JPH03193850A - 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 - Google Patents
微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法Info
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- JPH03193850A JPH03193850A JP1334236A JP33423689A JPH03193850A JP H03193850 A JPH03193850 A JP H03193850A JP 1334236 A JP1334236 A JP 1334236A JP 33423689 A JP33423689 A JP 33423689A JP H03193850 A JPH03193850 A JP H03193850A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、破壊靭性および疲労特性に優れた微細針状組
織をなすチタンおよびα型、α+β型チタン合金材の製
造方法に関するものである。
織をなすチタンおよびα型、α+β型チタン合金材の製
造方法に関するものである。
(従来の技術)
チタンおよびチタン合金は、比強度が高くかつ耐食性が
優れていることから、航空機用あるいは自動車用構造部
品等多くの分野で使用されており、近時その用途はさら
に拡大しつつある。これらの材料に要求される特性は、
全般的に良好な破壊靭性や高い疲労強度であり、これら
を満たす構造材料は金属組織的に微細な組織を有するも
のでなければならない。
優れていることから、航空機用あるいは自動車用構造部
品等多くの分野で使用されており、近時その用途はさら
に拡大しつつある。これらの材料に要求される特性は、
全般的に良好な破壊靭性や高い疲労強度であり、これら
を満たす構造材料は金属組織的に微細な組織を有するも
のでなければならない。
チタンおよびチタン合金は、板材、線材、棒材、管材あ
るいは形材として供給され、これらは一般的には熱間加
工と熱処理の組み合わせにより製造されている。しかし
、従来の方法では、均一微細な組織をなす製品を得るこ
とが困難であった。すなわち、商用の純チタンについて
は、不純物成分の含有量が限られているため、組織の均
一微細化は困難であり、また、α型、α+β型チタン合
金については、その熱間加工工程において、精度の高い
製品形状を得るために良好な加工性を確保することと、
微細組織を得ることの2点を両立できる適正な加工温度
範囲は非常に狭いという欠点がある。
るいは形材として供給され、これらは一般的には熱間加
工と熱処理の組み合わせにより製造されている。しかし
、従来の方法では、均一微細な組織をなす製品を得るこ
とが困難であった。すなわち、商用の純チタンについて
は、不純物成分の含有量が限られているため、組織の均
一微細化は困難であり、また、α型、α+β型チタン合
金については、その熱間加工工程において、精度の高い
製品形状を得るために良好な加工性を確保することと、
微細組織を得ることの2点を両立できる適正な加工温度
範囲は非常に狭いという欠点がある。
これらの合金は、例えば特公昭58−100663号公
報に開示されているように、加工性の良好なβ域で粗加
工を行い、その後α+β域で仕上げ加工を行う方法、ま
たは微細な等軸位組織を得るため、特公昭6B −49
14号公報に開示されているようにα+β域の狭い温度
範囲で加熱と加工を繰り返す方法等が知られている。
報に開示されているように、加工性の良好なβ域で粗加
工を行い、その後α+β域で仕上げ加工を行う方法、ま
たは微細な等軸位組織を得るため、特公昭6B −49
14号公報に開示されているようにα+β域の狭い温度
範囲で加熱と加工を繰り返す方法等が知られている。
しかし、これらの方法は熱間加工性の悪いα+β域で高
加工を行う必要があり、熱間加工割れの発生等生産性が
極めて悪い。また、得られる金属組織は均一微細化が充
分とは言い難い。そこで、A M S 4935Eで規
定されているように加工しやすいβ域で仕上げ加工を行
うものがあるが、この場合も、高温のβ域で加工するの
で、β粒そのものの粗大化に加えて、その後の焼入れ法
によっても所望の微細針状組織を得ることが困難である
。
加工を行う必要があり、熱間加工割れの発生等生産性が
極めて悪い。また、得られる金属組織は均一微細化が充
分とは言い難い。そこで、A M S 4935Eで規
定されているように加工しやすいβ域で仕上げ加工を行
うものがあるが、この場合も、高温のβ域で加工するの
で、β粒そのものの粗大化に加えて、その後の焼入れ法
によっても所望の微細針状組織を得ることが困難である
。
つまり、チタンおよび既存のα型、α+β型チタン合金
においては、β変態点が高い(例えばJ IS2種では
約885℃、α型のTl−5AII−2,5Snでは約
1040℃、α十β型のTI −6A# −4vでは約
990℃)ので、β相そのものが粗大化する。また、M
s点が高い(例えばJIS2種では約850℃、α型の
Tl−5AN −2,5Snでは約950℃、α十β型
のTl−6,1−4Vでは約850℃)ので、β域温度
からの冷却中に針状のマルテンサイト相がα+β相へと
分解されやすい。
においては、β変態点が高い(例えばJ IS2種では
約885℃、α型のTl−5AII−2,5Snでは約
1040℃、α十β型のTI −6A# −4vでは約
990℃)ので、β相そのものが粗大化する。また、M
s点が高い(例えばJIS2種では約850℃、α型の
Tl−5AN −2,5Snでは約950℃、α十β型
のTl−6,1−4Vでは約850℃)ので、β域温度
からの冷却中に針状のマルテンサイト相がα+β相へと
分解されやすい。
従゛って、従来の方法により製造された材料は、粗大化
したβ相から生成した粗いラメラ−状のα相と残留β相
の混合組織となる。これは微細組織材に比べて疲労強度
等の材質特性が劣るといった問題がある。
したβ相から生成した粗いラメラ−状のα相と残留β相
の混合組織となる。これは微細組織材に比べて疲労強度
等の材質特性が劣るといった問題がある。
また、このように焼入れ性が悪いと、材料の大きさによ
っては、材料の表面層と中心部における焼入れ性の差に
よって、組織が不均一になるという問題も生じる。
っては、材料の表面層と中心部における焼入れ性の差に
よって、組織が不均一になるという問題も生じる。
これらの問題を解決するために、仮にβ変態点あるいは
Ms点を下げるためには、チタンおよびα型、α+β型
チタン合金にV、Cr、Mo等の置換型合金元素を添加
すればよいが、そのような元素を添加すると、材料の成
分組成が本来目的とするものと異なってしまうので、不
可能である。
Ms点を下げるためには、チタンおよびα型、α+β型
チタン合金にV、Cr、Mo等の置換型合金元素を添加
すればよいが、そのような元素を添加すると、材料の成
分組成が本来目的とするものと異なってしまうので、不
可能である。
以上のように、従来の方法では加工が容易で、かつ得ら
れる組織を微細な針状組織とする方法は今のところ見出
されていない。
れる組織を微細な針状組織とする方法は今のところ見出
されていない。
(発明が解決しようとする課題)
本発明は、チタンおよびα型、α+β型チタン合金材に
おいて、加工性に優れ、工業的に安定して製造でき、か
つ破壊靭性および疲労特性に優れた微細針状組織をなす
製品の製造方法を提供することを目的とする。
おいて、加工性に優れ、工業的に安定して製造でき、か
つ破壊靭性および疲労特性に優れた微細針状組織をなす
製品の製造方法を提供することを目的とする。
(課題を解決するための手段および方法)本発明者達は
、チタンおよびα型、α+β型チタン合金中に容易に添
加し、また容易に除去することのできる水素に着目し、
種々の検討を重ねた結果以下の知見を得た。
、チタンおよびα型、α+β型チタン合金中に容易に添
加し、また容易に除去することのできる水素に着目し、
種々の検討を重ねた結果以下の知見を得た。
すなわち、チタンおよびα型、α+β型チタン合金に水
素を含有させると、水素が固溶してβ変態点が下がるの
で、加工性の良いβ単相域での熱間加工を従来よりも低
温域で行うことができ、該β域でのβ粒の粗大化が抑制
される。また、水素を添加すると焼入れ性が向上するの
で、熱間加工後β域からの冷却で特別な急冷を行わなく
ても、材料中心部まで均一に微細針状マルテンサイト組
織となる。その後、これを真空中で加熱すると水素が除
去されるとともに針状組織を含む組織となり、破壊靭性
および疲労強度の両方の特性に優れた材料が得られる。
素を含有させると、水素が固溶してβ変態点が下がるの
で、加工性の良いβ単相域での熱間加工を従来よりも低
温域で行うことができ、該β域でのβ粒の粗大化が抑制
される。また、水素を添加すると焼入れ性が向上するの
で、熱間加工後β域からの冷却で特別な急冷を行わなく
ても、材料中心部まで均一に微細針状マルテンサイト組
織となる。その後、これを真空中で加熱すると水素が除
去されるとともに針状組織を含む組織となり、破壊靭性
および疲労強度の両方の特性に優れた材料が得られる。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたもので、その
要旨は、 (1) 重量%にて、0.02〜2%の水素を含有さ
せたチタンおよびα型、α+β型チタン合金材を、β変
態点以上1100℃未満の温度に加熱し、該温度域にて
加工率30%以上の熱間加工を行い、該加工をβ単相の
温度域で終了させて400℃以下の温度域まで冷却した
後、真空中で脱水素するとともに焼鈍することを特徴と
する微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造
方法(2)重量%にて、0.02〜2%の水素を含有さ
せたチタンおよびα型、α+β型チタン合金材を、β変
態点以上1100℃未満の温度に加熱し400℃以下の
温度域まで冷却した後、再度β変態点以上1100℃未
満の温度に加熱し、該温度域にて熱間加工を行い、該加
工をβ単相の温度域で終了させて400℃以下の温度域
まで冷却した後、真空中で脱水素するとともに焼鈍する
ことを特徴とする微細針状組織をなすチタンおよびチタ
ン合金の製造方法 である。
要旨は、 (1) 重量%にて、0.02〜2%の水素を含有さ
せたチタンおよびα型、α+β型チタン合金材を、β変
態点以上1100℃未満の温度に加熱し、該温度域にて
加工率30%以上の熱間加工を行い、該加工をβ単相の
温度域で終了させて400℃以下の温度域まで冷却した
後、真空中で脱水素するとともに焼鈍することを特徴と
する微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造
方法(2)重量%にて、0.02〜2%の水素を含有さ
せたチタンおよびα型、α+β型チタン合金材を、β変
態点以上1100℃未満の温度に加熱し400℃以下の
温度域まで冷却した後、再度β変態点以上1100℃未
満の温度に加熱し、該温度域にて熱間加工を行い、該加
工をβ単相の温度域で終了させて400℃以下の温度域
まで冷却した後、真空中で脱水素するとともに焼鈍する
ことを特徴とする微細針状組織をなすチタンおよびチタ
ン合金の製造方法 である。
以下、本発明の詳細な説明する。
本発明の対象材は、JIS規格チタン等の商用純チタン
、Tl−5Aj! −2,5Sn等のα型チタン合金、
TI −6AI! −4V等(Da+/3型fタン合金
である。素材としては、インゴット等の鋳造材、鍛造、
分塊圧延、熱間圧延、熱間押出等を行った熱間加工材、
あるいは冷間加工材、さらには粉末のプレス成形材等を
用いることができる。
、Tl−5Aj! −2,5Sn等のα型チタン合金、
TI −6AI! −4V等(Da+/3型fタン合金
である。素材としては、インゴット等の鋳造材、鍛造、
分塊圧延、熱間圧延、熱間押出等を行った熱間加工材、
あるいは冷間加工材、さらには粉末のプレス成形材等を
用いることができる。
本発明は、重量%にて0.02〜2%の水素を含有させ
た上記材料を処理するのであるが、水素は溶解時に添加
してもよく、また水素雰囲気中で加熱して含有させる等
の手段を用いてもよく、その方法および条件は限定され
るものではない。
た上記材料を処理するのであるが、水素は溶解時に添加
してもよく、また水素雰囲気中で加熱して含有させる等
の手段を用いてもよく、その方法および条件は限定され
るものではない。
水素を含有させた材料は、β変態点以上の温度に加熱さ
れると、体心立方構造における高拡散性によって成分が
均一化される。この水素添加材を圧延、押出および鍛造
等の方法で熱間加工する。
れると、体心立方構造における高拡散性によって成分が
均一化される。この水素添加材を圧延、押出および鍛造
等の方法で熱間加工する。
この場合、前述のように、水素が固溶することによって
β単相となる温度範囲が低温側に拡大し、加工性の良い
β単相域での熱間加工を従来よりも低温域で行うことが
できる。このため、β相の粗大化を抑制し、しかも表面
疵や割れ発生を防止した熱間加工が可能となる。
β単相となる温度範囲が低温側に拡大し、加工性の良い
β単相域での熱間加工を従来よりも低温域で行うことが
できる。このため、β相の粗大化を抑制し、しかも表面
疵や割れ発生を防止した熱間加工が可能となる。
また、熱間加工後β域からの冷却時には、β変態点が低
くかつMs点も低いため、特別な急冷を行わなくても、
α+β相への拡散型変態が抑制され、焼入れ性が向上し
て、材料中心部まで均一微細な針状マルテンサイト組織
をなす材料が得られる。そして、該材料には加工歪が与
えられ、かつ冷却中および冷却後に水素化物が析出する
ことによって水素化物自身およびその周囲に高密度の転
位が形成される。これを真空中で焼鈍すると、針状のマ
ルテンサイト組織は転位の部分から再結晶α相が生成し
て針状晶が部分的に分断され、針状組織を含む均一微細
な組織となり、破壊靭性および疲労強度の両方の特性に
優れた材料が得られる。
くかつMs点も低いため、特別な急冷を行わなくても、
α+β相への拡散型変態が抑制され、焼入れ性が向上し
て、材料中心部まで均一微細な針状マルテンサイト組織
をなす材料が得られる。そして、該材料には加工歪が与
えられ、かつ冷却中および冷却後に水素化物が析出する
ことによって水素化物自身およびその周囲に高密度の転
位が形成される。これを真空中で焼鈍すると、針状のマ
ルテンサイト組織は転位の部分から再結晶α相が生成し
て針状晶が部分的に分断され、針状組織を含む均一微細
な組織となり、破壊靭性および疲労強度の両方の特性に
優れた材料が得られる。
このような効果を得るには、水素含有量を0.02%以
上とし、β変態点を低下させ、そして熱間加工をβ変態
点以上の温度で行い、その後400℃以下の温度域まで
冷却しなければならない。水素含有量が2%を越えると
材料が脆くなり、材料取扱時に割れるおそれが生じる。
上とし、β変態点を低下させ、そして熱間加工をβ変態
点以上の温度で行い、その後400℃以下の温度域まで
冷却しなければならない。水素含有量が2%を越えると
材料が脆くなり、材料取扱時に割れるおそれが生じる。
従9て、水素含有量を上記のように限定した。また、β
変態点以上に加熱するときの温度が高温になり過ぎると
、β粒が粗大化して目的とする微細組織が得られ難いの
で、加熱温度の上限を1100℃未満とした。熱間加工
後のβ域からの冷却速度は、水冷でも空冷でもよく、ま
た炉冷でもよい。つぎの工程の真空加熱は、材料温度が
400℃以下になってから行う必要がある。400℃よ
りも高い温度で冷却を終了して再加熱すると、マルテン
サイト変態が充分に行われず、目的とする微細針状組織
が得られ難い。
変態点以上に加熱するときの温度が高温になり過ぎると
、β粒が粗大化して目的とする微細組織が得られ難いの
で、加熱温度の上限を1100℃未満とした。熱間加工
後のβ域からの冷却速度は、水冷でも空冷でもよく、ま
た炉冷でもよい。つぎの工程の真空加熱は、材料温度が
400℃以下になってから行う必要がある。400℃よ
りも高い温度で冷却を終了して再加熱すると、マルテン
サイト変態が充分に行われず、目的とする微細針状組織
が得られ難い。
請求項(1)は、水素を含有させた材料を前記β変態点
以上の温度に加熱して熱間加工するのであるが、素材の
組織が粗大粒を有する場合があることを考慮して、これ
を細粒化するために加工率を30%以上とした。
以上の温度に加熱して熱間加工するのであるが、素材の
組織が粗大粒を有する場合があることを考慮して、これ
を細粒化するために加工率を30%以上とした。
請求項(2)は、水素を含有させた材料を前記β変態点
以上の温度に加熱して400℃以下まで冷却した後、再
度前記β変態点以上の温度に加熱して熱間加工を行うの
であるが、前段の加熱冷却は素材の組織が粗大粒を有す
る場合があることを考慮して行われ、この処理によって
組織は細粒化されるので、熱間加工の加工率は30%未
満でもよい。
以上の温度に加熱して400℃以下まで冷却した後、再
度前記β変態点以上の温度に加熱して熱間加工を行うの
であるが、前段の加熱冷却は素材の組織が粗大粒を有す
る場合があることを考慮して行われ、この処理によって
組織は細粒化されるので、熱間加工の加工率は30%未
満でもよい。
しかし、15%以上とするのが望ましい。
本発明におけるβ変態点以上の温度からの冷却条件は、
炉冷から水冷までの広い範囲にわたって目的とする組織
が得られるので、材料が大断面のものであっても安定し
て全断面にわたる均一微細な針状マルテンサイト組織を
得ることができる。
炉冷から水冷までの広い範囲にわたって目的とする組織
が得られるので、材料が大断面のものであっても安定し
て全断面にわたる均一微細な針状マルテンサイト組織を
得ることができる。
熱間加工し冷却した後は真空中で焼鈍するのであるが、
脱水素するために、真空度は圧力lX10””torr
程度以下の減圧下であればよく、高真空程処理時間は短
かくなるが、実用上I X 1G−’torr程度で、
時間は材料の厚さ等によって異なり、厚い程長い処理時
間が必要となる。また、焼鈍により高密度転位の集積部
から再結晶させて針状晶を部分的に分断し、均一微細な
針状組織とする際に、再結晶α相を粗大化させてはなら
ないので、温度は500℃以上900℃以下、時間は1
00時間以内とするのが望ましい。
脱水素するために、真空度は圧力lX10””torr
程度以下の減圧下であればよく、高真空程処理時間は短
かくなるが、実用上I X 1G−’torr程度で、
時間は材料の厚さ等によって異なり、厚い程長い処理時
間が必要となる。また、焼鈍により高密度転位の集積部
から再結晶させて針状晶を部分的に分断し、均一微細な
針状組織とする際に、再結晶α相を粗大化させてはなら
ないので、温度は500℃以上900℃以下、時間は1
00時間以内とするのが望ましい。
本発明の効果は、水素含有によりβ変態点およびMs点
が低下したときに発揮され、この適正水素量は対象材料
の成分により異なる。従って、β変態点およびMs点を
下げるために、含有させる適正水素量をJIS2種純チ
タンではは0.02%以上、Tl−5AII−2,5S
nでは0.015以上、T I−6AI−4Vテ4;k
o、02%以上とすルノが望ましい。
が低下したときに発揮され、この適正水素量は対象材料
の成分により異なる。従って、β変態点およびMs点を
下げるために、含有させる適正水素量をJIS2種純チ
タンではは0.02%以上、Tl−5AII−2,5S
nでは0.015以上、T I−6AI−4Vテ4;k
o、02%以上とすルノが望ましい。
(実 施 例)
実施例 1
α+β型チタン合金TI −6A、& −4Vのビレッ
トを、水素雰囲気にて750℃で1時間から20時間加
熱して、第1表に示す各種量の水素を含有させ、各種温
度に加熱して、減面率60%の熱間押出加工を行い直径
60龍の棒材とし、約1.2℃/秒の冷却速度(空冷)
で室温まで冷却した。なお加工終了温度は加熱温度とほ
ぼ同じであった。その後、I X 10−’torrの
真空中にて700℃で5時間焼鈍した。
トを、水素雰囲気にて750℃で1時間から20時間加
熱して、第1表に示す各種量の水素を含有させ、各種温
度に加熱して、減面率60%の熱間押出加工を行い直径
60龍の棒材とし、約1.2℃/秒の冷却速度(空冷)
で室温まで冷却した。なお加工終了温度は加熱温度とほ
ぼ同じであった。その後、I X 10−’torrの
真空中にて700℃で5時間焼鈍した。
各材料の中心部の金属組織を観察した結果、第1表に示
すように、水素添加量が0.2%、1.5%および2.
1%については、910℃および1000℃に加熱して
加工したものは、目的とする微細針状組織が得られた。
すように、水素添加量が0.2%、1.5%および2.
1%については、910℃および1000℃に加熱して
加工したものは、目的とする微細針状組織が得られた。
水素添加量が0.005%と低いものは、何れの温度で
も目的とする組織が得られていない。加熱温度がβ変態
点未満の750℃の場合は、α+β二相域で加工された
ため、等軸位組織となった。また、1100℃に加熱し
加工したものは粗大針状組織となった。なお、水素添加
量が2.1%のものは、熱間押出時に表面割れが発生し
た。
も目的とする組織が得られていない。加熱温度がβ変態
点未満の750℃の場合は、α+β二相域で加工された
ため、等軸位組織となった。また、1100℃に加熱し
加工したものは粗大針状組織となった。なお、水素添加
量が2.1%のものは、熱間押出時に表面割れが発生し
た。
本発明例の代表的な金属組織として、試料NIIL2の
910℃で熱間押出加工した後真空焼鈍したものについ
て、中心部の200倍顕微鏡写真を第1図に示す。また
、比較例として、試料No、1の1100℃で熱間押出
加工した後焼鈍した粗大針状組織の例について、中心部
の200倍顕微鏡写真を第2図に示す。
910℃で熱間押出加工した後真空焼鈍したものについ
て、中心部の200倍顕微鏡写真を第1図に示す。また
、比較例として、試料No、1の1100℃で熱間押出
加工した後焼鈍した粗大針状組織の例について、中心部
の200倍顕微鏡写真を第2図に示す。
なお、これらの前記処理をした試料磁2(第1図)およ
び試料磁1(第2図)について、常温での衝撃値を測定
した。その結果、微細針状組織をなす試料No、2は、
衝撃値が4−8kg−m/cd、粗大針状組織をなす試
料N(Llは3.2kg−m/c−であり、微細針状組
織材漱2の方が高い値を示した。
び試料磁1(第2図)について、常温での衝撃値を測定
した。その結果、微細針状組織をなす試料No、2は、
衝撃値が4−8kg−m/cd、粗大針状組織をなす試
料N(Llは3.2kg−m/c−であり、微細針状組
織材漱2の方が高い値を示した。
このように、本発明によれば均一な微細針状組織をなす
α+β型チタン合金材が広範囲の条件で安定して製造す
ることができる。
α+β型チタン合金材が広範囲の条件で安定して製造す
ることができる。
第 1 表
実施例 2
各種量の水素を含有させたα+β型チタン合金TI −
6AI!−4V(7)インゴットを、1000℃ノβ単
相域に加熱し、約1.5℃/秒の冷却速度(空冷)で室
温まで冷却し、第2表に示す各種温度に加熱し、加工率
40%の熱間圧延を行い厚さ5mmの板とし、約2.0
℃/秒の冷却速度(空冷)で室温まで冷却した。なお、
熱間圧延終了温度は、加熱温度とほぼ同じであった。つ
いで、I X 10−’torrの真空中にて700℃
で5時間焼鈍した。
6AI!−4V(7)インゴットを、1000℃ノβ単
相域に加熱し、約1.5℃/秒の冷却速度(空冷)で室
温まで冷却し、第2表に示す各種温度に加熱し、加工率
40%の熱間圧延を行い厚さ5mmの板とし、約2.0
℃/秒の冷却速度(空冷)で室温まで冷却した。なお、
熱間圧延終了温度は、加熱温度とほぼ同じであった。つ
いで、I X 10−’torrの真空中にて700℃
で5時間焼鈍した。
各材料の中心部の金属組織を観察した結果、第2表に示
すように、水素添加量が0.2%、1.5%および2.
1%についでは、910℃および1000℃に加熱して
加工したものは、目的とする微細針状組織が得られた。
すように、水素添加量が0.2%、1.5%および2.
1%についでは、910℃および1000℃に加熱して
加工したものは、目的とする微細針状組織が得られた。
水素添加量が0.005%と低いものは、何れの温度で
も目的とする組織が得られていない。加熱温度がβ変態
点未満の750℃の場合は、α+β二相域で加工された
ため、等釉粒組織となった。また、1100℃に加熱し
加工したものは粗大針状組織となった。なお、水素添加
量が2.1%のものは、熱間圧延時に表面割れが発生し
た。
も目的とする組織が得られていない。加熱温度がβ変態
点未満の750℃の場合は、α+β二相域で加工された
ため、等釉粒組織となった。また、1100℃に加熱し
加工したものは粗大針状組織となった。なお、水素添加
量が2.1%のものは、熱間圧延時に表面割れが発生し
た。
第
表
実施例 3
実施例2と同様にして、α型チタン合金Tl−5All
−2,5Snについて水素を含有させて、1060℃の
β単相域に加熱し、約1.5℃/秒の冷却速度(空冷)
で室温まで冷却し、第3表に示す各種温度に加熱し、加
工率50%の熱間圧延を行って厚さ4關板とし、約2.
0℃/秒の冷却速度で室温まで冷却した。次いで、I
X 10−’torrの真空中にて730℃で6時間焼
鈍した。
−2,5Snについて水素を含有させて、1060℃の
β単相域に加熱し、約1.5℃/秒の冷却速度(空冷)
で室温まで冷却し、第3表に示す各種温度に加熱し、加
工率50%の熱間圧延を行って厚さ4關板とし、約2.
0℃/秒の冷却速度で室温まで冷却した。次いで、I
X 10−’torrの真空中にて730℃で6時間焼
鈍した。
各材料の中心部の金属組織を観察した結果、第3表に示
すように、水素添加量が0.3%、1.7%および2.
2%については、960℃および1050℃に加熱した
ものは、微細針状組織が得られた。水素添加量が0.0
05%と低いものは、何れの温度でも目的とする組織が
得られていない。加熱温度が780℃の場合は、α+β
二相域で加工されたため、等釉粒組織となった。また、
1160℃に加熱し加工したものは粗大針状組織となっ
た。なお、水素添加量が2.2%のものは、熱間圧延時
に表面割れが生じた。
すように、水素添加量が0.3%、1.7%および2.
2%については、960℃および1050℃に加熱した
ものは、微細針状組織が得られた。水素添加量が0.0
05%と低いものは、何れの温度でも目的とする組織が
得られていない。加熱温度が780℃の場合は、α+β
二相域で加工されたため、等釉粒組織となった。また、
1160℃に加熱し加工したものは粗大針状組織となっ
た。なお、水素添加量が2.2%のものは、熱間圧延時
に表面割れが生じた。
第 3 表
針状組織を呈するチタンおよびα型、α+β型チタン合
金材を工業的に安定して得ることができ、得られた材料
は破壊靭性および疲労強度に優れており、その工業的な
効果は極めて大きい。
金材を工業的に安定して得ることができ、得られた材料
は破壊靭性および疲労強度に優れており、その工業的な
効果は極めて大きい。
第1図は本発明法により得られた材料の金属組織写真を
示す図、第2図は比較例により得られた材料の金属組織
写真を示す図である。 復代理人 弁理士 田村弘明 (発明の効果)
示す図、第2図は比較例により得られた材料の金属組織
写真を示す図である。 復代理人 弁理士 田村弘明 (発明の効果)
Claims (2)
- (1)重量%にて、0.02〜2%の水素を含有させた
チタンおよびα型、α+β型チタン合金材を、β変態点
以上1100℃未満の温度に加熱し、該温度域にて加工
率30%以上の熱間加工を行い、該加工をβ単相の温度
域で終了させて400℃以下の温度域まで冷却した後、
真空中で脱水素するとともに焼鈍することを特徴とする
微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法
。 - (2)重量%にて、0.02〜2%の水素を含有させた
チタンおよびα型、α+β型チタン合金材を、β変態点
以上1100℃未満の温度に加熱し400℃以下の温度
域まで冷却した後、再度β変態点以上1100℃未満の
温度に加熱し、該温度域にて熱間加工を行い、該加工を
β単相の温度域で終了させて400℃以下の温度域まで
冷却した後、真空中で脱水素するとともに焼鈍すること
を特徴とする微細針状組織をなすチタンおよびチタン合
金の製造方法。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1334236A JPH03193850A (ja) | 1989-12-22 | 1989-12-22 | 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 |
US07/629,828 US5125986A (en) | 1989-12-22 | 1990-12-19 | Process for preparing titanium and titanium alloy having fine acicular microstructure |
EP90124976A EP0434069B1 (en) | 1989-12-22 | 1990-12-20 | Process for preparing titanium and titanium alloy having fine acicular microstructure |
DE69012764T DE69012764T2 (de) | 1989-12-22 | 1990-12-20 | Verfahren zur Herstellung von Titan und Titan-Legierungen mit einer feinen nadelförmigen Mikrostruktur. |
CN91100745.8A CN1020638C (zh) | 1989-12-22 | 1990-12-22 | 制造具细针状显微组织的钛和钛合金的方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1334236A JPH03193850A (ja) | 1989-12-22 | 1989-12-22 | 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03193850A true JPH03193850A (ja) | 1991-08-23 |
Family
ID=18275069
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1334236A Pending JPH03193850A (ja) | 1989-12-22 | 1989-12-22 | 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5125986A (ja) |
EP (1) | EP0434069B1 (ja) |
JP (1) | JPH03193850A (ja) |
CN (1) | CN1020638C (ja) |
DE (1) | DE69012764T2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007114218A1 (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | チタン合金及びエンジン排気管 |
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US5403411A (en) * | 1992-03-23 | 1995-04-04 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method for increasing the fracture resistance of titanium composites |
US5232525A (en) * | 1992-03-23 | 1993-08-03 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Post-consolidation method for increasing the fracture resistance of titanium composites |
KR0148414B1 (ko) * | 1992-07-16 | 1998-11-02 | 다나카 미노루 | 티타늄 합금제 엔진밸브 및, 그것의 제조방법 |
US5900083A (en) * | 1997-04-22 | 1999-05-04 | The Duriron Company, Inc. | Heat treatment of cast alpha/beta metals and metal alloys and cast articles which have been so treated |
US7892369B2 (en) * | 2006-04-28 | 2011-02-22 | Zimmer, Inc. | Method of modifying the microstructure of titanium alloys for manufacturing orthopedic prostheses and the products thereof |
CN105102679B (zh) * | 2013-04-01 | 2018-04-10 | 新日铁住金株式会社 | 热轧用钛铸坯以及其制造方法 |
BR112017017188B1 (pt) * | 2015-02-10 | 2021-07-13 | Ati Properties Llc | Métodos de produzir artigos de liga de titânio |
CN107385371B (zh) * | 2017-08-08 | 2019-03-19 | 西北有色金属研究院 | 获得短棒状初生α相组织的亚稳β型钛合金的加工方法 |
CN111136473A (zh) * | 2019-12-12 | 2020-05-12 | 西安圣泰金属材料有限公司 | 一种两相钛合金圆棒低成本高效制备方法 |
CN114657491A (zh) * | 2022-04-08 | 2022-06-24 | 攀钢集团研究院有限公司 | 一种具有表面晶花的纯钛薄板及其加工方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS58100663A (ja) * | 1981-12-08 | 1983-06-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法 |
US4415375A (en) * | 1982-06-10 | 1983-11-15 | Mcdonnell Douglas Corporation | Transient titanium alloys |
US4624714A (en) * | 1983-03-08 | 1986-11-25 | Howmet Turbine Components Corporation | Microstructural refinement of cast metal |
JPS61253354A (ja) * | 1985-05-07 | 1986-11-11 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | α+β型チタン合金板の製造方法 |
US4680063A (en) * | 1986-08-13 | 1987-07-14 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method for refining microstructures of titanium ingot metallurgy articles |
US4820360A (en) * | 1987-12-04 | 1989-04-11 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method for developing ultrafine microstructures in titanium alloy castings |
US4923513A (en) * | 1989-04-21 | 1990-05-08 | Boehringer Mannheim Corporation | Titanium alloy treatment process and resulting article |
-
1989
- 1989-12-22 JP JP1334236A patent/JPH03193850A/ja active Pending
-
1990
- 1990-12-19 US US07/629,828 patent/US5125986A/en not_active Expired - Fee Related
- 1990-12-20 EP EP90124976A patent/EP0434069B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1990-12-20 DE DE69012764T patent/DE69012764T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1990-12-22 CN CN91100745.8A patent/CN1020638C/zh not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007114218A1 (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | チタン合金及びエンジン排気管 |
US8431231B2 (en) | 2006-03-30 | 2013-04-30 | Kobe Steel, Ltd. | Titanium Material and Exhaust Pipe for Engine |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US5125986A (en) | 1992-06-30 |
EP0434069B1 (en) | 1994-09-21 |
DE69012764T2 (de) | 1995-02-16 |
CN1053643A (zh) | 1991-08-07 |
EP0434069A1 (en) | 1991-06-26 |
CN1020638C (zh) | 1993-05-12 |
DE69012764D1 (de) | 1994-10-27 |
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