DE3852092T2

DE3852092T2 - Hochfester Titanwerkstoff mit verbesserter Duktilität und Verfahren zur Herstellung dieses Werkstoffs.

Info

Publication number: DE3852092T2
Application number: DE3852092T
Authority: DE
Inventors: Naito C O R D Labora Hiromitsu; Koizumi Masaaki; Kondo Masayoshi; Fukada Nobuo; Fukuyama Takashi; Shindo C O R D Laborato Takuji
Original assignee: Nippon Steel Corp; Toho Titanium Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp; Toho Titanium Co Ltd
Priority date: 1987-12-23
Filing date: 1988-08-31
Publication date: 1995-03-16
Anticipated expiration: 2008-09-01
Also published as: EP0322087B1; EP0322087A2; JPH0572452B2; DE3852092D1; US4886559A; JPH01252747A; EP0322087A3

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf einen hochfesten Titanwerkstoff mit einer verbesserten Duktilität sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung. Insbesondere bezieht sie sich auf einen hochfesten Titanwerkstoff mit einer verbesserten Duktilität und definierten Gehalten an Stickstoff (N), Eisen (Fe) und Sauerstoff (O) und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
Unterschiedliche Legierungen, die Al, V, Zr, Sn, Mo, etc. enthalten, sind als hochfeste Titanlegierungen allgemein bekannt. Aus diesen hochfesten Titanlegierungen ist beispielsweise eine Ti-6Al-4V-Legierung; eine hochfeste Titanlegierung mit verbesserter Festigkeit wie beispielsweise eine Ti- 5Al-2Sn-2Zr-4Cr-4Mo-Legierung und eine hochfeste Titanlegierung mit verbesserter Duktilität wie beispielsweise eine Ti- 15V-3Cr-3Al-3SN-Legierung allgemein bekannt. Da jedoch diese hochfesten Titanlegierungen mit hoher Festigkeit oder Duktilität nur als Kombination von speziellen oder strengen Kontrollen einer Legierungszusammensetzung sowie Warmformen oder nach einer Wärmebehandlung etc. hergestellt werden können, ist das Herstellungsverfahren kompliziert und kostspielig.
Kann ein hochfester Titanwerkstoff mit im wesentlichen gleichen Eigenschaften wie denjenigen der hochfesten Titanlegierung erhalten werden, ohne daß eine große Menge an Legierungszusammensetzung und komplizierten Behandlungen hergestellt werden, kann eine solche Legierung in großem Maße in vielen Bereichen verwendet werden.
Tabelle 1 zeigt Beispiele des relevanten Japanischen industriellen Standards (JIS) und einen ASTM-Standard.
Wie in Tabelle 1 gezeigt, ist das Standardmaterial für das stärkste industriell reine Titan dasjenige von ASTM G-4 mit einer Zugfestigkeit von 56 kgf/mm² oder mehr.
N, Fe und O, etc. die in Tabelle 1 gezeigt sind, sind Verunreinigungen, deren obere Gehaltsgrenze definiert ist. Bei der Herstellung eines Titanwerkstoffes muß die Beziehung zwischen den Gehalten dieser Elemente und den mechanischen Eigenschaftswerten, die Beziehung zwischen dem metallurgischen Verhalten dieser Elemente und der Mikrostruktur und außerdem die Effekte der oben genannten Punkte der Arbeitsbedingung der Wärmebehandlung während der Herstellung klar definiert werden.
Die Japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 61-159563 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Schmiedewerkstoffes mit einer Zugfestigkeit von 80 kgf/mm² oder mehr unter Verwendung eines industriell reinen Titans, durch die die oben genannte Aufgabe erfüllt wird. Werden Kristallkörner durch das obige Verfahren gereinigt, kann ein hochfester geschmiedeter Gegenstand aus reinem Titan mit einer verbesserten Duktilität erhalten werden. Dennoch ist bei diesem Verfahren Warmformen erforderlich, bei dem nur eine Schmiedeformgebungsmethode, wie beispielsweise stauchen oder Hämmern, verwendet wird. Tabelle 1 Mechanische Eigenschaften Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) Zugfestigkeit (min) kgf/mm² (min) (max) insgesamt verbliebende Ti Verunreinigungen
Deshalb ist der Bedarf nach einem hochfesten Titanwerkstoff aufgekommen, das mittels eines gewöhnlichen Herstellungsverfahrens, d. h. Plattenwalzen, wie beispielsweise Bandwalzen, Barrenwalzen oder Drahtwalzen, zu verschiedenen Formen verarbeitet werden kann, ohne daß die oben genannten speziellen Formgebungsverfahren verwendet werden.
JP-A-52/115,714 beschreibt Titanzusammensetzungen mit guter Beständigkeit gegen Zerbrechen aufgrund des Sprüdewerdens durch Wasserstoff, bestehend aus:
Eisen 0,25% oder weniger
Sauerstoff 0,25% bis 1%
Kohlenstoff 0,1% oder weniger
Wasserstoff 0,015% oder weniger
Stickstoff 0,05% oder weniger
Rest Titan
Dem geringen Eisen- und Sauerstoffgehalt von über 0,25% wird zugeschrieben, daß sie die Absorption von Wasserstoff unterdrücken. Eine Titanplatte, die durch Heißwalzen eines Titanbarrens hergestellt wurde, wird beschrieben und kann die folgenden Zusammensetzungen (Gew. -%) haben:
Beispiel E Rest
Beispiel F Rest
Vergleichs-Beispiel O Rest Beispiel Vergleichs-Beispiel Rest
Diese Zusammensetzungen sind innerhalb der Reichweite der erfindungsgemäßen Zusammensetzungsformel (die unten angegeben ist). Es werden jedoch keine genauen Angaben über die Wärmebehandlung oder die Mikrostruktur des Titans gegeben und die Zugfestigkeit ist nicht spezifiziert.
JP-A-61/159,563, auf die bereits oben Bezug genommen wurde, ist auf Titanzusammensetzungen mit 0,15 Gew.-% oder weniger Eisen limitiert.
Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen hochfesten Titanwerkstoff zu schaffen, der über eine verbesserte Duktilität sowie eine Zugfestigkeit von 65 kgf/mm² oder mehr verfügt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung eines hochfestem Titanwerkstoffes mit verbesserter Duktilität geschaffen, das die Schritte umfaßt:
Herstellung eines Titanwerkstoffs, der mehr als 0,15 und bis zu 0,8 Gew.-% Eisen enthält, wobei der Sauerstoff- und Stickstoffgehalt die Formel:
Q = [O] + 2,77 [N] + 0,1 [Fe]
erfüllen, in der die Sauerstoffäquivalenz Q im Bereich von 0,35 bis 1,0 liegt, worin [O], [N] und [Fe] in Gew.-% ge-geben sind, der Rest aus Titan und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; wenigstens einmaliges Erwärmen des Titanwerkstoffs, um einen β-Phasenbereich auszubilden; sowie Warmformen desselben im β-Phasenbereich oder in der β-Phase zu einer α-Phase, so daß der Titanwerkstoff eine Zugfestigkeit von 65 kgf/mm² oder mehr aufweist.
Die vorliegende Erfindung schafft auch einen hochfesten Titanwerkstoff, der durch ein Verfahren nach Anspruch 1 erhalten wurde, wobei der Werkstoff über verbesserte Duktilität verfügt und mehr als 0,15 und bis zu 0,8 Gew.-% Eisen enthält und der Sauerstoff- und Stickstoffgehalt die Formel
Q = [O] t 2,77 [N] + 0,1 [Fe]
erfüllen, in der die Sauerstoffäquivalenz Q im Bereich von 0,35 bis 1,0 liegt, worin [O], [N] sowie [Fe] in Gew.-% gegeben sind, der Rest aus Titan und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; Sauerstoff und Stickstoff als interstitiellartige gelöste Stoffe im Titanwerkstoff vorhanden sind und der Titanwerkstoff entweder
a) eine zweiphasige, gleichgerichtete Phasenfeinkornmikrostruktur oder
b) eine zweiphasige Lamellenphasenfeinkornmikrostruktur aufweist, wobei das Titanmaterial über eine Zugfestigkeit von 65 kgf/mm² oder mehr verfügt.
Vorzugsweise liegt Q im Bereich von 0,35 bis 0,8. Besser liegt Q im Bereich von 0,5 bis 1,0, wobei die Zugfestigkeit dann 75 kgf/mm² oder mehr beträgt.
Vorzugsweise betragen die 0 und N-Gehalte 0,03 oder mehr bzw. 0,002 oder mehr.
Die bevorzugten Ausführungsformen werden anhand von Beispielen nur unter Bezugnahme zu den beiliegenden Zeichnungen beschrieben, worin:
Fig. 1 eine Beziehung zwischen den unterschiedlichen Q-Werten und der Zugfestigkeit zeigt;
Fig. 2 eine Beziehung zwischen den unterschiedlichen Q-Werten und der Verlängerung zeigt; und
Fig. 3A bis 3D Photographien der Mikrostruktur von Werkstoffen sind, die warmbearbeitet und geglüht wurden.
Vor dem Beschreiben der bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung wird das grundlegende technische Konzept der vorliegenden Erfindung erklärt. Um einen hochfesten Titanwerkstoff zu erhalten, sind zwei Verfahren allgemein bekannt, wie folgt:
Ein Verfahren wird durch Festigen der festen Lösung von O und N als interstitielle Lösungselemente vorgenommen. So wird ein Versuch unternommen, durch Zugabe von 0 und N mit einem größeren Gehalt als den gewünschten Gehalt bzw. wie nachfolgend erklärt zu erhalten.
Dieses Verfahren ist jedoch nicht zu bevorzugen, da eine überschüssige Zugabe von O und N zu einer Herabsetzung der Duktilität des Titanwerkstoffes führt. Aus diesem Grund müssen die Gehalte dieser intertitiellen Elemente innerhalb eines geeigneten Bereichs liegen.
Das andere Verfahren wird durch Reinigen von Kristallkörnern vorgenommen, um einen hochfesten Titanwerkstoff zu erhalten, was nicht zu einer Herabsetzung der Duktilität durch eine überschüssige Zugabe von O und N führt. Die Reinigung der Körner durch ein Fremdelement Fe, das einen substitutionalen Typ darstellt, und durch ein Element vom Typ eines β- Eutektoids erhöht die Festigkeit effektiv. Um das Reinigen der Körner effektiv zu machen, beträgt der Fe-Gehalt vorzugsweise 0,1 Gew.-% oder mehr, was mehr ist als die maximale Grenze an Fe in der festen Lösung, i.e. über 0,06 Gew.-% in dessen α-Phasenbereich. Eine Kristallkorngröße einer Makrostruktur eines gegossenen Titanbarrens beträgt mehrere Zehntel Millimeter, z. B. 30 bis 40 mm, und eine Makrostruktur mit einer solchen Kristallkorngröße wird bei einer Temperatur erwärmt, die höher als der β-Transus ist, wobei dann die Warmformgebung in einem β-Phasenbereich oder Bereichen aus der β-Phase und zu einer α-Phase stattfindet. Durch diese Vorgehensweise kann die Kristallkorngröße aufgrund einer α- zu β-Phasenumwandlung beim Erwärmen bis zur β-Region zunächst gereinigt werden, wobei dann die plastische Verformung durch Warmbearbeitung in der β- oder der β- zur α-Region die Reinigung der Korngröße effektiv macht.
Da in der vorliegenden Erfindung Fe in einem Bereich von 0,1 bis 0,8 Gew. -% in Form eines einheitlich dispergierten Zustands enthalten ist, hat sich die Makrostruktur des Titangußbarrens zu einer feinkörnigen, zweiphasigen Lamellenstruktur durch das Warmbearbeiten in einem β-Phasenbereich aufgrund der Phasenumwandlung aus der umkristallisierten oder nicht umkristallisierten β-Phase zur α-Phase (genauer zur α + β Phase) verändert. Selbst wenn eine solche Lamellenstruktur zur Warmbearbeitung wieder erwärmt wird, zeigt diese eine gleichachsige zweiphasige oder lamellenartige Feinkornstruktur, so daß die Struktur hinsichtlich einer Wärmebehandlung zur Bearbeitung stabilisiert wird. Wird ein erfindungsgemäßer Titangußbarren durch Schmieden oder Walzen warmbearbeitet, muß der Barren wenigstens einmal erwärmt werden, um eine β-Phase zu erhalten und dann warmbearbeitet werden. Selbst wenn ein gewöhnliche Wärmenachbehandlung nach dem Warmbearbeiten vorgenommen wird, wird gemäß dieses Verfahrens eine beachtliche Änderung in der Struktur wie z. B. eine Vergrößerung der Kristallkorngröße, nicht ohne weiteres herbeigeführt, wobei so stabile mechanische Eigenschaften erhalten werden können.
Wird ein Titangußbarren stets in einem α-Phasenbereich erhitzt und ohne Erwärmen in einen β-Phasenbereich sofort warmbearbeitet, was das gleiche wie das obige Verfahren ist, können oberflächenrissige Faltenfehlstellen und eine Makrosegregation der Fe-Konzentration nicht vermieden werden.
Der Bereich jedes Elements, wie in der vorliegenden Erfindung definiert wird, auf die erhaltenen Daten bezogen, im Detail erklärt.
In der vorliegenden Erfindung wird das Ti mit 1 bis 0,8 Gew.-% Fe versetzt.
Fig. 3A bis 3D sind Photographien der erfindungsgemäßen Mikrostruktur, in der 0,48 Gew.-% Eisen enthalten sind. Insbesondere zeigt Fig. 3A mit 500facher Vergrößerung eine aus einem Gußbarren warmgearbeitete Mikrostruktur mit einer Zusammensetzung von Tabelle 2 und mit einem Durchmesser von 430 mm, die in einem ß-Phasenbereich zu einem geschmiedeten Gegenstand mit einem Durchmesser von 100 mm geschmiedet, bei einer Temperatur von 950ºC erhitzt und in einem β-Phasenbereich gewalzt wurde, um einen Titanbarren zu bilden.

Tabelle 2

Chemische Zusammensetzung (Gew. -%)

Rest
Die Mikrostruktur des so gewalzten Titanbarrens mit einem Eisengehalt von 0,48 Gew.-% ist eine feinkörnige zweiphasige (α + β) -Struktur in einem bearbeiteten Zustand. Die in Fig. 3B gezeigte Mikrostruktur ist diejenige des oben erwähnten Titanbarrens mit einem Durchmesser von 30 mm, nachdem dieser in einem bei 650ºC hergestelltem α-Phasenbereich eine Stunde geglüht wurde. Wie in Fig. 3B gezeigt, ist die Mikrostruktur nicht wesentlich von derjenigen der Fig. 3A unterschiedlich, i.e. das Kristallkornwachstum wird durch das enthaltene Fe vermieden und die feinkörnige Mikrostruktur wird beibehalten, selbst wenn das Titan mit einem Eisengehalt von 0,48 Gew.-% nach dem Warmbearbeiten d. h. Walzen geglüht wird.
Fig. 3C zeigt eine Mikrostruktur eines Titanbarrens mit einem Durchmesser von 30 mm, der durch Erwärmen eines geschmiedeten Gegenstandes mit einem Durchmesser von 100 mm in einem α-Phasenbereich (800ºC) und Walzen hergestellt wurde. Der Titanbarren von Fig. 3C wird nach dem Warmwalzen nicht geglüht. Die Metallmikrostruktur von Fig. 3 ist eine feinkörnige zweiphasige und lamellenartige Struktur, die der von Fig. 3A und 3B sehr ähnlich ist. Dies bedeutet, daß die Mikrostruktur eines geschmiedeten Gegenstandes mit einem Durchmesser von 100 mm, der in einem β-Phasenbereich geschmiedet wurde, durch Warmwalzen in einem α-Bereich beibehalten wurde.
Fig. 3D zeigt eine Mikrostruktur eines Titanbarrens mit einem Durchmesser von 30 mm, der durch Walzen eines 30 mm Titangußbarrens durch das gleiche Verfahren, wie in Fig. 3A erklärt, erhalten wurde.
Diese Struktur ist ein Vergleichsbeispiel und zeigt eine uneinheitliche Struktur mit etwas Kornwachstum.
Außerdem ist die in Fig. 3D gezeigte Struktur instabil, wenn sie einer Wärmenachbehandlung unterworfen wird und zeigt bei hoher Glühtemperatur Kornwachstum.
Wie aus den der obigen Erklärung ersichtlich, kann ein Titanwerkstoff, der eine feinkörnige Metallmikrostruktur aufweist, erhalten werden, wenn ein Titanwerkstoff mit beispielsweise 0,5 Gew.-% Fe in einem ß-Phasenbereich oder in einer Phase aus β zu α warmgewalzt wird, wie in einem Beispiel beschrieben, selbst wenn ein Schwerverarbeitungsverfahren wie beispielsweise ein Verfahren, bei dem ein Reduktionsverhältnis beträchtlich erhöht ist, nicht durchgeführt wird. Diese feinkörnige Metallmikrostruktur wird durch ein darauffolgendes Warmwalzen in einem α-Phasenbereich unter Glühen nicht aufgetrennt, so daß die Struktur stabil aufrechterhalten wird. Ist 0,1 Gew.-% oder mehr Fe enthalten, kann dieser Effekt von Fe erhalten werden, daß die Mikrostruktur des Titanbarrens feinkörnig wird. Sind 0,5 Gew.-% oder mehr Fe enthalten, wird dieser Effekt beachtlich erhöht.
Die obere Grenze des Fe-Gehaltes wird in der vorliegenden Erfindung als 0,8 Gew.-% definiert, weil der Effekt von Fe erfüllt wird, wenn Fe in einer Menge von mehr als 0,8% enthalten ist, wobei darüberhinaus ein Überschußgehalt an Fe die Duktilität des Titanbarrens herabsetzt.
In der vorliegenden Erfindung werden Sauerstoff (O), Stickstoff (N), und Eisen (Fe), die im Titan (Ti) enthalten sind, eingestellt, so daß Q in der folgenden Gleichung
Q = [O] + 2,77 [N] + 0,1 [Fe],
im Bereich von 0,35 bis 1,0 liegt.
Die Einstellung jedes Bestandteils wird durch Verwendung aller Briketteinheiten vorgenommen, die eine bei einem gewöhnlichen VAR verwendete Abschmelzelektrode bilden, z. B. Vakuumumbogen-Umschmelzen mit einer Abschmelzelektrode. So werden Rohmaterialien, wie beispielsweise Titanschwamm u. a. gleichmäßig vermischt, so daß eine gewünschte Zusammensetzungseinstellung erhalten werden kann, und ein Brikett wird durch eine Vorrichtung, z. B. eine hydraulische Presse, hergestellt.
Im oberen Ausdruck entspricht Q einer Sauerstoffäquivalenz, wobei die Koeffizienten [N] und [Fe] ein Verstärkungsverhältnis durch eine Festgung durch eine feste Lösung pro Prozent Einheitsgewicht von O bezeichnen, wobei diese durch die vorliegenden Erfinder durch Korrelationsdaten der verschiedenen Bestandteile zu einem mechanischen Eigenschaftswert erhalten wurden. Der Koeffizient [Fe] ist mit 0,1 klein, weil die feste Lösungsfestigung des Fe abnimmt, wenn der Fe- Gehalt von 0,1 bis 0,8 Gew.-% beträgt.
Fig. 1 und 2 zeigen eine Beziehung zwischen dem Q-Wert und den mechanischen Eigenschaften eines Titanbarrens mit einem Fe-Gehalt von 0,1 bis 0,8 Gew.-%. In diesem Falle wurde ein Zugfestigkeitstest nach dem ASTM-Standard vorgenommen. Ein Titangußbarren mit einem Durchmesser von 430 mm wurde geschmiedet und warmgewalzt, um einen Barren mit einem Durchmesser von 10 bis 30 mm herzustellen. Das Schmieden oder Warmwalzen wurde wenigstens einmal bei einer Temperatur des ß-Phasenbereichs vorgenommen. In der schräggestrichelten Fläche der Fig. 1 und 2 ist ein Titanbarren gezeigt, der warmgewalzt oder nach dem Warmwalzen bei einer Temperatur von 600ºC bis 730ºC für 20 Minuten geglüht und luftgekühlt wurde.
Insbesondere Fig. 1 zeigt eine Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und dem Q-Werten. Alle gemessenen Werte sind in der schräggestrichelten Fläche verteilt, wobei die Zugfestigkeit und der Q-Wert eine signifikante Beziehung aufweisen.
Wie in Fig. 1 gezeigt, kann ein Titanbarren mit einer Zugfestigkeit von 65 kgf/mm² oder mehr erhalten werden, wenn der Q-Wert 0,35 oder mehr beträgt. Beträgt der Q-Wert 0,5 oder mehr, kann darüberhinaus eine Zugfestigkeit von 75 kgf/mm² oder mehr erhalten werden.
Fig. 2 zeigt eine Beziehung zwischen der Dehnung und dem Q- Wert eines Titanbarrens. Wird der Q-Wert erhöht, nimmt die Dehnung ab. Ist jedoch der Q-Wert 0,8 oder weniger, wird die Dehnung 15% oder mehr und beträgt der Q-Wert 1,0 oder weniger, wird die Dehnung 10% oder mehr, was beweist, daß die verbesserte Duktilität eines Titanbarrens aufrechterhalten werden kann. Nach der vorliegenden Erfindung beträgt der Q- Wert 0,35 bis 1,0. Ist der Wert kleiner als 0,35, kann die gewünschte Zugfestigkeit nicht erhalten werden und ist der Q-Wert größer als 1,0, nimmt die Duktilität des Titanbarrens ab.

Beispiele

Beispiele der vorliegenden Erfindung sind in Tabelle 3 gezeigt. In Nr. 1 bis 7 der Tabelle 3 sind erfindungsgemäße Beispiele, in Nr. 8 bis 10 sind Vergleichsbeispiele gezeigt.
Der Titanbarren der Nr. 1 bis 10 wurde durch Schmieden eines zylindrischen Gußbarrens mit einem Durchmesser von 430 mm zu einem geschmiedeten Gegenstand mit einem Durchmesser von 100 mm und warmwalzen erhalten. Die Titanbarren der Nr. 1 bis 4 mit den gleichen Zusammensetzungen und Q-Werten wurden unter unterschiedlichen Bedingungen geschmiedet, warmgewalzt und wärmebehandelt (geglüht). Die Titanbarren der Nr. 1 bis 4 weisen trotzdem eine hohe Festigkeit und verbesserte Duktilität auf, wobei die Titanbarren der Nr. 5 bis 7 höhere Fe sowie N-Gehalte als diejenigen der Nr. 1 bis 4 aufweisen. Ist der Fe-Gehalt hoch, wird die Mikrostruktur feinkörnig und gleichmäßiger, wobei Titanbarren mit im wesentlichen gleichen mechanischen Eigenschaften erhalten werden. Das Vergleichsbeispiel Nr. 8, das über einen geringen Fe-Gehalt verfügt, weist eine niedrige Zugfestigkeit auf, außerdem weisen die Vergleichsbeispiele Nr. 9 und 10 einen Überschuß an Fe-Gehalt und eine geringe Verlängerungsrate auf. In den erfindungsgemäßen Beispielen Nr. 11 und 12 ist der N-Gehalt hoch, wobei so eine Zugfestigkeit von 90 bis 100 kgf/mm² erhalten werden kann. Tabelle 3 No. Zusammensetzung (Gew.-%) Schmieden Walzen Wärmebehandl. Zugfestigkeit (kgf/m²) Dehnung Phase keine *1 A: 650ºC·20 min Erhitzen und Luftkühlen B: 730ºC·20 min Erhitzen und Luftkühlen keine: wie warmgewalzt *2: Vergleichsbeispiele
Nach der vorliegenden Erfindung kann ein Titanwerkstoff mit hoher Festigkeit erhalten werden, ohne daß komplizierte warmbearbeitungsverfahren wie beispielsweise Vor-Ausrichten und aufwendiges Umformen erforderlich sind. Außerdem kann nach der vorliegenden Erfindung ein hochfestes Material mit einer Zugfestigkeit von 65 kgf/mm² oder mehr oder 75 kgf/mm² oder mehr hergestellt werden, das vorher noch nie verwendet worden ist. Zudem kann nach der vorliegenden Erfindung ein gewünschter hochfester Titanwerkstoff mit einer verbesserten Duktilität in einem warmgewalzten Zustand ohne eine Wärmenachbehandlung hergestellt werden.
Die nach der vorliegenden Erfindung hergestellten Titanwerkstoffe können beispielsweise in Form von Großplatten als Heizrohrwände, in Barrenform als hochzugfeste Bolzen und Ankerbolzen oder in Drahtform als Seil oder Brillenmaterial verwendet werden.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Titanwerkstoffs mit verbesserter Duktilität, das die Schritte umfaßt:

Herstellung eines Titanwerkstoffs, der mehr als 0,15 und bis zu 0,8 Gew.-% Eisen enthält, wobei der Sauerstoff- und stickstoffgehalt die Formel:

Q = [O] + 2,77 [N] + 0,1 [Fe]

erfüllen, in der die Sauerstoffäquivalenz Q im Bereich von 0,35 bis 1,0 liegt, worin [O], [N] und [Fe] in Gew.-% gegeben sind, der Rest aus Titan und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; wenigstens einmaliges Erwärmen des Titanwerkstoffs, um einen β-Phasenbereich auszubilden; sowie Warmformen desselben im β-Phasenbereich oder in der β-Phase zu einer α-Phase, so daß der Titanwerkstoff eine Zugfestigkeit von 65 kgf/mm² oder mehr aufweist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, worin der Q-Wert 0,35 bis 0,8 beträgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1, worin der Q-Wert 0,5 bis 1,0 und die Zugfestigkeit 75 kgf/mm² oder mehr beträgt.

4. Hochfester Titanwerkstoff, der durch ein Verfahren nach Anspruch 1 erhalten wurde, wobei der Werkstoff über verbesserte Duktilität verfügt und mehr als 0,15 und bis zu 0,8 Gew.-% Eisen enthält und der Sauerstoff- und Stickstoffgehalt die Formel

Q = [O] + 2,77 [N] + 0,1 [Fe]

erfüllen, in der die Sauerstoffäquivalenz Q im Bereich von 0,35 bis 1,0 liegt, worin [O], [N] sowie [Fe] in Gew.-% gegeben sind, der Rest aus Titan und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; Sauerstoff und Stickstoff als interstitiell-artige gelöste Stoffe im Titanwerkstoff vorhanden sind und der Titanwerkstoff entweder

a) eine zweiphasige, gleichgerichtete Phasenfeinkornmikrostruktur oder

b) eine zweiphasige Lamellenphasenfeinkornmikrostruktur

aufweist, wobei das Titanmaterial über eine Zugfestigkeit von 65 kgf/mm² oder mehr verfügt.

5. Hochfester Titanwerkstoff nach Anspruch 4 mit verbesserter Duktilität, wobei der Q-Wert 0,35 bis 0,8 beträgt.

6. Hochfester Titanwerkstoff nach Anspruch 4 mit verbesserter Duktilität, worin der Q-Wert 0,5 bis 1,0 und die Zugfestigkeit 75 kgf/mm² oder mehr beträgt.