JPH07100846B2 - 鏡面を有するチタン合金の製造方法 - Google Patents
鏡面を有するチタン合金の製造方法Info
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- JPH07100846B2 JPH07100846B2 JP1233922A JP23392289A JPH07100846B2 JP H07100846 B2 JPH07100846 B2 JP H07100846B2 JP 1233922 A JP1233922 A JP 1233922A JP 23392289 A JP23392289 A JP 23392289A JP H07100846 B2 JPH07100846 B2 JP H07100846B2
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Description
る。
後、β変態点以上の温度でβ溶体化処理した後、室温ま
で急冷しマルテンサイト単相、あるいはβ単相にし、次
いでβ変態点以下の温度で時効処理を施しマルテンサイ
ト相、あるいはβ相上のα析出物を微細に析出させ、更
に、該成形体の鏡面仕上げ処理を施すことによって鏡面
状態が得られるようにしたものである。
相との2相合金であり、α相とβ相との硬さの差および
加工性の差があることから、鏡面仕上げを施しても、鏡
面状態が得られない。また、β型チタン合金の成形体に
おいても、α相が量は少ないが存在するため、α相とβ
相との硬さの差および加工性の差により、鏡面仕上げを
施しても、鏡面状態が得られない。
度あるいは靱性を高めることを目的として、特公昭58−
48025号公報や、特開昭61−281860号公報に示されるよ
うに、β変態点温度以下で溶体化処理した後、急冷し、
次に溶体化処理温度以下で時効処理を行っている。この
ような処理においては、初析のα相が残存しており、初
析α相と時効処理によりβ相より析出した相には硬さの
差および加工性の差が生じ、鏡面仕上げを施しても鏡面
状態は得られない。
やオーバーコート等の表面処理を施して使用されてい
た。
食性が良い等の多くの利点を備えていることから、構造
用あるいは機械部品に多く使用されている。これらの製
品では強度、靱性、耐食性、防振性の機能面からの熱処
理が施されているが、外観面の要望がなく鏡面状態が必
要とされない。しかし、近年、比重が小さく耐食性が良
く硬度が高く高級感があるというチタン合金の特徴か
ら、装飾品に使用されているが、この場合、オーバーコ
ート等の表面処理を施すか、又はなし地の模様での使用
であって、鏡面での使用が出来なかった。
(第1図(A))ことから、鏡面仕上げ処理において、
軟質相が選択的に研磨されたり(第1図(B)),軟質
相が折損・脱落したり(第1図(C))することによ
り、仕上げ表面に凹凸が形成され、なお、なし地模様と
なり、鏡面状態が得られないことによるものである。
β型チタン合金あるいはβ型チタン合金を、β変態点以
上の温度でβ溶体化処理した後、室温まで急冷し、β変
態点以下の温度で時効処理し、表面全体をマルテンサイ
ト相およびβ相の組織から析出物を微細に析出させるも
のである。
した(β溶体化処理)後に急冷を行うことにより、マル
テンサイト単相の組織となる。一方、β型チタン合金
は、β変態点以上の温度に加熱保持した後に急冷を行う
ことにより、β単相の組織となる。さらに、β変態点以
下の温度で時効処理することにより、マルテンサイト相
あるいはβ相地にα相あるいはω相が微細に析出する。
マルテンサイト地にα相あるいはω相が析出した組織の
状態あるいはβ相地にα相あるいはω相が析出した組織
の状態で鏡面仕上げの研磨処理することにより、チタン
合金表面が均一に研磨され、鏡面状態が得られる。
タン合金を用いた。
α+β2相の組織を示している。
った組織であり、α+β2相の組織を示している。
更に500℃・5hの時効処理後空冷した組織であり、β相
から微細なα相が析出し、かつ、初析のα相がそのまま
残存している。
った組織であり、マルテンサイト組織を示している。
更に400℃・16hの時効処理後空冷した組織であり、マル
テンサイト地からω相が微細な析出している。
更に450℃・16hの時効処理後空冷した組織であり、マル
テンサイト地から微細なα相あるいはω相が析出してい
る。
更に500℃・16hの時効処理後空冷した組織であり、マル
テンサイト地から微細なα相が針状に析出している。
の温度で溶体化処理を行い油冷することにより、α相が
残存しないマルテンサイト単相の組織が得られ、溶体化
時間は5分以上が必要であった。この状態から更にβ変
態点以下の温度で時効処理することにより、450℃以下
ではマルテンサイト地から微細なω相が析出し、450℃
以上ではマルテンサイト地から微細なα相が析出した組
織が得られる。一方、β変態点以下で溶体化処理油冷す
ると、α+β2相の組織となり、更にβ変態点以下で時
効処理すると、β相から微細なα相が析出し、かつ、初
析のα相が残存する組織となっている。次に、各種熱処
理を施したチタン合金の硬さを第3図、第4図に示す。
効処理したチタン合金の硬さを示す図である。
260を示し、各時効処理温度においても、時効処理時間2
hでHv350以上を示し、時効処理効果が発生している。
ω相の析出が寄与するものである。
効処理したチタン合金の硬さを示す図である。溶体化処
理のみ行ったチタン合金は、ビッカース硬度Hv240を示
すが、時効処理によって400℃・5hでHv420,500℃,5hでH
v370と硬化しており、α+β相から微細なα相あるいは
ω相の析出による硬化の効果が得られている。
理を施した結果を第3表に示す。
る研磨、更にバフ研磨の処理を行った。
表面粗さは、各サンプルに対して2mm間隔で7ケ所測定
における最大表面粗さRmaxの最大・最小・平均で表して
いる。
効処理を行ったチタン合金は、Hv370と硬化しており、
波うち、表面粗さが小さいものの、α相とβ相との硬度
の違いから研磨のむらが発生し、なし地模様となってし
まっている。
あるいは500℃・5hの時効処理を行ったチタン合金は、
ビッカース硬度が高く、表面粗さも小さく、マルテンサ
イト地に均一にα相もしくはω相が微細に析出してお
り、研磨のむらがなく、鏡面状態が得られている。又、
400℃・5hの時効処理を行ったチタン合金は、完全にα
相もしくはω相が析出しておらず、研磨によるむらが若
干発生している。
の温度で溶体化処理を施し、室温まで急冷した後、β変
態点以下の温度で時効処理を施す熱処理によって、マル
テンサイト地から微細なα相もしくはω相を析出した組
織とし、鏡面仕上げ処理によって良好な鏡面状態が達成
されるものである。
を用い、第5表に示す各種熱処理を施した。
α+β2相の組織を示している。
った組織であり、α+β2相の組織を示している。
った組織であり、マルテンサイト組織を示している。
更に400℃・16hの時効処理後空冷した組織であり、マル
テンサイト地にω相が微細に析出している状態を示して
いる。
化処理後油冷し、更に500℃・16h,600℃・16h,700℃・1
6hの時効処理後空冷した組織であり、マルテンサイト地
からα相が微細に析出した状態を示している。
の温度で溶体化処理を行い油冷以上の速度で室温まで冷
却することにより、マルテンサイト単相の組織となる。
更に、この状態からβ変態点以下の温度で時効処理する
ことにより、マルテンサイト地からω相が微細に析出す
る(時効処理温度:400℃)組織となり、あるいはマルテ
ンサイト地からα相が微細に析出する(時効処理温度>
400℃)組織となる。又、β変態点以下の温度で溶体化
処理を行い油冷すると、α+β2相組織が得られ、更
に、β変態点以下の温度で時効処理すると、β相からα
相あるいはω相が微細に析出し、初析のα相は残存した
組織が得られる。
第7図に示す。
硬度Hv335が得られるが、更にβ変態点以下の時効処理
を施すことにより、Hv350〜370と向上している。これ
は、マルテンサイト地からα相あるいはω相が微細に析
出した組織による効果である。
は、Hv350を示し、更に600℃・5hの時効処理を施しても
Hv345を示している。これは、β相にα相が微細に析出
するが、β相の量が少なく硬度の向上がなされてない。
を施した結果を第6表に示す。
る研磨、更にバフ研磨の処理を行った。第6表から900
℃・0.5hの溶体化処理圧油冷したチタン合金及び、更に
600℃・5hの時効処理を施したチタン合金は、鏡面仕上
げ処理を施しても鏡面状態が得られず、1050℃・0.5hの
溶体化処理後油冷し、更に500℃・16h,600℃・16h、700
℃・16hの各時効処理を施したチタン合金は鏡面仕上げ
処理により、良好な鏡面状態が得られている。ただし、
400℃・16hの時効処理を施した場合は、完全にα相もし
くはω相が析出しておらず鏡面状態が得られなかった。
の温度で溶体化処理を施し、室温まで急冷した後、β変
態点以下の温度で時効処理を施す熱処理によって、マル
テンサイト地に微細なα相あるいはω相を析出した組織
とし、鏡面仕上げ処理によって良好な鏡面状態が達成さ
れるものである。
8表に示す各種熱処理を施した。
β粒界が細長く引き延ばされている。
チタン合金の組織であり、等軸晶のβ単相組織となって
いる。
更に450℃・40hの時効処理を施したチタン合金の組織で
あり、β相全面からα相が微細に析出している。
チタン合金の組織であり、β相にα相が混在している。
更に450℃・40hの時効処理を施したチタン合金の組織で
あり、β相からα相が微細に析出しているが、初析のα
相が残存している。
の温度で溶体化処理を行い油冷以上の速度で室温まで冷
却することにより、β単相の組織となり、更にβ変態点
以下の温度で時効処理することにより、β相から微細な
αあるいはω相が析出した組織が得られる。
に示す。
理後油冷して得られるチタン合金のビッカース硬度Hv26
0であるが、600℃以下の温度による時効処理によって、
Hv300以上の硬度が得られている。更に時効処理時間
は、40h以上で処理効果が発生している。これは、β相
より微細なα相もしくはω相が析出した組織となる効果
である。次に、各種熱処理を施したチタン合金に、鏡面
仕上げ処理を施した結果を第9表に示す。
る研磨、更に研磨の処理を行った。第9表から、750℃
・10minの溶体化処理後油冷し、更に450℃・40hの時効
処理を施したチタン合金が鏡面仕上げ処理にて、良好な
鏡面状態が得られている。
度で溶体化処理を施し、室温まで急冷した後、β変態点
以下の温度で時効処理を施す熱処理によって、β相から
微細なα相あるいはω相を析出した組織とし、鏡面仕上
げ処理によって良好な鏡面状態が達成されるものであ
る。
金あるいはβ型チタン合金を熱処理によって、マルテン
サイト単相あるいはβ単相の状態から、α相、ω相の析
出物を均一に微細に析出させた組織を形成することがで
き、鏡面仕上げ処理によって良好な鏡面状態を達成する
ことができるもので、チタン合金の持つ高硬度、耐擦傷
性を損なわずに、鏡面効果を付与した高級感のある装飾
品を提供することができるものである。
理前の断面図、第1図(B),(C)は従来のチタン合
金成形体の鏡面仕上げ処理後の断面図、第2図(A)は
Ti−9.5V−2.5Mo−3Alの熱処理前の合金組織を示す顕微
鏡写真(×400)、第2図(B)はTi−9.5V−2.5Mo−3A
lの溶体化処理(750℃・0.5h)後油冷した合金組織を示
す顕微鏡写真(×400)、第2図(C)はTi−9.5V−2.5
Mo−3Alの溶体化処理(750℃・0.5h)後油冷し、更に時
効処理(500℃・5h)した合金組織を示す顕微鏡写真
(×400)、第2図(D)はTi−9.5V−2.5Mo−3Alの溶
体化処理(850℃・0.5h)後油冷した合金組織を示す顕
微鏡写真(×400)、第2図(E)はTi−9.5V−2.5Mo−
3Alの溶体化処理(850℃・0.5h)後油冷し、更に時効処
理(400℃・16h)した合金組織を示す顕微鏡写真(×40
0)、第2図(F)はTi−9.5V−2.5Mo−3Alの溶体化処
理(850℃・0.5h)後油冷し、更に時効処理(450℃・16
h)した合金組織を示す顕微鏡写真(×400)、第2図
(G)はTi−9.5V−2.5Mo−3Alの溶体化処理(850℃・
0.5h)後油冷し、更に時効処理(500℃・16h)した合金
組織を示す顕微鏡写真(×400)、第3図はTi−9.5V−
2.5Mo−3Alの溶体化処理(850℃・0.5h)後油冷し、更
に時効処理した合金のビッカース硬度を示す図、第4図
はTi−9.5V−2.5Mo−3Alの溶体化処理(750℃・0.5h)
後油冷し、更に時効処理した合金のビッカース硬度を示
す図、第5図(A)はTi−6Al−6Vの熱処理前の合金組
織を示す顕微鏡(×400)、第5図(B)はTi−6Al−4V
の溶体化処理(900℃・0.5h)後油冷した合金組織を示
す顕微鏡写真(×400)、第5図(C)はTi−6Al−4Vの
溶体化処理(900℃・0.5h)後油冷し、更に時効処理(6
00℃・5h)した合金組織を示す顕微鏡写真(×400)、
第5図(D)はTi−6Al−4Vの溶体化処理(1050℃・0.5
h)後油冷した合金組織を示す顕微鏡写真(×400)、第
5図(E)はTi−6Al−4Vの溶体化処理(1050℃・0.5
h)後油冷し、更に時効処理(400℃・16h)した合金組
織を示す顕微鏡写真(×400)、第5図(F)はTi−6Al
−4Vの溶体化処理(1050℃・0.5h)後油冷し、更に時効
処理(500℃・16h)した合金組織を示す顕微鏡写真(×
400)、第5図(G)はTi−6Al−4Vの溶体化処理(1050
℃・0.5h)後油冷し、更に時効処理(600℃・16h)した
合金組織を示す顕微鏡写真(×400)、第5図(H)はT
i−6Al−4Vの溶体化処理(1050℃・0.5h)後油冷し、更
に時効処理(600℃・16h)した合金組織を示す顕微鏡写
真(×400)、第6図はTi−6Al−4Vの溶体化処理(1050
℃・0.5h)後油冷し、更に時効処理した合金のビッカー
ス硬度を示す図、第7図はTi−6Al−4Vの溶体化処理(9
00℃・0.5h)後油冷し、更に時効処理した合金のビッカ
ース硬度を示す図、第8図(A)はTi−15V−3Al−3Sn
−3Crの熱処理前の合金組織を示す顕微鏡写真(×40
0)、第8図(B)はTi−15V−3Al−3Sn−3Crの溶体化
処理(750℃・10min)後油冷した合金組織を示す顕微鏡
写真(×400)、第8図(C)はTi−15V−3Al−3Sn−3C
rの溶体化処理(750℃・10min)後油冷し、更に時効処
理(450℃・40h)した合金組織を示す顕微鏡写真(×40
0)、第8図(D)はTi−15V−3Al−3Sn−3Crの溶体化
処理(700℃・10min)後油冷した合金組織を示す顕微鏡
写真(×400)、第8図(E)はTi−15V−3Al−3Sn−3C
rの溶体化処理(700℃・10min)後油冷し、更に時効処
理(450℃・40h)した合金組織を示す顕微鏡写真(×40
0)、第9図はTi−15V−3Al−3Sn−3Crの溶体化処理(7
00℃・10min)後油冷し、更に時効処理した合金のビッ
カース硬度を示す図である。 1……硬質相 2……軟質相
Claims (2)
- 【請求項1】α+βチタン合金をβ変態温度以上の温度
で溶体化処理した後、室温まで急冷し、さらに450〜700
℃の温度で時効処理し、続いて鏡面仕上げ処理を施すこ
とを特徴とする鏡面を有するチタン合金の製造方法。 - 【請求項2】β型チタン合金をβ変態温度以上の温度で
溶体化処理した後、室温まで急冷し、さらに400〜600℃
の温度で時効処理し、続いて鏡面仕上げ処理を施すこと
を特徴とする鏡面を有するチタン合金の製造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1233922A JPH07100846B2 (ja) | 1988-12-26 | 1989-09-08 | 鏡面を有するチタン合金の製造方法 |
US07/579,467 US5171375A (en) | 1989-09-08 | 1990-09-06 | Treatment of titanium alloy article to a mirror finish |
EP90309793A EP0416929B1 (en) | 1989-09-08 | 1990-09-07 | Process for treating a titanium alloy or article made therefrom |
DE69014501T DE69014501T2 (de) | 1989-09-08 | 1990-09-07 | Verfahren zur Behandlung von Titanlegierung und damit hergestelltes Stück. |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63-328426 | 1988-12-26 | ||
JP32842688 | 1988-12-26 | ||
JP1233922A JPH07100846B2 (ja) | 1988-12-26 | 1989-09-08 | 鏡面を有するチタン合金の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02258960A JPH02258960A (ja) | 1990-10-19 |
JPH07100846B2 true JPH07100846B2 (ja) | 1995-11-01 |
Family
ID=26531260
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1233922A Expired - Lifetime JPH07100846B2 (ja) | 1988-12-26 | 1989-09-08 | 鏡面を有するチタン合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07100846B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
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---|---|---|---|---|
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ZA932674B (en) * | 1992-05-06 | 1995-03-16 | Mintek | The aesthetic enhancement or modification of articles or components made of non-ferrous metals. |
JP2009228053A (ja) * | 2008-03-21 | 2009-10-08 | Daido Steel Co Ltd | チタン材料およびその製造方法 |
JP2011174120A (ja) * | 2010-02-23 | 2011-09-08 | Thk Co Ltd | チタン材料、このチタン材料を構成部材に含む転動装置、及びチタン材料の製造方法 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CA982917A (en) * | 1972-05-18 | 1976-02-03 | United Aircraft Corporation | Fatigue strength of titanium alloy forgings |
JPS5620152A (en) * | 1979-07-30 | 1981-02-25 | Toshiba Corp | Manufacture of erosion resistant alloy |
JPS62133053A (ja) * | 1985-12-03 | 1987-06-16 | Kobe Steel Ltd | チタン合金圧延板の熱処理方法 |
JPH01152250A (ja) * | 1987-12-10 | 1989-06-14 | Nippon Steel Corp | 高硬度値を有するβ型チタン合金の製造方法 |
-
1989
- 1989-09-08 JP JP1233922A patent/JPH07100846B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH02258960A (ja) | 1990-10-19 |
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