專利名稱：顆粒－增強(qiáng)的鈦合金的生產(chǎn)方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及顆粒-增強(qiáng)的鈦合金的生產(chǎn)方法，該合金是由鈦合金中的具有熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒增強(qiáng)的。
用由顆粒增強(qiáng)的顆粒-增強(qiáng)的鈦合金是公知的。日本未審專利公開10-1760提供了一種生產(chǎn)這種類型的鈦合金的技術(shù)。該專利公開的技術(shù)包括(1)采用通過使具有熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒，如硼化鈦在基體中分散而被增強(qiáng)的鈦合金，及(2)熱處理這種鈦合金以溶解聚集的晶粒組織，從而產(chǎn)生細(xì)小的-針狀α相組織。按照公開于此專利公報(bào)中的方法，以下述步驟產(chǎn)生了上述的顆粒-增強(qiáng)的鈦合金；(1)在不低于β轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)加熱此合金；(2)用水將此鈦合金從不低于β轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍急冷至室溫或室溫以下；(3)在β轉(zhuǎn)變溫度和800℃間形成的(α+β)的兩相區(qū)中加熱該鈦合金。該急冷步驟需要非常迅速的冷卻速度。
日本未審專利公開3-73,623公開了另一種熱處理α+β型的鈦合金的方法。該方法包括(1)在比β-轉(zhuǎn)變溫度低10-60℃的溫度范圍內(nèi)加熱具有α+β類型組織的該鈦合金；(2)以0.1-5℃/秒的冷卻速度將此鈦合金冷卻至500℃以下，以提高其韌性。當(dāng)加熱溫度不低于β-轉(zhuǎn)變溫度時，β相的尺寸易變大。按此專利公開的技術(shù)，為避免出現(xiàn)大尺寸的β相，可推測將加熱溫度定為比β-轉(zhuǎn)變溫度低10-60℃的溫度。
日本未審專利公開10-1,760中所公開的方法旨在提高鈦合金的疲勞強(qiáng)度；然而，其目的不在于改善抗蠕變的能力。當(dāng)實(shí)施該專利公開中所公開的熱處理時，針狀的α組織被斷開，然后變成斷開的組織，因而，盡管疲勞強(qiáng)度很高，但蠕變性能受損。一般認(rèn)為較細(xì)的顯微組織導(dǎo)致提高了的疲勞強(qiáng)度，而較大的顯微組織抑制了蠕變撓度，并提高了抗蠕變能力。
公開于日本未審專利公開3-73,623的技術(shù)旨在提高韌性；然而其目的不在于提高抗蠕變能力。此外，公開于此專利公開中的鈦合金不含諸如硼化鈦之類的顆粒，而且加熱溫度不超過β-轉(zhuǎn)變溫度。
鑒于上述情況，本發(fā)明已經(jīng)完成。因而，本發(fā)明的目的在于提供一種生產(chǎn)在確保疲勞強(qiáng)度的同時又有優(yōu)良的抗蠕變性能的顆粒-增強(qiáng)的鈦合金。
本發(fā)明人專注地研究了鈦合金并通過用實(shí)驗(yàn)證實(shí)以下的現(xiàn)象，從而開發(fā)了本發(fā)明。當(dāng)本發(fā)明人實(shí)施時采用其中分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒的鈦合金；將該鈦合金在不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行加熱；以0.1-30℃/秒的冷卻速度冷卻此鈦合金；鈦合金的抗蠕變性能得以提高，同時確保了疲勞強(qiáng)度。
獲得上述特性的原因并不十分清楚。但這原因大致推測如下可以認(rèn)為較大的微組織有助于抑制蠕變撓度，從而改善了抗蠕變能力，而較細(xì)的微組織則有助于提高疲勞強(qiáng)度。本發(fā)明采用了其中分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒的鈦合金。因此，盡管形成了微組織的完全針狀組織，本發(fā)明防止了先前的β晶粒的非正常的生長，即使當(dāng)在不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)加熱該鈦合金也是如此。還有，由于該鈦合金從不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍冷卻，并由于該鈦合金以0.1-30℃/秒的合適溫度通過β-轉(zhuǎn)變溫度，因而鈦合金的微組織尺寸在確?？谷渥冃阅芎推趶?qiáng)度方面都是適宜的。
本發(fā)明提供一種生產(chǎn)顆粒-增強(qiáng)的鈦合金的工藝，該工藝包括的步驟是在不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)加熱其中分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒的鈦合金；并以0.1-30℃/秒的冷卻速度冷卻此加了熱的鈦合金，使之通過β-轉(zhuǎn)變溫度。
本發(fā)明可提供抗蠕變性能優(yōu)良，同時又確保了疲勞強(qiáng)度的顆粒增強(qiáng)的鈦合金。
本發(fā)明采用了其中分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒的鈦合金。
該鈦合金可以是通過燒結(jié)生壓塊而形成的燒結(jié)塊、通過鍛壓該燒結(jié)塊而形成的鍛件、一種鑄件，一種通過鍛壓該鑄件而形成的鍛件。就鍛造而言，可采用熱鍛。
該鈦合金可包括α相穩(wěn)定化元素，如Al和β相穩(wěn)定元素。該鈦合金可含至少3-6％的Al、和2-6％的Sn(以基體重量為100％計(jì))。但本發(fā)明的工藝不限于此含量范圍內(nèi)。
該鈦合金的基體的微組織在普通的溫度區(qū)域內(nèi)可以是全由α相形成的微組織、主要由α相形成的微組織，或由混有β相的α相形成的微組織。該α相可以是針狀α相，或混有等軸α相的針狀α相。
具有熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆?？梢允氢伝?TiB及TiB2)、碳化鈦(TiC及TiC2)、硅化鈦和氮化鈦(TiN)。在這些陶瓷顆粒中，硼化鈦是特別可取的。在鈦合金基體中，硼化鈦可起到硬顆?；蛟鰪?qiáng)顆粒的作用。對于鈦合金的基體而言，硼化鈦有良好的相宜性(congeniality)；所以它抑制了在硼化鈦和鈦合金基體間的界面上形成能引起疲勞裂紋的弱反應(yīng)性相。
諸如硼化鈦之類的具有熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒的比例可根據(jù)用途等進(jìn)行選擇。該比例的上限可以是10％或7％(體積)，而其下限可以是0.1％或0.4％(體積，以含有分散于其中的陶瓷顆粒的整個鈦合金為100％計(jì))。但陶瓷顆粒的比例不限于這些范圍。
具有熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒，如硼化鈦的平均顆粒尺寸可根據(jù)用途等選擇。比如，該陶瓷顆粒的平均顆粒尺寸的上限可以是50μm。其下限可以是0.5μm。但陶瓷顆粒的平均顆粒尺寸不限于這一范圍。
本發(fā)明包括在不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)加熱其中具有分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒(如硼化鈦)的鈦合金的步驟。原來的β晶粒是由這種步驟產(chǎn)生的。這種加熱步驟的手段可以是感應(yīng)加熱，爐子加熱，或其它的加熱模式。加熱時間可根據(jù)感應(yīng)加熱或爐子加熱的條件、鈦合金的尺寸等進(jìn)行選擇。由于具有熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒分散在該鈦合金中，所以本發(fā)明可防止原來的β晶粒的尺寸過分地增長，即使由于長的加熱時間會使原來的β晶粒尺寸過分增長時也將如此。
本發(fā)明包括從不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍，以0.1-30℃/秒的冷卻速度冷卻其中具有分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒的該鈦合金的步驟。因此，以0.1-30℃/秒的冷卻速度冷卻該鈦合金，以使之通過β-轉(zhuǎn)變溫度。0.1-30℃/秒的冷卻速度一般是通過氣冷而得到的，因而它比淬火慢得多。代表性的冷卻模式可以是采用惰性氣體作冷卻氣體的氣冷模式及空氣冷卻模式。
按照本發(fā)明可以得到適宜的基體及其中具有分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒，如硼化鈦的鈦合金微組織的適宜尺寸。
本發(fā)明的較佳實(shí)施模式還包括這樣的步驟在這種燒結(jié)步驟之前壓制該鈦合金。該壓制步驟，比如是鍛壓該鈦合金的步驟。在該壓制步驟中，其中具有分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒，如硼化鈦的鈦合金在α+β的兩相溫度區(qū)，或不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度區(qū)中被壓制。
也就是說，加熱步驟在鈦合金被壓制，如被鍛壓之后進(jìn)行。壓制步驟在鈦合金的基體是由α+β的混合相或β相構(gòu)成的情況下進(jìn)行。通過壓制可使鈦合金的密度有益地提高。因此，在用粉末冶金形成該鈦合金的情況下，可有利地減少孔洞。
本發(fā)明包括將該鈦合金從不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍，以0.1-30℃/秒的冷卻速度冷卻的步驟。如上所述，這種冷卻速度比淬火的冷卻速度慢得多。0.1-30℃/秒的冷卻速度可提高抗蠕變能力。因此，本發(fā)明適于生產(chǎn)用于高溫氣氛中高強(qiáng)度的零件，如內(nèi)燃機(jī)中的閥門等。
此外，鈦合金具有大于原定值的延伸率，從而確保其抗沖擊的能力是可取的。當(dāng)冷卻速度小于0.1℃/秒時，如圖2所示，延伸率就小，從而使抗沖擊的能力下降。在保證延伸率和抗沖擊能力方面，上述冷卻速度是可取的。因此，本發(fā)明適于生產(chǎn)由鈦合金形成的高溫強(qiáng)度零件，如內(nèi)燃機(jī)中的閥門。
感應(yīng)加熱可用于在不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)加熱上述鈦合金。高頻感應(yīng)加熱尤為適宜。感應(yīng)加熱可縮短鈦合金的加熱時間及改進(jìn)生產(chǎn)率的周期時間。此外，感應(yīng)加熱有效地縮短了鈦合金暴露于高溫氣氛中的暴露時間，從而抑制了鈦合金的表面氧化及有利地減少了鈦合金的加工限度。


圖1展示了說明冷卻速度和彎曲蠕變撓度間關(guān)系的曲線，其中的冷卻速度為從1150℃，一種不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度至800℃時的冷卻速度。
圖2展示了說明冷卻速度與室溫拉伸的延伸率間的關(guān)系的曲線，其中的冷卻速度是從1150℃，一種不低于β-轉(zhuǎn)變溫度至800℃時的速度。
圖3展示了應(yīng)用例子的結(jié)構(gòu)圖。
下文將用對比例說明本發(fā)明。本發(fā)明人制備了基本粉末(1)通過使氫化鈦脫氫而形成的、顆粒尺寸小于150μm的鈦的氫化物-脫氫化物粉末；(2)平均顆粒尺寸為10μm的鋁合金粉末；及(3)平均顆粒尺寸為4μm的硼化鈦(TiB2)粉末。該鋁合金的組成為Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Si合金。
欲被形成試樣的這些基本粉末以預(yù)定的速度稱重直至顯示表1所述的基體成份。即，當(dāng)包含硼化鈦的全部鈦合金為100％(體積)時，就硼化鈦的成份而論，在試樣No.1中為1％(體積)，在試樣No2，中為3％(體積)，在試樣No.3-18中為5％(體積)。但作為對比例的試樣No.19，20，22和23來說，分別含有0％的硼化鈦。試樣No.21是由展示了Fe-Cr-Mn-Ni體系的JIS-SUH合金生產(chǎn)的鑄件形成的，該試樣也是對比例。
稱重之后，將該基本粉末均勻混合，結(jié)果成為混合粉末。用金屬模壓制此混合粉末，結(jié)果產(chǎn)生圓柱狀短坯的壓制件。該短坯的直徑為16mm，高度為32mm。壓制壓力定為5噸/cm2。接著，為了燒結(jié)，將此短坯于高真空氣氛(1×10-5乇)中，于1300℃下加熱4小時，結(jié)果形成燒結(jié)體。此外，于1100℃加熱此燒結(jié)過的壓塊。然后，用擠壓設(shè)備壓此燒結(jié)壓塊，從而形成具有一個柄狀部位的擠壓件。然后將該擠壓件經(jīng)鍛造墩粗，從而形成一傘狀部位。當(dāng)此鈦合金處于(α+β)的兩相溫度范圍或不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍時，進(jìn)行墩粗鍛造。因而，形成了具有軸狀柄部位及與柄部的端部相連接的傘狀部位的鍛件。該鍛件將被用作內(nèi)燃機(jī)，如車輛中的閥門。
用加熱爐于不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的1150℃將此鍛件加熱約20分鐘。加熱裝置為試樣被氣體冷卻時能收集冷卻氣體(惰性氣體、如Ar)的真空爐。當(dāng)試樣用空氣冷卻時用爐子。加熱之后，在表1中所示的各種條件下控制冷卻速度降到800℃，以產(chǎn)生與各試樣相關(guān)連的經(jīng)過熱處理的件。在氣冷的情況下，通過控制供往加熱爐的冷卻氣體來獲得此冷卻速率-該冷卻氣體是惰性氣體，如Ar氣。
就作為對比例的試樣No.6和11而言，冷卻速度為0.05℃/秒，這低于本發(fā)明的速度。就顯示對比例的用水冷的試樣No.10和17而言，冷卻速度為100℃/秒，這又高于本發(fā)明的速度。
還有，鍛造后用高頻感應(yīng)于1160℃，即不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度加熱試樣No.18。然后，使試樣No.18在空氣中冷卻?？諝饫鋮s的冷卻速度為4-5℃/秒，它顯示了本發(fā)明的冷卻速度。
從加熱后的各試樣中收集試塊。為迅速而簡單地進(jìn)行蠕變試驗(yàn)，使該試塊經(jīng)受針對蠕變撓度的高溫彎曲蠕變試驗(yàn)。試驗(yàn)溫度為800℃，而最大彎曲應(yīng)力為51MPa。還有，分別從加熱后的各試樣中收集疲勞試驗(yàn)的其它試塊。疲勞試驗(yàn)的試塊有10mm的平行部位長度和4mm的平行部位直徑，將其經(jīng)受疲勞試驗(yàn)(測試溫度850℃)。此外，從加熱后的各試樣中收集拉伸試驗(yàn)的試塊。使平行部位長度為10mm，平行部位直徑為4mm的拉伸試驗(yàn)試塊經(jīng)受拉伸試驗(yàn)，以測出室溫下的延伸率。
表1展示了鈦合金的基體成份、鈦合金中的硼化鈦顆粒的比例，在不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)加熱鈦合金的條件以及從不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍的1150℃至800℃的冷卻速度。
根據(jù)表1，就試樣No.1而言，當(dāng)含有硼化鈦的整個鈦合金被設(shè)定為100％(體積)時，硼化鈦為1％(體積)，而鈦合金基體為99％(體積)。那么，當(dāng)將此鈦合金的整個基體設(shè)定為100％(重量)時，該基體含5.75％的Al、3.92％的Sn及3.92％的Sr等(均以重量百分比表示)。
表1展示了蠕變撓度、疲勞強(qiáng)度(850℃)、室溫延伸率的測試結(jié)果。從表1可知，就與本發(fā)明相關(guān)的各試樣而言，蠕變撓度均小，而抗蠕變能力均好。此外，就與本發(fā)明相關(guān)的各試樣而言，疲勞強(qiáng)度令人滿意地超過100MPa、室溫延伸率令人滿意地超過1％、而且抗沖擊能力良好。
表1
即，就與本發(fā)明相關(guān)的試樣而言，疲勞強(qiáng)度，延伸率及抗蠕變能力均佳。因而，與本發(fā)明相關(guān)的試樣適于作用于車輛內(nèi)燃機(jī)中的閥門材料。這種閥材料可以是進(jìn)氣閥材料及廢氣閥材料。本文中的與本發(fā)明相關(guān)的試樣No.5旨在確?？谷渥冃阅艿耐瑫r提高延伸率。材料A從表1可知，用材料A構(gòu)成的試樣No.6-10有相同的成份，雖然試樣No.6-10有相同的基體成份、硼化鈦含量、及加熱條件-硼化鈦含量為5％(體積)，加熱溫度為不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的1150℃，但它們的區(qū)別在于冷卻速度。
特別是就作為對比例的試樣No.6而言，硼化鈦的含量為5％(體積)，鈦合金被加熱到β-轉(zhuǎn)變溫度以上，而且冷卻速度過慢；因而蠕變撓度大到20.0mm，并且抗蠕變能力變差。此外，就對比例的試樣10而言，硼化鈦的含量為5％(體積)，鈦合金被加熱到β-轉(zhuǎn)變溫度以上，由于鈦合金用水冷故冷卻速度過快；因而蠕變撓度高達(dá)30.0mm，而且抗蠕變能力變差。
然而，從表1可知，就展現(xiàn)本發(fā)明的試樣No.7-9而言，蠕變撓度小，而且抗蠕變能力得以提高。此外就展現(xiàn)本發(fā)明的試樣No.7而言，疲勞強(qiáng)度也好。材料B從表1可知，用材料B形成的試樣No.11-17具有相同的成份。這樣試樣No.11-No.17雖然硼化鈦含量和加熱條件相同-硼化鈦含量為5％(體積)，加熱溫度為不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的1150℃，但它們的區(qū)別在于冷卻速度不同。
就作為對比例的試樣No.11而言，硼化鈦含量為5％(體積)，鈦合金被加熱到β-轉(zhuǎn)變溫度以上，冷卻速度極慢；因此雖然蠕變撓度是好的，超過14.0mm，但延伸率小至1.0％。
此外，就作為對比例的試樣No.17而言，硼化鈦含量為5％(體積)，鈦合金被加熱到β-轉(zhuǎn)變溫度以上，冷卻速度因水冷而極快，因此蠕變撓度高至超過30.0mm而且抗蠕變性能變差。
另一方面，就與本發(fā)明相關(guān)的試樣No.12-16而言，蠕變撓度小，抗蠕變能力好，疲勞強(qiáng)度也好，而且延伸率令人滿意地超過1.0％。
就與本發(fā)明相關(guān)的試樣No.18而言，通過高頻感應(yīng)加熱，使鈦合金在不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)加熱。在此情況下，盡管加熱時間縮短為2分，但抗蠕變能力優(yōu)良。此外，由于高頻感應(yīng)加熱能迅速加熱，所以2分鐘的短時間加熱就足夠了。因而，鈦合金表面上的氧化層可以減小而且熱處理后的機(jī)加工費(fèi)用可降低。其它的實(shí)施例就作為對比例的No.19而言，采用了不含硼化鈦的鈦合金。在1005℃，即α+β相的，而且低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)將此鈦合金加熱2小時。加熱后，No.19的鈦合金經(jīng)水淬。接著，為回火No.19的鈦合金于650℃被加熱8小時。此后，No.19的鈦合金經(jīng)空冷。就作為對比例的No.19而言，雖然保證了疲勞強(qiáng)度和延伸率，但蠕變撓度高達(dá)30.0mm，而且抗蠕變能力變差。
就作為對比例的No.20試樣而言，在1090℃加熱不含硼化鈦的鈦合金，即將其加熱到β-轉(zhuǎn)變溫度以上。加熱后，水淬No.20的鈦合金。接著為回火將其于590℃加熱8小時，然后將其空冷。就作為對比例的No.20鈦合金而言，雖然蠕變撓度為6.0mm而且抗蠕變能力優(yōu)良，但疲勞強(qiáng)度不足。
作為對比例的No.21是由與本發(fā)明材料不同的，在常規(guī)技術(shù)中被用作閥材料的JIS-SUH35制成的鐵類鑄件形成的。就作為對比例的No.21而言，蠕變撓度為24.0mm。因而，在抗蠕變能力方面，本發(fā)明的鈦合金優(yōu)于作為對比例為No.21。至于作為對比例的No.22，它不含硼化鈦，而且加熱溫度低于β-轉(zhuǎn)變溫度，為920℃。因此其蠕變撓度高達(dá)超過30.0mm，盡管疲勞強(qiáng)度優(yōu)良，但抗蠕變性能變差。
就作為對比例的試樣No.23而言，鈦合金被加熱到β-轉(zhuǎn)變溫度以上，而冷卻速度適當(dāng)。但試樣No.23不含硼化鈦。作為對比例的試樣No.23的蠕變撓度是好的，為7.0mm?？谷渥冃阅茏兒玫脑蛟谟诋?dāng)將鈦合金加熱到β-轉(zhuǎn)變溫度以上時，β-相的尺寸較大。但，試樣No.23的疲勞強(qiáng)度僅為110MPa，這是不夠的，而且延伸率低到1.0％。因此，試樣No.23不適于作內(nèi)燃機(jī)的閥門材料。疲勞強(qiáng)度和延伸率不足的原因可能是試樣No.23不含硼化鈦。曲線圖1展示了從相當(dāng)于不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度，1150℃至800℃時的冷卻速度與彎曲蠕變撓度(800℃，100小時)間的關(guān)系。從圖1可知，當(dāng)冷卻速度小于0.1℃/秒時，蠕變撓度上升，因而抗蠕變能力變差。當(dāng)冷卻速度大于30℃/秒時，蠕變撓度上升而抗蠕變能力變差。換言之，0.1-30℃/秒的冷卻速度標(biāo)志著可獲得優(yōu)良抗蠕變能力的最小蠕變撓度區(qū)。從圖1的測試結(jié)果判斷，0.5-10℃/秒的冷卻速度是較佳的。
如于圖1中所示，本發(fā)明的彎曲蠕變撓度比對比例的試樣No.21(JIS-SUH35)及相應(yīng)的水冷試樣No.10和No.17的該撓度小。
圖2展示了從相應(yīng)于不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的1150℃至800℃的冷卻速度與拉伸延伸率間的關(guān)系。由圖2可知，當(dāng)冷卻速度小于0.1℃/秒時，室溫延伸率不足夠地小，而且抗沖擊能力不佳。然而，冷卻速度為0.1-30℃/秒時，得到良好的延伸率，從而產(chǎn)生良好的抗沖擊能力；所以本發(fā)明的鈦合金更適于作內(nèi)燃機(jī)的閥材料。
圖3展示了一個應(yīng)用例子。該例子是在上述與本發(fā)明相關(guān)的試樣的基礎(chǔ)上生產(chǎn)的閥1，因而閥1是用含硼化鈦顆粒的鈦合金構(gòu)成的。閥1準(zhǔn)備用于內(nèi)燃機(jī)。閥1有柄狀部10及與柄狀部10邊緣相連的傘狀部11。
與本發(fā)明相關(guān)的鈦合金可用于耐熱零件，如除上述的閥外，還可用于汽輪機(jī)葉片。
權(quán)利要求
1.生產(chǎn)顆粒-增強(qiáng)的鈦合金的方法，該方法包括如下步驟在不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)，加熱其中具有分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒的鈦合金；冷卻所述加過熱的鈦合金，使之以0.1-30℃/秒的冷卻速度通過β-轉(zhuǎn)變溫度。
2.根據(jù)權(quán)利要求1的生產(chǎn)顆粒-增強(qiáng)的鈦合金的方法，該方法還包括，在加熱步驟之前的，在α+β相兩相溫度區(qū)或不低于β-轉(zhuǎn)變溫度的溫度區(qū)中壓制所述鈦合金的步驟。
3.根據(jù)權(quán)利要求1的生產(chǎn)顆粒-增強(qiáng)的鈦合金的方法，其中所述的陶瓷顆粒是由至少一種選自硼化鈦、碳化鈦、硅化鈦和氮化鈦的顆粒形成的。
4.根據(jù)權(quán)利要求3的生產(chǎn)顆粒-增強(qiáng)的鈦合金的方法，其中所述的硼化鈦是TiB和TiB2中至少一種形成的，而所述的碳化鈦是由TiC和TiC2中的至少一種形成的。
5.根據(jù)權(quán)利要求1的生產(chǎn)顆粒-增強(qiáng)的鈦合金的方法，其中當(dāng)整個鈦合金按體積計(jì)為100％時，所述陶瓷粒顆的含量范圍為按體積計(jì)的0.1-10％。
6.根據(jù)權(quán)利要求1的生產(chǎn)顆粒-增強(qiáng)的鈦合金的方法，其中所述陶瓷顆粒的平均顆粒尺寸為0.5-50μm。
全文摘要
生產(chǎn)顆粒增強(qiáng)的鈦合金的方法包括如下步驟:在不低于β－轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)加熱其中具有分散了熱力學(xué)穩(wěn)定性能的陶瓷顆粒的鈦合金;冷卻該鈦合金以使之以0.1—30℃/秒的冷卻速度通過β－轉(zhuǎn)變溫度。該方法還包括在加熱步驟前,在α+β的兩相溫度范圍內(nèi),或不低于β－轉(zhuǎn)變溫度的溫度范圍內(nèi)壓制該鈦合金的步驟。
文檔編號C22C14/00GK1257133SQ99127379
公開日2000年6月21日 申請日期1999年10月29日 優(yōu)先權(quán)日1998年10月29日
發(fā)明者山口登士也, 吉田忠彥, 齋藤卓, 桜井浩二 申請人:豐田自動車株式會社