WO2012063504A1 - 難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法、それを実施する装置、および金属材料 - Google Patents

難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法、それを実施する装置、および金属材料 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a method for forging a hard-to-work metal material, and more particularly to a multi-axis forging method for a hard-to-work metal material.
  • Patent Document 1 a forging method called a temperature-decreasing multi-axis forging process has recently been proposed.
  • the present invention has been made in view of such a background, and in the present invention, compared with the conventional temperature-decreasing multi-axis forging treatment method, it is a difficult-to-work material with a simpler process suitable for application at an industrial level.
  • An object is to provide a processing method capable of introducing a large amount of strain. Moreover, it aims at providing the apparatus for implementing such a method.
  • a multi-axis forging process of a difficult-to-work metal material (A) preparing a workpiece made of a difficult-to-work metal material; (B) carrying out a process of sequentially forging the workpiece along three forging directions orthogonal to each other for at least one cycle;
  • the method is characterized in that the step (b) is performed in a temperature environment of a maximum of 100 ° C. or less so that the amount of strain introduced by each forging is in the range of 0.01 to 0.2.
  • the step (b) may be performed in a room temperature environment.
  • the step (b) may be performed for 2 cycles to 40 cycles.
  • one forging may be performed at a strain rate in the range of 3 ⁇ 10 ⁇ 3 / sec to 10 / sec.
  • the step (b) may be repeated until a total strain amount in the range of 0.5 to 6.4 is introduced into the workpiece.
  • the difficult-to-work metal material may be a material selected from the group consisting of a magnesium alloy, a titanium alloy, and a copper alloy.
  • the method according to the present invention further includes the step (b): (C) A step of aging treatment of the workpiece may be included.
  • the aging process step is: An aging treatment may be performed on the workpiece in a temperature range of 373K to 473K.
  • an apparatus for multi-axis forging treatment of difficult-to-work metal material An apparatus capable of performing any of the foregoing methods is provided.
  • a multi-axis forging apparatus for difficult-to-work metal material A stand for supporting a workpiece made of a difficult-to-work metal material; Forging means for forging the workpiece along one forging direction; A workpiece orientation control means capable of adjusting an orientation direction of the workpiece with respect to the forging means; Have The forging means introduces a strain amount in the range of 0.01 to 0.2 into the workpiece along the one forging direction by one forging in a temperature environment of a maximum of 100 ° C. or less.
  • the one forging direction of the forging means is a vertical direction
  • the workpiece orientation control means may operate such that a forged surface of the workpiece is an upper surface
  • the workpiece orientation control means may be configured such that, after one forging, a contact surface of the workpiece with the platform becomes one of the side surfaces of the workpiece.
  • the workpiece may be rotated such that one of the side surfaces of the body is a contact surface with the table.
  • a metal material is provided in which a finer second deformation twin is formed in at least one of the first deformation twins.
  • a metal material characterized in that a plurality of substantially parallel needle-shaped or elliptical deformed twins that divide the matrix are included in the structure, and an average interval between the deformed twins is 2 ⁇ m or less.
  • the width of each deformation twin may be 1 ⁇ m or less.
  • the present invention provides a processing method capable of introducing a large amount of strain into a difficult-to-work material by a simpler process more suitable for application at an industrial level than a conventional temperature-decreasing multi-axis forging method. Can do. An apparatus for carrying out such a method can also be provided.
  • difficult-to-work materials such as magnesium alloys have poor workability, and it is known that cracks and defects are easily generated when general processing such as rolling or forging is performed. Therefore, in the case of a difficult-to-work metal material, there is a problem that it is difficult to introduce a large amount of strain by processing and it is difficult to expect a large strength improvement effect by work hardening treatment.
  • the forging direction becomes the longitudinal direction for each pass of forging, that is, the forging direction is changed in the order of three directions orthogonal to each other (for example, the order of X direction ⁇ Y direction ⁇ Z direction).
  • the temperature of the workpiece is lowered.
  • many strains can be finally introduced into the workpiece by repeating forging in three directions. Therefore, it is considered that when the temperature-decreasing multiaxial forging process is applied to a workpiece made of a difficult-to-work metal material, the crystal grains can be refined and the material strength can be improved.
  • the new method (the method of the present invention) discovered by the inventors of the present application has less processing conditions to be controlled and can be more easily implemented as will be described in detail below. Has characteristics. Further, since the method of the present invention can be carried out at a temperature near room temperature (at most 100 ° C. or less, for example, 50 ° C.), a high-temperature electric furnace is not necessary. Therefore, it is suitable for mass production and can be realized at low cost.
  • the present invention is a method for multi-axis forging treatment of difficult-to-work metal material, (A) preparing a workpiece made of a difficult-to-work metal material; (B) carrying out a process of sequentially forging the workpiece along three forging directions orthogonal to each other for at least one cycle; Have The step (b) relates to a method characterized in that, in a temperature environment of a maximum of 100 ° C. or less, the strain introduced by each forging is performed in a range of 0.01 to 0.2. .
  • the method according to the present invention is based on “multi-axis forging”.
  • the “multi-axis forging process” means a processing method that repeats compression by changing the forging direction of the work material so that the longitudinal direction becomes the compression direction for each forging process in one direction. .
  • FIG. 1 is a diagram schematically illustrating a multi-axis forging method.
  • a rectangular workpiece (sample) 4 as shown in FIG. 1A is prepared.
  • the workpiece 4 is forged along the first direction (X-axis direction) (first pass).
  • the workpiece 4 is forged along the second direction (Y-axis direction) (second pass). Further, as shown in FIG. 1 (3), the workpiece 4 is forged along the third direction (Z-axis direction) (third pass). Through the three passes, the workpiece 4 substantially returns to the initial shape in appearance (FIG. 1 (4)).
  • the aspect ratio of the workpiece 4 is determined by the compression ratio by forging from each compression axis direction (X, Y and Z directions) shown in FIGS. 1 (1) to (3).
  • the aspect ratio of the workpiece 4 can be changed by the compression rate for each pass to be adopted.
  • the aspect ratio of the workpiece 1 is 1.0 (Z direction): 1.49 (Y direction): 2.22 (X direction).
  • the processing strain amount ⁇ introduced into the workpiece 4 is 0.8 in one pass.
  • the amount of processing strain for each forging is 0.01 to 0.2, this aspect ratio is not necessary, but a workpiece having this aspect ratio is used because it is easy to explain and understand later.
  • the aspect ratio is 1.11: 1.10: 1.00.
  • the present invention is characterized in that forging in each direction is performed with a reduced amount of distortion introduced in each forging (also referred to as one pass).
  • the amount of strain introduced in each forging (also referred to as one pass) is in the range of 0.01 to 0.2. Therefore, in the present invention, the amount of processing strain for each forging is small, and the forging direction does not necessarily have to be the longitudinal direction of the workpiece.
  • FIG. 2 schematically shows an example of the flow of the method according to the present invention.
  • the method according to the present invention includes a step of preparing a workpiece made of a difficult-to-work metal material (S110), and a process of sequentially forging the workpiece along three forging directions orthogonal to each other.
  • the method according to the present invention may optionally further include a step (S130) of aging the workpiece subjected to the multi-axis forging process. Further, the step of multi-axis forging (S120) and the step of aging treatment (S130) may be repeated. In this case, the strength reduction due to recovery softening after aging can be compensated by work hardening.
  • Step of preparing a workpiece First, a workpiece made of a difficult-to-work metal material is prepared.
  • “difficult-to-work metal material” refers to metals and alloys having an elongation at break in a tensile test at room temperature of 40% or less.
  • the “difficult-to-work metal material” includes, for example, magnesium alloy, titanium alloy, copper alloy, iron alloy, zirconium alloy, molybdenum alloy, niobium alloy and the like.
  • magnesium alloys examples include AZ-based magnesium alloys (magnesium alloys containing aluminum and zinc), rare earth element-added magnesium alloys, and Ca-added magnesium alloys.
  • titanium alloy is an aluminum-added titanium alloy, a tin-added titanium alloy, a vanadium-added titanium alloy, or the like.
  • copper alloys are copper-titanium alloys and nickel-silicon-added copper alloys.
  • An example of an iron alloy is steel containing a martensite phase.
  • the average crystal grain size of the workpiece is not particularly limited. However, in order to obtain a material structure consisting of fine crystal grains after the multi-axis forging process, the larger the average crystal grain size, the more strain is introduced into the work body in the multi-axis forging process step. There is a need to.
  • the multi-axis forging process is performed near room temperature (a temperature of 100 ° C. or less at the maximum). Therefore, equipment such as a high-temperature electric furnace required in the temperature-decreasing multi-axis forging process method is unnecessary, and a low-cost and simple forging method can be provided.
  • “temperature” mainly means the temperature on the environment side where the workpiece is exposed. This is because the temperature of the workpiece rises to some extent as a result of forging, and thus when the “temperature” is defined by the temperature of the workpiece, the value becomes ambiguous.
  • the amount of strain introduced into the workpiece in one pass forging in each direction is in the range of 0.01 to 0.2. This value is significantly smaller than the typical strain amount introduced into the workpiece in one pass, that is, 0.6 to 0.8 in the temperature-decreasing multi-axis forging method. Thereby, even if it is a difficult-to-work metal material, it can avoid that a crack and / or a defect arise in a to-be-processed body after a multi-axis forge process.
  • the amount of strain introduced in one forging pass depends precisely on the material of the workpiece.
  • the amount of strain introduced in one forging pass is preferably about 0.1 to 0.2.
  • the strain amount is set to 0.2 or less at the maximum. This is because if a strain amount exceeding this is added at once, the possibility of cracking after forging increases.
  • the total strain amount ( ⁇ ) introduced into the workpiece by the multi-axis forging process is preferably about 1.0 to 40, although it depends on the material constituting the workpiece.
  • the strain rate in each path is usually in the range of 3 ⁇ 10 ⁇ 3 / sec to 10 / sec. This distortion rate may be substantially constant in each pass.
  • the number of cycles is preferably 1 cycle or more, more preferably in the range of 2 to 40 cycles. preferable.
  • the number of cycles is not limited to an integer. That is, the number of cycles may be a value of integer + 1/3 or integer + 2/3, and these numbers of cycles are respectively X direction ⁇ Y direction ⁇ Z direction ⁇ . . .
  • an aging treatment may be further performed on the workpiece.
  • the temperature of the aging treatment is not limited to this, but is, for example, in the range of 373K to 473K.
  • the time for aging treatment is not limited to this, but it is, for example, in the range of several minutes to several hours.
  • the aging treatment may be performed in an oil bath, for example.
  • the structure of the difficult-to-work metal material obtained by such a method has many primary deformation twins extending in at least three different directions and having a width of 5 ⁇ m or less when observed with a TEM (transmission electron microscope).
  • a finer secondary deformation twin is formed in at least one of the primary deformation twins.
  • the deformation twin means a region having a different orientation and having the same crystal structure as the parent phase formed by shear deformation parallel to a certain plane.
  • the “width” of the primary deformation twin means the shorter length of the longitudinal and horizontal dimensions of the primary deformation twin. This “width” is particularly preferably 1 ⁇ m or less.
  • the longer length of the primary deformation twin that is, the total length is not particularly limited, but is, for example, in the range of 0.1 ⁇ m to several hundred ⁇ m, which depends on the crystal grain size before deformation. .
  • the total length and width of the secondary deformation twin are not particularly limited, but in the normal case, the total length is in the range of about 0.2 ⁇ m to about several hundred ⁇ m, and the width is about 0.1 ⁇ m to about 50 ⁇ m. Range.
  • “including many deformation twins” means that at least 5 or more deformation twins are observed in the structure in one field of view (magnification: 5000 to 10,000 times) during TEM observation. To do. In general, at least 10 deformation twins are often observed.
  • FIG. 3 schematically shows an example of a hard-to-work metal material structure obtained by the method according to the present invention. This figure was obtained at a magnification of 10,000 times using a TEM apparatus.
  • a number of primary deformation twins 210 are observed in the structure 200. It can also be seen that at least one of the primary deformation twins 210 has a secondary deformation twin 220 formed therein.
  • a plurality of (n + 1) -order higher-order deformation twins 220A are formed inside the n-th order (where n is 1 or more) deformation twins 210A, and the n-th order deformation twins 210B.
  • a plurality of (n + 1) -order high-order deformation twins 220B are formed inside, and a plurality of (n + 1) -order deformation twins 220C are formed inside the n-order deformation twins 210C.
  • FIG. 4 shows an example of a TEM photograph (magnification 10,000 times) of the actual structure of the magnesium alloy after the multi-axis forging process. This magnesium alloy was obtained after a multi-axis forging process at room temperature for a total of 20 passes (cycle number 6 + 2/3 times). The strain amount ⁇ introduced in one pass is 0.1.
  • the structure of the magnesium alloy prepared by the method according to the present invention has many primary deformation twins, which extend in at least three directions. ing. It is also confirmed that secondary deformation twins are formed in some primary deformation twins. As can be seen from FIG. 10, the primary deformation twins are very large. Therefore, it can be understood that the fine deformation twins in the TEM photograph of FIG. 4 are due to the development of higher-order twin deformations formed in the deformation twins.
  • the crystal grains are refined to form a large number of primary deformation twins and secondary deformation twins. Characteristics can be improved.
  • An apparatus for carrying out the method according to the invention comprises at least: A stand for supporting the workpiece; Forging means for forging the workpiece along at least one forging direction; A workpiece orientation control means capable of adjusting an orientation direction of the workpiece with respect to the forging means; Have
  • the workpiece orientation control means is not necessary. It is.
  • FIG. 5 schematically shows an example of an apparatus for carrying out such a method according to the present invention.
  • the apparatus 100 includes a table 120 that supports the workpiece 110, a forging means 130 that forges the workpiece 110 along one forging direction (Z direction in the example in the figure), and the workpiece 110. It has a workpiece orientation control means 140 capable of adjusting the orientation direction with respect to the forging means 130.
  • the forging means 130 operates so as to introduce a strain of 0.01 to 0.2 to the workpiece 110 in one pass in the Z direction of FIG.
  • the workpiece orientation control means 140 has a plate-like member having 16 sections 141A to 141P of 4 rows ⁇ 4 columns in the X direction and the Y direction in the example of this figure.
  • the workpiece orientation control means 140 is embedded in the table 120.
  • the apparatus 100 further includes a fixing member or the like that prevents displacement of the workpiece 110 when the workpiece 110 is forged.
  • a fixing member or the like that prevents displacement of the workpiece 110 when the workpiece 110 is forged.
  • FIG. 6 and FIG. 7 are diagrams schematically showing each step when the multi-axis forging method according to the present invention is applied to the workpiece 110 using the apparatus 100.
  • the forging means 130 forges (first pass) by the forging means 130 along the Z direction in FIG.
  • the bottom surface 110 ⁇ / b> A of the workpiece 110 is in contact with the table 120 (more precisely, the workpiece orientation control means 140 embedded in the table 120).
  • the to-be-processed object 110 becomes a shape as shown in FIG.6 (b).
  • a section 141 that contacts a part of the bottom surface 110 ⁇ / b> A of the workpiece 110 for example, a section.
  • 141F and 141G), and the section 141 (for example, sections 141E and 141H) at the same X coordinate ascend gradually along the Z direction.
  • the bottom surface 110A of the workpiece 110 is lifted with the point Q1 as the center of rotation.
  • the initial bottom surface 110A of the workpiece 110 is a side surface 110A parallel to the YZ plane. It becomes.
  • the original side surface 110B of the workpiece 110 comes into contact with the table 120 (more precisely, the workpiece orientation control means 140 embedded in the table 120).
  • the section 141 may rotate about the Y axis as a rotation axis, thereby rotating the workpiece.
  • the forging means 130 forges (second pass) the workpiece 110 along the Z direction.
  • the workpiece 110 has a shape as shown in FIG.
  • the side surface 110B of the workpiece 110 (appears, the new bottom surface of the workpiece 110) is in contact with the table 120 (more precisely, the workpiece orientation control means 140 embedded in the table 120). Yes.
  • a section 141 that contacts a part of the side surface 110 ⁇ / b> B of the workpiece 110 for example, a section.
  • 141F and 141J), and the section 141 (for example, sections 141B and 141N) at the same Y coordinate ascend slowly in the Z direction.
  • the side surface 110B of the workpiece 110 is lifted with the point Q2 as the center of rotation.
  • FIG. 7D when the workpiece 110 is rotated 90 ° clockwise in the YZ plane, the side surface 110B of the workpiece 110 becomes a new side surface 110B parallel to the XZ plane. Become. Also, this time, the side surface 110C parallel to the XZ plane of the workpiece 110 comes into contact with the table 120 (more precisely, the workpiece orientation control means 140 embedded in the table 120).
  • the section 141 may rotate about the X axis as a rotation axis, thereby rotating the workpiece.
  • the forging means 130 forges the workpiece 110 (third pass) along the Z direction.
  • the multi-axis forging method according to the present invention can be performed on the workpiece 110 by the apparatus 100.
  • Example 1 An AZ-based magnesium alloy material (Osaka Fuji Industrial Co., Ltd .: AZ61) having the composition shown in Table 1 was prepared.
  • the dimensions of the alloy material are 20 mm long (X direction) ⁇ 20 mm wide (Y direction) ⁇ 20 mm high (Z direction).
  • the average crystal grain size was about 62 ⁇ m.
  • the multi-axis forging process was implemented using this alloy material.
  • the alloy material was forged at the room temperature (300 K) along the first direction (X direction) of the alloy material (first pass).
  • the strain amount ⁇ introduced by the first pass was set to 0.1.
  • the alloy material was forged along the second direction (Y direction) of the alloy material (second pass).
  • the strain amount ⁇ introduced by the second pass was set to 0.1.
  • the alloy material was forged along the third direction (Z direction) of the alloy material (third pass).
  • the strain amount ⁇ introduced by the third pass was set to 0.1.
  • the above cycle was defined as one cycle, and the alloy material was forged for a maximum of 13 cycles (the total number of passes was 39).
  • a maximum cumulative strain of 3.9 was introduced into the alloy material.
  • the strain rate was 3 ⁇ 10 ⁇ 3 / sec.
  • FIG. 8 shows the relationship between the cumulative strain amount ⁇ and the true stress ⁇ (MPa) up to 38 passes.
  • FIG. 9 shows an optical microscope photograph of each sample.
  • (a) shows the structure before forging.
  • (b) and (c) show the tissue in the samples with 4 and 38 passes, respectively.
  • FIG. 10 shows the result of observing the structure of a sample with four passes using a crystal orientation dispersion analyzer. From this figure, a large number of deformation twins are formed in the structure (gray linear structure extending diagonally in the upper right), and the crystal grains due to the kink band (black linear part in the center) It turns out that the division has occurred. Therefore, microscopically, it can be said that even in the sample with four passes, a large structural change occurs compared to the sample before forging.
  • the present invention by applying the present invention to an Mg alloy that is one of difficult-to-process materials, it has become possible to perform a large strain processing at room temperature. As a result, the crystal grains were refined by the action of the grain refinement mechanism such as deformation twins.
  • FIG. 11 shows the relationship between the cumulative strain amount ⁇ and the hardness Hv of the sample. From this result, it is understood that the hardness tends to increase as the cumulative strain amount ⁇ , that is, the number of forging passes is increased. In particular, when the forging pass number approaches 40 and the cumulative strain amount ⁇ approaches 4, the hardness of the alloy material is expected to reach an extremely high value of 1200 MPa, which is unusual for a magnesium alloy.
  • Example 2 Next, various samples were prepared by the following method, and the material characteristics of the magnesium alloy material were evaluated.
  • Example A group First, a multi-axis forging process was performed on the magnesium alloy material by the same method as in Example 1 described above to prepare a number of samples having different numbers of passes, that is, cumulative strain ⁇ (hereinafter referred to as Sample A group). ). Through the multi-axis forging process, a maximum cumulative strain ⁇ of 2.0 was introduced into the magnesium alloy material.
  • a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 1.0 is referred to as sample A1
  • sample A2 a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 2.0
  • sample B group Sample A2 was subjected to an aging treatment at 403K for 1 hour. Furthermore, after the aging treatment, the multi-axis forging treatment was again performed on this sample. The second multi-axis forging process was performed under the same conditions as the first multi-axis forging process. Thus, a number of samples having different numbers of passes of the second multi-axis forging process, that is, cumulative strain ⁇ were prepared (hereinafter referred to as sample B group).
  • sample B group a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 0.2 in the second multi-axis forging process.
  • sample B1 A magnesium alloy material that has not been subjected to the second multi-axis forging process is referred to as sample B1.
  • sample C group First, after performing an aging treatment, a number of samples with different cumulative strains ⁇ were prepared by performing a multi-axis forging treatment for each number of passes (hereinafter referred to as a sample group C).
  • the condition of the aging treatment is 403K and 1 hour.
  • the cumulative strain ⁇ at the maximum of 1.7 was introduced into the magnesium alloy material by the multi-axis forging process.
  • a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 0.5 is referred to as sample C1
  • a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 1.0 is referred to as sample C2
  • a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 1.7 is referred to as C3. Called.
  • sample D group First, a multi-axis forging process was performed under the same conditions as in Sample A group, and a cumulative strain ⁇ of 1.0 was introduced. Next, this magnesium alloy material was aged. The condition of the aging treatment is 403K and 1 hour. Furthermore, a second multi-axis forging process was performed on the magnesium alloy material to prepare a number of samples having different cumulative strains ⁇ (hereinafter referred to as sample D group).
  • a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 0.4 in the second multiaxial forging process is referred to as sample D1
  • a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 0.8 in the second multiaxial forging process is sampled.
  • a magnesium alloy material having a cumulative strain ⁇ of 1.0 in the second multi-axis forging process is referred to as sample D3.
  • a magnesium alloy material that has not been subjected to the second multi-axis forging process is referred to as sample D0.
  • FIG. 12 shows the relationship between cumulative strain ⁇ and hardness in each sample group.
  • the tensile test was performed using each sample.
  • the tensile test was performed at room temperature and a strain rate of 10 ⁇ 3 / sec.
  • FIG. 13A shows the relationship between the stress and strain obtained by the tensile test of samples A1 and A2.
  • the results of the magnesium alloy material sample (A0) as it is annealed are shown at the same time.
  • FIG. 13B shows a transmission electron microscope (TEM) photograph of sample A1 before the tensile test. From this photograph, it can be seen that even in sample A1, which has a relatively small number of passes of 10, a plurality of deformation twins are generated so as to divide the parent phase (particularly, the enlarged view below). These deformation twins have a substantially needle-like or elliptical form and extend substantially parallel to each other. Each deformation twin has a width of about 0.1 ⁇ m to 0.2 ⁇ m, and the “average interval” of each deformation twin is approximately 1 ⁇ m.
  • TEM transmission electron microscope
  • the “average interval” of deformation twins is defined as follows.
  • FIG. 13C shows a method for calculating the “average interval” of deformation twins.
  • the deformation twin 310A has boundary lines 321 and 322 (the side far from the adjacent deformation twin 310B is the boundary line 322).
  • the deformation twin 310B has boundary lines 323 and 324 (the side far from the adjacent deformation twin 310A is defined as a boundary line 324).
  • the deformation twin 310C has boundary lines 325 and 326 (the boundary far from the adjacent deformation twin 310B is the boundary line 326).
  • the average value of the distance from the boundary line 321 of the deformation twin 310A to the boundary line 324 of the deformation twin 10B is defined as D1. Further, the average value of the distance from the boundary line 323 of the deformed twin crystal 310B to the boundary line 326 of the deformed twin crystal 310C is defined as D2. This is performed for all deformation twins in the field of view, and an average value Di (i ⁇ 2) of the distances between the adjacent deformation twins is calculated. The average value of Di is defined as the “average interval” of deformation twins.
  • FIG. 13A and FIG. 13B show that deformation twins are involved in improving the tensile strength of Samples A1 and A2.
  • the deformation twin has a width of about 0.1 ⁇ m to 0.2 ⁇ m.
  • the “average interval” of each deformation twin is approximately 1 ⁇ m.
  • FIG. 14 shows the relationship between the stress and strain obtained by the tensile test of Samples B1 and B2. As is clear from this figure, it can be seen that high maximum stress and yield stress are obtained in any of the samples. It can also be seen that the maximum strength is further improved by the multi-axis forging treatment after the aging treatment.
  • FIG. 15 shows the relationship between stress and strain obtained by the tensile test of samples C1 and C2.
  • the result of the magnesium alloy material sample (C0) as it was subjected to the aging treatment is also shown.
  • sample C1 had the structure shown in FIG. 13B described above.
  • FIG. 16 shows the relationship between stress and strain obtained by the tensile test of samples D0 to D3.
  • the material properties of difficult-to-work metal materials such as magnesium alloys were improved by the method according to the present invention.
  • the total elongation is equal to or about half that of the annealing agent A0, and the elongation is not impaired by the giant strain processing. This is presumably because the amount of processing strain for each forging is small and the texture is difficult to form.
  • the material properties can be significantly improved with a small number of passes in the multiaxial forging treatment.
  • the present invention can be applied to a method for processing difficult-to-work metal materials such as magnesium alloys.

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Abstract

　難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法であって、（ａ）難加工性金属材料からなる被加工体を準備するステップと、（ｂ）前記被加工体を、相互に直交する３つの鍛造方向に沿って順次鍛造する処理を、１サイクル以上実施するステップと、を有し、前記ステップ（ｂ）は、最大１００℃以下の温度環境において、各１回の鍛造で導入される歪み量が０．０１～０．２の範囲となるように行われることを特徴とする方法。

Description

難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法、それを実施する装置、および金属材料
　本発明は、難加工性金属材料の鍛造方法に関し、特に、難加工性金属材料の多軸鍛造方法に関する。
　これまで、例えばマグネシウム合金のような難加工性金属材料に、圧延処理または鍛造処理などの一般的な加工処理を適用すると、容易にワレや欠陥が生じてしまうことが知られている。従って、難加工性金属材料は、加工硬化処理による大きな強度向上効果を期待することは難しく、このため、難加工性金属材料の適用分野は、強度があまり重要視されない、特定の分野に限定されているのが現状である。例えば、マグネシウム合金は、アルミニウム合金を超える比強度を有するにも関わらず、その適用分野は、小型電子機器用の部品など、限られた一部の用途に留まっている。
　このような問題に対処するため、近年、降温多軸鍛造処理と呼ばれる鍛造方法が提案されている（例えば、特許文献１）。
特開２００７－２９１４８８号公報
　前述の降温多軸鍛造処理方法では、鍛造の１パス毎に、鍛造方向を変えるとともに、被加工体の温度を低下させることにより、最終的に被加工体に多くの歪みを導入することができる。従って、難加工性金属材料からなる被加工体に降温多軸鍛造処理を適用した場合、結晶粒が微細化し、強度を向上させることができると予想される。
　しかしながら、このような降温多軸鍛造処理方法では、被加工体の温度、各鍛造パス時の導入歪み量など、加工の際に制御すべき条件が多岐にわたり、操作が煩雑で大変であるという問題がある。また、処理の際には、雰囲気の温度を高精度で調節することの可能な高温用の電気炉が必要になるという問題がある。従って、降温多軸鍛造処理方法は、製品の大量生産や低コスト化が必要となるような、産業レベルでの適用には不向きである。
　本発明は、このような背景に鑑みなされたものであり、本発明では、従来の降温多軸鍛造処理方法に比べて、産業レベルでの適用により適したより簡便な工程で、難加工性材料に多量の歪みを導入することの可能な加工方法を提供することを目的とする。また、そのような方法を実施するための装置を提供することを目的とする。
　本発明では、難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法であって、
（ａ）難加工性金属材料からなる被加工体を準備するステップと、
（ｂ）前記被加工体を、相互に直交する３つの鍛造方向に沿って順次鍛造する処理を、１サイクル以上実施するステップと、
　を有し、
　前記ステップ（ｂ）は、最大１００℃以下の温度環境において、各１回の鍛造で導入される歪み量が０．０１～０．２の範囲となるように行われることを特徴とする方法が提供される。
　ここで、本発明による方法において、前記ステップ（ｂ）は、室温の環境下で実施されても良い。
　また、本発明による方法において、前記ステップ（ｂ）は、２サイクル～４０サイクル実施されても良い。
　また、本発明による方法では、前記ステップ（ｂ）において、１回の鍛造は、３×１０－３／ｓｅｃ～１０／ｓｅｃの範囲の歪み速度で実施されても良い。
　また、本発明による方法において、前記ステップ（ｂ）は、前記被加工体に、０．５～６．４の範囲の総歪み量が導入されるまで繰り返されても良い。
　また、本発明による方法において、前記難加工性金属材料は、マグネシウム合金、チタン合金および銅合金からなる群中から選定された材料であっても良い。
　また、本発明による方法は、さらに、前記ステップ（ｂ）の後、
（ｃ）前記被加工体を時効処理するステップ
　を有しても良い。
　この場合、前記時効処理するステップは、
　前記被加工体を、３７３Ｋ～４７３Ｋの温度範囲で時効処理するステップを有しても良い。
　また、本発明では、難加工性金属材料を多軸鍛造処理する装置であって、
　前述のいずれかの方法を実施することの可能な装置が提供される。
　さらに、本発明では、難加工性金属材料を多軸鍛造処理する装置であって、
　難加工性金属材料からなる被加工体を支持する台と、
　一つの鍛造方向に沿って前記被加工体を鍛造する鍛造手段と、
　前記被加工体の前記鍛造手段に対する配向方向を調整することの可能な、被加工体配向制御手段と、
　を有し、
　前記鍛造手段は、最大１００℃以下の温度環境において、１回の鍛造で、前記一つの鍛造方向に沿って前記被加工体に、０．０１～０．２の範囲の歪み量を導入することができることを特徴とする装置が提供される。
　ここで、本発明による装置において、前記鍛造手段の前記一つの鍛造方向は、鉛直方向であって、
　前記被加工体配向制御手段は、前記被加工体の鍛造される表面が上面となるように動作しても良い。
　また、本発明による装置において、前記被加工体配向制御手段は、１回の鍛造の後に、前記被加工体の前記台との接触面が前記被加工体の側面の一つとなり、前記被加工体の側面の一つが前記台との接触面となるように、前記被加工体を回転させても良い。
　さらに、本発明では、
　組織内に、
　少なくとも３つの異なる方向に延在する、幅が５μｍ以下の第１の変形双晶を複数含み、
　少なくとも一つの前記第１の変形双晶の中には、より微細な第２の変形双晶が形成されていることを特徴とする金属材料が提供される。
　さらに、本発明では、
　組織内に、母相を分断する略平行な、複数の針状または楕円状の変形双晶を含み、各変形双晶の平均間隔は、２μｍ以下であることを特徴とする金属材料が提供される。
　そのような金属材料において、各変形双晶の幅は、１μｍ以下であっても良い。
　本発明では、従来の降温多軸鍛造処理法に比べて、産業レベルでの適用により適したより簡便な工程で、難加工性材料に多量の歪みを導入することの可能な加工方法を提供することができる。また、そのような方法を実施するための装置を提供することができる。
多軸鍛造処理法の一例を概略的に示した図である。 本発明による難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法のフローチャートの一例である。 本発明による方法によって得られた難加工性金属材料組織の一例を模式的に示した図である。 本発明による方法によって得られたマグネシウム合金の組織のＴＥＭ写真である。 本発明による方法を実施するための装置の一例を模式的に示した図である。 本発明による方法を実施するための装置を用いて、被加工体を鍛造する際の各工程を模式的に示した図である。 本発明による方法を実施するための装置を用いて、被加工体を鍛造する際の各工程を模式的に示した図である。 マグネシウム合金における累積歪み量Σεと真応力σ（ＭＰａ）の関係を示したグラフである。 各鍛造パス後のサンプルの光学顕微鏡写真を示した図である。 結晶方位分散分析装置による、４パス後のマグネシウム合金サンプルの組織観察結果を示した図である。 鍛造パス数とサンプルの硬度の関係を示した図である。 各サンプルにおける累積歪みΣεと硬度の関係を示したグラフである。 サンプルＡ１およびＡ２の引張試験によって得られた応力と歪みの関係を示したグラフである。 引張試験前のサンプルＡ１の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。 変形双晶の「平均間隔」の算定方法を説明するための模式図である。 サンプルＢ１およびＢ２の引張試験によって得られた応力と歪みの関係を示したグラフである。 サンプルＣ１およびＣ２の引張試験によって得られた応力と歪みの関係を示したグラフである。 サンプルＤ０～Ｄ３の引張試験によって得られた応力と歪みの関係を示したグラフである。
　一般に、マグネシウム合金等の難加工性材料は、加工性が悪く、圧延処理または鍛造処理などの一般的な加工処理を施工すると、容易にワレや欠陥が生じてしまうことが知られている。従って、難加工性金属材料の場合、加工により多くの歪みを導入することはできず、加工硬化処理による大きな強度向上効果を期待することは難しいという問題がある。
　このため、近年、降温多軸鍛造処理と呼ばれる鍛造方法が提案されている。この方法では、鍛造の１パス毎に、鍛造方向が長手方向となるようにし、すなわち鍛造方向を相互に直交する３方向の順（例えば、Ｘ方向→Ｙ方向→Ｚ方向の順）に変化させるとともに、被加工体の温度を低下させる。この方法では、３方向の鍛造を繰り返すことにより、最終的に被加工体に多くの歪みを導入することができる。従って、難加工性金属材料からなる被加工体に降温多軸鍛造処理を適用した場合、結晶粒が微細化し、材料強度を向上させることができると考えられる。
　しかしながら、このような降温多軸鍛造処理では、被加工体の温度、各鍛造パス時の導入歪み量など、加工の際に制御すべき条件が多岐にわたり、操作が煩雑で大変であるという問題がある。また、処理の際には、雰囲気の温度を高精度で調節することの可能な高温用の電気炉が必要になるという問題がある。従って、降温多軸鍛造処理方法は、実験室レベルでの適用は可能であっても、製品の大量生産や低コスト化が必要となる、産業レベルでの適用には不向きである。
　これに対して、本願発明者らによって見出された新たな方法（本発明の方法）は、以下に詳細を示すように、制御すべき加工条件が少なく、より簡便に実施することができるという特徴を有する。また、本発明の方法は、室温近傍（最大でも１００℃以下、例えば５０℃）の温度で実施することができるため、高温の電気炉も不要である。従って、大量生産に適し、低コスト化も実現できるという特徴を有する。
　以下、図面を参照して、本発明について詳しく説明する。
　本発明は、難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法であって、
（ａ）難加工性金属材料からなる被加工体を準備するステップと、
（ｂ）前記被加工体を、相互に直交する３つの鍛造方向に沿って順次鍛造する処理を、１サイクル以上実施するステップと、
　を有し、
　前記ステップ（ｂ）は、最大１００℃以下の温度環境において、各１回の鍛造で導入される歪み量が０．０１～０．２の範囲となるように行われることを特徴とする方法に関する。
　本発明による方法は、「多軸鍛造処理」を基本とするものである。ここで、「多軸鍛造処理」とは、１方向での鍛造処理毎に、長手方向が圧縮方向となるようにして、被加工材料の鍛造方向を変えて圧縮を繰り返す加工処理方法を意味する。
　図１は、多軸鍛造処理方法を概略的に説明する図である。まず最初に、図１（１）に示すような矩形状の被加工体（サンプル）４が準備される。次に、この被加工体４が第１の方向（Ｘ軸方向）に沿って鍛造される（第１回目のパス）。
　次に図１（２）に示すように、被加工体４が第２の方向（Ｙ軸方向）に沿って鍛造される（第２回目のパス）。さらに、図１（３）に示すように、被加工体４が第３の方向（Ｚ軸方向）に沿って鍛造される（第３回目のパス）。３回分のパスによって、被加工体４は、外観上、実質的に最初の形状に戻る（図１（４））。
　ここで、被加工体４のアスペクト比は、図１（１）～（３）に示す各圧縮軸方向（Ｘ、ＹおよびＺ方向）からの鍛造による圧縮率によって決まる。換言すれば、被加工体４のアスペクト比は、採用するパス毎の圧縮率によって変化させることができる。例えば、図１の例では、被加工体１のアスペクト比は、１．０（Ｚ方向）：１．４９（Ｙ方向）：２．２２（Ｘ方向）となっており、これは、各方向での１回のパスにおいて、被加工材料４に導入される加工歪み量εが、いずれも０．８の場合に相当する。鍛造毎の加工歪み量が０．０１～０．２の場合、このアスペクト比は必要ではないが、後の説明と理解が容易であるため、このアスペクト比を有する被加工体を利用する。ちなみに鍛造毎の加工ひずみが０．１の場合、アスペクト比は１．１１：１．１０：１．００となる。
　このような「多軸鍛造処理」方法では、各方向からの鍛造パスを順次繰り返すことにより、結果的に、被加工体４中に多量の歪みを導入することができる。
　ただし、前述のように、難加工性材料は、加工性が悪いため、難加工性材料に対して、１回のパスで大きな歪みを導入しようとすると、容易にワレや欠陥が生じてしまう。そこで、本発明では、各１回の鍛造（１パスとも言う）で導入される歪み量を少なくして、各方向の鍛造を実施することに特徴がある。具体的には、各１回の鍛造（１パスとも言う）で導入される歪み量は、０．０１～０．２の範囲である。そのため、本発明では、鍛造毎の加工歪み量が小さく、鍛造方向は必ずしも被加工体の長手方向である必要はない。
　これにより、難加工性金属材料であっても、多軸鍛造処理後に、被加工体にワレおよび／または欠陥が生じることを回避することができる。また、鍛造毎の加工ひずみが小さいため、結果として加工による集合組織の形成を防ぐことができ、加工性の低下を防ぐことができる。
　図２には、本発明による方法のフローの一例を模式的に示す。本発明による方法は、難加工性金属材料からなる被加工体を準備するステップ（Ｓ１１０）と、この被加工体を、相互に直交する３つの鍛造方向に沿って、順次鍛造する処理を、１サイクル以上実施するステップ（Ｓ１２０）と、を有する。また、本発明による方法は、さらに任意で、多軸鍛造処理された被加工体を時効処理するステップ（Ｓ１３０）を含んでも良い。また多軸鍛造するステップ（Ｓ１２０）と時効処理するステップ（Ｓ１３０）を繰り返しても良い。この場合、時効後の回復軟化による強度低下を加工硬化によって補うことができる。
　以下、各ステップについて、詳しく説明する。
　（１．被加工体を準備するステップ）
　まず最初に、難加工性金属材料からなる被加工体が準備される。
　ここで、「難加工性金属材料」とは、室温での引張試験における破断伸びが４０％以下の金属および合金を表す。「難加工性金属材料」には、例えば、マグネシウム合金、チタン合金、銅合金、鉄合金、ジルコニウム合金、モリブデン合金、およびニオブ合金などが含まれる。
　マグネシウム合金の一例は、ＡＺ系マグネシウム合金（アルミニウムと亜鉛とを含むマグネシウム合金）、希土類元素添加マグネシウム合金、およびＣａ添加マグネシウム合金等である。
　チタン合金の一例は、アルミニウム添加チタン合金、スズ添加チタン合金、およびバナジウム添加チタン合金等である。
　銅合金の一例は、銅－チタン合金、およびニッケル－シリコン添加銅合金である。
　鉄合金の一例は、マルテンサイト相を含む鋼等である。
　被加工体の平均結晶粒径は、特に限られない。ただし、多軸鍛造処理後に、微細な結晶粒からなる材料組織を得るためには、平均結晶粒径が大きい被加工体ほど、多軸鍛造処理ステップにおいて、より多くの歪みを被加工体に導入する必要がある。
　（２．鍛造処理ステップ）
　次に、前述の被加工体がＸ方向、Ｙ方向、およびＺ方向（図１参照）に沿って、順次鍛造処理される。
　本発明では、多軸鍛造処理は、室温近傍（最大でも１００℃以下の温度）で実施される。従って、降温多軸鍛造処理方法において必要となる、高温の電気炉のような設備は不要であり、低コストかつ簡便な鍛造方法を提供することができる。なお、ここでの「温度」は、主として被加工体がさらされる環境側の温度を意味する。これは、被加工体の温度は、鍛造の実施によってある程度上昇するため、被加工体の温度で「温度」を規定すると、その値が曖昧になるためである。
　また前述のように、各方向における１パスの鍛造において、被加工体に導入される歪み量は、０．０１～０．２の範囲である。この値は、降温多軸鍛造処理方法において、１回のパスで被加工体に導入される典型的な歪み量、すなわち０．６～０．８に比べて有意に小さい。これにより、難加工性金属材料であっても、多軸鍛造処理の後に、被加工体にワレおよび／または欠陥が生じることを回避することができる。
　なお、１回の鍛造パスにおいて導入される歪み量は、正確には、被加工体の材料等に依存する。例えば、被加工体がマグネシウム合金の場合、１回の鍛造パスにおいて導入される歪み量は、０．１～０．２程度であることが好ましい。ただし、いずれの難加工性金属材料の場合も、歪み量は、最大でも０．２以内とされる。これを超える歪み量を一度に加えると、鍛造後にワレが生じる可能性が高まるからである。
　また、多軸鍛造処理によって被加工体に導入される総歪み量（Σε）は、被加工体を構成する材質にもよるが、１．０～４０程度であることが好ましい。
　また、本発明では、各パスでの歪み速度は、通常、３×１０－３／ｓｅｃ～１０／ｓｅｃの範囲である。この歪み速度は、各パスにおいて実質的に一定であっても良い。
　また、Ｘ、ＹおよびＺの各鍛造方向での１回ずつの鍛造を１サイクルとした場合、このサイクル数は、１サイクル以上であることが好ましく、２～４０サイクルの範囲であることがより好ましい。ここで、サイクル数は、整数に限られないことは、明らかであろう。すなわち、サイクル数は、整数＋１／３または整数＋２／３の値であっても良く、これらのサイクル数は、それぞれ、Ｘ方向→Ｙ方向→Ｚ方向→．．．の各鍛造がＸ方向での鍛造で完了する場合、およびＹ方向で完了する場合を意味する。また、この鍛造方向は、被加工体の状況や形状によって、途中でＸ方向→Ｚ方向→Ｙ方向のように変えても良い。
　（３．時効処理ステップ）
　次に、必要な場合、被加工体に、さらに時効処理を行っても良い。時効処理の温度は、これに限られるものではないが、例えば、３７３Ｋ～４７３Ｋの範囲である。また、時効処理の時間は、これに限られるものではないが、例えば、数分～数時間の範囲である。時効処理は、例えば、オイルバス中で実施されても良い。
　以上の工程を経て、多量の歪みが導入された、難加工性金属材料からなる被加工体を得ることができる。
　このような方法で得られる難加工性金属材料の組織は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で観察した場合、少なくとも３つの異なる方向に延在する、幅が５μｍ以下の１次変形双晶を多数含み、少なくとも一つの前記１次変形双晶の中には、より微細な２次変形双晶が形成されていると言う特徴を有する。
　ここで、変形双晶とは、ある面に平行な剪断変形によって形成された母相と同じ結晶構造を有する方位の異なる領域を意味する。また、１次変形双晶の「幅」とは、１次変形双晶の縦および横の寸法のうち、短い方の長さを意味する。この「幅」は、特に、１μｍ以下であることが好ましい。一方、１次変形双晶の長い方の長さ、すなわち全長は、特に限られないが、例えば、０．１μｍ～数百μｍの範囲であり、これは、変形前の結晶粒径に依存する。また、２次変形双晶の全長および幅は、特に限られないが、通常の場合、全長は、約０．２μｍ～約数百μｍの範囲であり、幅は、約０．１μｍ～約５０μｍの範囲である。
　また、「変形双晶を多数含む」とは、ＴＥＭ観察の際に、一視野（倍率：５０００倍～１万倍）において、組織内に少なくとも５個以上の変形双晶が認められることを意味する。なお、通常の場合、変形双晶は、少なくとも１０個以上認められる場合が多いであろう。
　図３には、本発明による方法によって得られた難加工性金属材料組織の一例を模式的に示す。この図は、ＴＥＭ装置による１万倍の倍率で得られたものである。
　図３に示すように、組織２００内には、多数の１次変形双晶２１０が認められる。また、１次変形双晶２１０の少なくとも１つには、内部に２次変形双晶２２０が形成されていることがわかる。例えば、図３の例では、ｎ次（ただしｎは１以上）変形双晶２１０Ａの内部に、複数の（ｎ＋１）次の高次変形双晶２２０Ａが形成されており、ｎ次変形双晶２１０Ｂの内部に、複数の（ｎ＋１）次の高次変形双晶２２０Ｂが形成されており、ｎ次変形双晶２１０Ｃの内部に、複数の（ｎ＋１）次変形双晶２２０Ｃが形成されている。
　図４には、多軸鍛造処理後のマグネシウム合金の実際の組織のＴＥＭ写真（倍率１万倍）の一例を示す。このマグネシウム合金は、室温で、合計２０パス（サイクル数６＋２／３回）の多軸鍛造処理後に得られたものである。１回のパスでの導入される歪み量εは、０．１である。
　この組織写真から明らかなように、本発明による方法で調製されたマグネシウム合金の組織は、多くの１次変形双晶を有し、これらの１次変形双晶は、少なくとも３方向に延在している。また、いくつかの１次変形双晶内には、２次変形双晶が形成されていることが確認される。図１０からもわかるとおり、一次変形双晶は非常に大きい。従って、図４のＴＥＭ写真の微細な変形双晶は、変形双晶内に形成された高次双晶変形の発達によるものであることが理解できる。
　このように、本発明による方法で処理された難加工性金属材料では、結晶粒が微細化され、多数の１次変形双晶および２次変形双晶が形成され、これにより、強度等の材料特性を向上させることができる。
　（本発明による装置）
　次に、本発明による方法を実施するための装置について説明する。
　本発明による方法を実施するための装置は、少なくとも、
　被加工体を支持する台と、
　少なくとも一つの鍛造方向に沿って、前記被加工体を鍛造する鍛造手段と、
　前記被加工体の前記鍛造手段に対する配向方向を調整することの可能な、被加工体配向制御手段と、
　を有する。
　ただし、鍛造手段が、相互に垂直な３方向（Ｘ方向、Ｙ方向およびＺ方向）のそれぞれに沿って、被加工体を鍛造することが可能である場合、被加工体配向制御手段は、不要である。
　図５には、そのような本発明による方法を実施するための装置の一例を模式的に示す。この装置１００は、被加工体１１０を支持する台１２０と、一つの鍛造方向（図の例では、Ｚ方向）に沿って、被加工体１１０を鍛造する鍛造手段１３０と、被加工体１１０の鍛造手段１３０に対する配向方向を調整することの可能な、被加工体配向制御手段１４０とを有する。
　鍛造手段１３０は、図５のＺ方向の１回のパスで、被加工体１１０に対して、０．０１～０．２の歪みを導入するように動作する。
　また、被加工体配向制御手段１４０は、この図の例では、Ｘ方向およびＹ方向に、４行×４列の１６個の区画１４１Ａ～１４１Ｐを有する板状部材を有する。被加工体配向制御手段１４０は、台１２０に埋設されている。
　なお、通常の場合、装置１００は、さらに、被加工体１１０が鍛造される際に、被加工体１１０の位置ずれを防止する固定部材等を有するが、そのような部材は、本発明に特有のものではないため、ここではその説明を省略する。
　次に、このような装置１００の動作について説明する。図６および図７には、装置１００を用いて、被加工体１１０に対して本発明による多軸鍛造処理方法を適用する際の各工程を模式的に示した図である。
　まず、図６（ａ）に示すように、図６のＺ方向に沿って、鍛造手段１３０により、被加工体１１０の鍛造（第１パス）を行う。この段階では、被加工体１１０の底面１１０Ａが台１２０（正確には、台１２０に埋設された被加工体配向制御手段１４０）と接触している。これにより、被加工体１１０は、図６（ｂ）に示すような形状となる。
　次に、図６（ｃ）に示すように、台１２０に埋設された被加工体配向制御手段１４０の区画１４１のうち、被加工体１１０の底面１１０Ａの一部と接触する区画１４１（例えば区画１４１Ｆおよび１４１Ｇ）、およびこれと同じＸ座標にある区画１４１（例えば、区画１４１Ｅ、１４１Ｈ）が、Ｚ方向に沿って緩やかに上昇する。
　これにより、図６（ｄ）に示すように、被加工体１１０の底面１１０Ａが点Ｑ１を回転中心とした状態で持ち上げられる。最終的に、図６（ｅ）に示すように、被加工体１１０がＸＺ平面において、半時計方向に９０゜回転すると、被加工体１１０の当初の底面１１０Ａは、ＹＺ平面と平行な側面１１０Ａとなる。また今度は、被加工体１１０の当初の側面１１０Ｂが、台１２０（正確には、台１２０に埋設された被加工体配向制御手段１４０）と接触する。ここで、必要な場合、区画１４１は、Ｙ軸を回転軸として回転し、これにより被加工体を回転させても良い。
　図６（ｅ）に示すように、この状態で、鍛造手段１３０により、Ｚ方向に沿って、被加工体１１０の鍛造（第２パス）が行われる。
　これにより、被加工体１１０は、図７（ａ）に示すような形状となる。この段階では、被加工体１１０の側面１１０Ｂ（見た目上、被加工体１１０の新たな底面）が台１２０（正確には、台１２０に埋設された被加工体配向制御手段１４０）と接触している。
　次に、図７（ｂ）に示すように、台１２０に埋設された被加工体配向制御手段１４０の区画１４１のうち、被加工体１１０の側面１１０Ｂの一部と接触する区画１４１（例えば区画１４１Fおよび１４１Ｊ）、およびこれと同じＹ座標にある区画１４１（例えば、区画１４１Ｂ、１４１Ｎ）が、Ｚ方向に緩やかに上昇する。
　これにより、図７（ｃ）に示すように、被加工体１１０の側面１１０Ｂが点Ｑ２を回転中心とした状態で持ち上げられる。最終的に、図７（ｄ）に示すように、被加工体１１０がＹＺ平面において、時計方向に９０゜回転すると、被加工体１１０の側面１１０Ｂは、ＸＺ平面と平行な新たな側面１１０Ｂとなる。また今度は、被加工体１１０のＸＺ平面と平行な側面１１０Ｃが、台１２０（正確には、台１２０に埋設された被加工体配向制御手段１４０）と接触するようになる。ここで、必要な場合、区画１４１は、Ｘ軸を回転軸として回転し、これにより被加工体を回転させても良い。
　図７（ｄ）に示すように、この状態で、鍛造手段１３０により、Ｚ方向に沿って、被加工体１１０の鍛造（第３パス）が行われる。
　以上の工程を繰り返すことにより、装置１００により、被加工体１１０に対して、本発明による多軸鍛造処理方法を実施することができる。
　なお、図５に示した装置、および図６，図７に示した工程は、一例であって、別の構成の装置、および別の工程により、被加工体１１０に対して、本発明による方法を実施しても良いことは、明らかであろう。
　以下、本発明の実施例について説明する。
　（実施例１）
　表１に示す組成のＡＺ系のマグネシウム合金材料（大阪冨士工業株式会社製：ＡＺ６１）を準備した。合金材料の寸法は、縦（Ｘ方向）２０ｍｍ×横（Ｙ方向）２０ｍｍ×高さ（Ｚ方向）２０ｍｍである。平均結晶粒径は、約６２μｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　次に、この合金材料を用いて、多軸鍛造処理を実施した。まず最初に、室温（３００Ｋ）で、合金材料の第１の方向（Ｘ方向）に沿って、合金材料を鍛造した（第１パス）。第１パスにより導入される歪み量εは、０．１とした。次に、合金材料の第２の方向（Ｙ方向）に沿って、合金材料を鍛造した（第２パス）。第２パスにより導入される歪み量εは、０．１とした。次に、合金材料の第３の方向（Ｚ方向）に沿って、合金材料を鍛造した（第３パス）。第３パスにより導入される歪み量εは、０．１とした。以上のサイクルを１サイクルとし、合金材料を最大１３サイクル鍛造した（総パス数は、３９）。以上の多軸鍛造工程により、合金材料には、最大３．９の累積歪みΣεが導入された。各パスにおいて、歪み速度は、いずれも３×１０－３／ｓｅｃとした。
　図８には、３８パスまでの累積歪み量Σεと真応力σ（ＭＰａ）の関係を示した。
　次に、パス数が４回（サイクル数１＋１／３）の合金材料サンプル（総歪み量０．４）と、パス数が３８回（サイクル数１２＋２／３）の合金材料サンプル（総歪み量３．８）とを用いて、多軸鍛造処理後の組織の観察を行った。
　図９には、各サンプルの光学顕微鏡の写真を示す。図において、（ａ）は、鍛造前の組織を示している。また、（ｂ）および（ｃ）は、それぞれ、パス数が４回および３８回のサンプルにおける組織を示している。
　図９の（ａ）および（ｂ）の比較では、組織間に巨視的な差異は認められないが、図９の（ｃ）では、結晶粒径が判別し難いほど、結晶が微細化していることがわかる。また、図１０には、結晶方位分散分析装置を用いて、パス数が４回のサンプルの組織を観察した結果を示す。この図から、組織内には、変形双晶が多数形成されていること（右上の斜め方向に延在する灰色線状組織）、およびキンク帯（中央部の黒色線状部分）による結晶粒の分断が生じていることがわかる。従って、微視的には、パス数が４回のサンプルにおいても、鍛造前のサンプルに比べて、大きな組織変化が生じていると言える。すなわち、難加工材の一つであるＭｇ合金に本発明を適用することにより、室温での巨大歪み加工が可能となった。また、その結果、変形双晶等の結晶粒微細化機構の働きにより、結晶粒が微細化した。
　図１１には、累積歪み量Σεとサンプルの硬度Ｈｖの関係を示す。この結果から、累積歪み量Σε、すなわち鍛造のパス数を増加させるほど、硬度が上昇する傾向にあることがわかる。特に、鍛造のパス数が４０に近づき、累積歪み量Σεが４に近くになると、合金材料の硬度は、１２００ＭＰａという、マグネシウム合金としては異例の、極めて高い値に達することが予想される。
　（実施例２）
　次に、以下の方法で、各種サンプルを調製し、マグネシウム合金材料の材料特性について評価した。
　（サンプルＡ群）
　まず、前述の実施例１と同様の方法により、マグネシウム合金材料に対して多軸鍛造処理を実施し、パス数、すなわち累積歪みΣεが異なる多数のサンプルを調製した（以下、サンプルＡ群と称する）。多軸鍛造処理により、マグネシウム合金材料には、最大で２．０の累積歪みΣεが導入された。特に、累積歪みΣεが１．０のマグネシウム合金材料をサンプルＡ１と称し、累積歪みΣεが２．０のマグネシウム合金材料をサンプルＡ２と称する。
　（サンプルＢ群）
　サンプルＡ２に対して、４０３Ｋで１時間の時効処理を行った。さらに、時効処理後に、再度、このサンプルに対して、多軸鍛造処理を行った。２回目の多軸鍛造処理は、１回目の多軸鍛造処理と同条件で実施した。これにより、２回目の多軸鍛造処理のパス数、すなわち累積歪みΣεが異なる多数のサンプルを調製した（以下、サンプルＢ群と称する）。特に、２回目の多軸鍛造処理での累積歪みΣεが０．２のマグネシウム合金材料をサンプルＢ２と称する。また、２回目の多軸鍛造処理を実施していないマグネシウム合金材料をサンプルＢ１と称する。
　（サンプルＣ群）
　まず最初に時効処理を行ってから、各パス数の多軸鍛造処理を実施することにより、累積歪みΣεが異なる多数のサンプルを調製した（以下、サンプルＣ群と称する）。時効処理の条件は、４０３Ｋ、１時間である。
　多軸鍛造処理により、マグネシウム合金材料には、最大で１．７の累積歪みΣεが導入された。特に、累積歪みΣεが０．５のマグネシウム合金材料をサンプルＣ１と称し、累積歪みΣεが１．０のマグネシウム合金材料をサンプルＣ２と称し、累積歪みΣεが１．７のマグネシウム合金材料をＣ３と称する。
　（サンプルＤ群）
　まずサンプルＡ群と同様の条件で、多軸鍛造処理を行い、１．０の累積歪みΣεを導入した。次に、このマグネシウム合金材料を時効処理した。時効処理の条件は、４０３Ｋ、１時間である。さらに、このマグネシウム合金材料に対して、２回目の多軸鍛造処理を行い、累積歪みΣεが異なる多数のサンプルを調製した（以下、サンプルＤ群と称する）。
　特に、２回目の多軸鍛造処理での累積歪みΣεが０．４のマグネシウム合金材料をサンプルＤ１と称し、２回目の多軸鍛造処理での累積歪みΣεが０．８のマグネシウム合金材料をサンプルＤ２と称し、２回目の多軸鍛造処理での累積歪みΣεが１．０のマグネシウム合金材料をサンプルＤ３と称する。また、２回目の多軸鍛造処理を実施していないマグネシウム合金材料をサンプルＤ０と称する。
　図１２には、各サンプル群における累積歪みΣεと硬度の関係を示す。
　この図から、時効処理を実施していないサンプルＡ群に比べて、時効処理を行った各サンプルＢ群～Ｄ群では、いずれも硬度が向上していることがわかる。
　この原因として、（１）時効による析出物が転位の移動を妨げ、これにより変形抵抗が向上したこと、ならびに（２）変形抵抗が上昇して、転位の移動がより困難になることにより、変形双晶が多数発生したことが考えられる。
　次に、各サンプルを用いて引張試験を行った。引張試験は、室温で、歪み速度１０－３／秒で実施した。
　図１３Ａには、サンプルＡ１およびＡ２の引張試験によって得られた応力と歪みの関係を示す。図には、比較のため、焼鈍処理のままのマグネシウム合金材料サンプル（Ａ０）の結果を同時に示した。
　この図から、サンプルＡ１およびＡ２では、焼鈍処理のままのサンプルＡ０に比べて、最大応力および降伏応力が増大していることがわかる。これは、変形抵抗の向上によるものである。
　図１３Ｂには、引張試験前のサンプルＡ１の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を示す。この写真から、パス数が１０回と比較的少ないサンプルＡ１においても、母相を分断するように、複数の変形双晶が生じていることがわかる（特に下の拡大図）。これらの変形双晶は、略針状または楕円状の形態を有し、相互にほぼ平行に延在している。また、各変形双晶は、約０．１μｍ～０．２μｍ程度の幅を有し、各変形双晶の「平均間隔」は、ほぼ１μｍになっている。
　ここで、変形双晶の「平均間隔」は、以下のように定義される。
　図１３Ｃには、変形双晶の「平均間隔」の算定方法を示す。
　図１３Ｃに示すように、この組織３００内には、相互にほぼ平行な複数の変形双晶３１０Ａ～３１０Ｃが存在する。変形双晶３１０Ａは、境界線３２１および３２２を有する（隣接する変形双晶３１０Ｂから遠い側を境界線３２２とする）。変形双晶３１０Ｂは、境界線３２３および３２４を有する（隣接する変形双晶３１０Ａから遠い側を境界線３２４とする）。変形双晶３１０Ｃは、境界線３２５および３２６（隣接する変形双晶３１０Ｂから遠い側を境界線３２６とする）を有する。
　このような組織において、変形双晶３１０Ａの境界線３２１～変形双晶１０Ｂの境界線３２４までの距離の平均値をＤ１とする。また、変形双晶３１０Ｂの境界線３２３～変形双晶３１０Ｃの境界線３２６までの距離の平均値をＤ２とする。これを視野内のすべての変形双晶について行い、各隣接する変形双晶の距離の平均値Ｄｉ（ｉ≧２）を算出する。このＤｉの平均値を、変形双晶の「平均間隔」とする。
　図１３Ａおよび図１３Ｂから、サンプルＡ１、Ａ２の引張強度向上には、変形双晶が関与していることがわかる。
　これまで、マグネシウムのような難加工性材料は、変形双晶の発生頻度が結晶粒径依存性を示し、結晶粒径が５μｍ以下になると、変形双晶の発生頻度が著しく低下することが知られている（例えば、Ｍ．Ｒ．Ｂａｒｎｅｔｔ，Ｚ．Ｋｅｓｈａｖａｒｚ，Ａ．Ｇ．Ｂｅｅｒ　ａｎｄ　Ｄ．Ａｔｗｅｌｌ，Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ．
，５２，５０９３－５１０３ (２００４)参照）。
　しかしながら、上記結果は、本発明による多軸鍛造処理方法を用いることにより、難加工性材料に、強度向上に有効な微細な（５μｍ未満の）変形双晶を発現させることができることを示している。また、パス数を増加させることにより、組織内の変形双晶の数を増大させることができることも明らかとなった。
　なお、図１３Ｂの組織では、変形双晶は、約０．１μｍ～０．２μｍ程度の幅を有する。同様に、図１３Ｂの組織では、各変形双晶の「平均間隔」は、ほぼ１μｍとなっている。
　図１４には、サンプルＢ１およびＢ２の引張試験によって得られた応力と歪みの関係を示す。この図から明らかなように、いずれのサンプルにおいても、高い最大応力および降伏応力が得られていることがわかる。また、時効処理後の多軸鍛造処理により、最大強度がさらに向上することがわかる。
　図１５には、サンプルＣ１およびＣ２の引張試験によって得られた応力と歪みの関係を示す。図には、比較のため、時効処理のままのマグネシウム合金材料サンプル（Ｃ０）の結果を同時に示した。
　この図から、サンプルＣ１およびＣ２では、時効処理のままのサンプルＣ０に比べて、最大応力および降伏応力が増大していることがわかる。また、２回目の多軸鍛造処理のパス数を増やすことにより、最大強度がさらに向上することがわかる。
　引張試験直前のサンプルＣ１の組織をＴＥＭを用いて観察したところ、サンプルＣ１は、前述の図１３Ｂのような組織を有することが確認された。
　図１６には、サンプルＤ０～Ｄ３の引張試験によって得られた応力と歪みの関係を示す。
　この結果から、いずれのサンプルにおいても、高い最大応力および降伏応力が得られていることがわかる。また、２回目の多軸鍛造処理のパス数を増やすことにより、最大強度がさらに向上することがわかる。
　このように、本発明による方法により、マグネシウム合金のような難加工性金属材料の材料特性が向上することが確認された。また、全伸びも焼鈍剤Ａ０と同等か半分程度であり、巨大ひずみ加工によっても伸びは損なわれていない。これは、鍛造毎の加工ひずみ量が小さく、集合組織が形成されにくいためと考えられる。特に、時効処理と多軸鍛造処理とを組み合わせた場合、多軸鍛造処理の少ないパス数で、材料特性（最大強度、降伏応力、伸び等）を有意に向上させることが可能となる。
　以上のように、本発明による多軸鍛造処理方法の適用により、難加工性金属材料内に多量の歪みが導入されることが確認された。また、これにより、難加工性金属材料の結晶粒が微細化され、材料の各特性が有意に向上することが明らかとなった。
　本発明は、マグネシウム合金など、難加工性金属材料の加工方法に適用することができる。
　なお、本願は、２０１０年１１月１１日に出願した日本国特許出願２０１０－２５３０４２号に基づく優先権を主張するものであり、同日本国出願の全内容を本願に参照により援用する。
　４　　　被加工体
　１００　装置
　１１０　被加工体
　１１０Ａ　当初の底面
　１１０Ｂ　当初の側面
　１１０Ｃ　当初の側面
　１２０　台
　１３０　鍛造手段
　１４０　被加工体配向制御手段
　１４１　区画
　２００　組織
　２１０（２１０Ａ～２１０Ｃ）　ｎ次変形双晶（ただしｎは１以上）
　２２０（２２０Ａ～２２０Ｃ）　（ｎ＋１）次変形双晶（ただしｎは１以上）
　３００　組織
　３１０Ａ～３１０Ｃ　変形双晶
　３２１～３２６　境界線

Claims (15)

  1. 　難加工性金属材料を多軸鍛造処理する方法であって、
    （ａ）難加工性金属材料からなる被加工体を準備するステップと、
    （ｂ）前記被加工体を、相互に直交する３つの鍛造方向に沿って順次鍛造する処理を、１サイクル以上実施するステップと、
    　を有し、
    　前記ステップ（ｂ）は、最大１００℃以下の温度環境において、各１回の鍛造で導入される歪み量が０．０１～０．２の範囲となるように行われることを特徴とする方法。
  2. 　前記ステップ（ｂ）は、室温の環境下で実施されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
  3. 　前記ステップ（ｂ）は、２サイクル～４０サイクル実施されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
  4. 　前記ステップ（ｂ）において、１回の鍛造は、３×１０－３／ｓｅｃ～１０／ｓｅｃの範囲の歪み速度で実施されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
  5. 　前記ステップ（ｂ）は、前記被加工体に、０．５～６．４の範囲の総歪み量が導入されるまで繰り返されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
  6. 　前記難加工性金属材料は、マグネシウム合金、チタン合金および銅合金からなる群中から選定された材料であることを特徴とする請求項１に記載の方法。
  7. 　さらに、前記ステップ（ｂ）の後、
    （ｃ）前記被加工体を時効処理するステップ
    　を有することを特徴とする請求項１に記載の方法。
  8. 　前記時効処理するステップは、
    　前記被加工体を、３７３Ｋ～４７３Ｋの温度範囲で時効処理するステップを有することを特徴とする請求項７に記載の方法。
  9. 　難加工性金属材料を多軸鍛造処理する装置であって、
    　前記請求項１に記載の方法を実施することの可能な装置。
  10. 　難加工性金属材料を多軸鍛造処理する装置であって、
    　難加工性金属材料からなる被加工体を支持する台と、
    　一つの鍛造方向に沿って前記被加工体を鍛造する鍛造手段と、
    　前記被加工体の前記鍛造手段に対する配向方向を調整することの可能な、被加工体配向制御手段と、
    　を有し、
    　前記鍛造手段は、最大１００℃以下の温度環境において、１回の鍛造で、前記一つの鍛造方向に沿って前記被加工体に、０．０１～０．２の範囲の歪み量を導入することができることを特徴とする装置。
  11. 　前記鍛造手段の前記一つの鍛造方向は、鉛直方向であって、
    　前記被加工体配向制御手段は、前記被加工体の鍛造される表面が上面となるように動作することを特徴とする請求項１０に記載の装置。
  12. 　前記被加工体配向制御手段は、１回の鍛造の後に、前記被加工体の前記台との接触面が前記被加工体の側面の一つとなり、前記被加工体の側面の一つが前記台との接触面となるように、前記被加工体を回転させることを特徴とする請求項１１に記載の装置。
  13. 　組織内に、
    　少なくとも３つの異なる方向に延在する、幅が５μｍ以下の第１の変形双晶を複数含み、
    　少なくとも一つの前記第１の変形双晶の中には、より微細な第２の変形双晶が形成されていることを特徴とする金属材料。
  14. 　組織内に、母相を分断する略平行な、複数の針状または楕円状の変形双晶を含み、各変形双晶の平均間隔は、２μｍ以下であることを特徴とする金属材料。
  15. 　各変形双晶の幅は、１μｍ以下であることを特徴とする請求項１４に記載の金属材料。
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Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014149594A3 (en) * 2013-03-15 2014-11-13 Ati Properties, Inc. Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US9206497B2 (en) 2010-09-15 2015-12-08 Ati Properties, Inc. Methods for processing titanium alloys
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US9523137B2 (en) 2004-05-21 2016-12-20 Ati Properties Llc Metastable β-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US9616480B2 (en) 2011-06-01 2017-04-11 Ati Properties Llc Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
JP2017109223A (ja) * 2015-12-16 2017-06-22 しのはらプレスサービス株式会社 新せん断打抜き加工法を用いた金属製品の製造方法
JP2017109224A (ja) * 2015-12-16 2017-06-22 しのはらプレスサービス株式会社 新鍛造加工法を用いた金属製品の製造方法
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US9796005B2 (en) 2003-05-09 2017-10-24 Ati Properties Llc Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10435775B2 (en) 2010-09-15 2019-10-08 Ati Properties Llc Processing routes for titanium and titanium alloys
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013002082A1 (ja) * 2011-06-28 2013-01-03 国立大学法人電気通信大学 高強度マグネシウム合金材料を製造する方法およびマグネシウム合金製の棒材
CN105441840B (zh) * 2014-09-10 2017-09-29 中国科学院金属研究所 一种高强耐热镁合金铸锭的锤锻开坯方法
CN111438317B (zh) * 2020-02-28 2021-11-30 哈尔滨工业大学（威海） 一种具有高强高韧近β型钛合金锻件锻造成形的制备方法
CN112743022B (zh) * 2020-12-28 2023-11-03 安徽企盈汽配股份有限公司 汽车轮毂轴承锻造成型装置

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007114439A1 (ja) * 2006-04-03 2007-10-11 National University Corporation The University Of Electro-Communications 超微細粒組織を有する材料およびその製造方法
JP2007291488A (ja) * 2006-03-30 2007-11-08 Univ Of Electro-Communications マグネシウム合金材料製造方法及び装置並びにマグネシウム合金材料
JP2009138218A (ja) * 2007-12-05 2009-06-25 Nissan Motor Co Ltd チタン合金部材及びチタン合金部材の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007291488A (ja) * 2006-03-30 2007-11-08 Univ Of Electro-Communications マグネシウム合金材料製造方法及び装置並びにマグネシウム合金材料
WO2007114439A1 (ja) * 2006-04-03 2007-10-11 National University Corporation The University Of Electro-Communications 超微細粒組織を有する材料およびその製造方法
JP2009138218A (ja) * 2007-12-05 2009-06-25 Nissan Motor Co Ltd チタン合金部材及びチタン合金部材の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
YOSHIFUMI NAKAO ET AL.: "Ultra Fine Grain of Cu-Zn Alloy Evolved by Multi Directional Forging and Its Thermal and Mechanical Properties", JOURNAL OF THE JAPAN INSTITUTE OF METALS, vol. 72, no. 6, 1 June 2008 (2008-06-01), pages 399 - 401 *

Cited By (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9796005B2 (en) 2003-05-09 2017-10-24 Ati Properties Llc Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US9523137B2 (en) 2004-05-21 2016-12-20 Ati Properties Llc Metastable β-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US10422027B2 (en) 2004-05-21 2019-09-24 Ati Properties Llc Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US10144999B2 (en) 2010-07-19 2018-12-04 Ati Properties Llc Processing of alpha/beta titanium alloys
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US9765420B2 (en) 2010-07-19 2017-09-19 Ati Properties Llc Processing of α/β titanium alloys
US10435775B2 (en) 2010-09-15 2019-10-08 Ati Properties Llc Processing routes for titanium and titanium alloys
US9206497B2 (en) 2010-09-15 2015-12-08 Ati Properties, Inc. Methods for processing titanium alloys
US9624567B2 (en) 2010-09-15 2017-04-18 Ati Properties Llc Methods for processing titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
US10287655B2 (en) 2011-06-01 2019-05-14 Ati Properties Llc Nickel-base alloy and articles
US9616480B2 (en) 2011-06-01 2017-04-11 Ati Properties Llc Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
US10570469B2 (en) 2013-02-26 2020-02-25 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US10337093B2 (en) 2013-03-11 2019-07-02 Ati Properties Llc Non-magnetic alloy forgings
JP2016512173A (ja) * 2013-03-15 2016-04-25 エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド 鍛造困難なひずみ経路感受性チタン系合金およびニッケル系合金のための分割パス自由鍛造
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
AU2014238036C1 (en) * 2013-03-15 2018-06-28 Ati Properties Llc Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
KR20150130961A (ko) * 2013-03-15 2015-11-24 에이티아이 프로퍼티즈, 인코퍼레이티드 단조하기 어려운, 변형-경로 민감 티타늄-기 및 니켈-기 합금들을 위한 분할-패스 개방-다이 단조
AU2014238036B2 (en) * 2013-03-15 2017-11-30 Ati Properties Llc Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
CN105026070B (zh) * 2013-03-15 2017-08-08 冶联科技地产有限责任公司 用于难以锻造的、应变路径敏感的钛基和镍基合金的划分道次开模锻造
RU2638139C2 (ru) * 2013-03-15 2017-12-11 ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ ЭлЭлСи Ковка в открытом штампе с раздельными проходами трудных для ковки и чувствительных к траектории деформирования сплавов на основе титана и на основе никеля
US10370751B2 (en) 2013-03-15 2019-08-06 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US9050647B2 (en) 2013-03-15 2015-06-09 Ati Properties, Inc. Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
WO2014149594A3 (en) * 2013-03-15 2014-11-13 Ati Properties, Inc. Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
KR102039770B1 (ko) * 2013-03-15 2019-11-01 에이티아이 프로퍼티즈 엘엘씨 단조하기 어려운, 변형-경로 민감 티타늄-기 및 니켈-기 합금들을 위한 분할-패스 개방-다이 단조
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10619226B2 (en) 2015-01-12 2020-04-14 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10808298B2 (en) 2015-01-12 2020-10-20 Ati Properties Llc Titanium alloy
US11319616B2 (en) 2015-01-12 2022-05-03 Ati Properties Llc Titanium alloy
US11851734B2 (en) 2015-01-12 2023-12-26 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
JP2017109224A (ja) * 2015-12-16 2017-06-22 しのはらプレスサービス株式会社 新鍛造加工法を用いた金属製品の製造方法
JP2017109223A (ja) * 2015-12-16 2017-06-22 しのはらプレスサービス株式会社 新せん断打抜き加工法を用いた金属製品の製造方法

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