鈦合金部件及其生產方法

2023-07-29 06:24:26

專利名稱：鈦合金部件及其生產方法
技術領域：
本發明涉及一種鈦合金部件，可以用於多種領域的多種製品，並且其冷加工性能良好。而且，本發明涉及一種可以高效生產鈦合金部件的方法。
最近，加工性能較好的鈦合金(如Ti-22V-4Al商品名「DAT51」等)、鈦製品在我們周圍不斷增加。然而，還不可能說加工性能已經足夠了，當加工率增大時，通常產生延展性突然降低的情況。所以，在可以獲得加工性能良好的鈦合金時，改善了鈦製品的材料生產率，因此，可能要增加產品量，進一步擴大用途等。
此外，為了要使鈦製品的用途擴大，除了這種加工性能以外，還需要表現出低楊氏模量和高強度的鈦合金。當可以獲得這種鈦合金時，各種製品的設計自由度急劇提高到用傳統材料不能獲得的程度。例如，當表現出低楊氏模量和高強度的鈦合金用在高爾夫球棍頭中，可能降低面部分的自然頻率(natural frequencies)，因此，可能使面部分的自然頻率與高爾夫球的自然頻率同步。因此，據說可以獲得明顯延長高爾夫球推動距離的高爾夫球棍。此外，例如，當表現出低楊氏模量和高強度的鈦合金用於眼鏡架(特別是鬢角部分)時，可以獲得極好的固定感覺，以及重量輕和抗過敏性等等，據說大大提高了實用性能。
因此，在開發不僅提供極好的加工性，而且提供低楊氏模量以及高強度的鈦合金時，使用鈦合金部件(鈦合金製品)的需求越來越多。
本發明的內容由於這種情況，開發了本發明，所以，本發明的一個目的是提供一種鈦合金部件，它提供用傳統鈦合金不能獲得的極好的加工性能、低楊氏模量和高強度。
為了解決這一課題，本發明人一直認真地研究，不斷地進行各種系統試驗，結果，發現了一種全新的鈦合金，可以滿足那些要求並且是傳統上不能獲得的，完成了本發明。
(鈦合金部件)(1)在織構方面的鈦合金部件首先，本發明已經發現，這種鈦合金具有特定的織構，並且獲得了根據本發明的鈦合金部件的開發。
即，根據本發明的鈦合金部件特徵在於，它包含40重量％或更多的鈦(Ti)，除了鈦以外的一種IVa族元素和/或一種Va族元素，其中，包括IVa族元素和/或Va族元素以及鈦的總量為90重量％或更多；它包含體心四方晶體或體心立方晶體的晶粒，其中，在c軸上的原子間距對於在a軸上的原子間距的比值(c/a)在0.9-1.1範圍內；和它具有一種織構，在20°＜α』＜90°和0°＜β＜360°範圍內，用Schlutz反射法在包括加工方向的晶面平行地測量晶粒的(110)或(101)晶面的極點圖(polar figure)，並且當把極點圖上平均分布的各個測量值(X)進行統計處理時，在織構中通過下列公式確定的關於平均值(Xm)的二次動差(secondary moment)(ν2)用平均值的平方(Xm2)除得的值(ν2/Xm2)為0.3或更大，通過下列公式確定的關於平均值(Xm)的三次動差(tertiary moment)(ν3)用平均值的立方(Xm3)除得的值(ν3/Xm3)為0.3或更大，平均值的1.6倍或更大的值(1.6Xm)另外包括在55°＜α』＜65°的範圍內和沿著加工方向的β範圍內測量的測量值中；
二次動差ν2＝{∑(X-Xm)2}/N三次動差ν3＝{∑(X-Xm)3}/N(注意，N是取樣數量。)。
這種鈦合金部件，從組成觀點來看，它包含鈦、一種IVa族元素和/或一種Va族元素，從晶體結構的觀點來看，主要是一種體心立方晶體，從金相學觀點來看，具有在傳統的β鈦合金等中不能獲得的特定織構。
本發明人發現，這種鈦合金部件加工性能良好，尤其是冷加工性能良好，並且它提供表現出低楊氏模量和高強度的特性。
目前，在鈦合金部件具有這種織構等情況下，還不必清楚為什麼它在冷加工性能方面可以改善並表現出低楊氏模量和高強度的原因。
順便提一下，在本說明書中提出的「鈦合金部件」涉及鈦合金和加工後的部件，加工後的部件通過使鈦合金經過某種加工來製造。加工後的部件的形式可以是工件，如板部件、線部件等，通過加工工件等製造的中間部件或中間製品，通過加工中間部件等製造的進一步的最終產品。無論如何，加工程度根本無關緊要。在加工過程中，除了冷加工以外，還涉及熱加工。
關於上述鈦合金部件的組成，鈦含量為40重量％或更多，使IVa族元素和/或Va族元素以及鈦的總和為90重量％或更多，以便同時獲得良好的冷加工性能和低楊氏模量。
進一步優選的是，鈦含量為45重量％或更多，使IVa族元素和/或Va族元素以及鈦的總和為95重量％或更多。
注意，不特別限制IVa族元素和/或Va族元素，只要它們是各自族裡的元素。在IVa族元素中，有鋯(Zr)和鉿(Hf)，在Va族元素中，有鈮(Nb)、鉭(Ta)和釩(V)。從比重和原料成本觀點來看，適當進行選擇是合適的。
使晶體結構成為體心四方結構或體心立方結構，其「c/a」在0.9-1.1範圍內，然而，不必要求在兩者之間嚴格區分。認為它基本具有體心立方晶體結構就足夠了。
(2)在特定組成方面的鈦合金部件其次，通過進行大量實驗，本發明確定，提供良好加工性能和低楊氏模量的上述鈦合金部件由滿足特定參數的特定組合物組成，並且完成了本發明。
即，根據本發明的鈦合金部件特徵在於它包含鈦和一種合金元素；它具有特定的組成，其中，關於d電子軌道的能級「Md」，取代元素的組成平均值為2.43＜Md＜2.49，關於鍵合順序(bond order)「Bo」，取代元素的組成平均值為2.86＜Bo＜2.90，「Md」和「Bo」每一個是通過「DV-Xα」簇團法(cluster method)獲得的參數。
目前，詳細的產生機理等還不清楚，當鈦合金部件由在上述非常有限的2.43＜Md＜2.49和2.86＜Bo＜2.90範圍內的特定組合物組成時，可以理解它表現出上述良好的特性。
(3)在位錯密度方面的鈦合金部件而且，本發明人發現，提供上述良好加工性能、低楊氏模量或高強度的鈦合金部件(尤其是冷加工部件)在晶體內部幾乎沒有位錯(晶格線缺陷)，並且完成了本發明。
即根據本發明的鈦合金特徵在於，在進行50％或更大的冷加工時，它表現出1011/cm2或更少的位錯密度。
傳統上，金屬的塑性變形解釋為滑移變形或孿晶變形。特別地，在傳統的β鈦合金中，滑移變形是主要的，這種滑移變形用上述位錯的移動來解釋。冷加工率增大越多，位錯增大越多，因此，一般產生加工硬化。所以，當傳統的鈦合金材料經過大加工率的冷加工，而不進行中間退火等時，經常產生裂紋等。
然而，在根據本發明的鈦合金的情況下，即使不經過熱處理等，也可能使其重複經過冷加工，甚至當冷加工率增大時，不產生裂紋等。目前，其原因還不確定，然而，由於上述位錯密度，可以認為，塑性變形通過與傳統金屬材料不同的機理產生。
總之，由於根據本發明的鈦合金部件冷加工性能明顯好，有效地改善鈦合金部件的(材料)產率以及生產率，而且，它可以用於各種製品，並增大其設計自由度。
(4)鈦合金部件的生產方法與上述鈦合金部件一起，本發明人還開發了一種可以高效生產這種鈦合金部件的方法。
即根據本發明的生產鈦合金部件的一種方法特徵在於，它包括製備原料的製備步驟，原料包含鈦和一種合金元素，具有特定的組成，其中，相對於d電子軌道的能級「Md」，取代元素的組成平均值2.43＜Md＜2.49，相對於鍵合順序「Bo」，取代元素的組成平均值2.86＜Bo＜2.90，「Md」和「Bo」每一個是通過「DV-Xα」簇團法獲得的參數；和成型包含在製備步驟後的原料的鈦合金部件的部件成型步驟。
根據本發明的製備步驟，表現出上述的良好加工性能、高強度或低楊氏模量的鈦合金部件的組成可以容易確定，並且可以安全高效地生產鈦合金部件。
注意，在本說明書中提出的「高強度」表示，後面將要解釋的抗拉強度或拉伸彈性極限強度大。此外，「低楊氏模量」表示，相對於傳統金屬材料的楊氏模量，後面將會解釋的平均楊氏模量小。
附圖簡述

圖1是表示通過Schlutz反射法測量極點圖的方法的略圖的示意圖。
圖2是表示關於一個實施例的試樣No.2的X射線衍射結果的圖。
圖3是關於一個實施例的試樣No.1的極點圖。
圖4是關於一個實施例的試樣No.4的極點圖。
圖5是關於一個實施例的試樣No.5的極點圖。
圖6是關於一個實施例的試樣No.2的極點圖。
圖7是關於一個實施例的試樣No.3的極點圖。
圖8是對比試樣的極點圖。
圖9是關於加權函數「W」的定義的解釋圖。
圖10是表示關於一個實施例的試樣No.1的金屬結構的TEM(明場像)照片。
圖11是表示關於一個實施例的試樣No.1』的金屬結構的TEM(明場像)照片。
圖12是表示關於一個實施例的試樣No.1的金屬結構的TEM(暗場像-16.3°)照片。
圖13是表示關於一個實施例的試樣No.1的金屬結構的TEM(暗場像6.1°)照片。
圖14A是示意表示根據本發明的鈦合金部件的應力-應變曲線的圖。
圖14B是示意表示傳統鈦合金的應力-應變曲線的圖。
實施本發明的最佳方式A.實施方式下文中，在給出實施方式的同時，詳細描述根據本發明的鈦合金部件。
注意，可以選擇性地且合適地組合包括上述織構的上述鈦合金部件的各個組成元素、表現出上述位錯密度的鈦合金部件、具有通過d電子軌道的能級和鍵合順序確定的組成的鈦合金部件、和在各個鈦合金部件之間的鈦合金部件生產工藝或者在這些合金部件和生產工藝之間進行選擇和組合。而且，注意，關於後面將會描述的各個限制性的元素，可以選擇性地把鈦合金部件的各個組成元素與生產過程適當地相互結合。
(1)織構該織構是在多晶體經過(強)加工製造的一種變形的織構，並且其中各個晶體具有擇優的取向。在這種織構中，除了加工後的織構以外，涉及在使加工後的織構再結晶時形成的再結晶織構等。
這種織構的測量通過各種方法進行，但是，織構的狀態在本文中從極點圖說明，極點圖通過使用一般的Schlutz反射法的立體投影獲得。用這種Schlutz反射法進行的極點圖測量方法的略圖表示於圖1中。
此外，在極點圖上的各個測量值進行統計處理，並且為了容易與其它材料進行客觀比較，使用關於平均值(Xm)的二次或三次動差(ν2，ν3)分別用平均值的平方或立方(Xm2，Xm3)除得的值(ν2/Xm2，ν3/Xm3)。
這裡，ν2/Xm2表示測量值的偏差。當ν2/Xm2小於0.3時，(110)面或(101)面在極點圖上的偏差不大，彈性各向異性不夠，並且它不是優選的。
此外，在ν3/Xm3為正數範圍內的較大值情況下，表明測量值突出到大於平均值(Xm)的範圍內。當ν3/Xm3小於0.3時，意味著(110)面或(101)面在極點圖中的特定部分中的密度不大，材料具有的彈性各向異性不足，並且不是優選的。
另一方面，當ν2/Xm2為0.3或更大和當ν3/Xm3為0.3或更大時，(110)面或(101)面的偏差足夠大，在特定部分中的密度足夠，並且被認為是優選的材料，它表現出足夠大的彈性各向異性。當ν2/Xm2為0.4或更大、0.5或更大或者0.6或更大且當ν3/Xm3為0.4或更大、0.5或更大或者0.6或更大，是更優選的。
根據本發明的鈦合金部件特徵在於，(110)面或(101)面聚集的這部分限制在極點圖的一部分中，可以認為這反映這種鈦合金部件的彈性各向異性的「各向異性」特徵。
特別地，當「平均值的1.6倍或更多倍的值(1.6Xm)」另外包括在「在沿著加工方向55°＜α』＜65°範圍內和β範圍內測量的測量值中」時，可以判斷它是具有優選的各向異性的材料特徵的一種部件。當具有平均值的1.8倍或更多，甚至平均值的2.5倍或更多的值時，是更希望的。
注意，當鈦合金除了這種織構以外，還具有其中晶粒內部的位錯密度為1011/cm2或更小的50％或更大冷加工後的結構時，是合適的，因為使得楊氏模量非常低。
(2)組成①當根據本發明的鈦合金部件包含一種間隙元素時，例如，一種或多種由氧(O)、氮(N)和碳(C)組成的間隙元素組的元素時，總量為0.25-2.0重量％，是合適的。然後，在使總量在0.3-1.8重量％範圍內，進一步在0.6-1.5重量％範圍內時，是更優選的。特別地，在使總量超過0.6重量％，並達到2.0重量％或更小，1.8重量％或更小或者1.5重量％或更小時，是更加優選的。
氧、氮和碳是間隙元素，一般來說，高強度的鈦合金通過固溶增強獲得。同時，隨著這些元素溶解量的增大，已知鈦合金變脆。所以，在傳統鈦合金的情況下，允許包含的氧量等最高到0.25重量％的程度。此外，在鈦合金的情況下，必須特別注意，以便控制氧量等在該範圍內，並產生了提高製造成本的原因。
然而，本發明人不同意這種常識並且發現，當根據本發明的鈦合金空前地含有大量O、N或C時，它是明顯韌性的，並顯出高的彈性變形能力。該發現在鈦合金領域是劃時代的，並且在科學上也是非常有意義的。詳細原因等目前還不清楚，但是本發明人現在正向著清楚說明的方向認真地研究。注意，在本發明的鈦合金部件的情況下，由於通過大量引入氧、氮或碳改善了性能，所以，已經排除了嚴格控制氧含量等的必要。所以，本發明的鈦合金部件的這種特性在改善生產率以及經濟效益方面也是優選的。
在任何情況下，不用說，當氧、氮或碳太少時，不可能足夠高地強化鈦合金部件，相反，導致鈦合金部件的韌性和延展性降低，不是優選的。
注意，除非另外說明，上述各種元素的組成範圍以「從『x』到『y』重量％的形式給出，這包括下限值(x)和上限值(y)。
(3)d-電子軌道的能級和鍵合順序d-電子軌道的能級和鍵合順序是通過DV-Xα簇團法確定的間隙(合金)元素中固有的參數。
DV-Xα簇團法是電子軌道法之一，是一種能夠巧妙模擬合金元素周圍的局部電子狀態方法(參考文獻；ADACHI Hirohiko著，SankyoPublishing Co.，Ltd.(1991)出版的量子材料化學導論)。
具體地，通過使用對應於各個晶格的簇團(晶體中的虛構分子)做出一種模型，改變中心間隙合金元素「M」，研究在「M」與母合金「X」(在本情況下，「X」是Ti)之間的化學結合狀態。然後，DV-Xα簇團法是一種通過這種方法得到合金參數的方法，合金參數表示作為合金元素的「M」在母合金中表現的個性。當它限於主要由過渡金屬組成的材料時，兩個參數，即d-電子軌道的能級「Md」(的組成平均值)和鍵合順序「Bo」(的組成平均值)，據說實際上是有效的。
注意，d-電子軌道的能級「Md」表示間隙合金元素「M」的d-軌道的能級，是與原子的電負性和原子半徑具有相關性的一個參數。鍵合順序「Bo」是表示在母合金元素「X」與間隙合金元素「M」之間電子云重疊程度的一個參數。
如上所述，雖然詳細原因還不清楚，當根據本發明的鈦合金部件由表現出2.43＜Md＜2.49和2.86＜Bo＜2.90的多種元素構成時，獲得了上述良好特性。
因此，2.45＜Md＜2.48，更進一步，2.46＜Md＜2.47，和2.865＜Bo＜2.885，更進一步，2.87＜Bo＜2.88是更優選的。
注意，作為滿足這些參數的特定組成，例如包含含量為20-50重量％的一種Va族元素、其餘為鈦的鈦合金是預期的。然而，由於上述參數範圍窄，所以，注意並不是在該範圍內包括的所有鈦合金均滿足上述參數。
此外，當參考上述織構觀察這些參數時，如果「Md」值為2.49或更大或者「Bo」值為2.86或更小，體心立方晶體(bcc)或體心四方晶體(bct)變得不穩定。因而，由於部分織構轉變成密堆六方晶體(hcp)，冷加工性能降低。此外，如果「Md』值為2.43或更小或者「Bo」值為2.90或更大，在原子之間的結合力增大，導致冷加工性能降低和楊氏模量升高。
(4)冷加工和位錯密度①「冷」指的是鈦合金的再結晶溫度(引起再結晶的最低溫度)或更低。例如，50％或更大的冷加工指的是由下式定義的冷加工率為50％或更大的一種情況。
冷加工率＝(S0-S)/S0×100(％)(S0冷加工前的橫截面積，S冷加工後的橫截面積)。
注意，在冷加工鈦合金(材料)時獲得的組織在本說明書中稱為冷加工後的組織。
②位錯密度是單位面積的位錯數，例如可以利用電子束或X射線的衍射現象，通過觀察內部變形的結構來確定。
如上所述，當根據本發明的鈦合金部件經過冷加工時，它表現出的這種低位錯密度使得難以通過普通方法觀察，並且認為塑性變形由一種不同於傳統金屬材料的未知機理產生。因此，因為通過加工沒有產生裂紋等，可以進行很大程度的(冷)加工。因而，認為根據本發明的鈦合金部件，即使具有傳統上難以成型的構形的部件，也可以進行塑性加工，並且通過冷加工具有良好的材料生產率。
到目前為止，已經參考進行50％或更大的冷加工的情況，進行了描述，然而，冷加工程度甚至可以為70％或更大，更進一步為90％或更大，而且為99％或更大。因而，位錯密度可以為107/cm2或更小。
(5)生產方法如上所述，根據本分明的方法包括製備步驟和部件成型步驟。
製備步驟是其中通過選擇和確定組成元素的種類和各種元素含量以便滿足上述參數「Md」和「Bo」來製備原料的一個步驟。
然而，在該製備步驟中的原料組成不必完全與最終鈦合金部件的元素組成一致。這是因為可能存在在隨後的部件成型步驟等中混入或去掉的合金元素。所以，在這種情況下，可以製備原料，使得最終的鈦合金部件的元素組成滿足上述2.43＜Md＜2.49和2.86＜Bo＜2.90。注意，作為間隙離子，例如有鈮、鉭、釩、鋯、鉿等，合適的是原料可以包括這些元素的至少一種或多種。
部件成型步驟可以是一種熔化法，其中原料首先熔化，然後成型部件，或者一種燒結法，在其中燒結原料粉末。
例如，在熔化法的情況下，部件成型方法可以是一種錠製造步驟，其中，一種錠部件用經過上述製備步驟的上述原料製造。這種錠製造步驟可以通過利用電弧熔化、等離子熔化、感應槽(induction scull)等熔化鈦合金，並把所得的鈦合金熔體澆鑄到模具中等等來實現。
此外，在燒結法的情況下，上述製備步驟可以是一種粉末製備步驟，其中，原料粉末構成上述特定的組成，上述部件成型步驟是一種燒結步驟，其中，用經過粉末製備步驟的原料粉末製造燒結部件。
在粉末製備步驟中使用的原料粉末可以是一種鈦粉末、一種包含合金元素粉末的混合粉末、或一種合金粉末、或者一種具有上述特定組成(或接近特定組成的組成)的合金粉末。
可以通過把混合物填充在用於成型的模具中(填充步驟)，加壓並成型混合粉末，成為成型體(成型步驟)和加熱成型體進行燒結(加熱步驟)，來進行燒結步驟。而且，可以通過使用CIP(冷等靜壓)進行成型步驟。此外，可以通過HIP(熱等靜壓)進行成型步驟和加熱步驟。
注意，在熔化鈦的情況下，需要專門的設備，並且必須進行多重熔化，等等。在熔化過程中，特別是在大量含有Va元素等情況下，控制組成也是困難的，在熔化和澆鑄過程中容易發生宏觀成分偏析。所以，在高效生產穩定質量的鈦合金部件方面，目前認為燒結法是更優選的。無論如何，通過熔融法，例如通過使用一種將在後面所述的實施例中描述的方法等，同樣可以生產足夠質量的鈦合金部件。
此外，在使用燒結法時，可以獲得精細的鈦合金部件，即使產品構形複雜，製造淨形狀也使可能的。
②當這樣獲得的上述燒結部件或錠部件經過上述冷加工時，可以使所得的鈦合金部件表現出明顯更高的強度和明顯更低的楊氏模量。
所以，合適的是，根據本發明的生產方法可以提供在其中冷加工上述燒結部件或錠部件的冷加工步驟。
而且，可以適當地加上熱加工步驟。特別是在燒結部件的情況下，通過進行熱加工可以使結構緻密化。優選的是在加熱和燒結步驟後，在冷加工步驟之前進行這種熱加工。
進行冷加工步驟和熱加工步驟，以便符合希望的鈦合金部件構形時，進一步改善了生產率。注意，冷加工步驟和熱加工步驟可以認為包括在本發明提出的部件成型步驟中。
③此外，本發明人發現，通過在冷加工步驟後進行時效處理步驟，獲得了一種高強度鈦合金部件，它在後面所述的高彈性變形能力、高拉伸彈性極限強度等方面是良好的。
然而，在進行時效處理步驟之前，可以在再結晶溫度或更高溫度進行固溶退火步驟，但是，由於通過冷加工在鈦合金內產生加工應變的影響消失，通過在冷加工步驟後直接進行時效處理步驟，獲得了明顯更高的性能。
關於時效處理條件，有(a)低溫短時間時效處理(150-300℃)和(b)高溫長時間時效處理(300-600℃)等。
根據前者，在改善拉伸彈性極限強度的同時，可以保持或降低平均楊氏模量，從而獲得具有高彈性變形能力的鈦合金。根據後者，伴隨著拉伸彈性極限強度的提高，平均楊氏模量略有升高，但是平均楊氏模量仍然為95GPa或更小。即，即使在這種情況下，平均楊氏模量的升高量非常小，從而獲得表現出高彈性變形能力和高拉伸彈性極限強度的鈦合金。
而且，本發明人通過進行大量實驗發現，優選的是，在150-600℃範圍內的處理溫度下，時效處理步驟可以是其中用處理溫度(「T」℃)和處理時間(「t」小時)基於下列公式確定的參數P在8.0-18.5範圍內的一個步驟。
P＝(T+273)·(20+log10t)/1000該參數「P」是Larson-Miller參數，由熱處理溫度和熱處理時間結合確定，表明時效處理步驟(熱處理)的條件。
當該參數「P」小於8.0時，即使進行時效處理，也不能獲得優選的材料特性，當參數「P」大於18.5時，導致拉伸彈性極限強度的降低、平均楊氏模量的提高或彈性變形能力的降低，不是優選的。
注意，在該時效處理步驟之前進行的冷加工步驟可以是一種其中冷加工率為10％或更大的冷加工步驟。
然後，根據鈦合金部件的希望特性，可以使上述時效處理步驟成為一個其中上述處理溫度在150-300℃範圍內並且上述參數「P」在8.0-12.0範圍內的步驟，使得在該時效處理步驟之後獲得的鈦合金部件表現出1,000MPa或更大的拉伸彈性極限強度，2.0％或更大的彈性變形能力，和75GPa或更小的平均楊氏模量。
而且，同樣可以使上述時效處理步驟成為一個其中上述處理溫度在300-500℃範圍內且上述參數「P」在12.0-14.5範圍內的步驟，使得在該處理步驟之後獲得的鈦合金部件表現出1,400MPa或更大的拉伸彈性極限強度、1.6％或更大的彈性變形能力和95GPa或更小的平均楊氏模量。
注意，在本說明書中，「從『x』到『y』的數字範圍，除非另外說明，包括下限值「x」和上限值「y」。
(5)拉伸彈性極限強度，彈性變形能力和平均楊氏模量彈性極限強度定義為在拉伸試驗中，當永久伸長(應變)達到0.2％時施加的應力。彈性變形能力是在該拉伸彈性極限強度下試件的變形量。平均楊氏模量不表示嚴格意義上的楊氏模量的「平均值」，而是指表示根據本發明的鈦合金部件的楊氏模量。具體地，在上述拉伸試驗中獲得的應力-應變圖中，對應於上述拉伸彈性極限強度的1/2的應力位置上曲線的斜率(切線的斜率)。
順便提一下，在上述拉伸試驗中，拉伸強度是試件最終斷裂前的負荷被試驗前在試件平行部分的橫截面積除得的應力。
下文中，關於根據本發明的鈦合金部件的拉伸彈性極限強度和平均楊氏模量將使用圖14A和14B詳細描述如下。
圖14A是示意表示根據本發明的鈦合金部件的應力-應變曲線的圖，圖14B是示意表示傳統鈦合金(Ti-6Al-4V合金)的應力-應變曲線的圖。
①如圖14B所示，在傳統金屬材料中，首先，伸長率與拉伸應力(在①』-①之間)成正比線性增大。因此，通過直線的斜率獲得傳統金屬材料的楊氏模量。換言之，楊氏模量是拉伸應力(公稱應力)被與其成正比關係的應變(公稱應變)除得的值。
在直線範圍內(在①』-①之間)，其中應力和應變處於正比關係，變形是彈性的，例如，去掉應力時，作為試件變形的伸長率返回到0。然而，在進一步施加拉伸應力超過直線範圍時，傳統金屬材料開始塑性變形，即使在去掉應力時，試件的伸長率也不返回到0，產生了永久伸長。
一般地，永久伸長率變成0.2％時的應力「σp」稱為0.2％彈性極限應力(JIS Z 2241)。在應力-應變圖上，該0.2％彈性極限應力也是在直線(②』-②)與應力-應變曲線之間的交點(位置②)，直線(②』-②)通過在彈性變形範圍內按0.2％伸長率(應變)平行移動直線(①』-①升高部分的切線)獲得的。
在傳統金屬材料情況下，基於經驗規則「當伸長率超過約0.2％時，變成永久伸長」，一般認為0.2％彈性極限應力拉伸彈性極限強度。相反，在0.2％彈性極限應力內，認為在應力與應變之間的關係一般是線性的或彈性的。
②然而，從圖14A的應力-應變圖中可以看出，這種傳統概念不能用於根據本發明的該合金部件。然而，原因還不清楚，在本發明的鈦合金部件情況下，應力-應變圖在彈性變形範圍內不變成線性的，而是變成向上凸起的曲線(①』-②)，在去除應力時，伸長率沿著相同的曲線①-①』返回為0，或者產生沿②-②』的永久伸長。
因此，在根據本發明的鈦合金部件中，即使在彈性變形範圍(①』-①)內，應力和應變不是線性關係(即非線性的)，在應力增大時，應變突然增大。此外，在去除應力的情況下是相同的，應力和應變不呈線性關係，當應力減小時，應變突然減小。這些特性被認為是由於本發明的鈦合金部件的高彈性變形能力產生的。
順便提一下，在根據本發明的鈦合金部件的情況下，從圖14A中同樣意識到，應力增大越多，應力-應變圖上的切線斜率減小越多。因此，在彈性變形範圍內，由於應力和應變不是線性變化的，所以，通過傳統方法確定本發明的鈦合金部件的楊氏模量是不合適的。
而且，在根據本發明的鈦合金部件情況下，由於應力和應變不是線性變化的，通過與傳統方法相同的方法估計0.2％彈性極限應力(σp』)拉伸彈性極限強度不是合適的。即，通過傳統方法確定的0.2％彈性極限應力變得明顯小於固有的拉伸彈性極限強度。所以，在本發明的鈦合金部件情況下，不可能認為0.2％彈性極限應力拉伸彈性極限強度。
所以，返回到原始定義，如上所述確定了根據本發明的鈦合金部件的拉伸彈性極限強度(σe)(圖14中的位置②)。此外，作為本發明的鈦合金部件的楊氏模量，考慮引入上述平均楊氏模量。
注意，在圖14A和圖14中，「σt」是拉伸強度，「εe」是在根據本發明的鈦合金部件的拉伸彈性極限強度(σe)時的應變，「εp」是在傳統金屬材料的0.2％彈性極限應力時的應變。
③如上所述，目前還不清楚為什麼根據本發明的鈦合金部件表現出這種異常的、良好的特性。無論如何，根據本發明人進行的努力探索和研究，可以認為如下。
本發明人研究了根據本發明的鈦合金部件的一種試樣。結果表明，當該鈦合金部件經過冷加工時，如上所述，幾乎不向其中引入位錯，表現出一種其(110)面在部分方向上強烈取向的結構。此外，在用TEM(透射電子顯微鏡)觀察時，在使用111衍射斑的暗場像中，觀察到圖像的對比度隨著試樣的傾斜而移動。這表明，所觀察的(111)面被明顯彎曲了，並且通過高倍晶格像的直接觀察，觀察到了這一現象。此外，在該(111)面上的曲線的曲率半徑非常小，使其在500-600納米範圍內。這表明本發明的鈦合金部件具有在傳統金屬材料中還不知道的這樣一種結構，它不是通過引入位錯而是通過晶面的彎曲減小了加工的影響。
此外，在其中110衍射斑被強激發的狀態下，在非常有限的部分，觀察到位錯，然而，在去掉110衍射斑的激發時，幾乎觀察不到位錯。這表明在位錯附近的位移矢量在110方向上明顯偏離，說明根據本發明的鈦合金部件具有非常強的彈性各向異性。認為這種各向異性與本發明的鈦合金部件的良好冷加工性能、低楊氏模量、高彈性變形能力和高強度的新發現等明顯相關。
因此，按照根據本發明的鈦合金部件，通過合適選擇組成、熱處理等，有可能使楊氏模量為70GPa或更小，65GPa或更小，60GPa或更小，更進一步為55GPa或更小。此外，有可能使拉伸彈性極限強度為750MPa或更大，800MPa或更大，850MPa或更大，900MPa或更大，1,000MPa或更大，1,400MPa或更大，1,500MPa或更大，更進一步為2,000MPa或更大。
(6)用途通過利用良好的加工性能、低楊氏模量、高強度、各向異性等，並且進一步通過結合重量輕、抗腐蝕性等，根據本發明的鈦合金部件可以以各種形式應用於各種製品，例如，用於汽車、零件、體育用品和休閒製品、醫療設備等的製品，製品的部件，其原料(線材、板材等)等是有效的。具體地，它構成下列製備的全部或一部分，或者用作這些製品的原料。
例如，它們是高爾夫球棍(特別是面部分和長打棒的杆部分)、與生物體相關的製品(人工骨骼、人工關節等)、導管、便攜製品(眼鏡、時鐘(手錶)、條狀髮夾(頭髮飾物)、項鍊、手鐲、耳環、pierces、戒指、領帶別針、胸針、袖扣、有帶扣的腰帶、打火機、鋼筆、鑰匙圈、鑰匙、原子筆、自動鉛筆等)、可攜式信息終端(蜂窩電話、可攜式錄音機、移動個人計算機等的外殼等，等等)、用於懸掛的卷簧或發動機氣門、動力傳送帶(CVT的環等)，等等。
B.實施例下文中，表示了實施例和對比實施例，並且具體解釋本發明。
(實施例)通過使用根據本發明的生產方法，製造關於該實施例的下面所述的各個試樣。
(1)燒結部件(試樣No.1-10)作為原料，可以使用市場上可以得到的氫化-和脫氫的Ti粉末(-#325，-#100)、和作為間隙元素的Nb粉末(-#325)、Ta粉末(-#325)、V粉末(-#325)、Hf粉末(-#325)和Zr粉末(-#325)。氧是一種間隙元素，從上述包含氧的Ti粉末或高氧含量的Ti粉末製備，通過熱處理上述Ti粉末使氧包含在高氧含量Ti粉末中。無論如何，由於不容易控制氧含量，除非有意調節氧含量，氧可以作為一種不可避免的雜質，以0.15-0.20重量％的量混入到鈦合金中。順便說一下，可以通過在200-400℃在空氣中加熱上述Ti粉末30分鐘-128小時，獲得高氧含量Ti粉末。
這些原料經過合適的選擇，並配合和混合，以滿足上述參數「Md」和「Bo」，製備由與希望的各個試樣一致的各種組成構成的混合物粉末(粉末製備步驟)。各個試樣的特定組成將在後面描述，注意，在混合各種原料粉末過程中，使用「V」型混合機，然而，可以使用球磨機、振動磨、高能球磨機等。
這些原料粉末經過在4噸/平方釐米的壓力下的CIP成型(冷等靜壓成型)，從而獲得成型後的物體(成型步驟)。把所得的成型後的物體在1×10-5乇的真空內，在1,300℃加熱燒結16小時，從而製造了燒結部件(鈦合金錠)(燒結步驟或部件成型步驟)。
①冷旋鍛(cold-swaged)部件(試樣No.1和4-10)通過上述燒結過程製造的φ55mm的鈦合金錠，通過熱加工(熱加工步驟)加工到φ15mm。通過冷旋鍛(第一冷加工步驟)加工到φ4mm，在900℃進行應變消除退火(退火處理步驟)。所得的φ4mm工件通過冷旋鍛加工，以便獲得希望的冷加工率(第二冷加工步驟)下文中，對於各個試樣，將解釋組成和冷加工率。
(a)試樣No.1和4通過進一步把上述工件從φ4mm冷加工到φ2mm，製備了試樣No.1(Ti-30Nb-10Ta-5Zr-0.4O(氧為0.4重量％)比例為重量％，下文中同樣表示)和試樣No.4(Ti-35Nb-2.5Ta-7.5Zr-0.4O)。兩個試樣的冷加工率都是75％。
(b)試樣No.5通過進一步把上述工件從φ4mm冷加工到φ2.83mm，製備了試樣No.5(Ti-35Nb-9Zr-0.4O)。該試樣的冷加工率為50％。
(c)試樣No.6-1-6-5通過進一步把上述工件從φ4mm冷加工到φ1.26mm，製備了僅在氧含量方面相互不同的試樣No.6-1-6-5(Ti-12Nb-30Ta-7Zr-2V-xO「x」是一個變量)。使各個試樣的冷加工率為90％。注意，各個試樣的氧含量列於表2中。
(d)試樣No.7-10試樣No.7-10在組成方面相互不同，但是相同的是它們通過進一步把上述工件從φ4mm冷加工到φ1.79mm製得。使各個試樣的冷加工率為80％。
各個試樣的組成如下試樣No.7(Ti-28Nb-12Ta-2Zr-4Hf-0.8O)，試樣No.8(Ti-17Nb-23Ta-8Hf-0.53O)，試樣No.9(Ti-14Nb-29Ta-5Zr-2V-3Hf-1O)，試樣No.10(Ti-30Nb-14.5Ta-3Hf-1.2O)。
②冷軋部件(試樣編號No.2和3)冷軋其組成與試樣No.1相同的鈦合金錠(厚度4mm)，從而獲得厚度為0.9mm(試樣No.2)的板狀部件和厚度為0.4mm(試樣No.3)的板狀部件(冷加工步驟)。各自的冷加工率分別是94％和97.3％。
使用冷軋機進行該情況下的冷加工，沒有中間退火。具體地，在試樣No.2的情況下，工件通過一個0.5mm的軋槽，直到它具有0.9mm的板厚。通過進一步加工該板狀部件並調節軋槽直到它具有0.4mm的板厚，來製備試樣No.3。
(2)錠部件(試樣No.11和12)作為原料，使用市場上可以獲得的粒狀海綿鈦(顆粒直徑為3mm或更小)。作為間隙合金元素的原料，使用把Nb粉末(-#325)、Ta粉末(-#325)、V粉末(-#325)和Zr粉末(-#325)混合製備的原料，用模具以2噸/平方釐米的壓力成型所得的混合粉末，並把它們破碎呈顆粒直徑為3mm的顆粒。在這種情況下，基於希望的試樣，通過配合併混合上述原料，調節間隙元素的組成，以便滿足上述參數「Md」和「Bo」。
所得的各種顆粒原料以預定的比例均勻混合，通過感應槽法熔化，在1,800℃保溫20分鐘，然後用模具澆鑄製成錠(一種部件成型步驟，一種錠製造步驟或熔化與澆鑄步驟)。
這裡，間隙合金成分原料用粉末成型後的物質製造，因為間隙合金元素各自的熔點非常高，並且因為它們可能產生偏析，因此，可以儘可能避免所得的鈦合金部件的質量降低。注意，作為間隙元素的氧通過在上述海綿鈦中包含的O(氧)製備。
通過在1,000℃的熱加工(熱加工步驟)把通過這種熔融法製造的φ55mm×220mm模具注錠加工到φ15mm。在通過冷旋鍛(第一冷加工步驟)加工到φ4mm厚，在900℃進行應變消除退火(退火處理步驟)。所得的φ4mm工件通過進一步冷加工(第二冷加工步驟)加工到φ1.26mm。在這種情況下，冷加工率為90％。
因此，製造了錠部件的試樣No.11和12。試樣No.11和試樣No.12在間隙合金元素方面與上述試樣No.6相同，只在氧含量(Ti-12Nb-7Zr-2V-xO「x」是一個變量)方面彼此不同。各種試樣的氧含量在表2中給出。
(3)時效處理的部件(試樣No.13和14)對與試樣No.6-3相同的試樣進一步進行時效處理，從而製造了試樣No.13和14。
試樣No.13是在試樣No.6-3中的第二冷加工步驟後，經過在250℃時效處理30分鐘(參數「P」＝10.3)的試樣。
試樣No.14是在試樣No.6-3中的第二冷加工步驟後，經過在400℃時效處理24小時(參數「P」＝14.4)的試樣。
(對比實施例)作為對比實施例，製備了其組成為Ti-22V-41Al(重量％)的冷旋鍛材料(商品名DAT51)。通過熱加工把這種鈦合金的圓棒(φ150mm)加工到φ6mm。然後，通過冷旋鍛，最終變成φ4mm的線材，製備了對比試樣。
(測量)(晶體結構)使用旋轉配對陰極型x射線衍射設備，在40kV和70mA的CoKα射線並且加單色鏡(monochromater)的條件下，通過普通θ-2θ法測量試樣No.1-12的晶體結構。作為代表性的實施例，在圖2中表示了試樣No.2的結果。
在所有的試樣中，由於衍射，確定了3條衍射線，這種晶體結構被理解為體心立方晶體。然而，嚴格來講，在象圖2一樣的情況下，存在是體心四方晶體的可能性，但是，在它們之間難以準確分辨，並且不需要準確分辨。
(2)織構關於試樣No.1-12以及對比實施例的織構，使用上述Schlutz反射法測量了極點圖。在這種情況下的測量條件在表1中給出。
表1極點圖的測量條件所用的X射線CoKα射線(40kV，70mA)測量方法 Schlutz反射法狹縫 發散狹縫(DS) 1/2°散射狹縫(SS) 2°接收器狹縫(RS) 4mm(帶Fe濾波器)Schlutz狹縫提供測量範圍 α(見圖1) 20°-90°(每5°)β(見圖1) 0°-360°(每5°)然而，為了可以容易測量，用下列方法調節各種試樣的形式等。
(a)在試樣No.1和4-12中，把6段線材切成約15mm，相對於加工方向在相同的方向上排列，包埋在樹脂中，並研磨直到截面積最大，從而製備了測量用試樣。
在這種情況下使用的(110)衍射線的衍射角為2θ＝44.9°(試樣No.1和4)或2θ＝44.7°(試樣No.5)，在所有試樣中，製成背底的部分的衍射角為2θ＝49.0°。
在這種情況下，分別在圖3中表示了試樣No.1的(110)極點圖，圖4中表示了試樣No.4的(110)極點圖，圖5中表示了試樣No.5的(110)極點圖。
注意，在相同的圖中，例如，標記「1刻度1,000cps」表示在等高線之間的間隔的一份相當於x射線衍射強度的1,000cps(在500cps的情況下同樣如此，下文同)。
(b)在試樣No.2和試樣No.3中，通過放電加工，把各個板狀部件切出約φ26mm的圓盤形狀，從而製備測量用試樣。
其測量條件，(110)衍射反射的衍射角和製成背底部分的衍射角與上述情況相同。
在這種情況下，在圖6中表示試樣No.2的(110)極點圖，在圖7中表示試樣No.3的(110)極點圖。
(c)在對比實施例中，把在加工方向上切出的4段線材與試樣No.1類似地包埋在樹脂中，等等，並研磨直到截面積變成最大，從而製備了測量用試樣。
在這種情況下所用的(110)衍射反射的衍射角為2θ＝46.2°，製成背底的部分的衍射角為2θ＝49.0°。
在這種情況下，在圖8A中表示(110)極點圖。
②其次，為了客觀定量地評價對於各種試樣通過這種測量獲得的測量值(X)的分布(分散程度)，對於各種試樣進行統計處理，從而計算關於平均值(Xm)的二次動差(ν2)和三次動差(ν3)。它們的定義如上所述。
然而，在對這些測量值進行統計處理的情況下，需要各個測量值在極點圖上是相當的這一前提。在本實施例中，由於以相等的角度5°分別移動α』和β』進行測量，如表1所示，測量點在極點圖上不是平均分布的。所以，為了修正這一點並使各個測量點相當，引入加權函數「W」，因此，上述各個方程乘以「W」，代替上述各個方程中的(1/N)。當然，當極點圖上的測量點平均分布時，「W」總是一個恆定值，因此，可以重新寫成W＝w/(Nw)＝1/N，加權函數「W」等於「1/N」。
該加權函數「W」使用在圖9中的標明的測量點(例如，「wi」、「Wj」和「Wk」)在極圖中表示的面積「w」定義，如下列方程中所示。這些方程一起列出平均值Xm＝∑WX關於平均值(Xm)的二次動差ν2＝∑W(X-Xm)2關於平均值(Xm)的三次動差ν3＝∑W(X-Xm)3加權函數 W＝w/(∑w)
注意，為了更容易進行不同試樣之間的比較，決定確定上述二次動差(ν2)和三次動差(ν3)分別用平均值的平方(Xm2)和平均值的立方(Xm3)除得的值。
而且，用極點圖的整個區域確定和(∑)的範圍是理想的，但是，在如同試樣No.1的線材的情況下，進行這種極點圖的測量是非常困難的。因此，表1中給出的測量範圍被認為是(20°＜α』＜90°和0°＜β＜360°)的範圍的和。
表2中給出了在各個試樣上所獲得的結果。
③而且，對於各個試樣，在55°＜α』＜65°範圍內和沿著加工方向的β的範圍內測量的測量值中的最大值(最大值)在表2中與其一起給出。然而，注意，在表2中，它們以平均值(Xm)為基礎以倍數給出。
(3)位錯密度等①為了進行試樣No.1上的TEM(透射電子顯微鏡)觀察，使用FIB(聚焦離子束)設備或離子磨設備形成了觀察用的薄膜。
圖10表示了用TEM觀察晶粒內部晶體結構的照片。從圖10所示的照片可以明顯看出，根本沒有觀察到作為線缺陷的位錯。此外，當通過衍射對比度法觀察晶粒時，沒有清楚證實的位錯。
此外，在加工的試樣No.1的中間階段製造的試樣(試樣No.1』)上，通過TEM觀察晶粒內部晶體結構的照片表示於圖11。該試樣No.1』是通過熱旋鍛把φ55mm的錠加工到φ15mm製造的試樣。
在該圖11所示的照片中，在金屬結構中觀察到位錯。當這種情況下的位錯密度在下列條件下粗略計算時，約為1010/cm2。所以，可以認為位錯密度最大為1011/cm2或更小。
觀察範圍長度(3微米)×寬度(4微米)×試樣薄膜厚度(0.07微米)位錯線總長度3微米×24線。
②此外，圖12和圖13表示了用TEM在上述試樣No.1上觀察的暗場像的金屬結構照片。這兩個照片是觀察同一地方的照片，但是，通過傾斜試樣使相互之間傾斜角約為20°來觀察這些照片。
在兩個照片中，電子衍射譜圖表示(111)面。然而，在其中使用(110)衍射斑的暗場像中，可以理解，移動了200納米的閃光部分(glittering portion)。這表明所觀察的(111)面是彎曲的，在從兩個照片計算時，曲率半徑達到500-600納米的程度。
類似地，在對作為對比實施例的對比試樣確定位錯密度時，它變成1015/cm2或更大。
(4)其它①d-電子軌道的能級「Md」和鍵合順序「Bo」在各個試樣上，通過DV-Xα法，計算d-電子軌道的能級「Md」的組成平均值和鍵合順序「Bo」的組成平均值，結果在表2和表3中給出。
②力學性能在各個試樣上，確定力學性能，如平均楊氏模量、拉伸強度等等。結果一起在表2和表3中給出。
通過用Istron試驗機測量負荷與應變之間的關係，從應力-應變曲線上確定這些力學性能。Instron試驗機是Instron(製造商名稱)製造的一種萬能拉伸試驗機，其驅動系統用電動機控制。
(評價與檢驗)(1)在極點圖上在對比根據本發明的鈦合金部件的試樣No.1-5的極點圖(圖3-7)並與對比試樣的極點圖(圖8)比較時，清楚了下列問題。
①關於試樣No.1-5，清楚了(110)面在部分方向上強烈取向。即推定該合金部件具有強烈的彈性各向異性。
例如，在觀察圖3時，總體上，關於測量面，測量值的偏差非常大，此外，測量值在某些部分突出。這種突出表明，(110)面或(101)面在沿著加工方向大約α』＝60°處聚集，即在從試樣的法線方向傾斜30°的方向上。
(110)面或(101)面的這種強烈取向可以解釋為反映了試樣No.1的強烈的彈性各向異性。由於冷加工具有這種高各向異性的材料，認為在試樣No.1中，表現出非常高剛性的晶面(高剛性晶面)匹配，因此排列成圓柱形外部結構，並使得鈦合金部件容易彎曲變形，在縱向表現出高強度。
此外，在比較試樣No.2和試樣No.3的極點圖(圖6和圖7)時，清楚了加工率增大越多，在極點圖中的測量值偏差增大越多。即表明與上述情況類似，加工率增大越多，高剛性晶面在特定方向取向越大，認為強烈顯示了根據本發明的鈦合金部件的特別的優點，即是易變形的並表現出高強度。
然後，表現出這種強各向異性的鈦合金部件具有高剛性晶面，同時它具有容易變形的低剛性晶面，由於這種晶面容易變形，認為獲得了良好的加工性能。
注意，在現階段，這些檢驗僅僅是假設，本文注意到在細節上還不清楚。
②同時，在觀察對比試樣的極點圖(圖8)時，清楚了測量值的偏差比較輕微，相信彈性各向異性小於本發明的鈦合金部件。
(2)ν2/Xm2和ν3/Xm3ν2/Xm2表明該值越大，測量值(X)的偏差越大。此外，ν3/Xm3表明該值在正數範圍內越大，測量值(X)在大大突出到平均值(Xm)以外的部分中的分布越大。
①在考察試樣No.1-12時，ν2/Xm2和ν3/Xm3都表現出較大的值。這是因為關於極點圖中總體的測量面，測量值偏差大，並且表明本發明的鈦合金部件的(110)晶面在特定方向上強烈取向。因此，通過使用ν2/Xm2和ν3/Xm3，客觀並且定量評價織構中的取向度是可能的。
與在極點圖中所描述的相同，在對比試樣No.2和試樣No.3時，清楚了在本發明鈦合金部件中，冷加工比增大越多，ν2/Xm2和ν3/Xm3增大越多，(110)晶面在特定方向上強烈取向。
②在考察對比試樣時，ν3/Xm3較小。這表明測量值在特定位置的突出小，認為與試樣No.1等對比，在織構中的取向度小。
(3)在金屬結構照片上①通過圖12和13所示的金屬結構照片觀察的(111)晶面的彎曲已經提及，即使在高解析度觀察中，也觀察到了略微彎曲的晶面。
因此，認為本發明的鈦合金部件通過晶面彎曲而不引入位錯，可能減輕加工的影響，從而可以改善(冷)加工性能。
②此外，在圖11所示的金屬結構照片中，在其中110衍射斑被強激發的狀態下，觀察到了位錯，但是，在去除110衍射斑的激發後，幾乎觀察不到位錯。
這表明在圖11所示的位錯周圍的位移矢量在110方向上明顯偏離，可以說，這是本發明的鈦合金部件的非常強的各向異性的表現。
相信這種特性是上述晶面彎曲並且最終具有橡膠狀加工性能的產生根源。無論如何，細節還不清楚。
(4)其它①d-電子軌道的能級「Md」和鍵合順序「Bo」在試樣1-4的鈦合金部件中，它們都表現出「Md」和「Bo」在2.43＜Md＜2.49和2.86＜Bo＜2.90，並且可以理解建立了在優選的冷加工性能與低楊氏模量之間的相容性。
②力學性能清楚了在把試樣No.1等等與對比試樣比較時，本發明的鈦合金部件表現出明顯低的楊氏模量，此外，它表現出足夠大的拉伸強度。而且，從試樣No.13、14等可以理解，它們展示了良好的彈性極限強度和彈性伸長。所以，本發明的鈦合金提供了一種非凡的彈性變形能力(到達約2.5％的程度)。另一方面，對比實施例的彈性變形能力最多達到1％，並且這是不夠的。
③最後，研究了本發明的鈦合金部件和傳統鈦合金部件的加工性能。
傳統鈦合金部件(DAT51)在冷加工後，表現出在拉伸性能方面的很小降低，但是，當冷加工比在10-15％範圍內時，在伸長方面產生突然降低。可以認為這是由於位錯密度的增大引起的(1015/cm2或更大)。
同時，在本發明的鈦合金部件中，即使冷加工率為99％或更大，在伸長方面不存在突然降低等，冷加工性能非常好。
因此，本發明的鈦合金具有在傳統材料中不能得到的特性，例如冷加工性能良好、易變形並且表現出高強度。通過單獨或協同利用這些性能，可能使其用途擴大到不可估量的程度。
表2織構I.E.的組成*1*2*3*4 備註試樣編號#ν2/Xm2ν3/Xm3*5(x Xm)*6″ Md″*7″Bo″ (GPa) (MPa)(％)實施例 1 0.5930.9404.3102.462 2.876 461,150 752 0.4810.3422.8102.462 2.876 431,150 94與試樣No.1組成相同3 1.6324.8355.4882.462 2.876 421,170 97.3 與試樣No.1組成相同4 0.4460.4223.3992.467 2.880 481,050 755 0.4080.3261.8902.471 2.879 47950 506-1 1.4784.7625.0072.465 2.875 40700 90O0.156-2 1.3393.8724.6732.465 2.875 401,080 90O0.256-3 1.4154.3155.1172.465 2.875 421,215 90O0.506-4 1.3655.1725.3132.465 2.875 441,400 90O0.656-5 1.5034.0724.9882.465 2.875 441,420 90O0.757 0.5120.8533.3792.460 2.875 481,378 808 1.3164.0275.5732.468 2.870 461,165 809 0.4730.4983.0152.463 2.879 521,420 80101.5894.7315.8422.469 2.870 551,580 80111.3584.2156.3312.465 2.875 43950 90 O0.24， 錠部件121.5263.9135.7862.465 2.875 461,120 90 O0.46， 錠部件對比實施例 0.4800.2893.2382.485 2.968 80900 55.5 DAT51注*1代表「間隙元素的組成」*2代表「平均楊氏模量」*3代表「拉伸強度」*4代表「加工比」*5代表「最大值」*6代表「d-軌道的能級」*7代表「鍵合順序」
表3

注*1代表「間隙元素的組成」*2代表「平均楊氏模量」*3代表「拉伸強度」*4代表「加工比」*5代表「最大值」*6代表「d-軌道的能級」*7代表「鍵合順序」
權利要求
1.一種鈦合金部件，特徵在於它包含40重量％或更多的鈦(Ti)，除了鈦以外的一種IVa族元素和/或Va族元素，其中，包括IVa族元素和/或Va族元素以及鈦的總量為90重量％或更多；它包含體心四方或體心立方晶體的晶粒，其中，在c-軸上的原子間距相對於在a-軸上的原子間距的比值(c/a)在0.9-1.1範圍內；和它具有一種織構，通過Schlutz反射法在20°＜α』＜90°和0°＜β＜360°範圍內，在包括加工方向的晶面平行地測量晶粒的(110)或(101)晶面的極點圖，並且對平均分布在極點圖上的各個測量值(X)進行統計處理時，在織構中，由下列公式定義的關於平均值(Xm)的二次動差(ν2)用平均值的平方(Xm2)除得的值(ν2/Xm2)為0.3或更大，由下列公式定義的關於平均值(Xm)的三次動差(ν3)用平均值的立方(Xm3)除得的值(ν2/Xm3)為0.3或更大，並且為平均值的1.6倍或更大的值(1.6Xm)另外包括在55°＜α』＜65°範圍內和沿加工方向的β範圍內測量的測量值中；二次動差ν2＝{∑(X-Xm)2}/N三次動差ν3＝{∑(X-Xm)3}/N其中，N是取樣數。
2.根據權利要求1的鈦合金部件，包含一種或多種由氧(O)、氮(N)和碳(C)組成的間隙元素組中的元素，總量為0.25-2.0重量％。
3.根據權利要求2的鈦合金部件，包含一種或多種所述間隙元素組中的元素，總量為0.6-1.5重量％。
4.一種生產鈦合金部件的方法，特徵在於它包括製備原料的製備步驟，所述原料包括鈦和一種合金元素，並且具有特定的組成，其中，關於d-電子軌道的能級「Md」，取代元素的組成平均值為2.43＜Md＜2.49，關於鍵合順序「Bo」，取代元素的組成平均值為2.86＜Bo＜2.90，「Md」和「Bo」每一個是用「DV-Xα」簇團法獲得的參數；和在製備步驟之後成型包含原料的鈦合金部件的部件成型步驟。
5.根據權利要求4的生產鈦合金部件的方法，其中，所述製備步驟是一種其中製備特定組成的原料粉末的粉末製備步驟；和所述部件成型步驟是一種其中用粉末製備步驟後的原料粉末製造燒結部件的燒結步驟。
6.根據權利要求4的生產鈦合金部件的方法，其中，所述部件成型步驟是一種其中用所述製備步驟後的所述原料製造一種錠部件的錠製造過程。
7.根據權利要求5或6的生產鈦合金部件的方法，還包括一個在其中冷加工所述燒結部件或錠部件的冷加工步驟。
8.根據權利要求7的生產鈦合金部件的方法，其中，所述冷加工步驟是一種其中冷加工率為10％或更大的步驟；且該方法還包括在所述冷加工步驟後的一個時效處理步驟，在其中進行時效處理，使得在150℃-600℃範圍內的處理溫度下，LarsonMiller參數「P」(下文簡稱為參數「P」)在8.0-18.5範圍內。
9.根據權利要求8的生產鈦合金部件的方法，其中，所述時效步驟是一種其中在150℃-300℃範圍內的所述溫度下，所述參數「P」在8.0-12.0範圍內的步驟；且在時效處理步驟後所得的鈦合金部件具有1,000MPa或更大的拉伸彈性強度、2.0％或更大的彈性變形能力和75GPa或更小的平均楊氏模量。
10.根據權利要求8的生產鈦合金部件的方法，其中，所述時效處理步驟是一種其中在300℃-600℃範圍內的所述溫度下，所述參數「P」在12.0-14.5範圍內的步驟；且在時效處理步驟後所得的鈦合金部件具有1,400MPa或更大的拉伸彈性強度、1.6％或更大的彈性變形能力和95GPa或更小的平均楊氏模量。
11. 一種鈦合金部件，在進行50％或更大的冷加工時，表現出1011/cm2或更小的位錯密度。
12.根據權利要求11的鈦合金部件，包含40重量％或更多的鈦；一種除了鈦以外的IVa族元素和/或Va族元素，其中包括IVa族元素和/或Va族元素以及鈦的總量為90重量％或更多；和一種或多種包括氧、氮和碳的間隙元素組中的元素，總量為0.25-2.0重量％。
13.一種鈦合金部件，特徵在於它包含鈦和一種合金元素；且它具有特定的組成，其中，關於d-電子軌道的能級「Md」，取代元素的組成平均值為2.43＜Md＜2.49，關於鍵合順序「Bo」，取代元素的組成平均值為2.86＜Bo＜2.90，「Md」和「Bo」每一個是用「DV-Xα」簇團法獲得的參數。
14.根據權利要求13的鈦合金部件，在進行50％或更大的冷加工時，表現出1011/cm2或更小的位錯密度。
全文摘要
一種鈦合金部件,特徵在於:它包含40重量%或更多的鈦(Ti),除了鈦以外的一種或多種IVa族元素和/或Va族元素,其中,包括IVa族元素和/或Va族元素以及鈦的總量為90重量%或更多,一種或多種總含量0.25－2.0重量%的含量並選自由氧、氮和碳組成的間隙元素組中的元素,並且特徵在於其基本結構是一種體心四方晶體或體心立方晶體,其中,在c－軸上的原子間距相對於在a－軸上的原子間距的比值(c/a)在0.9－1.1範圍內。這種鈦合金部件具有傳統鈦合金沒有的這種加工性能,它是容易變形的,表現出高強度,可以用於各種製品中。
文檔編號C22C1/04GK1380906SQ01801361
公開日2002年11月20日 申請日期2001年5月1日 優先權日2000年5月2日
發明者古田忠彥, 妹尾與志木, 黃晸煥, 西野和彰, 齋藤卓 申請人:株式會社豐田中央研究所