JPH07150274A - チタン合金およびその製造方法 - Google Patents
チタン合金およびその製造方法Info
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- JPH07150274A JPH07150274A JP5329941A JP32994193A JPH07150274A JP H07150274 A JPH07150274 A JP H07150274A JP 5329941 A JP5329941 A JP 5329941A JP 32994193 A JP32994193 A JP 32994193A JP H07150274 A JPH07150274 A JP H07150274A
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- 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
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- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 時計外装品等に有用な、鏡面を有するチタン
合金を製造する。 【構成】 Ａｌを４．５％（ｗｔ％、以下同じ）、Ｖを
３％、Ｆｅを２％、Ｍｏを２％、Ｏを０．１％含み、結
晶組織がα＋β型である板状のチタン合金材を放電加工
してブランクとした。このブランクを８００℃の金型で
加圧することにより超塑性加工して所定形状・寸法の時
計ケースブランクとした後、機械加工した。次いで、こ
のブランクについてアルゴンガス雰囲気中、８２５℃で
２時間、溶体化処理を行った後、油冷した。更に、この
ブランクを真空雰囲気中、５００℃で３時間、時効硬化
処理した後、アルミナ系研磨剤で鏡面研磨を行った。そ
の結果、平均結晶粒径が３μｍの微細なα＋βの等軸２
相組織を有するチタン合金が得られた。このチタン合金
の研磨表面は完全な鏡面であり、ＨＶ硬さは４４０、Ｒ
ｍａｘは０．２μｍであった。
合金を製造する。 【構成】 Ａｌを４．５％（ｗｔ％、以下同じ）、Ｖを
３％、Ｆｅを２％、Ｍｏを２％、Ｏを０．１％含み、結
晶組織がα＋β型である板状のチタン合金材を放電加工
してブランクとした。このブランクを８００℃の金型で
加圧することにより超塑性加工して所定形状・寸法の時
計ケースブランクとした後、機械加工した。次いで、こ
のブランクについてアルゴンガス雰囲気中、８２５℃で
２時間、溶体化処理を行った後、油冷した。更に、この
ブランクを真空雰囲気中、５００℃で３時間、時効硬化
処理した後、アルミナ系研磨剤で鏡面研磨を行った。そ
の結果、平均結晶粒径が３μｍの微細なα＋βの等軸２
相組織を有するチタン合金が得られた。このチタン合金
の研磨表面は完全な鏡面であり、ＨＶ硬さは４４０、Ｒ
ｍａｘは０．２μｍであった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はチタン合金、およびその
製造方法に関し、特に、装飾品用の素材として有用な、
表面を鏡面研磨したチタン合金、およびその製造方法に
関するものである。
製造方法に関し、特に、装飾品用の素材として有用な、
表面を鏡面研磨したチタン合金、およびその製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】チタン合金は比重が小さく、強度が高
く、耐食性が良いなど、多くの利点を有する金属材料で
ある。一般の機械部品例えばバルブ、自動車のエンジン
部品、自転車部品等にチタン合金を採用する場合、これ
らの表面を装飾品のような高い美観を有する鏡面に仕上
げることは要求されないが、時計等の装飾品では、チタ
ン合金の上記特長に加えて、鏡面状態に仕上げることが
要求される。
く、耐食性が良いなど、多くの利点を有する金属材料で
ある。一般の機械部品例えばバルブ、自動車のエンジン
部品、自転車部品等にチタン合金を採用する場合、これ
らの表面を装飾品のような高い美観を有する鏡面に仕上
げることは要求されないが、時計等の装飾品では、チタ
ン合金の上記特長に加えて、鏡面状態に仕上げることが
要求される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところが、従来のチタ
ン合金は酸化されやすく、熱伝導率が低いので、鏡面研
磨時に高温となり、このためチタン合金の焼きつきや変
色、研磨用工具の異常摩耗、研磨用砥石の目詰まり等の
問題が発生する。このようにチタン合金の鏡面仕上げは
非常に難しいものであるため、鏡面仕上げに代えて、梨
地仕上げもしくはヘアライン仕上げ、またはガラス等に
よるオーバーコートが必要であった。また、通常のα＋
β型チタン合金では、α相とβ相が混在し、各相間で硬
さの差、および加工性の差があり、それぞれの相の粒径
が３０μｍ〜８０μｍと大きいため、質相が選択的に研
磨される。その結果、研磨表面が凹凸になるため、鏡面
状態が得られないという問題があった。
ン合金は酸化されやすく、熱伝導率が低いので、鏡面研
磨時に高温となり、このためチタン合金の焼きつきや変
色、研磨用工具の異常摩耗、研磨用砥石の目詰まり等の
問題が発生する。このようにチタン合金の鏡面仕上げは
非常に難しいものであるため、鏡面仕上げに代えて、梨
地仕上げもしくはヘアライン仕上げ、またはガラス等に
よるオーバーコートが必要であった。また、通常のα＋
β型チタン合金では、α相とβ相が混在し、各相間で硬
さの差、および加工性の差があり、それぞれの相の粒径
が３０μｍ〜８０μｍと大きいため、質相が選択的に研
磨される。その結果、研磨表面が凹凸になるため、鏡面
状態が得られないという問題があった。
【０００４】この問題を解決することを目的とする技術
として、特開平２−２５８９６０号公報にチタン合金の
熱処理方法が開示されている。この熱処理方法は、α＋
β型チタン合金またはβ型チタン合金を、β変態温度以
上の温度でβ溶体化した後、室温まで急冷し、更にβ変
態温度以下の温度で時効硬化処理することにより、表面
全体にわたってマルテンサイト相およびβ相内に、微細
なα析出物を析出させるものである。
として、特開平２−２５８９６０号公報にチタン合金の
熱処理方法が開示されている。この熱処理方法は、α＋
β型チタン合金またはβ型チタン合金を、β変態温度以
上の温度でβ溶体化した後、室温まで急冷し、更にβ変
態温度以下の温度で時効硬化処理することにより、表面
全体にわたってマルテンサイト相およびβ相内に、微細
なα析出物を析出させるものである。
【０００５】しかし、この方法では溶体化処理温度が高
いため、該熱処理に伴う歪により、製品にねじれや変形
が発生しやすいという問題があった。また、特に時計外
装部品のように寸法が小さく、美観が重視される部品で
は、その変形を確実に防止する必要があるにもかかわら
ず、前記溶体化処理で変化した部品の形状を修正するこ
とは技術的にも、コスト的にも困難であった。さらに、
この方法ではβ変態温度以上の温度でβ溶体化処理を行
うので、残留β相におけるβ粒の結晶粒径が増大する傾
向があるため、それぞれのβ粒の結晶方位の差による研
磨性の相違が生じる。このため、この熱処理方法により
提供される外装部品の鏡面仕上げの品質は、オーステナ
イト系ステンレス材の鏡面仕上げと同程度であり、目視
ではステライト等の硬質合金の鏡面仕上げのレベルに到
達していないのが実情である。
いため、該熱処理に伴う歪により、製品にねじれや変形
が発生しやすいという問題があった。また、特に時計外
装部品のように寸法が小さく、美観が重視される部品で
は、その変形を確実に防止する必要があるにもかかわら
ず、前記溶体化処理で変化した部品の形状を修正するこ
とは技術的にも、コスト的にも困難であった。さらに、
この方法ではβ変態温度以上の温度でβ溶体化処理を行
うので、残留β相におけるβ粒の結晶粒径が増大する傾
向があるため、それぞれのβ粒の結晶方位の差による研
磨性の相違が生じる。このため、この熱処理方法により
提供される外装部品の鏡面仕上げの品質は、オーステナ
イト系ステンレス材の鏡面仕上げと同程度であり、目視
ではステライト等の硬質合金の鏡面仕上げのレベルに到
達していないのが実情である。
【０００６】したがって本発明の目的は、上記問題点を
解決し、特に装飾品用に有用なチタン合金および、その
製造方法を提供することである。
解決し、特に装飾品用に有用なチタン合金および、その
製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】請求項１に記載のチタン
合金は、組成が下記［化１］で示されるチタン合金材を
熱処理して得られたチタン合金であって、平均結晶粒径
が１μｍ〜１０μｍの等軸２相（α＋β）組織を有する
ことを特徴とする。
合金は、組成が下記［化１］で示されるチタン合金材を
熱処理して得られたチタン合金であって、平均結晶粒径
が１μｍ〜１０μｍの等軸２相（α＋β）組織を有する
ことを特徴とする。
【０００８】
【化１】 Ｔｉ100-a-b-c-d-e Ａｌa Ｖb Ｆｅc Ｍｏd Ｏe （但し、３．０≦ａ≦５．０、２．１≦ｂ≦３．７、
０．８５≦ｃ≦３．１５、０．８５≦ｄ≦３．１５、
０．０６≦ｅ≦０．２０である）
０．８５≦ｃ≦３．１５、０．８５≦ｄ≦３．１５、
０．０６≦ｅ≦０．２０である）
【０００９】請求項２に記載のチタン合金は、請求項１
において所定の形状・寸法に成形され、かつ、表面が鏡
面状態に仕上げられていることを特徴とする。
において所定の形状・寸法に成形され、かつ、表面が鏡
面状態に仕上げられていることを特徴とする。
【００１０】請求項３に記載のチタン合金の製造方法
は、組成が前記［化１］で示されるチタン合金材を、β
変態温度より２５℃〜１００℃低いα＋β領域で溶体化
処理した後、急冷し、更にα変態温度以下の温度で時効
硬化処理することを特徴とする。
は、組成が前記［化１］で示されるチタン合金材を、β
変態温度より２５℃〜１００℃低いα＋β領域で溶体化
処理した後、急冷し、更にα変態温度以下の温度で時効
硬化処理することを特徴とする。
【００１１】請求項４に記載のチタン合金の製造方法
は、請求項３において前記時効硬化処理を温度３００℃
〜６００℃で行うことを特徴とする。
は、請求項３において前記時効硬化処理を温度３００℃
〜６００℃で行うことを特徴とする。
【００１２】請求項５に記載のチタン合金の製造方法
は、請求項３または４において前記チタン合金材に適宜
の工作を施して所定の形状・寸法に成形した後、前記溶
体化処理および時効硬化処理を行い、更に鏡面仕上げ処
理を施すことを特徴とする。
は、請求項３または４において前記チタン合金材に適宜
の工作を施して所定の形状・寸法に成形した後、前記溶
体化処理および時効硬化処理を行い、更に鏡面仕上げ処
理を施すことを特徴とする。
【００１３】請求項６に記載のチタン合金の製造方法
は、請求項３または４において前記チタン合金材に前記
溶体化処理および時効硬化処理を施した後、適宜の工作
を施して所定の形状・寸法に成形し、更に鏡面仕上げ処
理を施すことを特徴とする。
は、請求項３または４において前記チタン合金材に前記
溶体化処理および時効硬化処理を施した後、適宜の工作
を施して所定の形状・寸法に成形し、更に鏡面仕上げ処
理を施すことを特徴とする。
【００１４】請求項７に記載のチタン合金の製造方法
は、請求項３または４において、前記チタン合金材に適
宜の工作を施して概略の形状・寸法に成形し、前記溶体
化処理および時効硬化処理を施した後、再び適宜の工作
を施して所定形状・寸法に成形し、更に鏡面仕上げ処理
を施すことを特徴とする。
は、請求項３または４において、前記チタン合金材に適
宜の工作を施して概略の形状・寸法に成形し、前記溶体
化処理および時効硬化処理を施した後、再び適宜の工作
を施して所定形状・寸法に成形し、更に鏡面仕上げ処理
を施すことを特徴とする。
【００１５】以下、本発明の構成について具体的に説明
する。本発明のチタン合金、およびその製造方法では、
原料としてのチタン合金材（熱処理前のもの）は前記
［化１］に示される組成からなり、超塑性特性を有する
ものである。このような組成に設定した根拠は、以下の
とおりである。Ａｌ成分はα相を生成するための元素で
ある。このＡｌ成分の含有量が３％未満ではチタン合金
材の強度が不足する。含有量が５％を超えるとβ変態温
度を下げるβ相安定化元素であるＶ，Ｍｏ，Ｆｅの添加
量を増大させなければならず、またチタン合金材の超塑
性特性が低下する。従って、含有量を３％〜５％とす
る。Ｖ成分の含有量が２．１％未満では、チタン合金材
において超塑性特性を示すα＋β型チタン合金組織が得
られにくくなり、含有量が３．７％を超えるとＶがα相
中に固溶するので、鏡面研磨が可能なα＋β組織の溶体
化処理の温度範囲が狭まる。Ｍｏ成分はβ相を安定化さ
せ、β変態温度を低下させる要素である。このＭｏ成分
は拡散速度が低いので、その含有量が０．８５％未満で
は溶体化処理時にβ粒の粗大化が生じ、得られるチタン
合金（熱処理後のもの）の伸びが減少する。また、含有
量が３．１５％を超えるとチタン合金材の比重が増大す
る。Ｆｅ成分はβ相の安定化元素であり、β変態温度を
下げα＋β領域を安定化させるものである。このＦｅ成
分の含有量が０．８５％未満では溶体化処理において該
成分がβ粒の安定化に寄与しない。また、含有量が３．
１５％を超えると拡散係数が大きくなるため、β粒の粗
大化が進行し、得られるチタン合金の伸びが減少する。
Ｏ成分は強度向上用の元素である。このＯ成分の含有量
が０．０６％未満ではチタン合金材における強度向上効
果が見られず、含有量が０．２％を超えるとチタン合金
材の強度は向上するものの、その伸びが減少する。
する。本発明のチタン合金、およびその製造方法では、
原料としてのチタン合金材（熱処理前のもの）は前記
［化１］に示される組成からなり、超塑性特性を有する
ものである。このような組成に設定した根拠は、以下の
とおりである。Ａｌ成分はα相を生成するための元素で
ある。このＡｌ成分の含有量が３％未満ではチタン合金
材の強度が不足する。含有量が５％を超えるとβ変態温
度を下げるβ相安定化元素であるＶ，Ｍｏ，Ｆｅの添加
量を増大させなければならず、またチタン合金材の超塑
性特性が低下する。従って、含有量を３％〜５％とす
る。Ｖ成分の含有量が２．１％未満では、チタン合金材
において超塑性特性を示すα＋β型チタン合金組織が得
られにくくなり、含有量が３．７％を超えるとＶがα相
中に固溶するので、鏡面研磨が可能なα＋β組織の溶体
化処理の温度範囲が狭まる。Ｍｏ成分はβ相を安定化さ
せ、β変態温度を低下させる要素である。このＭｏ成分
は拡散速度が低いので、その含有量が０．８５％未満で
は溶体化処理時にβ粒の粗大化が生じ、得られるチタン
合金（熱処理後のもの）の伸びが減少する。また、含有
量が３．１５％を超えるとチタン合金材の比重が増大す
る。Ｆｅ成分はβ相の安定化元素であり、β変態温度を
下げα＋β領域を安定化させるものである。このＦｅ成
分の含有量が０．８５％未満では溶体化処理において該
成分がβ粒の安定化に寄与しない。また、含有量が３．
１５％を超えると拡散係数が大きくなるため、β粒の粗
大化が進行し、得られるチタン合金の伸びが減少する。
Ｏ成分は強度向上用の元素である。このＯ成分の含有量
が０．０６％未満ではチタン合金材における強度向上効
果が見られず、含有量が０．２％を超えるとチタン合金
材の強度は向上するものの、その伸びが減少する。
【００１６】前記組成を有する、原料としてのチタン合
金材では、平均結晶粒径（定義については後述する）が
１μｍ未満の微細なα＋β組織を有するチタン合金を工
業的に得ることは極めて困難である。また、得られたチ
タン合金においては、平均結晶粒径が１０μｍを超える
α＋β組織が形成された場合、良好な超塑性特性は得ら
れない。このため、等軸２相（α＋β）組織の平均結晶
粒径は１μｍ以上、１０μｍ以下とする。前記平均結晶
粒径の測定では、α＋β型チタン合金をエッチング液
（硝酸とふっ酸の混合液）で処理した後、光学顕微鏡に
より倍率８００以上で写真撮影し、互いに直交する、長
さが３０μｍ以上の２本の線分を基準とし、各線分が横
切る結晶粒の数を測定する。そして、この測定値の平均
値を平均結晶粒径と定義する。この平均結晶粒径の測定
では、走査電子顕微鏡を用いて写真撮影するのが有効で
ある。
金材では、平均結晶粒径（定義については後述する）が
１μｍ未満の微細なα＋β組織を有するチタン合金を工
業的に得ることは極めて困難である。また、得られたチ
タン合金においては、平均結晶粒径が１０μｍを超える
α＋β組織が形成された場合、良好な超塑性特性は得ら
れない。このため、等軸２相（α＋β）組織の平均結晶
粒径は１μｍ以上、１０μｍ以下とする。前記平均結晶
粒径の測定では、α＋β型チタン合金をエッチング液
（硝酸とふっ酸の混合液）で処理した後、光学顕微鏡に
より倍率８００以上で写真撮影し、互いに直交する、長
さが３０μｍ以上の２本の線分を基準とし、各線分が横
切る結晶粒の数を測定する。そして、この測定値の平均
値を平均結晶粒径と定義する。この平均結晶粒径の測定
では、走査電子顕微鏡を用いて写真撮影するのが有効で
ある。
【００１７】本発明では、チタン合金の組成によりβ変
態温度は異なるため、溶体化処理温度および時効硬化処
理温度の最適値もチタン合金の組成によりことなるが、
溶体化処理温度はβ変態温度より２５℃〜１００℃低い
α＋β領域（例えば、β変態温度が９００℃のときには
８００〜８７５℃が適当であるが、より好ましくは８２
５℃〜８５０℃の範囲となる）が好ましく、時効処理温
度は３００℃〜６００℃の範囲が望ましい。その理由
は、本発明に係るチタン合金の組成範囲では、溶体化処
理温度を上記α＋β領域とすることにより工業的に安定
に、かつ能率良くα＋β相で熱処理することができるか
らである。溶体化処理温度が「β変態温度−１００℃」
より低いと、溶体化処理時間を長くしなければならず工
業的な処理として有効と考えにくい条件となり、「β変
態温度−２５℃」より高いと、熱処理炉内の温度分布を
極めて均一にしなければ、上記組成範囲でβ変態温度が
９００℃未満の場合において多数個処理するときに、局
部的な温度上昇や温度むらが起こり、β相の処理物が発
生しやすくなるからである。また、時効処理温度を３０
０℃〜６００℃とすることで、鏡面研磨が可能な微細な
α相を工業的に有利な短時間内に、かつ均一に析出させ
ることができる。時効処理温度が３００℃より低いと、
必要な硬さを得るためのα相の析出時間が長くなり生産
コスト上昇等の問題が発生し、時効処理温度が６００℃
より高いと、α相の粒径の粗大化が起こりやすくなり、
鏡面研磨が困難になる場合も生じるからである。
態温度は異なるため、溶体化処理温度および時効硬化処
理温度の最適値もチタン合金の組成によりことなるが、
溶体化処理温度はβ変態温度より２５℃〜１００℃低い
α＋β領域（例えば、β変態温度が９００℃のときには
８００〜８７５℃が適当であるが、より好ましくは８２
５℃〜８５０℃の範囲となる）が好ましく、時効処理温
度は３００℃〜６００℃の範囲が望ましい。その理由
は、本発明に係るチタン合金の組成範囲では、溶体化処
理温度を上記α＋β領域とすることにより工業的に安定
に、かつ能率良くα＋β相で熱処理することができるか
らである。溶体化処理温度が「β変態温度−１００℃」
より低いと、溶体化処理時間を長くしなければならず工
業的な処理として有効と考えにくい条件となり、「β変
態温度−２５℃」より高いと、熱処理炉内の温度分布を
極めて均一にしなければ、上記組成範囲でβ変態温度が
９００℃未満の場合において多数個処理するときに、局
部的な温度上昇や温度むらが起こり、β相の処理物が発
生しやすくなるからである。また、時効処理温度を３０
０℃〜６００℃とすることで、鏡面研磨が可能な微細な
α相を工業的に有利な短時間内に、かつ均一に析出させ
ることができる。時効処理温度が３００℃より低いと、
必要な硬さを得るためのα相の析出時間が長くなり生産
コスト上昇等の問題が発生し、時効処理温度が６００℃
より高いと、α相の粒径の粗大化が起こりやすくなり、
鏡面研磨が困難になる場合も生じるからである。
【００１８】前記溶体化処理および時効硬化処理は、チ
タン合金材の酸化を防止するために、アルゴン等の不活
性ガス雰囲気で、または真空下で行うことが好ましい。
前記溶体化処理および時効硬化処理はそれぞれ通常、約
０．５時間〜５時間行えばよい。溶体化処理の急冷方法
としては、Ｎ2 ガス等の非酸化性ガスを用いるものや、
油冷等を採用することができる。この場合、チタン合金
材を室温まで冷却するのが通常であるが、温度３００℃
まで冷却すれば十分である。前記鏡面仕上げの方法とし
ては、水溶性研磨剤（アルミナ系研磨剤）を使用するも
のや、バフ研磨など公知の方法を適用することができ
る。
タン合金材の酸化を防止するために、アルゴン等の不活
性ガス雰囲気で、または真空下で行うことが好ましい。
前記溶体化処理および時効硬化処理はそれぞれ通常、約
０．５時間〜５時間行えばよい。溶体化処理の急冷方法
としては、Ｎ2 ガス等の非酸化性ガスを用いるものや、
油冷等を採用することができる。この場合、チタン合金
材を室温まで冷却するのが通常であるが、温度３００℃
まで冷却すれば十分である。前記鏡面仕上げの方法とし
ては、水溶性研磨剤（アルミナ系研磨剤）を使用するも
のや、バフ研磨など公知の方法を適用することができ
る。
【００１９】本発明により時計外装部品（例えば時計ケ
ース、裏蓋、バンド）などの装飾品用の鏡面研磨したチ
タン合金を製造するには、請求項５，６または７に記載
の方法を適用すればよい。この場合、装飾品の工作工程
すなわち、所定の形状・寸法に成形する工程は、溶体化
処理と時効硬化処理とからなる熱処理工程の前段もしく
は後段で行うか、またはその前段および後段で行う。こ
の成形工程は従来公知の機械工作（鍛造、圧延、引抜
き、押出し、切断、切削、研削等を含む）、放電加工、
レーザー加工等の公知の加工方法を用いることができ
る。請求項１に記載の、原料としてのチタン合金材、請
求項３に記載の製造方法で得られた、製品としてのチタ
ン合金のいずれも超塑性特性に優れているので、機械工
作することにより容易に、所定形状・寸法の装飾品を得
ることができる。
ース、裏蓋、バンド）などの装飾品用の鏡面研磨したチ
タン合金を製造するには、請求項５，６または７に記載
の方法を適用すればよい。この場合、装飾品の工作工程
すなわち、所定の形状・寸法に成形する工程は、溶体化
処理と時効硬化処理とからなる熱処理工程の前段もしく
は後段で行うか、またはその前段および後段で行う。こ
の成形工程は従来公知の機械工作（鍛造、圧延、引抜
き、押出し、切断、切削、研削等を含む）、放電加工、
レーザー加工等の公知の加工方法を用いることができ
る。請求項１に記載の、原料としてのチタン合金材、請
求項３に記載の製造方法で得られた、製品としてのチタ
ン合金のいずれも超塑性特性に優れているので、機械工
作することにより容易に、所定形状・寸法の装飾品を得
ることができる。
【００２０】請求項１に記載のα＋β型チタン合金は、
結晶粒の平均結晶粒径が数μｍ程度と微細であるため超
塑性特性を有する。組成が［化１］で示され、もともと
超塑性特性を発現しやすいα＋βの２相組織となる化学
組成のチタン合金は、クロス圧延することにより等軸化
することが、また、加工熱処理によって結晶粒の微細化
が可能であり、その結果、α相とβ相の結晶粒径が１〜
１０μｍとなり、両相の研磨特性に差があっても、鏡面
研磨（肉眼上では鏡面になる）を行うことができる。
結晶粒の平均結晶粒径が数μｍ程度と微細であるため超
塑性特性を有する。組成が［化１］で示され、もともと
超塑性特性を発現しやすいα＋βの２相組織となる化学
組成のチタン合金は、クロス圧延することにより等軸化
することが、また、加工熱処理によって結晶粒の微細化
が可能であり、その結果、α相とβ相の結晶粒径が１〜
１０μｍとなり、両相の研磨特性に差があっても、鏡面
研磨（肉眼上では鏡面になる）を行うことができる。
【００２１】請求項１に記載のチタン合金材をβ変態温
度以上の温度で溶体化処理した後、３００℃〜６００℃
ので時効硬化処理することにより、通常のチタン合金と
同等以上の強度を得ることができる。しかし、残留する
旧β粒が粗大化しているので、析出するα,,相や初析α
が微細に存在しても、研磨時に旧β粒の影響を受けるた
め鏡面の達成は困難である。これに対して本発明では、
このチタン合金材をβ変態温度よりも２５℃〜１００℃
低いα＋β領域に加熱保持して溶体化処理した後、急冷
することで、α,,マルテンサイト相が得られる。更に、
このチタン合金材をα変態温度以下の温度で時効硬化処
理することで、α＋βの微細な２相組織を得ることがで
きα相、β相の結晶粒径が数μｍ程度となる。これらの
結晶粒径は極めて微細であるため、各相の硬さに違いが
あっても、この相違による研磨深さの差が目立たなくな
り、研磨によって容易に鏡面を得ることができる。
度以上の温度で溶体化処理した後、３００℃〜６００℃
ので時効硬化処理することにより、通常のチタン合金と
同等以上の強度を得ることができる。しかし、残留する
旧β粒が粗大化しているので、析出するα,,相や初析α
が微細に存在しても、研磨時に旧β粒の影響を受けるた
め鏡面の達成は困難である。これに対して本発明では、
このチタン合金材をβ変態温度よりも２５℃〜１００℃
低いα＋β領域に加熱保持して溶体化処理した後、急冷
することで、α,,マルテンサイト相が得られる。更に、
このチタン合金材をα変態温度以下の温度で時効硬化処
理することで、α＋βの微細な２相組織を得ることがで
きα相、β相の結晶粒径が数μｍ程度となる。これらの
結晶粒径は極めて微細であるため、各相の硬さに違いが
あっても、この相違による研磨深さの差が目立たなくな
り、研磨によって容易に鏡面を得ることができる。
【００２２】また、α＋β型チタン合金材をβ変態温度
域で加熱すると、β粒の結晶粒が粗大化するため、微細
なα相が析出しても旧β粒の影響により鏡面を得ること
はできない。これに対し本発明に従い、チタン合金材を
β変態温度より２５℃〜１００℃低いα＋βの２相領域
に加熱し、急冷後に３００℃〜６００℃で時効硬化処理
することにより、平均結晶粒径が１μｍ以上、１０μｍ
以下と微細な、等軸組織のα＋β型組織を形成すること
ができる。この組織を有するチタン合金では、鏡面研磨
が可能になる。
域で加熱すると、β粒の結晶粒が粗大化するため、微細
なα相が析出しても旧β粒の影響により鏡面を得ること
はできない。これに対し本発明に従い、チタン合金材を
β変態温度より２５℃〜１００℃低いα＋βの２相領域
に加熱し、急冷後に３００℃〜６００℃で時効硬化処理
することにより、平均結晶粒径が１μｍ以上、１０μｍ
以下と微細な、等軸組織のα＋β型組織を形成すること
ができる。この組織を有するチタン合金では、鏡面研磨
が可能になる。
【００２３】また、請求項１に記載のα＋β型チタン合
金材は、７００℃〜９００℃で超塑性特性を発現するの
で、時計外装品を超塑性成形することが可能である。従
って、請求項３〜５に記載の製造方法によれば、鏡面仕
上げを施した、時計外装部品等の複雑な形状のチタン合
金製部品を容易に製造することができる。また、このα
＋β型チタン合金材は焼鈍状態でβリッチのチタン合金
であり、β相の加工性が良好であるため冷間での引抜
き、鍛造等の加工が可能である。このため、このチタン
合金材は超塑性成形後に冷間鍛造による仕上げを行った
り、超塑性成形を行わずに冷間加工のみで形状・寸法を
整えることも可能である。また、金型を使わずに、切削
のみで形状・寸法を整え、上記溶体化処理後に時効硬化
処理を行い、微細なα＋β型の組織にすることで、鏡面
研磨が可能となる。
金材は、７００℃〜９００℃で超塑性特性を発現するの
で、時計外装品を超塑性成形することが可能である。従
って、請求項３〜５に記載の製造方法によれば、鏡面仕
上げを施した、時計外装部品等の複雑な形状のチタン合
金製部品を容易に製造することができる。また、このα
＋β型チタン合金材は焼鈍状態でβリッチのチタン合金
であり、β相の加工性が良好であるため冷間での引抜
き、鍛造等の加工が可能である。このため、このチタン
合金材は超塑性成形後に冷間鍛造による仕上げを行った
り、超塑性成形を行わずに冷間加工のみで形状・寸法を
整えることも可能である。また、金型を使わずに、切削
のみで形状・寸法を整え、上記溶体化処理後に時効硬化
処理を行い、微細なα＋β型の組織にすることで、鏡面
研磨が可能となる。
【００２４】
【実施例】つぎに本発明の実施例について説明する。 実施例１ 組成が下記［表１］に示され、結晶組織が平均結晶粒径
２μｍのα＋β型、板厚が６ｍｍのチタン合金材（β変
態温度は９００℃）を用いた。
２μｍのα＋β型、板厚が６ｍｍのチタン合金材（β変
態温度は９００℃）を用いた。
【００２５】
【表１】
【００２６】この合金材をワイヤーカット放電加工する
ことにより形状を整えてブランクとした。このブランク
について真空下、８５０℃（β変態温度より５０℃低
い）で１時間、溶体化処理を行った後、Ｎ2 ガスで急冷
した。更に、このブランクについて真空雰囲気で５００
℃、１時間の時効硬化処理を行い、ビッカース硬さＨＶ
が４００、平均結晶粒径が１．５μｍで等軸２相α＋β
型の微細組織を得た。このブランクの表面には、厚さ
０．１μｍのＴｉＮの皮膜が形成されていた。この表面
を、市販のアルミナ系水溶性研磨剤〔商品名：ＯＰ−Ｓ
丸本工業（株）〕を用いて研磨加工してＴｉＮ皮膜を
除去することにより、鏡面研磨仕上げの時計ケースを得
た。
ことにより形状を整えてブランクとした。このブランク
について真空下、８５０℃（β変態温度より５０℃低
い）で１時間、溶体化処理を行った後、Ｎ2 ガスで急冷
した。更に、このブランクについて真空雰囲気で５００
℃、１時間の時効硬化処理を行い、ビッカース硬さＨＶ
が４００、平均結晶粒径が１．５μｍで等軸２相α＋β
型の微細組織を得た。このブランクの表面には、厚さ
０．１μｍのＴｉＮの皮膜が形成されていた。この表面
を、市販のアルミナ系水溶性研磨剤〔商品名：ＯＰ−Ｓ
丸本工業（株）〕を用いて研磨加工してＴｉＮ皮膜を
除去することにより、鏡面研磨仕上げの時計ケースを得
た。
【００２７】実施例２ 板厚が８ｍｍであること以外は実施例１と同一のチタン
合金材をワイヤーカット放電加工することにより、形状
・寸法を整えてブランクとした。このブランクを、８０
０℃に加熱した金型により毎分１ｍｍの圧下速度で超塑
性加工し、荷重が６トンに達した時点で２０分間荷重を
保持し、所定形状・寸法の時計ケースブランクを得た。
この時計ケースブランクを機械加工した後、このチタン
合金材のβ変態温度より７５℃低い、８２５℃のα＋β
２相温度域でアルゴン（Ａｒ）雰囲気中に２時間保持し
て溶体化処理し、油冷後、真空雰囲気で５００℃、３時
間の時効硬化処理を行い、ＨＶ４４０±２０で、平均結
晶粒径が３μｍの微細なα＋βの等軸２相組織を得た。
このブランクを実施例１と同じ研磨剤により研磨し、鏡
面研磨仕上げの時計ケースを得た。
合金材をワイヤーカット放電加工することにより、形状
・寸法を整えてブランクとした。このブランクを、８０
０℃に加熱した金型により毎分１ｍｍの圧下速度で超塑
性加工し、荷重が６トンに達した時点で２０分間荷重を
保持し、所定形状・寸法の時計ケースブランクを得た。
この時計ケースブランクを機械加工した後、このチタン
合金材のβ変態温度より７５℃低い、８２５℃のα＋β
２相温度域でアルゴン（Ａｒ）雰囲気中に２時間保持し
て溶体化処理し、油冷後、真空雰囲気で５００℃、３時
間の時効硬化処理を行い、ＨＶ４４０±２０で、平均結
晶粒径が３μｍの微細なα＋βの等軸２相組織を得た。
このブランクを実施例１と同じ研磨剤により研磨し、鏡
面研磨仕上げの時計ケースを得た。
【００２８】実施例３ 板厚が５ｍｍであること以外は実施例１と同一のチタン
合金材を冷間で引抜き加工した後、冷間で曲げ加工を施
してブランクとした。その後８２５℃のアルゴン雰囲気
で２時間溶体化処理して油冷後、更に真空下、５００℃
で３時間時効硬化処理することにより、ＨＶ４４０±１
０で、平均結晶粒径が１．８μｍ〜３μｍの微細なα＋
βの等軸２相組織を得た。このブランクを砥石で研削し
た後、実施例１と同じ研磨剤により研磨し、鏡面研磨仕
上げの時計ケースを得た。
合金材を冷間で引抜き加工した後、冷間で曲げ加工を施
してブランクとした。その後８２５℃のアルゴン雰囲気
で２時間溶体化処理して油冷後、更に真空下、５００℃
で３時間時効硬化処理することにより、ＨＶ４４０±１
０で、平均結晶粒径が１．８μｍ〜３μｍの微細なα＋
βの等軸２相組織を得た。このブランクを砥石で研削し
た後、実施例１と同じ研磨剤により研磨し、鏡面研磨仕
上げの時計ケースを得た。
【００２９】実施例４ 板厚が３ｍｍであること以外は実施例１と同一のチタン
合金材を冷間で引抜き・鍛造を行って最終形状・寸法に
成形した後、穴加工を行いバンド駒ブランクを作製し
た。このブランクを真空下、８００℃で１時間溶体化処
理し、Ｎ2 ガスで急冷後、真空下、５００℃で１時間時
効硬化処理することにより、ＨＶ４４０±１０で、平均
結晶粒径が１．８μｍ〜３μｍの微細なα＋βの等軸２
相組織を得た。このブランクを、酸化クロムの研磨剤を
用いてバフ研磨することにより、鏡面に仕上げることが
できた。
合金材を冷間で引抜き・鍛造を行って最終形状・寸法に
成形した後、穴加工を行いバンド駒ブランクを作製し
た。このブランクを真空下、８００℃で１時間溶体化処
理し、Ｎ2 ガスで急冷後、真空下、５００℃で１時間時
効硬化処理することにより、ＨＶ４４０±１０で、平均
結晶粒径が１．８μｍ〜３μｍの微細なα＋βの等軸２
相組織を得た。このブランクを、酸化クロムの研磨剤を
用いてバフ研磨することにより、鏡面に仕上げることが
できた。
【００３０】実施例５ 板厚が５．３ｍｍであること以外は実施例１と同一のチ
タン合金材を冷間で引抜き加工したブランクを、８２５
℃のアルゴン雰囲気で２時間溶体化処理した後、油冷し
た。このブランクを真空下、５００℃で３時間時効硬化
処理することにより、ＨＶ４４０±１０で、平均結晶粒
径が２μｍの微細なα＋βの等軸２相組織を得た。この
ブランクを機械加工で切削してから研磨を行って最終寸
法・寸法に整えた後、実施例１と同じ研磨剤で研磨する
ことにより、鏡面に仕上げることができた。
タン合金材を冷間で引抜き加工したブランクを、８２５
℃のアルゴン雰囲気で２時間溶体化処理した後、油冷し
た。このブランクを真空下、５００℃で３時間時効硬化
処理することにより、ＨＶ４４０±１０で、平均結晶粒
径が２μｍの微細なα＋βの等軸２相組織を得た。この
ブランクを機械加工で切削してから研磨を行って最終寸
法・寸法に整えた後、実施例１と同じ研磨剤で研磨する
ことにより、鏡面に仕上げることができた。
【００３１】実施例６ 板厚が６ｍｍであること以外は実施例１と同一のチタン
合金材を切断し、真空下、８５０℃で１時間溶体化処理
し、Ｎ2 ガスで急冷後、真空下、５００℃で１時間時効
硬化処理することにより、ＨＶ４２０±１０で、平均結
晶粒径が２μｍの微細なα＋βの等軸２相組織を得た。
この板状合金材を切削および研削することにより所定形
状・寸法の時計ケースに加工した後、実施例１と同じ研
磨剤で研磨することにより、鏡面に仕上げることができ
た。
合金材を切断し、真空下、８５０℃で１時間溶体化処理
し、Ｎ2 ガスで急冷後、真空下、５００℃で１時間時効
硬化処理することにより、ＨＶ４２０±１０で、平均結
晶粒径が２μｍの微細なα＋βの等軸２相組織を得た。
この板状合金材を切削および研削することにより所定形
状・寸法の時計ケースに加工した後、実施例１と同じ研
磨剤で研磨することにより、鏡面に仕上げることができ
た。
【００３２】比較例１ 実施例１と同様に板厚が６ｍｍ、平均結晶粒径が２μｍ
のα＋β型チタン合金材をワイヤーカット放電加工する
ことにより形状・寸法を整えてブランクとした。このブ
ランクを真空下、β変態温度以上の温度である９２５℃
で１時間溶体化処理し急冷した。次に真空下、５００℃
で１時間加熱後、放冷しＨＶ５００とした。その結果、
結晶組織は平均結晶粒径が３００μｍの粗大な旧β粒の
内部に微細な針状のα相が析出したものとなった。この
処理ブランクを実施例１と同じ研磨剤で研磨したが、鏡
面を得ることはできなかった。
のα＋β型チタン合金材をワイヤーカット放電加工する
ことにより形状・寸法を整えてブランクとした。このブ
ランクを真空下、β変態温度以上の温度である９２５℃
で１時間溶体化処理し急冷した。次に真空下、５００℃
で１時間加熱後、放冷しＨＶ５００とした。その結果、
結晶組織は平均結晶粒径が３００μｍの粗大な旧β粒の
内部に微細な針状のα相が析出したものとなった。この
処理ブランクを実施例１と同じ研磨剤で研磨したが、鏡
面を得ることはできなかった。
【００３３】上記実施例および比較例における熱処理条
件（溶体化処理および時効硬化処理）、鏡面研磨性およ
び研磨後の表面粗さを［表２］に示す。ただし、硬さは
ＨＶ硬さであり、表面粗さはＲｍａｘである。
件（溶体化処理および時効硬化処理）、鏡面研磨性およ
び研磨後の表面粗さを［表２］に示す。ただし、硬さは
ＨＶ硬さであり、表面粗さはＲｍａｘである。
【００３４】
【表２】
【００３５】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、請求項１
に記載のチタン合金は、組成が前記［化１］で示される
チタン合金材を熱処理して得られたチタン合金であっ
て、平均結晶粒径が１μｍ〜１０μｍの等軸２相（α＋
β）組織を有するので、研磨により容易に鏡面仕上げす
ることができる。また、前記チタン合金材は７００℃〜
９００℃において超塑性特性を有し、このチタン合金材
から得られる請求項１のチタン合金も超塑性特性を有し
ている。このため、これらに適宜の超塑性加工を施した
後、鏡面研磨仕上げすることにより、従来得られなかっ
た高度の美観を有する、チタン合金製の部品を製造する
ことができる。特に、時計外装部品など、複雑な形状を
有し、かつ高品位の装飾品を、容易に得ることができ
る。請求項２に記載のチタン合金は、時計外装部品等の
装飾品用に好適な金属材料である。請求項３に記載のチ
タン合金の製造方法は、組成が前記［化１］で示される
チタン合金材に所定の熱処理を施すものである。この製
造方法によれば、請求項１に記載の結晶組織を有するチ
タン合金を得ることができる。請求項４に記載のチタン
合金の製造方法では、３００℃〜６００℃の温度で時効
硬化処理することので、通常のチタン合金と同等、ある
いはそれ以上の強度を有するチタン合金を得ることがで
きる。請求項５，６，７に記載のチタン合金の製造方法
では機械工作等、適宜の工作を施すとともに鏡面仕上げ
を行うので、所望形状・寸法の装飾品を得ることができ
る。特に、従来のチタンやチタン合金の耐食性および硬
度を損なうことなく、時計外装部品など、複雑な形状を
有し、かつ高品位の装飾品を容易に得ることができる。
に記載のチタン合金は、組成が前記［化１］で示される
チタン合金材を熱処理して得られたチタン合金であっ
て、平均結晶粒径が１μｍ〜１０μｍの等軸２相（α＋
β）組織を有するので、研磨により容易に鏡面仕上げす
ることができる。また、前記チタン合金材は７００℃〜
９００℃において超塑性特性を有し、このチタン合金材
から得られる請求項１のチタン合金も超塑性特性を有し
ている。このため、これらに適宜の超塑性加工を施した
後、鏡面研磨仕上げすることにより、従来得られなかっ
た高度の美観を有する、チタン合金製の部品を製造する
ことができる。特に、時計外装部品など、複雑な形状を
有し、かつ高品位の装飾品を、容易に得ることができ
る。請求項２に記載のチタン合金は、時計外装部品等の
装飾品用に好適な金属材料である。請求項３に記載のチ
タン合金の製造方法は、組成が前記［化１］で示される
チタン合金材に所定の熱処理を施すものである。この製
造方法によれば、請求項１に記載の結晶組織を有するチ
タン合金を得ることができる。請求項４に記載のチタン
合金の製造方法では、３００℃〜６００℃の温度で時効
硬化処理することので、通常のチタン合金と同等、ある
いはそれ以上の強度を有するチタン合金を得ることがで
きる。請求項５，６，７に記載のチタン合金の製造方法
では機械工作等、適宜の工作を施すとともに鏡面仕上げ
を行うので、所望形状・寸法の装飾品を得ることができ
る。特に、従来のチタンやチタン合金の耐食性および硬
度を損なうことなく、時計外装部品など、複雑な形状を
有し、かつ高品位の装飾品を容易に得ることができる。
Claims (7)
- 【請求項１】 組成が下記［化１］で示されるチタン合
金材を熱処理して得られたチタン合金であって、平均結
晶粒径が１μｍ〜１０μｍの等軸２相（α＋β）組織を
有することを特徴とするチタン合金。 【化１】 Ｔｉ100-a-b-c-d-e Ａｌa Ｖb Ｆｅc Ｍｏd Ｏe （但し、３．０≦ａ≦５．０、２．１≦ｂ≦３．７、
０．８５≦ｃ≦３．１５、０．８５≦ｄ≦３．１５、
０．０６≦ｅ≦０．２０である） - 【請求項２】 所定の形状・寸法に成形され、かつ、表
面が鏡面状態に仕上げられていることを特徴とする請求
項１に記載のチタン合金。 - 【請求項３】 組成が前記［化１］で示されるチタン合
金材を、β変態温度より２５℃〜１００℃低いα＋β領
域で溶体化処理した後、急冷し、更にα変態温度以下の
温度で時効硬化処理することを特徴とするチタン合金の
製造方法。 - 【請求項４】 前記時効硬化処理を温度３００℃〜６０
０℃で行うことを特徴とする請求項３に記載のチタン合
金の製造方法。 - 【請求項５】 前記チタン合金材に適宜の工作を施して
所定の形状・寸法に成形した後、前記溶体化処理および
時効硬化処理を行い、更に鏡面仕上げ処理を施すことを
特徴とする請求項３または４に記載のチタン合金の製造
方法。 - 【請求項６】 前記チタン合金材に前記溶体化処理およ
び時効硬化処理を施した後、適宜の工作を施して所定の
形状・寸法に成形し、更に鏡面仕上げ処理を施すことを
特徴とする請求項３または４に記載のチタン合金の製造
方法。 - 【請求項７】 前記チタン合金材に適宜の工作を施して
概略の形状・寸法に成形し、前記溶体化処理および時効
硬化処理を施した後、再び適宜の工作を施して所定形状
・寸法に成形し、更に鏡面仕上げ処理を施すことを特徴
とする請求項３または４に記載のチタン合金の製造方
法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05329941A JP3083225B2 (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | チタン合金製装飾品の製造方法、および時計外装部品 |
| EP94308814A EP0663453B1 (en) | 1993-12-01 | 1994-11-29 | Titanium alloy and method for production thereof |
| DE69409938T DE69409938T2 (de) | 1993-12-01 | 1994-11-29 | Titanlegierung und Verfahren zu deren Herstellung |
| US08/352,792 US5509979A (en) | 1993-12-01 | 1994-12-01 | Titanium alloy and method for production thereof |
| CN94117831.5A CN1107896A (zh) | 1993-12-01 | 1994-12-01 | 钛合金及其制造方法 |
| US08/414,219 US5658403A (en) | 1993-12-01 | 1995-03-31 | Titanium alloy and method for production thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05329941A JP3083225B2 (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | チタン合金製装飾品の製造方法、および時計外装部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07150274A true JPH07150274A (ja) | 1995-06-13 |
| JP3083225B2 JP3083225B2 (ja) | 2000-09-04 |
Family
ID=18226985
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05329941A Expired - Fee Related JP3083225B2 (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | チタン合金製装飾品の製造方法、および時計外装部品 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5509979A (ja) |
| EP (1) | EP0663453B1 (ja) |
| JP (1) | JP3083225B2 (ja) |
| CN (1) | CN1107896A (ja) |
| DE (1) | DE69409938T2 (ja) |
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| US7598471B2 (en) * | 2001-05-01 | 2009-10-06 | Ebara Corporation | Method of electric discharge machining a cathode for an electron gun |
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| JP2013543538A (ja) * | 2010-07-28 | 2013-12-05 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | α／β処理を施した高強度チタンの熱延による歪み矯正 |
| JP2014047392A (ja) * | 2012-08-31 | 2014-03-17 | Honda Motor Co Ltd | 内燃機関用チタンバルブ |
| WO2019044858A1 (ja) | 2017-08-28 | 2019-03-07 | 新日鐵住金株式会社 | チタン合金部材 |
| WO2019044851A1 (ja) * | 2017-08-28 | 2019-03-07 | 新日鐵住金株式会社 | 時計部品 |
| CN112251645A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Co合金及其制备方法 |
| CN112251637A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Fe合金及其制备方法 |
| CN112251635A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti6Al4V-Ni合金及其制备方法 |
| US11131010B2 (en) | 2016-04-14 | 2021-09-28 | National Institute For Materials Science | Titanium alloy and method of manufacturing material for timepiece exterior part |
| JP2023158416A (ja) * | 2022-04-18 | 2023-10-30 | 国立大学法人東京工業大学 | 金属製造方法及び装置 |
Families Citing this family (46)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5980655A (en) * | 1997-04-10 | 1999-11-09 | Oremet-Wah Chang | Titanium-aluminum-vanadium alloys and products made therefrom |
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