JP2001262257A - 耐衝撃特性に優れたチタン及びその製造方法 - Google Patents
耐衝撃特性に優れたチタン及びその製造方法Info
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- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐衝撃特性に優れたチタン及びその製造方法
を提供する。 【解決手段】 Ａｌ、Ｍｏ、Ｖなどの合金元素を添加す
ることなく、Ｏ，Ｎ，Ｃ，Ｆｅの濃度を所定の範囲内に
し冷間加工性を確保しつつ、且つチタン成品へ成形する
前、及びその途中で実施する予備加工や焼鈍を組み合わ
せて、加工硬化させた状態のチタン成品そのものの断面
ビッカース硬さを、その成分濃度に応じた所定の範囲に
調整することによって、耐衝撃特性に優れたチタン成品
を得る。
を提供する。 【解決手段】 Ａｌ、Ｍｏ、Ｖなどの合金元素を添加す
ることなく、Ｏ，Ｎ，Ｃ，Ｆｅの濃度を所定の範囲内に
し冷間加工性を確保しつつ、且つチタン成品へ成形する
前、及びその途中で実施する予備加工や焼鈍を組み合わ
せて、加工硬化させた状態のチタン成品そのものの断面
ビッカース硬さを、その成分濃度に応じた所定の範囲に
調整することによって、耐衝撃特性に優れたチタン成品
を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐衝撃特性に優れ
たチタン及びその製造方法に関する。ここで耐衝撃特性
とは外部からの衝撃に対して破損しにくいことであり、
例えば盾やヘルメットやベスト及び重要部分のカバ−や
自動車のドアなど中身の人体や重要な箇所を防護する用
途における特性である。
たチタン及びその製造方法に関する。ここで耐衝撃特性
とは外部からの衝撃に対して破損しにくいことであり、
例えば盾やヘルメットやベスト及び重要部分のカバ−や
自動車のドアなど中身の人体や重要な箇所を防護する用
途における特性である。
【０００２】
【従来の技術】耐衝撃特性が要求される成品において、
軽量化を図るために高強度な合金鋼や比強度の高いチタ
ン合金が適用されており、いずれも高強度故に成形が難
しく、温間や熱間での成形、更には成形速度を遅くする
などの対策が実施されている。
軽量化を図るために高強度な合金鋼や比強度の高いチタ
ン合金が適用されており、いずれも高強度故に成形が難
しく、温間や熱間での成形、更には成形速度を遅くする
などの対策が実施されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】以上の従来技術では成
形性は改善されるが、加熱・保温工程や成形後のデスケ
ール工程などが付与されるため生産効率が必ずしも高く
なく、更にチタン合金はＶ，Ｍｏなどの合金元素を添加
して高強度化しているため、一般的な純チタンと比べて
決して廉価ではないという課題を有している。またチタ
ン合金は高強度故に、高速の衝撃に対して優れた耐衝撃
特性が必ずしも得られないという課題がある。
形性は改善されるが、加熱・保温工程や成形後のデスケ
ール工程などが付与されるため生産効率が必ずしも高く
なく、更にチタン合金はＶ，Ｍｏなどの合金元素を添加
して高強度化しているため、一般的な純チタンと比べて
決して廉価ではないという課題を有している。またチタ
ン合金は高強度故に、高速の衝撃に対して優れた耐衝撃
特性が必ずしも得られないという課題がある。
【０００４】そこで本発明は、前記した従来技術の課題
に鑑みて、耐衝撃特性に優れた廉価なチタン及びその製
造方法を提供することを目的としている。
に鑑みて、耐衝撃特性に優れた廉価なチタン及びその製
造方法を提供することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、以下の構成を有
する耐衝撃特性に優れたチタン及びその製造方法である
本発明を成すに至った。
に本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、以下の構成を有
する耐衝撃特性に優れたチタン及びその製造方法である
本発明を成すに至った。
【０００６】すなわち本発明は、チタンの成分と硬さに
おいて、ＯとＮ、Ｃの合計Ｓが０．０４〜０．２７質量
％、Ｆｅが０．１質量％以下、残部がＴｉ及び不可避な
不純物よりなり、且つ加工により硬化させることにより
断面部のビッカース硬さ：Ｈｖ* が下記の式（１）、式
（２）、式（３）のいずれかを満たすことを特徴とする
耐衝撃特性に優れたチタンである。 ０．０４≦Ｓ≦０．０９（質量％）の場合、 １５０≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ ………………式（１） ０．０９＜Ｓ≦０．２０（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ …式（２） ０．２０＜Ｓ≦０．２７（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦２５５ ………………式（３） ここで、Ｓ：［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］ Ｈｖ* ：加工硬化後の断面部におけるビッカース硬さ
おいて、ＯとＮ、Ｃの合計Ｓが０．０４〜０．２７質量
％、Ｆｅが０．１質量％以下、残部がＴｉ及び不可避な
不純物よりなり、且つ加工により硬化させることにより
断面部のビッカース硬さ：Ｈｖ* が下記の式（１）、式
（２）、式（３）のいずれかを満たすことを特徴とする
耐衝撃特性に優れたチタンである。 ０．０４≦Ｓ≦０．０９（質量％）の場合、 １５０≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ ………………式（１） ０．０９＜Ｓ≦０．２０（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ …式（２） ０．２０＜Ｓ≦０．２７（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦２５５ ………………式（３） ここで、Ｓ：［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］ Ｈｖ* ：加工硬化後の断面部におけるビッカース硬さ
【０００７】また、上記チタンを製造する方法であっ
て、成品形状に成形加工した後のチタンの断面ビッカー
ス硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、式（３）の
範囲内になるように、成形加工前の被成形材に圧延、矯
正などの予備加工を施すことを特徴とする。
て、成品形状に成形加工した後のチタンの断面ビッカー
ス硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、式（３）の
範囲内になるように、成形加工前の被成形材に圧延、矯
正などの予備加工を施すことを特徴とする。
【０００８】また、上記チタンを製造する方法であっ
て、成品形状に成形加工した後のチタンの断面ビッカー
ス硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、式（３）の
範囲内になるように調整する成形加工前の被成形板への
予備加工において、それ以前での熱間圧延或いは冷間圧
延とは直交する方向にて、ロールを用いた圧延又は矯
正、或いはその両方を実施することを特徴とする。
て、成品形状に成形加工した後のチタンの断面ビッカー
ス硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、式（３）の
範囲内になるように調整する成形加工前の被成形板への
予備加工において、それ以前での熱間圧延或いは冷間圧
延とは直交する方向にて、ロールを用いた圧延又は矯
正、或いはその両方を実施することを特徴とする。
【０００９】さらに、上記チタンを製造する方法であっ
て、成品形状に成形加工した後のチタンの断面ビッカー
ス硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、式（３）の
いずれかを満たすように成形加工の前或いは途中で焼鈍
を実施することを特徴とする。
て、成品形状に成形加工した後のチタンの断面ビッカー
ス硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、式（３）の
いずれかを満たすように成形加工の前或いは途中で焼鈍
を実施することを特徴とする。
【００１０】ここで予備加工は、方法を特定していない
場合には圧延や矯正に限定するものでなく、鍛造など他
の加工方法も含む。また予備加工の温度は酸化の防止を
考慮すると室温相当が好ましいが、温度域を制限するも
のではない。
場合には圧延や矯正に限定するものでなく、鍛造など他
の加工方法も含む。また予備加工の温度は酸化の防止を
考慮すると室温相当が好ましいが、温度域を制限するも
のではない。
【００１１】
【発明の実施形態】図１に、本発明の成分範囲（Ｓ＝
［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］（質量％）と加工硬化させた後
の断面ビッカース硬さ（Ｈｖ* ）の範囲を示す。図１の
耐衝撃特性は、先端に突起（２mmＲ、φ４×２０mm）の
ある重さ６０ｋｇの落下物を高さ１．５mmより落とす落
重試験により評価した。試験材は板厚３．３mmでローラ
ーで曲げた１５０Ｒの曲面形状であり、落下物は試験材
の曲面凸側から衝突させた。
［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］（質量％）と加工硬化させた後
の断面ビッカース硬さ（Ｈｖ* ）の範囲を示す。図１の
耐衝撃特性は、先端に突起（２mmＲ、φ４×２０mm）の
ある重さ６０ｋｇの落下物を高さ１．５mmより落とす落
重試験により評価した。試験材は板厚３．３mmでローラ
ーで曲げた１５０Ｒの曲面形状であり、落下物は試験材
の曲面凸側から衝突させた。
【００１２】前記試験に供したチタン材は以下の手順で
準備、調整した。まず各種成分のチタン板を最終成形材
の板厚が３．３mmになるように熱間圧延し、一部は更に
冷間圧延を実施した後に焼鈍した。その後、種々の加工
度（０〜約７０％）にて冷間圧延の予備加工を実施した
後に、ローラー曲げ加工により１５０Ｒに成形した。こ
こでローラー曲げ加工に用いた設備はロールが千鳥配置
された曲げ加工機である。更に曲げ成形後の一部は高真
空中にて焼鈍して軟質化させた。
準備、調整した。まず各種成分のチタン板を最終成形材
の板厚が３．３mmになるように熱間圧延し、一部は更に
冷間圧延を実施した後に焼鈍した。その後、種々の加工
度（０〜約７０％）にて冷間圧延の予備加工を実施した
後に、ローラー曲げ加工により１５０Ｒに成形した。こ
こでローラー曲げ加工に用いた設備はロールが千鳥配置
された曲げ加工機である。更に曲げ成形後の一部は高真
空中にて焼鈍して軟質化させた。
【００１３】以上のように試験材は、成分、加工度及び
焼鈍により断面ビッカース硬さを調整した成形まま或い
は焼鈍状態であり、酸化スケールのない金属色である。
焼鈍により断面ビッカース硬さを調整した成形まま或い
は焼鈍状態であり、酸化スケールのない金属色である。
【００１４】前記方法の落重試験に供した試験材の被衝
突部を目視にて観察し、突起が貫通（記号▼）、不貫通
だが割れが発生（記号△）、不貫通で且つ割れの発生が
ない（記号○）の三つに分類した。
突部を目視にて観察し、突起が貫通（記号▼）、不貫通
だが割れが発生（記号△）、不貫通で且つ割れの発生が
ない（記号○）の三つに分類した。
【００１５】その結果、図１に示すように、突起が不貫
通な場合（記号△及び記号○）を直線で結ぶと、硬さへ
の影響が比較的大きな以下３元素、Ｏ、Ｎ、Ｃの合計濃
度Ｓ：［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］（質量％）と、断面ビッ
カース硬さ：Ｈｖ* が以下の式（１）、式（２）、式
（３）の領域にあるとき不貫通であり、所定の領域の硬
さに加工硬化させることが耐衝撃特性に優れていること
を見出した。 ０．０４≦Ｓ≦０．０９（質量％）の場合、 １５０≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ ………………式（１） ０．０９＜Ｓ≦０．２０（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ …式（２） ０．２０＜Ｓ≦０．２７（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦２５５ ………………式（３）
通な場合（記号△及び記号○）を直線で結ぶと、硬さへ
の影響が比較的大きな以下３元素、Ｏ、Ｎ、Ｃの合計濃
度Ｓ：［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］（質量％）と、断面ビッ
カース硬さ：Ｈｖ* が以下の式（１）、式（２）、式
（３）の領域にあるとき不貫通であり、所定の領域の硬
さに加工硬化させることが耐衝撃特性に優れていること
を見出した。 ０．０４≦Ｓ≦０．０９（質量％）の場合、 １５０≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ ………………式（１） ０．０９＜Ｓ≦０．２０（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ …式（２） ０．２０＜Ｓ≦０．２７（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦２５５ ………………式（３）
【００１６】図１の式（１）、式（２）、式（３）の領
域よりも上部では、加工硬化の度合いが高過ぎて延性が
不十分なため、衝撃に対してチタンが変形できずに割れ
の発生、伝播が起こりやすくなり貫通してしまい、一
方、式（１）、式（２）、式（３）の領域よりも下部で
は加工硬化の度合いが低すぎて衝撃に対するチタンの変
形抵抗が小さいため、変形が局所化して貫通してしまう
ことから、本発明のＳ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］（質量
％））と加工硬化後の断面ビッカース硬さＨｖ* の範囲
を式（１）、式（２）、式（３）とした。
域よりも上部では、加工硬化の度合いが高過ぎて延性が
不十分なため、衝撃に対してチタンが変形できずに割れ
の発生、伝播が起こりやすくなり貫通してしまい、一
方、式（１）、式（２）、式（３）の領域よりも下部で
は加工硬化の度合いが低すぎて衝撃に対するチタンの変
形抵抗が小さいため、変形が局所化して貫通してしまう
ことから、本発明のＳ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］（質量
％））と加工硬化後の断面ビッカース硬さＨｖ* の範囲
を式（１）、式（２）、式（３）とした。
【００１７】Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］（質量％））
が０．０４質量％未満の場合、精錬及び真空溶解工程で
一般的な工業用純チタンよりも高純化する必要があり、
決して廉価ではなくなることから、本発明の範囲はＳを
０．０４質量％以上とした。またＳが０．２７質量％超
及びＦｅ濃度が０．１質量％超の場合には、加工硬化を
付与することによる耐衝撃特性の向上がほとんどなくな
り、加えて加工素材であるチタンそのものが非常に硬質
化するため、冷間での加工や成形が容易でなくなること
から、本発明ではＳを０．２７％以下、Ｆｅ濃度を０．
１質量％以下とした。
が０．０４質量％未満の場合、精錬及び真空溶解工程で
一般的な工業用純チタンよりも高純化する必要があり、
決して廉価ではなくなることから、本発明の範囲はＳを
０．０４質量％以上とした。またＳが０．２７質量％超
及びＦｅ濃度が０．１質量％超の場合には、加工硬化を
付与することによる耐衝撃特性の向上がほとんどなくな
り、加えて加工素材であるチタンそのものが非常に硬質
化するため、冷間での加工や成形が容易でなくなること
から、本発明ではＳを０．２７％以下、Ｆｅ濃度を０．
１質量％以下とした。
【００１８】また前記試験と同様の板厚及び形状の２種
類のチタン合金、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５ＶとＴｉ−１５
Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌにおいて、同一の落重試験
を実施した結果、いずれも貫通もしくは不貫通ではある
が割れが発生したことから、本発明のチタンは一般的な
チタン合金と同等以上の耐衝撃特性を有すると考えられ
る。
類のチタン合金、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５ＶとＴｉ−１５
Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌにおいて、同一の落重試験
を実施した結果、いずれも貫通もしくは不貫通ではある
が割れが発生したことから、本発明のチタンは一般的な
チタン合金と同等以上の耐衝撃特性を有すると考えられ
る。
【００１９】以上より本発明は、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏなどの
合金化元素を添加することなく一般的に純チタンに含ま
れるＯ，Ｎ，Ｃ，Ｆｅの濃度を制限し冷間加工性を確保
しつつ、且つ成形の前及び途中での予備加工や焼鈍の組
合わせにより、チタンの加工硬化後の断面ビッカース硬
さを所定の範囲内に調整するという比較的容易な方法に
よって、チタン合金と同等以上の優れた耐衝撃特性を有
するチタンを得ることができる。
合金化元素を添加することなく一般的に純チタンに含ま
れるＯ，Ｎ，Ｃ，Ｆｅの濃度を制限し冷間加工性を確保
しつつ、且つ成形の前及び途中での予備加工や焼鈍の組
合わせにより、チタンの加工硬化後の断面ビッカース硬
さを所定の範囲内に調整するという比較的容易な方法に
よって、チタン合金と同等以上の優れた耐衝撃特性を有
するチタンを得ることができる。
【００２０】また予備加工の冷間圧延や矯正をそれ以前
で実施した圧延方向と直交する方向にて施すこと、例え
ばコイルで圧延し焼鈍したものを板に切断し、コイル圧
延方向に対して直交する方向に予備加工の冷間圧延を施
すなどであり、これにより異方性が低減されてプレス成
形性や耐衝撃特性が改善されることから、本発明では好
ましくは成形加工前の被成形板への予備加工において、
それ以前での熱間圧延或いは冷間圧延とは直交する方向
にロールを用いた圧延又は矯正、或いはその両方を施す
こととした。
で実施した圧延方向と直交する方向にて施すこと、例え
ばコイルで圧延し焼鈍したものを板に切断し、コイル圧
延方向に対して直交する方向に予備加工の冷間圧延を施
すなどであり、これにより異方性が低減されてプレス成
形性や耐衝撃特性が改善されることから、本発明では好
ましくは成形加工前の被成形板への予備加工において、
それ以前での熱間圧延或いは冷間圧延とは直交する方向
にロールを用いた圧延又は矯正、或いはその両方を施す
こととした。
【００２１】
【実施例】以下、実施例により本発明の効果を説明す
る。表１（表１〜表４）に、チタン成品における成分、
形状、予備加工と成形及び焼鈍の組合せ状態（予備加工
の冷間圧延率や方向、焼鈍条件など）、成品（加工硬化
後）の断面ビッカーズ硬さＨｖ* 、前記落重試験の被衝
撃部の形態などを示す。ここで断面ビッカース硬さは、
圧延方向断面（Ｌ断面）及びその直交方向断面（Ｃ断
面）の両断面にて板厚の１／２及び１／４で各５点、合
計２０点測定した平均値である。尚、測定荷重は９．８
N(１kgf)であった。
る。表１（表１〜表４）に、チタン成品における成分、
形状、予備加工と成形及び焼鈍の組合せ状態（予備加工
の冷間圧延率や方向、焼鈍条件など）、成品（加工硬化
後）の断面ビッカーズ硬さＨｖ* 、前記落重試験の被衝
撃部の形態などを示す。ここで断面ビッカース硬さは、
圧延方向断面（Ｌ断面）及びその直交方向断面（Ｃ断
面）の両断面にて板厚の１／２及び１／４で各５点、合
計２０点測定した平均値である。尚、測定荷重は９．８
N(１kgf)であった。
【００２２】また表１のチタン成品は以下の手順で準備
した。まず各種成分のチタン板を最終成形材の板厚が
３．３mmになるように熱間圧延、一部は更に冷間圧延を
実施した後に焼鈍した。その後、種々の加工度（０〜約
７０％）にて冷間圧延の予備加工を実施した後に、ロー
ラー曲げ加工により１５０Ｒに成形した。ここで予備加
工の冷間圧延は、コイルでの圧延方向と同一方向又は直
交方向にて施した。またローラー曲げ加工にはロールが
千鳥配置された曲げ加工機を用いた。更に一部は高真空
中にて最終または中間での焼鈍処理を実施した。尚、全
てのチタンとも酸化スケールのない金属色であった。
した。まず各種成分のチタン板を最終成形材の板厚が
３．３mmになるように熱間圧延、一部は更に冷間圧延を
実施した後に焼鈍した。その後、種々の加工度（０〜約
７０％）にて冷間圧延の予備加工を実施した後に、ロー
ラー曲げ加工により１５０Ｒに成形した。ここで予備加
工の冷間圧延は、コイルでの圧延方向と同一方向又は直
交方向にて施した。またローラー曲げ加工にはロールが
千鳥配置された曲げ加工機を用いた。更に一部は高真空
中にて最終または中間での焼鈍処理を実施した。尚、全
てのチタンとも酸化スケールのない金属色であった。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】表１（表１〜表４）の比較例であるＮｏ．
１，５，８，９，１３，１６，１９，２３，２６，２９
〜３３，４４は、Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］）及びＦ
ｅ濃度が本発明の範囲内であるが、断面のビッカーズ硬
さ：Ｈｖ* が範囲外であり、本方法の落重試験にて、硬
質な場合には加工硬化の度合いが高過ぎて延性が不十分
なため、チタンが変形できずに割れが発生、伝播し貫通
している。一方、軟質な場合にはチタンの変形抵抗が小
さいため変形が局所化して貫通した。
１，５，８，９，１３，１６，１９，２３，２６，２９
〜３３，４４は、Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］）及びＦ
ｅ濃度が本発明の範囲内であるが、断面のビッカーズ硬
さ：Ｈｖ* が範囲外であり、本方法の落重試験にて、硬
質な場合には加工硬化の度合いが高過ぎて延性が不十分
なため、チタンが変形できずに割れが発生、伝播し貫通
している。一方、軟質な場合にはチタンの変形抵抗が小
さいため変形が局所化して貫通した。
【００２８】これに対して、表１（表１〜表４）の実施
例であるＮｏ．２〜４，６，７，１０〜１２，１４，１
５，１７，１８，２０〜２２，２４，２５，３５，３８
〜４３，４５は、Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］）とＦｅ
濃度及び加工硬化後の断面のビッカーズ硬さ：Ｈｖ* が
本発明の範囲内にあり、適度な加工硬化を施すことによ
り本方法の落重試験にて不貫通となり、表１（表１〜表
４）のＮｏ．４６，４７のチタン合金（Ｔｉ−３Ａｌ−
２．５Ｖ、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ）と
比べても、同等以上の優れた耐衝撃特性を示した。
例であるＮｏ．２〜４，６，７，１０〜１２，１４，１
５，１７，１８，２０〜２２，２４，２５，３５，３８
〜４３，４５は、Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］）とＦｅ
濃度及び加工硬化後の断面のビッカーズ硬さ：Ｈｖ* が
本発明の範囲内にあり、適度な加工硬化を施すことによ
り本方法の落重試験にて不貫通となり、表１（表１〜表
４）のＮｏ．４６，４７のチタン合金（Ｔｉ−３Ａｌ−
２．５Ｖ、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ）と
比べても、同等以上の優れた耐衝撃特性を示した。
【００２９】表１（表１〜表４）の比較例であるＮｏ．
２７，２８，３４は、Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］）が
０．２８質量％超と本発明の範囲より高いため、またＮ
ｏ．３６，３７はＦｅ濃度が０．１５質量％超と本発明
の範囲より高いため、いずれも本方法の落重試験におい
て加工硬化による耐衝撃特性の向上がほとんどなかっ
た。
２７，２８，３４は、Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］）が
０．２８質量％超と本発明の範囲より高いため、またＮ
ｏ．３６，３７はＦｅ濃度が０．１５質量％超と本発明
の範囲より高いため、いずれも本方法の落重試験におい
て加工硬化による耐衝撃特性の向上がほとんどなかっ
た。
【００３０】曲げ成形前に予備加工と焼鈍を組み合わせ
たＮｏ．３８〜４１や、予備加工の冷間圧延を直交方向
に施したＮｏ．３９〜４３も、Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋
［Ｃ］）とＦｅ濃度及び加工硬化後の断面のビッカーズ
硬さ：Ｈｖ* が本発明の範囲内にあり、適度な加工硬化
を施すことにより本方法の落重試験にて不貫通であっ
た。
たＮｏ．３８〜４１や、予備加工の冷間圧延を直交方向
に施したＮｏ．３９〜４３も、Ｓ（［Ｏ］＋［Ｎ］＋
［Ｃ］）とＦｅ濃度及び加工硬化後の断面のビッカーズ
硬さ：Ｈｖ* が本発明の範囲内にあり、適度な加工硬化
を施すことにより本方法の落重試験にて不貫通であっ
た。
【００３１】また冷間圧延の方向についてコイルの圧延
と同一方向に実施したＮｏ．１４と、直交方向に実施し
たＮｏ．４５を比較すると、曲げ成形直前の冷間圧延率
が１０％で硬さもほぼ等しい。しかしながら、本方法の
落重試験の結果では両者とも不貫通であったが、同一方
向に冷間圧延したＮｏ．１４では割れが発生し、直交方
向に冷間圧延したＮｏ．４５では割れが発生せず、Ｎ
ｏ．４５の方が耐衝撃特性に上回っていた。
と同一方向に実施したＮｏ．１４と、直交方向に実施し
たＮｏ．４５を比較すると、曲げ成形直前の冷間圧延率
が１０％で硬さもほぼ等しい。しかしながら、本方法の
落重試験の結果では両者とも不貫通であったが、同一方
向に冷間圧延したＮｏ．１４では割れが発生し、直交方
向に冷間圧延したＮｏ．４５では割れが発生せず、Ｎ
ｏ．４５の方が耐衝撃特性に上回っていた。
【００３２】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、Ａｌ、Ｍ
ｏ、Ｖなどの合金化素を添加することなく、一般的に純
チタンに含まれるＯ，Ｎ，Ｃ，Ｆｅ濃度を所定の範囲内
にし冷間加工性を確保しつつ、且つチタン成品へ成形す
る前及びその途中で実施する予備加工や焼鈍を組み合わ
せて、加工硬化させた状態のチタン成品そのものの断面
ビッカース硬さをその成分濃度に応じた所定の範囲に調
整することによって、耐衝撃特性に優れたチタン及びそ
の製造方法が得られる。
ｏ、Ｖなどの合金化素を添加することなく、一般的に純
チタンに含まれるＯ，Ｎ，Ｃ，Ｆｅ濃度を所定の範囲内
にし冷間加工性を確保しつつ、且つチタン成品へ成形す
る前及びその途中で実施する予備加工や焼鈍を組み合わ
せて、加工硬化させた状態のチタン成品そのものの断面
ビッカース硬さをその成分濃度に応じた所定の範囲に調
整することによって、耐衝撃特性に優れたチタン及びそ
の製造方法が得られる。
【図１】チタンの成分Ｏ、Ｎ、Ｃの合計濃度；Ｓ
（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］）及び加工硬化後の断面ビッ
カース硬さ：Ｈｖ* と落重試験による耐衝撃特性の関係
を示す図である。
（［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］）及び加工硬化後の断面ビッ
カース硬さ：Ｈｖ* と落重試験による耐衝撃特性の関係
を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６７３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６７３ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ (72)発明者 正木 基身 東京都千代田区大手町２丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内 (72)発明者 三浦 和行 東京都港区赤坂７丁目１番16号 日本エ ム・アイ・シー株式会社内 (72)発明者 大矢 龍夫 東京都港区赤坂７丁目１番16号 日本エ ム・アイ・シー株式会社内 Ｆターム(参考） 4E003 AA02 AA03 BA01
Claims (4)
- 【請求項１】 ＯとＮ、Ｃの合計Ｓが０．０４〜０．２
７質量％、Ｆｅが０．１質量％以下、残部がＴｉ及び不
可避な不純物よりなり、且つ加工により硬化させること
により断面部のビッカース硬さ：Ｈｖ* が下記の式
（１）、式（２）、式（３）のいずれかを満たすことを
特徴とする耐衝撃特性に優れたチタン。 ０．０４≦Ｓ≦０．０９（質量％）の場合、 １５０≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ ……………式（１） ０．０９＜Ｓ≦０．２０（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦４００×Ｓ＋１７５ …式（２） ０．２０＜Ｓ≦０．２７（質量％）の場合、 ５１０×Ｓ＋１０４≦Ｈｖ* ≦２５５ ……………式（３） ここで、Ｓ：［Ｏ］＋［Ｎ］＋［Ｃ］ Ｈｖ* ：加工硬化後の断面部におけるビッカース硬さ - 【請求項２】 成品形状に成形加工した後のチタンの断
面ビッカース硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、
式（３）のいずれかを満たすように成形加工前に被成形
材に予備加工を施すことを特徴とする請求項１に記載す
る耐衝撃特性に優れたチタンを製造する方法。 - 【請求項３】 成品形状に成形加工した後のチタンの断
面ビッカース硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、
式（３）のいずれかを満たすように、成形加工前の被成
形板への予備加工において、それ以前での熱間圧延或い
は冷間圧延とは直交する方向にロールを用いた圧延又は
矯正、或いはその両方を施すことを特徴とする請求項１
に記載する耐衝撃特性に優れたチタンを製造する方法。 - 【請求項４】 成品形状に成形加工した後のチタンの断
面ビッカース硬さ：Ｈｖ* が上記式（１）、式（２）、
式（３）のいずれかを満たすように成形加工の前或いは
途中で焼鈍を実施することを特徴とする請求項１に記載
する耐衝撃特性に優れたチタンを製造する方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000074405A JP4065644B2 (ja) | 2000-03-16 | 2000-03-16 | 耐衝撃特性に優れた耐衝撃用冷間加工硬化チタン成品及びその製造方法 |
| US09/919,392 US6719856B2 (en) | 2000-03-16 | 2001-07-31 | Titaniums having excellent impact resistance and manufacturing methods |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000074405A JP4065644B2 (ja) | 2000-03-16 | 2000-03-16 | 耐衝撃特性に優れた耐衝撃用冷間加工硬化チタン成品及びその製造方法 |
| US09/919,392 US6719856B2 (en) | 2000-03-16 | 2001-07-31 | Titaniums having excellent impact resistance and manufacturing methods |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001262257A true JP2001262257A (ja) | 2001-09-26 |
| JP4065644B2 JP4065644B2 (ja) | 2008-03-26 |
Family
ID=26587700
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000074405A Expired - Lifetime JP4065644B2 (ja) | 2000-03-16 | 2000-03-16 | 耐衝撃特性に優れた耐衝撃用冷間加工硬化チタン成品及びその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6719856B2 (ja) |
| JP (1) | JP4065644B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011153350A (ja) * | 2010-01-27 | 2011-08-11 | Kobe Steel Ltd | 冷間圧延性に優れた高強度チタン板 |
| JP2011195884A (ja) * | 2010-03-19 | 2011-10-06 | Kobe Steel Ltd | 高強度で強度安定性に優れたチタンコイル |
| JP2013095964A (ja) * | 2011-10-31 | 2013-05-20 | Kobe Steel Ltd | チタン板、チタン板の製造方法、およびプレート式熱交換器の熱交換プレートの製造方法 |
| CN103403203A (zh) * | 2011-02-24 | 2013-11-20 | 新日铁住金株式会社 | 在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板及其制造方法 |
| CN114000074A (zh) * | 2020-07-28 | 2022-02-01 | 中国航发商用航空发动机有限责任公司 | 一种航空钛合金部件及其制备方法 |
| CN117943403A (zh) * | 2024-03-27 | 2024-04-30 | 广州众山精密科技有限公司 | 一种具有高结合强度的钛铝层状复合材料及其制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE102014010032B4 (de) * | 2014-07-08 | 2017-03-02 | Technische Universität Braunschweig | Titanlegierung |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2052920A1 (ja) * | 1969-06-30 | 1971-04-16 | Ugine Kuhlmann | |
| DE4309176C2 (de) * | 1993-03-22 | 1995-10-19 | Siemens Ag | Verfahren zum Festwalzen eines Bauteils |
-
2000
- 2000-03-16 JP JP2000074405A patent/JP4065644B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
2001
- 2001-07-31 US US09/919,392 patent/US6719856B2/en not_active Expired - Fee Related
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| JP2011195884A (ja) * | 2010-03-19 | 2011-10-06 | Kobe Steel Ltd | 高強度で強度安定性に優れたチタンコイル |
| CN103403203A (zh) * | 2011-02-24 | 2013-11-20 | 新日铁住金株式会社 | 在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板及其制造方法 |
| JP2013095964A (ja) * | 2011-10-31 | 2013-05-20 | Kobe Steel Ltd | チタン板、チタン板の製造方法、およびプレート式熱交換器の熱交換プレートの製造方法 |
| CN114000074A (zh) * | 2020-07-28 | 2022-02-01 | 中国航发商用航空发动机有限责任公司 | 一种航空钛合金部件及其制备方法 |
| CN117943403A (zh) * | 2024-03-27 | 2024-04-30 | 广州众山精密科技有限公司 | 一种具有高结合强度的钛铝层状复合材料及其制备方法 |
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