鈦合金的制造方法技術

一種鈦合金及其制造方法。將含Ａ１４. ５％（重量，以下同），Ｖ３％、Ｆｅ２％、Ｍｏ２％、Ｏ０. １％、結晶組織為α＋β型的板狀鈦合金材料以放電成型法作成坯件。以８００℃的金屬模加壓，作超塑性加工，作成所定形狀、尺寸后，機械加工。接著，對此坯件在氬氣氛中，８２５℃下作固溶處理２小時，油冷。再在真空中，５００℃下作時效硬化處理３小時。然后，用氧化鋁系研磨劑拋光，結果，得到平均晶粒粒徑３μｍ的具有細小α＋β等軸二相組織的鈦合金。該合金具有完全的拋光鏡面，ＨＶ硬度為４４０，Ｒ↓［ｍａｘ］為０. ４μｍ，可用于鐘表外裝飾等。（*該技術在2014年保護過期，可自由使用*）

【技術實現步驟摘要】

本專利技術涉及一種，特別是涉及一種可用作裝飾品用原材料的、其表面拋光成鏡面的。鈦合金為一種具有比重小、強度高、耐腐蝕性好等多種優點的金屬材料。在一般的機械部件中，例如在閥門、汽車的發動機部件、自行車部件等中所用的鈦合金，并不要求對其表面作拋光處理以使這些部件的表面具有如裝飾品一般的高度美觀。但是，對于如鐘表等的裝飾工藝品，則要求除了利用上述鈦合金的優點之外，再將其表面拋光加工成鏡面狀態。不過，由于已往的鈦合金易氧化、且其熱傳導率較低，所以在作鏡面拋光加工時，其溫度升高，由此發生鈦合金的燒結、變色、研磨工具的異常磨損及磨石氣孔堵塞等問題。這樣，因鈦合金的拋光加工非常困難，就須采用梨皮紋加工或者發紋加工，或用玻璃等作一保護層，以替代拋光加工。另外，在通常的α+β型的鈦合金中，α相和β相混合存在，各相之間存在著硬度的差別及加工性能的差別，各相的粒徑在30μm-80μm，差別很大，對其不同的質相，需作有選擇地研磨，其結果，磨削表面凹凸不平，無法得到鏡面狀態。作為目的在于解決這個問題的技術，特開平2-258960號公報上公開了一種鈦合金的熱處理方法。按該熱處理方法，將α+β型鈦合金或β型鈦合金在β轉變溫度以上的溫度下作固溶處理之后，驟冷至室溫，再在β轉變溫度以下的溫度作時效硬化處理。由此可在該鈦合金的整個表面上的馬丁體相及β相內析出細微的α沉積物。然而，在上述方法中，固溶處理的溫度較高，因伴隨該熱處理而產生應變，致使制品上易產生扭曲及變形。又，特別對如鐘表的外飾部件之類的、注重小尺寸和美觀的部件來說，盡管也有必要確實預防其產生變形，然而，要對在前述固溶處理中發生變形的部件的形狀進行校正，則在技術上和成本上都是有困難的。再有，在該方法中，因是在β轉變溫度以上的溫度下作β固溶處理，位于殘留β相中的β粒的晶粒粒徑有增大的傾向，從而，因該各個β粒的結晶方法有所差異，也產生磨削性能的不同。因此，由上述熱處理方法提供的、對外包裝部件的拋光加工的品質，與奧氏體不銹鋼材料的拋光加工程度相同，但以肉眼視之，仍未達到如鎢鉻鈦合金等的硬質合金的拋光處理水平。因此，本專利技術的目的是，解決上述問題，提供一種特別可用于裝飾品的。如權利要求1中所述的鈦合金由對其組份如下述〔化1〕式的鈦合金材料進行熱處理而得，其特征在于，其中具有平均結晶粒徑為1μm-10μm的等軸二相(α+β)組織。(其中，3.0≤a≤5.0， 2.1≤b≤3.7，0.85≤c≤3.15， 0.85≤d≤3， 0.06≤e≤0.20)如權利要求2所述的鈦合金的特征在于，加工成形為權利要求1中所定的形狀和尺寸，且將其表面加工成鏡面狀態。如權利要求3所述的鈦合金的制造方法，其特征在于，將組份如前述〔化1〕式表示的鈦合金材料在低于β轉變溫度25°～100℃的α+β區域作固溶處理后，驟冷，再在α轉變溫度以下的溫度作時效硬化處理。如權利要求4所述的鈦合金的制造方法，其特征在于，在300°-600℃溫度下進行權利要求3中所述的時效硬化處理。如權利要求5所述的鈦合金的制造方法，其特征在于，在權利要求3或4中，對所述鈦合金材料作上述固溶處理及時效硬化處理之后，再作適當加工，使成為所定的形狀和尺寸，再作拋光加工處理。如權利要求6所述的鈦合金的制造方法，其特征在于，在權利要求3或4中，對所述鈦合金材料作適當加工，使成所定的形狀和尺寸后，作上述固溶處理及時效硬化處理，再作拋光加工處理。如權利要求7所述的鈦合金的制造方法，其特征在于，在權利要求3或4中，在對上述鈦合金材料進行適當加工，使其具有大致形狀和尺寸，進行上述固溶處理及時效硬化處理之后，再施以適當的加工，使成為所定的形狀和尺寸，再進行拋光加工處理。下面，詳細說明本專利技術的結構。在本專利技術的中，作為原料的鈦合金材料(熱處理前的材料)由前述〔化1〕式所示成分組成，具有超塑性特性。以下是作出如上組份的設計的根據。Al成分為使α相得以生成的元素，該Al成分的含量如不到3%，則鈦合金材料的強度不夠。如該含量超過5%，則須增加可降低β轉變溫度的、作為β相穩定元素的V、Mo、Fe的添加量，且，此時，鈦合金材料的超塑性特性下降。因此，將Al含量定為3%-5%。當V成分的含量不到2.1%時，在鈦合金中就很難獲得可顯示超塑性特性的α+β型鈦合金組織;而當V成分含量超過3.7%，則因V固溶于α相中，可用以進行鏡面拋光加工的α+β組織的固溶處理的溫度范圍就變得很窄。Mo成分是為穩定β相、降低β轉變溫度的一個因素。由于該Mo成分的擴散速度低，當其含量不到0.85%時，則在作固溶處理時的β粒變得粗大;所得(熱處理后的)鈦合金的延伸率減小。又，含量超過3.15%時則合金材料的比重增大。Fe成分是一種穩定β相的元素，可降低β轉變溫度，穩定α+β區域。該Fe成分的含量不到0.85%時，在固溶處理過程中，該成分對β粒的穩定不起作用。又，當其含量超過3.15%時，則由于擴散系數變大，使β粒變得粗大，所得的鈦合金的延伸率減少。O成分為提高強度用元素。如該成分含量不到0.06%，則在鈦合金材料中見不到強度提高的效果;如其含量超過0.2%，則雖可提高鈦合金材料的強度，但其延伸率減小。用具有上述組份的、作為原料的鈦合金材料，要以工業規模制得具有平均晶粒粒徑(其定義如后述)不到1μm的細小的α+β組織的鈦合金是極為困難的。另外，在所得到的鈦合金中，當形成了晶粒粒徑超過10μm的α+β組織時，則不能得到良好的超塑性特性。因此，等軸二相(α+β)組織的平均晶粒粒徑設為1μm以上，10μm以下。測定上述平均晶粒粒徑時，先將α+β型鈦合金用腐蝕液(硝酸與氫氟酸的混合液)處理，然后在光學顯微鏡下作放大倍率為800倍以上的攝影，以互為垂直相交的、長度30μm以上的二根線段作為基準，測出各線段所穿越過的晶粒數。將該測得值的平均數定義為平均晶粒粒徑。該平均晶粒粒徑的測量以用掃描電子顯微鏡作顯微攝影較有效。在本專利技術中，因β轉變溫度隨鈦合金的組份不同而不同，其固溶處理溫度及時效硬化處理溫度的最佳值也依鈦合金的組份而異。但其固溶處理溫度最好在低于β轉變溫度25°～100℃的α+β區域(例如，當β轉變溫度為900℃時，該最佳固溶處理溫度宜在800-875℃，更好地，在825℃～850℃的范圍)，而其時效處理溫度最好在300℃～600℃的范圍。選擇上述溫度范圍的理由是，在本專利技術的鈦合金的組份范圍內，可將固溶處理設定為上述α+β區域，由此可以工業規模穩定地、且是高效地以α+β相進行熱處理。如該固溶處理溫度低于“β轉變溫度-100℃”，則必須延長固溶處理時間，很難認為是一種可有效地作工業化加工處理的條件;又，當該固溶處理溫度高于“β轉變溫度-25℃”，如果熱處理爐內的溫度分布不是極為均勻的話，則在上述組份范圍內，在β轉變溫度不到900℃時作多個處理時，產生局部溫度升高和溫度不勻，易產生β相的處理物。又因為將時效處理溫度設為300℃～600℃，可以工業化地、在有利的短時間內均勻析出可作鏡面拋光加工的細小的α相;如時效處理溫度低于300℃，則為了獲得必要的硬度，α相的析出時間延長，生產成本上升;如果時效處理溫度高于600℃，則易使α相的粒徑粗大，鏡面拋光加工也會發生困難。上述的固溶處理或時效硬化處理最本文檔來自技高網...

【技術保護點】
一種鈦合金，系對組份如下式所示的鈦合金材料進行熱處理而得，其特征在于，該鈦合金具有平均晶粒粒徑在１μｍ～１０μｍ的等軸二相（α＋β）組織：Ｔｉ↓［１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ］Ａｌ↓［ａ］Ｖ↓［ｂ］Ｆｅ↓［ｃ］Ｍｏ↓［ｄ］Ｏ↓［ｅ］（ 其中，３. ０≤ａ≤５. ０， ２. １≤ｂ≤３. ７，０. ８５≤ｃ≤３. １５， ０. ８５≤ｄ≤３. １５０. ０６≤ｅ≤０. ２０）。

【技術特征摘要】
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【專利技術屬性】
技術研發人員：木村南，
申請(專利權)人：東方鐘表股份有限公司，
類型：發明
國別省市：JP[日本]