專利名稱：β型鈦合金及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在固溶后的狀態(tài)下冷軋加工的變形阻力較低、具有優(yōu)良的變形能力、老化處理后變?yōu)楦邚?qiáng)度的β型鈦合金及該合金的制造方法。
背景技術(shù)：
鈦合金由于密度低、強(qiáng)度高，在實(shí)用金屬材料之中具有高比強(qiáng)度(強(qiáng)度/密度)，而且耐腐蝕性優(yōu)良，因此在以飛機(jī)材料為首的汽車部件用材料、醫(yī)療機(jī)器材料、眼鏡用材料、高爾夫球棒用材料、食具用材料等中用途非常廣泛。隨著它的廣泛應(yīng)用，更加要求鈦合金的性質(zhì)的進(jìn)一步的改善或價(jià)格的降低。
鈦合金從構(gòu)成其常溫的金屬組織的相的結(jié)晶構(gòu)造來看，大致分為α(密排六方晶hcp)型、β(體心立方晶bcc)型及α+β型。工業(yè)用鈦或添加了少量Al等的合金為α型，作為高強(qiáng)度合金眾所周知，用于飛機(jī)等中的Ti-6Al-4V合金為α+β型，β型是增加了比α+β型更使β相穩(wěn)定的元素的含量的合金。
鈦合金一般來說冷軋加工性較差，由此制造成本增高。冷軋加工性比較良好的氧含量低的純鈦中，所成形的部件的強(qiáng)度不足，難以應(yīng)用于需要高比強(qiáng)度的部件中。另一方面，作為強(qiáng)度高的鈦合金，最有代表性的Ti-6Al-4V強(qiáng)度雖然高，但是常溫下的變形能力極差，僅通過熱軋加工或切削加工無法形成目的形狀，制造成本升高。
根據(jù)如上所述的情況，具有體心立方晶的結(jié)晶構(gòu)造的β型的鈦合金受到關(guān)注。β型的合金例如為Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金或Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn。這些β型合金實(shí)施固溶處理而形成β單相時(shí)的冷軋加工的變形能力大，加工后進(jìn)行老化處理而析出α相，可以提高強(qiáng)度，作為精密部件用材料具有理想的特性。
但是，迄今為止已知的β型鈦合金即使變形能力良好，但是變形阻力高。所以，即使在執(zhí)行冷軋鍛造的情況下，沖?；虼┛讬C(jī)等模具經(jīng)常在較少的使用次數(shù)下就被弄裂或弄碎。另外，用于被加工材料制造的冷軋壓延中，滾筒磨損較大，冷軋拉絲等情況下容易產(chǎn)生粘附。
作為解決此種問題的發(fā)明，在專利第2669004號(hào)公報(bào)中公布有V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、氧0.12％以下、剩余部分為Ti及雜質(zhì)的合金(以下簡(jiǎn)稱為Ti-20V-4Al-1Sn合金)的發(fā)明。該合金雖然變形能力與以往的β型鈦合金大致相同，但是不僅固溶處理狀態(tài)的強(qiáng)度低，變形阻力低，而且老化處理后的強(qiáng)度高。但是，當(dāng)制作該發(fā)明的合金，形成各種部件時(shí)，β處理狀態(tài)下的變形能力不一定穩(wěn)定地優(yōu)良，變形阻力也不穩(wěn)定。另外，還有老化后的強(qiáng)度的變動(dòng)大的難點(diǎn)。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的之一在于，提供可以容易并且穩(wěn)定地實(shí)現(xiàn)固溶的狀態(tài)下冷軋加工性優(yōu)良而且老化處理后的強(qiáng)度高的特性的鈦合金。
本發(fā)明的目的之二在于，提供用于在制造所述的鈦合金時(shí)，減少其H(氫)含量的酸洗方法。
β型鈦合金是將作為鈦的高溫相的β相急冷至室溫而產(chǎn)生的準(zhǔn)穩(wěn)定β相的合金。作為用于使該β相穩(wěn)定化的合金元素，有V、Mo、Nb、Ta、Cr、Fe、Mn等，但是它們當(dāng)中，作為固溶的硬化較小、對(duì)加工性的不良影響少、利用老化可以獲得高強(qiáng)度而且相對(duì)穩(wěn)定的廉價(jià)的元素，有V和Mo。但是，Mo由于有熔點(diǎn)高、易偏析，以及因Mo的添加而使熱軋加工性或冷軋加工的變形阻力變高等難點(diǎn)，因此選擇V，為了老化處理時(shí)的強(qiáng)度上升而使之含有Al，為了實(shí)現(xiàn)抑制固溶硬化的目的，將Al的一部分置換為Sn，成為Ti-20V-4Al-1Sn合金。
在制造較多的該合金的過程中，發(fā)現(xiàn)有不一定能穩(wěn)定地獲得冷軋加工性和老化強(qiáng)化性的問題，本發(fā)明人為了明了其原因和找到其對(duì)策，進(jìn)行了各種的研究。首先，對(duì)主要組成的V、Al及Sn，改變含量的范圍的組合，調(diào)查了加工性和老化性。但是，當(dāng)這些主要成分的變動(dòng)接近含量的范圍的邊界時(shí)，除了多少顯現(xiàn)出其影響以外，并沒有發(fā)現(xiàn)對(duì)特性變化的特別顯著的影響。
但是，在所述的調(diào)查過程中，清楚發(fā)現(xiàn)在β型Ti-20V-4Al-1Sn合金中，O(氧)、H、Fe、C及N的一般被看作鈦的雜質(zhì)的元素的含有，對(duì)該合金的特性，即冷軋加工性和老化后的強(qiáng)度提高有特別大的影響。這些雜質(zhì)元素被JIS-H-4600、JIS-H-4605或JIS-H-4607等鈦或鈦合金的標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定了各自的含量。但是，該規(guī)定并不是以利用本發(fā)明要改良的β型Ti-20V-4Al-1Sn合金為對(duì)象的。
對(duì)于所述的各元素的作用，已知有如下的情況。
O是α相穩(wěn)定化元素，當(dāng)含有較多時(shí)，則會(huì)阻礙固溶處理的β相單相化，但是另外又會(huì)使合金硬化，增大變形阻力，使變形能力也降低。H由于是β相穩(wěn)定化元素，因此會(huì)延遲由α相析出造成的老化硬化，阻礙由老化造成的強(qiáng)度提高。Fe雖然是β相穩(wěn)定化元素，但是由于會(huì)提高固溶處理后的合金的強(qiáng)度，并增加變形阻力，因此不適宜含有較多。C形成碳化物的析出物，使變形阻力及變形能力都大大降低。N雖然在β相中固溶1％左右，但是會(huì)引起延展性的大大的降低，并降低變形能力。
但是，對(duì)于β型Ti-20V-4Al-1Sn合金的情況，即使將雜質(zhì)限制為由所述JIS標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的范圍內(nèi)，也發(fā)現(xiàn)有在該范圍內(nèi)無法容易地減少的元素，另外即使限定為標(biāo)準(zhǔn)內(nèi)，也發(fā)現(xiàn)有其量對(duì)該合金的特性影響較大的元素。這是因?yàn)?，由HS標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的鈦合金為α型或α+β型的合金，而與之相對(duì)，Ti-20V-4Al-1Sn合金為β型合金。
例如，β型合金與α型合金或α+β型合金相比，極易吸收氫。特別是對(duì)于進(jìn)行厚度為5mm以下的冷軋壓延而制造的板的情況，為了獲得良好的表面，必須在冷軋壓延后進(jìn)行脫鱗。在該脫鱗方法中，雖然也有機(jī)械地研削表面的方法，但是該方法處理速度慢，成品率差。所以，通常采用進(jìn)行利用氫氟酸或氟硝酸的酸洗。但是，對(duì)于用于冷軋壓延而固溶形成了β型的Ti-20V-4Al-1Sn合金的情況，在酸洗中就會(huì)吸收大幅度超過由所述的JIS標(biāo)準(zhǔn)限定的邊界量的氫。即使對(duì)酸洗條件進(jìn)行各種調(diào)整，也難以實(shí)現(xiàn)其足夠的減少。另外，由于所述合金含有增大氧化皮的成分，因此會(huì)因酸洗時(shí)間拉長而使氫吸收增多。
β型合金可以在加工成所需形狀后，進(jìn)行老化處理而提高強(qiáng)度。但是所含有的氫會(huì)顯著阻礙老化硬化，拉長老化處理時(shí)間，從而難以實(shí)現(xiàn)達(dá)到目的強(qiáng)度的老化硬化。此外，氫會(huì)降低合金的延展性而使加工性惡化，另外還會(huì)使韌性也大大惡化。雖然在真空中通過高溫加熱可以脫氫，但是需要長時(shí)間的處理，此外，由于在該處理中也會(huì)產(chǎn)生老化，因此難以實(shí)用化。
應(yīng)當(dāng)在該Ti-20V-4Al-1Sn合金板的制造過程中避免由用于脫鱗的酸洗造成的氫的吸收。所以，對(duì)以采用后述的將氫吸收抑制為最小限度的酸洗方法，并且在其中也會(huì)不可避免地混入的酸洗后的氫含量為前提，看是否能通過控制其他的雜質(zhì)元素量來補(bǔ)償由該氫造成的老化速度的降低及加工性或韌性的降低，對(duì)O、Fe、N及C的含量的影響進(jìn)行了調(diào)查。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過對(duì)這些各元素和氫元素一起，限制各自的含量，就可以獲得穩(wěn)定地優(yōu)良的特性的Ti-20V-4Al-1Sn合金?；谶@些研究結(jié)果，進(jìn)一步明確邊界條件，從而完成了本發(fā)明。本發(fā)明的主旨在于以下的(1)到(3)的鈦合金以及(4)及(5)的鈦合金的制造方法。
(1)一種β型鈦合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，由V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.20％以下、H0.03％以下、Fe0.40％以下、C0.05％以下、N0.02％以下、剩余部分為Ti及雜質(zhì)構(gòu)成。
(2)一種β型鈦合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，由V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.12％以下、H0.03％以下、Fe0.15％以下、C0.03％以下、N0.02％以下、剩余部分為Ti及雜質(zhì)構(gòu)成。
(3)一種β型鈦合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，包括V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.12％以下、H0.03％以下、Fe0.15％以下、C0.03％以下、N0.02％以下、以及分別小于3％的從Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中選擇的一種以上，剩余部分由Ti及雜質(zhì)構(gòu)成。
(4)一種β型鈦合金的制造方法，其特征在于，將以質(zhì)量％計(jì)由V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.20％以下、H0.03％以下、Fe0.40％以下、C0.05％以下、N0.02％以下、剩余部分為Ti及雜質(zhì)構(gòu)成的β型鈦合金，首先用以3～40質(zhì)量％的HF為主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6質(zhì)量％的HF和5～20質(zhì)量％的HNO3的水溶液酸洗。
(5)一種β型鈦合金的制造方法，其特征在于，將以質(zhì)量％計(jì)包括V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.20％以下、H0.03％以下、Fe0.40％以下、C0.05％以下、N0.02％以下以及分別小于3％的從Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中選擇的一種以上，剩余部分由Ti及雜質(zhì)構(gòu)成的β型鈦合金，首先用以3～40質(zhì)量％的HF為主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6質(zhì)量％的HF和5～20質(zhì)量％的HNO3的水溶液酸洗。


圖1是表示氫含量對(duì)鈦合金的因老化造成的硬度的變化的影響的圖。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明的β型鈦合金的成分元素的限定理由如下。而且，各成分的含量都用質(zhì)量％計(jì)。
V15～25％V是用于將β相穩(wěn)定化并使室溫下合金的組織為β單相的重要的元素。當(dāng)小于15％時(shí)，在進(jìn)行從高溫的β相狀態(tài)開始的利用水冷等急冷的固溶處理時(shí)，就會(huì)產(chǎn)生馬氏型組織，使冷軋加工性大大惡化。當(dāng)超過25％時(shí)，則會(huì)使β型合金的老化硬化性變差，老化處理中所需的時(shí)間延長，另外在老化處理后也無法獲得足夠的強(qiáng)化。此外，合金的冷軋加工的變形阻力也增大。
Al2.5～5％β型合金雖然最終進(jìn)行老化處理而強(qiáng)化，但是此時(shí)為了獲得足夠的強(qiáng)度上升，使之含有Al。另外，也有在老化處理中抑制使合金脆化的ω相的析出并促進(jìn)α相的析出的效果。此種效果在小于2.5％時(shí)就不充分，而超過5％時(shí)則會(huì)增加β狀態(tài)下的硬度，使冷軋加工性降低。所以設(shè)為2.5～5％。
Sn0.5～4％Sn雖然有與所述的Al相同的作用，但是由于不會(huì)像Al那樣增加β狀態(tài)下的硬度，因此通過減少Al而用Sn置換，就可以抑制變形阻力增大。此種Sn的效果由于如果含量少則不明顯，因此將含量設(shè)為0.5％以上。另一方面，當(dāng)Sn含量變多時(shí)，由于還是會(huì)增加β化后的合金的硬度，因此設(shè)為到4％為止。
O(氧)0.20％以下O會(huì)降低合金的變形能力，在進(jìn)行強(qiáng)度的冷軋加工時(shí)會(huì)導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生，變形阻力也增大。雖然其量越少越好，但是采用作為不會(huì)產(chǎn)生明顯不良影響的邊界量的0.20％以下。而且，更加優(yōu)選設(shè)為0.12％以下。
H0.03％以下H由于不僅使老化處理時(shí)的α相的析出延遲，降低由老化造成的強(qiáng)度上升，而且還會(huì)使延展性及韌性變差，因此越少越好。但是，在容易吸收氫的β型的Ti-20V-4Al-1Sn合金中，還有酸洗過程以外的吸收，特別是對(duì)于薄板的情況，由于必須酸洗來進(jìn)行脫鱗，因此很難降低至0.005％以下的量。所以，下限值雖然沒有特別限定，但是上限值采用其影響不大的邊界，設(shè)為至0.03％為止。更優(yōu)選設(shè)為0.01％以下。
將對(duì)氫含量對(duì)老化硬化的影響的調(diào)查例表示如下。
對(duì)合金組成為V20.0％、Al3.2％、Sn1.0％、O0.11％、H0.015％、Fe0.10％、C0.01％、N0.01％、剩余部分Ti及雜質(zhì)的厚度5mm的熱軋壓延板實(shí)施固溶處理，進(jìn)行了鋼丸噴丸后，通過改變酸洗時(shí)間來改變氫含量，在450℃下進(jìn)行了老化處理。固溶處理是在大氣中850℃下加熱5分鐘后，進(jìn)行水冷的處理。
對(duì)由老化時(shí)間造成的硬度變化的調(diào)查的結(jié)果如圖1所示。硬度Hv是實(shí)驗(yàn)載荷1kgf的維氏硬度。
從圖1可以看到，當(dāng)氫含量為0.015％或0.025％時(shí)，因12小時(shí)的老化處理而達(dá)到目的硬度并飽和。與此相反，即使處理20小時(shí)，當(dāng)氫含量為0.040％或0.065％時(shí)，也未達(dá)到足夠的硬度。對(duì)于這些合金的情況，要達(dá)到氫含量為0.015％或0.025％的合金中所獲得的硬度，必須進(jìn)行超過20小時(shí)的相當(dāng)長時(shí)間的老化處理，缺乏實(shí)用性。而且，當(dāng)氫含量為0.100％時(shí)，如圖所示，基本上無法硬化。
根據(jù)所述的實(shí)驗(yàn)結(jié)果可以看到，合金的H的含量最好抑制在0.03％以下。
Fe0.40％以下
Fe由于與氫相同，使β相穩(wěn)定化而延遲老化處理的硬化，此外還增大變形阻力，因此越少越好。如上所述，由于難以避免氫的含有，因此作為不會(huì)帶來明顯的變形阻力增加的邊界量，至多達(dá)到0.40％為止。而且，更優(yōu)選的Fe含量為0.15％以下。
C0.05％以下C由于會(huì)使延展性即變形能力大大降低，因此越少越好。作為不會(huì)帶來明顯的變形能力降低的邊界量，至多達(dá)到0.05％為止。更優(yōu)選0.03％以下。
N0.02％以下N由于會(huì)使變形能力大大降低，因此越少越好。作為不會(huì)帶來明顯的變形能力降低的邊界量，設(shè)為到0.02％為止。
所述的O、Fe、C及N雜質(zhì)元素不僅來源于原料的海綿鈦，而且也會(huì)在其后的合金的熔煉或高溫加熱的過程中進(jìn)入鈦合金中而增加，但是也無法降低至原料的其含量以下。所以，作為原料需要選擇這些雜質(zhì)的含量少的海綿鈦，此外，盡可能降低制造過程的污染。
Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si本發(fā)明合金除了V、Al及Sn以外，還可以在不損害本發(fā)明的作用效果的范圍內(nèi)，含有各自小于3％的從Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中選擇的一種以上。這些成分不會(huì)損害本發(fā)明合金的變形能力等其他的特性，而有助于老化處理后的合金的強(qiáng)度提高。各自的成分的更優(yōu)選的含量為0.1～1％。
經(jīng)固溶處理而形成β型合金時(shí)的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選20～130μm。這是因?yàn)椋绻∮?0μm，則變形阻力變大，加工困難，而大于130μm時(shí)，變形能力降低，加工時(shí)容易產(chǎn)生裂紋，老化后也會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)度不足。另外，雖然老化處理在通常的400～500℃下進(jìn)行，但是通過將β相的結(jié)晶粒徑設(shè)為所述范圍，經(jīng)老化而析出的α相的粒徑就會(huì)變?yōu)槔硐氲姆秶?.02～0.2μm，強(qiáng)度、韌性也十分優(yōu)良。
所述的優(yōu)選的平均結(jié)晶粒徑可以通過采用下述的制造條件而獲得。
本發(fā)明的合金或合金板雖然是鍛造熔煉為所需組成的原材料，將其熱軋壓延后，進(jìn)行冷軋壓延，其后進(jìn)行固溶處理而制造，但是為了形成冷軋加工性即變形能力優(yōu)良并且變形阻力低的所述平均結(jié)晶粒徑的β型合金，最好將制造條件如下設(shè)置。
熱軋壓延的原材料加熱溫度采用900～1050℃即可。這是因?yàn)?，小?00℃時(shí)，熱軋加工的變形阻力較大，對(duì)加工設(shè)備的負(fù)擔(dān)就會(huì)過大，而超過1050℃時(shí)，不僅加熱中的氧化劇烈，帶來材料利用率的降低，而且晶粒粗大化，對(duì)加工后的合金特性也產(chǎn)生影響。另外，熱軋加工中的溫度，即使具有變形加工和變形加工的等待時(shí)間之間的溫度降低、因加工熱產(chǎn)生的溫度上升，也最好處于β相變以上的750～1050℃的范圍內(nèi)。
熱軋加工后，像水冷等那樣平均冷卻速度為30℃/分鐘以上的急冷即可。這是因?yàn)?，如果進(jìn)行緩慢的冷卻，則α相就會(huì)析出并硬化，壓延材料的處理變得困難，卷繞成盤卷的板就有可能不能展開。當(dāng)實(shí)施其后的工序的冷軋壓延或冷軋拉拔等時(shí)，為了獲得足夠的軟化，例如穿過連續(xù)酸洗退火裝置(HAP)，進(jìn)行固溶處理而脫鱗。固溶處理即β化處理最好在加熱為750～950℃后水冷。這是因?yàn)?，此時(shí)，如果小于750℃，則會(huì)有對(duì)形成β相一相不足夠的情況，如果超過950℃，則會(huì)有晶粒粗大化的可能。固溶處理的加熱時(shí)間設(shè)為充分固溶并且避免無用的加熱的1～30分鐘即可。
平均結(jié)晶粒徑小于20μm的條件是熱軋加工的溫度在β相變附近或比其更低的溫度，以及HAP中的溫度達(dá)到750℃附近時(shí)。所以，最好避開此種條件。但是，當(dāng)即使多少犧牲冷軋加工性也要獲得老化處理后的高強(qiáng)度時(shí)，也可以將熱軋加工溫度設(shè)為β相變以下，另外使HAP中的溫度位于750℃附近，使平均結(jié)晶粒徑小于20μm，例如設(shè)為10μm。
脫鱗雖然從沒有氫吸收這一點(diǎn)考慮優(yōu)選利用卷帶磨光機(jī)等的研削，但是生產(chǎn)性差而成本高。所以，進(jìn)行利用酸洗的脫鱗時(shí)要盡可能按照不使氫混入的方式實(shí)施。
作為極力抑制氫吸收并且不僅可以充分脫鱗而且可以除去α外殼，利用冷軋壓延制造具有美麗的表面的板的酸洗條件，例如如下設(shè)置即可。而且，所謂α外殼是指氧可以侵入β型鈦合金的表面的硬而脆的富氧層。
①在酸洗之前，實(shí)施噴丸處理。
②在20～70℃下、在以3～40質(zhì)量％的HF為主成分的水溶液中，在10分鐘內(nèi)進(jìn)行酸洗。
③在20～70℃下、在含有3～6質(zhì)量％的HF和5～20質(zhì)量％的HNO3的氟硝酸水溶液中，在20分鐘內(nèi)進(jìn)行酸洗。
雖然也可以不進(jìn)行①的噴丸處理，但是當(dāng)實(shí)施輕度的噴丸處理時(shí)，就可以縮短酸洗時(shí)間。是用于在氧化皮中加入裂紋。
所述②的水溶液除了作為主成分的3～40質(zhì)量％的HF以外，也可以含有具有還原性并抑制氫吸收的硝酸、過氧化氫等。例如，也可以使用半導(dǎo)體制造工序中產(chǎn)生的廢液(氫氟酸為主成分，并包含醋酸等副成分)。
所述③的水溶液除了3～6質(zhì)量％的HF和5～20質(zhì)量％的HNO3的氟硝酸水溶液以外，還可以含有具有還原性的過氧化氫等副成分、醋酸等雜質(zhì)。
酸洗首先在以②的氫氟酸為主成分的水溶液中進(jìn)行。利用氫氟酸的酸洗雖然在除去氧化皮中有效果，但是在α外殼的酸洗除去時(shí)氫吸收特別多。所以，停留在使α外殼最長也要?dú)埩粼?0分鐘以內(nèi)的程度，然后進(jìn)行下面的③的酸洗。氧化皮下產(chǎn)生的富氧層即α外殼可以利用氟硝酸液有效地除去。利用氟硝酸液的酸洗利用硝酸的還原作用，雖然有氫吸收少的優(yōu)點(diǎn)，但是當(dāng)氧化皮較多時(shí)，在除去中所需的時(shí)間加長，有在局部發(fā)生腐蝕而使表面粗糙化的可能。所以，在利用以②的氫氟酸為主成分的水溶液的酸洗后，進(jìn)行利用③的氟硝酸液的酸洗。但是，由于即使用氟硝酸液，當(dāng)經(jīng)過長時(shí)間后，氫吸收也會(huì)增加，因此最好設(shè)為20分鐘以內(nèi)。
在所述的酸洗中，將溫度設(shè)為20～70℃是因?yàn)?，在小?0℃的溫度下，在鱗或富氧層除去中就會(huì)花費(fèi)過多時(shí)間，當(dāng)超過70℃時(shí)，表面粗糙化變得嚴(yán)重，氧的蒸發(fā)也變多。HF的濃度在②的溶液及③的溶液中都小于3質(zhì)量％時(shí)，則反應(yīng)的速度變得過慢。另一方面，在②的溶液中，如果超過40質(zhì)量％，則反應(yīng)變得過劇烈，在安全上就會(huì)有問題，另外，也難以進(jìn)行腐蝕量的調(diào)整。③的溶液中，當(dāng)超過6質(zhì)量％時(shí)，酸洗后的表面粗糙化變得嚴(yán)重。另外，在③的溶液中添加5～20質(zhì)量％的HNO3，是因?yàn)檫@有抑制氫吸收的效果，而小于5質(zhì)量％時(shí)，則該效果不充分，當(dāng)超過20質(zhì)量％時(shí)，則效果飽和而形成浪費(fèi)。
由于如果酸洗的浸漬時(shí)間較長，則氫量急劇增大，因此盡可能抑制加熱時(shí)的鱗的產(chǎn)生，當(dāng)鱗較多時(shí)，可以同時(shí)使用研削等機(jī)械的除鱗方法。
冷軋加工為了在加工后的β處理中使結(jié)晶粒徑在130μm以下，最好加工率在30％以上(如果是板則壓延伸展率在30％以上，如果是條則斷面收縮率在30％以上)。雖然加工率較大也沒有關(guān)系，但是因加工硬化而無法加工，上限自然而然地就受到限制。
冷軋壓延后的β相化，也包括退火，通過以加熱至750～900℃后以空冷以上的冷卻速度冷卻的固溶處理進(jìn)行即可。優(yōu)選750～900℃的加熱速度的理由與所述的冷軋加工前的固溶處理的加熱溫度范圍的情況相同，當(dāng)過低時(shí)，則β相化不充分，當(dāng)過高時(shí)則晶粒粗大化。由于加熱時(shí)間過短或過長都同樣地導(dǎo)致β相化不充分或晶粒粗大化，因此設(shè)為1～30分鐘即可。而且，該冷軋壓延后的固溶處理的加熱最好在真空中或高純度的Ar、He等惰性氣體中。這是因?yàn)?，在表面氧化條件下的加熱則為了除去氧化覆蓋膜，即脫鱗，就需要進(jìn)行利用氟硝酸等的酸洗，其結(jié)果是，氫侵入合金中，氫含量超過限定值。
熱軋壓延后，雖然通常在進(jìn)行固溶處理后進(jìn)行冷軋壓延，但是也可以在冷軋壓延狀態(tài)下加工成所需形狀，其后進(jìn)行老化處理。此時(shí)，就可以形成晶粒微細(xì)、強(qiáng)度高的部件。
本發(fā)明的β型合金的用于強(qiáng)化的老化處理最好設(shè)為400～500℃。雖然利用老化使微細(xì)的α相析出，并由此可以進(jìn)行強(qiáng)化，但是如果在400℃以下則在老化硬化中需要較長時(shí)間，而強(qiáng)化后的延展性極度降低而韌性變差，而在500℃以上時(shí)，則形成粗大的α相粒，強(qiáng)度降低。
實(shí)施例將表1及表2所示的組成的鈦合金利用水冷銅坩鍋消耗電極式真空弧溶解爐(VAR)熔煉，形成直徑140mm的錠材。將這些錠材在1000℃下加熱并熱軋鍛造成厚50mm、寬150mm的熱軋壓延原材料。將該原材料加熱至950℃，熱軋壓延，在800℃下結(jié)束壓延，立即用水噴霧冷卻以平均冷卻速度200℃/分鐘冷卻至300℃，其后放置冷卻。對(duì)該熱軋壓延板實(shí)施「880℃下10分鐘加熱后水冷」的固溶處理。
固溶處理后，在實(shí)施了噴丸處理后，浸漬在HF4質(zhì)量％、30℃的氫氟酸水溶液中4分鐘，然后在HNO310質(zhì)量％、HF4質(zhì)量％、溫度30℃的氟硝酸中浸漬10分鐘，除去鱗及富氧層，繼而在研削了兩表面后，進(jìn)行80％的冷軋壓延，形成3mm厚度。
表中的氫量是冷軋壓延后采取試樣分析而得的值。從該冷軋壓延時(shí)的邊裂的發(fā)生情況，判定了固溶后的β型合金的變形能力。而且，在實(shí)驗(yàn)編號(hào)20、21及30中，將浸漬在HF4質(zhì)量％、30℃的氫氟酸中的時(shí)間設(shè)為大約15分鐘，使氫量增加。
冷軋壓延后，實(shí)施在真空中850℃下加熱5分鐘，再進(jìn)行水冷的退火及固溶處理，從所得的板中采取JIS 13號(hào)B的拉伸實(shí)驗(yàn)片，測(cè)定了拉伸強(qiáng)度。從該拉伸強(qiáng)度的大小，可以推測(cè)加工時(shí)的變形阻力。
另外，使用在冷軋壓延中未產(chǎn)生較大的邊裂的板，在475℃下進(jìn)行20小時(shí)加熱的老化處理，從老化后的板中采取JIS 13號(hào)B的拉伸實(shí)驗(yàn)片，測(cè)定了拉伸強(qiáng)度及伸展性。將這些測(cè)定結(jié)果同時(shí)表示在表1及表2中。
從表1及表2的結(jié)果可以清楚看到，實(shí)驗(yàn)編號(hào)1～24雖然其主要組成都符合Ti-20V-4Al-1Sn合金，但是與實(shí)驗(yàn)編號(hào)20～33的材料相比，實(shí)驗(yàn)編號(hào)1～19的材料在冷軋加工性方面更為優(yōu)良，并且老化后的強(qiáng)度及伸展性十分優(yōu)良。這是通過限定以往未控制的H、Fe、C及N的含量而帶來的效果，從而明確了將這些元素的含量抑制得較低的重要性。
工業(yè)上的利用可能性根據(jù)本發(fā)明，現(xiàn)在使用的β型的Ti-20V-4Al-1Sn合金形成變形阻力更小而變形能力更優(yōu)良的合金。這樣，就可以大大有助于冷軋壓延及冷軋拉拔等冷軋加工的滾筒或沖模的壽命的延長、冷軋鍛造時(shí)的模具壽命的延長等、高強(qiáng)度的鈦合金制部件的制造成本的降低。
本發(fā)明的鈦合金不僅可以用于汽車的氣門部件、航天飛機(jī)用部件等工業(yè)機(jī)器用，而且例如還可以適用于眼鏡之類的日用品、高爾夫球棒等運(yùn)動(dòng)器具的材料。
根據(jù)本發(fā)明的制造方法，可以制造質(zhì)量穩(wěn)定的鈦合金的冷軋壓延材料。
表1
為雜質(zhì)水平。
※裂紋評(píng)價(jià) ○無裂紋 △邊裂小 ×邊裂大表2

*標(biāo)記表示在本發(fā)明所定的范圍外。[-]為雜質(zhì)水平。
※裂紋評(píng)價(jià) ○無裂紋 △邊裂小 ×邊裂大
權(quán)利要求
1.一種β型鈦合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)由V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.20％以下、H0.03％以下、Fe0.40％以下、C0.05％以下、N0.02％以下、剩余部分為Ti及雜質(zhì)構(gòu)成。
2.一種β型鈦合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)由V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.12％以下、H0.03％以下、Fe0.15％以下、C0.03％以下、N0.02％以下、剩余部分為Ti及雜質(zhì)構(gòu)成。
3.一種β型鈦合金，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)包括V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.20％以下、H0.03％以下、Fe0.40％以下、C0.05％以下、N0.02％以下、以及分別小于3％的選自Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中的一種以上，剩余部分由Ti及雜質(zhì)構(gòu)成。
4.一種β型鈦合金的制造方法，其特征在于，將以質(zhì)量％計(jì)由V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.20％以下、H0.03％以下、Fe0.40％以下、C0.05％以下、N0.02％以下、剩余部分為Ti及雜質(zhì)構(gòu)成的β型鈦合金，首先用以3～40質(zhì)量％的HF為主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6質(zhì)量％的HF和5～20質(zhì)量％的HNO3的水溶液酸洗。
5.一種β型鈦合金的制造方法，其特征在于，將以質(zhì)量％計(jì)包括V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O0.20％以下、H0.03％以下、Fe0.40％以下、C0.05％以下、N0.02％以下以及分別小于3％的選自Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中的一種以上，剩余部分由Ti及雜質(zhì)構(gòu)成的β型鈦合金，首先用以3～40質(zhì)量％的HF為主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6質(zhì)量％的HF和5～20質(zhì)量％的HNO3的水溶液酸洗。
全文摘要
本發(fā)明提供冷軋加工性優(yōu)良并且老化后的強(qiáng)度高、特性穩(wěn)定性優(yōu)良的β型鈦合金，該合金以質(zhì)量％計(jì)，為V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、O(氧)0.20％以下、H0.03％以下、Fe0.40％以下、C0.05％以下、N0.02％以下。該合金的制造方法的特征是，首先用以3～40質(zhì)量％的HF為主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6質(zhì)量％的HF和5～20質(zhì)量％的HNO
文檔編號(hào)C23G1/02GK1659295SQ03813258
公開日2005年8月24日 申請(qǐng)日期2003年6月9日 優(yōu)先權(quán)日2002年6月11日
發(fā)明者高橋涉 申請(qǐng)人:住友金屬工業(yè)株式會(huì)社