JPH1171621A - 高強度・高延性β型チタン合金棒線とその製造方法 - Google Patents
高強度・高延性β型チタン合金棒線とその製造方法Info
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- JPH1171621A JPH1171621A JP23305597A JP23305597A JPH1171621A JP H1171621 A JPH1171621 A JP H1171621A JP 23305597 A JP23305597 A JP 23305597A JP 23305597 A JP23305597 A JP 23305597A JP H1171621 A JPH1171621 A JP H1171621A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、高強度且つ高延性のβ型チタン合
金棒線及び比較的小さな減面率の冷間伸線による高強度
且つ高延性のβ型チタン合金棒線の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 β型チタン合金棒線の時効処理後の棒線
長手方向と垂直な断面におけるα相からのＸ線回折強度
の比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）がランダム試料
を用いた場合の１．５倍以上であり、好ましくは主成分
が、Ａｌ：１〜２％、Ｆｅ：４〜５％、Ｍｏ：４〜７
％、Ｏ：０．２５％以下である高強度且つ高延性のβ型
チタン合金棒線であり、またβ型チタン合金棒線に、減
面率３０％以上の冷間伸線を行い、β相の加工集合組織
を形成した後、β変態点−１００℃〜β変態点−１０℃
の温度域で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形し、時効
処理する高強度且つ高延性のβ型チタン合金棒線を製造
方法である。
金棒線及び比較的小さな減面率の冷間伸線による高強度
且つ高延性のβ型チタン合金棒線の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 β型チタン合金棒線の時効処理後の棒線
長手方向と垂直な断面におけるα相からのＸ線回折強度
の比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）がランダム試料
を用いた場合の１．５倍以上であり、好ましくは主成分
が、Ａｌ：１〜２％、Ｆｅ：４〜５％、Ｍｏ：４〜７
％、Ｏ：０．２５％以下である高強度且つ高延性のβ型
チタン合金棒線であり、またβ型チタン合金棒線に、減
面率３０％以上の冷間伸線を行い、β相の加工集合組織
を形成した後、β変態点−１００℃〜β変態点−１０℃
の温度域で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形し、時効
処理する高強度且つ高延性のβ型チタン合金棒線を製造
方法である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度・高延性の
β型チタン合金棒線とその製造方法に関する。
β型チタン合金棒線とその製造方法に関する。
【外２】 説明において、これを（１０１- ０）と表示する。
【０００２】
【従来の技術】一般的なβ型チタン合金であるＴｉ−１
５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金やＴｉ−３Ａｌ−８
Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ合金等の棒線は、一般的に
冷間伸線後、或いはβ変態点以上の温度で溶体化処理後
に製品の形状に加工し、その後、高強度化するために時
効処理を施し、α相を析出させて使用される。この場
合、時効処理により高強度化は可能であるが、冷間伸線
の減面率の増大やβ相結晶粒の粗大化に伴い延性が低下
し、引張試験の破断伸びが約５％以下、絞り値が約１０
％以下と低くなる場合がある。これに対して、β型チタ
ン合金棒線から成形するコイルばねは、高強度、高延性
が要求されており、一般的に引張試験の引張強度で約１
３００ＭＰａ以上、絞り値で約２０％以上、好ましくは
引張強度で１５００ＭＰａ以上、絞り値で約３０％以上
が良い。
５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金やＴｉ−３Ａｌ−８
Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ合金等の棒線は、一般的に
冷間伸線後、或いはβ変態点以上の温度で溶体化処理後
に製品の形状に加工し、その後、高強度化するために時
効処理を施し、α相を析出させて使用される。この場
合、時効処理により高強度化は可能であるが、冷間伸線
の減面率の増大やβ相結晶粒の粗大化に伴い延性が低下
し、引張試験の破断伸びが約５％以下、絞り値が約１０
％以下と低くなる場合がある。これに対して、β型チタ
ン合金棒線から成形するコイルばねは、高強度、高延性
が要求されており、一般的に引張試験の引張強度で約１
３００ＭＰａ以上、絞り値で約２０％以上、好ましくは
引張強度で１５００ＭＰａ以上、絞り値で約３０％以上
が良い。
【０００３】従来、時効処理後の延性低下を抑制する手
段として、母相となるβ相の結晶粒細粒化があり、冷間
加工後の焼鈍温度や時間を規制すると共に、冷間加工と
組み合わせていた。
段として、母相となるβ相の結晶粒細粒化があり、冷間
加工後の焼鈍温度や時間を規制すると共に、冷間加工と
組み合わせていた。
【０００４】例えば、特許第１８９８６８８号（特公平
６−２７３０９号公報）では、冷間圧延板に関して、圧
下率３０％以上の冷間圧延後にβ変態点〜β変態点＋２
００℃のβ変態点以上の温度で所定の時間以内の中間溶
体化処理を行った後、更に圧下率３〜３０％の冷間圧延
を行い、β変態点以上の温度で溶体化処理後、時効処理
を行う。この方法は、冷間圧延後の中間溶体化の温度と
時間を規制することにより、再結晶を完了させずに回復
状態として粒成長を抑制し、細粒化するものであるが、
β変態点以上の温度では再結晶と結晶粒成長が比較的速
く、工業的に制御するのは容易でないと共に、成分偏析
がある場合にはβ変態点にばらつきが生じるため更に制
御が難しくなる。
６−２７３０９号公報）では、冷間圧延板に関して、圧
下率３０％以上の冷間圧延後にβ変態点〜β変態点＋２
００℃のβ変態点以上の温度で所定の時間以内の中間溶
体化処理を行った後、更に圧下率３〜３０％の冷間圧延
を行い、β変態点以上の温度で溶体化処理後、時効処理
を行う。この方法は、冷間圧延後の中間溶体化の温度と
時間を規制することにより、再結晶を完了させずに回復
状態として粒成長を抑制し、細粒化するものであるが、
β変態点以上の温度では再結晶と結晶粒成長が比較的速
く、工業的に制御するのは容易でないと共に、成分偏析
がある場合にはβ変態点にばらつきが生じるため更に制
御が難しくなる。
【０００５】この方法のように、一般的には最終溶体化
処理をβ変態点以上で行うため、冷間加工で発達したβ
相の集合組織が最終溶体化処理により、ほぼランダム化
してしまうため、時効処理で析出するα相の集合組織も
ほぼランダムになる。
処理をβ変態点以上で行うため、冷間加工で発達したβ
相の集合組織が最終溶体化処理により、ほぼランダム化
してしまうため、時効処理で析出するα相の集合組織も
ほぼランダムになる。
【０００６】また、特開平２−１５３０５４号公報、特
開平２−２１７４５１号公報、特開平４−７４８５６号
公報には、α＋β二相温度域で溶体化処理を行い、α相
を析出させた状態で冷間加工を行うことにより、時効処
理後の結晶組織を微細にする方法が開示されている。こ
の方法は、α＋β二相温度域の溶体化処理で析出したα
相を活用するものであり、この析出α相が冷間加工性を
低下させるため、高加工度の冷間伸線等は困難である。
開平２−２１７４５１号公報、特開平４−７４８５６号
公報には、α＋β二相温度域で溶体化処理を行い、α相
を析出させた状態で冷間加工を行うことにより、時効処
理後の結晶組織を微細にする方法が開示されている。こ
の方法は、α＋β二相温度域の溶体化処理で析出したα
相を活用するものであり、この析出α相が冷間加工性を
低下させるため、高加工度の冷間伸線等は困難である。
【０００７】また、β型チタン合金製のコイルばねは、
高強度化するため一般に冷間伸線の減面率を約８０％以
上と高くしていることから、冷間伸線時に伸線ダイスと
の焼き付きやかじりが発生し易く、冷間伸線の途中で何
度も再潤滑処理をする必要がある。
高強度化するため一般に冷間伸線の減面率を約８０％以
上と高くしていることから、冷間伸線時に伸線ダイスと
の焼き付きやかじりが発生し易く、冷間伸線の途中で何
度も再潤滑処理をする必要がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、β型チタン合金棒線の集合組織を制御した
高強度且つ高延性のβ型チタン合金棒線を提供すること
である。更に、比較的小さな減面率の冷間伸線により、
集合組織を制御した高強度且つ高延性のβ型チタン合金
棒線を製造することである。
する課題は、β型チタン合金棒線の集合組織を制御した
高強度且つ高延性のβ型チタン合金棒線を提供すること
である。更に、比較的小さな減面率の冷間伸線により、
集合組織を制御した高強度且つ高延性のβ型チタン合金
棒線を製造することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、β型チタン合
金棒線において、時効処理前にβ相の加工集合組織を形
成し、時効処理で析出するα相の変態集合組織を制御す
るものであり、時効後の棒線長手方向と垂直な断面にお
けるα相の（０００２）面からのＸ線回折強度Ｉ（００
０２）と（１０１- ０）面からのＸ線回折強度Ｉ（１０
１- ０）の比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）がラン
ダム試料を用いた場合の１．５倍以上にすることを特徴
とし、これにより、高強度化に伴う延性、特に絞り値の
低下を抑制する。また、β型チタン合金棒線を、β変態
点超の温度で溶体化処理或いは熱間圧延を行い、若しく
は行わずして、減面率が比較的小さい３０％以上の冷間
伸線後、β変態点−１００℃〜変態点−１０℃の温度域
で焼鈍を行い、その後所定の形状に成形し、時効処理を
することにより、上記のような時効処理で析出するα相
の変態集合組織を形成する。
金棒線において、時効処理前にβ相の加工集合組織を形
成し、時効処理で析出するα相の変態集合組織を制御す
るものであり、時効後の棒線長手方向と垂直な断面にお
けるα相の（０００２）面からのＸ線回折強度Ｉ（００
０２）と（１０１- ０）面からのＸ線回折強度Ｉ（１０
１- ０）の比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）がラン
ダム試料を用いた場合の１．５倍以上にすることを特徴
とし、これにより、高強度化に伴う延性、特に絞り値の
低下を抑制する。また、β型チタン合金棒線を、β変態
点超の温度で溶体化処理或いは熱間圧延を行い、若しく
は行わずして、減面率が比較的小さい３０％以上の冷間
伸線後、β変態点−１００℃〜変態点−１０℃の温度域
で焼鈍を行い、その後所定の形状に成形し、時効処理を
することにより、上記のような時効処理で析出するα相
の変態集合組織を形成する。
【００１０】更にβ型チタン合金を、Ａｌ：１〜２重量
％、Ｆｅ：４〜５重量％、Ｍｏ：４〜７重量％、Ｏ（酸
素）：０．２５重量％以下で、残部がＴｉ及び不可避的
不純物からなる成分とすることにより、時効による析出
硬化が大きく、より低い減面率の冷間伸線でも高強度に
できる。
％、Ｆｅ：４〜５重量％、Ｍｏ：４〜７重量％、Ｏ（酸
素）：０．２５重量％以下で、残部がＴｉ及び不可避的
不純物からなる成分とすることにより、時効による析出
硬化が大きく、より低い減面率の冷間伸線でも高強度に
できる。
【００１１】図１に、Ｔｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ−
６．８Ｍｏ合金（酸素濃度０．１７重量％）製線材の時
効処理後の線材長手方向と垂直な断面におけるＸ線回折
強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試
料に対する比率と、線材長手方向の引張試験での絞り値
との関係を示す。ここでＴｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ
−６．８Ｍｏ合金（酸素濃度０．１７重量％）製線材
は、直径１３mmから種々の減面率で冷間伸線後、７６０
℃または８５０℃で３０分間焼鈍し、その後５４０℃で
８時間の時効処理をした試料を用いた。Ｉ（０００２）
とＩ（１０１- ０）を比較するＸ線回折は、Ｃｕ製ター
ゲットを使用して測定した。またＸ線回折強度比の比較
に用いたランダム試料は、Ｔｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆ
ｅ−６．８Ｍｏ合金（酸素濃度０．１７重量％）製の粉
末を、真空焼結後、ＨＩＰ処理を行って固め、続いてβ
変態点以上の８７０℃で溶体化し水冷した後、５４０℃
で８時間の時効処理を行って作製した。
６．８Ｍｏ合金（酸素濃度０．１７重量％）製線材の時
効処理後の線材長手方向と垂直な断面におけるＸ線回折
強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試
料に対する比率と、線材長手方向の引張試験での絞り値
との関係を示す。ここでＴｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ
−６．８Ｍｏ合金（酸素濃度０．１７重量％）製線材
は、直径１３mmから種々の減面率で冷間伸線後、７６０
℃または８５０℃で３０分間焼鈍し、その後５４０℃で
８時間の時効処理をした試料を用いた。Ｉ（０００２）
とＩ（１０１- ０）を比較するＸ線回折は、Ｃｕ製ター
ゲットを使用して測定した。またＸ線回折強度比の比較
に用いたランダム試料は、Ｔｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆ
ｅ−６．８Ｍｏ合金（酸素濃度０．１７重量％）製の粉
末を、真空焼結後、ＨＩＰ処理を行って固め、続いてβ
変態点以上の８７０℃で溶体化し水冷した後、５４０℃
で８時間の時効処理を行って作製した。
【００１２】図１より、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ
（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対す
る比率が１．２倍以下の場合には絞り値が約６〜１０％
と低いが、１．５〜２倍に増加すると絞り値が約２５〜
３５％強と高くなり、２倍以上になると更に高くなる。
また、冷間伸線後にβ変態点超の８５０℃で３０分間の
焼鈍を行った試料は、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ
（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対す
る比率が約１．２倍未満と小さく、絞り値が６％と非常
に小さい。従って、Ｘ線回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ
（１０１- ０）のランダム試料に対する比率を、絞り値
が２５％以上になる１．５倍以上とした。好ましくは２
倍以上である。
（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対す
る比率が１．２倍以下の場合には絞り値が約６〜１０％
と低いが、１．５〜２倍に増加すると絞り値が約２５〜
３５％強と高くなり、２倍以上になると更に高くなる。
また、冷間伸線後にβ変態点超の８５０℃で３０分間の
焼鈍を行った試料は、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ
（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対す
る比率が約１．２倍未満と小さく、絞り値が６％と非常
に小さい。従って、Ｘ線回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ
（１０１- ０）のランダム試料に対する比率を、絞り値
が２５％以上になる１．５倍以上とした。好ましくは２
倍以上である。
【００１３】冷間伸線の減面率が３０％以上で、時効処
理後のＸ線回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１
- ０）のランダム試料に対する比率が１．５倍以上とな
り、約２０〜３０％以上の絞り値が得られることから、
冷間伸線の減面率を３０％以上とした。好ましくは冷間
伸線の減面率は４０〜８０％である。これは冷間伸線の
減面率が４０％以上で、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ
（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対す
る比率が２倍以上となり、約３０〜４０％の絞り値が得
られることから、好ましい下限の減面率を４０％とし、
また冷間伸線時の再潤滑処理の回数を低減するために、
好ましい上限の減面率を８０％とした。
理後のＸ線回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１
- ０）のランダム試料に対する比率が１．５倍以上とな
り、約２０〜３０％以上の絞り値が得られることから、
冷間伸線の減面率を３０％以上とした。好ましくは冷間
伸線の減面率は４０〜８０％である。これは冷間伸線の
減面率が４０％以上で、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ
（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対す
る比率が２倍以上となり、約３０〜４０％の絞り値が得
られることから、好ましい下限の減面率を４０％とし、
また冷間伸線時の再潤滑処理の回数を低減するために、
好ましい上限の減面率を８０％とした。
【００１４】β相の加工集合組織を形成するために減面
率３０％以上の冷間伸線を行うと、棒線が加工硬化する
ため、その後の製品形状への成形が困難になることか
ら、冷間伸線後に焼鈍し、軟化させる方が好ましい。し
かし、冷間伸線後の焼鈍温度をβ変態点以上にすると、
再結晶が起こり、冷間伸線で形成したβ相の加工集合組
織がランダム化するため、時効処理後の絞り値が低くな
ってしまう。またβ変態点−１０℃超のβ変態点直下で
は、成分のミクロ偏析でβ変態点のばらつきがある場
合、β変態点が低い部分で再結晶と集合組織のランダム
化が起こり、時効処理後の材質にばらつきが発生してし
まう。β変態点−１００℃未満では、α相の析出が多く
なることから、析出硬化してしまう他、β相のβ安定度
が増すため、その後の時効処理で強度を高める微細なα
相の析出量が低下し、強度が１３００ＭＰａ未満にしか
ならず、一般的にコイル状ばねで要求される強度１３０
０ＭＰａに及ばない場合がある。従って、冷間伸線後の
焼鈍温度をβ変態点−１００℃〜β変態点−１０℃とし
た。好ましくはβ変態点−８０℃〜β変態点−１５℃で
ある。
率３０％以上の冷間伸線を行うと、棒線が加工硬化する
ため、その後の製品形状への成形が困難になることか
ら、冷間伸線後に焼鈍し、軟化させる方が好ましい。し
かし、冷間伸線後の焼鈍温度をβ変態点以上にすると、
再結晶が起こり、冷間伸線で形成したβ相の加工集合組
織がランダム化するため、時効処理後の絞り値が低くな
ってしまう。またβ変態点−１０℃超のβ変態点直下で
は、成分のミクロ偏析でβ変態点のばらつきがある場
合、β変態点が低い部分で再結晶と集合組織のランダム
化が起こり、時効処理後の材質にばらつきが発生してし
まう。β変態点−１００℃未満では、α相の析出が多く
なることから、析出硬化してしまう他、β相のβ安定度
が増すため、その後の時効処理で強度を高める微細なα
相の析出量が低下し、強度が１３００ＭＰａ未満にしか
ならず、一般的にコイル状ばねで要求される強度１３０
０ＭＰａに及ばない場合がある。従って、冷間伸線後の
焼鈍温度をβ変態点−１００℃〜β変態点−１０℃とし
た。好ましくはβ変態点−８０℃〜β変態点−１５℃で
ある。
【００１５】また本発明においては、冷間伸線前に、β
変態点超の温度で溶体化処理或いは熱間圧延を行い、α
相がない状態にすることにより、冷間加工性を良好にし
て冷間伸線を容易にすると共に、冷間伸線でのβ相の加
工集合組織をより均一に形成され易くすることができ
る。
変態点超の温度で溶体化処理或いは熱間圧延を行い、α
相がない状態にすることにより、冷間加工性を良好にし
て冷間伸線を容易にすると共に、冷間伸線でのβ相の加
工集合組織をより均一に形成され易くすることができ
る。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下の実施例により、本発明を更
に詳しく説明する。β変態点超の温度で熱間圧延した直
径１３mmのＴｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ
合金（酸素濃度０．１７重量％、β変態点は約８００
℃）とＴｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ合
金（酸素濃度０．１０重量％、β変態点は約７３０℃）
の線材を脱スケールして、種々の減面率で冷間伸線した
後、種々の温度と時間で焼鈍処理を行い、その後５４０
℃で８時間の時効処理を行った後、この試料を用いて線
材の長手方向と垂直な断面でのＸ線回折と長手方向での
引張試験を行った。ここで熱間圧延の仕上げ温度はβ変
態点超の９４０〜９９０℃である。焼鈍はアルゴン雰囲
気で行い、アルゴンを流し、強制冷却した。時効処理は
大気中で行い、空冷した。また、Ｘ線回折はＣｕ製ター
ゲットで行う。引張試験はＪＩＳ９号Ａの試験片で行っ
た。
に詳しく説明する。β変態点超の温度で熱間圧延した直
径１３mmのＴｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ
合金（酸素濃度０．１７重量％、β変態点は約８００
℃）とＴｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ合
金（酸素濃度０．１０重量％、β変態点は約７３０℃）
の線材を脱スケールして、種々の減面率で冷間伸線した
後、種々の温度と時間で焼鈍処理を行い、その後５４０
℃で８時間の時効処理を行った後、この試料を用いて線
材の長手方向と垂直な断面でのＸ線回折と長手方向での
引張試験を行った。ここで熱間圧延の仕上げ温度はβ変
態点超の９４０〜９９０℃である。焼鈍はアルゴン雰囲
気で行い、アルゴンを流し、強制冷却した。時効処理は
大気中で行い、空冷した。また、Ｘ線回折はＣｕ製ター
ゲットで行う。引張試験はＪＩＳ９号Ａの試験片で行っ
た。
【００１７】表１に、合金の種類、冷間伸線前の溶体化
処理の有無及びその条件、冷間伸線の減面率、焼鈍条
件、時効条件、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ（０００
２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対する比率、
引張試験の材質結果（引張強度、０．２％耐力、破断伸
び、絞り値）を示す。ここで、Ｘ線回折強度比を比較す
るランダム試料は、各合金製の粉末を真空焼結後、ＨＩ
Ｐ処理を行って固め、続いてβ変態点以上の８７０℃で
溶体化し、水冷した後、５４０℃で８時間の時効処理を
行って作製した。また引張試験の材質結果は、３本試験
した値の平均値である。
処理の有無及びその条件、冷間伸線の減面率、焼鈍条
件、時効条件、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ（０００
２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対する比率、
引張試験の材質結果（引張強度、０．２％耐力、破断伸
び、絞り値）を示す。ここで、Ｘ線回折強度比を比較す
るランダム試料は、各合金製の粉末を真空焼結後、ＨＩ
Ｐ処理を行って固め、続いてβ変態点以上の８７０℃で
溶体化し、水冷した後、５４０℃で８時間の時効処理を
行って作製した。また引張試験の材質結果は、３本試験
した値の平均値である。
【００１８】
【表１】
【００１９】表１より、Ｔｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ
−６．８Ｍｏ合金において、冷間伸線の減面率が３０〜
８０％で冷間伸線後の焼鈍温度が７６０℃であるＮｏ．
４〜７とＮｏ．１２〜１５は、いずれも時効処理後のＸ
線回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のラン
ダム試料に対する比率が１．５倍以上と大きく、本発明
の範囲内であり、引張試験の絞り値が２５％以上と高
く、且つ引張強度も１５００ＭＰａ超と高い。また冷間
伸線前の状態が、熱間圧延ままの場合とβ変態点超の８
５０℃で溶体化した場合とでは、時効処理後のＸ線回折
強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１-０）のランダム試
料に対する比率と引張試験の材質に大きな差はない。
−６．８Ｍｏ合金において、冷間伸線の減面率が３０〜
８０％で冷間伸線後の焼鈍温度が７６０℃であるＮｏ．
４〜７とＮｏ．１２〜１５は、いずれも時効処理後のＸ
線回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のラン
ダム試料に対する比率が１．５倍以上と大きく、本発明
の範囲内であり、引張試験の絞り値が２５％以上と高
く、且つ引張強度も１５００ＭＰａ超と高い。また冷間
伸線前の状態が、熱間圧延ままの場合とβ変態点超の８
５０℃で溶体化した場合とでは、時効処理後のＸ線回折
強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１-０）のランダム試
料に対する比率と引張試験の材質に大きな差はない。
【００２０】一方、冷間伸線の減面率が０〜２０％のＮ
ｏ．１〜３，１０，１１は、いずれも時効処理後のＸ線
回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダ
ム試料に対する比率が１．１４〜１．３２倍と小さく、
引張試験の絞り値が６〜１４％と小さい。
ｏ．１〜３，１０，１１は、いずれも時効処理後のＸ線
回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダ
ム試料に対する比率が１．１４〜１．３２倍と小さく、
引張試験の絞り値が６〜１４％と小さい。
【００２１】冷間伸線の減面率が６０％でも冷間伸線後
の焼鈍温度がβ変態点超の８５０℃であるＮｏ．９は、
時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０
１-０）のランダム試料に対する比率が１．１４倍と小
さく、引張試験の絞り値が６％と非常に小さい。
の焼鈍温度がβ変態点超の８５０℃であるＮｏ．９は、
時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０
１-０）のランダム試料に対する比率が１．１４倍と小
さく、引張試験の絞り値が６％と非常に小さい。
【００２２】また、冷間伸線の減面率が６０％で冷間伸
線後の焼鈍温度がβ変態点−１００℃以下の６８０℃で
あるＮｏ．８は、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ（００
０２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対する比率
が２．６７倍と大きく、引張試験の絞り値が３７％と高
いが、引張強度が１２９０ＭＰａとコイルばねで一般的
に要求されている１３００ＭＰａより小さい。
線後の焼鈍温度がβ変態点−１００℃以下の６８０℃で
あるＮｏ．８は、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ（００
０２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対する比率
が２．６７倍と大きく、引張試験の絞り値が３７％と高
いが、引張強度が１２９０ＭＰａとコイルばねで一般的
に要求されている１３００ＭＰａより小さい。
【００２３】次に、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍ
ｏ−４Ｚｒ合金において、表１より、冷間伸線の減面率
が４０，８０％で冷間伸線後の焼鈍が７１０℃であるＮ
ｏ．２４，２５は、いずれも時効処理後のＸ線回折強度
比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に
対する比率が２倍以上と大きく、本発明の範囲内であ
り、引張試験の絞り値が３０％以上と高い。
ｏ−４Ｚｒ合金において、表１より、冷間伸線の減面率
が４０，８０％で冷間伸線後の焼鈍が７１０℃であるＮ
ｏ．２４，２５は、いずれも時効処理後のＸ線回折強度
比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に
対する比率が２倍以上と大きく、本発明の範囲内であ
り、引張試験の絞り値が３０％以上と高い。
【００２４】一方、冷間伸線の減面率が０、２０％のＮ
ｏ．２２，２３は、いずれも時効処理後のＸ線回折強度
比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に
対する比率が約１．３倍以下であり、引張試験の絞り値
が１９％以下と小さい。
ｏ．２２，２３は、いずれも時効処理後のＸ線回折強度
比Ｉ（０００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に
対する比率が約１．３倍以下であり、引張試験の絞り値
が１９％以下と小さい。
【００２５】また、冷間伸線の減面率が８０％でも冷間
伸線後の焼鈍温度がβ変態点超の８２０℃であるＮｏ．
２６は、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ（０００２）／
Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対する比率が１．１
８倍と小さく、引張試験の絞り値が１２％と小さい。
伸線後の焼鈍温度がβ変態点超の８２０℃であるＮｏ．
２６は、時効処理後のＸ線回折強度比Ｉ（０００２）／
Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対する比率が１．１
８倍と小さく、引張試験の絞り値が１２％と小さい。
【００２６】このように、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ
−４Ｍｏ−４Ｚｒ合金においても、Ｔｉ−１．５Ａｌ−
４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ合金と同様の結果を示す。
−４Ｍｏ−４Ｚｒ合金においても、Ｔｉ−１．５Ａｌ−
４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ合金と同様の結果を示す。
【００２７】
【発明の効果】β型チタン合金棒線の時効処理後の析出
α相の集合組織を制御することにより、高強度且つ高延
性のβ型チタン合金棒線を提供することができる。ま
た、比較的小さな減面率の冷間伸線でβ相の加工集合組
織を形成し、β変態点−１００℃〜β変態点−１０℃の
温度域で焼鈍を行った後、製品形状に成形し、時効処理
することにより、時効析出したα相の変態集合組織を形
成し、高強度且つ高延性のβ型チタン合金棒線を製造で
きる。更に、β型チタン合金を、Ａｌ：１〜２重量％、
Ｆｅ：４〜５重量％、Ｍｏ：４〜７重量％、Ｏ（酸
素）：０．２５重量％以下で、残部がＴｉ及び不可避的
不純物からなる成分にすることにより、より低い減面率
の冷間伸線でも、高強度にできる。
α相の集合組織を制御することにより、高強度且つ高延
性のβ型チタン合金棒線を提供することができる。ま
た、比較的小さな減面率の冷間伸線でβ相の加工集合組
織を形成し、β変態点−１００℃〜β変態点−１０℃の
温度域で焼鈍を行った後、製品形状に成形し、時効処理
することにより、時効析出したα相の変態集合組織を形
成し、高強度且つ高延性のβ型チタン合金棒線を製造で
きる。更に、β型チタン合金を、Ａｌ：１〜２重量％、
Ｆｅ：４〜５重量％、Ｍｏ：４〜７重量％、Ｏ（酸
素）：０．２５重量％以下で、残部がＴｉ及び不可避的
不純物からなる成分にすることにより、より低い減面率
の冷間伸線でも、高強度にできる。
【図１】Ｔｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ合
金（酸素濃度０．１７重量％）製線材の時効処理後の線
材長手方向と垂直な断面におけるＸ線回折強度比Ｉ（０
００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対する比
率と線材長手方向の引張試験の絞り値との関係を示す
図。
金（酸素濃度０．１７重量％）製線材の時効処理後の線
材長手方向と垂直な断面におけるＸ線回折強度比Ｉ（０
００２）／Ｉ（１０１- ０）のランダム試料に対する比
率と線材長手方向の引張試験の絞り値との関係を示す
図。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６９１ ６９１Ｂ ６９４ ６９４Ａ (72)発明者 山田 直臣 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内 (72)発明者 松橋 一夫 千葉県習志野市東習志野７丁目５番１号 鈴木金属工業株式会社内 (72)発明者 落合 征雄 千葉県習志野市東習志野７丁目５番１号 鈴木金属工業株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 β型チタン合金棒線において、時効処理
によりα相を析出させた後の棒線長手方向と垂直な断面
におけるα相の（０００２）面からのＸ線回 【外１】 あることを特徴とする高強度・高延性β型チタン合金棒
線。 - 【請求項２】 β型チタン合金棒線に、減面率３０％以
上の冷間加工を加え、続いてβ変態点−１００℃〜β変
態点−１０℃の温度域で焼鈍した後、所定の形状に成形
し、時効処理することを特徴とする高強度・高延性β型
チタン合金棒線の製造方法。 - 【請求項３】 β型チタン合金棒線を、β変態点超の温
度で溶体化処理或いは熱間圧延した後、減面率３０％以
上の冷間加工を加え、続いてβ変態点−１００℃〜β変
態点−１０℃の温度域で焼鈍した後、所定の形状に成形
し、時効処理することを特徴とする高強度・高延性β型
チタン合金棒線の製造方法。 - 【請求項４】 β型チタン合金棒線の成分が、Ａｌ：１
〜２重量％、Ｆｅ：４〜５重量％、Ｍｏ：４〜７重量
％、Ｏ（酸素）：０．２５重量％以下で、残部がＴｉ及
び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項２ま
たは３に記載の高強度・高延性β型チタン合金棒線の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23305597A JPH1171621A (ja) | 1997-08-28 | 1997-08-28 | 高強度・高延性β型チタン合金棒線とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23305597A JPH1171621A (ja) | 1997-08-28 | 1997-08-28 | 高強度・高延性β型チタン合金棒線とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1171621A true JPH1171621A (ja) | 1999-03-16 |
Family
ID=16949099
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23305597A Withdrawn JPH1171621A (ja) | 1997-08-28 | 1997-08-28 | 高強度・高延性β型チタン合金棒線とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1171621A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6402859B1 (en) | 1999-09-10 | 2002-06-11 | Terumo Corporation | β-titanium alloy wire, method for its production and medical instruments made by said β-titanium alloy wire |
| WO2013080390A1 (ja) * | 2011-11-29 | 2013-06-06 | 東邦チタニウム株式会社 | α＋β型またはβ型チタン合金およびその製造方法 |
| CN116732457A (zh) * | 2023-07-17 | 2023-09-12 | 苏州博创熠鑫智造科技有限责任公司 | 一种获得高强高韧性钛合金显微组织的方法 |
| CN117505749A (zh) * | 2023-11-24 | 2024-02-06 | 中国船舶集团有限公司第十二研究所 | 双相组织钛合金强韧化性能控制方法 |
-
1997
- 1997-08-28 JP JP23305597A patent/JPH1171621A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6402859B1 (en) | 1999-09-10 | 2002-06-11 | Terumo Corporation | β-titanium alloy wire, method for its production and medical instruments made by said β-titanium alloy wire |
| US6800153B2 (en) | 1999-09-10 | 2004-10-05 | Terumo Corporation | Method for producing β-titanium alloy wire |
| WO2013080390A1 (ja) * | 2011-11-29 | 2013-06-06 | 東邦チタニウム株式会社 | α＋β型またはβ型チタン合金およびその製造方法 |
| US9969004B2 (en) | 2011-11-29 | 2018-05-15 | Toho Titanium Co., Ltd. | α+β or β titanium alloy and method for producing same |
| CN116732457A (zh) * | 2023-07-17 | 2023-09-12 | 苏州博创熠鑫智造科技有限责任公司 | 一种获得高强高韧性钛合金显微组织的方法 |
| CN117505749A (zh) * | 2023-11-24 | 2024-02-06 | 中国船舶集团有限公司第十二研究所 | 双相组织钛合金强韧化性能控制方法 |
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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: 20041102 |