JPH05125508A - 水素脆性感受性の低いβ型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法 - Google Patents
水素脆性感受性の低いβ型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法Info
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- JPH05125508A JPH05125508A JP21874991A JP21874991A JPH05125508A JP H05125508 A JPH05125508 A JP H05125508A JP 21874991 A JP21874991 A JP 21874991A JP 21874991 A JP21874991 A JP 21874991A JP H05125508 A JPH05125508 A JP H05125508A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度を犠牲にすることなく水素脆性感受性が
低いβ型チタン合金を得る。 【構成】 β型チタン合金を９００°Ｃ以上のβ域温度
で溶体化処理した後、４５０〜５５０°Ｃの温度で３〜
５時間の第１回目時効処理を施し、その後３５０°Ｃ以
上で且つ前記１回目時効処理温度よりも低い温度で３時
間未満の第２回目時効処理を施して、マトリックスがβ
相である粒内に十分な量の析出α相が存在していると共
に粒界近傍にα相の未析出帯が残っている組織を有する
水素脆性感受性の低いβ型チタン合金を得る。
低いβ型チタン合金を得る。 【構成】 β型チタン合金を９００°Ｃ以上のβ域温度
で溶体化処理した後、４５０〜５５０°Ｃの温度で３〜
５時間の第１回目時効処理を施し、その後３５０°Ｃ以
上で且つ前記１回目時効処理温度よりも低い温度で３時
間未満の第２回目時効処理を施して、マトリックスがβ
相である粒内に十分な量の析出α相が存在していると共
に粒界近傍にα相の未析出帯が残っている組織を有する
水素脆性感受性の低いβ型チタン合金を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、水素脆性感受性が低
く、とくに強度を高めたときでも水素脆性による割れを
生じがたいβ型チタン合金を得るのに利用される水素脆
性感受性の低いβ型チタン合金およびβ型チタン合金の
熱処理方法に関するものである。
く、とくに強度を高めたときでも水素脆性による割れを
生じがたいβ型チタン合金を得るのに利用される水素脆
性感受性の低いβ型チタン合金およびβ型チタン合金の
熱処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】チタン合金は、耐熱性および耐食性に優
れていると共に、比強度が高いため、宇宙航空機器の分
野において広く採用されている。
れていると共に、比強度が高いため、宇宙航空機器の分
野において広く採用されている。
【０００３】このようなチタン合金としては、従来、Ｔ
ｉ−６％Ａｌ−４％Ｖ等に代表されるα＋β型のチタン
合金が広く採用されてきたが、近年においては、上記α
＋β型のチタン合金に比べて熱間ないし冷間での加工性
および熱処理性（時効硬化性）に優れたβ型のチタン合
金も使用されるようになっている。
ｉ−６％Ａｌ−４％Ｖ等に代表されるα＋β型のチタン
合金が広く採用されてきたが、近年においては、上記α
＋β型のチタン合金に比べて熱間ないし冷間での加工性
および熱処理性（時効硬化性）に優れたβ型のチタン合
金も使用されるようになっている。
【０００４】このようなβ型のチタン合金は、Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ等のβ安定型元素を多量に含み、β→α変態点
が低下することにより室温においてβ単一相となるよう
にしたものであって、例えば、Ｔｉ−１５％Ｖ−３％Ｃ
ｒ−３％Ｓｎ−３％Ａｌ合金や、Ｔｉ−１３％Ｖ−１１
％Ｃｒ−３％Ａｌ合金や、Ｔｉ−１１．５％Ｍｏ−６％
Ｚｒ−４．５％Ｓｎ合金や、Ｔｉ−８％Ｖ−６％Ｃｒ−
４％Ｍｏ−４％Ｚｒ−３％Ａｌ合金などがある。
ｒ，Ｍｏ等のβ安定型元素を多量に含み、β→α変態点
が低下することにより室温においてβ単一相となるよう
にしたものであって、例えば、Ｔｉ−１５％Ｖ−３％Ｃ
ｒ−３％Ｓｎ−３％Ａｌ合金や、Ｔｉ−１３％Ｖ−１１
％Ｃｒ−３％Ａｌ合金や、Ｔｉ−１１．５％Ｍｏ−６％
Ｚｒ−４．５％Ｓｎ合金や、Ｔｉ−８％Ｖ−６％Ｃｒ−
４％Ｍｏ−４％Ｚｒ−３％Ａｌ合金などがある。
【０００５】このようなβ型チタン合金を熱処理するに
際しては、β変態点以上８５０℃以下の温度で溶体化処
理を施した後、４５０〜５５０℃の温度で８時間以上の
時効処理を施すようにしており、時効処理によってα相
の析出物を生成させることにより時効硬化させて、高強
度が得られるようにしていた。
際しては、β変態点以上８５０℃以下の温度で溶体化処
理を施した後、４５０〜５５０℃の温度で８時間以上の
時効処理を施すようにしており、時効処理によってα相
の析出物を生成させることにより時効硬化させて、高強
度が得られるようにしていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
たような従来のβ型チタン合金にあっては、時効処理を
施して高強度が得られるようにした場合に、従来のα型
チタン合金であるＴｉ−６％Ａｌ−４％Ｖ合金と比較し
て同一の水溶液環境下において水素脆性感受性が高くな
り、強度は高いものの水素脆性による割れを生じやすい
ものになっていることがあるという問題点があり、水素
脆性感受性を低いものとして水素脆性による割れを生じ
がたいものとするためには強度をある程度犠牲にする必
要があるという問題点があって、これらの問題点を解消
することが課題となっていた。
たような従来のβ型チタン合金にあっては、時効処理を
施して高強度が得られるようにした場合に、従来のα型
チタン合金であるＴｉ−６％Ａｌ−４％Ｖ合金と比較し
て同一の水溶液環境下において水素脆性感受性が高くな
り、強度は高いものの水素脆性による割れを生じやすい
ものになっていることがあるという問題点があり、水素
脆性感受性を低いものとして水素脆性による割れを生じ
がたいものとするためには強度をある程度犠牲にする必
要があるという問題点があって、これらの問題点を解消
することが課題となっていた。
【０００７】
【発明の目的】本発明は、上記したような従来の課題に
かんがみてされたもので、熱間ないし冷間での加工性お
よび熱処理性（時効処理性）に優れていると共に、比強
度が高いβ型チタン合金において、時効処理によって強
度を高めたものとしたときでも、水素脆性感受性が低い
ものとなり、強度を犠牲にすることなく水素脆性による
割れ発生を従来以上に防止することができるようにする
ことを目的としている。
かんがみてされたもので、熱間ないし冷間での加工性お
よび熱処理性（時効処理性）に優れていると共に、比強
度が高いβ型チタン合金において、時効処理によって強
度を高めたものとしたときでも、水素脆性感受性が低い
ものとなり、強度を犠牲にすることなく水素脆性による
割れ発生を従来以上に防止することができるようにする
ことを目的としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる水素脆性
感受性の低いチタン合金は、マトリックスがβ相である
β型チタン合金において、粒内に十分な量の析出α相が
存在していると共に、粒界近傍にα相の未析出帯が残っ
ている組織を有する構成としたことを特徴としており、
このような水素脆性感受性の低いβ型チタン合金に係わ
る発明の構成をもって前述した従来の課題を解決するた
めの手段としている。
感受性の低いチタン合金は、マトリックスがβ相である
β型チタン合金において、粒内に十分な量の析出α相が
存在していると共に、粒界近傍にα相の未析出帯が残っ
ている組織を有する構成としたことを特徴としており、
このような水素脆性感受性の低いβ型チタン合金に係わ
る発明の構成をもって前述した従来の課題を解決するた
めの手段としている。
【０００９】また、本発明に係わるβ型チタン合金の熱
処理方法は、β型チタン合金を９００℃以上のβ域温度
で溶体化処理を施した後、４５０〜５５０℃の温度で３
〜５時間の第１回目時効処理を施し、その後３５０℃以
上で且つ前記第１回目時効処理温度よりも低い温度で３
時間未満の第２回目時効処理を施して、水素脆性感受性
の低いβ型チタン合金を得る構成としたことを特徴とし
ており、このようなβ型チタン合金の熱処理方法に係わ
る発明の構成をもって前述した従来の課題を解決するた
めの手段としている。
処理方法は、β型チタン合金を９００℃以上のβ域温度
で溶体化処理を施した後、４５０〜５５０℃の温度で３
〜５時間の第１回目時効処理を施し、その後３５０℃以
上で且つ前記第１回目時効処理温度よりも低い温度で３
時間未満の第２回目時効処理を施して、水素脆性感受性
の低いβ型チタン合金を得る構成としたことを特徴とし
ており、このようなβ型チタン合金の熱処理方法に係わ
る発明の構成をもって前述した従来の課題を解決するた
めの手段としている。
【００１０】本発明に係わる水素脆性感受性の低いβ型
チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法において
適用されるβ型チタン合金は、β安定化元素であるＶ，
Ｍｏ，Ｃｒ等を多量に含有していることによって常温に
おいてβ相単相を形成するものであり、そのほか、α安
定化元素として作用するもののβ型チタン合金において
強度の増大やクリープ特性の向上に寄与するＡｌを適量
含有したり、チタン合金のα安定化およびβ安定化にと
って中立的作用を有するが耐熱性の向上に寄与するＳｎ
を適量含有したりするβ型チタン合金にも適用される。
また、場合によっては、Ｏ，Ｆｅ，Ｎ，Ｈ，Ｃ等の含有
量をコントロールしたβ型チタン合金にも適用される。
チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法において
適用されるβ型チタン合金は、β安定化元素であるＶ，
Ｍｏ，Ｃｒ等を多量に含有していることによって常温に
おいてβ相単相を形成するものであり、そのほか、α安
定化元素として作用するもののβ型チタン合金において
強度の増大やクリープ特性の向上に寄与するＡｌを適量
含有したり、チタン合金のα安定化およびβ安定化にと
って中立的作用を有するが耐熱性の向上に寄与するＳｎ
を適量含有したりするβ型チタン合金にも適用される。
また、場合によっては、Ｏ，Ｆｅ，Ｎ，Ｈ，Ｃ等の含有
量をコントロールしたβ型チタン合金にも適用される。
【００１１】このようなβ型チタン合金に対して熱処理
を行うに際しては、従来採用されている溶体化処理温度
であるβ変態点〜８５０℃よりも高い９００℃以上のβ
域温度で溶体化処理を施すようにし、これによってマト
リックスが安定なβ相単相となるようにしてチタン合金
の熱間ないし冷間での成形加工性を向上させると共に、
チタン合金の素材履歴や転位分布が十分に消滅したもの
となるようにする。
を行うに際しては、従来採用されている溶体化処理温度
であるβ変態点〜８５０℃よりも高い９００℃以上のβ
域温度で溶体化処理を施すようにし、これによってマト
リックスが安定なβ相単相となるようにしてチタン合金
の熱間ないし冷間での成形加工性を向上させると共に、
チタン合金の素材履歴や転位分布が十分に消滅したもの
となるようにする。
【００１２】この場合、溶体化処理温度が９００℃より
も低いと素材履歴や転位分布の消滅が十分でないことが
あるので好ましくない。
も低いと素材履歴や転位分布の消滅が十分でないことが
あるので好ましくない。
【００１３】また、溶体化処理温度の上限についてはと
くに限定はされないが、熱処理設備および作業性等を考
慮して９５０℃以下程度とすることが望ましく、このよ
うな溶体化処理温度に加熱した後の冷却はα相の析出を
来さない速度で行うようにする。
くに限定はされないが、熱処理設備および作業性等を考
慮して９５０℃以下程度とすることが望ましく、このよ
うな溶体化処理温度に加熱した後の冷却はα相の析出を
来さない速度で行うようにする。
【００１４】次いで、溶体化処理後には、４５０〜５５
０℃の温度で３〜５時間の第１回目時効処理を施すこと
によってα相等の析出が生じるようにする。
０℃の温度で３〜５時間の第１回目時効処理を施すこと
によってα相等の析出が生じるようにする。
【００１５】この第１回目時効処理において、時効処理
温度が４５０℃よりも低いとマトリックスであるβ相の
粒内に十分な量の析出α相が生成されないこととなるの
で好ましくなく、５５０℃よりも高いと析出α相が粗大
なものとなって強度が低下することとなるので好ましく
ない。
温度が４５０℃よりも低いとマトリックスであるβ相の
粒内に十分な量の析出α相が生成されないこととなるの
で好ましくなく、５５０℃よりも高いと析出α相が粗大
なものとなって強度が低下することとなるので好ましく
ない。
【００１６】また、第１回目時効処理時間が３時間より
も短いとβ相の粒内に生ずる析出α相の量が少なくなっ
て高強度を得ることができがたくなるので好ましくな
く、５時間よりも長いとβ相の粒界において析出α相の
量が増大して粒界近傍に析出α相の未析出帯が形成され
がたくなるので好ましくない。
も短いとβ相の粒内に生ずる析出α相の量が少なくなっ
て高強度を得ることができがたくなるので好ましくな
く、５時間よりも長いとβ相の粒界において析出α相の
量が増大して粒界近傍に析出α相の未析出帯が形成され
がたくなるので好ましくない。
【００１７】次に、第１回目時効処理後には、３５０℃
以上で且つ前記第１回目時効処理温度よりも低い温度で
３時間未満の第２回目時効処理を施す。
以上で且つ前記第１回目時効処理温度よりも低い温度で
３時間未満の第２回目時効処理を施す。
【００１８】この第２回目時効処理において、時効処理
温度が３５０℃よりも低いと微細なα相の析出量が十分
でなくなって強度の上昇が少ないものとなるので好まし
くなく、第１回目時効処理温度よりも高い温度であると
マトリックスであるβ相の粒界に析出するα相の量が多
くなって、粒界近傍にα相の未析出帯が残されなくなっ
て水素脆性による亀裂の進展速度が大きいものとなり、
水素脆性感受性が高いものとなるので好ましくない。
温度が３５０℃よりも低いと微細なα相の析出量が十分
でなくなって強度の上昇が少ないものとなるので好まし
くなく、第１回目時効処理温度よりも高い温度であると
マトリックスであるβ相の粒界に析出するα相の量が多
くなって、粒界近傍にα相の未析出帯が残されなくなっ
て水素脆性による亀裂の進展速度が大きいものとなり、
水素脆性感受性が高いものとなるので好ましくない。
【００１９】また、第２回目時効処理時間が３時間以上
であると析出α相の量が増大し、マトリックスであるβ
相の粒界におけるα相の未析出帯が減少して水素脆性の
際の亀裂進展速度が増大することとなるので、第２回目
時効処理時間は３時間未満としてβ相の粒界におけるα
相の未析出帯の残存による局部的な強度低下を生じさせ
てこの部分での延性増大による亀裂進展速度の低下をは
かるようにする。
であると析出α相の量が増大し、マトリックスであるβ
相の粒界におけるα相の未析出帯が減少して水素脆性の
際の亀裂進展速度が増大することとなるので、第２回目
時効処理時間は３時間未満としてβ相の粒界におけるα
相の未析出帯の残存による局部的な強度低下を生じさせ
てこの部分での延性増大による亀裂進展速度の低下をは
かるようにする。
【００２０】
【発明の作用】本発明に係わる水素脆性感受性の低いβ
型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法は、β
型チタン合金を９００℃以上のβ域温度で溶体化処理し
た後、４５０〜５５０℃の温度で３〜５時間の第１回目
時効処理を施し、その後３５０℃以上で且つ前記第１回
目時効処理温度以下の温度で３時間未満の第２回目時効
処理を施すようにしているので、β相の粒界近傍に析出
α相の未析出帯を残しながら粒内に十分な量の析出α相
が存在している組織が得られるものとなり、βマトリッ
クスの粒界近傍にα相の未析出帯が形成されることによ
って、このα相の未析出帯の存在による局部的な強度低
下が粒界近傍での大きな破壊抵抗となる結果、水素脆性
感受性の低いβ型チタン合金となり、粒内には十分な析
出α相が存在することによって強度にも十分優れたもの
となり、強度が犠牲とならないことから優れた強度を保
持しつつ水素脆性感受性が低いβ型チタン合金となる。
型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法は、β
型チタン合金を９００℃以上のβ域温度で溶体化処理し
た後、４５０〜５５０℃の温度で３〜５時間の第１回目
時効処理を施し、その後３５０℃以上で且つ前記第１回
目時効処理温度以下の温度で３時間未満の第２回目時効
処理を施すようにしているので、β相の粒界近傍に析出
α相の未析出帯を残しながら粒内に十分な量の析出α相
が存在している組織が得られるものとなり、βマトリッ
クスの粒界近傍にα相の未析出帯が形成されることによ
って、このα相の未析出帯の存在による局部的な強度低
下が粒界近傍での大きな破壊抵抗となる結果、水素脆性
感受性の低いβ型チタン合金となり、粒内には十分な析
出α相が存在することによって強度にも十分優れたもの
となり、強度が犠牲とならないことから優れた強度を保
持しつつ水素脆性感受性が低いβ型チタン合金となる。
【００２１】
【実施例】本発明に係わる水素脆性感受性の低いβ型チ
タン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法の実施例を
比較例と共に説明する。
タン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法の実施例を
比較例と共に説明する。
【００２２】この実施例および比較例においては、表１
に示すＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系のβ型
チタン合金を供試材とした。
に示すＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系のβ型
チタン合金を供試材とした。
【００２３】
【表１】
【００２４】（比較例１）表１に示した化学成分のＴｉ
−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系β型チタン合金に
対して８５０℃の温度で溶体化処理を施し、次いで５１
０℃の温度で１４時間の時効処理を施した。
−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系β型チタン合金に
対して８５０℃の温度で溶体化処理を施し、次いで５１
０℃の温度で１４時間の時効処理を施した。
【００２５】そして、熱処理後の強度を調べたところ、
σB ＝１．２７ＧＰａであった。
σB ＝１．２７ＧＰａであった。
【００２６】また、熱処理後に板厚４ｍｍのＣＴ試験片
を作成し、０．１規定の硫酸溶液内で陰極電解を施しな
がら一定の負荷を加えて破断させ、応力拡大係数による
亀裂進展速度の相違について調べた。このときの亀裂進
展速度については、コンプライアンス法により測定し
た。この結果を表２に示す。
を作成し、０．１規定の硫酸溶液内で陰極電解を施しな
がら一定の負荷を加えて破断させ、応力拡大係数による
亀裂進展速度の相違について調べた。このときの亀裂進
展速度については、コンプライアンス法により測定し
た。この結果を表２に示す。
【００２７】
【表２】
【００２８】（比較例２）表１に示した化学成分のＴｉ
−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系β型チタン合金に
対して８５０℃の温度で溶体化処理を施し、次いで５１
０℃の温度で６時間の第１回目時効処理を施した後、４
４０℃で４時間の第２回目時効処理を施した。
−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系β型チタン合金に
対して８５０℃の温度で溶体化処理を施し、次いで５１
０℃の温度で６時間の第１回目時効処理を施した後、４
４０℃で４時間の第２回目時効処理を施した。
【００２９】そして、熱処理後の強度を調べたところ、
σB ＝１．２５ＧＰａであった。
σB ＝１．２５ＧＰａであった。
【００３０】また、熱処理後に板厚４ｍｍのＣＴ試験片
を作成し、０．１規定の硫酸溶液内で陰極電解を施しな
がら一定の負荷を加えて破断させ、応力拡大係数による
亀裂進展速度の相違について調べた。このときの亀裂進
展速度については、コンプライアンス法により測定し
た。この結果を表３に示す。
を作成し、０．１規定の硫酸溶液内で陰極電解を施しな
がら一定の負荷を加えて破断させ、応力拡大係数による
亀裂進展速度の相違について調べた。このときの亀裂進
展速度については、コンプライアンス法により測定し
た。この結果を表３に示す。
【００３１】
【表３】
【００３２】（実施例１）表１に示した化学成分のＴｉ
−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系β型チタン合金に
対して９５０℃の温度で溶体化処理を施し、次いで５１
０℃の温度で４時間の第１回目時効処理を施した後、４
４０℃の温度で２時間の第２回目時効処理を施した。
−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系β型チタン合金に
対して９５０℃の温度で溶体化処理を施し、次いで５１
０℃の温度で４時間の第１回目時効処理を施した後、４
４０℃の温度で２時間の第２回目時効処理を施した。
【００３３】そして、熱処理後の強度を調べたところ、
σB ＝１．２０ＧＰａであった。
σB ＝１．２０ＧＰａであった。
【００３４】また、熱処理後においてβ粒界近傍の組織
を調べたところ、図１に示すように、β粒界近傍にα相
の未析出帯が残るものとなっていた。
を調べたところ、図１に示すように、β粒界近傍にα相
の未析出帯が残るものとなっていた。
【００３５】また、熱処理後に板厚４ｍｍのＣＴ試験片
を作成し、０．１規定の硫酸溶液内で陰極電解を施しな
がら一定の負荷を加えて破断させ、応力拡大係数による
亀裂進展速度の相違について調べた。このときの亀裂進
展速度については、コンプライアンス法により測定し
た。この結果を表４に示す。
を作成し、０．１規定の硫酸溶液内で陰極電解を施しな
がら一定の負荷を加えて破断させ、応力拡大係数による
亀裂進展速度の相違について調べた。このときの亀裂進
展速度については、コンプライアンス法により測定し
た。この結果を表４に示す。
【００３６】
【表４】
【００３７】表に示すように、本発明実施例１におい
て、強度はσB ＝１．２０ＧＰａであって、比較例１，
２と同レベルでありながら、応力拡大係数が同じレベル
であるときの亀裂進展速度が比較例１，２に比べてかな
り小さな値となっており、本発明実施例１により熱処理
したβ型チタン合金では図１においても示したようにβ
粒界近傍にα相の未析出帯が残されていることによっ
て、この未析出帯の存在による局部的な強度低下が粒界
近傍での大きな破壊抵抗となり、水素脆性による亀裂の
進展抵抗が比較例の場合よりも大きなものとなってい
て、水素脆性感受性が低いものであることが認められ
た。
て、強度はσB ＝１．２０ＧＰａであって、比較例１，
２と同レベルでありながら、応力拡大係数が同じレベル
であるときの亀裂進展速度が比較例１，２に比べてかな
り小さな値となっており、本発明実施例１により熱処理
したβ型チタン合金では図１においても示したようにβ
粒界近傍にα相の未析出帯が残されていることによっ
て、この未析出帯の存在による局部的な強度低下が粒界
近傍での大きな破壊抵抗となり、水素脆性による亀裂の
進展抵抗が比較例の場合よりも大きなものとなってい
て、水素脆性感受性が低いものであることが認められ
た。
【００３８】（実施例２）表１に示した化学成分のＴｉ
−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系β型チタン合金に
対して９５０℃の温度で溶体化処理を施し、次いで５１
０℃の温度で４時間の第１回目時効処理を施した後、４
４０℃の温度で２．９時間の第２回目時効処理を施し
た。
−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ系β型チタン合金に
対して９５０℃の温度で溶体化処理を施し、次いで５１
０℃の温度で４時間の第１回目時効処理を施した後、４
４０℃の温度で２．９時間の第２回目時効処理を施し
た。
【００３９】そして、熱処理後の強度を調べたところ、
σB ＝１．２３ＧＰａであった。
σB ＝１．２３ＧＰａであった。
【００４０】また、熱処理後に板厚４ｍｍのＣＴ試験片
を作成し、０．１規定の硫酸溶液内で陰極電解を施しな
がら一定の負荷を加えて破断させ、応力拡大係数による
亀裂進展速度の相違について調べた。このときの亀裂進
展速度については、コンプライアンス法により測定し
た。この結果を表５に示す。
を作成し、０．１規定の硫酸溶液内で陰極電解を施しな
がら一定の負荷を加えて破断させ、応力拡大係数による
亀裂進展速度の相違について調べた。このときの亀裂進
展速度については、コンプライアンス法により測定し
た。この結果を表５に示す。
【００４１】
【表５】
【００４２】表５に示すように、本発明実施例２におい
て、強度はσＢ＝１．２３ＧＰａであって比較例１，２
と同じレベルでありながら、応力拡大係数が同レベルで
あるときの亀裂進展速度が比較例１，２に比べてかなり
小さな値となっており、本発明実施例２により熱処理し
たβ型チタン合金においても実施例１の場合と同様に亀
裂の進展抵抗が比較例の場合よりも大きなものとなって
おり、水素脆性感受性が低いものであることが認められ
た。
て、強度はσＢ＝１．２３ＧＰａであって比較例１，２
と同じレベルでありながら、応力拡大係数が同レベルで
あるときの亀裂進展速度が比較例１，２に比べてかなり
小さな値となっており、本発明実施例２により熱処理し
たβ型チタン合金においても実施例１の場合と同様に亀
裂の進展抵抗が比較例の場合よりも大きなものとなって
おり、水素脆性感受性が低いものであることが認められ
た。
【００４３】
【発明の効果】本発明に係わる水素脆性感受性の低いβ
型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法では、
β型チタン合金を９００℃以上のβ域温度で溶体化処理
した後、４５０〜５５０℃の温度で３〜５時間の第１回
目時効処理を施し、その後３５０℃以上で且つ前記第１
回目時効処理温度よりも低い温度で３時間未満の第２回
目時効処理を施すようにしているので、β相の粒内に十
分な量の析出α相が存在していると共にβ相の粒界近傍
にα相の未析出帯が残されている組織を有するものとな
っていることによって、亀裂の進展抵抗を高めたものと
することが可能であり、水素脆性による割れが発生しに
くい水素脆性感受性の低いβ型チタン合金を得ることが
可能であり、熱間ないし冷間での加工性および時効硬化
性に優れていると共に比強度の大きいβ型チタン合金に
おいて熱処理後の強度を犠牲にすることなく水素脆性感
受性の低いβ型チタン合金とすることが可能になるとい
う著しく優れた効果がもたらされる。
型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法では、
β型チタン合金を９００℃以上のβ域温度で溶体化処理
した後、４５０〜５５０℃の温度で３〜５時間の第１回
目時効処理を施し、その後３５０℃以上で且つ前記第１
回目時効処理温度よりも低い温度で３時間未満の第２回
目時効処理を施すようにしているので、β相の粒内に十
分な量の析出α相が存在していると共にβ相の粒界近傍
にα相の未析出帯が残されている組織を有するものとな
っていることによって、亀裂の進展抵抗を高めたものと
することが可能であり、水素脆性による割れが発生しに
くい水素脆性感受性の低いβ型チタン合金を得ることが
可能であり、熱間ないし冷間での加工性および時効硬化
性に優れていると共に比強度の大きいβ型チタン合金に
おいて熱処理後の強度を犠牲にすることなく水素脆性感
受性の低いβ型チタン合金とすることが可能になるとい
う著しく優れた効果がもたらされる。
【図１】本発明の実施例１においてβ型チタン合金の熱
処理後にβ相の粒界近傍における金属組織を調べた結果
を示す金属組織顕微鏡写真である。
処理後にβ相の粒界近傍における金属組織を調べた結果
を示す金属組織顕微鏡写真である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成３年８月３０日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 野 末 章 東京都千代田区紀尾井町７番１号 上智大 学 内 (72)発明者 大久保 忠 恒 東京都千代田区紀尾井町７番１号 上智大 学 内 (72)発明者 石 本 誠 二 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 佐 藤 博 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 マトリックスがβ相であるβ型チタン合
金において、粒内に十分な量の析出α相が存在している
と共に、粒界近傍にα相の未析出帯が残っている組織を
有することを特徴とする水素脆性感受性の低いβ型チタ
ン合金。 - 【請求項２】 β型チタン合金を９００℃以上のβ域温
度で溶体化処理した後、４５０〜５５０℃の温度で３〜
５時間の第１回目時効処理を施し、その後３５０℃以上
で且つ前記第１回目時効処理温度よりも低い温度で３時
間未満の第２回目時効処理を施して、水素脆性感受性の
低いβ型チタン合金を得ることを特徴とするβ型チタン
合金の熱処理方法。
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|---|---|---|---|
| JP21874991A JP3308283B2 (ja) | 1991-08-29 | 1991-08-29 | 水素脆性感受性の低いβ型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21874991A JP3308283B2 (ja) | 1991-08-29 | 1991-08-29 | 水素脆性感受性の低いβ型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05125508A true JPH05125508A (ja) | 1993-05-21 |
| JP3308283B2 JP3308283B2 (ja) | 2002-07-29 |
Family
ID=16724818
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21874991A Expired - Fee Related JP3308283B2 (ja) | 1991-08-29 | 1991-08-29 | 水素脆性感受性の低いβ型チタン合金およびβ型チタン合金の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3308283B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4879101A (en) * | 1985-06-17 | 1989-11-07 | Shin Nihon Chemical Industry Co., Ltd. | Method for producing a magnesia powder for use as an electrical insulating material |
| JP2001081537A (ja) * | 1999-09-10 | 2001-03-27 | Tokusen Kogyo Co Ltd | βチタン合金細線の製造方法 |
| WO2017018518A1 (ja) * | 2015-07-29 | 2017-02-02 | 新日鐵住金株式会社 | チタン複合材および熱間加工用チタン材 |
| US11066727B2 (en) | 2015-07-29 | 2021-07-20 | Nippon Steel Corporation | Titanium composite material and titanium material for hot working |
-
1991
- 1991-08-29 JP JP21874991A patent/JP3308283B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4879101A (en) * | 1985-06-17 | 1989-11-07 | Shin Nihon Chemical Industry Co., Ltd. | Method for producing a magnesia powder for use as an electrical insulating material |
| JP2001081537A (ja) * | 1999-09-10 | 2001-03-27 | Tokusen Kogyo Co Ltd | βチタン合金細線の製造方法 |
| JP4562830B2 (ja) * | 1999-09-10 | 2010-10-13 | トクセン工業株式会社 | βチタン合金細線の製造方法 |
| WO2017018518A1 (ja) * | 2015-07-29 | 2017-02-02 | 新日鐵住金株式会社 | チタン複合材および熱間加工用チタン材 |
| JP6137424B1 (ja) * | 2015-07-29 | 2017-05-31 | 新日鐵住金株式会社 | チタン複合材および熱間加工用チタン材 |
| US11066727B2 (en) | 2015-07-29 | 2021-07-20 | Nippon Steel Corporation | Titanium composite material and titanium material for hot working |
| US11814703B2 (en) | 2015-07-29 | 2023-11-14 | Nippon Steel Corporation | Titanium material for hot working |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3308283B2 (ja) | 2002-07-29 |
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