CN1107896A - 钛合金及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种钛合金及其制造方法。将含Al4.5％(重量， 以下同)，V 3％、Fe 2％、Mo 2％、O 0.1％、结晶组织 为α+β型的板状钛合金材料以放电成型法作成坯 件。以800℃的金属模加压，作超塑性加工，作成所 定形状、尺寸后，机械加工。接着，对此坯件在氩气氛 中，825℃下作固溶处理2小时，油冷。再在真空中， 500℃下作时效硬化处理3小时。然后，用氧化铝系 研磨剂抛光，结果，得到平均晶粒粒径3μm的具有细 小α+β等轴二相组织的钛合金。该合金具有完全的抛光镜面，HV硬度为440，R_max为0.4μm，可用于钟表外装饰等。

Description

本发明涉及一种钛合金及其制造方法，特别是涉及一种可用作装饰品用原材料的、其表面抛光成镜面的钛合金及其制造方法。

钛合金为一种具有比重小、强度高、耐腐蚀性好等多种优点的金属材料。

在一般的机械部件中，例如在阀门、汽车的发动机部件、自行车部件等中所用的钛合金，并不要求对其表面作抛光处理以使这些部件的表面具有如装饰品一般的高度美观。但是，对于如钟表等的装饰工艺品，则要求除了利用上述钛合金的优点之外，再将其表面抛光加工成镜面状态。

不过，由于已往的钛合金易氧化、且其热传导率较低，所以在作镜面抛光加工时，其温度升高，由此发生钛合金的烧结、变色、研磨工具的异常磨损及磨石气孔堵塞等问题。这样，因钛合金的抛光加工非常困难，就须采用梨皮纹加工或者发纹加工，或用玻璃等作一保护层，以替代抛光加工。

另外，在通常的α+β型的钛合金中，α相和β相混合存在，各相之间存在着硬度的差别及加工性能的差别，各相的粒径在30μm-80μm，差别很大，对其不同的质相，需作有选择地研磨，其结果，磨削表面凹凸不平，无法得到镜面状态。

作为目的在于解决这个问题的技术，特开平2-258960号公报上公开了一种钛合金的热处理方法。按该热处理方法，将α+β型钛合金或β型钛合金在β转变温度以上的温度下作固溶处理之后，骤冷至室温，再在β转变温度以下的温度作时效硬化处理。由此可在该钛合金的整个表面上的马丁体相及β相内析出细微的α沉积物。

然而，在上述方法中，固溶处理的温度较高，因伴随该热处理而产生应变，致使制品上易产生扭曲及变形。

又，特别对如钟表的外饰部件之类的、注重小尺寸和美观的部件来说，尽管也有必要确实预防其产生变形，然而，要对在前述固溶处理中发生变形的部件的形状进行校正，则在技术上和成本上都是有困难的。

再有，在该方法中，因是在β转变温度以上的温度下作β固溶处理，位于残留β相中的β粒的晶粒粒径有增大的倾向，从而，因该各个β粒的结晶方法有所差异，也产生磨削性能的不同。因此，由上述热处理方法提供的、对外包装部件的抛光加工的品质，与奥氏体不锈钢材料的抛光加工程度相同，但以肉眼视之，仍未达到如钨铬钛合金等的硬质合金的抛光处理水平。

因此，本发明的目的是，解决上述问题，提供一种特别可用于装饰品的钛合金及其制造方法。

如权利要求1中所述的钛合金由对其组份如下述〔化1〕式的钛合金材料进行热处理而得，其特征在于，其中具有平均结晶粒径为1μm-10μm的等轴二相（α+β）组织。

（其中，3.0≤a≤5.0，  2.1≤b≤3.7，

0.85≤c≤3.15，  0.85≤d≤3，  0.06≤e≤0.20）

如权利要求2所述的钛合金的特征在于，加工成形为权利要求1中所定的形状和尺寸，且将其表面加工成镜面状态。

如权利要求3所述的钛合金的制造方法，其特征在于，将组份如前述〔化1〕式表示的钛合金材料在低于β转变温度25°～100℃的α+β区域作固溶处理后，骤冷，再在α转变温度以下的温度作时效硬化处理。

如权利要求4所述的钛合金的制造方法，其特征在于，在300°-600℃温度下进行权利要求3中所述的时效硬化处理。

如权利要求5所述的钛合金的制造方法，其特征在于，在权利要求3或4中，对所述钛合金材料作上述固溶处理及时效硬化处理之后，再作适当加工，使成为所定的形状和尺寸，再作抛光加工处理。

如权利要求6所述的钛合金的制造方法，其特征在于，在权利要求3或4中，对所述钛合金材料作适当加工，使成所定的形状和尺寸后，作上述固溶处理及时效硬化处理，再作抛光加工处理。

如权利要求7所述的钛合金的制造方法，其特征在于，在权利要求3或4中，在对上述钛合金材料进行适当加工，使其具有大致形状和尺寸，进行上述固溶处理及时效硬化处理之后，再施以适当的加工，使成为所定的形状和尺寸，再进行抛光加工处理。

下面，详细说明本发明的结构。

在本发明的钛合金及其制造方法中，作为原料的钛合金材料（热处理前的材料）由前述〔化1〕式所示成分组成，具有超塑性特性。以下是作出如上组份的设计的根据。

Al成分为使α相得以生成的元素，该Al成分的含量如不到3%，则钛合金材料的强度不够。如该含量超过5%，则须增加可降低β转变温度的、作为β相稳定元素的V、Mo、Fe的添加量，且，此时，钛合金材料的超塑性特性下降。因此，将Al含量定为3%-5%。

当V成分的含量不到2.1%时，在钛合金中就很难获得可显示超塑性特性的α+β型钛合金组织;而当V成分含量超过3.7%，则因V固溶于α相中，可用以进行镜面抛光加工的α+β组织的固溶处理的温度范围就变得很窄。

Mo成分是为稳定β相、降低β转变温度的一个因素。由于该Mo成分的扩散速度低，当其含量不到0.85%时，则在作固溶处理时的β粒变得粗大;所得（热处理后的）钛合金的延伸率减小。又，含量超过3.15%时则合金材料的比重增大。

Fe成分是一种稳定β相的元素，可降低β转变温度，稳定α+β区域。该Fe成分的含量不到0.85%时，在固溶处理过程中，该成分对β粒的稳定不起作用。又，当其含量超过3.15%时，则由于扩散系数变大，使β粒变得粗大，所得的钛合金的延伸率减少。

O成分为提高强度用元素。如该成分含量不到0.06%，则在钛合金材料中见不到强度提高的效果;如其含量超过0.2%，则虽可提高钛合金材料的强度，但其延伸率减小。

用具有上述组份的、作为原料的钛合金材料，要以工业规模制得具有平均晶粒粒径（其定义如后述）不到1μm的细小的α+β组织的钛合金是极为困难的。另外，在所得到的钛合金中，当形成了晶粒粒径超过10μm的α+β组织时，则不能得到良好的超塑性特性。因此，等轴二相（α+β）组织的平均晶粒粒径设为1μm以上，10μm以下。

测定上述平均晶粒粒径时，先将α+β型钛合金用腐蚀液（硝酸与氢氟酸的混合液）处理，然后在光学显微镜下作放大倍率为800倍以上的摄影，以互为垂直相交的、长度30μm以上的二根线段作为基准，测出各线段所穿越过的晶粒数。将该测得值的平均数定义为平均晶粒粒径。该平均晶粒粒径的测量以用扫描电子显微镜作显微摄影较有效。

在本发明中，因β转变温度随钛合金的组份不同而不同，其固溶处理温度及时效硬化处理温度的最佳值也依钛合金的组份而异。但其固溶处理温度最好在低于β转变温度25°～100℃的α+β区域（例如，当β转变温度为900℃时，该最佳固溶处理温度宜在800-875℃，更好地，在825℃～850℃的范围），而其时效处理温度最好在300℃～600℃的范围。

选择上述温度范围的理由是，在本发明的钛合金的组份范围内，可将固溶处理设定为上述α+β区域，由此可以工业规模稳定地、且是高效地以α+β相进行热处理。如该固溶处理温度低于“β转变温度-100℃”，则必须延长固溶处理时间，很难认为是一种可有效地作工业化加工处理的条件;又，当该固溶处理温度高于“β转变温度-25℃”，如果热处理炉内的温度分布不是极为均匀的话，则在上述组份范围内，在β转变温度不到900℃时作多个处理时，产生局部温度升高和温度不匀，易产生β相的处理物。

又因为：将时效处理温度设为300℃～600℃，可以工业化地、在有利的短时间内均匀析出可作镜面抛光加工的细小的α相;如时效处理温度低于300℃，则为了获得必要的硬度，α相的析出时间延长，生产成本上升;如果时效处理温度高于600℃，则易使α相的粒径粗大，镜面抛光加工也会发生困难。

上述的固溶处理或时效硬化处理最好在氩等惰性气氛中，或在真空下进行，以防止钛合金材料的氧化。

上述固溶处理或时效硬化处理通常可分别进行0.5～5小时。作为固溶处理的骤冷方法，可使用由N₂气体等的非氧化性气体及油冷等的骤冷方法等。此时，一般将钛合金材料冷却至室温，但如冷却至300℃也已足够了。

作为前述抛光加工的方法，使用水性研磨剂（氧化铝系研磨剂）的方法及已知的抛光研磨等方法均是适宜的。

根据本发明，在制造如钟表的外装部件（如钟表壳、后盖、表带）等的装饰品用的镜面研磨过的钛合金时，宜使用如权利要求5、6或7所述的方法。

此时，装饰品的加工工序，即将装饰品加工成形为所定的形状和尺寸的工序，在由固溶处理和时效硬化处理组成的热处理工序的前段或后段进行，或在该（热处理）工序的前段和后段进行。该加工成形工序可采用已有公知的机械加工（包括锻造，轧制，拉制，挤压，切断，切削，磨削等），放电成型法，激光加工等加工方法。

用如权利要求1所述的钛合金材料作为原材料，以权利要求3所述制造方法制得钛合金制品的钛合金皆具有优异的超塑性特性，可容易地由机械加工制得具有所定形状、尺寸的装饰品。

权利要求1所述的α+β型钛合金因其中晶粒的平均粒径细小，在几μm范围内，具有超塑性特性。其组成如〔化1〕式所示，为本来即易体现超塑性特性的α+β二相组织，具该化学组成的钛合金可通过交叉轧制而使其晶相等轴化，或通过加工热处理使其晶粒细小化。其结果，α相和β相的晶粒粒径达1-10μm，该二相的磨削特性虽有差异，但也可作镜面抛光处理（肉眼看出的镜面）。

将权利要求1的钛合金材料在β转变温度以上的温度下作固溶处理，然后，在300℃～600℃作时效硬化处理，由此，可获得一般钛合金的同等的以上的强度。然而，残留的旧β粒变得粗大，仅管也存在细小的析出α相及最初析出的α粒，研磨加工时仍因受到旧β粒的影响，而难以作成镜面。

对此，在本发明中，将该钛合金材料加热保持于低于β转变温度25℃～100℃的α+β区域中，作固溶处理后，骤冷，得到α″马丁体相。再者，由将该钛合金材料在低于α转变温度的温度下作时效硬化处理，可得到α+β的细小的二相组织，使α相和β相的晶粒粒径达到数μm的程度。

这些晶粒的粒径极为细小，因此，各相的硬度即使有差异，由此硬度差异所导致的研磨深度的差异却并不显著，故可通过研磨而容易地得到抛光镜面。

另外，若在β转变温度范围加热α+β型钛合金材料，则因β粒子的晶粒变粗，即使析出细小的α相，但也由于旧β粒的影响而不能得到抛光镜面。

对此，按本发明，在低于β转变温度25℃～100℃的α+β的二相区域加热钛合金材料，骤冷后在300℃～600℃作时效硬化处理，由此可形成平均晶粒粒径在1μm以上，10μm以下的细小、等轴组织的α+β型组织。具有该组织的钛合金，可进行镜面抛光加工。

又，如权利要求1所述的α+β型钛合金材料发现其在700℃～900℃有超塑性特性，可以超塑性成形成钟表外装部件。因此，根据权利要求3-5所述的制造方法，经过镜面抛光可以容易地制造出具有如钟表外装部件等的复杂形状的钛合金制部件。

又，上述α+β型钛合金材料为以退火状态下富含β相的钛合金，因β相具良好的加工性能，故可进行冷拉和冷锻等的加工。因此，该钛合金材料也可在超塑性成形后进行冷锻加工;或者不作超塑性成形，而仅以冷作加工获得所需形状和尺寸。另外，用经过上述固溶处理，进行时效硬化处理后的细小的α+β型组织，不用金属模，仅以切削获得所需形状和尺寸后，也可作镜面抛光。

实施例

下面，说明本发明的实施例。

实施例1

使用具如下〔表1〕所示组份、晶体组织为平均粒径2μm的α+β型、板厚为6mm的钛合金材料板（β转变温度为900℃）。

〔表1〕

成份

Ti

Al

V

Fe

Mo

O

％（重量）

余下部分

4.5

3

2

2

0.1

对该合金材料作电火花线切割加工，由此制得形状，作为坯件。对该坯件在真空下、850℃（低于β转变温度50℃）进行固溶处理1小时。然后，用N₂气体骤冷。再在真空气氛中，500℃下，对该坯件作1小时的时效硬化处理，得到威氏硬度HV为400，为平均晶粒粒径为1.5μm的等轴二相的α+β型细小组织。

在上述坯件表面形成了厚0.1μm的TiN覆膜。用市售的氧化铝系水性抛光研磨剂〔商品名：OP-S丸本工业株式会社〕对该坯件表面作研磨加工，除去TiN覆膜，从而得到镜面抛光加工的钟表壳。

实施例2

使用板厚为8mm的、其它与实施例1中的材料一样的钛合金材料，进行电火花线切割加工，得到所需形状和尺寸，作成坯件。用加热至800℃的金属模，以每分钟1mm的压下速度对该坯件作超塑性加工，当载重达6吨时，保持该负荷达20分钟，得到所定形状尺寸的钟表壳坯件。

对该钟表壳坯件作机械加工之后，在低于该钛合金材料的β转变温度75℃的、825℃的α+β二相温度范围，在氩（Ar）气氛中保持2小时，作固溶处理。用油冷却后，在真空氛围中，500℃进行3小时的时效硬化处理，得到1HV440±20的平均晶粒粒径为3μm的细小α+β的等轴二相组织。如同实施例1，用抛光剂对该坯件作研磨，得到作镜面抛光的钟表壳。

实施例3

对板厚为5mm、其它与实施例1相同的合金材料的钛合金材料作冷拉拔加工，然后，施以冷作弯曲加工作成坯件，其后，在825℃的氩气氛中作2小时的固溶处理，用油冷却后，又在真空下，500℃，进行3小时的时效硬化处理，由此得到HV为440±10、平均晶粒粒径在1.8μm～3μm的细小的α+β等轴二相组织。以磨石磨削坯件之后，用与实施例1相同的抛光剂研磨，得到作镜面抛光加工的钟表壳。

实施例4

对板厚为3mm的、其它与实施例1相同的钛合金材料作冷拉冷锻加工，成形成最终形状、尺寸后，作穿孔加工，制得表带块的坯件。

将该坯件在真空下，800℃，作1小时的固溶处理，N₂气体骤冷后，在真空下、500℃，作1小时的时效硬化处理，由此得到HV440±10、平均晶粒粒径在1.8μm～3μm的细小的α+β等轴二相组织。用氧化铬研磨剂对该坯件作抛光研磨，可加工得镜面。

实施例5

使用板厚为5.3mm的、其它与实施例1相同的材料的钛合金材料作冷拉拔加工。将加工所得坯件在825℃的氩气氛中作2小时的固溶处理后，油冷。再在真空下，500℃，对该坯件作3小时的时效硬化处理，由此得到HV440±10℃、平均晶粒粒径为2μm的细小的α+β等轴二相组织。以机械加工切削该坯件后进行研磨，得到最终形状和尺寸，然后，用如同实施例1的研磨剂研磨，可加工制得镜面。

实施例6

除板厚为6mm外，将其它同实施例1的钛合金材料切断，在真空下、850℃，作1小时的固溶处理，用N₂气体骤冷后，在真空下、500℃，作1小时的时效硬化处理，由此得到HV4420±10、平均晶粒粒径为2μm的、细小的α+β等轴二相组织。切削或磨削该板状合金材料，加工成具所定形状、尺寸的钟表壳，然后，用如同实施例1的研磨剂进行研磨，可加工制得镜面。

比较例1

与实施例1同样，对板厚6mm、平均晶粒粒径为2μm的α+β型钛合金材料作电火花线切割加工，完成所需形状、尺寸，作为坯件。

在真空下、大于β转变温度的温度即925℃，对该坯件作固溶处理1小时，骤冷。接着，在真空下、500℃、加热1小时后，放冷，使其HV为500。

结果，该合金材料的结晶组织成为平均晶粒粒径为300μm的、在粗大的旧β粒子内部析出细小的针状α相的结构。用与实施例1中同样的研磨剂研磨该处理坯件，未能加工得到镜面。

上述实施例及比较例中的热处理条件（固溶处理及时效硬化处理）、抛光研磨性能及研磨后的表面光洁度示于〔表2〕。其中，硬度以HV硬度，表面光洁度以R_max表示。

以上述说明，显然可见，权利要求1所述的钛合金是一种由热处理其组份如前述〔化1〕式所示的钛合金材料而得到的钛合金，其所具平均晶粒粒径在1μm～10μm的等轴二相（α+β）组织，因此，可通过研磨容易地作镜面抛光加工。另外，上述钛合金材料在700℃～900℃时具有超塑性特性，从该钛合金材料所得的权利要求1的钛合金也具超塑性特性。从而，可对这些钛合金作适当的超塑性加工之后再作镜面抛光加工处理，由此，可制得以往未曾获得过的具高度美观的钛合金制的部件。尤其是，可以制得如钟表外装部件那样的、形状复杂的又具高品位的装饰品。

权利要求2所述的钛合金为一种适用于如钟表外装部件等的装饰品的金属材料。

权利要求3所述的钛合金的制造方法，系一种对组份如前述〔化1〕式所示的钛合金材料进行所定的热处理的方法。根据该制造方法，可以制得具有如权利要求1所述的结晶组织的钛合金。

在权利要求4所述的钛合金的制造方法中，采用了在300℃～600℃的温度下的时效硬化处理，可以得到具有强度与通常钛合金同等的、或超越其上的钛合金

在权利要求5、6、7所述的钛合金的制造方法中，在施行机械加工等适当的加工处理的同时，也进行了抛光处理，所以可以得到所需形状、尺寸的装饰品。尤其是，可以在不损伤以往的钛或钛合金的耐腐蚀性及其硬度的情况下，容易地制得如钟表外装部件等的、形状复杂且具高品位的装饰品。

Claims (7)

1、一种钛合金，系对组份如下式所示的钛合金材料进行热处理而得，其特征在于，该钛合金具有平均晶粒粒径在1μm～10μm的等轴二相(α+β)组织：

(其中，3.0≤a≤5.0， 2.1≤b≤3.7，

0.85≤c≤3.15，  0.85≤d≤3.15    0.06≤e≤0.20)。

2、如权利要求1所述的钛合金，其特征在于，所述合金被加工成形至所定形状和尺寸，且其表面加工成镜面状态。

3、一种钛合金的制造方法，其特征在于，将具下述组份的钛合金材料在低于β转变温度25°～100℃的α+β区域作固溶处理后，骤冷，再在低于α转变温度的温度下作时效硬化处理：

（其中，3.0≤a≤5.0，  2.1≤b≤3.7，

0.85≤c≤3.15，  0.85≤d≤3.15，  0.06≤e≤0.20）。

4、如权利要求3所述的钛合金的制造方法，其特征在于，所述时效硬化处理在300℃～600℃温度下进行。

5、如权利要求3或4所述的钛合金的制造方法，其特征在于，对所述钛合金材料作适当加工，使之成形为所定的形状和尺寸之后，进行所述的固溶处理及时效硬化处理，再进行抛光加工处理。

6、如权利要求3或4所述的钛合金的制造方法，其特征在于，对上述钛合金材料进行所述固溶处理及时效硬化处理后，施以适当的加工，使之成形为所定的形状和尺寸，再作抛光加工处理。

7、如权利要求3或4所述的钛合金的制造方法，其特征在于，对上述钛合金材料进行适当加工使之成形为大致的形状和尺寸，再进行所述的固溶处理及时效硬化处理，然后，再施以适当的加工，使之成形为所定的形状和尺寸，再作抛光加工处理。