与铁基合金和镍基合金相比，各种钛合金在高强度、韧性、抗腐蚀性及比强度等方面具有更好的综合性能。这就使它特别适合于飞机、宇航以及其他方面的从很低温到较高温度范围内的高性能应用。例如，有些钛合金在升高温度的情况下具有最高的强度及金相稳定性，并因此而显示出低的蠕变速率及可预测的应力破断性能和低循环疲劳行为，这些钛合金特别适用于燃气涡轮发动机的转动部件。 经过处理的钛合金，通常根据其微观结构分为α型、近α型、α-β型或β型。合金的类型，主要决定于能够影响α型（密排六方晶体结构）转变为β型（体心立方晶体结构）的同素异构转变的那些合金元素。在未经合金化的钛中，这种转变发生在约885℃（1625°F）。用象铝、锡或锆这类α稳定化元素来进行合金化的α型合金，它在一般的热处理条件下不含β相。近α型或超α型合金除了含有α稳定化元素外，还含有少量附加的β稳定化元素（象钼或钒等），它在加热时生成一定量的β相，并可能呈现与α型合金相似的微观结构。α-β型合金由α相和原生的或转变生成的β相所组成，这类合金中含有一种或一种以上的α稳定化元素或α-可溶性元素以及含有一种或一种以上的β稳定化元素。β型合金在初次冷到室温时倾向于保持β相，但在热处理时通常会析出第二相。
生产钛和钛合金的三个主要步骤是：把钛矿石还原成多孔型的钛（称为海绵钛）;把海绵钛（如果有必要，还可以包括回收的钛屑）和合金添加物熔化并铸成锭;然后用重熔、铸造或机械加工的方法使之最后成型，机械加工包括首先用开坯、热轧等初级加工方法把铸锭变成坯段、棒和板等一般的初级产品;然后再用模锻和挤压等第二级加工方法使之最后成型。
有很多种元素即使含量很少也能对最后成型的钛或钛合金的性能产生严重的影响，因此，在生产钛及钛合金时对原材料的控制就是极为重要的。例如，通常在海绵钛中的残存元素碳、氮、氧、硅及铁等倾向于提高钛最终产品的强度和降低它的延展性，因此，必须使这些元素的含量降低到一个可接受的水平，特别是要把碳和氮的含量降到最低的程度，以避免产品脆化。
熔炼过程的控制对于钛及钛基合金的组织、性质和性能也是十分关键的。大多数的钛和钛合金锭要在真空条件下在电弧炉中用双自耗电极真空熔炼方法进行二次熔炼。在这个两阶段的过程中，先把海绵钛，回收的钛屑及合金添加物进行机械混合，然后一起熔炼成锭。再把第一次熔炼成的锭，作为第二阶段熔炼用的自耗电极。只有在某些情况下，在第一阶段熔炼时不用自耗电极电弧熔炼而用其它方法，其目的是为了生产一些不用于精密技术的钛锭。但是不管在什么情况下，在进行最后阶段的熔炼时一定要用自耗电极真空电弧熔炼。两次熔炼法被认为是对所有精密技术的应用都是必需的，这是为了保证最后得到的产品获得满意的均匀度。为了达到更好的均匀度和把产品微观结构中所含的富氧或富氮夹杂物减少到十分低的水平，就需采用三次熔炼法。在真空中熔炼可降低钛中氢的含量以及能基本上除掉其它挥发性的物质，这样就能得到更高纯度的铸锭。
钛及其合金易于形成缺陷及不完整区域。不管在熔炼和制造过程中如何小心地控制操作参数，在钛锭及其最后成品中都可经常地或偶尔地发现缺陷和不完整区域。产生缺陷或不完整区域的一般原因是在锭中的偏析作用。钛锭中的偏析作用是十分有害的和必须加以控制的，这是个一般的常识，因为它导致数种不同类型的不完整区域的产生，不管用均匀化热处理或用热处理和初轧相结合的办法，都难以使这些不完整区域消除。
Ⅰ型不完整区域（通常被称为“高间隙缺陷”或“硬α”）是指那些具有间隙稳定α相的区域，这个α相具有比其周围的基体物质较高的硬度和较低的延展性。氮、氧或碳中之一个或多个元素的局部高浓度也是这些不完整区域的一个特征。虽然Ⅰ型不完整区域有时被认为是一种“低密度夹杂物”，但它们常常是具有比合金的正常情况更高的密度。除了由于锭中的偏析作用外，Ⅰ型缺陷还可以产生于下列过程，包括海绵钛的生产（例如由于反应器的泄漏或反应的不平衡）、加热成型和电极制造（例如把电极进行焊接）以及熔炼（例如由于炉子发生故障及熔化杂质的混入）。
Ⅱ型不完整区域（有时候也被称为高铝缺陷）是一种非常稳定的α相区域，它可以伸延通过几个β晶粒。Ⅱ型不完整区域是由于金属的α稳定化元素（如铝）的偏析而引起的。它含有很高比例的初生α相并且略硬于它附近的基体金属。有时候，在Ⅱ型不完整区域的附近伴随有由β相组成的纤维状物。它们是一些铝含量较低硬度也较低的区域。这种情况的产生通常是由于在初始的粗加工步骤中具有高蒸气压的合金组分迁移入封闭的固体化的管状缩孔中，随后即以纤维状物混入显微组织中。
对于飞机级的钛或钛合金来说，Ⅰ型及Ⅱ型不完整区域都是不能容许的，因为它们降低了关键的设计性能。例如，硬α相夹杂物容易导致低循环疲劳（LCF）的过早发生。硬α相夹杂物是特别有害的，因为在熔炼和制造过程中，不管采取什么措施认真控制质量，硬α相夹杂物都可经常地或偶尔地在锭中或在最后成品中找到。并且，在本发明申报以前，还没有其他办法能消除“溶在其中的”硬α相缺陷所带来的害处。
β斑点（另一种类型的不完整区域）是材料中的稳定β相所组成的小区域（所说材料是指已经在相图中α-β区域中进行了处理及经受了热处理）。这些β斑点的大小等于或大于原先的β晶粒。β斑点不含有或者只含有在规定的最小量以下的初生α相。β斑点所集中的地区，或者具有很高含量的β稳定化元素，或者具有很低含量的α稳定化元素。β斑点的出现是由于含有强β稳定化元素的合金锭在凝固过程中的显微偏析作用，在由大直径的锭加工制成的产品中常常可以发现β斑点。当贫β相合金（例如Ti-6Al-4V）在加工过程中曾经被加热到接近β相转变温度时，在其中也可发现β斑点。对于贫β稳定化元素的合金，假如它们是在退火状态下使用，则β斑点并不被认为是有害的。另一方面，β斑点所组成的区域不完全能接受热处理强化，因此，对于各类α-β合金中的β斑点所允许的限度，已建立了一套显微组织标准。β斑点在富β相的α-β合金中比在贫β相的α-β合金中更有害。
本发明提供了一种方法，按此法可使钛或钛合金锭中硬α相缺陷的有害影响降低到十分小的程度或基本上消除这一有害影响，而且对经此法处理的锭的组织和性能并无不利影响。根据本发明所述的方法，可以获得均匀的，基本上没有硬α相及夹杂物的钛或钛合金锭。
通常，此方法是把钛或钛合金锭于特定的温度下经历特定时间的均热处理，这样由于扩散作用而使硬α相缺陷转变成为一个与缺陷周围的合金主体（即基体）具有实质上相同组成和相同结构的区域。这种扩散处理最好是在铸锭阶段进行，以便减小晶粒的粗化和最大限度利用均匀化的好处以及利用由于扩散处理而得到改善的加工性能。扩散处理应在真空或惰性气氛中进行。并且，最好事先进行一次热等静压处理（HIP），以消除通常存在于硬α相缺陷周围的孔隙。这将有利于随后进行的扩散作用。
扩散处理的温度和时间参数的范围一般分别为2500至2800°F和24至200小时。假如已知与温度有关的氮在钛合金中的扩散系数，扩散处理所需时间就可以按下列方程求得：
扩散时间（小时）＝〔（Ci-Cf）/Cf〕（r2/D）（1/3600）
其中Ci是在缺陷中的初始最大氮含量（重量%）;
Cf是经扩散处理后所希望的终了最大氮含量（重量%）;
r是初始缺陷半径（厘米）;以及
D是氮在钛合金基体中的扩散系数（厘米2/秒）
此方法之主要优点是可把硬α相缺陷或夹杂物减小到最低程度或将其消除;可使整个锭均匀化，从而使锭中的β斑点消失，改善加工性能和改善组织上和性能上的均匀性;降低了无损检验（NDT）的成本。
图1是硬度对与植入的BS-1缺陷界面距离的关系图（基体为Ti-17合金，经受不同时间的扩散处理）;
图2是氮浓度对与植入的BS-1缺陷界面距离的关系图（基体为Ti-17合金，经受不同时间的扩散处理）;
图1补充说明：
缺陷：BS-1，1/16吋直径
HIP条件2200°F/28.6（千磅/吋2）/3小时
扩散处理温度2500°F
扩散时间
（1）0小时（只有HIP） 试样-1B
（2）4小时 试样-2C
（3）16小时 试样-3C
（4）64小时 试样-4B
图2补充说明：
1/16吋直径的BS-1缺陷
HIP条件2200°F/28.6（千磅/吋2）/3小时
扩散处理温度2500°F
空心点＝0小时（只有HIP） 试样-1B
半空心点＝16小时 试样-3C
实心点＝64小时 试样-4B
△＝“金色”相
○＝“白色”相
□＝基体金属（Ti-17）
图3是一组显微照片。在其中示出了扩散处理时间对含有植入N-1缺陷物质的Ti-17合金的影响（扩散处理温度为2500°F）。其中图3A示出了在经受HIP处理（条件为2200°F/29（千磅/吋2）/3小时）后缺陷和基体的放大25倍照片;图3B是图3A所示的区域在经受HIP处理加上16小时扩散处理后的放大25倍照片;图3C是图3A所示区域在经受HIP处理加上64小时扩散处理后的放大31.5倍照片;图3D是图3C所示的缺陷区域中心处的放大1000倍照片;
图4是氮和氧浓度对与植入的BS-1缺陷界面距离的关系图（基体为Ti-17合金，经受了条件为2650°F/15（千磅/吋2）/100小时的HIP和扩散的联合处理）;
图5是氮浓度对与植入的BS-6缺陷中心线距离的关系图（基体为Ti-17合金，经受了条件为2500°F/15（千磅/吋2）/3小时的HIP处理及条件为2750°F/135小时的扩散处理）;
图6是循环至断裂的次数对模拟-交变应力的关系图（试样即实施例15中带有缺陷和无缺陷部分的试样，试验在室温（RT）及600°F下进行）。
本发明可实际应用于钛和钛合金锭的常规生产中，在硬α相缺陷会降低用这些锭制得的最后成品的使用寿命的情况下，本法尤其适用，因为在锭的制造和处理过程中，不管如何小心地操作，都会偶而地或经常地发现这类缺陷。
在实际应用本发明所提供的方法时，首先是把锭置于约2500至2800°F之间的一个实际上均一的温度下，并在此温度下保持一段时间，使在此时间内足以导致硬α相缺陷及合金基体中处于缺陷周
图5补充说明：
缺陷：含氮海绵氮
16.2%N
0.064吋直径
扩散条件：2750°F/135小时
图6补充说明：
缺陷初始直径＝0.064吋
缺陷初始N浓度16.2%
上图：
室温，大气压＝1
空心点：无缺陷
实心点：缺陷
下图：
600°F，大气压＝1
空心点：无缺陷
实心点：缺陷
围的区域达到均匀化。均匀化的获得是由于间隙元素（如氧和氮）向外扩散和合金元素向内扩散的结果。扩散处理是在真空或惰性气氛下进行，并且最好是在制锭阶段进行，以便减小晶粒的粗化以及充分利用由于扩散处理改善了加工性能所带来的好处。在扩散处理之前最好有一个热等静压处理（HIP），以消除通常存在于硬α相缺陷周围的孔隙，这样做有利于以后的扩散作用。HIP处理是在约2000至2500°F，最好是2200°F的温度范围下进行，均衡压力范围约为10至30千磅/吋2（KSi），最好为15KSi，时间为2至4小时，最好为3小时。
扩散过程的温度及时间参数范围分别约为2500至2800°F（最好为2700°F）及24至200小时（最好为100小时）。假如已知与温度有关的氮在钛合金中的扩散系数，所需的扩散处理时间就可以根据以下方程求出：
扩散时间（小时）＝〔（Ci-Cf）/Cf〕（r2/D）（1/3600）
其中Ci是在缺陷中的初始最大氮含量（重量%）;
Cf是经扩散处理后所希望的终了最大氮含量（重量%）;
r是缺陷的初始半径（厘米）;以及
D是氮在钛合金基体中的扩散系数（厘米2/秒）
氮的扩散系数（D）可用实验的方法测定。对于在Ti-17合金中的Ti-16%N缺陷，D在2650°F温度下约为3.3×10-6厘米2/秒，而在2750°F温度下为5.5×10-6厘米2/秒。之所以选用氮的扩散系数，是因为氮是硬α相缺陷中最主要的和最有害的元素。因此要从本发明提供的方法中获得最大的好处，氮的扩散就是一个限制因素。
为了使专业技术人员能更好地理解本发明并能最好地应用，特给出下面一些实例。
实施例1-12
在实施例1中，取一块2吋（长）×3/4吋（宽）×1/2吋（厚）的Ti-17合金，在其2吋×3/4吋的面上钻4个孔，它们的尺寸分别为1/8吋（直径）×1/4吋（深、1/16吋×1/16吋、1/16吋×1/8吋和1/4吋×1/8吋。往这些孔中填入粒状的缺陷材料（其组成示于表Ⅰ及表Ⅱ）以模拟硬α相缺陷。然后把一块2吋（长）×3/4吋（宽）×1/4吋（厚）的Ti-17合金盖板盖上这些开口孔并用电子束焊接法使板块和盖板之间熔接（密封）起来。把用此法制成的试样在2200°F及29千磅/吋2的条件下进行HIP处理3小时。在实施例2-12中所用的其他试样，也按同样方式采用表Ⅱ中所列出的孔穴排列和缺陷材料进行制备。这些缺陷材料的成分比较具体地列于表Ⅰ中。实施例2-12中的试样都经受了表Ⅱ中所列的HIP/扩散循环处理。
把实施例1-12中的试样进行切片，并用微硬度横向测量、光学显微镜和扫描电子显微镜及显微探针等分析方法来测定HIP/扩散处理的效果。总而言之，从实例1中的试样所获的数据表明，单独采用条件为2200°F/29（千磅/吋2）/3小时的HIP循环不足以把缺陷扩散消除掉，而在HIP循环之后再接着用一个扩散处理，就足以使间隙元素充分地向外扩散进入合金基体，和足以使金属的合金元素从基体扩散进入缺陷区域从而把缺陷转变成Ti-17合合金。并且，被植入的缺陷所处区域的硬度降低到实际上与材料基体相同的水平。
表明硬度及氮含量变化的典型数据分别示于图1及图2中。图3示出含有植入缺陷（其直径为1/16吋，缺陷材料为N-1）的Ti-17合金在2500°F下经受扩散处理时，其显微组织随扩散时间而发生的变化关系。表Ⅲ总结了实施例1-12中HIP及扩散处理所用的参数范围及最适宜的HIP和扩散处理。在进行扩散处理的过程中，试样的晶粒度显著增大，但是如果扩散处理是在铸锭阶段进行（作为优先选择的方案），那么这种晶粒长大并不认为是有害的，因为初级加工过程可使晶粒细化。
实施例13
在一根Ti-17合金锭的切段（8吋直径×15吋长）上植入硬α相缺陷。其方法是在切段8吋直径的一个切面上划下相互垂直的直径线，在直径线上距此面中心2吋的地方往锭内钻4个直径为0.1吋，深7吋的孔（见图4），向孔中填入粒状BS-1缺陷材料，用电子束焊的方法把一块1吋厚的盖板焊在锭上以盖住和密封这些孔。
然后使该锭在2650°F及15千磅/吋2的条件下经受HIP和扩散循环的联合处理100小时，接着从锭上切下一块厚约1/2吋的圆盘状切片作为金相检验及气体分析的试样。为了进行气体分析，用电极放电加工法沿着平行此盘状圆柱体轴线的方向取下一根1/2吋（长）×0.07吋（直径）的圆柱形缺陷芯体试样。同时用机械加工的方法在从缺陷芯体垂直延伸至切片边缘之间和在缺陷芯体至锭中心之间取下一些直径为3/16吋的合金基体圆柱体。图4示出了圆柱状的芯体和基体试样的化学分析结果，它表明了氮和氧含量降低的情况。然后在2100°F温度下把该锭拉制成5吋见方的形状，接着再在1500°F温度下用α+β锻造法把它锻成2.5吋直径的棒，再从锻好的棒上切下一块圆盘状试样进行金相检验，结果表明有原来缺陷的痕迹及一些锻造过程中所形成的裂纹。这表明了扩散处理还不足以使缺陷完全消散，并表明了α+β锻造的温度过低。
接着以1750°F/15（千磅/吋2）/3小时的条件把2.5吋直径的坯段进行第二次HIP处理，以使这些微裂纹焊合并在2750°F温度下进行一次50小时的附加扩散处理，然后在1600-1500°F下热轧到85%面缩率。
接着从这热轧过的锭上垂直于轧制方向切下一些切片作为测定横向拉伸性能的试样。试样分别取自该锭中不带缺陷的和带有事先植入缺陷的两个部分。拉伸试验的结果列于表Ⅳ中。金相检验的结果表明，缺陷区域已经完全消散;而且没有发现裂纹。
实施例14
从一根工业生产的Ti-6Al-4V合金锻件上切下一个自然生成的粒状硬α相缺陷（3%氮），再按与实施例13中所述相似的方法把此粒状缺陷植入一根直径为2.5吋的Ti-6Al-4V合金锻件试样中，把该试样在1750°F及25千磅/吋2的条件下进行HIP处理3小时，再在2650°F下扩散处理40小时，在1850至1550°F的范围内热轧至面缩率85%，并在1750°F下热处理1小时（空气冷却）再在1300°F下热处理2小时（空气冷却）。从经过热处理的锭上割下切片作为拉伸试验的试样，所测得的结果列于表Ⅳ。
实施例15和15A
取几根用粉末冶金技术制得的Ti-17合金试样，按实施例14中所述的方法往其中植入BS-6缺陷材料。以2500°F/15（千磅/吋2）/3小时的条件对其进行HIP处理，并在2750°F下进行扩散处理135小时。图5中示出，缺陷中氮的浓度从16%下降到0.028%。从该锭取下试样进行拉伸试验，所得数据列于表Ⅳ。为了比较起见，把一根不含有缺陷的Ti-17合金试样进行相似处理（实施例15A）。正象实施例13和14中的情况那样，本发明提供的方法可以有效地把事先植入缺陷的区域的拉伸性能恢复到与无缺陷区域及不植入缺陷的锭实际上相同的水平。从此试样中也切下一些用于低循环疲劳（LCF）试验的试样，在室
温（RT）及600°F下进行试验。图6中所示低循环疲劳数据示出了这根经热轧的棒料中带缺陷部分和不带缺陷部分之间可比较的低循环疲劳性能。但图中没有示出一个能更有意义地说明本发明所提供方法的有效性的事实，即所有带缺陷的试样都不是从原来缺陷的位置上断裂的。
虽然本发明只介绍了一些较好的实施例，但应考虑到，由于专业技术人员很容易理解，不需要偏离本发明的精神和范围，就可以进行一些改进和变动，这些改进和变动仍应被认为是包括在本发明及其附加权利要求所属的权限和范围之中。