JPH05112855A - 疲労特性に優れたα＋β型チタン合金の製造方法 - Google Patents
疲労特性に優れたα＋β型チタン合金の製造方法Info
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- JPH05112855A JPH05112855A JP14606891A JP14606891A JPH05112855A JP H05112855 A JPH05112855 A JP H05112855A JP 14606891 A JP14606891 A JP 14606891A JP 14606891 A JP14606891 A JP 14606891A JP H05112855 A JPH05112855 A JP H05112855A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、疲労亀裂発生特性および疲労亀裂
伝播特性の両方に優れ、かつ十分な延性を有するα＋β
型チタン合金を製造する方法を提供する。 【構成】 α＋β型チタン合金を、β変態点−５０℃以
上でβ変態点＋２００℃以下の温度に、５分以上４時間
以下加熱保持し、空冷以上の冷却速度で冷却し、次いで
ショットピーニングを施し、７００℃以上でβ変態点−
１５０℃以上の温度域に２０分以上８時間以下加熱保持
する。あるいは、上記工程後、さらにショットピーニン
グを行う。
伝播特性の両方に優れ、かつ十分な延性を有するα＋β
型チタン合金を製造する方法を提供する。 【構成】 α＋β型チタン合金を、β変態点−５０℃以
上でβ変態点＋２００℃以下の温度に、５分以上４時間
以下加熱保持し、空冷以上の冷却速度で冷却し、次いで
ショットピーニングを施し、７００℃以上でβ変態点−
１５０℃以上の温度域に２０分以上８時間以下加熱保持
する。あるいは、上記工程後、さらにショットピーニン
グを行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、α＋β型チタン合金の
製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、α＋β
型チタン合金の加工熱処理方法に係るものである。
製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、α＋β
型チタン合金の加工熱処理方法に係るものである。
【０００２】
【従来の技術】α＋β型チタン合金は軽量、高強度、高
耐食性などの諸特性を有しており、主要な航空機材料の
一つである。このα＋β型チタン合金は、β変態点以下
のα＋β域で強加工を行い、さらにα＋β域で焼鈍を行
うことにより、微細な等軸組織を生成させて使用される
ことが一般的である。この等軸組織は疲労亀裂発生特性
は優れているものの、疲労亀裂伝播特性はあまり高くな
いという欠点がある。一方、β域での溶体化処理（β−
ＳＴ）、急冷、過時効（ＯＡ）の工程からなるβ−ＳＴ
ＯＡを行うことにより生成する微細針状組織は、破壊靭
性や疲労亀裂伝播特性には優れるものの、疲労亀裂発生
特性には劣っているという欠点がある。
耐食性などの諸特性を有しており、主要な航空機材料の
一つである。このα＋β型チタン合金は、β変態点以下
のα＋β域で強加工を行い、さらにα＋β域で焼鈍を行
うことにより、微細な等軸組織を生成させて使用される
ことが一般的である。この等軸組織は疲労亀裂発生特性
は優れているものの、疲労亀裂伝播特性はあまり高くな
いという欠点がある。一方、β域での溶体化処理（β−
ＳＴ）、急冷、過時効（ＯＡ）の工程からなるβ−ＳＴ
ＯＡを行うことにより生成する微細針状組織は、破壊靭
性や疲労亀裂伝播特性には優れるものの、疲労亀裂発生
特性には劣っているという欠点がある。
【０００３】さて、疲労亀裂発生特性を向上させる方法
としては、例えば、特開昭５０−１０５５１５号公報記
載のショットピーニングを挙げることができる。これ
は、表層をショットピーニングにより硬化させたり圧縮
応力を付与することにより、疲労亀裂発生頻度が著しく
高い表層部での疲労亀裂発生を抑制することをねらった
方法である。この方法を、β−ＳＴＯＡ材に適用する
と、疲労亀裂伝播特性だけでなく疲労亀裂発生特性も向
上させることができるが、β−ＳＴＯＡ材にみられるよ
うな針状組織を多量に含む素材では、ショットピーニン
グを行うと延性が極端に低下するため、使用が著しく制
限されるという問題点があった。
としては、例えば、特開昭５０−１０５５１５号公報記
載のショットピーニングを挙げることができる。これ
は、表層をショットピーニングにより硬化させたり圧縮
応力を付与することにより、疲労亀裂発生頻度が著しく
高い表層部での疲労亀裂発生を抑制することをねらった
方法である。この方法を、β−ＳＴＯＡ材に適用する
と、疲労亀裂伝播特性だけでなく疲労亀裂発生特性も向
上させることができるが、β−ＳＴＯＡ材にみられるよ
うな針状組織を多量に含む素材では、ショットピーニン
グを行うと延性が極端に低下するため、使用が著しく制
限されるという問題点があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
問題点を解消すること、すなわち、疲労亀裂発生特性お
よび疲労亀裂伝播特性の両方に優れ、かつ十分な延性を
有するα＋β型チタン合金を製造するための方法を提供
することを目的とするものである。
問題点を解消すること、すなわち、疲労亀裂発生特性お
よび疲労亀裂伝播特性の両方に優れ、かつ十分な延性を
有するα＋β型チタン合金を製造するための方法を提供
することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは鋭意研究の
結果、ショットピーニングを行った後、適切な熱処理を
行うと、疲労亀裂発生頻度の高い表層部に、疲労亀裂発
生特性に優れる等軸組織を持ち、内部は疲労亀裂伝播特
性に優れる針状組織を有し、かつ十分な延性をも有する
素材を製造することができることを見いだした。
結果、ショットピーニングを行った後、適切な熱処理を
行うと、疲労亀裂発生頻度の高い表層部に、疲労亀裂発
生特性に優れる等軸組織を持ち、内部は疲労亀裂伝播特
性に優れる針状組織を有し、かつ十分な延性をも有する
素材を製造することができることを見いだした。
【０００６】すなわち本発明は、 （１）α＋β型チタン合金を当該合金のβ変態点−５０
℃以上でβ変態点＋２００℃以下の温度に５分以上４時
間以下加熱保持し、空冷以上の冷却速度で冷却し、次に
ショットピーニングを施し、さらに７００℃以上でβ変
態点−１５０℃以下の温度に２０分以上８時間以下加熱
保持することを特徴とすること。 （２）前記（１）の工程を実施後、さらにショットピー
ニングを行うことを特徴とする疲労特性に優れたα＋β
型チタン合金の製造方法である。なお、α＋β型チタン
合金とは、β変態点以上から焼入れた時、β相のすべて
あるいは一部がα相やマルテンサイトに変態し、かつ室
温における平衡状態にてα相とβ相の両者が存在する種
類のチタン合金で、例えばＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚ
ｒ−２ＭｏやＴｉ−６Ａｌ−４Ｖなどである。また、β
変態点とは、平衡状態において、その温度以上ではβ相
単相であり、その温度未満ではα＋β二相となる温度で
あって、α＋β型チタン合金では一般に８５０〜１０５
０℃である。
℃以上でβ変態点＋２００℃以下の温度に５分以上４時
間以下加熱保持し、空冷以上の冷却速度で冷却し、次に
ショットピーニングを施し、さらに７００℃以上でβ変
態点−１５０℃以下の温度に２０分以上８時間以下加熱
保持することを特徴とすること。 （２）前記（１）の工程を実施後、さらにショットピー
ニングを行うことを特徴とする疲労特性に優れたα＋β
型チタン合金の製造方法である。なお、α＋β型チタン
合金とは、β変態点以上から焼入れた時、β相のすべて
あるいは一部がα相やマルテンサイトに変態し、かつ室
温における平衡状態にてα相とβ相の両者が存在する種
類のチタン合金で、例えばＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚ
ｒ−２ＭｏやＴｉ−６Ａｌ−４Ｖなどである。また、β
変態点とは、平衡状態において、その温度以上ではβ相
単相であり、その温度未満ではα＋β二相となる温度で
あって、α＋β型チタン合金では一般に８５０〜１０５
０℃である。
【０００７】
【作用】以下本発明について詳細に説明する。上記した
本発明（１）では、まずα＋β型チタン合金を当該合金
のβ変態点−５０℃以上でβ変態点＋２００℃以下の温
度に５分以上４時間以下加熱保持し、空冷以上の冷却速
度で冷却する。これは、素材の大部分あるいは全体をβ
相とし、これを急冷することにより、マルテンサイトな
どの微細な針状組織に変態させることと、特に冷却速度
が速くなる表層部分に、冷却時の変態に伴う高密度転位
を導入することを目的としている。この工程を、特にβ
変態点以上で行うと、１００％β相となり、通常行われ
ているβ域溶体化処理（β−ＳＴ）に相当する工程とな
る。ここで、加熱保持温度をβ変態点−５０℃以上とし
たのは、これ未満の温度ではα相が多量に存在するた
め、β相の量が少なくなり、その後の工程を実施して
も、目的とする微細な針状組織が十分には得られないか
らである。また、加熱保持温度をβ変態点＋２００℃以
下としたのは、これを越える温度ではβ粒の粗大化が著
しく、延性が著しく低下する理由による。また、加熱保
持時間を５分以上としたのは、これ未満の時間では元素
拡散が不十分で、十分な量のβ相が得られず、その後の
工程を実施しても目的とする微細な針状組織が十分には
得られないからである。また、加熱保持時間を４時間以
下としたのは、４時間以下の時間で十分な量のβ相がす
でに生成しており、これを越える時間では、エネルギー
的に無駄であるばかりか組織の粗大化を生じ、表層部の
疲労亀裂発生特性が低下する理由による。また、空冷以
上の冷却速度で冷却することとしたのは、これよりも遅
い冷却速度ではβ相がマルテンサイトなどの微細針状組
織に変態せず、また、表層部に目的とする高密度転位が
導入されないからである。
本発明（１）では、まずα＋β型チタン合金を当該合金
のβ変態点−５０℃以上でβ変態点＋２００℃以下の温
度に５分以上４時間以下加熱保持し、空冷以上の冷却速
度で冷却する。これは、素材の大部分あるいは全体をβ
相とし、これを急冷することにより、マルテンサイトな
どの微細な針状組織に変態させることと、特に冷却速度
が速くなる表層部分に、冷却時の変態に伴う高密度転位
を導入することを目的としている。この工程を、特にβ
変態点以上で行うと、１００％β相となり、通常行われ
ているβ域溶体化処理（β−ＳＴ）に相当する工程とな
る。ここで、加熱保持温度をβ変態点−５０℃以上とし
たのは、これ未満の温度ではα相が多量に存在するた
め、β相の量が少なくなり、その後の工程を実施して
も、目的とする微細な針状組織が十分には得られないか
らである。また、加熱保持温度をβ変態点＋２００℃以
下としたのは、これを越える温度ではβ粒の粗大化が著
しく、延性が著しく低下する理由による。また、加熱保
持時間を５分以上としたのは、これ未満の時間では元素
拡散が不十分で、十分な量のβ相が得られず、その後の
工程を実施しても目的とする微細な針状組織が十分には
得られないからである。また、加熱保持時間を４時間以
下としたのは、４時間以下の時間で十分な量のβ相がす
でに生成しており、これを越える時間では、エネルギー
的に無駄であるばかりか組織の粗大化を生じ、表層部の
疲労亀裂発生特性が低下する理由による。また、空冷以
上の冷却速度で冷却することとしたのは、これよりも遅
い冷却速度ではβ相がマルテンサイトなどの微細針状組
織に変態せず、また、表層部に目的とする高密度転位が
導入されないからである。
【０００８】次に、ショットピーニングを施す。これ
は、冷却中に高密度転位が導入された表層部に、さらに
ショットピーニングにより高密度の転位を導入するため
の工程である。ここで、表層部に酸化層やスケールが存
在する場合は、ショットピーニングによる塑性歪が母材
まで到達することを妨げるので、ショットピーニングに
先だってショットブラスト、酸洗、研削などにより酸化
層やスケールは除去しておくことが望ましい。
は、冷却中に高密度転位が導入された表層部に、さらに
ショットピーニングにより高密度の転位を導入するため
の工程である。ここで、表層部に酸化層やスケールが存
在する場合は、ショットピーニングによる塑性歪が母材
まで到達することを妨げるので、ショットピーニングに
先だってショットブラスト、酸洗、研削などにより酸化
層やスケールは除去しておくことが望ましい。
【０００９】次に、この素材を７００℃以上でβ変態点
−１５０℃以下の温度に２０分以上８時間以下加熱保持
し安定化焼鈍を行う。この工程の目的は、次の二つであ
る。まず第１には、素材内部の組織を安定化し、破壊靭
性や疲労亀裂伝播特性に優れた微細針状組織とすること
である。第２には、急冷時の変態およびショットピーニ
ングによりきわめて高密度の転位が導入された表層部
を、回復・再結晶させ、延性および疲労亀裂発生特性に
優れた等軸組織に変換することである。ここで安定化焼
鈍の加熱保持温度を７００℃以上でβ変態点−１５０℃
以下の温度としたのは、この範囲未満の温度では元素の
拡散が不活発で、表層部の回復・再結晶が起こらないか
らであり、また、この範囲を越える温度では組織が粗大
化し、強度および疲労特性が低下するためである。ま
た、安定化焼鈍の加熱保持時間を２０分以上８時間以下
としたのは、この範囲未満の時間では元素の拡散が不十
分で、表層部の回復・再結晶による等軸化が起こらない
からであり、また、この範囲を越える時間では組織が粗
大化し、強度および疲労特性が低下するためである。
−１５０℃以下の温度に２０分以上８時間以下加熱保持
し安定化焼鈍を行う。この工程の目的は、次の二つであ
る。まず第１には、素材内部の組織を安定化し、破壊靭
性や疲労亀裂伝播特性に優れた微細針状組織とすること
である。第２には、急冷時の変態およびショットピーニ
ングによりきわめて高密度の転位が導入された表層部
を、回復・再結晶させ、延性および疲労亀裂発生特性に
優れた等軸組織に変換することである。ここで安定化焼
鈍の加熱保持温度を７００℃以上でβ変態点−１５０℃
以下の温度としたのは、この範囲未満の温度では元素の
拡散が不活発で、表層部の回復・再結晶が起こらないか
らであり、また、この範囲を越える温度では組織が粗大
化し、強度および疲労特性が低下するためである。ま
た、安定化焼鈍の加熱保持時間を２０分以上８時間以下
としたのは、この範囲未満の時間では元素の拡散が不十
分で、表層部の回復・再結晶による等軸化が起こらない
からであり、また、この範囲を越える時間では組織が粗
大化し、強度および疲労特性が低下するためである。
【００１０】上記した本発明（２）では、本発明（１）
の工程を実施後、さらにショットピーニングを行う。こ
れは、本発明（１）を行うことにより、表層部が疲労亀
裂発生特性に優れた等軸組織となった素材の疲労亀裂発
生特性を、さらにショットピーニングを行うことにより
向上させることを目的としている。ここで、通常のβ−
ＳＴＯＡを行った素材のように、表層部に多量の針状組
織を有する素材にショットピーニングを行うと、針状組
織の延性値を極端に低下させることになるため、好まし
くないが、本発明（１）を実施した試料では、表層部は
延性に富む等軸組織となっているので、ショットピーニ
ングによる延性低下量が少なく、延性も十分に確保され
る。
の工程を実施後、さらにショットピーニングを行う。こ
れは、本発明（１）を行うことにより、表層部が疲労亀
裂発生特性に優れた等軸組織となった素材の疲労亀裂発
生特性を、さらにショットピーニングを行うことにより
向上させることを目的としている。ここで、通常のβ−
ＳＴＯＡを行った素材のように、表層部に多量の針状組
織を有する素材にショットピーニングを行うと、針状組
織の延性値を極端に低下させることになるため、好まし
くないが、本発明（１）を実施した試料では、表層部は
延性に富む等軸組織となっているので、ショットピーニ
ングによる延性低下量が少なく、延性も十分に確保され
る。
【００１１】
【実施例】Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（β変態点：１０００
℃）に対して本発明を適用した場合を例に、本発明につ
いてさらに詳しく説明する。真空アーク溶解により溶製
したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ鋳塊をβ域の１１００℃で加熱
鍛造し、さらに９５０℃加熱圧延することにより１２mm
の板を製造した。この板をさらに１００mm長さ５０mm幅
の小試験板に切断し、表２〜表４に示したショットピー
ニング前の熱処理に供した。
℃）に対して本発明を適用した場合を例に、本発明につ
いてさらに詳しく説明する。真空アーク溶解により溶製
したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ鋳塊をβ域の１１００℃で加熱
鍛造し、さらに９５０℃加熱圧延することにより１２mm
の板を製造した。この板をさらに１００mm長さ５０mm幅
の小試験板に切断し、表２〜表４に示したショットピー
ニング前の熱処理に供した。
【００１２】次に、この熱処理後の小試験板から３５mm
長さ、８．０５mm径の平行部を持つ丸棒試験片を切り出
し、ショットピーニングを施し、さらにアルゴン雰囲気
で、表２〜表４に示した安定化焼鈍を行った。さらに、
ショットピーニングによって生じた表層部分の極微小な
凹凸を除去するため、表層約０．０２５mmを研磨除去し
疲労試験を行い、一部の試料は引張試験も行った。ま
た、従来行われてきた方法を適用した場合の特性を把握
するため、小試験板を１０５０℃、１５分、水焼入れ、
７５０℃、２時間、空冷の熱処理を行い、さらにこの小
試験板から３５mm長さ８．０５mm径の平行部を持つ丸棒
試験片を切り出し、疲労試験および引張試験を行った
（表１、試験番号１）。また、一部の試料は、さらにシ
ョットピーニングを行い、表層約０．０２５mmを研磨除
去し、疲労試験および引張試験を行った（表１、試験番
号２）。疲労試験は、室温で６０Hzの条件で回転曲げ疲
労試験を行い、疲労限を求めた。また、引張試験では引
張強度と伸びを求めた。これらの結果を表５に示す。な
お、ショットピーニングは、１mm径のガラスビーズを約
４０ｍ／ｓで約１５０％のカバーレッジで行った後、１
００μｍ径のガラスビーズを約３０ｍ／ｓで約２００％
のカバーレッジで行った。
長さ、８．０５mm径の平行部を持つ丸棒試験片を切り出
し、ショットピーニングを施し、さらにアルゴン雰囲気
で、表２〜表４に示した安定化焼鈍を行った。さらに、
ショットピーニングによって生じた表層部分の極微小な
凹凸を除去するため、表層約０．０２５mmを研磨除去し
疲労試験を行い、一部の試料は引張試験も行った。ま
た、従来行われてきた方法を適用した場合の特性を把握
するため、小試験板を１０５０℃、１５分、水焼入れ、
７５０℃、２時間、空冷の熱処理を行い、さらにこの小
試験板から３５mm長さ８．０５mm径の平行部を持つ丸棒
試験片を切り出し、疲労試験および引張試験を行った
（表１、試験番号１）。また、一部の試料は、さらにシ
ョットピーニングを行い、表層約０．０２５mmを研磨除
去し、疲労試験および引張試験を行った（表１、試験番
号２）。疲労試験は、室温で６０Hzの条件で回転曲げ疲
労試験を行い、疲労限を求めた。また、引張試験では引
張強度と伸びを求めた。これらの結果を表５に示す。な
お、ショットピーニングは、１mm径のガラスビーズを約
４０ｍ／ｓで約１５０％のカバーレッジで行った後、１
００μｍ径のガラスビーズを約３０ｍ／ｓで約２００％
のカバーレッジで行った。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【表３】
【００１６】
【表４】
【００１７】
【表５】
【００１８】表１および表５に示すように、通常のβ−
ＳＴＯＡを行った試料（試験番号１）では疲労限は４２
５MPa である。さらにショットピーニングを施すと（試
験番号２）疲労限は４６５MPa まで上昇するが、伸びが
４．１％と５％以下にまで激減し、使用上好ましくな
い。
ＳＴＯＡを行った試料（試験番号１）では疲労限は４２
５MPa である。さらにショットピーニングを施すと（試
験番号２）疲労限は４６５MPa まで上昇するが、伸びが
４．１％と５％以下にまで激減し、使用上好ましくな
い。
【００１９】表２および表３において試験番号３，４，
７，１０，１３，１５は本発明（１）の実施例である。
表５に示すように、本発明（１）を適用することによ
り、いずれも疲労限は４５０MPa 以上で、伸びも試験番
号３，４における結果に示すように６％以上であり、試
験番号２のような著しい脆化はなく、良好な素材が得ら
れている。これは、疲労亀裂伝播特性に優れた安定針状
組織を内部に有し、かつ、表層部には、疲労亀裂発生特
性および延性に優れた等軸組織が生成したためである。
この表層部の等軸組織は、ショットピーニング前の熱処
理の冷却中およびショットピーニングによって導入され
た高密度転位が、安定化焼鈍により回復・再結晶したも
のである。
７，１０，１３，１５は本発明（１）の実施例である。
表５に示すように、本発明（１）を適用することによ
り、いずれも疲労限は４５０MPa 以上で、伸びも試験番
号３，４における結果に示すように６％以上であり、試
験番号２のような著しい脆化はなく、良好な素材が得ら
れている。これは、疲労亀裂伝播特性に優れた安定針状
組織を内部に有し、かつ、表層部には、疲労亀裂発生特
性および延性に優れた等軸組織が生成したためである。
この表層部の等軸組織は、ショットピーニング前の熱処
理の冷却中およびショットピーニングによって導入され
た高密度転位が、安定化焼鈍により回復・再結晶したも
のである。
【００２０】一方、本発明（１）の比較例である試験番
号５では、表５に示すように、疲労限は４５５MPa と良
好な値であったが、ショットピーニング前の熱処理温度
が１２５０℃で、本発明（１）における上限値である１
２００℃を越えていたため、β粒の粗大化が激しく、そ
のため伸び値がわずか３．３％しか得られなかった。ま
た、表２における試験番号６，８，９，１１では、表５
に示すように、いずれも疲労限は４３２MPa 以下で、従
来法である試験番号１よりも低い値であったりやや高い
値であるに過ぎなかった。この理由は以下のとおりであ
る。試験番号６では、ショットピーニング前の熱処理の
保持時間が、本発明（１）における下限値である５分未
満の時間であったため元素拡散が不十分で、十分な量の
β相が得られず、そのため目的とする微細な針状組織が
十分には得られなかった。試験番号８では、ショットピ
ーニング前の熱処理の保持時間が、本発明（１）におけ
る上限値である４時間を越えたため、組織の粗大化が生
じ、疲労亀裂発生特性が十分には向上しなかった。試験
番号９では、ショットピーニング前の熱処理温度が、本
発明（１）における下限値である９５０℃未満の温度で
あったため、β相の量が少なくなり、冷却中に微細針状
組織が十分には得られず、疲労亀裂伝播特性があまり改
善しなかった。また、試験番号１１では、ショットピー
ニング前の熱処理の冷却速度が、本発明（１）における
下限である空冷よりも遅かったため、表層部に目的とす
る高密度転位が導入されなかったことなどが、疲労特性
があまり改善されなかった理由である。
号５では、表５に示すように、疲労限は４５５MPa と良
好な値であったが、ショットピーニング前の熱処理温度
が１２５０℃で、本発明（１）における上限値である１
２００℃を越えていたため、β粒の粗大化が激しく、そ
のため伸び値がわずか３．３％しか得られなかった。ま
た、表２における試験番号６，８，９，１１では、表５
に示すように、いずれも疲労限は４３２MPa 以下で、従
来法である試験番号１よりも低い値であったりやや高い
値であるに過ぎなかった。この理由は以下のとおりであ
る。試験番号６では、ショットピーニング前の熱処理の
保持時間が、本発明（１）における下限値である５分未
満の時間であったため元素拡散が不十分で、十分な量の
β相が得られず、そのため目的とする微細な針状組織が
十分には得られなかった。試験番号８では、ショットピ
ーニング前の熱処理の保持時間が、本発明（１）におけ
る上限値である４時間を越えたため、組織の粗大化が生
じ、疲労亀裂発生特性が十分には向上しなかった。試験
番号９では、ショットピーニング前の熱処理温度が、本
発明（１）における下限値である９５０℃未満の温度で
あったため、β相の量が少なくなり、冷却中に微細針状
組織が十分には得られず、疲労亀裂伝播特性があまり改
善しなかった。また、試験番号１１では、ショットピー
ニング前の熱処理の冷却速度が、本発明（１）における
下限である空冷よりも遅かったため、表層部に目的とす
る高密度転位が導入されなかったことなどが、疲労特性
があまり改善されなかった理由である。
【００２１】表３において、試験番号１２，１４，１
６，１７も、表５に示すように、疲労限はいずれも４３
２MPa 以下で、従来法である試験番号１よりも低い値で
あったりやや高い値であるに過ぎなかった。この理由は
以下のとおりである。試験番号１２では、安定化焼鈍温
度が本発明（１）における下限値未満であったため、元
素拡散が不活発で、表層部の回復・再結晶が十分起こら
なかった。試験番号１４では、安定化焼鈍時間が本発明
（１）の上限値である８時間を越えたため、組織が粗大
化し、疲労特性の改善は十分に達成されなかった。試験
番号１６では、安定化焼鈍時間が本発明（１）の下限値
である２０分未満の時間であったため、元素の拡散が不
十分で、表層部の回復・再結晶による等軸化が不十分で
本発明の効果が十分に達成されなかった。また、試験番
号１７では、安定化焼鈍温度が本発明（１）の上限値で
ある８５０℃を越えたため、組織が粗大化し、疲労特性
が低下した。
６，１７も、表５に示すように、疲労限はいずれも４３
２MPa 以下で、従来法である試験番号１よりも低い値で
あったりやや高い値であるに過ぎなかった。この理由は
以下のとおりである。試験番号１２では、安定化焼鈍温
度が本発明（１）における下限値未満であったため、元
素拡散が不活発で、表層部の回復・再結晶が十分起こら
なかった。試験番号１４では、安定化焼鈍時間が本発明
（１）の上限値である８時間を越えたため、組織が粗大
化し、疲労特性の改善は十分に達成されなかった。試験
番号１６では、安定化焼鈍時間が本発明（１）の下限値
である２０分未満の時間であったため、元素の拡散が不
十分で、表層部の回復・再結晶による等軸化が不十分で
本発明の効果が十分に達成されなかった。また、試験番
号１７では、安定化焼鈍温度が本発明（１）の上限値で
ある８５０℃を越えたため、組織が粗大化し、疲労特性
が低下した。
【００２２】
【発明の効果】以上説明したように、α＋β型チタン合
金に、本発明を適用することにより、疲労亀裂発生特性
および疲労亀裂伝播特性の両方に優れ、かつ十分な延性
を有するα＋β型チタン合金を製造することができる。
金に、本発明を適用することにより、疲労亀裂発生特性
および疲労亀裂伝播特性の両方に優れ、かつ十分な延性
を有するα＋β型チタン合金を製造することができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 α＋β型チタン合金を、当該合金のβ変
態点−５０℃以上でβ変態点＋２００℃以下の温度に５
分以上４時間以下加熱保持し、空冷以上の冷却速度で冷
却し、次にショットピーニングを施し、さらに７００℃
以上でβ変態点−１５０℃以下の温度に２０分以上８時
間以下加熱保持することを特徴とする疲労特性に優れた
α＋β型チタン合金の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１の工程を実施後、さらにショッ
トピーニングを行うことを特徴とする疲労特性に優れた
α＋β型チタン合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14606891A JPH05112855A (ja) | 1991-06-18 | 1991-06-18 | 疲労特性に優れたα＋β型チタン合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14606891A JPH05112855A (ja) | 1991-06-18 | 1991-06-18 | 疲労特性に優れたα＋β型チタン合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05112855A true JPH05112855A (ja) | 1993-05-07 |
Family
ID=15399361
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14606891A Withdrawn JPH05112855A (ja) | 1991-06-18 | 1991-06-18 | 疲労特性に優れたα＋β型チタン合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05112855A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006022402A (ja) * | 2004-06-10 | 2006-01-26 | Yamaha Motor Co Ltd | チタン合金部材およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-06-18 JP JP14606891A patent/JPH05112855A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006022402A (ja) * | 2004-06-10 | 2006-01-26 | Yamaha Motor Co Ltd | チタン合金部材およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19980903 |