JP2812153B2 - Ｎｅａｒβ型チタン合金の熱処理方法 - Google Patents
Ｎｅａｒβ型チタン合金の熱処理方法Info
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- JP2812153B2 JP2812153B2 JP18190793A JP18190793A JP2812153B2 JP 2812153 B2 JP2812153 B2 JP 2812153B2 JP 18190793 A JP18190793 A JP 18190793A JP 18190793 A JP18190793 A JP 18190793A JP 2812153 B2 JP2812153 B2 JP 2812153B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、航空機のエンジン部
材や機体材料、或いは自動車部品材料等として好適なNe
arβ型チタン合金の熱処理方法に関するものである。
材や機体材料、或いは自動車部品材料等として好適なNe
arβ型チタン合金の熱処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術とその課題】現在、優れた耐食性，耐熱性を
示すと共に高い比強度や靱性を備えるチタン合金は、航
空機のエンジン部品や機体、更には自動車部品等の材料
として欠かせないものとなっている。
示すと共に高い比強度や靱性を備えるチタン合金は、航
空機のエンジン部品や機体、更には自動車部品等の材料
として欠かせないものとなっている。
【０００３】ただ、上述した用途にはこれまで“α＋β
型チタン合金”が一般的に適用されてきたが、最近では
このα＋β型チタン合金に代わって“Nearβ型チタン合
金”を多く用いる傾向が目立っている。これは、新しく
注目されるようになった前記Nearβ型チタン合金がα＋
β型チタン合金よりも高い強度，靱性を示すのみなら
ず、熱間加工性にも優れており、しかもβ型チタン合金
より変形抵抗が低いという特性を有しているからであ
る。
型チタン合金”が一般的に適用されてきたが、最近では
このα＋β型チタン合金に代わって“Nearβ型チタン合
金”を多く用いる傾向が目立っている。これは、新しく
注目されるようになった前記Nearβ型チタン合金がα＋
β型チタン合金よりも高い強度，靱性を示すのみなら
ず、熱間加工性にも優れており、しかもβ型チタン合金
より変形抵抗が低いという特性を有しているからであ
る。
【０００４】ところで、Nearβ型チタン合金とは、式 Mo(%) ＋Ｖ(%)/1.5 ＋Cr(%)/0.6 ＋Fe(%)/0.35＋Nb(%)/
5 （以降、 成分割合を表す％は重量％とする）で示される
モリブデン当量の値が５〜１４のチタン合金と定義され
る。なお、上記モリブデン当量の値が５よりも少ないも
のは通常のα＋β型チタン合金であり、β相の量が少な
いために“強度−破壊靱性レベル”がNearβ型チタン合
金よりも低くなる。一方、前記モリブデン当量の値が１
４を超えるものはβ型チタン合金であり、高い“強度−
破壊靱性レベル”を有するものの、変形抵抗が大きくて
熱間加工性に乏しい。
5 （以降、 成分割合を表す％は重量％とする）で示される
モリブデン当量の値が５〜１４のチタン合金と定義され
る。なお、上記モリブデン当量の値が５よりも少ないも
のは通常のα＋β型チタン合金であり、β相の量が少な
いために“強度−破壊靱性レベル”がNearβ型チタン合
金よりも低くなる。一方、前記モリブデン当量の値が１
４を超えるものはβ型チタン合金であり、高い“強度−
破壊靱性レベル”を有するものの、変形抵抗が大きくて
熱間加工性に乏しい。
【０００５】ところで、従来、Nearβ型チタン合金の加
工・熱処理は「より優れた破壊靱性と延性の付与」を目
的としてなされており、例えば特開昭６２−１６４８６
０号公報に示されているような a) α＋β域で“仕上げ加工率が５０％超７０％未満の
仕上げ鍛造”を行うと共に５９０〜６２０℃で時効処理
を行う方法， b) α＋β域で“仕上げ加工率が２０％超７０％未満の
仕上げ鍛造”を行うと共に６２０〜６８０℃で時効処理
を行う方法，等の手法・条件が報告されている。
工・熱処理は「より優れた破壊靱性と延性の付与」を目
的としてなされており、例えば特開昭６２−１６４８６
０号公報に示されているような a) α＋β域で“仕上げ加工率が５０％超７０％未満の
仕上げ鍛造”を行うと共に５９０〜６２０℃で時効処理
を行う方法， b) α＋β域で“仕上げ加工率が２０％超７０％未満の
仕上げ鍛造”を行うと共に６２０〜６８０℃で時効処理
を行う方法，等の手法・条件が報告されている。
【０００６】しかしながら、特に航空機のエンジン部品
や機体材料には一層厳しい特性が求められるようになっ
ており、これまで提案された加工・熱処理法によっても
前記要望に十分対処できる“高強度”と "高い破壊靱性
値”を併せ持ち、しかも“特性の等方性（取り分け破壊
靱性値の等方性）”が良好なNearβ型チタン合金を実現
できないのが現状であった。
や機体材料には一層厳しい特性が求められるようになっ
ており、これまで提案された加工・熱処理法によっても
前記要望に十分対処できる“高強度”と "高い破壊靱性
値”を併せ持ち、しかも“特性の等方性（取り分け破壊
靱性値の等方性）”が良好なNearβ型チタン合金を実現
できないのが現状であった。
【０００７】なお、β型チタン合金を対象とした処理で
はあるが、合金をβ域で溶体化処理した後、種々の温度
域で３段階の時効処理を施すことで強度と破壊靱性のバ
ランスを改善する熱処理方法が報告されているが（例え
ば特開平３−１１５５５１号公報参照）、この方法をNe
arβ型チタン合金に適用しても所望とする効果が得られ
なかったことは言うまでもない。
はあるが、合金をβ域で溶体化処理した後、種々の温度
域で３段階の時効処理を施すことで強度と破壊靱性のバ
ランスを改善する熱処理方法が報告されているが（例え
ば特開平３−１１５５５１号公報参照）、この方法をNe
arβ型チタン合金に適用しても所望とする効果が得られ
なかったことは言うまでもない。
【０００８】このようなことから、本発明が目的とした
のは、Nearβ型チタン合金に対し、高強度（引張強さで
１１２４ＭPa以上）と高破壊靱性値（５５ＭPa・√ｍ以
上）とをバランス良くかつ異方性少なく兼備させること
のできる熱処理方法を確立することである。
のは、Nearβ型チタン合金に対し、高強度（引張強さで
１１２４ＭPa以上）と高破壊靱性値（５５ＭPa・√ｍ以
上）とをバランス良くかつ異方性少なく兼備させること
のできる熱処理方法を確立することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的を達
成すべく鋭意重ねられた本発明者等の研究結果を基に完
成されたもので、「Moを含まないかあるいはMo含有量が
６％までのNearβ型チタン合金に、 まずβ変態点以上の
温度で溶体化処理を施し、 次いで〔β変態点−６９０
℃〕から〔β変態点−４９０℃〕までのα＋β域で時効
処理を行ってから、 更に〔β変態点−１５０℃〕からβ
変態点までのα＋β域で再度の溶体化処理を施し、 その
後〔β変態点−３４０℃〕から〔β変態点−２２０℃〕
までのα＋β域で時効処理を施すことによって、 高強度
と高破壊靱性値とをバランス良く、 しかも異方性少なく
兼備させ得るようにした点」に大きな特徴を有してい
る。
成すべく鋭意重ねられた本発明者等の研究結果を基に完
成されたもので、「Moを含まないかあるいはMo含有量が
６％までのNearβ型チタン合金に、 まずβ変態点以上の
温度で溶体化処理を施し、 次いで〔β変態点−６９０
℃〕から〔β変態点−４９０℃〕までのα＋β域で時効
処理を行ってから、 更に〔β変態点−１５０℃〕からβ
変態点までのα＋β域で再度の溶体化処理を施し、 その
後〔β変態点−３４０℃〕から〔β変態点−２２０℃〕
までのα＋β域で時効処理を施すことによって、 高強度
と高破壊靱性値とをバランス良く、 しかも異方性少なく
兼備させ得るようにした点」に大きな特徴を有してい
る。
【００１０】ここで、Nearβ型チタン合金とは、先にも
述べたように「Mo(%) ＋Ｖ(%)/1.5＋Cr(%)/0.6 ＋Fe(%)
/0.35＋Nb(%)/5 」なる式で示されるモリブデン当量の
値が５〜１４のものを言うが、本発明で対象とするNear
β型チタン合金はMoを含まないかあるいはMo含有量が６
％までのものに限定される。なぜなら、Moはβ安定化元
素として働くのでこの点からすればNearβ型チタン合金
にとって好ましい合金元素ではあるが、６％を超える割
合でMoが含まれるとNearβ型チタン合金の特長の１つで
ある「変形抵抗が小さい」という特性が失なわれ、熱間
加工性が悪化するためである。
述べたように「Mo(%) ＋Ｖ(%)/1.5＋Cr(%)/0.6 ＋Fe(%)
/0.35＋Nb(%)/5 」なる式で示されるモリブデン当量の
値が５〜１４のものを言うが、本発明で対象とするNear
β型チタン合金はMoを含まないかあるいはMo含有量が６
％までのものに限定される。なぜなら、Moはβ安定化元
素として働くのでこの点からすればNearβ型チタン合金
にとって好ましい合金元素ではあるが、６％を超える割
合でMoが含まれるとNearβ型チタン合金の特長の１つで
ある「変形抵抗が小さい」という特性が失なわれ、熱間
加工性が悪化するためである。
【００１１】次に、本発明において、Nearβ型チタン合
金の熱処理条件を前記の如くに限定した理由を説明す
る。
金の熱処理条件を前記の如くに限定した理由を説明す
る。
【作用】まず、本発明者等は種々の検討を通じて、チタ
ン合金の異方性、取り分け破壊靱性の異方性を解消する
ためには前加工組織の影響を消失させることが重要であ
るとの認識を得た。なぜなら、チタン合金の破壊状況を
観察すると“β粒界”又は“β粒界上に析出したα相と
β相との界面”で亀裂が進展する場合が多く見受けら
れ、そのためNearβ型チタン合金の加工により生じる
“不均一で偏平な形状のβ結晶粒”が破壊靱性の異方性
を生じる大きな原因になっていると考えたからである。
ン合金の異方性、取り分け破壊靱性の異方性を解消する
ためには前加工組織の影響を消失させることが重要であ
るとの認識を得た。なぜなら、チタン合金の破壊状況を
観察すると“β粒界”又は“β粒界上に析出したα相と
β相との界面”で亀裂が進展する場合が多く見受けら
れ、そのためNearβ型チタン合金の加工により生じる
“不均一で偏平な形状のβ結晶粒”が破壊靱性の異方性
を生じる大きな原因になっていると考えたからである。
【００１２】そこで、Nearβ型チタン合金加工材をβ域
で溶体化処理することを試みたところ、このβ域での溶
体化処理により回復・再結晶が速やかに進展して合金の
加工組織（即ち熱処理前の加工組織）が消失してしま
い、その結果等軸化したβ粒組織が得られて破壊靱性を
始めとした特性の異方性も消失することが分かった。
で溶体化処理することを試みたところ、このβ域での溶
体化処理により回復・再結晶が速やかに進展して合金の
加工組織（即ち熱処理前の加工組織）が消失してしま
い、その結果等軸化したβ粒組織が得られて破壊靱性を
始めとした特性の異方性も消失することが分かった。
【００１３】この場合、溶体化処理をα＋β域で実施し
ても回復・再結晶によるβ粒の等軸化は起こらず、従っ
て前加工組織の影響が十分に消失しないので上述した作
用・効果の確保ができない。従って、上記溶体化処理は
β域で行う必要があるが、溶体化処理温度が〔β変態点
＋５０℃〕以上になると延性の低下傾向が見られること
から、望ましくは〔β変態点＋５０℃〕よりも低いβ域
で溶体化処理するのが良い。なお、溶体化処理後は常温
の水中で急冷し、室温で準安定なβ単相組織とされる。
ても回復・再結晶によるβ粒の等軸化は起こらず、従っ
て前加工組織の影響が十分に消失しないので上述した作
用・効果の確保ができない。従って、上記溶体化処理は
β域で行う必要があるが、溶体化処理温度が〔β変態点
＋５０℃〕以上になると延性の低下傾向が見られること
から、望ましくは〔β変態点＋５０℃〕よりも低いβ域
で溶体化処理するのが良い。なお、溶体化処理後は常温
の水中で急冷し、室温で準安定なβ単相組織とされる。
【００１４】ただ、β域で溶体化処理して得た等軸β粒
組織のNearβ型チタン合金は、そのままではそれほど高
い破壊靱性値を示さない。しかし、上述の手段でβ粒を
等軸化したNearβ型チタン合金に第二段目の溶体化処理
として“〔β変態点−１５０℃〕からβ変態点までのα
＋β域での溶体化処理”を施すと、“粗大で細長い針状
α相”が析出し、これが亀裂進展の障害となるばかり
か、その存在が亀裂を偏向させる原因ともなって、合金
が破壊に至るのを阻止する働きをすることが分かった。
このように、上記第二段目の溶体化処理は、“β粒を等
軸化して破壊靱性の異方性を消失させたNearβ型チタン
合金”に対し、前記“粗大で細長い針状α相”の析出を
通じて高い破壊靱性値の確保並びに向上に大きく寄与す
るものであった。
組織のNearβ型チタン合金は、そのままではそれほど高
い破壊靱性値を示さない。しかし、上述の手段でβ粒を
等軸化したNearβ型チタン合金に第二段目の溶体化処理
として“〔β変態点−１５０℃〕からβ変態点までのα
＋β域での溶体化処理”を施すと、“粗大で細長い針状
α相”が析出し、これが亀裂進展の障害となるばかり
か、その存在が亀裂を偏向させる原因ともなって、合金
が破壊に至るのを阻止する働きをすることが分かった。
このように、上記第二段目の溶体化処理は、“β粒を等
軸化して破壊靱性の異方性を消失させたNearβ型チタン
合金”に対し、前記“粗大で細長い針状α相”の析出を
通じて高い破壊靱性値の確保並びに向上に大きく寄与す
るものであった。
【００１５】ところが、繰り返し行われた実験・検討の
結果、第一段目の溶体化処理と第二段目の溶体化処理の
間において〔β変態点−６９０℃〕から〔β変態点−４
９０℃〕までのα＋β域で時効処理を施すと、粒界にα
相が析出するのが抑制され、また粒内に均一に粗大な針
状α相が析出してＫICが向上することが明らかとなっ
た。
結果、第一段目の溶体化処理と第二段目の溶体化処理の
間において〔β変態点−６９０℃〕から〔β変態点−４
９０℃〕までのα＋β域で時効処理を施すと、粒界にα
相が析出するのが抑制され、また粒内に均一に粗大な針
状α相が析出してＫICが向上することが明らかとなっ
た。
【００１６】ここで、上記時効処理での処理温度が〔β
変態点−６９０℃〕未満ではω相の析出は起こらない
か、あるいは析出に非常に長い時間がかかり、一方、
〔β変態点−４９０℃〕を超える温度域ではα相が直接
析出してしまうためにα相の均質微細析出のための核が
生まれず、所期する効果が得られない。従って、この時
効処理は〔β変態点−６９０℃〕から〔β変態点−４９
０℃〕までのα＋β域で行うことと限定した。なお、時
効時間が長いとα相の析出が始まるので、時効処理時間
は１時間以内とするのが好ましい。
変態点−６９０℃〕未満ではω相の析出は起こらない
か、あるいは析出に非常に長い時間がかかり、一方、
〔β変態点−４９０℃〕を超える温度域ではα相が直接
析出してしまうためにα相の均質微細析出のための核が
生まれず、所期する効果が得られない。従って、この時
効処理は〔β変態点−６９０℃〕から〔β変態点−４９
０℃〕までのα＋β域で行うことと限定した。なお、時
効時間が長いとα相の析出が始まるので、時効処理時間
は１時間以内とするのが好ましい。
【００１７】上述のように、本発明では、第一段目の溶
体化処理に続いて上記時効処理が施され、その後に前記
第二段目の溶体化処理が行われるが、この第二段目の溶
体化処理の後で更に〔β変態点−３４０℃〕から〔β変
態点−２２０℃〕のα＋β域で第二回時効処理を行う
と、今度は１μｍ程度の微細な針状α相が均一に析出し
た組織となって合金に高い強度が確保されるので、航空
機のエンジン部品や機体部材として十分満足できるバラ
ンスの取れた高強度・高破壊靱性値を備え、しかも異方
性の少ない材料が得られる。
体化処理に続いて上記時効処理が施され、その後に前記
第二段目の溶体化処理が行われるが、この第二段目の溶
体化処理の後で更に〔β変態点−３４０℃〕から〔β変
態点−２２０℃〕のα＋β域で第二回時効処理を行う
と、今度は１μｍ程度の微細な針状α相が均一に析出し
た組織となって合金に高い強度が確保されるので、航空
機のエンジン部品や機体部材として十分満足できるバラ
ンスの取れた高強度・高破壊靱性値を備え、しかも異方
性の少ない材料が得られる。
【００１８】但し、前記第二段目の溶体化処理温度が
〔β変態点−１５０℃〕より低いと、多量に粗大なα相
が析出して次の第二回時効処理における微細針状α相の
十分な析出が起こらず、強度レベルが低いままとなって
しまう。また、β域で溶体化処理を行うとα相が析出せ
ずにβ単相となる。そのため、第二段目の溶体化処理は
〔β変態点−１５０℃〕からβ変態点までのα＋β域で
行うことと定めた。なお、平衡状態により近い状態とす
るためにこの溶体化処理時間は４時間以上とするのが望
ましい。溶体化処理後は、常温の水中で焼入れを行って
室温でβ相を過飽和に含んだα＋β組織とする。
〔β変態点−１５０℃〕より低いと、多量に粗大なα相
が析出して次の第二回時効処理における微細針状α相の
十分な析出が起こらず、強度レベルが低いままとなって
しまう。また、β域で溶体化処理を行うとα相が析出せ
ずにβ単相となる。そのため、第二段目の溶体化処理は
〔β変態点−１５０℃〕からβ変態点までのα＋β域で
行うことと定めた。なお、平衡状態により近い状態とす
るためにこの溶体化処理時間は４時間以上とするのが望
ましい。溶体化処理後は、常温の水中で焼入れを行って
室温でβ相を過飽和に含んだα＋β組織とする。
【００１９】更に、第二段目の溶体化処理の後に実施さ
れる第二回時効処理が〔β変態点−３４０℃〕よりも低
い温度で行われると、 0.5μｍ程度以下の非常に微細な
針状α相が析出するため強度は向上するが延性が極端に
低下する。一方、この第二回時効処理の温度が〔β変態
点−２２０℃〕を超えた場合には粗大でかつ不均一な針
状α相が析出してやはり十分な強度を確保することがで
きない。従って、第二回時効処理は〔β変態点−３４０
℃〕から〔β変態点−２２０℃〕のα＋β域で実施する
必要がある。なお、この時効処理での処理時間も平衡状
態により近い状態とするため８時間以上とするのが望ま
しい。
れる第二回時効処理が〔β変態点−３４０℃〕よりも低
い温度で行われると、 0.5μｍ程度以下の非常に微細な
針状α相が析出するため強度は向上するが延性が極端に
低下する。一方、この第二回時効処理の温度が〔β変態
点−２２０℃〕を超えた場合には粗大でかつ不均一な針
状α相が析出してやはり十分な強度を確保することがで
きない。従って、第二回時効処理は〔β変態点−３４０
℃〕から〔β変態点−２２０℃〕のα＋β域で実施する
必要がある。なお、この時効処理での処理時間も平衡状
態により近い状態とするため８時間以上とするのが望ま
しい。
【００２０】続いて、本発明を実施例によって更に具体
的に説明する。
的に説明する。
【実施例】まず、消耗電極式真空ア−ク溶解によってNe
arβ型チタン合金であるTi−５Al−２Sn−２Zr−４Mo−
４Cr合金のインゴット（直径:440mm，長さ:750mm）を溶
製した。
arβ型チタン合金であるTi−５Al−２Sn−２Zr−４Mo−
４Cr合金のインゴット（直径:440mm，長さ:750mm）を溶
製した。
【００２１】次に、これをβ域（１０５０℃）で鍛伸
し、α＋β域（８４０℃）で２０％の加工歪を導入した
後、「９５０℃×１hr」の条件でβ再結晶処理を行っ
た。そして、その後更にα＋β域（８４０℃）において
４０％程度の加工率で仕上げ鍛造を行った。
し、α＋β域（８４０℃）で２０％の加工歪を導入した
後、「９５０℃×１hr」の条件でβ再結晶処理を行っ
た。そして、その後更にα＋β域（８４０℃）において
４０％程度の加工率で仕上げ鍛造を行った。
【００２２】なお、この状態におけるチタン合金の成分
分析結果は Al：4.91％， Sn：1.99％， Zr：1.94％， M
o：3.93％，Cr：4.00％， Fe：0.13％， Ｃ： 0.
008％， Cu：0.01％未満，Mn：0.01％未満， Ｎ：0.0
063％， Ｏ： 0.134％， Ｈ：0.0045％，Ti及び不純
物：残り であり、β変態点は約８９０℃であった。
分析結果は Al：4.91％， Sn：1.99％， Zr：1.94％， M
o：3.93％，Cr：4.00％， Fe：0.13％， Ｃ： 0.
008％， Cu：0.01％未満，Mn：0.01％未満， Ｎ：0.0
063％， Ｏ： 0.134％， Ｈ：0.0045％，Ti及び不純
物：残り であり、β変態点は約８９０℃であった。
【００２３】次いで、この鍛造材に表１及び表２に示す
諸条件で "第一段目の溶体化処理","時効処理", "第二
段目の溶体化処理" 並びに "第二回時効処理" を施し、
処理後の材料について機械的特性値（引張強さ，0.2%耐
力，伸び，絞り，破壊靱性値ＫIC）をＬ方向及びＴ方向
について調査した。ここで、引張試験は平行部直径が6.
25mm，ゲ−ジ長さが２５mmの丸棒試験片を採取して実施
し、破壊靱性試験はＡＳＴＭのＥ３９９に定める破壊靱
性試験法に従って厚さ２５mmの試験片を採取して実施し
た。なお、破壊靱性試験片は供試材から図１に示す方向
で採取した。
諸条件で "第一段目の溶体化処理","時効処理", "第二
段目の溶体化処理" 並びに "第二回時効処理" を施し、
処理後の材料について機械的特性値（引張強さ，0.2%耐
力，伸び，絞り，破壊靱性値ＫIC）をＬ方向及びＴ方向
について調査した。ここで、引張試験は平行部直径が6.
25mm，ゲ−ジ長さが２５mmの丸棒試験片を採取して実施
し、破壊靱性試験はＡＳＴＭのＥ３９９に定める破壊靱
性試験法に従って厚さ２５mmの試験片を採取して実施し
た。なお、破壊靱性試験片は供試材から図１に示す方向
で採取した。
【００２４】また、比較例として、前記鍛造材にα＋β
域での溶体化処理のみを施し、その後時効処理を施した
材料についても各機械的特性値を調査した。これらの結
果をまとめて表１及び表２に併記した。
域での溶体化処理のみを施し、その後時効処理を施した
材料についても各機械的特性値を調査した。これらの結
果をまとめて表１及び表２に併記した。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】表１及び表２に示される結果からも明らか
な如く、Ti−５Al−２Sn−２Zr−４Mo−４CrNearβ型チ
タン合金鍛造材に対し、本発明に従って "β域での第一
段目溶体化処理", "所定条件の時効処理", "所定α＋β
域での第二段目溶体化処理"及び "所定条件の第二回時
効処理" を施すと、Ｌ方向，Ｔ方向ともバランスの良い
高強度，高延性，高破壊靱性値を示すようになり、しか
も異方性も向上することが分かる。
な如く、Ti−５Al−２Sn−２Zr−４Mo−４CrNearβ型チ
タン合金鍛造材に対し、本発明に従って "β域での第一
段目溶体化処理", "所定条件の時効処理", "所定α＋β
域での第二段目溶体化処理"及び "所定条件の第二回時
効処理" を施すと、Ｌ方向，Ｔ方向ともバランスの良い
高強度，高延性，高破壊靱性値を示すようになり、しか
も異方性も向上することが分かる。
【００２８】
【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、事前の加工履歴に影響されることなく、高強度と高
破壊靱性値とをバランス良くかつ異方性少なく付与する
ことができるNearβ型チタン合金の熱処理方法を提供す
ることができ、宇宙・航空機器，自動車部品等の性能向
上に大きく寄与することが可能となるなど、産業上極め
て有用な効果がもたらされる。
ば、事前の加工履歴に影響されることなく、高強度と高
破壊靱性値とをバランス良くかつ異方性少なく付与する
ことができるNearβ型チタン合金の熱処理方法を提供す
ることができ、宇宙・航空機器，自動車部品等の性能向
上に大きく寄与することが可能となるなど、産業上極め
て有用な効果がもたらされる。
【図１】供試材からの破壊靱性試験片の採取方法に関す
る説明図である。
る説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ ６９１ ６９１Ｂ (56)参考文献 特開 平４−103747（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−217452（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−105954（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−136499（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−115551（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−279737（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22F 1/18
Claims (1)
- 【請求項１】 Moを含まないかあるいはMo含有量が６重
量％までのNearβ型チタン合金に、まずβ変態点以上の
温度で溶体化処理を施し、次いで〔β変態点−６９０
℃〕から〔β変態点−４９０℃〕までのα＋β域で時効
処理を行ってから、更に〔β変態点−１５０℃〕からβ
変態点までのα＋β域で再度の溶体化処理を施し、その
後〔β変態点−３４０℃〕から〔β変態点−２２０℃〕
までのα＋β域で時効処理を施すことを特徴とする、高
強度と高破壊靱性値とを兼備すると共に異方性の少ない
材料を得るためのNearβ型チタン合金の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18190793A JP2812153B2 (ja) | 1993-06-28 | 1993-06-28 | Ｎｅａｒβ型チタン合金の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18190793A JP2812153B2 (ja) | 1993-06-28 | 1993-06-28 | Ｎｅａｒβ型チタン合金の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0711406A JPH0711406A (ja) | 1995-01-13 |
| JP2812153B2 true JP2812153B2 (ja) | 1998-10-22 |
Family
ID=16108983
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18190793A Expired - Lifetime JP2812153B2 (ja) | 1993-06-28 | 1993-06-28 | Ｎｅａｒβ型チタン合金の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2812153B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2002330763A (ja) | 2001-05-02 | 2002-11-19 | Ajinomoto Co Inc | 発酵法による目的物質の製造法 |
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| CN116676547B (zh) * | 2023-05-11 | 2024-08-02 | 西北工业大学 | 通过多尺度非均质α相析出提升Ti-575双相钛合金强塑匹配的热处理方法 |
-
1993
- 1993-06-28 JP JP18190793A patent/JP2812153B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0711406A (ja) | 1995-01-13 |
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