JPH01252747A - 延性の優れた高強度チタン材及びその製造方法 - Google Patents
延性の優れた高強度チタン材及びその製造方法Info
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- JPH01252747A JPH01252747A JP63197852A JP19785288A JPH01252747A JP H01252747 A JPH01252747 A JP H01252747A JP 63197852 A JP63197852 A JP 63197852A JP 19785288 A JP19785288 A JP 19785288A JP H01252747 A JPH01252747 A JP H01252747A
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野コ
本発明は特に窒素（Ｎ）、鉄（Ｆ ｅ） 、酸素（０）
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。
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Ａ Ｑ ｔ Ｖ ｐ Ｚ ｒ
ｐ Ｓ ｎ ＰＣｒ、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１例えばＴｉ−
６Ａ Ｑ−４Ｖ合金やＴｉ−５Ａ Ｑ−２Ｓｎ−２Ｚｒ
−４Ｃｒ−４Ｍｏやまた高強度で延性の優れる組成のも
の１例えばＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａ （１−３Ｓｎ
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、従って製造工程は複雑でかつコスト高となる。
ｐ Ｓ ｎ ＰＣｒ、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１例えばＴｉ−
６Ａ Ｑ−４Ｖ合金やＴｉ−５Ａ Ｑ−２Ｓｎ−２Ｚｒ
−４Ｃｒ−４Ｍｏやまた高強度で延性の優れる組成のも
の１例えばＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａ （１−３Ｓｎ
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、従っ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。
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／ｍ＋＊”以上の鍛造材を製造する方法であ
って、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。
８０ｋｇｆ／ｍ＋＊”以上の鍛造材を製造する方法であ
って、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
製造方法によって、例えば厚板圧延ホットストリップ圧
延等の板圧延や、捧圧延、線材圧延などによって１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。従って本発明は、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、捧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。
製造方法によって、例えば厚板圧延ホットストリップ圧
延等の板圧延や、捧圧延、線材圧延などによって１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。従って本発明は、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、捧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。
引続いて以下に捧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。
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、最も高強度の工業
用純チタンの規格材は＾ＳＴＭＧ−４で、その引張強さ
は５６ｋｇ／ｍｍ２以上であるが、さらに高強度の例え
ば引張強さが、 ６５ｋｇｆ／ａｍ”以上、又は７５
ｋｇｆ／■２以上の高強度材が得られると好ましい。
の例である。第１表に見られる如く、最も高強度の工業
用純チタンの規格材は＾ＳＴＭＧ−４で、その引張強さ
は５６ｋｇ／ｍｍ２以上であるが、さらに高強度の例え
ば引張強さが、 ６５ｋｇｆ／ａｍ”以上、又は７５
ｋｇｆ／■２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属組織との関係、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。
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属組織との関係、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／ａ
ｍ”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。
、また複雑な熱間加工を施すことなく、６５ｋｇｆ／ａ
ｍ”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
ルトあるいは高張カ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。
ルトあるいは高張カ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重量値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
あって、下記式（１）を満たす０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二相等軸相状指状
くはラメラ−絹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コ＋２．７７［Ｎコ＋０．１［
Ｆｅ］ ・＝ ・・・−（１）但し［Ｏコは含有する酸
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。
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重量値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
あって、下記式（１）を満たす０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二相等軸相状指状
くはラメラ−絹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コ＋２．７７［Ｎコ＋０．１［
Ｆｅ］ ・＝ ・・・−（１）但し［Ｏコは含有する酸
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％） ＣＦｅｌは含有する鉄量（重量％） が提供される。
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％） ＣＦｅｌ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。従っ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○、Ｎ添加は
いたずらに延性の低下を招くので好ましくない、従って
これらの侵入型元素量には、適正範囲が存在する。
を利用する。従っ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○、Ｎ添加は
いたずらに延性の低下を招くので好ましくない、従って
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。
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１０１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、変態による細粒化とともに、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＜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−絹状細
粒組織に変化する。この組織は、引続いてβ単相域。
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、変態による細粒化とともに、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＜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−絹状細
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−
指状かもしくは等軸的細粒組織を呈し、加工熱処理に対
して安定となる。従って本発明材の鋳塊を鍛造もしくは
圧延によって熱開成形する場合、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１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。
域で再度加熱変形加工を受けても、α＋β二相ラメラ−
指状かもしくは等軸的細粒組織を呈し、加工熱処理に対
して安定となる。従って本発明材の鋳塊を鍛造もしくは
圧延によって熱開成形する場合、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１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、鋳塊マ
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。
ことなく常にα域にて加熱成形加工する場合は、鋳塊マ
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。
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の拡大写真であ
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４３０ｍ■φの鋳塊をβ域で鍛造して１００＋
ｉｍφ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３０＋＋＋ｍφ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状態のα＋β二相ラメラ−絹
状の緻密な組織である。（Ｂ）図は前記の直径３０ｍ＋
＊φ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
＜、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の含有によって抑制され、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３０ａ＋＋ｍφ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
全溝組織も（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１ ００ｍ＋ｍφの鍛造片の金属組織がα域での捧圧
延によっ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３０ｍｍ
φ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。
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の拡大写真であ
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４３０ｍ■φの鋳塊をβ域で鍛造して１００＋
ｉｍφ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３０＋＋＋ｍφ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状態のα＋β二相ラメラ−絹
状の緻密な組織である。（Ｂ）図は前記の直径３０ｍ＋
＊φ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
＜、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の含有によって抑制され、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３０ａ＋＋ｍφ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
全溝組織も（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１ ００ｍ＋ｍφの鍛造片の金属組織がα域での捧圧
延によっ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３０ｍｍ
φ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。
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っても損わ
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、Ｆｅｌ Ｏ，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％とじたが、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。
．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っても損わ
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、Ｆｅｌ Ｏ，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％とじたが、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コで示される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。
［Ｆｅコで示される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ット単位に
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ってブリケットを製造する。ここで
Ｑは酸素等節回に相当し、［Ｎ］、［Ｆｅ１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１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１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。第１図、第２図は、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Ａ３７Ｍ規
格に従い行った）、チタン棒はいずれも直径が４３０１
ｍ１Ｉｌφの鋳塊を、鍛造片としさらに圧延によって直
径が１０〜３０＋ａｍφの棒材となるように作成した。
溶解）に使用する消耗電極を構成するブリケット単位に
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ってブリケットを製造する。ここで
Ｑは酸素等節回に相当し、［Ｎ］、［Ｆｅ１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１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１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。第１図、第２図は、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Ａ３７Ｍ規
格に従い行った）、チタン棒はいずれも直径が４３０１
ｍ１Ｉｌφの鋳塊を、鍛造片としさらに圧延によって直
径が１０〜３０＋ａｍφ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７
３０℃で２０分間保定し空冷）を施したものが含まれて
いる。
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７
３０℃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／ｍａ＋２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／ｍ＋ｍ”のチタン棒が得られる。
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／ｍａ＋２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／ｍ＋ｍ”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％以上となリチタン捧の良好な延性
は維持されている０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。
。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％以上となリチタン捧の良好な延性
は維持されている０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４３０ｍＩＩｌφの円柱型の鋳塊を１００＋＋ｕｉφ
の鍛造片とし、これを１２ｍ＋＊φのチタン棒に圧延し
た１例えば番号１〜４は成分やＱ値が同じで、鍛造や圧
延や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６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っ
たチタン棒が得られる。
番号８〜１０は比較例である。番号１〜１０は何れも直
径４３０ｍＩＩｌφの円柱型の鋳塊を１００＋＋ｕｉφ
の鍛造片とし、これを１２ｍ＋＊φのチタン棒に圧延し
た１例えば番号１〜４は成分やＱ値が同じで、鍛造や圧
延や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６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っ
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６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。
張り強さが低い６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。
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／ａｍ”が得られてい
る。
めに引張強度９０〜１００ｋｇｆ／ａｍ”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った引張り強度強さ６５ｋｇｆ／
ｍａｄ”以上や７５ｋｇｆ／ａｍ”以上の高強度のチタ
ン材が製造できる。
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った引張り強度強さ６５ｋｇｆ／
ｍａｄ”以上や７５ｋｇｆ／ａｍ”以上の高強度のチタ
ン材が製造できる。
又１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。
）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線材としてはロープ材、メガネ材
等に利用される。
、アンカーボルトまた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。 第１図 鍛造 用地 焼 鈍 −二 ７９− β な し０
メ９− 区 な し・、゛ β−メー６００
°Ｃ×２０分 ム β−■−７３０’ＣＸ２０分 ａ ＝ （ｏＪ −２，７７（Ｎｌ ＊ ｏ、＋ （Ｆ
（１１（ｗｔ”／ＪＱ＝［Ｏ］＋１７７［Ｎ］＋０．１
［ＦｅＪ （ｗｔ・／、）鍛造 圧延 焼鈍 ■ ・ β −β な し手続補正書 昭和６３年１２月１５日
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。 第１図 鍛造 用地 焼 鈍 −二 ７９− β な し０
メ９− 区 な し・、゛ β−メー６００
°Ｃ×２０分 ム β−■−７３０’ＣＸ２０分 ａ ＝ （ｏＪ −２，７７（Ｎｌ ＊ ｏ、＋ （Ｆ
（１１（ｗｔ”／ＪＱ＝［Ｏ］＋１７７［Ｎ］＋０．１
［ＦｅＪ （ｗｔ・／、）鍛造 圧延 焼鈍 ■ ・ β −β な し手続補正書 昭和６３年１２月１５日
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
あって、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６５ｋｇｆ／ｍｍ＾２
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／
ｍｍ＾２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６５ｋｇｆ／ｍｍ＾２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／
ｍｍ＾２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 true JPH01252747A (ja) | 1989-10-09 |
| JPH0572452B2 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 (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US6918971B2 (en) * | 2000-12-19 | 2005-07-19 | Nippon Steel Corporation | Titanium sheet, plate, bar or wire having high ductility and low material anisotropy and method of producing the same |
| WO2012032610A1 (ja) * | 2010-09-08 | 2012-03-15 | 住友金属工業株式会社 | チタン材 |
| US8293032B2 (en) | 2005-03-30 | 2012-10-23 | Honda Motor Co., Ltd. | Titanium alloy bolt and its manufacturing process |
| JP2013001961A (ja) * | 2011-06-16 | 2013-01-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | α型チタン部材 |
Families Citing this family (15)
| 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 |
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| WO1996033292A1 (fr) * | 1995-04-21 | 1996-10-24 | Nippon Steel Corporation | Alliage de titane a resistance et ductilite elevees et son procede de preparation |
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| 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 |
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-
1988
- 1988-08-10 JP JP63197852A patent/JPH01252747A/ja active Granted
- 1988-08-31 EP EP88308041A patent/EP0322087B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-08-31 DE DE3852092T patent/DE3852092T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1988-09-01 US US07/239,420 patent/US4886559A/en not_active Expired - Lifetime
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0322087A2 (en) | 1989-06-28 |
| DE3852092D1 (de) | 1994-12-15 |
| JPH0572452B2 (ja) | 1993-10-12 |
| EP0322087A3 (en) | 1990-01-24 |
| EP0322087B1 (en) | 1994-11-09 |
| DE3852092T2 (de) | 1995-03-16 |
| US4886559A (en) | 1989-12-12 |
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