JPS61159563A - 機械的強度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法 - Google Patents
機械的強度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法Info
- Publication number
- JPS61159563A JPS61159563A JP28485A JP28485A JPS61159563A JP S61159563 A JPS61159563 A JP S61159563A JP 28485 A JP28485 A JP 28485A JP 28485 A JP28485 A JP 28485A JP S61159563 A JPS61159563 A JP S61159563A
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- Japan
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- strength
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- industrial pure
- pure titanium
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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、８０ ｋｌ ｆ ／１１１６１”以上の機械
的強度の優れた高強度工業用純チタン鍛造材の製造法に
関す（従来技術） チタンは耐食性に優れているために化学工業に、また軽
量で高強度であるため航空機用材料として、さらに非磁
性構造材としての利用法もあり、その需要はますます増
加する傾向にちるが、それとともに各種構造部材として
のチタンの材料緒特性の向上、新品種の出現に対する期
待も大きいと言える。工業用純チタンの機械的強度レベ
ルは、不純物元素としての酸素、窒素、炭素、鉄量によ
って支配され、これらの元素量の多寡によってその強度
レベルに応じて軟質材（例えばＪＩＳ規格１種）、硬質
材（例えばＪＩＳ規格３種、ＡＳＴＭ規格Ｂ５８１Ｇｒ
−３）が規格化されている。近年チタンの需要拡大に伴
って、高耐食性、あるいは非磁性高強度構造材としての
用途も広がりつつある。またＡｓＴＭ規格Ｂ５８１ Ｇ
ｒ −４材はその高強度構造材に該当すると言える。
的強度の優れた高強度工業用純チタン鍛造材の製造法に
関す（従来技術） チタンは耐食性に優れているために化学工業に、また軽
量で高強度であるため航空機用材料として、さらに非磁
性構造材としての利用法もあり、その需要はますます増
加する傾向にちるが、それとともに各種構造部材として
のチタンの材料緒特性の向上、新品種の出現に対する期
待も大きいと言える。工業用純チタンの機械的強度レベ
ルは、不純物元素としての酸素、窒素、炭素、鉄量によ
って支配され、これらの元素量の多寡によってその強度
レベルに応じて軟質材（例えばＪＩＳ規格１種）、硬質
材（例えばＪＩＳ規格３種、ＡＳＴＭ規格Ｂ５８１Ｇｒ
−３）が規格化されている。近年チタンの需要拡大に伴
って、高耐食性、あるいは非磁性高強度構造材としての
用途も広がりつつある。またＡｓＴＭ規格Ｂ５８１ Ｇ
ｒ −４材はその高強度構造材に該当すると言える。
この規格を詳しく述べれば、主たる不純物元素としての
酸素は最大０．４０ ｗｔ％を含有し、引張強度は５６
に９ｆ／ｗ”以上、耐力は４９〜６６．５ ｋｇ ｆ／
ｍ”の範囲に、伸びは１５係以上とされ、工業的製造法
で得られる通常の強度レベルとしては７０ ｋｇｔ ／
鵡２程度を有すると言える。
酸素は最大０．４０ ｗｔ％を含有し、引張強度は５６
に９ｆ／ｗ”以上、耐力は４９〜６６．５ ｋｇ ｆ／
ｍ”の範囲に、伸びは１５係以上とされ、工業的製造法
で得られる通常の強度レベルとしては７０ ｋｇｔ ／
鵡２程度を有すると言える。
（発明が解決しようとする問題点）
しかし、このＡＳＴＭ規格Ｂ５８１ Ｇｒ −４材にお
いても、純チタン高強度構造材用素材の強度レベルとし
ては未だ不満足であり、８０に９ｆ／−級の強度レベル
を有し、かつ全伸び≧２０憾なる充分な延性をそなえた
工業用純チタン高強度材を得ることがで診れば、チタン
合金（例えばＴｌ −３ＡＬ−２，５Ｖ合金等）と強度
、延性ともに充分競合可能となる。
いても、純チタン高強度構造材用素材の強度レベルとし
ては未だ不満足であり、８０に９ｆ／−級の強度レベル
を有し、かつ全伸び≧２０憾なる充分な延性をそなえた
工業用純チタン高強度材を得ることがで診れば、チタン
合金（例えばＴｌ −３ＡＬ−２，５Ｖ合金等）と強度
、延性ともに充分競合可能となる。
また純チタンの方が低コストで製造可能であり、また熱
間鍛造成形時の変形抵抗もチタン合金にくらべ著しく小
さいために、製造性が優れる等の利点がある。従って８
０に９ｆ／ｍ”級の純チタン高強度構造材の開発は意義
があると言える。
間鍛造成形時の変形抵抗もチタン合金にくらべ著しく小
さいために、製造性が優れる等の利点がある。従って８
０に９ｆ／ｍ”級の純チタン高強度構造材の開発は意義
があると言える。
ここで工業用純チタンとはＣ０，１５ｖｔ ％以下、Ｆ
ｅ Ｏ，１５ｗｔ ４以下、Ｎ Ｏ，０７ｗｔ ’４以
下、Ｈｏ、０１ｗｔ ％以下、残部Ｔｌの材料である。
ｅ Ｏ，１５ｗｔ ４以下、Ｎ Ｏ，０７ｗｔ ’４以
下、Ｈｏ、０１ｗｔ ％以下、残部Ｔｌの材料である。
従って本発明の材料はＣ０，１Ｓ ｗｔ係以下、ＨＯ，
０１ｖｒｔ％以下、Ｎ Ｏ，０７ｗｔ ４以下、Ｆｅ
Ｏ，１５ｗｔ ％以下、０Ｏ１４０〜０．６０ ｗｔ
４、残部ＴＩである。
０１ｖｒｔ％以下、Ｎ Ｏ，０７ｗｔ ４以下、Ｆｅ
Ｏ，１５ｗｔ ％以下、０Ｏ１４０〜０．６０ ｗｔ
４、残部ＴＩである。
（問屋点を解決するための手段）
本発明者らは上記の目的に従い、８０に９ｆ／ｍ”級の
強度レベルを有する高強度工業用純チタン鍛造材を得る
ことを目的として、強度レベル調整用不純物元素として
の酸素量と、鍛造温度、鍛造比、鍛造材の結晶粒径、鍛
造後熱処理条件、及び鍛造材の機械特性値との関係を種
々検討し、０．４０〜０．６０ｗｔ％酸素量を含有する
鋳塊を、β域加熱にて据込みを伴う鍛造を行ない、α相
域低遍温間域の仕上鍛造を施すことによって通常レベル
以上の結晶粒の微細化をはかることが有効であることを
知見し、本発明をなすに到った。
強度レベルを有する高強度工業用純チタン鍛造材を得る
ことを目的として、強度レベル調整用不純物元素として
の酸素量と、鍛造温度、鍛造比、鍛造材の結晶粒径、鍛
造後熱処理条件、及び鍛造材の機械特性値との関係を種
々検討し、０．４０〜０．６０ｗｔ％酸素量を含有する
鋳塊を、β域加熱にて据込みを伴う鍛造を行ない、α相
域低遍温間域の仕上鍛造を施すことによって通常レベル
以上の結晶粒の微細化をはかることが有効であることを
知見し、本発明をなすに到った。
即ち、本発明は不純物としての酸素量を０．４０〜０．
６０ ｖｔ ％含む工業用純チタン鋳塊を、６００℃か
らβ変態温度点以上５０℃の温度範囲で据え込み鍛造を
含む合計鍛錬比１０以上となる粗鍛錬を施し、引続いて
４００℃〜８５０℃の温度範囲で鍛錬比４以上の仕上鍛
造を施し、その後５００℃〜７００℃の温度域で保定時
間６０分以下の熱処理を加えることによって得られるそ
の機械的強度が８０に９ｆ／ｗａ”以上となる機械的強
度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法である。
６０ ｖｔ ％含む工業用純チタン鋳塊を、６００℃か
らβ変態温度点以上５０℃の温度範囲で据え込み鍛造を
含む合計鍛錬比１０以上となる粗鍛錬を施し、引続いて
４００℃〜８５０℃の温度範囲で鍛錬比４以上の仕上鍛
造を施し、その後５００℃〜７００℃の温度域で保定時
間６０分以下の熱処理を加えることによって得られるそ
の機械的強度が８０に９ｆ／ｗａ”以上となる機械的強
度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法である。
以下、本発明の詳細な説明する。
まず本発明の基本的技術思想を述べれば以下のとおりで
ある。純チタンの機械的強度の高強度化を図るためには
、（、ａ）主たる侵入型固溶元素としての酸素による固
溶体強化を利用する。従って後述する如く所定の値以上
の酸素量を添加し高強度化をはかる。しかし過剰な酸素
添加はいたずらに延性の低下を招くため好ましくない。
ある。純チタンの機械的強度の高強度化を図るためには
、（、ａ）主たる侵入型固溶元素としての酸素による固
溶体強化を利用する。従って後述する如く所定の値以上
の酸素量を添加し高強度化をはかる。しかし過剰な酸素
添加はいたずらに延性の低下を招くため好ましくない。
従って酸素量に適正範囲が存在する。第２の高強度化の
方策としては（ｂ）結晶粒径の細粒化がある。チタン鋳
塊のマクロ組織結晶粒径は約数１０ｍであるため、これ
を初期粒径として、まずβ変態点以上に加熱し、変態に
よる細粒化とともにβ相域から６００℃温度間に於いて
据込みを含む鍛造を繰返し行ない、充分マクロ組織を破
壊し細粒化をはかる。望ましくはこれを数回くり返し、
変態による細粒化と熱間加工中再結晶進行に伴う細粒化
を徹底する。しかる後、α相低温域約８００℃に再加熱
し、この温度から４００℃間で未再結晶域における加工
を充分施し、変態歪を蓄積する。仕上鍛造後の冷却は上
記の加工に伴う変形歪の回復を回避する為に、水中又は
温水中に焼入れると良い。こうして得られた鍛造材は不
均一な変形歪を伴っているため組織均一化のための熱処
理を施す必要があるが、粒成長を生じさせてはならない
ので、５００℃〜７００℃で６０分間以下の熱処理とす
る。望ましくは、５５０℃が良い。以上の処理によって
平均粒径１０μｍ以下の細粒鍛造材を得ることが可能と
なる。この様に本発明は、前述の（＆）酸素による固溶
体強化と（ｂ）結晶粒径の細粒化による強化とを複合化
した点に新規性があり、重ねて言えばそれをＡＳＴＭ規
格Ｂ５８１ Ｇｒ −４の酸素成分０．４０ ｗｔ ４
以上の成分範囲に拡張し、よυ高強度な工業用純チタン
鍛造材を提供可能にした点に特徴がある。
方策としては（ｂ）結晶粒径の細粒化がある。チタン鋳
塊のマクロ組織結晶粒径は約数１０ｍであるため、これ
を初期粒径として、まずβ変態点以上に加熱し、変態に
よる細粒化とともにβ相域から６００℃温度間に於いて
据込みを含む鍛造を繰返し行ない、充分マクロ組織を破
壊し細粒化をはかる。望ましくはこれを数回くり返し、
変態による細粒化と熱間加工中再結晶進行に伴う細粒化
を徹底する。しかる後、α相低温域約８００℃に再加熱
し、この温度から４００℃間で未再結晶域における加工
を充分施し、変態歪を蓄積する。仕上鍛造後の冷却は上
記の加工に伴う変形歪の回復を回避する為に、水中又は
温水中に焼入れると良い。こうして得られた鍛造材は不
均一な変形歪を伴っているため組織均一化のための熱処
理を施す必要があるが、粒成長を生じさせてはならない
ので、５００℃〜７００℃で６０分間以下の熱処理とす
る。望ましくは、５５０℃が良い。以上の処理によって
平均粒径１０μｍ以下の細粒鍛造材を得ることが可能と
なる。この様に本発明は、前述の（＆）酸素による固溶
体強化と（ｂ）結晶粒径の細粒化による強化とを複合化
した点に新規性があり、重ねて言えばそれをＡＳＴＭ規
格Ｂ５８１ Ｇｒ −４の酸素成分０．４０ ｗｔ ４
以上の成分範囲に拡張し、よυ高強度な工業用純チタン
鍛造材を提供可能にした点に特徴がある。
引続いて本発明に規定する各要件の範囲についてデータ
に基づき具体的に説明する。
に基づき具体的に説明する。
本発明者らはまず酸素量と機械的特性（強度、延性）に
関して調査し、第１図、第２図に示す知見を得た。但し
、実験素材としては、酸素：０．０３〜０．６０ｗｔ％
、鉄： ０．００６〜０．００７ｗｔ ４、窒素二〇、
００４〜０．００５ ｗｔ ％、炭素二〇、００３〜０
．００４ ｗｔＡ残部チタンという組成からなる１００
．Ｆｙ！？タン鋳塊を小型真空アーク溶解炉で溶製し、
８５０℃加熱鍛造（１５φＸ１００ｍＡ’に仕上げた）
−熱処理（６００℃×１時間、空冷）後、直怪Ｄ ＝
５ ｗｘφ、ｒ−ジ長＝４Ｄの丸棒引張試験片を採取し
、引張試験を実施した（引張速度は０．２１耐力まで０
．１＋ａ＋／ｍｔｎ、 ０．２係耐力以後１０ ｍ／ｍ
１ｎ）。
関して調査し、第１図、第２図に示す知見を得た。但し
、実験素材としては、酸素：０．０３〜０．６０ｗｔ％
、鉄： ０．００６〜０．００７ｗｔ ４、窒素二〇、
００４〜０．００５ ｗｔ ％、炭素二〇、００３〜０
．００４ ｗｔＡ残部チタンという組成からなる１００
．Ｆｙ！？タン鋳塊を小型真空アーク溶解炉で溶製し、
８５０℃加熱鍛造（１５φＸ１００ｍＡ’に仕上げた）
−熱処理（６００℃×１時間、空冷）後、直怪Ｄ ＝
５ ｗｘφ、ｒ−ジ長＝４Ｄの丸棒引張試験片を採取し
、引張試験を実施した（引張速度は０．２１耐力まで０
．１＋ａ＋／ｍｔｎ、 ０．２係耐力以後１０ ｍ／ｍ
１ｎ）。
第１図によれば、引張強度δＢ≧３７＋１０１００Ｘ（
’ｉｏ）と近似式が成立し、δ、≧８０ ｋｇ ｆ ７
ｍ２となるためには、酸素量≧０．４０ ｗｔ％とする
必要がある。又、第２図よシ酸素量≧０．６０ ｗｔ４
となると、絞９≦５０％、全伸び５２０％となシ延性低
下を生ずるため、Ｑ、５ Ｑ ｗｔ４以上の酸素添加は
望ましくないことが分る。従って、不純物として含まれ
る酸素量を０．４０〜０．６０ ｗｔチとした。
’ｉｏ）と近似式が成立し、δ、≧８０ ｋｇ ｆ ７
ｍ２となるためには、酸素量≧０．４０ ｗｔ％とする
必要がある。又、第２図よシ酸素量≧０．６０ ｗｔ４
となると、絞９≦５０％、全伸び５２０％となシ延性低
下を生ずるため、Ｑ、５ Ｑ ｗｔ４以上の酸素添加は
望ましくないことが分る。従って、不純物として含まれ
る酸素量を０．４０〜０．６０ ｗｔチとした。
またこれらの鍛造熱処理後の金属組織平均結晶粒径は約
５〜６μｍ程度の細粒となった。その理由は素材サイズ
が小さい為に、鍛造仕上温度が約４００℃程度の温間域
で、鍛造前初期組織粒径数瓢の素材を鍛錬比１１（゛直
径５０ｍｍφ→１５門φ丸棒へ加工）で行ったことによ
る。
５〜６μｍ程度の細粒となった。その理由は素材サイズ
が小さい為に、鍛造仕上温度が約４００℃程度の温間域
で、鍛造前初期組織粒径数瓢の素材を鍛錬比１１（゛直
径５０ｍｍφ→１５門φ丸棒へ加工）で行ったことによ
る。
以上の基礎的知見に基づき、工業的に実施可能となる素
材酸素成分範囲、鍛造条件、鍛造後熱処理条件と結晶粒
径、機械的特性との関係を調べた。
材酸素成分範囲、鍛造条件、鍛造後熱処理条件と結晶粒
径、機械的特性との関係を調べた。
以下その結果を述べる。
前述した基礎試験結果に基づき０．３５．０．４０゜０
．４５ 、０．５０ 、０．５５ 、０．６０ｗｔ係酸
素全酸素４４０鱈φ×２００圏ｊ鋳塊を溶製し、β相温
度域１０５０℃、９７０℃及びα相温度域８５０℃に加
熱し、合計鍛錬比５〜４０となる粗鍛造を施した後、引
続いてα相域８５０℃あるいは７００℃加熱による仕上
鍛造（合計鍛錬比２〜１０）を行ない、その後５００℃
〜７００℃間で３０分間〜３００分間の熱処理を加えた
後、これらの種々の条件で製造した材料の金属組織平均
結晶粒径と機械特性（強度）の関係を調べた。その結果
を第３図に示す。又、鍛造後熱処理条件と機械特性値の
関係の例として０．４５ ｗｔｎ材のデータを第４図。
．４５ 、０．５０ 、０．５５ 、０．６０ｗｔ係酸
素全酸素４４０鱈φ×２００圏ｊ鋳塊を溶製し、β相温
度域１０５０℃、９７０℃及びα相温度域８５０℃に加
熱し、合計鍛錬比５〜４０となる粗鍛造を施した後、引
続いてα相域８５０℃あるいは７００℃加熱による仕上
鍛造（合計鍛錬比２〜１０）を行ない、その後５００℃
〜７００℃間で３０分間〜３００分間の熱処理を加えた
後、これらの種々の条件で製造した材料の金属組織平均
結晶粒径と機械特性（強度）の関係を調べた。その結果
を第３図に示す。又、鍛造後熱処理条件と機械特性値の
関係の例として０．４５ ｗｔｎ材のデータを第４図。
第５図に示す。なお第５図および第６図において横軸は
Ｔ （ｊｏｇｔ＋２０） を示し、Ｔは保定温度（０
Ｋ） 、ｔは保定時間（Ｈｒ ）である。
Ｔ （ｊｏｇｔ＋２０） を示し、Ｔは保定温度（０
Ｋ） 、ｔは保定時間（Ｈｒ ）である。
第３図よシ明らかなように、鍛造熱処理後の引張強度（
試片サイズ：平行部径Ｄ＝１０Ｗｍφ、ゲージ長Ｌ＝４
Ｄ）は各々の酸素量レベルによシ異なるが、いずれの場
合にも平均結晶粒径（ｄ：μｍ）が小さい程、引張強度
δ３は大となる。引張強度δ３≧８０ｋｇｆ／ｍ２を得
る為には、０．３５ ｗｔ４酸素材ではｄ≦１．５μｍ
、 ０．４０ ｗｔ％酸素材ではｄ≦３１１ｍ、０．４
５ ｗｔ４酸素材ではｄ≦６μｍ、０．５０ｗｔ％酸素
材では６５３０μｍとすることが必要であるが、１０μ
ｍ以下とすれば所望の強度を確実に獲得することができ
る。
試片サイズ：平行部径Ｄ＝１０Ｗｍφ、ゲージ長Ｌ＝４
Ｄ）は各々の酸素量レベルによシ異なるが、いずれの場
合にも平均結晶粒径（ｄ：μｍ）が小さい程、引張強度
δ３は大となる。引張強度δ３≧８０ｋｇｆ／ｍ２を得
る為には、０．３５ ｗｔ４酸素材ではｄ≦１．５μｍ
、 ０．４０ ｗｔ％酸素材ではｄ≦３１１ｍ、０．４
５ ｗｔ４酸素材ではｄ≦６μｍ、０．５０ｗｔ％酸素
材では６５３０μｍとすることが必要であるが、１０μ
ｍ以下とすれば所望の強度を確実に獲得することができ
る。
次に鍛造諸条件、鍛造後熱処理条件について説明する。
まず粗鍛造時の鋳塊加熱温度をβ相変態点以上５０℃を
上まわると、β相域にて据込みを含む鍛造を施しても、
また粗鍛造時の合計鍛錬比を１０未満とすると、鋳塊マ
クロ組織を充分細粒化できずに効果不充分となるので好
ましくない。
上まわると、β相域にて据込みを含む鍛造を施しても、
また粗鍛造時の合計鍛錬比を１０未満とすると、鋳塊マ
クロ組織を充分細粒化できずに効果不充分となるので好
ましくない。
また鋳塊加熱温度が６００℃を下まわると、粗鍛造材コ
ーナ一部にシワ疵が発生し易くなり仕上鍛造時に重大な
欠陥を誘発するので好ましくない。
ーナ一部にシワ疵が発生し易くなり仕上鍛造時に重大な
欠陥を誘発するので好ましくない。
又仕上鍛造時の鍛造材加熱温度を８５０℃以上とすると
粗鍛造材の金属組織結晶粒が粒成長を生じ望ましくない
。又、仕上鍛造温度が４００℃を下まわると、変形抵抗
が高まって容易に鍛造ができず、かつ疵発生が多発する
ので好ましくない。又仕上鍛造時の鍛錬比は４以上とす
る必要があり、これを下まわると希望する材質を得るこ
とができない。又、第４図、第５図に示す如く、鍛造後
の熱処理は、組織の均質化を主たる目的とするため、強
度確保の観点から熱処理中の結晶粒成長を極力小さくす
るため低温で短時間、すなわち５００〜７００℃で６０
分以下、望ましくは５５０℃で６０分間行うと良い。
粗鍛造材の金属組織結晶粒が粒成長を生じ望ましくない
。又、仕上鍛造温度が４００℃を下まわると、変形抵抗
が高まって容易に鍛造ができず、かつ疵発生が多発する
ので好ましくない。又仕上鍛造時の鍛錬比は４以上とす
る必要があり、これを下まわると希望する材質を得るこ
とができない。又、第４図、第５図に示す如く、鍛造後
の熱処理は、組織の均質化を主たる目的とするため、強
度確保の観点から熱処理中の結晶粒成長を極力小さくす
るため低温で短時間、すなわち５００〜７００℃で６０
分以下、望ましくは５５０℃で６０分間行うと良い。
なお、本発明方法によれば延性もすぐれており、全伸び
≧２０係を確保することができる。
≧２０係を確保することができる。
（実施例）
以下、本発明の実施例、及び比較例を示す。
実施例１
第１表中人材として示される化学成分（０，４５ｗｔ４
０ ）を有するチタン鋳塊（４４０＋ｍφＸ３００ｍｍ
Ａ’）を粗鍛造として８００℃〜９５０℃間で据え込み
を含む鍛造を再加熱しながら３回繰返して行ない合計鍛
錬比３０となる鍛造（粗鍛造後サイズ：１５０■中Ｘ
２０２６＋ｍ ｌ ）を行なった。次いでこれを２等分
の長さに分割し、仕上鍛造として８５０℃に加熱し４０
０℃〜８５０℃間で鍛錬比４．５の仕上鍛造（仕上鍛造
後サイズ：１００ｗｍφＸ２８６０ｍ１）と行った。仕
上鍛造後の冷却処理とし【は、温水焼入れ処理を行った
。鍛造後熱処理として５５０℃Ｘ６０分間の熱処理を施
した。得られた機械的性質を第２表に示す。結晶粒径ｄ
＝４μｍとなってσ、 ＝ ８２．０ ｋｌＦ ｆ ７
ｍ”、Ｅ７．＝２１．８係を得ることができ、本発明の
所定特性を満している。
０ ）を有するチタン鋳塊（４４０＋ｍφＸ３００ｍｍ
Ａ’）を粗鍛造として８００℃〜９５０℃間で据え込み
を含む鍛造を再加熱しながら３回繰返して行ない合計鍛
錬比３０となる鍛造（粗鍛造後サイズ：１５０■中Ｘ
２０２６＋ｍ ｌ ）を行なった。次いでこれを２等分
の長さに分割し、仕上鍛造として８５０℃に加熱し４０
０℃〜８５０℃間で鍛錬比４．５の仕上鍛造（仕上鍛造
後サイズ：１００ｗｍφＸ２８６０ｍ１）と行った。仕
上鍛造後の冷却処理とし【は、温水焼入れ処理を行った
。鍛造後熱処理として５５０℃Ｘ６０分間の熱処理を施
した。得られた機械的性質を第２表に示す。結晶粒径ｄ
＝４μｍとなってσ、 ＝ ８２．０ ｋｌＦ ｆ ７
ｍ”、Ｅ７．＝２１．８係を得ることができ、本発明の
所定特性を満している。
実施例２
第１表中Ｂ材として示される化学成分（０，５０ｗｔ４
０ ）を有するチタン鋳塊（４４０ｍφＸ２００−ｍＡ
りを、粗鍛造として８００℃〜９００℃間で据え込みを
含む鍛造を、再加熱しながら４回繰返して行ない、合計
鍛錬比２５となる粗鍛造（粗鍛造後サイズ：１４０鵡中
Ｘ１５５０＋ａｓ＋Ｊ）を行なりた。次いでこれを３等
分の長さに分割し、仕上鍛造として８００℃に加熱し、
４００℃〜８００℃間で鍛錬比５．１（仕上鍛造後サイ
ズエフ０１φＸ２６３０喘ｌ）を行った。仕上鍛造後の
冷却処理としては温水焼入れ処理を行った。鍛造後熱処
理として５５０℃×６０分間の熱処理を施した。得られ
た機械的性質を第２表に示す。結晶粒径ｄ＝５μｍとな
ってσ、 ＝８４．０ゆｆ ／ｍｓ” 、 ＢＪア＝２
１．０係を得ることができ、本発明の所定の特性を満し
ている。
０ ）を有するチタン鋳塊（４４０ｍφＸ２００−ｍＡ
りを、粗鍛造として８００℃〜９００℃間で据え込みを
含む鍛造を、再加熱しながら４回繰返して行ない、合計
鍛錬比２５となる粗鍛造（粗鍛造後サイズ：１４０鵡中
Ｘ１５５０＋ａｓ＋Ｊ）を行なりた。次いでこれを３等
分の長さに分割し、仕上鍛造として８００℃に加熱し、
４００℃〜８００℃間で鍛錬比５．１（仕上鍛造後サイ
ズエフ０１φＸ２６３０喘ｌ）を行った。仕上鍛造後の
冷却処理としては温水焼入れ処理を行った。鍛造後熱処
理として５５０℃×６０分間の熱処理を施した。得られ
た機械的性質を第２表に示す。結晶粒径ｄ＝５μｍとな
ってσ、 ＝８４．０ゆｆ ／ｍｓ” 、 ＢＪア＝２
１．０係を得ることができ、本発明の所定の特性を満し
ている。
比較例１
第１表中人材として示される化学成分（０，４５ｗｔ％
０）を有するチタン鋳塊（４４０ｍφＸ３００ｍｍ１）
を粗鍛造として８００℃〜９５０℃間で合計鍛錬比８と
なる鍛造を１回行ない（粗鍛造後仕上サイズ：１５０雛
中Ｘ２Ｘ２Ｏ２６）、次いでこれを２等分の長さに分割
し、仕上鍛造として８５０℃に加熱し６００℃〜８５０
℃間で鍛錬比２．０（仕上鍛造後サイズ：１２０ｍφＸ
２０ Ｌｏｗ ｌ ）を行った。仕上鍛造後の冷却処
理としては空冷を行ない、鍛造後熱処理として５５０℃
Ｘ６０分間の熱処理を施した。得られた機械的性質を第
２表に示す。
０）を有するチタン鋳塊（４４０ｍφＸ３００ｍｍ１）
を粗鍛造として８００℃〜９５０℃間で合計鍛錬比８と
なる鍛造を１回行ない（粗鍛造後仕上サイズ：１５０雛
中Ｘ２Ｘ２Ｏ２６）、次いでこれを２等分の長さに分割
し、仕上鍛造として８５０℃に加熱し６００℃〜８５０
℃間で鍛錬比２．０（仕上鍛造後サイズ：１２０ｍφＸ
２０ Ｌｏｗ ｌ ）を行った。仕上鍛造後の冷却処
理としては空冷を行ない、鍛造後熱処理として５５０℃
Ｘ６０分間の熱処理を施した。得られた機械的性質を第
２表に示す。
結晶粒径ｄ ＝ ２５１Ｒｎと粗粒とカリ、σ、＝７６
．５に９ｆ／ｍｓ”、ＥＩＴ＝２３．５４となって本発
明の所定特性を満し得ない。
．５に９ｆ／ｍｓ”、ＥＩＴ＝２３．５４となって本発
明の所定特性を満し得ない。
（発明の効果）
以上実施例に示したように、この発明によれば、純チタ
ン材によってもＴｉ合金と競合可能な８０に９ ｆ ７
ｍ”強度紙の高強度構造材用の鍛造材を得ることができ
る。この鍛造材から切削加工によって種々の形状の構造
材を得れば、工業用の用途は非常に広範なものとなシう
る。
ン材によってもＴｉ合金と競合可能な８０に９ ｆ ７
ｍ”強度紙の高強度構造材用の鍛造材を得ることができ
る。この鍛造材から切削加工によって種々の形状の構造
材を得れば、工業用の用途は非常に広範なものとなシう
る。
第１図および第２図は機械的性質に及ぼす酸素量の影響
を表わすグラフ、第３図は鍛造後熱処理材の酸素量と結
晶粒径と機械的性質の関係を表わすグラフ、第４図およ
び第５図は鍛造後熱処理条件と機械的性質の関係を表わ
すグラフである。 酸素量 （ｗｔに） 酸素ｉ Ｃｕｔｔ比） セ径ｄ （ＩＬｒｎ） 手続補正書（自発） 昭和６０年３月７日 特許庁長官 志 賀 学 殿 １、事件の表示 昭和６０年特許願第０００２８４号 ２、発明の名称 機械的強度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６、補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の欄及び図面（１）明細書６
頁２行「α相低温域」を「α相温度域」に補正する。 （２）同６頁４行「変態歪」を「変形歪」に補正する。 （３）同７頁１３行、１４行、９頁１１行、１２行「δ
、」を「σ、」に夫々補正する。 （４）第５図を別紙の通り補正する。 第５図
を表わすグラフ、第３図は鍛造後熱処理材の酸素量と結
晶粒径と機械的性質の関係を表わすグラフ、第４図およ
び第５図は鍛造後熱処理条件と機械的性質の関係を表わ
すグラフである。 酸素量 （ｗｔに） 酸素ｉ Ｃｕｔｔ比） セ径ｄ （ＩＬｒｎ） 手続補正書（自発） 昭和６０年３月７日 特許庁長官 志 賀 学 殿 １、事件の表示 昭和６０年特許願第０００２８４号 ２、発明の名称 機械的強度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４、代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６、補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の欄及び図面（１）明細書６
頁２行「α相低温域」を「α相温度域」に補正する。 （２）同６頁４行「変態歪」を「変形歪」に補正する。 （３）同７頁１３行、１４行、９頁１１行、１２行「δ
、」を「σ、」に夫々補正する。 （４）第５図を別紙の通り補正する。 第５図
Claims (1)
- 不純物としての酸素量を０．４０〜０．６０ｗｔ％含む
工業用純チタン鋳塊を、６００℃からβ変態温度以上５
０℃の温度範囲で据込み鍛造を含む合計鍛錬比１０以上
となる粗鍛錬を施し、引続き４００〜８５０℃の温度範
囲で鍛錬比４以上の仕上鍛造を施し、その後５００〜７
００℃の温度範囲で保定時間６０分間以下の熱処理を加
えることを特徴とする機械的強度の優れた工業用純チタ
ン鍛造材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28485A JPS61159563A (ja) | 1985-01-05 | 1985-01-05 | 機械的強度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28485A JPS61159563A (ja) | 1985-01-05 | 1985-01-05 | 機械的強度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61159563A true JPS61159563A (ja) | 1986-07-19 |
| JPS634909B2 JPS634909B2 (ja) | 1988-02-01 |
Family
ID=11469605
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28485A Granted JPS61159563A (ja) | 1985-01-05 | 1985-01-05 | 機械的強度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61159563A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0322087A2 (en) * | 1987-12-23 | 1989-06-28 | Nippon Steel Corporation | High strength titanium material having improved ductility and method for producing same |
| CN112195366A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-08 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Zr-Ag合金及其制备方法 |
-
1985
- 1985-01-05 JP JP28485A patent/JPS61159563A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0322087A2 (en) * | 1987-12-23 | 1989-06-28 | Nippon Steel Corporation | High strength titanium material having improved ductility and method for producing same |
| US4886559A (en) * | 1987-12-23 | 1989-12-12 | Nippon Steel Corporation | High strength titanium material having improved ductility |
| CN112195366A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-08 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Zr-Ag合金及其制备方法 |
| CN112195366B (zh) * | 2020-09-29 | 2022-02-15 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Zr-Ag合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS634909B2 (ja) | 1988-02-01 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |