专利名称：β钛组合物及其制备方法
背景技术：
本发明涉及超弹性β钛合金及其制备方法，以及由此合金制备物品的方法。
经过马氏体变化的合金可以表现出“形态记忆效果”。作为此变化的结果，被称为“奥氏体”的高温相可以通过弱扩散剪切过程(diffusion-less shear process)改变其晶体结构，成为被称为“马氏体”的弱对称结构。在形态记忆合金中此过程是可逆的，因此，经加热可以进行其逆变化。通常，冷却或者马氏体变化的初始温度被成为MS温度，终止温度被称为Mf温度。逆变化或者奥氏体变化的初始温度和终止温度被分别称为As和Af温度。
在低于Af的温度下，经过可逆的马式体相变化的合金可以在高温的奥氏体相中通过应力诱发的马氏体变化发生变形，也可以在低温的马氏体相中发生变形。通常，经加热到Af以上的温度时，这些合金会恢复到其初始的形状，因此被称为“形态记忆合金”。在大于Af的温度下，应力诱发的马氏体并不稳定，经变形释放后会恢复成奥氏体。通常，与应力诱发的马氏体恢复成奥氏体有关的应变恢复被称为“拟弹性(pseudoelasticity)”或者“超弹性”，如ASTM F2005所定义的镍-钛成型记忆合金的标准术语。这两个名词可以互换使用，用于描述由于机械诱导晶相变化在未出现大量塑性改变的条件下成型记忆合金弹性恢复大幅度变形的能力。
镍钛合金是一种成型记忆合金，并含有接近化学计量的镍和钛。当拟弹性的镍钛合金发生变形时，生成了应力诱导的马氏体，从而使合金的应变增加到相对恒定的应力水平。经卸载后，在恒定但是不同水平的应力下发生了马氏体向奥氏体的转化。因此，拟弹性镍钛合金的常规应力-应变曲线表现出了加载与卸载应力的平稳段。然而，由于应力不同，这些曲线的平稳段也不尽相同，由此说明了镍钛合金机械滞后现象的发展过程。在拟弹性镍钛合金中大约8-10％的变形可以得到恢复。经冷处理的镍钛合金也表现出扩展的线弹性。表现出线弹性的镍钛合金组合物没有出现任何的曲线平稳段，但是可以恢复达到3.5％的应变。此行为通常被称为“超线性弹性”，用以区别变形诱导的“拟弹性”或“超弹性”。通常，由于镍钛合金具有上述特性，从而成为应用广泛的材料，例如medical stents、尺度索、外科装置、正畸器械、便携式电话天线、以及眼镜架和眼镜的其它组件。然而，镍钛合金制造困难，由于成型和/或焊接的原因，采用镍钛合金制造物品既昂贵又费时。此外，含镍产品的使用者有时会对镍过敏。
发明概述在一具体实施方式
中，组合物含有8-10重量％的钼、2.8-6重量％的铝、达到2重量％的钒、达到4重量％的铌、其余含量以钛平衡，并且所有重量百分比是以合金组合物的总重量为基准。
在另一
具体实施例方式
中，组合物含有8.9重量％的钼、3.03重量％的铝、1.95重量％的钒、3.86重量％的铌、其余含量以钛平衡。
在另一
具体实施例方式
中，组合物含有9.34重量％的钼、3.01重量％的铝、1.95重量％的钒、3.79重量％的铌、其余含量以钛平衡。
在另一
具体实施例方式
中，一种制备物品的方法包括如下步骤先将一种组合物冷加工成型，其中该组合物含有8-10重量％的钼、2.8-6重量％的铝、达到2重量％的钒、达到4重量％的铌、其余含量以钛平衡，并且所有重量百分比是以合金组合物的总重量为基准；形成模型；再溶液热处理上述模型；最后，冷却模型。
在另一
具体实施例方式
中，一种方法包括如下步骤先冷加工含有组合物的线材，其中该组合物含有8-10重量％的钼、2.8-6重量％的铝、达到2重量％的钒、达到4重量％的铌、其余含量以钛平衡，并且所有重量百分比是以合金组合物的总重量为基准；再冷加工上述模型；最后，热处理模型。
图1图解说明了钼含量对弹性恢复的影响；图2图解说明了在350℃下老化对表1实例4弹性恢复的影响；图3图解说明了在350℃下老化对表1实例5弹性恢复的影响；图4图解说明了在350℃下老化对表1实例6弹性恢复的影响；图5图解说明了在250-550℃下老化10秒钟对表1实例4弹性恢复的影响；图6图解说明了在250-550℃下老化10秒钟对表1实例5弹性恢复的影响；图7图解说明了冷拉拔积累缩减率对表2实例11的UTS的影响；图8图解说明了冷拉拔积累缩减率对表2实例11的杨氏模量的影响；图9图解说明了对应含有表2实例11组合物的线材、张应力-应变曲线的效果，其中该线材具有19.4％的拉拔缩减率，并测定到2％的应变；图10图解说明了对应含有表2实例11组合物的线材、张应力-应变曲线的效果，其中该线材具有19.4％的拉拔缩减率，并检测定到4％的应变；图11是光学显微照片，展示了含有表2实例10组合物的冷拉拔线材的微结构，该线材具有14％的缩减率；图12是光学显微照片，展示了在816℃下加热处理30分钟后含有表2实例10组合物的冷拉拔线材的部分再结晶微结构，该线材具有14％的缩减率；图13是光学显微照片，展示了在871℃下加热处理30分钟后含有表2实例10组合物的冷拉拔线材的充分再结晶微结构，该线材具有14％的缩减率；图14是光学显微照片，展示了在816℃下老化30分钟后、表2实例10的β化微结构；图15是光学显微照片，展示了在788℃下老化30分钟后、表2实例10的β化微结构；图16图解说明了在500-900℃下老化30分钟后、表2实例10的β化UTS；图17图解说明了在500-900℃下老化30分钟后、表2实例10的β化延展性；图18图解说明了对应在871℃下分股退火后、含有表2实例11组合物的线材、测定到4％拉伸应变的张应力-应变曲线；
图19是光学显微照片，展示了在871℃下分股退火后、含有表2实例11组合物的线材微结构。
优选
具体实施例方式
的详细描述本发明公开了一种具有拟弹性和超线性弹性的β钛合金组合物，该组合物可以用于医疗方面、牙科方面、体育用品和眼睛架。在一具体实施方式
中，在溶液处理后β钛合金组合物线性弹性。在另一具体实施方式
中，β钛合金组合物具有经加热处理获得改善的拟弹性特性。在另一具体实施方式
中，β钛合金组合物经冷处理后表现出线超弹性特性。该组合物可以方便地焊接到其它金属和合金上。在室温下由β钛合金制成的物品还可以变形成各种形状，并且通常保留与超弹性有关的强反弹特性。
纯态的钛具有882℃的同晶型转化温度。高于同晶型转化温度的条件下，被称为β-钛的体心立方结构具有稳定性；低于同晶型转化温度的条件下，被称为α钛的密排六方晶格(hcp)结构具有稳定性。当肽与其它元素(例如钒、钼和/或铌)制成合金时，在小于或等于882℃(β转化温度)的条件下所得合金具有增长的β相稳定性。另一方面，当与其它元素(例如铝或氧)合金时，稳定的α相的温度范围升高到同晶型转化温度以上。具有升高β相温度范围效果的元素被称为β稳定剂，同时具有扩大α相温度范围能力的元素被称为α稳定剂。
含有足够高β稳定剂浓度的钛合金通常充分稳定，在室温下具有金属稳定的β相结构。展现上述特性的合金被称为β钛合金。马氏体变化通常在β钛合金中出现。随着合金中β稳定剂用量的增加，β钛合金中马氏体变化温度通常会逐渐降低；同时α稳定剂用量的增长通常会造成马氏体转变温度的增长。因此，当从β相是平衡状态单独相以上的温度迅速冷却下来时，取决于稳定程度，β钛合金会表现出马氏体变化。
β钛合金通常含有8-10重量％的钼、2.8-6重量％的铝、达到2重量％的钒、达到4重量％的铌、其余含量以钛平衡。所有重量百分比是以合金总重量为基准。在上述钼含量范围内，通常需要大于或等于8.5重量％的钼含量，优选的是大于或等于9.0重量％，更优选的是大于或等于9.2重量％。同样基于合金总重量，在上述钼含量范围内，通常需要小于或等于9.75重量％的钼含量，优选的是小于或等于9.65重量％，更优选的是小于或等于9.5重量％。
在上述铝含量范围内，通常需要大于或等于2.85重量％的铝含量，优选的是大于或等于2.9重量％，更优选的是大于或等于2.93重量％。同样基于合金总重量，在上述铝含量范围内，通常需要小于或等于5.0重量％的铝含量，优选的是小于或等于4.5重量％，更优选的是小于或等于4.0重量％。
在上述铌含量范围内，通常需要大于或等于2重量％的铌含量，优选的是大于或等于3重量％，更优选的是大于或等于3.5重量％。
在一
具体实施例方式
中，通常令人满意的是，β钛合金含有8.9重量％的钼、3.03重量％的铝、1.95重量％的钒、3.86重量％的铌，其余含量以钛平衡。
在另一
具体实施例方式
中，通常需要β钛合金含有9.34重量％的钼、3.01重量％的铝、1.95重量％的钒、3.79重量％的铌，其余含量以钛平衡。
在一
具体实施例方式
中，β钛合金可以经过溶液处理和/或热老化处理。在溶液处理β钛合金的情况下，合金经受了850℃的合金β转化温度或者更高的温度。通常，在真空或者惰性气体环境850-1000℃下进行合金的溶液处理，优选的是850-900℃，处理持续1分钟或者更长的时间，并取决于部件的质量。加热后，采用惰性气体骤冷或者空气冷却的方式迅速冷却，从而保留了充分再结晶的单相β颗粒结构，其冷却速率可以大于或等于5℃/秒，优选的是大于或等于25℃/秒，更优选的是大于或等于50℃/秒。在一些实例中，优选的是，在350-550℃下将骤冷的合金充分老化处理10秒到30分钟，从而调节ω相精细沉淀的数量。
在另一
具体实施例方式
中，在低于β转化温度的750-850℃的温度下、优选的是800-850℃的温度下，溶液处理β钛合金1-30分钟，从而在重结晶的β基质中产生少量的α沉淀物。基于组合物的总体积，α沉淀物的含量优选小于或等于15体积％，更优选的是小于或等于10体积％。由此证明了此抗张强度达到了大于或者等于140,000磅/平方英寸(9,846千克/平方厘米)。
溶液处理条件下的β钛合金可以表现出拟弹性。当弹性变形达到2％的初始应变时，溶液处理的β钛合金通常表现出大于或者等于75％初始应变的拟弹性恢复；当弹性变形达到4％的初始应变时，通常表现出大于或者等于50％初始应变的拟弹性恢复。初始应变是长度变化量对合金组合物原长度的比率。
溶液处理条件下的β钛合金可以表现出线弹性。当弹性变形达到2％的初始应变时，溶液处理的β钛合金通常表现出大于或者等于75％初始应变的线弹性恢复；当弹性变形达到4％的初始应变时，通常表现出大于或者等于50％初始应变的线弹性恢复。初始应变是长度变化量对合金组合物原长度的比率。
在另一具有实施方式中，室温下可以采用多种工艺冷处理β钛合金，例如冷扎、拔丝、锻压、冲压等。优选的是，基于初始的截面面积，将β钛合金冷处理成达到5-85％的截面面积缩减率。在此范围内，需要达到大于或等于10％的截面面积缩减率，优选的是，达到大于或者等于初始截面面积15％的截面面积缩减率。基于初始截面面积，需要在此范围内达到小于或者等于50％的截面面积缩减率，更优选的是达到小于或者等于30％的截面面积缩减率。冷处理状态(也称做加工硬化状态)下的β钛合金表现出超线弹性，其中变形达到2％的初始应变后，大于或等于75％的初始应变可以弹性恢复，变形达到4％的初始应变后，大于或等于50％的初始应变可以弹性恢复。在与冷处理有关的一具体实施方式
中，基于合金热处理后的弹性模量，经过冷处理β钛合金的弹性模量减少了大于或者等于10％，优选的是大于或者等于20％，更优选的是大于或者等于25％。
通常需要使用具有拟弹性的形状记忆合金，在不产生裂纹或者断裂的情况下，此合金可以制成复杂的形状和几何结构。在一具体实施方式
中，具有线弹性、超线弹性、拟弹性或者超弹性的β钛合金可以用于制备多种商品。这些商品的适合实例有眼镜架，高尔夫球棍的表面镶嵌或顶部，医疗设备，例如矫形假肢、脊椎矫形装置、骨折处理的固定装置、血管与非血管的stents，最小型入侵式手术器械，过滤器，蓝状物(baskets)，镊子，抓紧器，畸齿矫正器具，例如移植的假牙、牙弓金属丝、钻头和锉、和导管导入器(尺度索)。
超弹性的β钛合金通常可以为眼镜用品提供充足的回弹性能。在弯曲实验中当合金变形达到4％的外纤维初始应变时，通常需要使用具有50％初始应变最小恢复率的超弹性β钛合金。在弯曲实验中当合金组合物变形达到4％的外纤维初始长度时，优选具有大于或者等于75％初始应变的最小恢复率。当合金组合物拉伸达到4％的初始拉伸应变时，通常还需要的是，超弹性β钛合金具有50％初始应变的最小恢复率。在拉伸实验中当合金拉伸达到4％的初始应变时，优选具有大于或者等于75％初始拉伸应变的最小恢复率。将应变恢复率作为初始弯曲应变的函数进行测定，并且初始弯曲应变是按照长度变化量与初始长度的百分比率表达的。
下列实例旨在加以示范并非进行限制，说明了文中所述β钛合金组合物的多种具体实施方式
。
实施例实施例1采用双真空电弧熔炼技术制备下文所述的所有合金样品。将铸块热滚压，压平为1.5毫米厚度的板片。然后，在空气环境870℃下热处理板片30分钟，再空气冷却至室温。采用双盘磨削去除板片上的氧化物，研磨板片使其厚度至1.3毫米。使用氮化物/硝酸盐盐浴，在350℃下进行热老化实验。
进行弯曲实验，测定永久变形和拟弹性恢复应变。从板片切下尺寸为0.51mm×1.27mm×51mm的样品。将样品绕着直径为12.2毫米的棒材弯曲形成“U”型，产生接近4％的外纤维或外表面应变。然后，测定两直边部分之间的角度，采用此公式计算应变恢复率e(rec)＝e(180-a)/180；其中“a”是未恢复的角度，“e”是外纤维弯曲应变。
先将样品拉伸延长至4％的应变，然后将应力卸载零，从而测定拉伸应变恢复。使用截面面积为0.90mm×2.0mm的拉伸样品，并使用伸长计测定应变。带有电加热和CO2冷却能力的环境容器可以提供从-30℃到180℃的实验能力。
检测了含有表1所列组合物的9种β钛合金。测定弹性恢复应变与总弯曲应变的百分比，进行比较。
表1
表1中实验1和6-9是对比实验。当弯曲达到4％外纤维应变后，弹性恢复的结果图形表示在图1中。图形显示，在钼含量为大约9重量％时对应弹性应变恢复率的峰值，其中在溶液热处理和空气冷却后的合金对于4％的变形应变表现出大约80％的弹性恢复应变。钼含量从9重量％增加或者减少通常会降低弹性恢复率。可以看出，对于钼含量为8.4-11重量％的钛合金，只要在350℃下老化处理持续短暂的10秒钟，就会得到弹性恢复率的改善。钼含量小于8.4重量％的合金表现出不同的老化特性。对于钼含量为8.03重量％的合金2，350℃下老化会降低弹性应变的恢复率；对于钼含量为7.63重量％的合金1，350℃下老化不会产生显著的效果。
对样品4、5、6在350℃下进行热老化，对于总变形的弹性恢复百分率分别绘制在图2、3和4中。从图2、3和4可以看出，老化持续大约10-60秒，三种合金的弹性恢复率都达到了峰值。老化时间超过15分钟(900秒)后，弹性恢复率降低。
对样品4、5在250-550℃下进行热老化，对于总变形的弹性恢复百分率分别绘制在图5和6中。对于样品4，在350℃出现了最佳值，在此温度下弹性恢复率得到了改善并接近90％，在等于或者高于400℃的温度下老化使弹性恢复率降低到大约40％。对于样品5，在此温度范围内老化通常改善了弹性恢复率。改善的最大值出现在450℃，在此温度下弹性恢复率达到了90％。
经冷处理后，表1所列的合金也表现出超线弹性，其截面面积缩减率大于或等于30％。例如，在弯曲使总变形达到4％的外纤维应变后，由含有组合物锭块制成的线材表现出3.5％的弹性恢复应变，经过冷处理后其截面面积的缩减率是84％，其中上述组合物含有11.06重量％的钼、3.80重量％的铌、1.97重量％的钒、3.07重量％的铝，其余含量为钛。
实施例2在本实施例中，采用双真空电弧熔炼技术制备β钛合金。使用感应耦合等离子体发光光谱测定法(ICP-OE)，分析合金的化学成份。测得结果制成表2。将铸块热锻造、热滚压后，再冷拉拔成范围在0.4-5毫米不同直径的线材。对于直径大于2.5毫米的线材或者惰性气体环境下分股退火的更小直径线材，冷扎间在真空炉中870℃条件下进行中间退火。使用装备有12.5毫米测量长度伸长计的Instron model 5565材料检测仪，测定材料的伸长特性。使用Nikon Epiphot倒转冶金显微镜通过光学金相学研究材料的微结构。
表2
真空退火的线材和板片的极限抗张强度(UTS)大约是830兆帕(MPa)，与真空退火的线材和板片相比，分股退火的线材通常具有更高的极限抗张强度，其UTS值为1055MPa。图7绘制了作为截面面积缩减率函数的、由退火的样品11的1.0毫米直径线材原料拉拔获得线材的UTS值。缩减率达到49％后，UTS值仅从1055MPa增加到1172MPa，说明了相对微弱的应变硬化效果。先拉伸检测线材使其达到1％的应变，再测定应力-应变曲线的斜率，确定杨氏模量。如图8所示，冷拉拔线材通常具有低于退火线材的模量。随着退火与稳定数量的增加，退火线材的模量从65.9GPa逐渐降低，经冷拉拔后模量达到50GPa，并具有大于20％的积累缩减率。
与表1中的合金相似，经冷处理后样品10和11表现出超线性弹性。对于缩减率为19.4％、冷拉拔的直径为0.91毫米的样品11线材，测定到2％和4％抗拉应变的加载与卸载应力-应变曲线分别绘制在图9和10中。如图7所示，随着2％抗张伸展率的出现，卸载后线材恢复了大部分的变形，只保留了0.1％应变的少量塑性变形。当变形达到4％的抗张伸展率时，卸载后剩余应变增加到1.4％。线材恢复了2.6％的应变。剩余应变随着拉伸(截面面积)缩减率的增加而降低。然而，当缩减率超过20％时，在达到4％抗张伸展率以前样品失败。这些数据说明，冷拉拔β钛合金线材表现出超线性弹性，并具有恢复大于常规金属合金弹性极限的巨大变形的能力。冷拉拔线材的机械性质表现出与其化学组分的变化不敏感，因此，冷拉拔的样品10表现出相似的机械特性。对于样品10所有加载/卸载的拉伸实验结果制成表3。
表3
图11的显微照片展现了，出现14％冷处理截面面积缩减率后，样品10线材冷处理的微结构。在816℃和871℃下热处理30分钟后，线材重结晶的微结构分别展示在图12和13中。很显然，在816℃下热处理后材料并未完全β化，而是在微结构中出现了α相。如图11所示，经过871℃下热处理30分钟后，获得了充分的重结晶β颗粒结构。
先将样品10线材热滚压成8.6毫米直径的线材，再拉拔成6.0毫米直径的线材。在871℃下完全β化30分钟后，将6.0毫米直径的线材在500-850℃下老化30分钟。如图14的所示，在816℃下老化后，β结构得到了保留。当老化温度降低到788℃时，如图15所示，颗粒内α-相沉淀物开始出现在微结构中。随着老化温度的降低，颗粒内α-相沉淀物的数量逐渐增加。当在649℃以下的温度老化时，α-相沉淀物最终沿着颗粒的边界出现。
在500-900℃下老化30分钟后，β化的表2样品10的极限抗拉强度(UTS)和拉伸延展性(截面面积缩减率％)分别绘制在图16和17中。完全β化样品(例如溶液处理样品和在816℃以上老化的样品)表现出大约800MPa的低UTS值，以及大约25-30％截面面积(RA)缩减率的良好拉伸延展性。估计是由于α-沉淀物数量增加的原因，随着老化温度的降低，UTS值迅猛增长且拉伸延展性显著降低。1400MPa的UTS峰值与延展性的低值(5％RA)相一致，并且都在大约500℃老化温度下出现。
溶液处理条件下的样品11组合物表现出拟弹性。其机械特性对于溶液热处理以及后续的350-550℃下老化处理高度敏感。经发现，870℃下分股退火后样品11的线材表现出明确的拟弹性。一个实例展示在图18中，说明了分股退火后0.4毫米直径样品11线材的4％拉伸应力-应变曲线。变形伸长至4％后，线材样品可以经历拟弹性恢复，恢复3.4％的拉伸应变，并且在卸载后只保留了0.6％的残留应变。
线材微结构的横向截面视图展示在图19的显微照片中。上述微结构包括β基质中等轴的α沉淀物，而不是期待的β结构。由此看来，短暂的分股退火并没有使线材充分重结晶成β颗粒结构。未经理论的任何限制，可以认定，上述论述可以解释与充分β化材料的UTS值相比，为什么分股退火线材通常具有更高的UTS值。
从上述实验可以看出，当经历4％初始弯曲应变时，β钛合金可以表现出88.5％的弹性应变恢复率。作为初始弯曲应变的函数，测定应变恢复率，并以长度变化量对初始长度的百分率表达初始弯曲应变。这些合金可以方便地应用于多种商业用途，例如眼镜架、高尔夫球棍的表面镶嵌或顶部、矫形的牙弓金属丝、矫形的牙修补物、骨折固定装置、脊柱融合术和脊柱侧凸校正装置、stents、导管导入器(尺度索)等。
当参照实施例部分的具体实施方式
说明本发明时，本领域技术人员可以理解，在不超出本发明的保护范围内，对于本发明要素可以进行多种变化和等价替换。此外，在不超出本发明保护范围的情况下，可以进行多种改变，使本发明目的适用于特殊的情况或者材料。因此，可以认定，本发明不受限于公开的具体实施方式
，其只作为实施本发明的最优选方式。
权利要求
1.一种组合物，其中含有8-10重量％的钼，2.8-6重量％的铝，达到2重量％的钒，达到4重量％的铌，其余含量以钛平衡，并且所有重量百分比是以合金组合物的总重量为基准。
2.权利要求1的组合物，其中组合物经过冷加工处理。
3.权利要求2的组合物，其中经冷加工处理后，当组合物长度变化是原长度的2％时，该组合物具有大于或等于75％的长度变化的弹性恢复。
4.权利要求2的组合物，其中经冷加工处理后，当组合物长度变化是原长度的4％时，该组合物具有大于或等于50％的长度变化的弹性恢复。
5.权利要求2的组合物，其中经冷加工处理后，与等效的热处理组合物的弹性模数相比，该组合物的弹性模数降低了大于或等于10％。
6.权利要求2的组合物，其中该组合物具有β相、或者α相和β相。
7.权利要求6的组合物，其中还包括溶液处理组合物。
8.由权利要求1的组合物制备的物品。
9.一种组合物，其中含有8.9重量％的钼，3.03重量％的铝，1.95重量％的钒，3.86重量％的铌，其余含量以钛平衡。
10.权利要求9的组合物，其中经冷加工处理后，当组合物长度变化是原长度的2％时，该组合物具有大于或等于75％的长度变化的弹性恢复。
11.一种组合物，其中含有9.34重量％的钼，3.01重量％的铝，1.95重量％的钒，3.79重量％的铌，其余含量以钛平衡。
12.权利要求11的组合物，其中经冷加工处理后，当组合物长度变化是原长度的4％时，该组合物具有大于或等于50％的长度变化的弹性恢复。
13.一种制备物品的方法，其中包括如下步骤先将一种组合物冷加工成型，其中该组合物含有8-10重量％的钼、2.8-6重量％的铝、达到2重量％的钒、达到4重量％的铌、其余含量以钛平衡，并且所有重量百分比是以合金组合物的总重量为基准；再溶液热处理上述模型；最后，冷却模型。
14.权利要求13的方法，其中溶液热处理是在低于该组合物的同晶型温度下或者是在高于同晶型温度下进行的。
15.权利要求13的方法，其中在空气中进行冷却。
16.权利要求13的方法，其中模型在350-550℃下进一步加热老化。
17.权利要求13的方法，其中进行加热老化的时间周期是10秒到30分钟。
18.一种方法，其中包括下列步骤先冷加工含有组合物的线材，其中该组合物含有8-10重量％的钼、2.8-6重量％的铝、达到2重量％的钒、达到4重量％的铌、其余含量以钛平衡，并且所有重量百分比是以合金组合物的总重量为基准；再溶液处理上述线材；最后，热处理上述线材。
19.权利要求18的方法，其中冷处理使截面面积减少了5-85％。
20.权利要求18的方法，其中热处理在500-900℃下进行。
21.权利要求18的方法，其中在800-1000℃下对线材进行溶液处理。
22.权利要求18的方法，其中物品具有β相、或者α相与β相。
23.由权利要求13或18的方法制备的物品。
全文摘要
本发明公开了一种组合物，其中含有8－10重量％的钼、2.8－6重量％的铝、达到2重量％的钒、达到4重量％的铌、其余含量以钛平衡，并且所有重量百分比是以合金组合物的总重量为基准。本发明还公开了一种制备物品的方法，其中包括如下步骤先将一种组合物冷加工成型，其中该组合物含有8－10重量％的钼、2.8－6重量％的铝、达到2重量％的钒、达到4重量％的铌、其余含量以钛平衡，并且所有重量百分比是以合金组合物的总重量为基准；再溶液热处理上述模型；最后，冷却模型。
文档编号C22C14/00GK1665948SQ03815139
公开日2005年9月7日 申请日期2003年6月27日 优先权日2002年6月27日
发明者明·H·吴 申请人:梅莫瑞公司