專利名稱：改進多組分鈦合金的方法及所制備的合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及鈦合金的改進，更具體地說，本發(fā)明涉及按規(guī)定的組成和加工工藝添加硼而得到改善的多組分鈦合金。
眾所周知，對于具有改善的高溫性能的鈦合金，存在著持續(xù)不斷的需求。此外還知道，高鋁含量的鈦合金具有良好的高溫性能，但這類合金有一個缺點，即室溫延展性較差。對于高鋁含量的鈦合金來說，任何提高其低溫延展性的改進都將是有益的，因為這將使這些高鋁的鈦合金在一些急需的應(yīng)用如噴氣發(fā)動機中獲得新的用途。
在這一技術(shù)領(lǐng)域中，人們已經(jīng)知道，普通的高溫鈦合金，由于難以或者不可能加入合金元素超過某一確定含量，而又不產(chǎn)生室溫脆性，因而其高溫性能受到限制。1957年1月在Journal of Metals雜志的一篇文章中第一次說明了這一結(jié)論，該文章題為“Embrittlement of Ti-Al Alloys in the 6-10%Al Range(鋁含量為6-10%的鈦-鋁合金的脆性)”，作者是Crossly和Carew，第43-46頁，該文獻指出，含量高于6%(重量)將引起脆性，據(jù)報導(dǎo)這種脆性由于暴露于高溫環(huán)境而進一步加劇。
在人們認識到任何與鋁的性質(zhì)相似的強化元素都將引起脆性之前，人們一直是沿著Crossley和Carew指出的途徑開展研究工作。此后在這一技術(shù)領(lǐng)域中人們才想到，為了避免脆性必須將錫、鋯和氧等元素控制在較低的含量。目前使用的最流行鈦基合金例如Ti-1100只含大約6%(重量)的鋁，這顯然是出于上述原因，參見下述文獻“An Advanced Alloy for Elevated Temperature(用于高溫的合金進展)”，Bania，Journal of Metals，March in 1988，P20-22;以及美國專利4，738，822，“Titanium Alloy for Elevated Temperature Applications;With Aluminium、Zirconium、Molybdenum、Silicon、and Iron(含有鋁、鋯、鉬、硅和鐵的鈦合金的高溫應(yīng)用)”。
Blaokburn和Smith在美國專利4，292，077(“Titanium Alloys of the Ti3Al Type”)及4，716，020(“Titanium Aluminum Alloys Containing Niobium、Vanadium and Molybdenum”)中，描述了另一種可供選擇的合金化方法。在這些專利中指出，具有較高鋁含量即高于引起α2(Ti2Al)形成為主相的量并添加了高熔點元素如鈮或釩的鈦基合金可能導(dǎo)致產(chǎn)生有限體積分數(shù)的延性的β相。但是，這種方法的缺點是，室溫延展性所需要的β相大大地降低了該合金在650℃及650℃以上溫度下的強度。
已經(jīng)知道，硼在鈦中具有較低的溶解度，向鈦基合金中添加硼帶來的影響在下述文獻中已有闡述“Binary Alloy Phase Diagrams”，美國金屬學(xué)會出版(1986)，主編Thaddeus B.Massalski，編輯Joanne L.Murray，Lawrenoe H.Bennett，和Hugh Baker。根據(jù)這篇文獻，鈦基合金中加入硼預(yù)計將導(dǎo)致沉淀析出硼化物相，因而對鈦基體顯微組織將不會具有改善作用。
使用硼來形成第二相化合物，這在采用常規(guī)凝固和形變熱處理工藝制備的各種類型的鈦合金中是眾所周知的。Jaffee、Maykuth和Ogden在美國專利2，596，489和2，797，996中描述了一種α和α+β型鈦合金，該合金含有較高含量的硼、足以形成硼化物彌散相。Jaffee在美國專利2，938，789中描述了一種帶有硼化物或硅化物相的β鈦基體組合物。Brooks、Brown和Jepson在美國專利3，199，980中描述了帶有硼化物或碳化物沉淀物的鈦合金。Evans和Smith在美國專利3，340，051中描述了一種硼含量足夠高以致合金中含有彌散的硼化物相的鈦-鉻合金，此外，他們在美國專利3，399，059中還描述了含硼的鈦-鉬-釩β基體組合物，與上述已有技術(shù)相比，本發(fā)明的鈦合金組合物及加工工藝，以較低的含量使用硼并使合金組合物快速凝固以避免形成彌散的硼化物，從而使α基體相顯微織組和低溫延展性得到改善。
Itoh、Miyauchi、Sagoi和Watanabe在美國專利4，253，873中描述了含硼量較低的合金。他們敘述了可以以足夠低的含量水平加入硼以致合金中不形成硼化物。但是，在他們所發(fā)明的合金中，α穩(wěn)定化元素鋁的含量如此之低，以致不存在由Ti2Al引起的脆性問題，此外β穩(wěn)定化元素鉻和鉬的含量如此之高以致合金具有保留下來的β基體或鉻共析顯微組織。與此不同，本發(fā)明的合金及加工工藝涉及提高高鋁合金的延性和改善片狀α相顯微組織。
Vordahl在美國專利3，622，406和3，379，522中描述了含硼鈦合金的快速凝固。他們所選用的合金組合物具有足夠高的硼含量以致合金中形成了彌散體?？焖倌痰哪康氖鞘惯@些彌散體細化。
S.M.L.Sastry、T.C.Peng、T.J.Meschter和J.E.O′Neal等人在Journal of Metals雜志1983年9月的一篇題為“Rapid Solidification Processing of Titanium Alloys(鈦合金的快速凝固處理)”(第21-27頁)的文章中報導(dǎo)說，含硼組合物的快速凝固預(yù)計將導(dǎo)致潛在地用作彌散體的硼化物的細化排列。他們在美國專利4，639，281中對此作了進一步闡述。
類似文獻還有“Control of Beta-Grain Growth Via The Powder Metallurgy Route In A Ti-6Al-4V Alloy”，作者是H.Octor、S.Naka、M、Marty和A.Walder。這篇文章出現(xiàn)在由丹麥的Riso出版(1986年12月8-12)的文獻“Annealing Processes，Reco very、Recrystallization，and Grain Growth”中，該文章指出，硼以沉淀析出物的形式存在于鈦基合金中將細化β晶粒尺寸。在這項工作中，硼是通過混合配料粉末加到Ti-6Al-4V合金中的。人們觀察到，硼阻止了β晶粒長大。在這篇文章以及上述其它文章中，沒有有關(guān)改善α鈦顯微組織的報導(dǎo)。
人們已經(jīng)知道，在按常規(guī)方法凝固的鈦合金以及在鈦合金焊接件中硼的存在對于低溫延展性具有有害的影響。在兩篇關(guān)于含硼的α鈦合金的性能的文章中指出，在有硼存在的場合，對片狀α相顯微組織沒有改善并且室溫下的機械性能有所降低。第一篇文章的題目是“Boron Induced Toughness Loss in Ti-6Al-2Nb-1Ta-0.8Mo”(H.Inouye和S.A.David)，第二篇文章題目為“The Effect of Boron on Weldment Microsturctures In The Ti-6Al-2Nb-1Ta-1MoAlloy”(R.E.Lewis、W.C.Kuhns、F.A.Crossley、I.L.Kaplan和W.E.Lukens)。這二篇文章都刊登在1984年9月10-14日在聯(lián)邦德國幕尼黑召開的第五屆國際鈦合金會議的論文集(由G.Lutjering、U.Zwiker和W.Bunk編輯)上。
與上述文獻中的報導(dǎo)相比，本發(fā)明發(fā)現(xiàn)，可以提供一種具有改善的低溫強度和延展性并具有良好的高溫強度的鈦基合金，通過向高鋁含量的合金中加入硼并輔以快速凝固、以改善片狀α相顯微組織，就可以實現(xiàn)這一目的。
因此，本發(fā)明的目的之一是，提供一種具有改善的低溫強度和延展性并具有良好的高溫強度的鈦合金。
本發(fā)明的另一目的是提供一種改進鈦合金組合物的方法，以提高其低溫強度和延展性、同時使高溫強度的改變保持在最低限度。
此外，本發(fā)明還有一個目的，即提供一種使低溫延展性和強度綜合在一起具有合乎要求的性能，并具有良好高溫強度的含硼的鈦基合金組合物。
本發(fā)明的其它目的中，部分是顯而易見的、部分將在下面予以指出。
廣義地講，本發(fā)明的目的可以通過提供一種含約0.01-0.2(原子)%的硼和6-30(原子)%的鋁而得以實現(xiàn)。本發(fā)明的鈦基合金含鋁量較高、但高的含鋁量并未引起脆性，這是由于加入硼的緣故。
另一方面，本發(fā)明的目的可以通過提供具有下述近似組成(原子百分數(shù))的合金而得以實現(xiàn)
含量成分 從(大約) 至(大約)Al 6 30Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 6 30Zr 0 6Hf 0 6∑ Zr+Hf 0 6V 0 12Cb(Nb) 0 12Ta 0 12Mo 0 6W 0 6Cr 0 6Ru 0 4Rh 0 4Pd 0 4Pt 0 4Ir 0 4Os 0 4∑ V+Cb+Ta+Cr+Mo+W+Ru+Rh+Pd+Pt+Ir+Os 0 12∑ C+Y+稀土金屬 0 2B 0.01 2.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度低于50微米。
另一方面，對于下述組成(原子百分數(shù))還可形成了更細的顯微組織
含量成分 從(大約) 至(大約)Al 16 20Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 16 20Zr 0 2Hf 0 2∑ Zr+Hf 0 2Cb(Nb) 0 5Ta 0 5∑ V+Cb+Ta+Mo+W 4.5 5.5B 0.01 0.4Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度低于30微米。
這里所說的“基本上余量”的含義是，除了鈦和上面所列的元素之外還包括少量雜質(zhì)和偶然帶入的元素，其含量對這一合金的新的、有益的特性沒有不良影響。
參照附圖可以更清楚地理解下述對本發(fā)明的說明，其中

圖1是一個曲線圖，圖中對一組具有類似基本組成的合金，繪制出屈服強度對溫度(℃)的關(guān)系曲線;
圖2是一個曲線圖，圖中對與圖1中相同的一組合金，繪制出延伸率(%)對溫度(℃)的關(guān)系曲線;
圖3是一個曲線圖，它與圖1相似、但是是對另一組具有不同基本組成的合金繪制的;
圖4是與圖2類似的曲線圖，該圖對于與圖3相同的一組合金繪制出延伸率對溫度的關(guān)系;
圖5顯示了圖1和圖2的合金的顯微組織;
圖6顯示了圖3和圖4的合金的顯微組織;
圖7顯示了經(jīng)過常規(guī)方法加工的含硼合金的顯微組織。
為了測定重要的成分和其它因素對合金性能的影響，制備了一些合金。所制備的10種合金分別標(biāo)示為YF、YK和YL;YQ、YR和YV;YC和YM;以及YI和YN。
將這些合金分組第一組3個合金，第二組3個合金，第三組2個合金，第四組2個合金。分組是根據(jù)各個合金組成上的差別進行的，這從下面的表1中可以看得很清楚。
(表1見下頁)由表1中可以看到，四組合金中每組的第一個合金不含硼，每一組的第二個合金及其后的所有合金都含有硼，其含量為0.06(原子)%。此外還可以看到，每組的第三或第二個合金中加入了鉿。
參閱表1，這里所作的一些評述是根據(jù)現(xiàn)有技術(shù)的見解對表1中列出組成的合金預(yù)期得到的結(jié)果所作的說明。
基礎(chǔ)合金YF的組成為Ti-18% Al-5% Cb-0.8% Si(原子百分數(shù))。按照現(xiàn)有技術(shù)的說法，這一合金中存在的相，應(yīng)當(dāng)是富Al的密排六方α相和少量富鈮的體心立方β相，在α相中有一些以Ti3Al(α2)為基礎(chǔ)的有序相的沉淀析出物。
合金YK具有與合金YF相同的基本成分，不同之處在于，它還含有0.06(原子)%的硼。按照現(xiàn)有技術(shù)的說法，這一合金應(yīng)含有與合金YF相同的相。此外，這樣低含量的硼應(yīng)處于固溶體中或是以表Ⅰ

很低體積分數(shù)的TiB相的形式沉淀析出。
合金YL的基本成分與合金YF相同，不過，除了合金YF的基本元素外，它還含有1.5(原子)%的鉿和0.06(原子)%的硼。因此，合金YL就相當(dāng)于在合金YK中添加了1.5(原子)%的鉿。按照現(xiàn)有技術(shù)的見解，鉿應(yīng)當(dāng)既進入α鈦的固溶體中也進入β鈦的固溶體中，或許有助于形成鉿的硅化物和硼化物。低含量的硼和硅將使得硅化物和硼化物相的含量相當(dāng)?shù)停辖餣L的相組成應(yīng)當(dāng)與基礎(chǔ)合金YF的相組成幾乎相同。
再看表1，基礎(chǔ)合金YQ的組成是Ti-18% Al-5% Ta-0.8%Si(原子百分數(shù))。根據(jù)現(xiàn)有技術(shù)的見解，該合金中存在的相，應(yīng)當(dāng)是富Al的密排六方α相和少量富Ta的體心立方β相，在α相中有一些以Ti3Al(α2)為基礎(chǔ)的有序相的沉淀析出物。合金YR基本上與基礎(chǔ)合金YQ相同，不同之處在于，合金YR還含有1.5(原子)%Hf和0.06(原子)%B。很明顯，合金YR基本上就是合金YQ再添加上1.5(原子)%Hf和0.06(原子)%B。按現(xiàn)有技術(shù)的見解，在合金YR中鉿和硼的分布與上述合金YK和YL相類似。具體地說，合金YR中的鉿應(yīng)既進入α鈦的固溶體中也進入β鈦的固溶體中，或許有助于形成鉿的硅化物和硼化物。低含量的硼和硅預(yù)計應(yīng)使得硼化物和硅化物相的含量相當(dāng)?shù)停辖餣R的相組成應(yīng)與合金YQ幾乎相同。
合金YV是合金YQ、YR和YV分組中的一部分，它與YR的組成基本相同，不同之處在于，合金YV中含Al量較高即22.5(原子)%Al，而合金YR的含Al量只有18(原子)%，這一點通過比較表1中這些合金的成分可以看得很清楚。合金YV具有足夠高的鋁含量，按現(xiàn)有技術(shù)的見解，該合金中的相應(yīng)包括以Ti3Al(α2)為基礎(chǔ)的有序六方相和少量富Ta的體心立方β相，可能還伴有少量的硼化物和/或硅化物相。
在表1的第三組合金即合金YC和YM中，合金YC具有與合金YF相似的組成，不同之處在于，Al的含量低了6%，并且合金YC中有3(原子)%Ga和3(原子)%Sn。合金YC的組成為Ti-12%Al-3%Ga-3%Sn-6%Cb-2%Ta-0.8%Si(原子百分數(shù))。實際上，鎵和錫取代了同等數(shù)量的鋁。按照現(xiàn)有技術(shù)的見解，其相組成應(yīng)包括富Al、Ga和Sn的密排六方α相和少量富Cb和Ta的體心立方β相，在α相中有以Ti3Al(α2)為基礎(chǔ)的有序相的沉淀物。合金YM幾乎完全照抄合金YC的組成，不同之處在于，在合金YC中加入了1.5(原子)%Hf和0.06(原子)%B取代了同等數(shù)量的鈦。
表1中的下一組合金是合金YI和YN。合金YI的組成與合金YC十分相似，不同的地方是，Ta的含量低了約1.5%，并且在YI的組成中加有0.5(原子)%的釩、鉬和鎢。合金YN的組成相當(dāng)于合金YI，不同之處是，合金YN還含有1.5(原子)%Hf和0.06(原子)%B。按現(xiàn)有技術(shù)的見解，合金YI的相，應(yīng)包括富Al、Ga和Sn的密排六方α相和少量富Cb、Ta、V、Mo、W的體心立方β相，在α相中有一些以Ti3Al(α2)為基礎(chǔ)的有序相的沉淀析出物。
以上按現(xiàn)有技術(shù)的見解對表1中合金的性質(zhì)及這些合金的形式作了評述，這些評述涉及的是按常規(guī)加工工藝制備的合金。
但是，本發(fā)明的合金是采用在銅坩堝中電弧熔煉以及將由坩堝中得到的金屬熔體旋壓成形(Spinning)而制備成的。熔體旋壓得到的條板在840℃進行熱等靜壓制(HIPping)，然后在840℃下擠壓，擠壓比為8∶1。對擠壓后的合金施以熱處理，熱處理包括在β轉(zhuǎn)變溫度以上固溶處理、然后在β轉(zhuǎn)變溫度以下進行時效(aging)。對于除YQ和YR外的所有合金，β固溶是在1200℃下進行2小時，YQ和YR則是在1150℃進行固溶處理。所有合金的時效均為在900℃下24小時、再在750℃時效24小時，但YV合金是個例外，其兩次時效的時間都是8小時。
通過壓鍛經(jīng)過常規(guī)方法凝固的金屬小球?qū)x定的合金作出評定。壓鍛是在900℃下進行的。熱處理仍包括β固溶處理和在β轉(zhuǎn)變溫度以下時效。
我發(fā)現(xiàn)，以0.06(原子)%的數(shù)量加入硼改善了鈦合金的組織、使得形成的α片的尺寸大為縮短。這種減小α片尺寸的效果在常規(guī)凝固的合金中也會發(fā)生，但在快速凝固的合金中這一效果尤為顯著。此外，以通常的凝固速度制造的含硼合金含有一種粗大的相，經(jīng)過觀察，這種相沿著形變熱處理的方向排成直線，我認為它可能是硼化物。添加較低含量的硼導(dǎo)致改善了鈦合金的顯微組織，對于這一結(jié)論，我經(jīng)過研究得到了證據(jù)，這證據(jù)就包含在本申請的附圖5、6和7的顯微照片中。這些圖中每一個都包括三部分，分別標(biāo)示為A、B和C。圖5包括經(jīng)過快速凝固、壓實和熱處理的合金YF、YK和YL的顯微照片。圖6包括經(jīng)過快速凝固、壓實和熱處理的合金YQ、YR和YV的顯微照片。圖7包括經(jīng)常規(guī)方法加工處理的合金YQ、YR和YV的顯微照片。
先看圖5的顯微照片，該圖所示為快速凝固的合金YF、YK和YL(見表1)的擠壓件再經(jīng)過熱處理后的顯微照片?；A(chǔ)合金YF具有轉(zhuǎn)變了的β顯微組織，其中，長度約50-100微米(μm)的α片(白色腐蝕相)在它們由以生成的β晶粒內(nèi)沿著三個方向排列。合金YK和YL的顯微組織明顯地不同于合金YF的組織，合金YK和YL的顯微照片中的α片要短得多，大約有20微米長，但它們的厚度與YF合金中的α片大體相同。合金YK和YF的顯微照片中的α片看起來相對于它們的母相β晶粒沿著三個方向排列，但這些片很短，以致未出現(xiàn)網(wǎng)籃組織(basketweave)圖案。
圖6所示為快速凝固的合金YQ、YR和YV的經(jīng)過熱處理的擠壓件，這些合金的組成列于表1中?；A(chǔ)合金YQ具有轉(zhuǎn)變了的β顯微組織，其中，長度約40-80μm的α片在其由以生成的β晶粒內(nèi)沿三個方向排列。原始β晶粒由晶界α相勾畫出輪廓。合金YQ的α片比合金YF的α片細得多，但它們的長度大體相同。合金YQ與合金YF的α片在細化程度和長度上的差別可能反映了鉭和鈮對所形成的α片的形狀的影響有所不同。YQ合金中三種取向的α片彼此交叉形成網(wǎng)籃組織圖案。含硼合金YR和YV的顯微組織明顯地不同于合金YQ的顯微組織，這從圖6中可以看的很清楚。合金YR的α片長度要短得多，但其厚度與合金YQ的α片大體相同。合金YQ顯微組織中的α片看起來相對于它們的母相β晶粒沿著三個方向排列，但這些片很短以致未出現(xiàn)網(wǎng)籃組織圖案。與基礎(chǔ)合金YQ相比，合金YV的顯微組織中的α片要短得多并且稍厚一些。YR和YV合金中α片的長度低于約20μm。
現(xiàn)在看圖7，該圖顯示了常規(guī)方法凝固的合金YQ、YR和YV的鍛件經(jīng)過熱處理后的顯微組織照片，這些合金的組成列于表1中。由基礎(chǔ)合金YQ的顯微照片可以清楚地看到，該合金具有轉(zhuǎn)變了的β顯微組織，這與快速凝固的合金的情況十分相似，在上述顯微組織中，α片在其由以生成的β晶粒內(nèi)沿三個方向排列。在這張顯微照片中，晶界α相勾畫出了原始β晶粒的輪廓。由這張顯微照片還可清楚地看出，含硼的YR和YV合金壓鍛件的熱處理組織與基礎(chǔ)合金YQ的顯微組織沒有多大區(qū)別，這與它們在快速凝固時的情況不同。與YQ合金的顯微組織相比，合金YR顯微照片中的α片長度比較短，但厚度大體相同。由這張圖還可以看出，這些片是以平行的片束群的形式排列的，而不是排列成網(wǎng)籃組織圖案，此外還有一些沿鍛造方向排列的附加相的板條。根據(jù)我對這些合金的研究，我認為這附加相可能是硼化物。由常規(guī)方法凝固的YV合金顯微照片中清楚地看到的組織在以下方面與基礎(chǔ)合金YQ的組織非常相似，即有晶界α相存在，并且晶粒內(nèi)部的α片與快速凝固合金的情況相比其細化程度要低得多。
總而言之，根據(jù)對這些合金顯微組織照片的觀察和研究，很顯然，添加0.06(原子)%數(shù)量級的硼改善了鈦合金的組織，在β固溶和熱處理后得到尺寸大為縮短的α片。這種效果在快速凝固的合金中更為明顯。以通常的凝固速度制造的含硼合金還含有一種粗大的相，一般認為這種相可能是沿著形變熱處理方向排列的硼化物。
我發(fā)現(xiàn)，在該合金最終顯微組織中觀察到的一般的片狀α相組織是比較小的，這樣小的尺寸對于這些合金所顯示出來的合乎要求的性能來說十分重要。更進一步地說，我發(fā)現(xiàn)，當(dāng)片狀的α相結(jié)構(gòu)小于約50μm時，合金具有合乎要求的室溫延展性以及良好的高溫性能。
對表1中所列組成的合金測試了它們的機械性能。在室溫和高溫下對快速凝固并壓實的合金進行了拉伸試驗，試驗結(jié)果列于下面的表Ⅱ中。



根據(jù)表Ⅱ中紿出的結(jié)果，很顯然，對于所制備的各種合金來說，硼對于低溫強度和延展性具有意想不到的有利的影響。
現(xiàn)在來看表1中列舉的第一組合金，即合金YF、YK和YL。由表Ⅱ中看的很明顯，在室溫下YF合金的拉伸延伸率只有0.1%、最大抗拉強度為130千磅力/平方英寸(ksi)。這樣差的室溫延展性使得YF合金對于結(jié)構(gòu)用途來說基本上沒有使用價值。與這樣低的拉伸延伸率相比，含硼的合金YK具有0.5%的延伸率，也就是說比合金YF的延伸率大5倍。此外，YK合金的最大抗拉強度為143ksi，即比不含硼的YF合金的抗拉強度高大約10%。含鉿和硼的YL合金，其室溫下的延伸率為0.8%、最大抗拉強度為132ksi。這表明，含有鉿和硼添加元素的合金，其物理性能有明顯的、意想不到的提高。
對這些合金還進行了高溫試驗。在750℃下YF合金的抗拉強度為65.9ksi，而YK合金的這一性能降低到60.4ksi。對于含硼和鉿的YL合金，在750℃下進行的強度測試表明，與YF相比YL合金的強度基本上沒有變化。這些結(jié)果以圖解的形式在圖1和圖2中表示出來，這二張圖繪制出YF、YK和YL合金的屈服強度和延伸率與溫度的函數(shù)關(guān)系。
接下來看表Ⅰ中所列的下一組三個合金，即合金YQ、YR和YV。在室溫下的試驗表明，在室溫條件下YQ合金的拉伸延伸率基本上等于0、其最大抗拉強度為139ksi。這樣差的室溫延展性使得YQ合金對于結(jié)構(gòu)應(yīng)用來說基本上是沒有用的。與YQ合金的物理性能相比，含硼和鉿添加元素的YR合金的延伸率為1.3%、最大抗拉強度為174ksi。在較高溫度下的試驗表明，在750℃下含鉿和硼的YR合金最大抗拉強度為77.9ksi，而不含鉿和硼的YQ合金在750℃下的最大抗拉強度為88.6ksi。因此，與不含鉿和硼的合金相比，含鉿和硼的合金在較高溫度下的抗拉強度有一些損失。對于表Ⅰ中所列含有鉿和硼以及較高含量鋁的YV合金，測得的延伸率為3.5%、最大抗拉強度為140.6ksi。YV合金在高溫下的強度情況是，在650℃和750℃下其強度略低于YQ合金，但在900℃下其強度高于基礎(chǔ)合金YQ。這些結(jié)果在圖3和圖4中作了圖解說明，這二張圖繪制出YQ、YR和YV合金的屈服強度和延伸率與溫度的函數(shù)關(guān)系。
再看表Ⅰ中所列的最后兩組合金。對YC和YM合金進行了試驗，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在室溫下YC合金的拉伸延伸率基本上等于0、最大抗拉強度約為105.8ksi。這樣差的室溫延展性使得YC合金根本不能用于結(jié)構(gòu)用途。與此相比發(fā)現(xiàn)，YM合金的延伸率為1.4%、最大抗拉強度約為142.9ksi。在750℃下，YM合金的最大抗拉強度為48.4ksi，YC合金的抗拉強度為56.1ksi。由此看出，向YC合金中添加硼是非常有效的，與YC合金相比其抗拉強度大大地提高了，此外，與不含硼的YC合金相比，含硼的YM合金的室溫延展性也顯著地提高了。
現(xiàn)在來看表Ⅰ中的最后一組合金即合金YI和YN，對YI合金進行試驗、結(jié)果發(fā)現(xiàn)，其室溫下的拉伸延伸率為0、最大抗拉強度約為125.8ksi。延伸率為0使得這種合金基本上不能用于結(jié)構(gòu)用途。YN合金的組成與YI合金基本相同，不同的地方是增加了1.5%Hf和0.06%B。對YN合金也進行了試驗，試驗結(jié)果表明，含鉿和硼的合金其性能比不含鉿和硼的合金YI有了明顯的提高。YN合金的延伸率為0.6%、最大抗拉強度為146.7ksi。YN合金在高溫下的強度是48.2ksi，YI合金是56.7ksi。這個例子再一次表明了添加硼在提高基本上是脆性的起始合金YI的延展性方面所起的作用和效果。
上述全部討論涉及到對于通過快速凝固處理的合金進行研究所獲得的結(jié)果。對三種合金即YQ、YR和YV進行了研究，這些合金是采用常規(guī)凝固處理然后壓鍛制備成的。試驗結(jié)果列于下面的表Ⅲ中。
表Ⅲ常規(guī)方法澆鑄的鍛件的拉伸性能最大 延伸率 延伸率 斷面屈服 抗拉 (%)最大 (%) 收縮合金 溫度 強度 強度 負載 斷裂 率(%)YQ 室溫 135.6 143.1 0.4 0.4 3.7(5Ta)YR 室溫 151.4 165.0 0.9 0.9 2.9(5Ta-1.5Hf-0.6B)YV 室溫 108.5 113.1 0.3 0.3 0(22.5Al-5Ta-)(1.5Hf-.06B)由上表可知，在室溫下不含硼或鉿的YQ合金的拉伸延伸率為0.4%、最大抗拉強度為143.1ksi。含有鉿和硼的YR合金在室溫下的延伸率和最大抗拉強度顯著高于前者，分別為0.9%和165ksi。但是，具有增加的鋁含量以及鉿和硼添加元素的YV合金的室溫延伸率和最大抗拉強度都較低，它們分別是0.3%和113.1ksi。
通過比較用不含硼或鉿的YQ合金所得到的結(jié)果和含鉿和硼添加元素的YR合金的試驗結(jié)果，可以得出結(jié)論，對于常規(guī)處理的合金，添加硼只能稍微改善其拉伸性能。此外，比較鋁的含量較低并且不含硼和鉿的YK合金和具有較高鋁含量及所示硼和鉿百分數(shù)的YV合金，可以看出，當(dāng)鋁含量提高時性能沒有明顯的改善?？磥硭坪跏?，在合金的加工過程中不進行快速凝固將導(dǎo)致較多的硼以塊狀硼化物的形式沉淀析出，使所得合金的顯微組織的改善受到削弱或者完全消失。可以肯定地說，其顯微組織的改善達不到與快速凝固合金同等的程度。此外，在硼作為脆化相的地方，往往可能產(chǎn)生裂紋、從而影響到由試驗測定的機械性能。
合金中硼的最佳含量是凝固處理工藝的函數(shù)。根據(jù)我們的研究結(jié)果，硼的含量應(yīng)低于將產(chǎn)生長度大于約5μm的粗大的硼化物沉淀相的硼含量。因此，對于常規(guī)處理的合金，硼的含量必須低于0.06(原子)%，最低為0.01(原子)%，僅略高于雜質(zhì)的含量。對于快速凝固制成的合金，硼的含量就可以比較高了。
硼含量的上限可以根據(jù)那些旨在形成穩(wěn)定的硼化物的現(xiàn)有技術(shù)文獻來進行估算。Brook等人在美國專利3，199，980以及Evans和Smith在美國專利3，340，051中指出，獲得沉淀析出的彌散相所必須的最低含量為大約0.5(重量)%(約2(原子)%)。由于本發(fā)明中不需要硼化物相，因此可以認為2(原子)%即是實際的上限最大含量。
此外，確定硼含量與凝固處理過程的關(guān)系與具有改善的機械性能的細化顯微組織有極好的相關(guān)聯(lián)系。硼的含量和凝固速度應(yīng)使得在如上所述結(jié)過壓實和熱處理的最終產(chǎn)品中形成如圖5和圖6中所示的細小的α片顯微組織。
由以上所述可以看出，由具有下述近似組成(原子百分數(shù))的合金可以制備具有α組織或α+β組織的新的、獨特的鈦基合金組合物。
含量成分 從(大約) 至(大約)Al 6 30Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 6 30Zr 0 6Hf 0 6∑ Zr+Hf 0 6V 0 12Cb(Nb) 0 12Ta 0 12Mo 0 6W 0 6Cr 0 6Ru 0 4Rh 0 4Pd 0 4Pt 0 4Ir 0 4Os 0 4∑ V+Cb+Ta+Cr+Mo+W+Ru+Rh+Pd+Pt+Ir+Os 0 12∑ C+Y+稀土金屬 0 2B 0.01 2.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度小于50微米。
采用下述組成(原子百分數(shù))將形成更細的顯微組織。
含量成分 從(大約) 至(大約)Al 16 20Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 16 20Zr 0 2Hf 0 2∑ Zr+Hf 0 2Cb(Nb) 0 5Ta 0 5∑ V+Cb+Ta+Mo+W 4.5 5.5B 0.01 0.4Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α片的平均的長度低于30微米。
權(quán)利要求
1.一種γ或γ+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由以下成分按下述含量(原子%)組成含量Al 6 30Sn 0 4Ga 0 4∑Al+Sn+Ga 6 30Zr 0 6Hf 0 6∑Zr+Hf 0 6V0 12Cb(Nb) 0 12Ta 0 12Mo 0 6W0 6Cr 0 6Ru 0 4Rh 0 4Pd 0 4Pt 0 4Ir 0 4Os 0 4∑V+Cb+Ta+Cr+Mo+W+Ru+Rh+Pd+Pt+Ir+Os 0 12∑C+Y+稀土金屬 0 2B0.01 2.0Ti其本上余量這種合金的最終顯微組織的特征是，γ相的片的平均長度低于50微米。
2.一種α或α+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由以下成分按下述含量(原子%)組成含量成分 從(大約) 至(大約)Al 6 30Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 6 30Zr 0 6Hf 0 6∑ Zr+Hf 0 6V 0 12Cb(Nb) 0 12Ta 0 12Mo 0 6W 0 6Cr 0 6∑ V+Cb+Ta+Cr+Mo+W 0 12∑ C+Y+稀土金屬 0 2B 0.01 2.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度低于50微米。
3.一種α或α+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由以下成分按下述含量(原子%)組成含量成分 (從(大約) 至(大約)Al 6 30Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 6 30Zr 0 6Hf 0 6∑ Zr+Hf 0 6V 0 12Cb(Nb) 0 12Ta 0 12Mo 0 6W 0 6∑ V+Cb+Ta+Cr+Mo+W 0 10∑ C+Y+稀土金屬 0 2B 0.01 2.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度小于50微米。
4.一種α或α+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由以下成分按下述含量(原子%)組成含量成分 從(大約) 至(大約)Al 12 25Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 12 25Zr 0 6Hf 0 6∑ Zr+Hf 0 6V 0 5Cb(Nb) 0 7Ta 0 7Mo 0 2W 0 2∑ V+Cb+Ta+Mo+W 3 10B 0.01 2.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度小于50微米。
5.一種α或α+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由以下成分按下述含量(原子%)組成含量成分 從(大約) 至(大約)Al 16 25Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 16 25Zr 0 6Hf 0 6∑ Zr+Hf 0 6V 0 5Cb(Nb) 0 7Ta 0 7Mo 0 2W 0 2∑ V+Cb+Ta+Mo+W 3 10B 0.01 2.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度小于40微米。
6.一種α或α+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由以下成分按下述含量(原子%)組成含量成分 從(大約) 至(大約)Al 16 25Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 16 25Zr 0 4Hf 0 4∑ Zr+Hf 0 4V 0 5Cb(Nb) 0 5Ta 0 5Mo 0 2W 0 2∑ V+Cb+Ta+Mo+W 4 6B 0.01 1.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度小于40微米。
7.一種α或α+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由以下成分按下述含量組成(原子%)含量成分 從(大約) 至(大約)Al 16 20Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 16 20Zr 0 2Hf 0 2∑ Zr+Hf 0 2V 0 5Cb(Nb) 0 5Ta 0 5Mo 0 2W 0 2∑ V+Cb+Ta+Mo+W 4 6B 0.01 1.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度小于40微米。
8.一種α或α+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由下述成分和含量(原子%)組成含量成分 從(大約) 至(大約)Al 16 20Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 16 20Zr 0 2Hf 0 2∑ Zr+Hf 0 2Cb(Nb) 0 5Ta 0 5∑ V+Cb+Ta+Mo+W 4 6B 0.01 1.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度小于40微米。
9.一種α或α+β鈦基合金組合物，該組合物基本上由以下成分按下述含量(原子%)組成含量成分 從(大約) 至(大約)Al 16 20Sn 0 4Ga 0 4∑ Al+Sn+Ga 16 20Zr 0 2Hf 0 2∑ Zr+Hf 0 2Cb(Nb) 0 5Ta 0 5∑ V+Cb+Ta+Mo+W 4.5 5.5B 0.01 1.0Ti 基本上余量該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的平均長度小于30微米。
10.一種α和α+β鈦基合金，基本上由以下成分組成(原子%)6-30%Al、≤4%的Sn或Ga或其組合、0.01-2.0%B、余量基本是鈦，該合金的最終顯微組織的特征是，α相的片的長度小于50微米。
11.權(quán)利要求10所述的合金，該合金從熔融體快速凝固。
全文摘要
一種新的鈦基合金，其顯微組織為，片狀α相相對于其母相β晶粒沿三個方向排列，但這種α相的片很短、以致不呈現(xiàn)明顯的網(wǎng)籃狀組織圖案。該合金含有(原子％)0.02-2.0％B，6-30％Al，0-4％Sn，0-4％Ga、并可含有0-6％的Zr或Hf或二者組合，0-12％的選自下組元素中的至少一種金屬V、Nb、Ta、Cr、Mo、Re、W、Ru及鉑族金屬，0-2％的選自下組的至少一種元素Y、C和稀土金屬。
文檔編號C22C14/00GK1050742SQ90106738
公開日1991年4月17日 申請日期1990年8月6日 優(yōu)先權(quán)日1989年10月6日
發(fā)明者小邁克爾·弗朗西斯·澤維爾·吉廖蒂 申請人:通用電氣公司