专利名称：可形成非晶态结构的多组元钛基合金的制作方法
技术领域：
本发明涉及一类可形成非晶态结构的多组元钛基合金。
非晶态合金是处于亚稳态的材料，在温度、压力、磁场等外界环境的作用下可转变成为晶体结构的材料(称之为晶化转变)，这将伴随有合金性能的变化。合金的本征非晶形成能力和热稳定性直接依赖于合金的化学成分。通常，合金成分的多元化(即由多种合金元素组成)可提高合金的本征非晶形成能力和热稳定性。由合金熔体冷却形成非晶态结构的关键是将熔体过冷至合金的玻璃转变温度(表示为Tg)以下，避免结晶发生，冻结成为固体材料。某些非晶态合金在加热发生晶化转变之前，具有较好的热稳定性，形成较稳定的过冷液体，表现为在热分析时可观察到明显的玻璃转变(即由非晶固体转变为过冷液体，通常伴随有粘度和比热的突变)，可形成较宽的过冷液态温度区间(表示为ΔTx，ΔTx定义为非晶态合金在连续加热过程中发生晶化转变的起始温度Tx与玻璃转变温度Tg之差值，即ΔTx＝Tx-Tg)。在这一温度范围，非晶态合金的粘度急剧下降，可表现出超塑性，这为非晶态合金的加工成型提供了机会。利用这一特性可实现近净形加工，可将非晶态合金制做成形状复杂的零部件，或者将非晶态合金粉末或薄带利用热压、热等静压、温挤出、烧结锻造等粉末冶金技术固结成块体材料。现已发现，大约有数十种可形成非晶态的合金体系具有上述特点，ΔTx值可超过30℃以上，甚至大于100℃，如Mg-Ln-TM、Ln-Al-TM、Zr-Al-TM、Zr-(Ti，Nb，Pd)-Al-TM、Zr-Ti-TM-Be、Fe-(Al，Ga)-(P，C，B，Si)、Co-Cr-(Al，Ga)-(P，C，B，Si)、Pd-Cu-Ni-P、Pd-Ni-Fe-P、(Fe，Co，Ni)-(Zr，Nb，Ta)-B、Fe-Co-(Zr，Nb)-(Mo，W)-B、Co-Fe-(Zr，Nb，Ta)-B(Ln为镧系金属，TM为过渡族金属)等合金体系。
与铁基、锆基、钯基非晶态合金相比较，钛基非晶态合金具有低密度、高强度、耐腐蚀的特点。主元素钛的密度为4.5克/厘米3、熔点为1668℃、导热系数为0.036卡/厘米.秒.度、线膨胀系数为9.0×10-6℃-1。采用熔体急冷法形成的非晶态Ti50Cu25Ni25合金的拉伸强度可以达到1800MPa，是工业钛合金Ti-6Al-4V的2倍，Ti-13V-11Cr-3Al和Ti-2Al-11.5V-2Sn-11.3Zr(Transage129)的1.5倍。现已发现，在Ti-Be、Ti-Cu、Ti-Ni、Ti-Mn、Ti-Si、Ti-V、Ti-Zr等二元合金的某些成分范围可形成非晶态结构。以这些合金为基础，通过添加合金元素多元化将进一步提高钛基非晶态合金的形成能力和热稳定性，扩大其应用范围。
M为元素Mg、Ca、Mn、Nb、Fe、V、Mo、Zr中的至少一种元素，Z为元素B、Ge、Si、C、Sn中的至少一种元素。
a＝37～75％，b＝0.5～27％，c＝22～50％，e＝1～15％，a+b+c+e＝100％。x＝0.35～0.75。
(2)Tia(CuxNi1-x)cRdZe，a，c，d，e为原子百分比，x为原子分数。
R为元素Al、Ag、Co、Fe、Pd、Zn中的至少一种元素，Z为元素B、Ge、Si、C、Sn中的至少一种元素。
a＝37～75％，c＝22～50％，d＝0.5～17％，e＝1～15％，a+c+d+e＝100％。
x＝0.35～0.75。
(3)TiaMb(CuxNi1-x)cRdZe，a，b，c，d，e为原子百分比，x为原子分数。
M为元素Mg、Ca、Mn、Nb、Fe、V、Mo、Zr中的至少一种元素，R为元素Al、Ag、Co、Fe、Pd、Zn中的至少一种元素，Z为元素B、Ge、Si、C、Sn中的至少一种元素。
a＝37～75％，b＝0.5～27％，c＝22～50％，d＝0.5～17％，e＝1～15％，a+b+c+d+e＝100％。x＝0.35～0.75。
上述合金中，a、b、e最好选择为，a＝37～70％；b＝0.5～20％，e＝1～12％。
在诸多非晶态合金的制备方法中，机械研磨方法具有以下特点(1)形成非晶态结构的合金成分范围较宽，而由熔体冷却形成的非晶态合金，通常局限于较窄的靠近合金共晶点的成分范围；(2)可以使熔点相差较大、液相不熔混的合金元素通过固态反应形成成分复杂的合金；(3)制备技术简单，易于工业化，粉末产量可达到公斤级，满足广泛的实用化需求。由此方法获得的非晶态合金粉末可根据需求通过多种粉末冶金技术制备成块体材料或零部件。
本发明还提供了上述非晶态合金的制备方法，即按照表达式给定的合金成分，以市售元素粉末混和物为起始材料，经机械研磨合金化，由固态反应形成非晶态结构的粉末，非晶相的体积百分数不少于50％。非晶相的体积百分数可由x-射线衍射谱、电子显微镜观察和差示扫描量热(DSC)分析得到的非晶相晶化转变释放热来估计。
或者，按照表达式给定的合金成分，以元素块体材料为起始材料，经预熔炼形成母合金锭，母合金锭经过机械破碎后的碎屑经机械研磨，可形成非晶态结构的粉末，非晶相的体积百分数不少于50％。非晶相的体积百分数可由x-射线衍射谱、电子显微镜观察和差示扫描量热(DSC)分析得到的非晶相晶化转变释放热来估计。
机械研磨过程中，为了避免粉末或合金碎屑的冷焊、结块、在球磨工具上的粘结，可加入少量甲醇、乙醇、硬脂酸、真空脂等碳氢化合物作为过程控制剂，对研磨最终产物的结构无影响。
本发明提供的钛基非晶态合金中，有些合金具有很强的非晶形成能力和良好的热稳定性，在加热发生晶化转变之前，形成较稳定的过冷液体，表现出明显的玻璃转变，形成的过冷液态温度区间超过50℃。这为非晶态合金的加工成型提供了机会。利用这一特性可实现近净形加工，将非晶合金粉末制做成形状复杂的零部件，或者将非晶合金粉末利用热压、热等静压、温挤出、烧结锻造等粉末冶金技术固结成板、棒等块体材料。
其中a)Ti45Mg5Cu20Ni24Si4B2(实施例1)，b)Ti64V10Fe1Cu7Ni12Si4B2(实施例3)，c)Ti50Cu16Ni20Al8Si4B2(实施例5)，d)Ti50Cu18Ni22Al4Sn3Si2B1(实施例7)，e)Ti50Cu15Ni18Co10Pd1Si4B2(实施例9)，f)Ti50Nb5Cu13Ni20Co6Si4B2(实施例11)，g)Ti45Zr5Cu19Ni23Fe1Co1Si4B2(实施例13)图2为机械研磨形成的七种合金粉末的热分析曲线(加热速率为40K/min)。
其中a)Ti45Mg5Cu20Ni24Si4B2(实施例1)，
b)Ti64V10Fe1Cu7Ni12Si4B2(实施例3)，c)Ti50Cu16Ni20Al8Si4B2(实施例5)，d)Ti50Cu18Ni22Al4Sn3Si2B1(实施例7)，e)Ti50Cu15Ni18Co10Pd1Si4B2(实施例9)，f)Ti50Nb5Cu13Ni20Co6Si4B2(实施例11)，g)Ti45Zr5Cu19Ni23Fe1Co1Si4B2(实施例13)
以市售金属元素钛、镁、铜、镍粉末和类金属元素硅、硼粉末作为起始材料，元素粉末纯度均高于99.5％(重量百分比，wt.％，下同)，粒度为-200或-325目，配制成名义成分为Ti45Mg5Cu20Ni24Si4B2的粉末混和物。粉末混和物及GCr15钢球按球与物料重量比5∶1在高纯Ar气(99.99％)氛下装填于淬火不锈钢球磨罐内。将密闭的球磨罐安装于SPEX 8000高能振动式球磨机上进行研磨。粉末混和物经48小时机械研磨后，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti45Mg5Cu20Ni24Si4B2合金，非晶相体积百分数不小于50％。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析(差示扫描量热计，DSC，下同)曲线可以观察到由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应。经48小时机械研磨形成的Ti45Mg5Cu20Ni24Si4B2合金粉末样品的x-射线衍射谱和热分析结果分别见
图1(a)和图2(a)。Ti45Mg5Cu20Ni24Si4B2非晶合金粉末的结构特征(非晶、晶体或非晶+晶体)与热分析结果，即玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和过冷液态温度区域宽度(ΔTx)列于表1。
实施例2 Ti40Mn10Cu18Ni26Si4B2合金。
以市售金属元素钛、锰、铜、镍粉末和类金属元素硅、硼粉末作为起始材料，元素粉末纯度均高于99.5％，粒度为-200或-325目，配制成名义成分为Ti40Mn10Cu18Ni26Si4B2的粉末混和物。机械研磨过程与实施例1相同。经x-射线衍射证实球磨48小时后的元素粉末混和物基本为典型的非晶态结构，即形成非晶Ti40Mn10Cu18Ni26Si4B2合金。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例3 Ti64V10Fe1Cu7Ni12Si4B2合金。
以市售金属元素钛、钒、铁、铜、镍和类金属元素硅、硼的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti64V10Fe1Cu7Ni12Si4B2的名义成分配制合金后，在高纯Ar气(99.999％)氛下电弧熔炼成重量约50克的母合金钮扣锭。母合金锭经过机械破碎后的碎屑作为后续机械研磨的起始材料。将母合金碎屑及GCr15钢球按球与物料重量比5∶1高纯Ar气(99.99％)氛下装填于淬火不锈钢球磨罐内。将密闭的球磨罐安装于SPEX 8000高能振动式球磨机上进行研磨。粉末混和物经32小时机械研磨后，经x-射线衍射证实起始材料已转变为非晶态结构，即形成非晶Ti64V10Fe1Cu7Ni12Si4B2合金。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线上未观察到由于玻璃转变引起的吸热现象，但仍出现晶化引起的放热反应，进一步证实了粉末的非晶态性质。经32小时机械研磨形成的Ti64V10Fe1Cu7Ni12Si4B2合金粉末的x-射线衍射谱和热分析结果分别见图1(b)和图2(b)。Ti64V10Fe1Cu7Ni12Si4B2非晶合金粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例4 Ti55Zr5Fe2Cu13Ni19Si4B2合金。
以市售金属元素钛、锆、铁、铜、镍等和类金属元素硅、硼的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti55Zr5Fe2Cu13Ni19Si4B2的名义成分配制合金后，母合金碎屑的制备和机械研磨过程与实施例3相同。球磨48小时后粉末的x-射线衍射证实合金粉末转变为非晶态结构，即形成非晶Ti55Zr5Fe2Cu13Ni19Si4B2合金。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线可观察到由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应。球磨粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例5 Ti50Cu16Ni20Al8Si4B2合金以市售金属元素钛、铜、镍、铝粉末和类金属元素硅、硼粉末为起始材料，元素粉末纯度均高于99.5％，粒度为-200或-325目，配制成名义成分为Ti50Cu16Ni20Al8Si4B2的粉末混和物，粉末的机械研磨过程与实施例1相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构。即形成非晶Ti50Cu16Ni20Al8Si4B2合金。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线可以观察到由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应。经48小时机械研磨形成的Ti50Cu16Ni20Al8Si4B2合金粉末的x-射线衍射谱和热分析结果分别见图1(c)和图2(c)。Ti50Cu16Ni20Al8Si4B2非晶合金粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例6 Ti70Cu9Ni13Co2Si4B2合金。
以市售金属元素钛、铜、镍、钴和类金属元素硅、硼的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti70Cu9Ni13Co2Si4B2的名义成分配制合金后，母合金碎屑的制备和机械研磨过程与实施例3相同。球磨48小时后的合金粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti70Cu9Ni13Co2Si4B2合金。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线可以观察到由于非晶相晶化转变引起的放热反应。球磨粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例7 Ti50Cu18Ni22Al4Sn3Si2B1合金。
以市售金属元素钛、铜、镍、铝、锡粉末和类金属元素硅、硼粉末作为起始材料，元素粉末纯度均高于99.5％，粒度为-200或-325目，配制成名义成分为Ti50Cu18Ni22Al4Sn3Si2B1的粉末混和物。粉末混和物的机械研磨过程与实施例1相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti50Cu18Ni22Al4Sn3Si2B1合金。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线可以观察到由于玻璃转变引起的吸热现象和非晶相晶化转变引起的放热反应。经48小时机械研磨形成的Ti50Cu18Ni22Al4Sn3Si2B1合金粉末样品的x-射线衍射谱和热分析结果分别见图1(d)和图2(d)。Ti50Cu18Ni22Al4Sn3Si2B1非晶合金粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例8 Ti50Cu13Ni18Al12Fe1Si4B2合金。
以市售金属元素钛、铜、镍、铝、铁和类金属元素硅、硼的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti50Cu13Ni18Al12Fe1Si4B2的名义成分配制合金后，母合金碎屑的制备和机械研磨过程与实施例3相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti50Cu13Ni18Al12Fe1Si4B2合金。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线可以观察到由于非晶相晶化转变引起的放热反应。球磨粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例9 Ti50Cu15Ni18Co10Pd1Si4B2合金。
以市售金属元素钛、铜、镍、钴、钯和类金属元素硅、硼的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti50Cu15Ni18Co10Pd1Si4B2的名义成分配制合金后，母合金碎屑的制备和机械研磨过程与实施例3相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti50Cu15Ni18Co10Pd1Si4B2合金，非晶相的体积百分数不小于50％。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线可观察到由非晶相晶化转变引起的放热反应。经32小时机械研磨形成的Ti50Cu15Ni18Co10Pd1Si4B2合金粉末样品的x-射线衍射谱和热分析结果分别见图1(e)和图2(e)。Ti50Cu15Ni18Co10Pd1Si4B2非晶合金粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例10 Ti45V5Cu19Ni23Co2Si4B2合金。
以市售金属元素钛、钒、铜、镍、钴和类金属元素硅、硼的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti45V5Cu19Ni23Co2Si4B2的名义成分配制合金，母合金碎屑的制备和机械研磨过程与实施例3相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti45V5Cu19Ni23Co2Si4B2合金，。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例11 Ti50Nb5Cu13Ni20Co6Si4B2合金。
以市售金属元素钛、铌、铜、镍、钴和类金属元素硅、硼的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti50Nb5Cu13Ni20Co6Si4B2的名义成分配制合金。母合金碎屑的制备和机械研磨过程与实施例3相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti50Nb5Cu13Ni20Co6Si4B2合金，非晶相的体积百分数大于50％。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线可观察到由非晶相的晶化转变引起的放热反应。经48小时机械研磨形成的Ti50Nb5Cu13Ni20Co6Si4B2合金粉末样品的x-射线衍射谱和热分析结果分别见图1(f)和图2(f)。Ti50Nb5Cu13Ni20Co6Si4B2非晶合金粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例12 Ti50Nb1Fe1Cu15Ni19Al8Sn3Si2B1合金。
以市售金属元素钛、铌、铁、铜、镍、铝、锡粉末和类金属元素硅、硼粉末为起始材料，元素粉末纯度均高于99.5％，粒度为-200或-325目，配制成名义成分为Ti50Nb1Fe1Cu15Ni19Al8Sn3Si2B1的粉末混和物。粉末混和物的机械研磨过程与实施例1相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti50Nb1Fe1Cu15Ni19Al8Sn3Si2B1合金。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例13 Ti45Zr5Cu19Ni23Fe1Co1Si4B2合金。
以市售金属元素钛、锆、铜、镍、铁、钴等和类金属元素硅、硼的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti45Zr5Cu19Ni23Fe1Co1Si4B2的名义成分配制合金后。母合金碎屑的制备和机械研磨过程与实施例3相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti45Zr5Cu19Ni23Fe1Co1Si4B2合金，非晶相的体积百分数大于50％。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的热分析曲线可以观察到由非晶相的晶化转变引起的放热反应。球磨非晶粉末样品的x-射线衍射谱和热分析结果分别见图1(g)和图2(g)。Ti45Zr5Cu19Ni23Fe1Co1Si4B2非晶合金粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
实施例14 Ti40Mg10Nb1Cu19Ni23Fe1Co1Sn5合金。
以市售金属元素钛、镁、铌、铜、镍、铁、钴、锡等的块体材料(板、条、丝、棒或片)为起始材料，纯度均高于99.5％，按照Ti40Mg10Nb1Cu19Ni23Fe1Co1Sn5的名义成分配制合金后。母合金碎屑的制备和机械研磨过程与实施例3相同。球磨48小时后的粉末，经x-射线衍射证实为非晶态结构，即形成非晶Ti40Mg10Nb1Cu19Ni23Fe1Co1Sn5合金，非晶相的体积百分数不小于50％。粉末的粒度约为20～100微米。球磨粉末的结构特征和热分析结果列于表1。
表1实施例给出的14种机械研磨合金粉末的结构特征与热分析结果*(加热速率为40K/min)实施例 粉末的TgTxΔTx合金成分(at.％)编号相结构(K) (K)(K)1 Ti45Mg5Cu20Ni24Si4B2Am+Cry644 7611172 Ti40Mn10Cu18Ni26Si4B2Am--773--3 Ti64V10Fe1Cu7Ni12Si4B2Am+Cry--774--4 Ti55Zr5Fe2Cu13Ni19Si4B2Am+Cry703 756535 Ti50Cu16Ni20Al8Si4B2Am721 781606 Ti70Cu9Ni13Co2Si4B2Am698 758607 Ti50Cu18Ni22Al4Sn3Si2B1Am711 775648 Ti50Cu13Ni18Al12Fe1Si4B2Am--774--9 Ti50Cu15Ni18Co10Pd1Si4B2Am+Cry--753--10 Ti45V5Cu19Ni23Co2Si4B2Am--757--11 Ti50Nb5Cu13Ni20Co6Si4B2Am+Cry--752--12 Ti50Nb1Fe1Cu15Ni19Al8Sn3Si2B1Am--763--13 Ti45Zr5Cu19Ni23Fe1Co1Si4B2Am+Cry700 7525214 Ti40Mg10Nb1Cu19Ni23Fe1Co1Sn5Am+Cry--747--*Am表示合金形成完全非晶相，Am+Cry表示合金为非晶相(Am)与晶体相(Cry)的混和物；Tg为玻璃转变温度，Tx为非晶相晶化转变的起始温度，ΔTx为过冷液态温度区间的宽度(ΔTx＝Tx-Tg)。
权利要求
1.一种可形成非晶态结构的多组元钛基合金，其特征在于合金成分的表达式为TiaMb(CuxNi1-x)cZe；其中a，b，c，e为原子百分比，x为原子分数，M选自Mg、Ca、Mn、Nb、Fe、V、Mo、Zr元素中的至少一种，Z选自B、Ge、Si、C、Sn元素中的至少一种，a＝37～77％，b＝0.5～27％，c＝20～50％，e＝1～15％，a+b+c+e＝100％，x＝0.35～0.75。
2.一种可形成非晶态结构的多组元钛基合金，其特征在于合金成分的表达式为Tia(CuxNi1-x)cRdZe，其中a，c，d，e为原子百分比，x为原子分数，R选自Al、Ag、Co、Fe、Pd、Zn元素中的至少一种，Z选自B、Ge、Si、C、Sn元素中的至少一种，a＝37～77％，c＝20～50％，d＝0.5～17％，e＝1～15％，a+c+d+e＝100％，x＝0.35～0.75。
3.一种可形成非晶态结构的多组元钛基合金，其特征在于合金成分的表达式为TiaMb(CuxNi1-x)cRdZe，其中a，b，c，d，e为原子百分比，x为原子分数，M选自Mg、Ca、Mn、Nb、Fe、V、Mo、Zr元素中的至少一种，R选自Al、Ag、Co、Fe、Pd、Zn元素中的至少一种，Z选自B、Ge、Si、C、Sn元素中的至少一种，a＝37～77％，b＝0.5～27％，c＝20～50％，d＝0.5～17％，e＝1～15％，a+b+c+d+e＝100％。x＝0.35～0.75。
4.按照权利要求1、2或3所述可形成非晶态结构的多组元钛基合金，其特征在于所述a＝37～70％。
5.按照权利要求1或3所述可形成非晶态结构的多组元钛基合金，其特征在于所述b＝0.5～20％。
6.按照权利要求1、2或3所述可形成非晶态结构的多组元钛基合金，其特征在于所述e＝1～12％。
7.按照权利要求4所述可形成非晶态结构的多组元钛基合金，其特征在于所述e＝1～12％。
8.按照权利要求5所述可形成非晶态结构的多组元钛基合金，其特征在于所述e＝1～12％。
9.一种权利要求1～8之一所述可形成非晶态结构的多组元钛基合金的制备方法，其特征在于给定的合金成分，以元素粉末配制的混和物为起始材料，经机械研磨合金化，由固态反应形成非晶态结构的粉末，非晶相的体积百分数不少于50％。
10.一种权利要求1～8之一所述可形成非晶态结构的多组元钛基合金的制备方法，其特征在于给定的合金成分，以元素块体材料为起始材料，经预熔炼形成母合金锭，母合金锭经过机械破碎后的碎屑经机械研磨，可形成非晶态结构的粉末，非晶相的体积百分数不少于50％。
全文摘要
本发明提供了一类可形成非晶态结构的多组元钛基合金，合金成分的表达式为Ti
文档编号C22C45/10GK1403619SQ0112816
公开日2003年3月19日 申请日期2001年9月13日 优先权日2001年9月13日
发明者张来昌, 徐坚 申请人:中国科学院金属研究所