JPH0572452B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0572452B2 JPH0572452B2 JP63197852A JP19785288A JPH0572452B2 JP H0572452 B2 JPH0572452 B2 JP H0572452B2 JP 63197852 A JP63197852 A JP 63197852A JP 19785288 A JP19785288 A JP 19785288A JP H0572452 B2 JPH0572452 B2 JP H0572452B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- titanium
- region
- weight
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
本発明は時に窒素(N)、鉄（Fe）、酸素(O)の含有
量を一定の条件で規定して得られる延性の優れた
高強度チタン材及びその製造方法に関する。 ［従来の技術］ 高強度チタン合金としてはAl、Ｖ、Zr、Sn、
Cr、Mo等を多量含有する各種の合金が知られて
いる。これらの高強度チタン合金にはとくに高強
度でかつ靭性の優れる組成のもの、例えばTi−
6Al−4V合金やTi−5Al−2Sn−2Zr−4Cr−4Mo
やまた高強度で延性の優れる組成のもの、例えば
Ti−15V−3Cr−3Al−3Sn合金などがある。しか
し、これらの高強度・高靭（延）性のチタン合金
は、特別でかつ厳密な素材合金成分管理、熱間加
工あるいは後熱処理等の組合せで達成できるもの
で、従つて製造工程は複雑でかつコスト高とな
る。 多量の合金成分を含有せしめることなく、か
つ、繁雑な処理なしに、これらの高強度チタン合
金と同等程度の特性を示す高強度チタン材を得る
ことが可能となれば、その意義は大きくかつ広範
な用途に用いられる可能性がある。 特開昭61−159563号は工業用純チタンを用いて
80Kgｆ／mm2以上の鍛造材を製造する方法であつ
て、前記の目的を満たそうとするものであり、こ
の方法で結晶粒を微細化すると、高強度で延性の
良好な純チタン鍛造材が得られるが、据込みや強
加工等の鍛造成形法のみが成しうる熱間成形が必
要とされる。 このような特定の成形法に限定されることな
く、通常の製造方法によつて、例えば厚板圧延ホ
ツトストリツプ圧延等の板圧延や、棒圧延、線材
圧延などによつて、種々の形状に加工しうる高強
度チタン材料の開発が望まれていた。従つて本発
明は、上記の諸々の製造法による種々の形状のチ
タン材をその対象とするが、これらの素形材の具
体的用途としては、例えば厚板圧延材は電力用復
水器管板、棒圧延材は高張力ボルト、アンカーボ
ルト等の土木建築用締結強度部材など、また線材
はロープ、メガネフレーム用素材などを対象とし
ている。引続いて以下の棒圧延材の場合を主たる
例として、本発明の要旨とするところを述べる。 第１表は工業用純チタン棒の規格（JIS、
ASTM）の例である。第１表に見られる如く、
最も高強度の
量を一定の条件で規定して得られる延性の優れた
高強度チタン材及びその製造方法に関する。 ［従来の技術］ 高強度チタン合金としてはAl、Ｖ、Zr、Sn、
Cr、Mo等を多量含有する各種の合金が知られて
いる。これらの高強度チタン合金にはとくに高強
度でかつ靭性の優れる組成のもの、例えばTi−
6Al−4V合金やTi−5Al−2Sn−2Zr−4Cr−4Mo
やまた高強度で延性の優れる組成のもの、例えば
Ti−15V−3Cr−3Al−3Sn合金などがある。しか
し、これらの高強度・高靭（延）性のチタン合金
は、特別でかつ厳密な素材合金成分管理、熱間加
工あるいは後熱処理等の組合せで達成できるもの
で、従つて製造工程は複雑でかつコスト高とな
る。 多量の合金成分を含有せしめることなく、か
つ、繁雑な処理なしに、これらの高強度チタン合
金と同等程度の特性を示す高強度チタン材を得る
ことが可能となれば、その意義は大きくかつ広範
な用途に用いられる可能性がある。 特開昭61−159563号は工業用純チタンを用いて
80Kgｆ／mm2以上の鍛造材を製造する方法であつ
て、前記の目的を満たそうとするものであり、こ
の方法で結晶粒を微細化すると、高強度で延性の
良好な純チタン鍛造材が得られるが、据込みや強
加工等の鍛造成形法のみが成しうる熱間成形が必
要とされる。 このような特定の成形法に限定されることな
く、通常の製造方法によつて、例えば厚板圧延ホ
ツトストリツプ圧延等の板圧延や、棒圧延、線材
圧延などによつて、種々の形状に加工しうる高強
度チタン材料の開発が望まれていた。従つて本発
明は、上記の諸々の製造法による種々の形状のチ
タン材をその対象とするが、これらの素形材の具
体的用途としては、例えば厚板圧延材は電力用復
水器管板、棒圧延材は高張力ボルト、アンカーボ
ルト等の土木建築用締結強度部材など、また線材
はロープ、メガネフレーム用素材などを対象とし
ている。引続いて以下の棒圧延材の場合を主たる
例として、本発明の要旨とするところを述べる。 第１表は工業用純チタン棒の規格（JIS、
ASTM）の例である。第１表に見られる如く、
最も高強度の
【表】
工業用純チタンの規格材はASTMG−４で、そ
の引張強さ56Kgｆ／mm2以上であるが、さらに高強
度の例えば引張強さが、65Kgｆ／mm2以上、又は75
Kgｆ／mm2以上の高強度材が得られると好ましい。 また第１表でＮ、Fe、Ｏ等はその含有量の上
限が規定された不純物であるが、チタン材を製造
する際、これらの元素量と機械的特性値との関
係、あるいはこれらの元素の冶金学的挙動と金沿
組織との関係、さらには製造時の加工熱処理条件
のこれらに及ぼす影響等が、明確に把握される必
要がある。 ［発明が解決しようとする課題］ 本発明の目的は、多量の合金成分を含有させる
ことなく、また複雑な熱間加工を施すことなく、
65Kgｆ／mm2以上の高強度を有し且つ10％以上の伸
びを有する延性の優れた高強度チタン材料を提供
することである。 即ち、本発明は高張力厚板、高張力ボルト、ア
ンカーボルトあるいは高張力ワイヤー等に適する
延性の優れた高強度チタン材料の製造を可能とす
るものである。 ［課題を解決するための手段および作用］ 本発明によれば、Feを0.1〜0.8重量％含有し、
かつ下記(1)式で表される酸素等価量値Ｑが0.35〜
1.0であり残部は不可避的不純物以外はTiである
チタン材であつて、下記(1)式を満たすＯ及びＮが
侵入型固溶元素として該チタン材に存在し、α＋
β二相等軸相状もしくはラメラー相状細粒組織を
示してなる延性の優れた高強度チタン材、 Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋0.1［Fe］ ……(1) 但し ［Ｏ］は含有する酸素量（重量％） ［Ｎ］は含有する窒素量（重量％） ［Fe］は含有する鉄量（重量％） が提供される。 更に本発明によれば、Feを0.1〜0.8重量％含有
し、かつ下記式で表される酸素等価量値Ｑが0.35
〜1.0であり残部は不可避的不純物以外はTiであ
るチタン材を、少なくとも１回β域に加熱し、β
単相域であるいはβ域からα域で熱間成形加工す
ることを特徴とする延性の優れた高強度チタン材
の製造方法 Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋0.1［Fe］ 但し ［Ｏ］は含有する酸素量（重量％） ［Ｎ］は含有する窒素量（重量％） ［Fe］は含有する鉄量（重量％） が提供される。 まず本発明の基本的技術思想を以下に述べる。
チタン材の機械的強度の高強度化をはかるために
は、 (a) 侵入型固溶元素としてのＯ、Ｎによる固溶体
強化を利用する。従つて後述する如く所定の値
以上のＯ、Ｎを添加し高強度化をはかる。しか
し過剰なＯ、Ｎ添加はいたらずに延性の低下を
招くので好ましくない。従つてこれらの侵入型
元素量には、適正範囲が存在する。 (b) 過剰のＯ及びＮ添加による延性劣化を生ずる
ことなく、高強度化をはかる第２の方策とし
て、結晶粒径の細粒化がある。置換型であり、
かつβ共析型である不純物元素Feによる細粒
化が高強度化に有効であり、Feによる細粒化
をより実効的とするためには、Feをα相にお
けるFeの最大固溶限（約0.06重量％）を超える
量として0.1重量％含有させるとよい。 チタン鋳塊のマクロ組織の結晶粒径は、約数
10mm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、変態による細粒勝とと
もに、β単相域で、もしくはβ域からα域にか
けて熱間加工を施す。本発明材の場合は、上記
の如くFeを0.1〜0.8重量％の範囲で含有し、し
かもFeを均一分散化させるために、β相域で
熱間加工を受けることにより、未再結晶あるい
は再結晶β相がβ→α変態時に、α＋β二相ラ
メラー相状細粒組織に変化する。この組織は、
引続いてβ単相域、あるいはβからα相域、も
しくはα単相域のいずれの領域で再度加熱変形
加工を受けても、α＋β二相ラメラー相状かも
しくは等軸的細粒組織を呈し、加工熱処理に体
して安定となる。従つて本発明材の鋳塊を鍛造
もしくは圧延によつて熱間成形する場合、少な
くとも１回以上、鋳塊をβ域に加熱して熱間加
工を施す必要がある。この方法によれば、通常
行われるごとくに、熱間加工後にα域で後熱処
理を施しても、結晶粒の粗大化などの顕著な組
織変化を生じがたく、結果として安定した機械
的特性を得ることが可能である。 以上述べた方法と異なり、鋳塊を１度もβ域に
加熱することなく常にα域にて加熱成形加工する
場合は、通塊マクロ粗粒組織にもとづく、表面肌
荒れ、シワ疵、Fe濃度のマクロ偏析が解消でき
ない。 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。 本発明の方法ではTiにFeを添加して0.1〜0.8重
量％含有せしめる。第３図はFeを0.48重量％含有
せしめた工業的純チタン棒の金属組織に拡大写真
である。Ａ図は熱間加工ままの金属組織で、第２
表の組成の直径430mmφの鋳塊をβ域で鍛造して
100mmφの鍛造片とし、この鍛造片を950℃に加熱
してβ域圧延で直径30mmφのチタン棒とし、熱処
理を行わない場合の500倍の拡大金属組織である。
即ちFeを0.48重量％含有せしめた圧延ままのチタ
ン棒の金属組織は加工を受けた
の引張強さ56Kgｆ／mm2以上であるが、さらに高強
度の例えば引張強さが、65Kgｆ／mm2以上、又は75
Kgｆ／mm2以上の高強度材が得られると好ましい。 また第１表でＮ、Fe、Ｏ等はその含有量の上
限が規定された不純物であるが、チタン材を製造
する際、これらの元素量と機械的特性値との関
係、あるいはこれらの元素の冶金学的挙動と金沿
組織との関係、さらには製造時の加工熱処理条件
のこれらに及ぼす影響等が、明確に把握される必
要がある。 ［発明が解決しようとする課題］ 本発明の目的は、多量の合金成分を含有させる
ことなく、また複雑な熱間加工を施すことなく、
65Kgｆ／mm2以上の高強度を有し且つ10％以上の伸
びを有する延性の優れた高強度チタン材料を提供
することである。 即ち、本発明は高張力厚板、高張力ボルト、ア
ンカーボルトあるいは高張力ワイヤー等に適する
延性の優れた高強度チタン材料の製造を可能とす
るものである。 ［課題を解決するための手段および作用］ 本発明によれば、Feを0.1〜0.8重量％含有し、
かつ下記(1)式で表される酸素等価量値Ｑが0.35〜
1.0であり残部は不可避的不純物以外はTiである
チタン材であつて、下記(1)式を満たすＯ及びＮが
侵入型固溶元素として該チタン材に存在し、α＋
β二相等軸相状もしくはラメラー相状細粒組織を
示してなる延性の優れた高強度チタン材、 Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋0.1［Fe］ ……(1) 但し ［Ｏ］は含有する酸素量（重量％） ［Ｎ］は含有する窒素量（重量％） ［Fe］は含有する鉄量（重量％） が提供される。 更に本発明によれば、Feを0.1〜0.8重量％含有
し、かつ下記式で表される酸素等価量値Ｑが0.35
〜1.0であり残部は不可避的不純物以外はTiであ
るチタン材を、少なくとも１回β域に加熱し、β
単相域であるいはβ域からα域で熱間成形加工す
ることを特徴とする延性の優れた高強度チタン材
の製造方法 Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋0.1［Fe］ 但し ［Ｏ］は含有する酸素量（重量％） ［Ｎ］は含有する窒素量（重量％） ［Fe］は含有する鉄量（重量％） が提供される。 まず本発明の基本的技術思想を以下に述べる。
チタン材の機械的強度の高強度化をはかるために
は、 (a) 侵入型固溶元素としてのＯ、Ｎによる固溶体
強化を利用する。従つて後述する如く所定の値
以上のＯ、Ｎを添加し高強度化をはかる。しか
し過剰なＯ、Ｎ添加はいたらずに延性の低下を
招くので好ましくない。従つてこれらの侵入型
元素量には、適正範囲が存在する。 (b) 過剰のＯ及びＮ添加による延性劣化を生ずる
ことなく、高強度化をはかる第２の方策とし
て、結晶粒径の細粒化がある。置換型であり、
かつβ共析型である不純物元素Feによる細粒
化が高強度化に有効であり、Feによる細粒化
をより実効的とするためには、Feをα相にお
けるFeの最大固溶限（約0.06重量％）を超える
量として0.1重量％含有させるとよい。 チタン鋳塊のマクロ組織の結晶粒径は、約数
10mm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、変態による細粒勝とと
もに、β単相域で、もしくはβ域からα域にか
けて熱間加工を施す。本発明材の場合は、上記
の如くFeを0.1〜0.8重量％の範囲で含有し、し
かもFeを均一分散化させるために、β相域で
熱間加工を受けることにより、未再結晶あるい
は再結晶β相がβ→α変態時に、α＋β二相ラ
メラー相状細粒組織に変化する。この組織は、
引続いてβ単相域、あるいはβからα相域、も
しくはα単相域のいずれの領域で再度加熱変形
加工を受けても、α＋β二相ラメラー相状かも
しくは等軸的細粒組織を呈し、加工熱処理に体
して安定となる。従つて本発明材の鋳塊を鍛造
もしくは圧延によつて熱間成形する場合、少な
くとも１回以上、鋳塊をβ域に加熱して熱間加
工を施す必要がある。この方法によれば、通常
行われるごとくに、熱間加工後にα域で後熱処
理を施しても、結晶粒の粗大化などの顕著な組
織変化を生じがたく、結果として安定した機械
的特性を得ることが可能である。 以上述べた方法と異なり、鋳塊を１度もβ域に
加熱することなく常にα域にて加熱成形加工する
場合は、通塊マクロ粗粒組織にもとづく、表面肌
荒れ、シワ疵、Fe濃度のマクロ偏析が解消でき
ない。 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。 本発明の方法ではTiにFeを添加して0.1〜0.8重
量％含有せしめる。第３図はFeを0.48重量％含有
せしめた工業的純チタン棒の金属組織に拡大写真
である。Ａ図は熱間加工ままの金属組織で、第２
表の組成の直径430mmφの鋳塊をβ域で鍛造して
100mmφの鍛造片とし、この鍛造片を950℃に加熱
してβ域圧延で直径30mmφのチタン棒とし、熱処
理を行わない場合の500倍の拡大金属組織である。
即ちFeを0.48重量％含有せしめた圧延ままのチタ
ン棒の金属組織は加工を受けた
【表】
状態のα＋β二相ラメラー相状の緻密な組織であ
る。Ｂ図は前記の直径300mmφのチタン棒を熱間
加工後にα域（650℃）で１時間焼鈍した後の金
属組織である。Ｂ図にみられる如く、Feを0.48重
量％含有したチタン棒は熱間加工後に焼鈍を施し
ても金属組織に大きな変化はなく、又結晶粒の成
長もFeの含有によつて抑制され、緻密な金属組
織が維持されている。Ｃ図はＡ図で説明したと同
じ100mmφの鍛造片をα域（800℃）に加熱し、Ａ
図と同じ直径30mmφのチタン棒とし、熱処理を行
わない場合の金属組織である。Ｃ図の金属組織も
Ａ図やＢ図と大きな相違のないα＋β二相状態の
緻密な組織である。これはβ域で鍛造された100
mmφの鍛造片の金属組織がα域での棒圧延によつ
ても維持されたことを示している。Ｄ図は比較例
の金属組織で、Feの含有量が0.04重量％のチタン
鋳塊をＡ図で説明したと同じ工程で30mmφのチタ
ン棒とした際の圧延ままの金属組織である。組織
は不均質で一部粗粒化を生じ始めている。 又、この組織は後熱処理に対して不安定で、焼
鈍温度が高いと粗粒化し易い傾向を示した。 以上の説明から明らかな如く、チタンにFeを
例えば0.5重量％含有せしめこれを、β域でもし
くは後で実施例に基づいて述べるようにβ域から
α域にかけて圧延すると、加工率を極端に大きく
する等の強加工を行わないでも、緻密な金属組織
のチタン棒となる。この緻密な金属組織は、以後
のα域での加工や熱処理によつても損われること
がなく、安定して維持される。チタン棒の金属組
織を緻密にするFeのこの作用は、Feを0.1重量％
以上含有せしめると得られるが、Feを0.5重量％
以上含有せしめると一層顕著となる。本発明では
Feの含有量の上限を0.8重量％としたが、その理
由はこれを超えて含有せしめてもFeの効果は飽
和するし、過剰に含有せしめるとチタン棒の延性
が損われることによる。 次に本発明では、Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋0.1
［Fe］で示されるＱが0.35〜1.0となるように、チ
タンに含有せしめるＯ、ＮおよびFeを調整する。
各成分の調整は、通常のVAR（消耗電極式真空ア
ーク溶解）に使用する消耗電極を構成するブリケ
ツト単位に行う。つまり、スポンジチタンを始め
とする各種原料を所定の成分レベルが得られるよ
うに均一混合して油圧プレス等の成型機によつて
ブリケツトを製造する。ここでＱは酸素等価量に
相当し、［Ｎ］、［Fe］項の係数は、Ｏの単位重量
％当りの固溶体強化による強化能との比を意味
し、本発明者らが、種々の成分系素材と機械的特
性値との相関データより得たものである。［Fe］
の係数が0.1と低い理由は、本発明のFe濃度範囲
0.1重量％≦Fe≦0.8重量％では、Feによる固溶体
強化能は小さく、むしろ前述の細粒化による強化
が主であることに対応している。上記［Ｏ］、
［Ｎ］、［Fe］各成分の調整は、チタン材の溶解に
通常用いられるVAR（消耗電極式真空アーク溶
解）法によつて実施するが、その際成分の均一化
をはかるために、消耗電極を構成するブリケツト
単位に成分調整を行う。つまり、スポンジチタン
を始めとする各種原料を所定の成分レベルが得ら
れるよう均一混合して、油圧プレス等の成型機に
よつブリケツトを製造する。 この場合、［Ｏ］、［Ｎ］の成分範囲は、Ｑ＝
0.35〜1.0でかつ、0.1重量％≦Fe≦0.8重量％の条
件で規定されるいかなる量範囲でも許されるが、
原料に不可避的に混入する不純物元素量および工
業用チタン材の［Ｏ］量下限値0.03重量％Ｏ、
［Ｎ］量下限値0.002重量％Ｎを、それぞれが上ま
わる成分範囲となることはいうまもない。 第１図、第２図は上記の成分調整法によつて得
られた、Feを0.1〜0.8重量％含有するチタン棒の
Ｑ値と機械的性質の関係を示す図である。（ただ
し引張試験はASTM規格に従い行つた）。チタン
棒はいずいれも直径が430mmφの鋳塊を、鍛造片
としさらに圧延によつて直径が10〜30mmφの棒材
となるように作成した。尚鍛造あるいは圧延は、
少なくとも一度はβ域温度で行われている。また
第１図、第２図の斜線の範囲には、圧延ままのも
の、圧延後に各種の熱処理（600℃又は730℃で20
分間保定し空冷）を施したものが含まれている。 第１図は引張り強さとＱ値の関係を示すが、全
ての測定値は斜線の範囲に分布し、引張り強さと
Ｑ値とは有意性の高い関係にある。例えばＱを
0.35以上に選定すると、引張り強さが65Kgｆ／mm2
のチタン棒が得られる。又例えばＱを0.5以上に
選定すると、引張強さが75Kgｆ／mm2のチタン棒が
得られる。 第２図は、チタン棒の伸びとＱ値の関係を示す
図である。全伸びはＱ値が大きくなると低下する
が、Ｑ値が0.8以下の範囲では全伸びは15％以上
で、Ｑ値が1.0以下では伸びが10％以上となりチ
タン棒の良好な延性は維持されている。本発明で
はＱが0.35〜1.0とするが、Ｑが0.35以下では所定
の強度が得られず、又Ｑが1.0以上ではチタン棒
の延性が損われるためである。 ［実施例］ 第３表に本発明の実施例を示す。番号１〜７は
実施例で番号８〜10は比較例である。番号１〜10
は何れも直径430mmφの円柱型の鋳塊を100mmφの
鍛造片とし、これを12mmφのチタン棒に圧延し
た。例えば番号１〜４は成分やＱ値が同じで、鍛
造や圧延が熱処理の条件が異なるが、何れも高強
度で延性が優れたチタン棒である。例えば番号５
〜７はFeの含有量が高い例であるが、Feの含有
量が高いとその金属組織が一層緻密で均質となる
ために、機械的特性が一層揃つたチタン棒が得ら
れる。 番号８は比較例で、Feの含有量が低すぎるた
めに、引張り強さが低い。番号９、10は比較例で
Feの含有量が高過ぎるために、伸びが損われて
いる。
る。Ｂ図は前記の直径300mmφのチタン棒を熱間
加工後にα域（650℃）で１時間焼鈍した後の金
属組織である。Ｂ図にみられる如く、Feを0.48重
量％含有したチタン棒は熱間加工後に焼鈍を施し
ても金属組織に大きな変化はなく、又結晶粒の成
長もFeの含有によつて抑制され、緻密な金属組
織が維持されている。Ｃ図はＡ図で説明したと同
じ100mmφの鍛造片をα域（800℃）に加熱し、Ａ
図と同じ直径30mmφのチタン棒とし、熱処理を行
わない場合の金属組織である。Ｃ図の金属組織も
Ａ図やＢ図と大きな相違のないα＋β二相状態の
緻密な組織である。これはβ域で鍛造された100
mmφの鍛造片の金属組織がα域での棒圧延によつ
ても維持されたことを示している。Ｄ図は比較例
の金属組織で、Feの含有量が0.04重量％のチタン
鋳塊をＡ図で説明したと同じ工程で30mmφのチタ
ン棒とした際の圧延ままの金属組織である。組織
は不均質で一部粗粒化を生じ始めている。 又、この組織は後熱処理に対して不安定で、焼
鈍温度が高いと粗粒化し易い傾向を示した。 以上の説明から明らかな如く、チタンにFeを
例えば0.5重量％含有せしめこれを、β域でもし
くは後で実施例に基づいて述べるようにβ域から
α域にかけて圧延すると、加工率を極端に大きく
する等の強加工を行わないでも、緻密な金属組織
のチタン棒となる。この緻密な金属組織は、以後
のα域での加工や熱処理によつても損われること
がなく、安定して維持される。チタン棒の金属組
織を緻密にするFeのこの作用は、Feを0.1重量％
以上含有せしめると得られるが、Feを0.5重量％
以上含有せしめると一層顕著となる。本発明では
Feの含有量の上限を0.8重量％としたが、その理
由はこれを超えて含有せしめてもFeの効果は飽
和するし、過剰に含有せしめるとチタン棒の延性
が損われることによる。 次に本発明では、Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋0.1
［Fe］で示されるＱが0.35〜1.0となるように、チ
タンに含有せしめるＯ、ＮおよびFeを調整する。
各成分の調整は、通常のVAR（消耗電極式真空ア
ーク溶解）に使用する消耗電極を構成するブリケ
ツト単位に行う。つまり、スポンジチタンを始め
とする各種原料を所定の成分レベルが得られるよ
うに均一混合して油圧プレス等の成型機によつて
ブリケツトを製造する。ここでＱは酸素等価量に
相当し、［Ｎ］、［Fe］項の係数は、Ｏの単位重量
％当りの固溶体強化による強化能との比を意味
し、本発明者らが、種々の成分系素材と機械的特
性値との相関データより得たものである。［Fe］
の係数が0.1と低い理由は、本発明のFe濃度範囲
0.1重量％≦Fe≦0.8重量％では、Feによる固溶体
強化能は小さく、むしろ前述の細粒化による強化
が主であることに対応している。上記［Ｏ］、
［Ｎ］、［Fe］各成分の調整は、チタン材の溶解に
通常用いられるVAR（消耗電極式真空アーク溶
解）法によつて実施するが、その際成分の均一化
をはかるために、消耗電極を構成するブリケツト
単位に成分調整を行う。つまり、スポンジチタン
を始めとする各種原料を所定の成分レベルが得ら
れるよう均一混合して、油圧プレス等の成型機に
よつブリケツトを製造する。 この場合、［Ｏ］、［Ｎ］の成分範囲は、Ｑ＝
0.35〜1.0でかつ、0.1重量％≦Fe≦0.8重量％の条
件で規定されるいかなる量範囲でも許されるが、
原料に不可避的に混入する不純物元素量および工
業用チタン材の［Ｏ］量下限値0.03重量％Ｏ、
［Ｎ］量下限値0.002重量％Ｎを、それぞれが上ま
わる成分範囲となることはいうまもない。 第１図、第２図は上記の成分調整法によつて得
られた、Feを0.1〜0.8重量％含有するチタン棒の
Ｑ値と機械的性質の関係を示す図である。（ただ
し引張試験はASTM規格に従い行つた）。チタン
棒はいずいれも直径が430mmφの鋳塊を、鍛造片
としさらに圧延によつて直径が10〜30mmφの棒材
となるように作成した。尚鍛造あるいは圧延は、
少なくとも一度はβ域温度で行われている。また
第１図、第２図の斜線の範囲には、圧延ままのも
の、圧延後に各種の熱処理（600℃又は730℃で20
分間保定し空冷）を施したものが含まれている。 第１図は引張り強さとＱ値の関係を示すが、全
ての測定値は斜線の範囲に分布し、引張り強さと
Ｑ値とは有意性の高い関係にある。例えばＱを
0.35以上に選定すると、引張り強さが65Kgｆ／mm2
のチタン棒が得られる。又例えばＱを0.5以上に
選定すると、引張強さが75Kgｆ／mm2のチタン棒が
得られる。 第２図は、チタン棒の伸びとＱ値の関係を示す
図である。全伸びはＱ値が大きくなると低下する
が、Ｑ値が0.8以下の範囲では全伸びは15％以上
で、Ｑ値が1.0以下では伸びが10％以上となりチ
タン棒の良好な延性は維持されている。本発明で
はＱが0.35〜1.0とするが、Ｑが0.35以下では所定
の強度が得られず、又Ｑが1.0以上ではチタン棒
の延性が損われるためである。 ［実施例］ 第３表に本発明の実施例を示す。番号１〜７は
実施例で番号８〜10は比較例である。番号１〜10
は何れも直径430mmφの円柱型の鋳塊を100mmφの
鍛造片とし、これを12mmφのチタン棒に圧延し
た。例えば番号１〜４は成分やＱ値が同じで、鍛
造や圧延が熱処理の条件が異なるが、何れも高強
度で延性が優れたチタン棒である。例えば番号５
〜７はFeの含有量が高い例であるが、Feの含有
量が高いとその金属組織が一層緻密で均質となる
ために、機械的特性が一層揃つたチタン棒が得ら
れる。 番号８は比較例で、Feの含有量が低すぎるた
めに、引張り強さが低い。番号９、10は比較例で
Feの含有量が高過ぎるために、伸びが損われて
いる。
【表】
番号11、12は本発明例で、とくに含有Ｎ量が高
いために引張強度90〜100Kgｆ／mm2が得られてい
る。 ［発明の効果］ 本発明の方法によると、据込みや強加工等の複
雑な熱間加工を行わないで高強度のチタン材が製
造できる。又、従来汎用されていなかつ引張り 強度強さ65Kgｆ／mm2以上や75Kgｆ／mm2以上の高強
度のチタン材が製造できる。 又、本発明では熱間加工のままで（熱処理を施
さないで）所望の高強度で延性の良好なチタン材
が製造できる。例えば厚板材としては管板、棒材
としては高張力ボルト、アンカーボルトまたは線
材としてはロープ材、メガネ材等に利用される。
いために引張強度90〜100Kgｆ／mm2が得られてい
る。 ［発明の効果］ 本発明の方法によると、据込みや強加工等の複
雑な熱間加工を行わないで高強度のチタン材が製
造できる。又、従来汎用されていなかつ引張り 強度強さ65Kgｆ／mm2以上や75Kgｆ／mm2以上の高強
度のチタン材が製造できる。 又、本発明では熱間加工のままで（熱処理を施
さないで）所望の高強度で延性の良好なチタン材
が製造できる。例えば厚板材としては管板、棒材
としては高張力ボルト、アンカーボルトまたは線
材としてはロープ材、メガネ材等に利用される。
第１図は種々のＱ値と引張り強さの関係を示す
図、第２図はＱ値と全伸びとの関係を示す図、第
３図は熱間成形加工まま、あるいは加工後焼鈍を
加えた材料の金属組織の写真、である。
図、第２図はＱ値と全伸びとの関係を示す図、第
３図は熱間成形加工まま、あるいは加工後焼鈍を
加えた材料の金属組織の写真、である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Feを0.1〜0.8重量％含有し、かつ下記式(1)で
表される酸素等価量値Ｑが0.35〜1.0であり、残
部は不可避的不純物以外はTiであるチタン材で
あつて、下記(1)式を満たすＯ及びＮが侵入型固溶
元素として該チタン材に存在し、α＋β二相等軸
相状もしくはラメラー相状細粒組織を示し65Kg
ｆ／mm2以上の引張り強さを有する延性の優れた高
強度チタン材。 Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋0.1［Fe］ ……(1) 但し ［Ｏ］は含有する酸素量（重量％） ［Ｎ］は含有する窒素量（重量％） ［Fe］は含有する鉄量（重量％） ２ Ｑが0.35〜0.8である特許請求の範囲第１項
記載の延性の優れた高強度チタン材。 ３ Ｑが0.5超〜1.0で引張り強さが75Kgｆ／mm2以
上である特許請求範囲第１項に記載の延性の優れ
た高強度チタン材。 ４ Feを0.1〜0.8重量％含有し、且つ下記式(1)で
表される酸素等価量値Ｑが0.35〜1.0であり、残
部は不可避的不純物以外はTiであるチタン材を、
少なくとも１回β域に加熱し、β単相域であるい
はβ域からα域で熱間成形加工した6565Kgｆ／mm2
以上の引張り強さを有する延性の優れた高強度チ
タン材の製造方法。 Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋0.1［Fe］ ……(1) 但し ［Ｏ］は含有する酸素量（重量％） ［Ｎ］は含有する窒素量（重量％） ［Fe］は含有する鉄量（重量％） ５ Ｑが0.35〜0.8である特許請求の範囲第４項
記載の方法。 ６ Ｑが0.5超〜1.0で引張り強さが75Kgｆ／mm2以
上である特許請求の範囲第４項に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63197852A JPH01252747A (ja) | 1987-12-23 | 1988-08-10 | 延性の優れた高強度チタン材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62-326431 | 1987-12-23 | ||
| JP32643187 | 1987-12-23 | ||
| JP63197852A JPH01252747A (ja) | 1987-12-23 | 1988-08-10 | 延性の優れた高強度チタン材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01252747A JPH01252747A (ja) | 1989-10-09 |
| JPH0572452B2 true JPH0572452B2 (ja) | 1993-10-12 |
Family
ID=18187724
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63197852A Granted JPH01252747A (ja) | 1987-12-23 | 1988-08-10 | 延性の優れた高強度チタン材及びその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4886559A (ja) |
| EP (1) | EP0322087B1 (ja) |
| JP (1) | JPH01252747A (ja) |
| DE (1) | DE3852092T2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997037049A1 (fr) * | 1996-03-29 | 1997-10-09 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Alliage de titane a haute resistance, produits issus de cet alliage et procede de fabrication |
Families Citing this family (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0663049B2 (ja) * | 1988-12-24 | 1994-08-17 | 日本鋼管株式会社 | 超塑性加工性に優れたチタン合金 |
| JPH0624065B2 (ja) * | 1989-02-23 | 1994-03-30 | 日本鋼管株式会社 | 磁気ディスク基板 |
| US5188677A (en) * | 1989-06-16 | 1993-02-23 | Nkk Corporation | Method of manufacturing a magnetic disk substrate |
| DE4000270C2 (de) * | 1990-01-08 | 1999-02-04 | Stahlwerk Ergste Gmbh & Co Kg | Verfahren zum Kaltverformen von unlegiertem Titan |
| US5219521A (en) * | 1991-07-29 | 1993-06-15 | Titanium Metals Corporation | Alpha-beta titanium-base alloy and method for processing thereof |
| FR2715410B1 (fr) * | 1994-01-25 | 1996-04-12 | Gec Alsthom Electromec | Procédé de fabrication d'une pièce en alliage de titane et pièce en alliage de titane ainsi fabriquée et produit semi-fini en alliage de titane. |
| EP0700685A3 (en) * | 1994-09-12 | 2000-01-12 | Japan Energy Corporation | Titanium implantation materials for the living body |
| RU2117065C1 (ru) * | 1995-04-21 | 1998-08-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Высокопрочный высокопластичный титановый сплав и способ его изготовления |
| EP0812924A1 (de) * | 1996-06-11 | 1997-12-17 | Institut Straumann Ag | Titanwerkstoff, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung |
| JP3742558B2 (ja) * | 2000-12-19 | 2006-02-08 | 新日本製鐵株式会社 | 高延性で板面内材質異方性の小さい一方向圧延チタン板およびその製造方法 |
| JP4064143B2 (ja) * | 2002-04-11 | 2008-03-19 | 新日本製鐵株式会社 | チタン製自動車部品 |
| RU2222627C1 (ru) * | 2002-06-03 | 2004-01-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" | Сплав на основе титана и изделие, выполненное из него |
| JP2004269982A (ja) * | 2003-03-10 | 2004-09-30 | Daido Steel Co Ltd | 高強度低合金チタン合金とその製造方法 |
| JP2006274392A (ja) | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Honda Motor Co Ltd | チタン合金製ボルト及び引張り強さが少なくとも８００ＭＰａであるチタン合金製ボルトの製造方法 |
| US20130164166A1 (en) * | 2010-09-08 | 2013-06-27 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Titanium material |
| JP5843094B2 (ja) * | 2011-06-16 | 2016-01-13 | 新日鐵住金株式会社 | α型チタン部材 |
| JP6187679B2 (ja) * | 2014-04-10 | 2017-08-30 | 新日鐵住金株式会社 | 管長手方向の強度、剛性に優れたα＋β型チタン合金溶接管およびその製造方法 |
| DE102014010032B4 (de) * | 2014-07-08 | 2017-03-02 | Technische Universität Braunschweig | Titanlegierung |
| CN106925612B (zh) * | 2017-03-24 | 2018-12-25 | 西部钛业有限责任公司 | 一种高尺寸精度ta15钛合金宽幅中厚板材的加工方法 |
| CN108043876B (zh) * | 2017-12-07 | 2019-12-06 | 西部钛业有限责任公司 | 一种高尺寸精度ta6钛合金宽幅中厚板材的加工方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA587580A (en) * | 1959-11-24 | William Jessop And Sons Limited | Titanium base alloys | |
| US2640773A (en) * | 1952-01-25 | 1953-06-02 | Allegheny Ludlum Steel | Titanium base alloys |
| US3258335A (en) * | 1963-11-12 | 1966-06-28 | Titanium Metals Corp | Titanium alloy |
| US3433626A (en) * | 1966-02-01 | 1969-03-18 | Crucible Steel Co America | Method of adding oxygen to titanium and titanium alloys |
| DD149750A3 (de) * | 1979-09-19 | 1981-07-29 | Wilm Heinrich | Hochverschleissfeste teile,insbesondere fuer misch-und mahlaggregate |
| JPS59179772A (ja) * | 1983-03-30 | 1984-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度純チタン板の製造方法 |
| JPS61159563A (ja) * | 1985-01-05 | 1986-07-19 | Nippon Steel Corp | 機械的強度の優れた工業用純チタン鍛造材の製造方法 |
-
1988
- 1988-08-10 JP JP63197852A patent/JPH01252747A/ja active Granted
- 1988-08-31 DE DE3852092T patent/DE3852092T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1988-08-31 EP EP88308041A patent/EP0322087B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-09-01 US US07/239,420 patent/US4886559A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997037049A1 (fr) * | 1996-03-29 | 1997-10-09 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Alliage de titane a haute resistance, produits issus de cet alliage et procede de fabrication |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0322087A3 (en) | 1990-01-24 |
| DE3852092T2 (de) | 1995-03-16 |
| EP0322087B1 (en) | 1994-11-09 |
| EP0322087A2 (en) | 1989-06-28 |
| US4886559A (en) | 1989-12-12 |
| DE3852092D1 (de) | 1994-12-15 |
| JPH01252747A (ja) | 1989-10-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0572452B2 (ja) | ||
| US5648045A (en) | TiAl-based intermetallic compound alloys and processes for preparing the same | |
| JP5287062B2 (ja) | 低比重チタン合金、ゴルフクラブヘッド、及び、低比重チタン合金製部品の製造方法 | |
| CA3017163C (en) | Alpha-beta titanium alloy having improved elevated temperature properties and superplasticity | |
| JPS6289855A (ja) | 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法 | |
| JP3426605B2 (ja) | 高強度・高延性チタン合金およびその製造方法 | |
| CN114990382A (zh) | 一种超低间隙相变诱导塑性亚稳β钛合金及其制备方法 | |
| US20070175552A1 (en) | Beta-titanium alloy, method for the production of a hot-rolled product from an alloy of this type, and uses thereof | |
| WO1998022629A2 (en) | A new class of beta titanium-based alloys with high strength and good ductility | |
| JPH08295969A (ja) | 超塑性成形に適した高強度チタン合金およびその合金板の製造方法 | |
| JPWO1996033292A1 (ja) | 高強度・高延性チタン合金およびその製造方法 | |
| JPH09194969A (ja) | 高強度チタン合金およびその製造方法 | |
| JPS59159961A (ja) | 超塑性Ａｌ合金 | |
| EP0480402A1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| JPS63171862A (ja) | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 | |
| EP3266887A1 (en) | Thin titanium sheet and manufacturing method therefor | |
| JPS61250138A (ja) | 冷間塑性加工性に優れたチタン合金 | |
| JP2001152268A (ja) | 高強度チタン合金 | |
| JP2669004B2 (ja) | 冷間加工性に優れたβ型チタン合金 | |
| JP2017057473A (ja) | α＋β型チタン合金板およびその製造方法 | |
| JP3481428B2 (ja) | 面内異方性の小さいＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金板の製造方法 | |
| JPH10216806A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ系合金の熱間圧延方法 | |
| JPH0353038A (ja) | 高強度チタン合金 | |
| JPH06104882B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH0819503B2 (ja) | 超塑性加工性に優れたチタン合金及びその製造方法、並びにチタン合金の超塑性加工方法 |