專利名稱：精細的等軸微結構的鈦和鈦合金制法的制作方法
技術領域：
本發明涉及疲勞強度和加工性優異的鈦和鈦合金制法，特別是精細的等軸微結構的鈦，α鐵合金或(α+β)鈦合金制法。
鈦及其合金用途很廣，因其優異的強度/密度之比和抗腐蝕性而可用作航天材料，而且其應用還在不斷擴大。大量需求鈦以及α和(α+β)鈦合金的原因是強度高和延展性，但各領域的性能要求很嚴格，特別是航空航天領域，在易于引起環向應力的環境中應用，除了應具有優良的可加工性，還要具有優異的疲勞強度。因此而建立了嚴格的質量標準(如可參見AMS4967)，以滿足這些要求，材料的α顆粒必須具有精細等軸微結構。
由于對鈦中雜質含量有限制，所以用常規加工和熱處理可得到等軸微結構，但難于均勻精制微結構。
另一方面，結合采用熱加工和熱處理常可制得上述領域所用產品，其形狀各異(可為板、線、管、棒等，它們由α和(α+β)鈦合金制成。但熱加工步驟的缺點是滿足以下兩項要求的合適熱加工溫度范圍太窄(1)保證達到極精確形狀的優良可加工性，(2)在產品中形成等軸微結構。
而且，在上述溫度范圍內，微結構對溫度范圍極敏感，例如，即使溫度略有升高，顆粒也會生長，因此加工后的微結構變得不均勻。而且，熱加工形成的微結構沒有發生任何明顯變化。
因此提出了制造等軸微結構α和(α+β)鈦合金的方法，如已見于日本專利公報NO.63-4914的一種方法，其中在一特定的窄的溫度區間內重復進行加熱和加工，還有已見于日本專利公報NO.63-4908中的一種制備方法，其中熱軋材料在高于β轉化點的溫度下加熱。然而，這些方法不能令人滿意地達到材料的均勻精細等軸微結構。而且，前者的缺點還包括產量低，成本高。
用氫作鈦合金中暫時合金元素以改善其可加工性和微結構的技術已見于以下文獻(1)U.Zwicker et al，US2892742(1959年6月30日出版)該專利說明了Al含量為6%或以上的α鈦合金可通過氫化而使其氫含量為0.05-1.0wt%，以改善熱加工性，最后，再真空脫氫，但沒有提到精制微結構。
(2)W.R.kerr et al.，“Hydrogen as ar alloying element in titanium(Hydrovac)”，Titanium，80，P.2477-2486這篇論文說明了將作為(α+β)鈦合金的例子的Ti-6Al-4V合金氫化可改善熱加工性，這是由于降低了β轉化點，并可提供精細微結構。以60%或更低的壓延率鍛造而進行熱加工，鍛造在低速柱塞活動體系中進行，柱塞速度1.27×10-3或更低。也就是說，這種加工并不是實用加工工藝，因此，可用熱軋等工藝而進行高強度加工。
(3)N.C.Birla et al.，“Anisotropy control throngh the use of hydrogen in Ti-6Al-4V合金”，Transactions of the Indian Institute of Metals，Vol.37，No.5，October 1984，P.631-635這篇論文說明了將β代表(α+β)鈦合金的Ti-6Al-4V合金進行氫化隨后進行熱軋，可改善抗拉強度的各向異性。但在該工藝中，氫化板990℃均化2小時，并在730℃進行50%熱軋，其中經過幾道次，每道次熱軋后均化處理10分鐘，每次的壓延率為10%，這就使得該工藝不適用。
(4)D.Eylon et al.，US4820360(1989年4月11日)該專利說明了精制鑄鈦合金制品微結構的方法，其中于780-1020℃在含氫化氛中加熱鑄品以使其氫化，將氫化鑄品冷卻至室溫，其中采用5-40℃/min的可控制速度，并在真它中650-750℃加熱冷卻后的氫化鑄品以脫氫。
(5)D.Eylon et al.，US4832760(1989年5月23日)該專利說明了預合金化鈦合金粉末壓塊微結構的精制方法，其中包括于780-1020℃在含氫氣氛中加熱壓塊制品，以進行氫化，以5-40℃的速度將壓塊制品冷卻至室溫，并在真空中于650-750℃下加熱冷卻后的氫化壓塊制品以脫氫。
(6)W.R.Kerr，“The Effect of Hydrogen as a Temporary Alloying Element on the Microstructure and Tensile Properties of Ti-6Al-4V”，METALLURGICAL TRANSACTIONS A，Vol.16A，June 1985，P.1077-1087這篇論文中所述方法包括，將代表(α+β)鈦合金的Ti-6Al-4V合金氫化，在870℃下加熱氫化合金，540-700℃下將加熱合金進行類低共熔體轉化，并于650-760℃下將轉化合金脫氫，以便得精細的等軸微結構。
然而，上述現有技術均沒有提供足夠精細的等軸微結構，也就是說，工業上試圖穩定地制取強度，疲勞性能和可加工性等優良的鈦和鈦合金時，這種方法不能令人滿意。
本發明的目的是以現有技術中不可能達到的程度制取精細的等軸微結構鈦，α鈦合金和(α+β)鈦合金，并提出工業上可穩定地制取強度，疲勞性能和可加工性等優良的上述材料的方法。
為達到上述目的，本發明構成如下。
具體地講，本發明涉及鈦以及α和(α+β)鈦合金制法，其特征是其中包括于10-530℃老化其氫化量達0.02-2.0wt%氫化的材料，然后真空脫氫，并使材料重結晶。在這種情況下，老化之前，氫化材料可進行預處理，如在700℃或更高溫度下加熱，然后冷卻。而且，本發明還提出一種方法，其中包括450-950℃以30%或更高的壓延率在(α+β)區域加工上述氫化材料，老化該材料，并使老化材料脫氫和重結晶。此外，本發明還包括一種方法，其中包括將上述氫化材料進行熱處理，也就是說，在高于β轉化點的溫度下加熱該材料，并將該加熱材料冷卻，然后進行上述加工，老化，和真空退火。鈦，α鈦合金和(α+β)鈦合金的加工溫度優選分別為450-800℃，600-950℃，和550-900℃。本發明還提出一種方法，其中包括在高于β轉化點和低于1100℃的溫度下以30%或更高的壓延率加工氫化材料，在β單相區域完成此加工，10-700℃下老化該加工材料，然后將此老化材料真空退火。在這種情況下，上述方法可包括一個熱處理步驟，其中包括在高于β轉化點和低于1100℃的溫度下加熱上述氫化材料，然后將加熱材料冷卻至400℃或更低。
圖1-7為顯微圖(×500)，其中圖1-5對應于本發明實例，圖6和7對應于比較例。
本發明可使鈦以及α和(α+β)鈦合金微結構精細等軸化，而同時又無需常規加工和熱處理，并提供疲勞性能和可加工性等優異的材料。
為解決現有技術的上述問題，本發明人考慮到了易于摻入鈦并易從從中脫除的氫，在這方面進行了許多研究，結果發現了以下事實。
(a)當鈦以及α和(α+β)鈦合金經氫化然后在相當低的溫度下老化時，鈦氧化物就會在材料中精細地沉淀并在氫化物內，也在其周圍區域內引發高密度位錯。為了達到這種沉淀，氫含量越高，并且老化在低溫下長時間進行，結果越好。這使得氫化物以至細形態大量作分散性沉積，從而使上述位移密度更高。當這種材料在真空中加熱時，又進行脫氫并同時從致密的位錯區域形成大量重結晶核，因此形成精細等軸微結構。
(b)當該材料在(α+β)兩相區域或β單相區域于合適溫度下加熱、然后冷卻時，氫在加熱期間更均勻地溶解，致使冷卻期間從穩定化并增大的β相形成細針狀馬丁微結構。這使得氫化物更均勻細致地進行沉積并同時在后續老化過程中于氫化物及其周圍區域內引入高密度位錯，因此可在最終真空退火后得到更均勻和更精細的重結晶微結構。
(c)當鈦以及α和(α+β)鈦合金氫化時，氫溶解，因此即使相當低溫區域，具有優異可加工性的β相的比例也會提高。
因此，必要時在β熱處理后，其中材料在高于β轉化點溫度下加熱然后冷卻，在低于現有技術所用溫度下于(α+β)區域進行熱加工。這可防止現有技術中相對高溫下加工時出現的顆粒生長，而且在這種加工期間，還含有應力積聚和氫化物沉積，因此而在材料中引入高密度位錯。后續老化過程中，氫化物沉積而提高位錯密度。這使得后續真空退火時，出現的重結晶過程中，可得到更為精細和等軸的微結構。
(d)在鈦以及α和(α+β)鈦合金氫化時，氫溶解在材料中而降低了β轉化點。這使得在具有優異可加工性的β區域進行的加工可在低于現有技術所用之溫度下進行。因此，可在β區域進行的熱加工過程中防止β顆粒的粗化，并可在β區域加工完成之后的冷卻過程中形成精細的針狀馬丁微結構。這使精細氫化物在后續老化過程中得以沉積，因此而使微結構顆粒得以精制。
以下詳述本發明。
本發明人以不同的微結構精制氫含量，加熱溫度，加工溫度，壓延率，以及老化溫度進行了一系列試驗，從而完成了本發明。
本發明目的材料例子包括市售純鈦，如JIS(日本工業標準)所述鈦，α鈦合金，如Ti-5Al-2.5Sn，以及(α+β)鈦合金，如Ti-6Al-4V。也可采用鑄造材料，如錠，易于噴霜，熱軋，熱沖壓等處理的熱加工材料或冷加工材料，以及粉末壓塊等。限制氫含量的原因如下。當氫含量低于0.02wt%時，則老化期間沉淀的氫化物量太少，不能在后續退火時形成要求的精細等軸微結構。另一方面，在氫含量超過2wt%時，老化期間氫化物會大量沉淀。但在這一階段，材料易脆，這給材料處理時帶來問題，以致不能進行后續真空退火。因此，將氫含量限定為0.02-2wt%。氫化方法取決于溶融時氫化，氫氣氛中熱處理等，但對氫化方法和條件沒有特殊限制。
下述上述材料的老化工藝。
在老化溫度低于10℃時，氫化物可精細地進行沉積，但需很長時間才能完成沉淀，這使該溫度范圍在工業上不實用。另一方面，在老化溫度超過530℃時，雖然可大量沉積，但氫化物會粗化。而且，在溫度太高時，氫化物會不符合要求地再次溶解，因此不可能在后續退火時形成要求的精細等軸微結構。所以說要將老化溫度限定為10-530℃。盡管對保持時間沒有具體限制，但應當為1分鐘至50小時(高溫下短時間保持，低溫下長時間保持)。老化方法的具體例子包括將材料從室溫加熱到老化溫度并在該溫度下保持;將材料保持在10℃或更高室溫下;以及將材料從氫化溫度，預處理溫度或加工溫度冷卻至老化溫度后于該溫度下保持。
上述老化后，最后進行真空退火以脫氫并同時將材料重結晶。對退火條件沒有特殊限制，可在加工后重結晶常用條件下進行，但優選的退火溫度應盡可能低。具體地講，退火溫度和時間優選分別為500-900℃和100小時或更短。一定量以上的剩余氫為致脆的原因并可使產品特性劣化。真空度為約1×10-1乇或更短的減壓。真空度越高，退火時間越短。從實際角度看，優選減壓為約1×10-4乇，殘留氣體為惰性氣體，如氬氣。
對上述老化之前必要時進行的預處理說明如下。
如上所述，老化之前的預處理可使最終真空退火時形成的微結構更均勻并更精細。預處理溫度低于700℃時，β相量很少并且精制微結構時形成上述馬丁微結構的效果很差。因此，預處理溫度限定為700℃或更高。而在預處理溫度為700℃或更高時，β相量增加并根據氫含量而形成β單相區域，因此可得到上述更精細微結構。對預處理溫度上限沒有具體限制，但優選上限為約1100℃，這是從熱處理爐表面氧化和操作性能考慮的。盡管對保持時間沒有特殊限制，但必須至少1分鐘。至少保持后的冷卻，可采取爐冷，空氣冷和水驟冷中的任何方法，但優選用更高的冷卻速度。冷卻的最終溫度優選為530℃或更高。
本發明上述方法可用于具有針狀微結構的材料，如上述市售純鈦，α鈦合金和(α+β)鈦合金或上述焊接材料，銅焊材料以及焊接管產品。
具體地講，具有粗針狀微結構的上述材料和產品被氫化至含氫量為0.02-2wt%。必要時氫化材料還進行預處理，如在700℃或更高溫度下加熱后冷卻。預處理材料在10-530℃下老化后真空退火以脫氫并同時讓材料重結晶，因此可形成精細等軸微結構以改善疲勞性能和可加工性等。
在氫氣氛中熱處理材料即可進行氫化。對于焊接結構材料，可在包括惰性氣，如氬氣與氫氣的混合物的氣氛中進行焊接，或將材料氫化后再焊接。
下述必要時在老化前進行的(α+β)區域的加工。
在本發明中，通過軋制，擠出和鍛煉等工藝進行加工。如上所述材料的氫化促使(α+β)區域可在低溫下進行加工。氫含量越高，上述趨勢就越大。但(α+β)區域在低溫一側進行加工有一個合適的溫度范圍。具體地講，溫度低于450℃時，加工期間會出現裂縫。另一方面，溫度低于950℃時，根據材料或氫含量不同又可能形成β區域。因此，加工溫度限于450-950℃。
目的材料，即鈦，(α+β)鈦合金和α鈦合金在可加工性上相互稍有不同。以鈦，(α+β)鈦合金和α鈦合金的順序，可加工性略為變差，而β轉化點以此順序升高。因此，優選的是鈦，(α+β)鈦合金和α鈦合金在每一(α+β)區域分別于450-800℃低溫，550-900℃和600-950℃高溫進行加工。
根據加工前是否進行β熱處理，可改變上述加工溫度區域的壓延率。在不進行β熱處理的工藝中〔權利要求(3)的情況〕，以30%或更高的壓延率就可通過老化后進行的重結晶退火而形成精細等軸重結晶顆粒。
在先期進行β熱處理的工藝中〔權利要求(4)的情形〕，上述壓延率限制就沒有必要了。具體地講，氫化材料在高于β轉化點的溫度下加熱后冷卻時，材料也變成精細微結構。因此，即使這種材料加工時壓延率低于30%，也可通過后續老化和真空退火而制得精細重結晶顆粒。壓延率15%或以上，效果很顯著。
“壓延率”一詞意指一次或多次加工的總壓延率。
在進行β轉化時，材料在高于β轉化點的溫度下加熱后冷卻以形成精細微結構。在這種情況下，加熱溫度優選應盡可能低。保持時間優選為1-60分鐘。冷卻可經過爐冷，空氣冷和水驟冷中的任何工藝進行。但冷卻速度越高，結果越好。當冷卻的最終溫度低于β轉化點約300℃時，就可得到精細微結構。在材料于β轉化點以上加熱后進行加工，方法包括冷卻過程中于上述加工溫度范圍內加工，在冷卻過程中材料再加熱或將冷至室溫的材料再加熱后再于上述溫度范圍內加工，或在冷卻過程中將材料保持在加熱溫度范圍內某一溫度并于該溫度進行加工。
對上述壓延量的上限沒有特定的限制，且該壓延量可以在一通常的可操作區間進行。此外，對加工時間也沒有專門的限制。加工完畢后，在冷卻到室溫后或在冷卻過程中進行老化處理。在這種情況下，對冷卻速度沒有專門的限制，但冷卻速溫愈高，其效果愈好。老化之后，老化了的材料置于真空中進行前述的退火處理。
現在敘述在β區域進行的加工，在上述老化過程之前根據需要進行加工。
在這種情況下，氫化降低β轉化點，以在具有優異可加工性的β單相區域于某一溫度進行加工。
確切地說，加工是在高于β轉化點的溫度進行的，并在β區域完成。當溫度在β轉化點以上升得太高時，β顆粒變粗，這使得作為最終目的產品的精細等軸微結構難于得到。據此推理，加熱溫度限于1100℃以下。如上所敘，為了在冷卻中形成精細針狀馬丁微結構，加工在β區域完成。
在權利要求8中所述的方法中，氫化后的材料在高于β轉化點的溫度加熱，以進行上述加工。在這種情況下，考慮到在材料的微結構中包含了粗顆粒，把壓延量限制在30%或更多一些，以便精制粗顆粒。
在權利要求9所述方法中，使氫化后的材料預熱，即在β轉化點以上的溫度加熱，并冷卻到400℃或更低，然后再于β轉化點以上加熱進行加工。在此情況下，進行作為預處理步驟的β熱處理，其中考慮到該材料的微結構中含有粗顆粒。因為微結構通過這種處理得以精制，在上述加工時進行的壓延量可以為30%或少些，但當壓延量達到15%或更多些時，其效果是顯著的。
此處使用的術語“壓延量”意指在一次或多次加工過程的總壓延量。
在本發明中，作為預處理的β熱處理中的冷卻可爐冷，空氣冷和水驟冷中的任一方法來實施，但冷卻速度越高，對精制微結構的效果越好。
完成上述加工之后，使該材料置于真空中進行上述的老化和退火。此時，與在(α+β)區域中進行的加工相反，其老化溫度的上限可增至700℃，這樣可縮短老化時間，但當老化溫度為530℃或更低些時，對微結構的精制作用的效果會更顯著些。
在以上描述的本發明中，如模由于環繞著以前的β顆粒邊界仍留有粗α相而在真空退火后的材料微結構中出現輕度不均勻，則可再進行一次或兩次冷卻退火過程，以均化這種微結構。
此外，在本發明中，本發明的處理過程可重復二次或多次。這樣可得到更精細的等軸微結構。
如上所述，本發明的每一種方法都能在工業規模上穩定地制得具有精細等軸微結構的鈦和鈦合金材料，以便能穩定地提供上述具有得好強度、抗疲勞性、以及可加工性等的材料。
實施例1使用一塊Ti-6Al-4V板(厚4mm)作為代表性的(α+β)合金進行試驗，下面將敘述試驗結果，該板沒有經過老化預處理以多種不同的氫含量和老化條件進行。所有供試材料在真空下于700℃退火5小時，以便脫氫并重結晶。
實驗條件以及對最后制得的材料的微結構的評價結果列于表Ⅰ。氫含量為2.2%(重量)的第25號材料變得很脆，并且在老化時裂開，因此不能進行后續的真空退火處理。圖1是本發明的一個實施例(表1中的第14號)中的一張顯微圖，其中，具有0.9%(重量)的含氫量、且作為微結構的代表性例子的一種材料在500℃下老化8小時，然后在真空中于700℃退火5小時，借此使該材料脫氫。圖6是一張對比材料的顯微圖，該對比材料是在不加氫的情況下通過重復進行加熱和熱軋、然后使上述熱處理后的材料退火以重結晶而制得的。由此可以看出，按照本發明，可以得到一種具有精細等軸微結構的材料。
對鈦(JIS2級)和Ti-5Al-2.5Sn合金也進行了如同上所述的實驗，所以同的是，作為最后步驟而在真空中進行的退火是使該材料在600℃下保持1小時。實驗條件和結果列于表2和表3中，從列出的結果中可以看出，可以達到與上面所述相同的效果。
表1Ti-6Al-4V合金的實驗結果
表2鈦(JIS級別2)的實驗結果
表3Ti-5Al-2.5Sn的實驗結果
實施例2用一塊Ti-6Al-4V板(厚4mm)作為(α+β)鈦合金的代表進行實驗，下面將敘述其實驗結果，除加氫量和老化條件不同外，該板經過不同溫度預處理。所有供試材料都在真空中于700℃退火5小時，以便脫氫和重結晶。
實驗溫度和對最后制得的材料的微結構的評價結果列出于表4。一種氫含量為2.2%(重量)的材料(表4中的第24號)變得很脆，且在老化中開裂，因此不能進行真空退火。圖2是本發明一個實施例中的一張顯微圖，其中，其含氫量為1.0%(重量)、且作為該微結構的一個代表性例子的一種材料在830℃預處理、在500℃下老化8小時、并在真空中于700℃退火5小時，以便脫氫和重結晶。圖6是一種對比材料的顯微圖，該對比材料是在沒有氫化的情況下，通過重復加熱和熱軋、然后使經上述處理的材料退火以便使其重結晶而制得的。由此，可以依照本發明，可制得一種具有精細等軸微結構的材料。
對鈦(JIS2級)和作為α鈦合金的代表性例子的Ti-5Al-2.5Sn進行了與上述相同的實驗，所不同的是，作為最后步驟而在真空中對鈦進行的退火處理是使該材料在600℃下保持1小時。其實驗條件和結果列于表5和6。從這些結果中可以看出，可以得到與上述實驗相同的結果。
表4對Ti-6Al-4V合金的實驗結果(進行了預處理)
實施例3作為(α+β)鈦合金的代表的一批Ti-6Al-4V合金板進行了氫化，以使它們的氫含量分別為0.01%、0.05%、0.2%、0.5%、0.9%、1.5%和2.2%(重量)，使每一塊板都在500℃、600℃、700℃和800℃下加熱，然后進行熱軋使其壓延量為30%、60%、70%和80%。軋軋之后，這些材料被冷卻到室溫，加熱到500℃，在該溫度下保持8小時以便老化，然后在1×10-4乇的真空中于700℃加熱1小時，以使其脫氫和重結晶。
對這種經熱軋、老化和在真空中退火處理的材料的微結構進行評價的結果列出于表7-12。經氫化以使其氫含量為0.05%、0.2%、0.5%、0.9%和1.5%(重量)、并經600℃、700℃和800℃下伴隨其壓延量為30%或更大的熱軋的材料具有精細等軸微結構。圖3是一個代表性例子的顯微圖，其中，其氫含量為0.2%(重量)的一種材料在750℃下進行熱軋，其壓延量為80%。當進行了熱軋且隨后冷卻到室溫后，其氫含量為2.2%(重量)的一種材料變得很脆，這使得隨后的處理變得不可能。
圖7是一種對比材料的顯微圖，這種對比材料是通過常規方法，即通過在950℃下以80%壓延量對不含氫的Ti-6Al-4V合金進行重結晶而制得的。
與用常規方法制得的材料相比，按本發明制得的材料具有更精細等軸微結構和優越的耐疲勞強度以及可加工性。
實施例4使其氫含量為0.2%(重量)的氫化了的一批Ti-6Al-4V〔(α+β)型〕板進行β熱處理，即，在上述氫含量下、于高于β轉換點的850℃和950℃加熱，再空冷至室溫，然后在壓延量為22%、40%、60%和80%時，于500℃、600℃、700℃、750℃和800℃下熱軋。熱軋之后，使這批材料冷卻至室溫、在500℃加熱、在該溫度保持8小時以便老化，并在1×10-4乇的真空中于700℃加熱1小時，以使之脫氫和重結晶。上述材料的微結構的評價結果列出于表13和14中。所有這些在600℃、700℃、750℃和800℃下經熱軋的材料在所有壓延量下均有精細等軸微結構。
實施例5(1)具有不同氫含量的氫化Ti-6Al-4V合金〔(α+β)型〕板進行β熱處理，即，對應于上述氫含量，使它在高于轉換點的溫度加熱，然后空冷至室溫。該熱處理后的材料和上述未經β熱處理的材料在750℃下熱軋，其壓延量為60%，以制得厚4mm的板。然后，這些板在不同條件下老化，并在1×10-4乇的真空中于730℃加熱5小時，以使之脫氫和重結晶。最終產品的粒度和縱橫比與β熱處理溫度和老化條件一起列于表15中。圖4是示于表15中的本發明第16號材料的一張顯微圖。一種氫含量為2.2%(重量的材料也在上述條件下經熱軋，但這種材料冷卻后變得很脆，以致于不能進行后續的處理。
很顯然，按本發明可制得具有精細等軸微結構的一種(α+β)鈦合金。
(2)使JIS2級鈦按上述(1)中的方式進行熱處理以便使之老化，然后在1×10-4乇的真空中于630℃退火5小時，以使之脫氫和重結晶。其結果列于表16。從這些結果可顯見，按照本發明可以制得具有精細等軸微結構的鈦。
(3)使Ti-5Al-2.5Sn合金作為α鈦合金的代表，使它按上述(1)中所述的方式進行處理，直至完成最后處理。其結果列于表17。從這些結果可以看出，按本發明可以制得具有精細等軸微結構的α鈦合金。
表15對Ti-6Al-4V合金的實驗結果
實施例6(1)代表(α+β)鈦合金的一塊Ti-6Al-4V合金板在1大氣壓的氫氣氛中、于800℃加熱1-40小時，以使之具有示于表18中的溫度下進行熱軋，使壓延量為60%，以制得一批厚6mm的厚板。熱軋之后，使這些板冷卻至室溫、在500℃保持8小時使之老化、并在真空下于700℃退火5小時，以使之脫氫和重結晶。
觀察了每個材料的中間部分的微結構，其結果列于表18，由之發現，通過使含氫量為0.25%、1.6%和2.1%(重量)的材料在β區域于910℃和1000℃加熱、并使它熱軋和老化后所制得的材料具有要求的精細等軸微結構。
通過使其氫含量為0.25%(重量)的一種材料在910℃下熱軋、在500℃下對該熱軋后材料進行8小時老化、并于真空中使該老化后的材料退火，經上述處理后的材料的一個代表性的微結構示于圖5中。氫含量低至0.006%的材料任何溫度下都沒有產生要求的微結構。其氫含量為0.25%、1.6%和2.1%(重量)的材料的微結構經1100℃熱軋而被精制至某一程度，但從這些材料不能得到要求的微結構，這是因為開始的β顆粒是粗的。氫含量為2.1%的材料在老化后的處理過程中開裂。
(2)代表(α+β)鈦合金的一塊Ti-6Al-4V合金塊在1大氣壓下氫氣氛下、于850℃加熱2-30小時，以制備其氫含量示于表19的一批氫化材料，并于950℃以80%的壓延量作熱沖壓，以制備直徑為40mm的園形棒條。熱沖壓之后，使該園棒條冷卻至室溫，然后在表19中所示溫度下保持8小時以使之老化。此后，該園棒在真空中于750℃退火15小時，以使之脫氫和重結晶。觀察了每一種材料中間部分的微結構。如表19所示，當老化溫度為50℃、300℃和500℃時，其氫含量為0.21%、1.3%和2.2%(重量)的材料產生了要求的精細等軸微結構。其氫含量低至0.007%(重量)的材料在任何老化溫度下，都沒有產生要求的微結構。對任何氫含量的材料而言，在0℃下老化后具有一種不均勻的微結構而在800℃下老化后則具有一種粗等軸微結構。其氫含量為2.2%(重量)的材料在老化后的處理過程中開裂。
JIS2級工業純鈦也進行如下述處理，即，按如(2)中描述的相同方式進行老化，然后在1×10-4乇的真空中于650℃退火3小時，以使之脫氫和重結晶，發現所得結果為，按本發明，可得到具有精細等軸微結構的JIS2級純鈦。
實施例7代表α鈦合金的一種Ti-5Al-2.5Sn合金塊在1大氣壓的氫氣氛下、于850℃加熱1-24小時，以制備其氫含量示于表20中的一批氫化材料，然后進行β熱處理，即，在1000℃加熱2小時并隨后空冷至室溫。此后，該批材料在表20中所示溫度下以40%的壓延量熱軋，以制得8mm的厚板。熱軋之后，這些板冷卻至500℃，在該溫度下保持8小時以使之老化。然后，使該老化后的板在真空中于700℃退火10小時，以使之脫氫和重結晶。
觀察了每一個材料的中間部分的微結構，其結果示于表20，通這些結果中發現，通過對其氫含量為0.20%、1.4%和2.2%(重量)的材料在β區域于940℃和1020℃下進行加熱和熱軋然后老化所制得的那些板具有要求的精細等軸微結構。其氫含量低至0.007%(重量)的材料在任何溫度下都沒有產生要求的微結構。通過在1120℃下熱軋其氫含量為0.20%、1.4%和2.2%(重量)的材料，其微結構得以精制到某一定程度。但從它們的最初β顆粒是粗的。其氫含量為2.2%(重量)的材料在老化后的操作中開裂。
實施例8使代表(α+β)鈦合金的一批Ti-6Al-4V合金板(厚4mm)對邊焊接，使由此制得的焊接構件材料進行改變氫含量和老化溫度的實驗(老化時間為8小時)。所有這些材料都在真空中于700℃退火5小時，以使之脫氫和重結晶。
實驗條件和對最后得到的焊接物的焊接金屬和熱作用區的微結構的評價結果列于表21。其氫含量為2.1%(重量)的材料在老化后很脆，因此很難于處理，它使得后續的退火不能進行。因此很顯然，按本發明可制得具有精細等軸微結構的材料。
在上述實施例1和2中，實驗是針對片狀材料進行的，但對不同形狀的材料如板、棒條和線、鑄造材料和粉末壓塊，都觀察到了相同的效果。在上述實施例3-7中，實驗是針對板的熱軋和塊的熱沖壓進行的，但坯條和粉坯用作加工材料且用鍛壓法代替熱沖擊方法時，也觀察到了相同的效果。
本發明并不僅限于上述實施例。
權利要求
1.具有精細等軸微結構的鈦和鈦合金材料制法，其中包括在0.02%-2wt%氫氣里氫化鈦，α鈦合金或(α+β)鈦合金，10-530℃老化氫化材料并讓該材料真空脫氫，同時使材料重結晶。
2.權利要求1制法，其中氫化鈦，α鈦合金或(α+β)鈦合金進行預處理，其中于700-1100℃加熱后冷卻，之后進行所說老化。
3.權利要求1制法，其中氫化鈦，α鈦合金或(α+β)鈦合金在(α+β)區域于450-950℃以30%或更高的還原率加工后進行所說老化。
4.權利要求1制法，其中氫化鈦，α鈦合金或(α+β)鈦合金進行熱處理，其中材料在高于β轉化率的溫度下加工后冷卻，在450-950℃于(α+β)區域里加工，之后進行所說老化。
5.權利要求3或4制法，其中(α+β)區域鈦加工溫度450-800℃。
6.權利要求3或4制法，其中(α+β)區域α鈦合金加工溫度600-950℃。
7.權利要求3或4制法，其中(α+β)區域(α+β)鈦合金加工溫度550-900℃。
8.權利要求1制法，其中氫化鈦，α鈦合金或(α+β)鈦合金于高于β轉化點，低于1100℃的溫度下以30%或更高的還原率進行加工并在β單相區域結束，然后在10-700℃下進行老化。
9.權利要求1制法，其中氫化鈦，α鈦合金或(α+β)鈦合金在高于β轉化點，低于1100℃的溫度下加熱后冷卻至400℃或更低而進行熱處理，該熱處理材料在高于β轉化點，低于1100℃的溫度下加工并在β單相區域結束。然后在10-700℃下進行所說老化。
10.權利要求1或2制法，其中針狀微結構材料以0.02-2wt%的量氫化并10-530℃下老化后真空退火。
11.權利要求10制法，其中所說針狀微結構為包括所說材料的焊接結構材料的針狀微結構。
全文摘要
本發明生產具有精細等軸微結構的鈦及鈦合金。鈦，α鈦合金或(α+β)鈦合金以0.02％-2wt％的量氫化。必要時氫化材料進行預處理[即700℃(β轉化點)以上加熱]和/或加工(即450-950℃或高于β轉化點，低于1100℃下加工)。該材料然后在10-530℃或10-700℃(在高于β轉化點下加工時)老化，并最后脫氫和重結晶而得具有精細微結構的材料。
文檔編號C22F1/18GK1050413SQ90106559
公開日1991年4月3日 申請日期1990年7月31日 優先權日1989年7月31日
發明者木村欽一, 林正之, 石井滿男, 吉村博文, 高村仁一 申請人:新日本制鐵株式會社