JP2013076110A - Substrate constituted of titanium alloy and titanium, and method of treating surface thereof - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、チタン合金およびチタンからなる基体とその表面処理方法に関するものである。 The present invention relates to a substrate made of a titanium alloy and titanium and a surface treatment method thereof.
優れた比強度、耐食性を有し、軽量構造材料として広く普及しているチタン部材は、チタン元素を高純度で含む、工業用純チタンからなる部材（純チタン部材）と、純チタンに他の元素を添加した、チタン合金からなる部材（チタン合金部材）とに大別される。チタン合金部材は、機械的な強度を純チタン部材よりも高めたものであるが、冷間加工性に乏しいため、十分な成形性が得られないという難点がある。 Titanium members that have excellent specific strength and corrosion resistance and are widely used as lightweight structural materials are made of pure titanium for industrial use (pure titanium members) containing titanium element in high purity, pure titanium and other materials. It is roughly classified into a member (titanium alloy member) made of a titanium alloy to which an element is added. The titanium alloy member has a mechanical strength higher than that of a pure titanium member, but has a problem that sufficient formability cannot be obtained because of poor cold workability.
また、純チタン部材およびチタン合金部材の強度あるいは摺動特性を純チタン部材よりも高めたものであるが、強度をさらに高めるためのさまざま表面改質が行われており、例えば、表面に対してコーティング、窒化処理、酸化処理等を行うことにより、硬化層を形成する方法が知られている。ただし、こうした方法により形成される硬化層は、一般的に厚目であり、かつ脆性的であるため、硬化層を形成した純チタン部材およびチタン合金部材の高サイクル数の疲労強度（高サイクル疲労強度）はそれぞれ低下する。 In addition, the strength or sliding characteristics of pure titanium members and titanium alloy members are higher than those of pure titanium members, but various surface modifications have been made to further increase the strength. A method of forming a hardened layer by performing coating, nitriding treatment, oxidation treatment or the like is known. However, since the hardened layer formed by such a method is generally thick and brittle, the fatigue strength (high cycle fatigue) of pure titanium members and titanium alloy members on which the hardened layer is formed is high. (Strength) decreases.
そこで、チタン合金部材の機械的な強度をさらに高めるとともに、高サイクル疲労強度を向上させる方法として、微粒子ピーニング（ショットピーニング）法を用いた方法が提案されている（非特許文献１）。微粒子ピーニング法は、目的に応じた材質により構成された微粒子（不純物）を、圧縮性の気体に混合して、金属等の基体の表面に高速衝突させるものである。本発明者は、微粒子ピーニング法を用いて、チタン合金あるいはチタンからなる基体の表面近傍領域に、不純物を高速拡散させ、表面近傍領域の固溶強化と組織改質を生じさせることにより、チタン合金部材あるいは純チタン部材の高サイクル疲労強度の向上を、実現させようとしている。 Therefore, a method using a fine particle peening (shot peening) method has been proposed as a method for further increasing the mechanical strength of the titanium alloy member and improving the high cycle fatigue strength (Non-Patent Document 1). In the fine particle peening method, fine particles (impurities) made of a material according to the purpose are mixed with a compressible gas and collided with the surface of a substrate such as a metal at high speed. The present inventor uses a fine particle peening method to rapidly diffuse impurities in a region near the surface of a substrate made of titanium alloy or titanium, thereby causing solid solution strengthening and texture modification in the region near the surface. Improvement of high cycle fatigue strength of members or pure titanium members is being realized.
ところで、チタン合金からなる基体は、疲労強度に優れる等軸α相組織とクリープ強度に優れる針状α相組織に大別される。チタン合金からなる基体の成形後にこれら組織を任意組み合わせるためには、熱処理によって加熱した際、α相とβ相からなる二相状態を部材の表層と内部とで異なるように制御すること、さらには急速加熱および急速冷却を含む精緻な温度制御、雰囲気制御が必要であり、それを実現するための表面処理方法が求められている。特に、表面近傍領域に等軸α相組織を形成し、内側には任意のα＋β相組織を形成することの有効性が高い。 By the way, a substrate made of a titanium alloy is roughly classified into an equiaxed α-phase structure excellent in fatigue strength and an acicular α-phase structure excellent in creep strength. In order to arbitrarily combine these structures after forming a substrate made of a titanium alloy, when heated by heat treatment, the two-phase state consisting of an α phase and a β phase is controlled to be different between the surface layer and the inside of the member. Precise temperature control and atmosphere control including rapid heating and rapid cooling are required, and a surface treatment method for realizing it is required. In particular, it is highly effective to form an equiaxed α phase structure in the region near the surface and to form an arbitrary α + β phase structure on the inner side.
本発明は、以上のような点を考慮してなされたものであり、チタン合金およびチタンからなる基体の表面近傍領域を硬化し、機械的な強度を向上させるとともに、疲労強度を向上させることを可能とする、チタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in consideration of the above points, and is intended to harden a region near the surface of a substrate made of titanium alloy and titanium to improve mechanical strength and improve fatigue strength. An object of the present invention is to provide a surface treatment method for a substrate made of a titanium alloy and titanium.
また、本発明は、機械的な強度および疲労強度を向上させた、チタン合金およびチタンからなる基体を提供することを目的とする。 Another object of the present invention is to provide a titanium alloy and a substrate made of titanium with improved mechanical strength and fatigue strength.
本発明の請求項１に係るチタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法は、チタン合金およびチタンからなる基体の表面に微粒子ピーニング処理を行う工程Ａと、温度帯域Ｔ１において第一の熱処理を行う工程Ｂと、温度帯域Ｔ２において第二の熱処理を行う工程Ｃと、温度帯域Ｔ３において第三の熱処理を行う工程Ｄと、を順に備え、前記温度帯域は、Ｔ１＞Ｔ２＞Ｔ３の関係にあり、前記Ｔ１は９００℃以上１０００℃以下であることを特徴とする。 The surface treatment method for a substrate made of titanium alloy and titanium according to claim 1 of the present invention includes the step A of performing fine particle peening on the surface of the substrate made of titanium alloy and titanium, and the first heat treatment in the temperature zone T1. Step B, Step C for performing the second heat treatment in the temperature zone T2, and Step D for performing the third heat treatment in the temperature zone T3 are sequentially provided, and the temperature zone has a relationship of T1> T2> T3. The T1 is 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
本発明の請求項２に係るチタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法は、請求項１において、前記温度帯域Ｔ１を制御することにより、前記基体の表面近傍領域の硬さを調整することを特徴とする。 According to a second aspect of the present invention, there is provided a surface treatment method for a substrate made of a titanium alloy and titanium according to the first aspect, wherein the hardness of a region near the surface of the substrate is adjusted by controlling the temperature zone T1. Features.
本発明の請求項３に係るチタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法は、請求項１または２において、前記第一の熱処理を行う時間ｔ１を制御することにより、前記表面近傍領域の厚み方向に占める微細複合組織層の割合を調整することを特徴とする。 According to a third aspect of the present invention, there is provided a surface treatment method for a substrate made of a titanium alloy and titanium according to the first or second aspect, wherein the time direction of the first heat treatment is controlled to control the thickness direction of the surface vicinity region. It is characterized by adjusting the proportion of the fine composite structure layer occupying.
本発明の請求項４に係るチタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法は、請求項１〜３のいずれか一項において、前記第一の熱処理および前記第二の熱処理を、液体リチウム中に浸漬して行うことを特徴とする。 According to a fourth aspect of the present invention, there is provided a surface treatment method for a substrate comprising a titanium alloy and titanium according to any one of the first to third aspects, wherein the first heat treatment and the second heat treatment are performed in liquid lithium. It is characterized by being immersed.
本発明の請求項５に係るチタン合金およびチタンからなる基体は、チタン合金およびチタンからなる基体であって、前記基体の表面近傍領域が、表面側から順に形成され得る、非晶質層、微細粒層、サブミクロン粒層、ミクロン粒層のうち、いくつかの層あるいはすべての層を含む微細複合組織からなることを特徴とする。 The substrate made of titanium alloy and titanium according to claim 5 of the present invention is a substrate made of titanium alloy and titanium, wherein the surface vicinity region of the substrate can be formed in order from the surface side. It is characterized by comprising a fine composite structure including some or all of the grain layer, submicron grain layer, and micron grain layer.
本発明の請求項６に係るチタン合金およびチタンからなる基体は、請求項５において、前記微細粒層、サブミクロン粒層はα相をなし、前記ミクロン粒層はβ相をなしていることを特徴とする。 The substrate made of titanium alloy and titanium according to claim 6 of the present invention is the substrate according to claim 5, wherein the fine particle layer and the submicron particle layer form an α phase, and the micro particle layer forms a β phase. Features.
本発明の請求項７に係るチタン合金およびチタンからなる基体は、請求項５または６において、前記非晶質層および微細粒層は酸素あるいは窒素元素を含み、前記ミクロン粒層は鉄元素を含むことを特徴とする。 The substrate made of titanium alloy and titanium according to claim 7 of the present invention is the substrate according to claim 5 or 6, wherein the amorphous layer and fine grain layer contain oxygen or nitrogen element, and the micron grain layer contains iron element. It is characterized by that.
本発明に係る、チタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法によれば、微粒子ピーニング処理を行った後に、９００℃以上１０００℃以下の温度帯域において、第一の熱処理を行う。この第一の熱処理により、基体の表面近傍領域では、α相を安定化する不純物元素の偏析と固溶により、高強度で微細かつ等軸のα相組織構造が形成される。一方、基体の内側はβ相に変態あるいはβ相領域が拡大するため、β相を安定化する不純物元素は表面近傍領域を内側に高速拡散する。その結果、α相組織構造よりも内側に不純物元素が濃化した高強度で微細かつ等軸のβ相が形成される。そして、第一の熱処理後に、第一の熱処理よりも低い温度帯域における第二、第三の熱処理を行って、基体を冷却することにより、内部はα相またはα＋β組織に変態し、高強度で微細なα相組織とβ相組織とが、基体の最表面に集中して分布するように形成される。したがって、チタン合金およびチタンからなる基体の表面近傍領域を硬化させることができ、機械的な強度が向上するとともに疲労強度が向上し、かつ成形性を有するように、チタン合金およびチタンからなる基体を加工することができる。 According to the surface treatment method for a substrate made of a titanium alloy and titanium according to the present invention, the first heat treatment is performed in the temperature range of 900 ° C. or more and 1000 ° C. or less after the fine particle peening treatment. By this first heat treatment, a high-strength, fine and equiaxed α-phase structure is formed in the region near the surface of the substrate due to segregation and solid solution of the impurity element that stabilizes the α-phase. On the other hand, since the inner side of the substrate is transformed into the β phase or the β phase region is expanded, the impurity element that stabilizes the β phase diffuses quickly in the region near the surface. As a result, a high-strength, fine and equiaxed β-phase is formed in which impurity elements are concentrated inside the α-phase structure. Then, after the first heat treatment, by performing the second and third heat treatments in a temperature range lower than the first heat treatment, and cooling the substrate, the inside is transformed into an α phase or α + β structure, and has a high strength. The fine α phase structure and β phase structure are formed so as to be concentrated on the outermost surface of the substrate. Therefore, the substrate made of titanium alloy and titanium is cured so that the region near the surface of the substrate made of titanium alloy and titanium can be cured, the mechanical strength is improved, the fatigue strength is improved, and the moldability is obtained. Can be processed.
また、本発明に係る、チタン合金およびチタンからなる基体の構成によれば、基体の表面近傍領域に形成する、不純物元素が偏析した微細複合組織は、短時間加熱かつ変態温度（βトランザス）直上および直下において得ることができる。そのため、基体の表面近傍領域よりも母相側には、加熱温度の選択により任意の熱処理組織を得ることができる。したがって、成形後のチタン合金部材および純チタン部材への適用ができ、機械的な強度および疲労強度を向上させたチタン合金および純チタン部材からなる基体を得ることができる。 In addition, according to the structure of the substrate made of titanium alloy and titanium according to the present invention, the fine composite structure formed in the vicinity of the surface of the substrate and segregating impurity elements is heated for a short time and immediately above the transformation temperature (β transus). And can be obtained directly below. Therefore, an arbitrary heat-treated structure can be obtained by selecting the heating temperature closer to the parent phase side than the surface vicinity region of the substrate. Therefore, it can be applied to a formed titanium alloy member and a pure titanium member, and a base body made of a titanium alloy and a pure titanium member with improved mechanical strength and fatigue strength can be obtained.
以下、好適な実施形態に基づき、図面を参照して本発明を説明する。 Hereinafter, based on a preferred embodiment, the present invention will be described with reference to the drawings.
＜第一実施形態＞
第一実施形態に係る、チタン合金からなる基体の表面処理方法について説明する。チタン合金からなる基体の表面処理方法は、工程Ａ〜Ｄを順に少なくとも含んでいる。まず、工程Ａとして、チタン合金からなる基体（部材）の表面に対して、鉄（Ｆｅ）粒子を用いた微粒子ピーニング（ショットピーニング、ＦＰＢ）処理を行う。
<First embodiment>
A surface treatment method for a substrate made of a titanium alloy according to the first embodiment will be described. The surface treatment method for a substrate made of a titanium alloy includes at least steps A to D in order. First, as step A, fine particle peening (shot peening, FPB) treatment using iron (Fe) particles is performed on the surface of a substrate (member) made of a titanium alloy.
微粒子ピーニング処理は、微粒子を圧縮性の気体に混合し、それらを、金属からなる基体の表面に高速衝突させて行う処理である。なお、微粒子の構成元素（構成材料）は、目的に応じて随時選択されるが、ここでは、鉄（Ｆｅ）元素を含んだ微粒子を選択した場合を、例として説明する。 The fine particle peening process is a process performed by mixing fine particles with a compressible gas and causing them to collide with the surface of a base made of metal at high speed. The constituent elements (constituent materials) of the fine particles are selected at any time according to the purpose. Here, a case where fine particles containing iron (Fe) elements are selected will be described as an example.
微粒子ピーニング処理中は、基体の最表面において、急熱および急冷が繰り返され、同時に材料表面の局所領域に、多方向、多段、非同期の強加工が導入される。この処理を行うことにより、微細で靭性に富む緻密な組織を形成して表面硬化が得られるとともに、破壊の起点となる表面異常層の除去や圧縮残留応力の付与による疲労強度の向上、および表面性状を微小ディンプルへ変化させることによる、摩擦摩耗特性の向上を図ることができる。 During the fine particle peening process, rapid heating and rapid cooling are repeated on the outermost surface of the substrate, and at the same time, multi-directional, multi-stage, asynchronous strong processing is introduced into a local region of the material surface. By carrying out this treatment, a fine structure rich in toughness is formed and surface hardening can be obtained, and the fatigue strength is improved by removing the abnormal surface layer that is the starting point of fracture and applying compressive residual stress, and the surface Friction and wear characteristics can be improved by changing the properties to fine dimples.
次に、工程Ｂ〜Ｄとして、微粒子ピーニング処理された基体１００に対して熱処理を行う。図１は、チタン合金からなる基体の表面処理方法について、説明する図である。図１には、工程Ａを経て、被処理面１ａに微粒子ピーニング処理を施された基体１（上側）と、基体１に対して、工程Ｂ〜Ｄの熱処理を行って加工した基体２（下側）とが、示されている。熱処理にともない、基体２の微粒子ピーニング処理を施された側の表面近傍領域には、厚さｄ１の改質層２Ｂが形成される。そして、図１に示すように、工程Ｂ〜Ｄの熱処理後の基体２は、改質層２Ｂを除いた層（非改質層）２Ａとで構成される。 Next, as steps B to D, heat treatment is performed on the substrate 100 that has been subjected to the fine particle peening treatment. FIG. 1 is a diagram for explaining a surface treatment method for a substrate made of a titanium alloy. FIG. 1 shows a substrate 1 (upper side) that has been subjected to fine particle peening treatment on the surface to be processed 1a after step A, and a substrate 2 (lower side) that has been processed by performing heat treatment in steps B to D on the substrate 1. Side). Along with the heat treatment, a modified layer 2B having a thickness d1 is formed in the vicinity of the surface of the substrate 2 on the side subjected to the fine particle peening treatment. And as shown in FIG. 1, the base | substrate 2 after the heat processing of process BD is comprised by the layer (non-modified layer) 2A except the modified layer 2B.
図２は、微粒子ピーニング処理が施された基体１００に対して行う、工程Ｂ〜Ｄの熱処理の温度履歴について、説明するグラフである。横軸は工程Ｂの熱処理を開始してから経過した時間（処理時間）を示し、縦軸は熱処理の温度を示している。 FIG. 2 is a graph for explaining the temperature history of the heat treatment in Steps B to D performed on the substrate 100 that has been subjected to the fine particle peening treatment. The horizontal axis indicates the time (processing time) that has elapsed since the start of the heat treatment in step B, and the vertical axis indicates the temperature of the heat treatment.
まず、工程Ｂとして、処理時間をｔ１として、９００℃以上〜１０００℃以下の温度帯域Ｔ１において、基体１００に対して第一の熱処理を行う。処理時間ｔ１は、１〜３０分程度であることが望ましい。第一の熱処理は、９００℃以上〜１０００℃以下の温度に加熱した、第一の液体リチウム（Ｌｉ）中に、微粒子ピーニング処理を行った基体１００を浸漬した状態で保持して行う。これにより、基体１００は急速加熱されて、第一の液体Ｌｉと同じ温度となる。 First, as the process B, a first heat treatment is performed on the substrate 100 in a temperature range T1 of 900 ° C. to 1000 ° C. with a processing time t1. The processing time t1 is desirably about 1 to 30 minutes. The first heat treatment is performed by holding the substrate 100 subjected to the fine particle peening treatment in a first liquid lithium (Li) heated to a temperature of 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. Thereby, the base body 100 is rapidly heated to the same temperature as the first liquid Li.
続いて、工程Ｃとして、処理時間をｔ２として、基体に対して第二の熱処理を行う。処理時間ｔ２は、３０秒程度であることが望ましい。第二の熱処理は、温度帯域Ｔ１よりも低い温度帯域Ｔ２において行う必要があり、例えば２００℃程度であることが望ましい。したがって、第二の熱処理は、例えば２００℃程度の温度に加熱した、第二の液体リチウム（Ｌｉ）中に、第一の熱処理を行った基体を浸漬した状態で保持して行う。これにより、基体は急速冷却されて、第二の液体Ｌｉと同じ温度となる。 Subsequently, as a process C, a second heat treatment is performed on the substrate at a treatment time t2. The processing time t2 is desirably about 30 seconds. The second heat treatment needs to be performed in a temperature zone T2 lower than the temperature zone T1, and is preferably about 200 ° C., for example. Therefore, the second heat treatment is performed by holding the substrate subjected to the first heat treatment in a second liquid lithium (Li) heated to a temperature of about 200 ° C., for example. Thereby, the base body is rapidly cooled to the same temperature as the second liquid Li.
続いて、工程Ｄとして、処理時間をｔ３として、基体に対して第三の熱処理を行う。第三の熱処理は、温度帯域Ｔ２よりも低い温度帯域Ｔ３において行う必要があり、例えば室温程度であることが望ましい。したがって、例えば基体を空気中に放置（空冷）して行う。これにより、基体はさらに冷却されて、室温程度の温度となる。 Subsequently, as a process D, a third heat treatment is performed on the substrate at a processing time t3. The third heat treatment needs to be performed in a temperature zone T3 lower than the temperature zone T2, and is preferably about room temperature, for example. Therefore, for example, the substrate is left in the air (air-cooled). Thereby, the substrate is further cooled to a temperature of about room temperature.
液体Ｌｉは、水の約１００倍の熱伝導度を有するため、上述したように液体Ｌｉを用いることにより、基体の温度を、従来の熱処理技術と比較して、１０分の１以下の範囲において制御することができ、基体の急速な加熱、冷却を実現することができる。また、液体Ｌｉは強力な還元剤であるため、熱処理中に、ガス成分の吸着を遮蔽して基体の表面を洗浄する効果が得られる。 Since liquid Li has a thermal conductivity about 100 times that of water, by using liquid Li as described above, the temperature of the substrate can be reduced to one-tenth or less in comparison with conventional heat treatment techniques. It can be controlled, and rapid heating and cooling of the substrate can be realized. Also, since liquid Li is a strong reducing agent, the effect of cleaning the surface of the substrate by shielding the adsorption of gas components during heat treatment can be obtained.
図３（ａ）は、工程Ａとして行う微粒子ピーニング処理後の基体１の被処理面近傍領域における断面写真である。表面には、微粒子ピーニングにともなう練り込み組織（１ａ）が、形成されている。そして、基体１の厚み方向（写真の上下方向）に対して線状に延びるように、複数のβ相（２Ｂ５）が形成され、各β相に挟まれた領域を埋めるように、α相（２Ｂ３）が形成されている。 FIG. 3A is a cross-sectional photograph of a region in the vicinity of the surface to be processed of the substrate 1 after the fine particle peening process performed as the process A. A kneaded structure (1a) accompanying fine particle peening is formed on the surface. Then, a plurality of β phases (2B5) are formed so as to extend linearly with respect to the thickness direction of the substrate 1 (the vertical direction of the photograph), and the α phase ( 2B3) is formed.
図３（ｂ）は、工程Ｂとして、第一の熱処理を９００℃で１分間行った場合に製造される、基体２の改質層２Ｂの表面近傍領域における断面写真である。α相（２Ｂ３）が、基体２の最表面２ａ側に偏って分布するように形成されており、最表面２ａから離れた領域においては、α相（２Ｂ３）と変態組織（２Ｂ５）とが混在した状態で分布するように形成されている。なお、変態組織は、β相域からの急速冷却に伴い、Ｗｉｄｍａｎｓｔａｔｔｅｎ状組織構造を呈している。 FIG. 3B is a cross-sectional photograph in the vicinity of the surface of the modified layer 2B of the substrate 2 manufactured when the first heat treatment is performed at 900 ° C. for 1 minute as the process B. The α phase (2B3) is formed so as to be distributed unevenly toward the outermost surface 2a side of the base 2, and in the region away from the outermost surface 2a, the α phase (2B3) and the transformation structure (2B5) are mixed. It is formed so that it is distributed in the state. Note that the transformation structure exhibits a Widmanstatten-like structure structure with rapid cooling from the β-phase region.
図３（ｃ）は、工程Ｂとして、第一の熱処理を９５０℃で１分間行った場合に製造される、基体２の改質層２Ｂ側の表面近傍領域における断面写真である。α相（２Ｂ３）が、基体の最表面２ａから浅い位置に集中して分布するように形成されており、α相（２Ｂ３）よりも内側に変態組織（２Ｂ５）が一様に形成されている。なお、変態組織は、β相域からの急速冷却に伴い、Ｗｉｄｍａｎｓｔａｔｔｅｎ状組織構造を呈している。図３（ｃ）に示した基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域の構成は、第一の熱処理温度を、９３４℃以上１０００℃以下とした場合において得られることが、本発明者の追加実験により確認されている。 FIG. 3C is a cross-sectional photograph in the vicinity of the surface of the base 2 on the modified layer 2B side, which is manufactured when the first heat treatment is performed at 950 ° C. for 1 minute as Step B. The α phase (2B3) is formed so as to be concentrated and distributed at a shallow position from the outermost surface 2a of the substrate, and the transformed structure (2B5) is uniformly formed inside the α phase (2B3). . Note that the transformation structure exhibits a Widmanstatten-like structure structure with rapid cooling from the β-phase region. The present inventor adds that the configuration of the surface vicinity region on the modified layer 2B side of the substrate shown in FIG. 3C can be obtained when the first heat treatment temperature is set to 934 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. It has been confirmed by experiments.
図３（ｂ）の写真と図３（ｃ）の写真との比較により、第一の熱処理の温度が高いほど、α相（２Ｂ３）が、基体の最表面２ａから浅い位置に、集中して分布する傾向があることが分かる。すなわち、第一の熱処理の温度帯域Ｔ１を制御することにより、基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域において、硬さを調整することができる。 According to a comparison between the photograph of FIG. 3B and the photograph of FIG. 3C, the higher the temperature of the first heat treatment, the more the α phase (2B3) is concentrated at a shallow position from the outermost surface 2a of the substrate. It can be seen that there is a tendency to distribute. That is, by controlling the temperature zone T1 of the first heat treatment, the hardness can be adjusted in the surface vicinity region of the base on the modified layer 2B side.
図３（ｂ）および（ｃ）に示す状態における、基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域における構成について、図４を用いて説明する。図４は、図３（ｃ）に示した改質層２Ｂ側の表面近傍領域のうち、一部の領域Ｒ１における、最表面２ａからの深さｄが２０μｍ程度の部分を拡大し、改質層２Ｂ側の表面近傍領域の構成例を、模式的に示しものである。改質層２Ｂ側の表面近傍領域は、母相（２Ｂ６）側からミクロン粒層（２Ｂ５）、サブミクロン粒層（２Ｂ４）、微細粒層（２Ｂ３）、非晶質層（２Ｂ２）の順に積層されてなる。 The structure in the surface vicinity region on the modified layer 2B side of the substrate in the state shown in FIGS. 3B and 3C will be described with reference to FIG. FIG. 4 is an enlarged view of a portion of the region R1 near the surface of the modified layer 2B shown in FIG. 3C where the depth d from the outermost surface 2a is about 20 μm. The structural example of the surface vicinity area | region by the side of the layer 2B is shown typically. In the vicinity of the surface on the modified layer 2B side, the micron layer (2B5), the submicron layer (2B4), the fine layer (2B3), and the amorphous layer (2B2) are laminated in this order from the parent phase (2B6) side. Being done.
なお、最表面の一部領域には、練り込み組織（２Ｂ１）が残留する場合がある。練り込み組織（２Ｂ１）は、微粒子ピーニング処理を行った際に、微粒子が基体の表面に衝突することによって形成されるものであり、衝突した微粒子の構成元素を含んでいる。 In some cases, the kneaded structure (2B1) may remain in a part of the outermost surface. The kneaded structure (2B1) is formed when the fine particles collide with the surface of the substrate when the fine particle peening treatment is performed, and includes constituent elements of the collided fine particles.
ミクロン粒層（２Ｂ５）はβ相であり、平均粒子径を１１４４〜２７９９ｎｍとする粒で構成された、厚さが４．３４〜１０．９μｍの層である。サブミクロン粒層（２Ｂ４）はα相であり、平均粒子径を５５７ｎｍとする粒で構成された、厚さが４７５ｎｍの層である。 The micron grain layer (2B5) is a β-phase layer composed of grains having an average particle diameter of 1144 to 2799 nm and a thickness of 4.34 to 10.9 μm. The sub-micron grain layer (2B4) is an α phase, and is a layer having a thickness of 475 nm and composed of grains having an average particle diameter of 557 nm.
微細粒層（２Ｂ３）はα相であり、平均粒子径を２７２ｎｍとする粒で構成された、厚さが７９６ｎｍの層である。微細粒複合層（２Ｂ３）は、α相をなしており、延性、靱性を有する。非晶質層（２Ｂ２）の厚さは６５８ｎｍである。 The fine-grained layer (2B3) is an α phase, and is a layer having a thickness of 796 nm made of grains having an average particle diameter of 272 nm. The fine-grain composite layer (2B3) forms an α phase and has ductility and toughness. The thickness of the amorphous layer (2B2) is 658 nm.
図４に示したように、改質層２Ｂ側の表面近傍領域において、α相をなす微細粒層（２Ｂ３）が形成されている。また、改質層２Ｂ側の表面近傍領域において、微細粒層（２Ｂ３）よりも母相（２Ｂ６）側に、強度、加工性に優れたβ相をなすミクロン粒層（２Ｂ５）が、さらに形成されている。したがって、基体２は、機械的な強度および疲労強度を向上させ、さらに変形能を有するように構成されていることになる。 As shown in FIG. 4, a fine grain layer (2B3) forming an α phase is formed in the surface vicinity region on the modified layer 2B side. Further, in the region near the surface on the modified layer 2B side, a micron grain layer (2B5) forming a β phase having excellent strength and workability is further formed on the matrix phase (2B6) side than the fine grain layer (2B3). Has been. Therefore, the base body 2 is configured to improve mechanical strength and fatigue strength and to have deformability.
図４に示した、基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域を構成する主要な元素について、図５（ａ）および（ｂ）を用いて説明する。図５（ａ）は、図４に示した、改質層２Ｂ側の表面近傍領域における、非晶質層（２Ｂ２）と微細粒複合層（２Ｂ３）を含む領域Ｒ２を拡大し、領域Ｒ２を構成する主要な元素について、分析したものである。非晶質層（２Ｂ２）、微細粒複合層（２Ｂ３）には、それぞれ酸素元素（Ｏ）、窒素元素（Ｎ）が、高濃度で偏析している。 The main elements constituting the surface vicinity region on the modified layer 2B side of the substrate shown in FIG. 4 will be described with reference to FIGS. 5 (a) and 5 (b). FIG. 5A enlarges the region R2 including the amorphous layer (2B2) and the fine grain composite layer (2B3) in the region near the surface on the modified layer 2B side shown in FIG. This is an analysis of the main constituent elements. In the amorphous layer (2B2) and the fine-grain composite layer (2B3), oxygen element (O) and nitrogen element (N) are segregated at high concentrations, respectively.
また、図５（ｂ）は、図４に示した、改質層２Ｂ側の表面近傍領域における、サブミクロン粒層（２Ｂ４）とミクロン粒層（２Ｂ５）を含む領域Ｒ３を拡大し、領域Ｒ３を構成する主要な元素について、分析したものである。ミクロン粒層（２Ｂ５）には、鉄元素（Ｆｅ）が高濃度で偏析している。 FIG. 5B is an enlarged view of the region R3 including the submicron particle layer (2B4) and the micron particle layer (2B5) in the region near the surface on the modified layer 2B side shown in FIG. This is an analysis of the main elements that make up. In the micron grain layer (2B5), iron element (Fe) is segregated at a high concentration.
基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域に、高濃度で偏析する酸素元素、窒素元素、鉄元素は、工程Ａとして微粒子ピーニング処理を行った際に、残留したものである。すなわち、微粒子ピーニング処理に用いた微粒子が、基体２に衝突して壊れ、微粒子を構成する鉄元素とともに、微粒子の表面に付着していた酸素元素および窒素元素が、基体の改質層２Ｂ側の表面近傍の領域に混入したものである。 Oxygen elements, nitrogen elements, and iron elements that segregate at a high concentration in the vicinity of the surface of the substrate on the modified layer 2B side remain when the fine particle peening treatment is performed as step A. That is, the fine particles used in the fine particle peening treatment collide with the base 2 and break, and the oxygen element and nitrogen element adhering to the surface of the fine particles together with the iron element constituting the fine particles are on the modified layer 2B side of the base. It is mixed in the area near the surface.
すなわち、工程Ａとして微粒子ピーニング処理を行うことにより、α相をなす微細粒層（２Ｂ３）の近傍領域に酸素元素を偏析させることができ、α相の組織構造を安定化させることができる。また、この微粒子ピーニング処理を、鉄元素を含んだ微粒子を用いて行うことにより、β相をなすミクロン粒層（２Ｂ５）に鉄元素を偏析させることができ、β相の組織構造を安定化させることができる。 That is, by performing the fine particle peening treatment as the step A, the oxygen element can be segregated in the vicinity of the fine particle layer (2B3) forming the α phase, and the α phase structure can be stabilized. Further, by performing this fine particle peening treatment using fine particles containing iron element, iron element can be segregated in the micron particle layer (2B5) forming β phase, and the structure structure of β phase is stabilized. be able to.
上述した基体の表面処理方法による、基体２の硬さの変化について、図６（ａ）、（ｂ）を用いて説明する。図６（ａ）は、工程Ａ〜Ｄの処理を行った、基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域における断面写真である。工程Ｂにおいて、第一の熱処理を９５０℃で１分間行ったため、図３（ｃ）示したように、α相（２Ｂ３）が、基体２の最表面２ａに集中して分布するように形成されており、α相（２Ｂ３）よりも内側にβ相（２Ｂ５）が一様に形成されている。 Changes in the hardness of the substrate 2 by the above-described substrate surface treatment method will be described with reference to FIGS. FIG. 6A is a cross-sectional photograph in the vicinity of the surface of the base on the modified layer 2B side after the processes A to D are performed. In step B, since the first heat treatment was performed at 950 ° C. for 1 minute, the α phase (2B3) was formed so as to be concentrated and distributed on the outermost surface 2a of the substrate 2 as shown in FIG. The β phase (2B5) is uniformly formed inside the α phase (2B3).
図６（ｂ）は、処理条件の違いによる、基体２の硬さを比較した３つのグラフ（上段、中段、下段）を示している。横軸は基体の最表面２ａからの深さを示し、縦軸は基体２のビッカース硬さを示している。下段のグラフは、工程Ａの処理の直後、すなわち工程Ｂの処理を行っていない場合に対応する。中段、上段のグラフは、いずれも工程Ａ〜Ｄの処理を行った場合であり、工程Ｂにおける第一の熱処理を、それぞれ９００℃、９５０℃で１分間行った場合に対応する。すなわち、上段のグラフは、図６（ａ）に示した基体に関するものである。 FIG. 6B shows three graphs (upper, middle and lower) comparing the hardness of the substrate 2 depending on the processing conditions. The horizontal axis represents the depth from the outermost surface 2a of the substrate, and the vertical axis represents the Vickers hardness of the substrate 2. The lower graph corresponds to the case immediately after the process A, that is, the case where the process B is not performed. The middle and upper graphs show the cases where the processes A to D are performed, and correspond to the case where the first heat treatment in the process B is performed at 900 ° C. and 950 ° C. for 1 minute, respectively. That is, the upper graph relates to the substrate shown in FIG.
いずれの場合にも、５０μｍの深さを境に、基体２の硬さと、基体の最表面２ａからの深さとの関係が変化している。すなわち、５０μｍよりも深い位置においては、基体２の硬さは一定値をとる傾向にあるのに対し、５０μｍよりも浅い位置においては、基体２の硬さは浅くなるほど増加し、基体の最表面２ａにおいて最大値をとる傾向にある。この傾向は、工程Ａの微粒子ピーニング処理を行うことにより、基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域において、α相（２Ｂ３）とβ相（２Ｂ５）が形成されることに起因している。 In either case, the relationship between the hardness of the substrate 2 and the depth from the outermost surface 2a of the substrate changes at the depth of 50 μm. That is, the hardness of the substrate 2 tends to take a constant value at a position deeper than 50 μm, whereas the hardness of the substrate 2 increases as the depth becomes shallower at a position shallower than 50 μm, and the outermost surface of the substrate. It tends to take the maximum value at 2a. This tendency is attributed to the formation of the α phase (2B3) and the β phase (2B5) in the vicinity of the surface of the substrate on the modified layer 2B side by performing the fine particle peening treatment in the process A.
下段のグラフと中段のグラフとの比較により、深さ方向のいずれの位置においても、熱処理を行うことによる基体の硬化傾向が見られる。硬化傾向は、最表面に近い位置において特に顕在化し、浅い位置ほど強まる。 A comparison between the lower graph and the middle graph shows that the substrate tends to harden by heat treatment at any position in the depth direction. The hardening tendency becomes particularly obvious at a position close to the outermost surface, and becomes stronger at a shallow position.
また、中段のグラフと上段のグラフとの比較により、深さ方向のいずれの位置においても、第一の熱処理の温度を上げたことによる、基体のさらなる硬化傾向が見られる。この傾向は、図３（ｂ）、（ｃ）を用いて説明したように、第一の熱処理の温度を上げたことにより、基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域において、α相（２Ｂ３）の分布が、最表面２ａから浅い位置に移動することと対応している。すなわち、α相（２Ｂ３）の分布が、最表面２ａから浅い位置にあるほど、基体２は硬化することになる。 Further, a comparison between the middle graph and the upper graph shows a further tendency of the substrate to be hardened by increasing the temperature of the first heat treatment at any position in the depth direction. As described with reference to FIGS. 3B and 3C, this tendency is caused by increasing the temperature of the first heat treatment, and in the region near the surface of the base on the modified layer 2B side, the α phase (2B3 ) Corresponds to the movement from the outermost surface 2a to a shallow position. That is, the base 2 is hardened as the α phase (2B3) distribution is shallower from the outermost surface 2a.
なお、図６（ａ）に示した基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域の構成は、第一の熱処理を行う時間ｔ１を１分間とした場合に得られるものであるが、時間ｔ１を長くすると、母相（２Ｂ６）側に分布するα相がβ相に変化し、α相の分布は、最表面２ａからさらに浅い位置に狭められることが、本発明者の最近の実験により分かっている。より詳細には、最表面２ａからの深さが、時間ｔ１を１分とした場合には３８．４μｍであるのに対し、時間ｔ１を３０分とした場合には１８．５μｍとなる。 The configuration of the surface vicinity region on the modified layer 2B side of the substrate shown in FIG. 6A is obtained when the time t1 for performing the first heat treatment is 1 minute. As a result of the present inventors' recent experiments, the α phase distributed on the parent phase (2B6) side changes to the β phase, and the α phase distribution is narrowed to a shallower position from the outermost surface 2a. Yes. More specifically, the depth from the outermost surface 2a is 38.4 μm when the time t1 is 1 minute, whereas it is 18.5 μm when the time t1 is 30 minutes.
すなわち、第一の熱処理を行う時間ｔ１を制御することにより、β相の分布を変えることができ、基体の改質層２Ｂ側の表面近傍領域において、厚み方向に占める、粗大粒層（２Ｂ５）の割合を調整することができる。粗大粒層（２Ｂ５）は、強度、加工性に優れたβ相をなすため、ミクロン粒層（２Ｂ５）の割合を大きくすることにより、基体２の成形性を高めることができる。 That is, by controlling the time t1 for performing the first heat treatment, the distribution of β phase can be changed, and the coarse grain layer (2B5) occupying in the thickness direction in the surface vicinity region of the base on the modified layer 2B side. The ratio of can be adjusted. Since the coarse particle layer (2B5) forms a β phase having excellent strength and workability, the moldability of the substrate 2 can be improved by increasing the proportion of the micron particle layer (2B5).
工程Ｂ〜Ｄの熱処理を行うことにより、硬化する原因について、図７（ａ）〜（ｄ）を用いて説明する。図７（ａ）は、図６（ａ）に示した基体２の断面写真において、基体の改質層２Ｂ側の最表面近傍領域を拡大したものである。最表面２ａ側（写真の上側）から母相（２Ｂ６）側（写真の下側）に向けて、非晶質層（２Ｂ２）、微細粒層（２Ｂ３）、サブミクロン粒層（２Ｂ４）、ミクロン粒層（２Ｂ５）が、順に形成されている。 The cause of hardening by performing the heat treatment in Steps B to D will be described with reference to FIGS. FIG. 7A is an enlarged view of the region near the outermost surface on the modified layer 2B side of the substrate in the cross-sectional photograph of the substrate 2 shown in FIG. 6A. Amorphous layer (2B2), fine grain layer (2B3), submicron grain layer (2B4), micron from outermost surface 2a side (upper side of photo) to parent phase (2B6) side (lower side of photo) The grain layer (2B5) is formed in order.
非晶質層（２Ｂ２）の一部の領域Ｒ４に対して電子線を照射することにより得られる、電子線回折画像を、図７（ｂ）に示す。図７（ｂ）の画像には、領域Ｒ４において、基体２が非晶質化していることを示すハローリングが見られる。 FIG. 7B shows an electron beam diffraction image obtained by irradiating a part of the region R4 of the amorphous layer (2B2) with an electron beam. In the image of FIG. 7B, halo ring indicating that the substrate 2 is amorphized is seen in the region R4.
また、微細粒層（２Ｂ３）の一部の領域Ｒ５に対して電子線を照射することにより得られる電子線回折画像を図７（ｃ）に、サブミクロン粒層（２Ｂ４）の一部の領域Ｒ６に対して電子線を照射することにより得られる、電子線回折画像を、図７（ｄ）に示す。図７（ｃ）および図７（ｄ）の画像には、領域Ｒ５およびＲ６において、基体２が六方最密充填構造（ＨＣＰ）型に結晶化していることを示す、格子点の配列が見られる。 FIG. 7C shows an electron beam diffraction image obtained by irradiating a part of the region R5 of the fine grain layer (2B3) with an electron beam. FIG. 7C shows a part of the submicron grain layer (2B4). An electron diffraction image obtained by irradiating an electron beam to R6 is shown in FIG. 7 (d). In the images of FIG. 7 (c) and FIG. 7 (d), in the regions R5 and R6, an array of lattice points showing that the substrate 2 is crystallized in a hexagonal close-packed structure (HCP) type is seen. .
また、ミクロン粒層（２Ｂ５）の一部の領域Ｒ７に対して電子線を照射することにより得られる、電子線回折画像を、図７（ｅ）に示す。図７（ｅ）の画像には、領域Ｒ７において、基体２が体心立方格子（ＢＣＣ）型に結晶化していることを示す、格子点の配列が見られる。 Further, FIG. 7E shows an electron diffraction image obtained by irradiating a part of the region R7 of the micron grain layer (2B5) with an electron beam. In the image of FIG. 7E, in the region R7, an array of lattice points indicating that the base body 2 is crystallized in a body-centered cubic lattice (BCC) type can be seen.
図７（ｂ）〜（ｄ）の画像により、工程Ｂ〜Ｄの熱処理を行った基体２は、最表面２ａに非晶質層（２Ｂ２）が形成され、非晶質層（２Ｂ２）の内側に、ＨＣＰ型に結晶化されたα相をなす微細粒層（２Ｂ３）およびサブミクロン粒層（２Ｂ４）と、ＢＣＣ型に結晶化されたβ相をなすミクロン粒層（２Ｂ５）とが、互いに分離した状態で形成されていることを確認することができる。 7B to 7D, the substrate 2 subjected to the heat treatment in Steps B to D has an amorphous layer (2B2) formed on the outermost surface 2a, and the inside of the amorphous layer (2B2). In addition, a fine grain layer (2B3) and a submicron grain layer (2B4) forming an α phase crystallized into an HCP type and a micro grain layer (2B5) forming a β phase crystallized into a BCC type are mutually connected. It can be confirmed that they are formed in a separated state.
以上説明したように、第一実施形態に係るチタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法によれば、微粒子ピーニング処理を行った後に、９００℃以上１０００℃以下の温度帯域において、第一の熱処理を行う。この第一の熱処理により、基体の表面近傍領域に、α相を安定化する不純物元素の偏析と固溶により、高強度で微細かつ等軸のα相組織構造が形成される。一方、基体の内側はβ相に変態あるいはβ相領域が拡大するため、β相を安定化する不純物元素は表面近傍領域を内側に高速拡散する。その結果、α相組織構造よりも内側に不純物元素が濃化した高強度で微細かつ等軸のβ相が形成される。そして、第一の熱処理後に、第一の熱処理よりも低い温度帯域における第二、第三の熱処理を行って、基体を冷却することにより、内部はα相またはα＋β組織に変態し、高強度で微細なα相組織とβ相組織とが、基体の表面に近い側に集中して分布するように形成される。したがって、チタン合金およびチタンからなる基体の表面近傍領域を硬化させることができ、機械的な強度が向上するとともに疲労強度が向上し、かつ成形性を有するように、チタン合金およびチタンからなる基体を加工することができる。 As described above, according to the surface treatment method for a substrate made of the titanium alloy and titanium according to the first embodiment, the first heat treatment is performed in the temperature range of 900 ° C. or more and 1000 ° C. or less after the fine particle peening treatment. I do. By this first heat treatment, a high-strength, fine and equiaxed α-phase structure is formed in the region near the surface of the substrate by segregation and solid solution of the impurity element that stabilizes the α-phase. On the other hand, since the inner side of the substrate is transformed into the β phase or the β phase region is expanded, the impurity element that stabilizes the β phase diffuses quickly in the region near the surface. As a result, a high-strength, fine and equiaxed β-phase is formed in which impurity elements are concentrated inside the α-phase structure. Then, after the first heat treatment, by performing the second and third heat treatments in a temperature range lower than the first heat treatment, and cooling the substrate, the inside is transformed into an α phase or α + β structure, and has a high strength. The fine α phase structure and β phase structure are formed so as to be concentrated and distributed on the side close to the surface of the substrate. Therefore, the substrate made of titanium alloy and titanium is cured so that the region near the surface of the substrate made of titanium alloy and titanium can be cured, the mechanical strength is improved, the fatigue strength is improved, and the moldability is obtained. Can be processed.
＜第二実施形態＞
第一実施形態においては、工程Ｂの第一の熱処理および工程Ｃの第二の熱処理を、液体Ｌｉ中で行う場合を例として説明したが、これらの熱処理は、真空中で行ってもよい。第二実施形態として、第一の熱処理および第二の熱処理を、真空状態（減圧下）とした処理槽内において、電気炉を用いて行った場合について、図８（ａ）、（ｂ）を用いて説明する。
<Second embodiment>
In the first embodiment, the case where the first heat treatment in step B and the second heat treatment in step C are performed in liquid Li has been described as an example, but these heat treatments may be performed in a vacuum. As a second embodiment, in the case where the first heat treatment and the second heat treatment are performed using an electric furnace in a treatment tank in a vacuum state (under reduced pressure), FIGS. It explains using.
図８は、第二実施形態に係る、工業用純チタンからなる基体の表面処理方法について、説明する図である。図８には、第一実施形態と同様に、工程Ａを経て、被処理面１ａに微粒子ピーニング処理を施された基体１（上側）と、基体１に対して、工程Ｂ〜Ｄの熱処理を行って加工した基体３（下側）とが、示されている。熱処理にともない、基体３の微粒子ピーニング処理を施された側の表面近傍領域には、厚さｄ２の改質層３Ｂが形成される。そして、図８に示すように、工程Ｂ〜Ｄの熱処理後の基体３は、改質層３Ｂを除いた層（非改質層）３Ａとで構成される。 FIG. 8 is a diagram for explaining a surface treatment method for a substrate made of industrial pure titanium according to the second embodiment. In FIG. 8, similarly to the first embodiment, the heat treatment of Steps B to D is performed on the substrate 1 (upper side) subjected to the fine particle peening treatment on the surface 1a to be processed and the substrate 1 through the step A. The substrate 3 (lower side) that has been processed is shown. With the heat treatment, a modified layer 3B having a thickness d2 is formed in the vicinity of the surface of the substrate 3 on the side subjected to the fine particle peening treatment. And as shown in FIG. 8, the base | substrate 3 after the heat processing of process BD is comprised by the layer (non-modified layer) 3A except the modified layer 3B.
図９（ａ）は、工程Ａ〜Ｄの処理を行った基体３の改質層３Ｂ側の表面近傍領域における断面写真である。工程Ｂにおいては、第一実施形態と同様に、第一の熱処理を９５０℃で行っており、その結果として、基体の表面近傍領域において、熱処理前よりも微細なα相（３Ｂ３）と、α粒界にβ相３Ｂ４とが混在した状態で形成されている。表面近傍の内側は、変態組織（３Ｂ５）と混在した状態となる。なお、変態組織は、β相域からの急速冷却に伴い、Ｗｉｄｍａｎｓｔａｔｔｅｎ状組織構造を呈している。 FIG. 9A is a cross-sectional photograph of a region in the vicinity of the surface on the modified layer 3B side of the base 3 subjected to the processes of Steps A to D. In the process B, as in the first embodiment, the first heat treatment is performed at 950 ° C. As a result, in the region near the surface of the substrate, the α phase (3B3) finer than before the heat treatment and α It is formed in a state where β phase 3B4 is mixed in the grain boundary. The inside of the vicinity of the surface is in a state where it is mixed with the transformation structure (3B5). Note that the transformation structure exhibits a Widmanstatten-like structure structure with rapid cooling from the β-phase region.
図９（ｂ）は、処理条件の違いによる、基体３の硬さを比較した４つのグラフを示している。横軸は基体の最表面３ａからの深さを示し、縦軸は基体３のビッカース硬さを示している。下側から１番目のグラフは、工程Ａの処理の直後、すなわち工程Ｂの処理を行っていない場合に対応する。下側から２番目、３番目、４番目のグラフは、いずれも工程Ａ〜Ｄの処理を行った場合であり、工程Ｂにおける第一の熱処理を、それぞれ９００℃、９５０℃、１０００℃で６０分間行った場合に対応する。すなわち、下側から３番目のグラフは、図９（ａ）に示した基体に関するものである。 FIG. 9B shows four graphs comparing the hardness of the substrate 3 depending on the processing conditions. The horizontal axis indicates the depth from the outermost surface 3a of the substrate, and the vertical axis indicates the Vickers hardness of the substrate 3. The first graph from the bottom corresponds to the case immediately after the process A, that is, the case where the process B is not performed. The second, third, and fourth graphs from the bottom are the cases where the processes A to D are performed, and the first heat treatment in the process B is performed at 900 ° C., 950 ° C., and 1000 ° C., respectively. Corresponds to the case of minutes. That is, the third graph from the lower side relates to the substrate shown in FIG.
下側から１番目のグラフと２番目のグラフとの比較により、最表面３ａに近い位置において、熱処理を行うことによる基体３の硬化傾向が見られる。また、下側から２番目のグラフと３番目のグラフとの比較により、最表面３ａに近い位置において、第一熱処理の温度を上げたことによる、基体３のさらなる硬化傾向が見られる。図８（ｂ）のグラフから、第一の熱処理および第二の熱処理を、真空中において行った場合においても、基体の改質層３Ｂ側の表面近傍領域が硬化し、機械的な強度が向上すると考えられる。 A comparison between the first graph and the second graph from the lower side shows a tendency of the substrate 3 to be cured by heat treatment at a position close to the outermost surface 3a. Further, by comparing the second graph and the third graph from the lower side, a further tendency of the substrate 3 to be cured by increasing the temperature of the first heat treatment at a position close to the outermost surface 3a can be seen. From the graph of FIG. 8B, even when the first heat treatment and the second heat treatment are performed in a vacuum, the region near the surface of the base on the modified layer 3B side is cured, and the mechanical strength is improved. It is thought that.
［実験例］
さらに、本発明により高サイクル疲労特性が向上することを、第一実施形態として説明した方法を適用した場合と未適用の場合とを比較して得た、高サイクル疲労試験結果に基づいて説明する。なお。疲労試験は、一軸荷重制御、応力比（最小応力／最大応力）＝０．０１とし、室温（大気中）にて実施した。
[Experimental example]
Further, the improvement of the high cycle fatigue characteristics according to the present invention will be described based on the results of the high cycle fatigue test obtained by comparing the case where the method described as the first embodiment is applied with the case where it is not applied. . Note that. The fatigue test was performed at room temperature (in the atmosphere) with uniaxial load control and a stress ratio (minimum stress / maximum stress) = 0.01.
図１０は、工業用純チタン（ＣＰＴｉ）および針状α相組織構造を有するチタン合金（ａｃｉｃｕｌａｒ）に、第一実施形態に説明した熱処理において、それぞれ第一熱処理を９５０℃で実施した場合、さらには、等軸α相組織構造を有するチタン合金（ｅｑｕｉａｘ）に、第一熱処理を９００℃で実施した場合を示す。いずれの場合においても、白抜きプロットで示す母材に対して、黒塗りプロットで示す本発明による開発材が、優れた高サイクル疲労強度を示している。特に、針状α相組織構造を有するチタン合金材では、１５０ＭＰａもの疲労限（１０７回疲労強度）向上が得られている。 FIG. 10 shows the case where the first heat treatment is performed at 950 ° C. in the heat treatment described in the first embodiment for pure titanium for industrial use (CPTi) and the titanium alloy having an acicular α-phase structure (acicular). These show the case where 1st heat processing is implemented at 900 degreeC with respect to the titanium alloy (equiax) which has an equiaxed alpha phase organization structure. In any case, the developed material according to the present invention indicated by the black plot shows excellent high cycle fatigue strength with respect to the base material indicated by the white plot. In particular, with a titanium alloy material having an acicular α-phase structure, a fatigue limit (10 7 times fatigue strength) has been improved by as much as 150 MPa.
本発明は、あらゆるチタン合金からなる基体に対して適用可能であり、現在の工業設備における製造ラインを用いて、製造および量産することが可能である。したがって、少量・多品種の生産に適合し、設備コストを低く抑えることができる。 The present invention can be applied to a substrate made of any titanium alloy, and can be manufactured and mass-produced using a manufacturing line in a current industrial facility. Therefore, it can be adapted to the production of small quantities and various types, and the equipment cost can be kept low.
１、２・・・基体、１ａ、２ａ・・・表面、２Ｂ２・・・非晶質層、
２Ｂ３・・・微細粒層、２Ｂ５・・・ミクロン粒層、２Ｂ６・・・母相、
Ｔ１、Ｔ２、Ｔ３・・・温度帯域、ｔ１・・・時間。
1, 2 ... substrate, 1a, 2a ... surface, 2B2 ... amorphous layer,
2B3 ... fine grain layer, 2B5 ... micron grain layer, 2B6 ... parent phase,
T1, T2, T3 ... temperature band, t1 ... time.
Claims (7)
温度帯域Ｔ１において第一の熱処理を行う工程Ｂと、
温度帯域Ｔ２において第二の熱処理を行う工程Ｃと、
温度帯域Ｔ３において第三の熱処理を行う工程Ｄと、を順に備え、
前記温度帯域は、Ｔ１＞Ｔ２＞Ｔ３の関係にあり、
前記Ｔ１は９００℃以上１０００℃以下であることを特徴とするチタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法。 A step A of performing fine particle peening treatment on the surface of a substrate made of a titanium alloy and titanium;
Step B for performing the first heat treatment in the temperature zone T1,
A step C of performing a second heat treatment in the temperature zone T2,
Step D for performing the third heat treatment in the temperature zone T3, in order,
The temperature band has a relationship of T1>T2> T3,
Said T1 is 900 degreeC or more and 1000 degrees C or less, The surface treatment method of the base | substrate which consists of titanium alloy and titanium characterized by the above-mentioned.
前記表面近傍領域の厚み方向に占める微細複合組織層の割合を調整することを特徴とする請求項１または２に記載のチタン合金およびチタンからなる基体の表面処理方法。 By controlling the time t1 for performing the first heat treatment,
The surface treatment method for a substrate made of a titanium alloy and titanium according to claim 1 or 2, wherein the ratio of the fine composite structure layer in the thickness direction of the surface vicinity region is adjusted.
前記基体の表面近傍領域が、表面側から順に形成され得る、非晶質層、微細粒層、サブミクロン粒層、ミクロン粒層のうち、いくつかの層あるいはすべての層を含む微細複合組織からなることを特徴とするチタン合金およびチタンからなる基体。 A substrate made of a titanium alloy and titanium,
A region near the surface of the substrate can be formed in order from the surface side, from a fine composite structure including some or all of an amorphous layer, a fine grain layer, a submicron grain layer, and a micron grain layer. A titanium alloy and a substrate made of titanium.
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105861798A (en) * | 2016-05-05 | 2016-08-17 | 中国人民解放军装甲兵工程学院 | Hole-expanding compound reinforcing method for corrosion holes |
| KR20180027572A (en) | 2015-07-29 | 2018-03-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Titanium composites and titanium materials for hot rolling |
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-
2011
- 2011-09-29 JP JP2011215240A patent/JP2013076110A/en not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180027572A (en) | 2015-07-29 | 2018-03-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Titanium composites and titanium materials for hot rolling |
| US10920300B2 (en) | 2015-07-29 | 2021-02-16 | Nippon Steel Corporation | Titanium composite material and titanium material for hot rolling |
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| US11814703B2 (en) | 2015-07-29 | 2023-11-14 | Nippon Steel Corporation | Titanium material for hot working |
| CN105861798A (en) * | 2016-05-05 | 2016-08-17 | 中国人民解放军装甲兵工程学院 | Hole-expanding compound reinforcing method for corrosion holes |
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