CN1083015C - 高强度钛合金及其制品以及该制品的制造方法 - Google Patents
高强度钛合金及其制品以及该制品的制造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN1083015C CN1083015C CN97190564A CN97190564A CN1083015C CN 1083015 C CN1083015 C CN 1083015C CN 97190564 A CN97190564 A CN 97190564A CN 97190564 A CN97190564 A CN 97190564A CN 1083015 C CN1083015 C CN 1083015C
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- quality
- hardness
- alloy
- titanium alloy
- cooling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- 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
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
- Adornments (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
本发明的目的是，提供装饰性和美观性好、不易产生损伤和凹痕、并且机械加工性好、特别适合用于作为各种装饰用品的材料的高强度钛合金、由该合金制成的上述制品，以及用于制造这些制品的方法。上述目的是通过含有Fe：0.20-0.8%(质量)和O：0.20-0.6%(质量)、或者含有Fe：0.2-1.0%(质量)、O：0.15-0.60%(质量)和Si：0.20-1.0%(质量)、余量为Ti和不可避免的杂质构成的钛合金实现的。使用该合金，在材料温度为(β相变点-200℃)以上的状态下热锻压、然后冷却，可以制成要求强度的各种制品。
Description
发明领域
本发明是关于可以用来作为表壳、表带、手镯、耳环、垂饰、项链、眼镜框等装饰用品的材料的高强度钛合金、用该合金制成的上述制品、以及用于制造上述制品的方法。
发明背景
钛具有良好的耐蚀性，长时间使用后不会改变颜色，并且(强度/比重)比高，因此预期可以用来作为装饰用品等人体上配带的制品的原材料。特别是近年来，装饰用品所使用的材料要求具有生物体适宜性，即不会引起人体的过敏反应，从这个角度考虑，钛合金是有代表性的无金属过敏反应的材料，因而作为装饰用品的材料引起人们的关注，正逐步取代不锈钢等以往所使用的金属材料，广泛地被用来作为上述各种装饰用品的原材料。
装饰用品对于材料性质的要求，除了表面美观和复杂精密的形状之外，还要求坚固性，在日常生活使用中不会受到损伤而失去美感。当然，为了获得装饰用品的美观性，还要求具有良好的镜面性，并且形成镜面后的各种表面精加工性(例如下面的实施例中所述的发线性)要好。而且，从机械加工性能考虑，例如还要求大量、精密的微小开孔加工性要好。
但是，用来作为装饰用品的原材料的钛、钛合金以及由这些原料制造装饰用品的方法，目前仍然是借用航空航天、化学工业和原子能等其它工业领域中研制的产品和方法，未必能得到装饰用品所要求的各种特性。
例如，装饰用品最常用的JIS-1种和JIS-2种等工业用纯钛，由于日常生活中的接触和磨擦而产生损伤，或者表面上的各种镀层被磨坏，装饰用品必不可少的美观性和装饰性还不如不锈钢。
另外，尽管钛合金中添加了大量合金元素，强度提高了，耐损伤性比工业纯钛要好，但其加工性差，难以进行装饰用品所需要的精密机械加工，因此造型设计受到制约。另外，几乎所有的钛合金中都添加了Al、Ni、V、Cr等不具有良好的生物体适宜性的合金元素。而且，这些合金元素价格较高，致使原料成本增加。
在其它技术领域中目前已经研制、开发出许多改善工业纯钛的耐磨损性及钛合金的机械加工性能等的技术，但这些技术并未考虑到在装饰用品方面的应用，因此这些技术还不能直接转用来作为装饰用品的改进技术。例如，特公平7-62196中公布了分散碳化钛以改善钛的耐磨损性的耐磨损钛合金，但使用这种钛合金作为装饰用品的原材料时，由于碳化钛过于硬，在加工微小的孔时钻头寿命显著缩短，机械加工难以进行。另外，为了改善机械加工性能和易切削性，有人还提出了使硫化物等夹杂物分散的易切削钛合金(例如特公平5-42490)，但上述夹杂物过于软，不仅没有起到改善耐损伤性的作用，而且由于粗大夹杂物的存在还妨碍了镜面加工。
另一方面，采用以往的制造技术来改善材质，未必能够提高装饰用品的性能。例如，有人提出在纯钛的表面上镀覆硬质涂层的技术(例如特开平3-180478)，但经过这种表面处理后失去了原有的金属光泽，制品的色调变暗，装饰性不佳，失去了作为装饰用品的魅力。另外，采用该技术时，用来作为母材的钛本身容易损伤，因此在表面处理前的加工处理时产生损伤，商品价值降低。
作为进一步提高材料强度的制造方法，还有采用热处理的方法，但该方法不仅使表面而且使整个制品的硬度增大，因而机械加工性能恶化。另外，这样的热处理只能对合金元素多的β型或α+β型钛合金发挥作用。而且，如果进行冷加工，由于加工硬化而使硬度增大，但冷锻造使材料整体硬度增大，并未改善机械加工性能。从这一点考虑，喷丸的方法只使表面部位产生应变，仅仅提高表面的硬度，但这种方法不适用于微妙形状的成形品。
由以上所述可知，用纯钛作为装饰用品的原材料，目前的现状是直接使用耐损伤性低的工业纯钛，或者牺牲一些装饰性进行表面处理。有时人们还使用性能介于工业纯钛和上述钛合金之间的Ti-3Al-2.5V系钛合金，但这种合金的耐损伤性、加工性以及成本尚不能满足要求，而且该合金中使用了缺乏生物体适宜性的Al和V。尽管存在上述各种缺点，仍有人使用钛合金作为装饰用品的原材料，但这种使用极其有限。
如上所述，以往的钛和钛合金以及它们的制造技术不能完全适合于装饰用品。因此，希望能研制出新的钛材料和使用该钛材料的制品制造技术，以使具有良好材料性能的钛不仅可以用于上述装饰用品，而且更广泛地推广用于饰物和一般日用品等。
本发明就是在上述背景下完成的，本发明的目的是，提供装饰性好、具有美感且不易产生损伤和压痕、而且机械加工性好、特别适合作为上述各种装饰用品的原材料的高强度钛合金，用该合金制成的上述制品，以及用于制造这些制品的方法。
发明概述
可以达到上述目的的本发明的钛合金是，分别含有Fe：0.20-0.8％(质量)和O：0.20-0.6％(质量)、余量由Ti和不可避免的杂质构成的高强度钛合金。在该合金中，Fe和O的优选含量范围分别是，Fe：0.3-0.5％(质量)、O：0.3-0.5％(质量)，可以根据所要求的特性将上述含量适当组合，进行合金设计。
上述目的是通过分别含有Fe：0.2-1.0％(质量)、O：0.15-0.6％(质量)和Si：0.20-1.0％(质量)、余量由Ti和不可避免的杂质组成的钛合金实现的。在该合金中，Fe、O和Si的优选含量范围分别是，Fe：0.3-0.7％(质量)、O：0.20-0.40％(质量)和Si：0.40-0.80％(质量)，可以根据所要求的特性将上述含量适当组合，进行合金设计。
上述各种钛合金可以用来作为对强度有要求的各种制品的原材料。另外，这些钛合金的加工性能也很好，因此在上述制品是表壳、表带、手镯、耳环、垂饰、项链、眼镜框等装饰用品时，可以最有效地发挥其特性。为了更有效地发挥其特性，上述制品最好是表面维氏硬度比内部维氏硬度高20以上。
在制造上述高强度钛制品时，只要操作过程中包含有在材料温度为(β相变点-200℃)以上的状态下热锻造、然后冷却的工序即可，作为使表面维氏硬度比内部维氏硬度高20以上的具体制造方法，可以举出下面的方案。即，在原材料温度为(β相变点-200℃)以上的状态下，以10-1/秒以上的变形速度进行热锻压，同时满足下列(a)和(b)的至少一个条件。
(a)使用500℃以下的金属模具进行上述热锻压，然后冷却。
(b)热锻压结束后，在10秒钟以内开始冷却，冷却速度为102℃/分以上，持续冷却直至材料温度达到500℃以下。
热锻压时的材料温度必须在(β相变点-200℃)以上，上限温度在950℃为宜。
发明的优选实施方案
为了在不损害机械加工性能的前提下进行改善耐损伤性的材料设计，本发明人从各种角度对损伤产生的条件、特别是对与装饰用品的美观性有关的、肉眼可以察觉的损伤有影响的材料因素进行了分析和研究，结果发现，由于日常生活中的擦、蹭而引起的损伤，从微观看在材料表面及其周边的区域伴随有很大的塑性变形，用肉眼观察，不仅包含有由异物本身引起的损伤，还包含有在这些损伤周围的伴随有变形的表面凹凸，形成表面损伤。
对于这些损伤(包括周边的表面凹凸区域)的大小与各种材料因素的关系进行了详细的研究，结果发现，损伤的凹凸的宽度和深度取决于主要相的硬度和晶粒直径。即，硬度越高、晶粒直径越小，越能有效地抑制损伤的凹凸区域。其原因据认为是，晶粒越硬，变形阻力越大，因而在压入等塑性变形加工时晶粒的变形越小，损伤也越小。另外，如果晶粒的一部分含有损伤，由此而产生的塑性变形(滑移变形或孪晶变形)容易扩展到全部晶体上，而如果晶粒直径较小，则变形所达到的范围狭小，因而损伤就小，从这种观点考虑，希望晶粒直径在10μm以下。
基于上述见解，作为合金设计，本发明人对于以在装饰用品所使用的室温下保持稳定的α相为主要相进行强化的方案进行了研究，结果发现，为了在室温下存在β相，必须添加大量的β稳定化元素，因此材质变硬并且过于粘，加工困难，此外材料的价格提高。相比之下，如果α相过度固溶强化，则机械加工性能、特别是加工手表等装饰用品所必需的直径1mm以下的微小孔时钻头寿命降低。
另一方面，利用析出相引起的析出强化或利用弥散强化来提高强度时，钻头寿命降低较小。但是，在α相的场合，利用析出强化得到的强度增加有一定限度。
因此，本发明人考虑，将固溶强化α相的元素设定为必要的最低限度，用析出强化的元素进行补充强化。这种析出相同时还具有抑制α相晶粒长大、细化晶粒的作用。另外，作为添加元素的条件，在以少的添加量获得大的效果且对人体具有高度安全性以及成本低的前提下进行了研究。
结果，固溶强化α相的最适宜的元素首选氧(O)。O的强化能高，并且可以以氧化钛的形式购得，价钱便宜，而且很少产生偏析。另外，氮也具有与O类似的效果，但它容易产生偏析，价格也高，不如氧。此外，锆(Zr)的固溶强化能小并且成本极高，存在一些问题。另外，本发明人对于添加作为形成其它化合物的元素碳(C)进行了试验。但是，添加C虽然可以形成改善耐磨性，形成碳化钛(TiC)，但TiC的维氏硬度(Hv)在1000以上，使细直径钻头的寿命显著缩短，因而不能采用。此外，添加硫(S)可以提高易切削性，钛合金中有时也使用硫，但硫化物过于软，不能达到提高耐损伤性的目的。
相比之下，添加O可以提高钛合金的耐损伤性，O含量在0.20％以上时，所得到的耐损伤性超过了现有技术材料Ti-3Al-2.5V系合金。但是，只添加0.20％以上的O时，开孔性比Ti-3Al-2.5V系合金还要低。因此，单独添加氧还不能得到优于Ti-3Al-2.5V系合金耐损伤性与加工性的综合性能。
另一方面，析出强化α相的最佳元素首选铁(Fe)。Fe在α相中的固溶量少并且形成β相，强化能力高，对人体具有良好的安全性，并且成本极低。此外，Ni、Cr、Cu等也具有类似的效果，但其强化能和人体适宜性不及Fe。
另外，本发明人对析出强化α相的最适宜元素作了进一步的研究，结果发现，铁(Fe)与硅(Si)组合的效果更好。其中，Si在α相中的固溶量少并且容易与Ti形成化合物(硅化合物)，还可以细化α晶粒。Si的人体适宜性也很好，而且可以以硅铁(Fe与Si的化合物)的形式买到，价格非常便宜。
即，对于Ti来说，与O同时复合添加Fe和Si时，可以实现比上述Fe-O系更高的强度，并且可以达到细微的β相分散状态，从而可以在比Fe-O系还要高的水平上达到强度与切削性的良好平衡。
在钛合金的材料设计中，也曾考虑过代替Fe而添加Si(即Si-O系钛合金)，但Si和O的添加使Si化合物在α相中过于细微分散，引起延性降低和高温变形阻力增大等不利影响，因而不能采用。
本发明的钛合金，是与O一起添加Fe的钛合金，或者是与O一起复合添加Fe和Si的钛合金，从而耐损伤性和开孔性均可得到显著的改善。即，本发明的合金是，分别含有Fe：0.20-0.8％(质量)和O：0.20-0.6％(质量)、或者分别含有Fe：0.2-1.0％(质量)和O：0.15-0.60％(质量)、和Si：0.20-1.0％(质量)余量由Ti和不可避免的杂质组成的高强度钛合金，采用这种化学成分组成可以获得优于Ti-3Al-2.5V系合金的耐损伤性和加工性。另外，现已证实，这些钛合金由于存在β相，因而具有热变形阻力低的效果。
本发明的钛合金中的化学成分组成的范围的限定理由如下。
Fe：0.20-0.8％(质量)或0.2-1.0％(质量)
Fe含量不足0.20％(质量)(在含有硅的场合是0.2％(质量))时，耐损伤性和机械加工的改善不足，添加超过0.8％(质量)(在含有硅的场合是1.0％(质量))时，改善效果达到饱和，此外，由于Fe含量过剩，钛合金的耐蚀性低下，在该钛合金上进行镀金等表面处理、制造装饰用品时，钛合金表面被镀液侵蚀，产生不利影响。另外，Fe含量不足0.20％(质量)(在含有硅的场合是0.2％(质量))时，热加工时变形阻力增大，难以进行装饰用品所必需的精密成形。Fe含量的优选范围是0.3-0.5％(质量)(在含有Si的场合是0.3-0.7％(质量))，在这个范围内，可以最大限度地发挥添加Fe的效果。Si具有改善耐蚀性的倾向，而且与Fe相比不容易扩散，热稳定好，添加Si使Fe稳定化，可以比单独添加Fe时含有更多的Fe(即0.8％→1.0％(质量))。
O：0.20-0.6％(质量)或0.15-0.60％(质量)
O的含量不足0.20％(质量)(在含有Si的场合是0.15％(质量))时，耐损伤性差，添加超过0.6％(质量)时(在含有Si的场合是0.60％(质量))时，加工性低于目标值。另外，在通过下述加工热处理进行表面热处理的过程中，O含量如果不足0.20％(质量)(在含有Si的场合是0.15％(质量))，表面硬度增加不充分。O含量的优选范围是0.3-0.5％(质量)(在含有Si的场合是0.2-0.4％(质量))，在这个范围内，可以最大限度地发挥添加O的效果。此外，含有Si时，提高了β相的微细化和强度，由于析出而产生的耐损伤性得到进一步改善，并进一步提高了耐损伤性和加工性的综合性能，因而在含氧量更低(0.15％(质量))的情况下就能发挥O的添加效果。
Si：0.20-1.0％(质量)
Si的含量不足0.20％(质量)时，耐损伤性和机械加工性的改善效果不充分，添加超过1.0％(质量)时，效果已饱和，此外，由于Si含量过剩，热加工性降低，锻压时产生裂纹。Si含量的优选范围是0.40-0.80％(质量)，在这个范围内可以最大限度地发挥添加Si的效果。
使用上述本发明的钛合金材料制造装饰用品时，只要操作时包含有在原材料温度为(β相变点-200℃)以上的状态下热锻压、然后冷却的工序就可以，本发明人对在不损害装饰性、美观性的条件下只增加表面硬度的制造方法，更具体地说，对于通过加工热处理仅使表面层硬化、进一步提高耐损伤性、同时不降低内部材质的开孔等加工性能的条件进行了研究，并且对加工热处理的条件对于表面硬度的影响进行了详细的调查，结果发现，只要热加工时加工变形速度足够快并在加工产生的变形回复之前急速冷却，就可以在表面部保持加工硬化状态。例如，如果金属模具温度比回复温度低，与材料的变形大致同时进行冷却，表面附近的材料温度达到回复温度以下，加工硬化状态就被冻结。或者，在金属模具温度高，加工时尚未冷却的情况下，在由于回复而引起的软化充分进行之前冷却，也可以使表面部分的硬度有实质性的增加。
根据上述见解，单纯通过热加工有效地实现表面硬化的制造条件如下。即，在材料温度为(β相变点-200℃)以上的状态下、以10-1/秒以上的变形速度进行热锻压，同时满足下列(a)和(b)的至少一个条件即可。
(a)使用500℃以下的金属模具进行上述热锻压，然后冷却。
(b)在热锻压结束后10秒之内开始冷却，冷却速度为102℃/分以上，持续冷却直至材料温度达到500℃以下。
所谓β相变点是指α→β或α+β→β的相变温度，热锻压时材料的温度必须在(β相变点-200℃)以上，其上限在950℃为宜。即，材料温度超过950℃时，表面氧化层厚度增大，抛光所需要的时间延长。另外，质量小的锻件，有时候在消极冷却的放冷条件下也能获得102℃/分以上的冷却速度，因此，上述“冷却”也包括锻压后单纯放冷的情况。
在上述制造条件下，例如即使金属模具温度超过500℃，只要以10-1/秒以上的变形速度进行热锻压，在加工结束后10秒以内开始冷却，冷却速度为102℃/分以上，持续冷却直到材料温度达到500℃以下，也可以使表面硬化，但比金属模具温度在500℃以下的场合硬化量要小一些。另外，只要操作过程中包含有满足上述(a)和(b)的至少一个条件的工序，就能获得本发明的效果，如果在同时满足(a)和(b)的制造条件下操作效果更好。通过满足上述制造条件，可以使表面层区域的维氏硬度比内部提高20以上。
上述各制造条件的限定理由如下。首先，材料温度不足(β相变点-200℃)时，材料的变形能降低，在热锻压等热加工时有可能产生表面裂纹。另外，即使金属模具温度超过500℃，也能获得表面硬度增加的效果，只要满足其它条件就可以使表面层的维氏硬度比内部提高20以上，但在金属模具温度为500℃以下的情况下，利用金属模具可以获得增加表面硬度的效果。锻压时的变形速度在10-1/秒以上时，表面硬度比内部高，变形速度低于10-1/秒时，表面硬度与内部处于同一水平。即，通过使加工在短时间内完成，变形速度达到10-1/秒以上，锻压时产生的加工硬化不会因加工中的回复现象而丧失。
锻压结束后到开始冷却的时间超过10秒时，表面硬度与内部处在同一水平上。但是，如果锻压结束后10秒内开始冷却且冷却速度在102℃/分以上，持续冷却直到材料温度达到500℃以下，表面硬度就会比内部高。
上述制造条件基本上是设定最终热锻压条件，只要最终进行的热锻压满足上述条件，就能获得本发明的效果，当然，在进行上述热锻压之前也可以进行预备的热加工(例如热轧或热锻造)。另外，通过上述热锻压加工成形，然后进行切削加工、开孔加工等第1次机械加工，再进行抛光加工等精加工的第2次机械加工，即可制成最终的制品。
下面通过实施例说明本发明，但本发明不受这些实施例的限制。在上、下文中所述发明构思的范畴内进行设计变更均包含在本发明的范围内。
实施例1
由下面表1所示成分组成的钛合金制成直径10mm的棒材。棒材的制造工艺是，用等离子熔炼熔制成锭，将所得到的合金锭在β温度区间内进行锻造，然后在α+β温度区间锻造成直径10mm的棒材，在700℃下退火30分钟。以所得棒材作为试片，进行耐损伤试验和开孔加工试验，评价其材质(耐损伤性和加工性)。耐损伤试验是，用金刚石以载荷：50-200g、速度：75mm/分的条件在经过抛光的试片表面上产生压痕，将该压痕的深度与Ti-3Al-2.5V系合金(以下简称“现有技术材料”)进行比较。另外，开孔试验是，进行孔径：1mm、浓度：8mm的开孔加工，比较到钻头折断、不能加工时的钻孔数目。
各试验的结果汇总示于下面的表1中。耐损伤性的评价用压痕深度之比(现有技术材料的压痕深度/试片的压痕深度)表示，加工性的评价用开孔数目之比(试片的开孔数目/现有技术材料的开孔数目)表示。
表1
| No. | 成分组成(质量％) | 材质 | 有无耐蚀性、锻造性问题 | 备注 | ||
| O | Fe | 耐损伤性 | 加工性 | |||
| 1234 | 0.180.350.650.35 | 0.300.180.400.95 | 0.61.11.41.2 | 1.20.80.51.2 | ---耐蚀性不良 | 比较例 |
| 56789101112131415 | 0.200.250.300.300.350.350.400.400.500.550.60 | 0.200.300.250.300.400.600.400.600.500.700.80 | 1.11.11.11.151.21.21.21.21.31.31.4 | 1.11.21.21.21.31.21.21.21.11.11.1 | ----------- | 本发明例 |
由上述试验结果可以看出，№.1是O含量过低的比较例，其耐损伤性比现有技术材料差。№.2是Fe含量过低的比较例，其加工性低劣。№.3是O含量过剩的比较例，加工性差。№.4是Fe含量过剩的比较例，其耐蚀性受到损失。
相比之下，№.5-15是满足本发明规定的成分的实施例，无论是耐损伤性还是加工性均超过现有技术材料。
实施例2与实施例1同样操作，由下面表2所示的成分组成的钛合金制成直径10mm的棒材。以所得棒材作为试片，进行耐损伤试验和开孔加工试验，与实施例1同样评价其材质(耐损伤性和加工性)。各试验的结果汇总于下面的表2中。本发明的钛合金的耐损伤性是现有技术产品的1.5倍，加工性与现有技术产品同等或更高。
表2
| No. | 成分组成(质量％) | 材质 | 有无耐蚀性、锻造性问题 | 备注 | |||
| O | Fe | Si | 耐损伤性 | 加工性 | |||
| 123456 | 0.120.250.700.300.300.30 | 0.50.10.50.51.20.5 | 0.50.50.61.20.60.1 | 0.91.51.81.61.61.1 | 1.20.80.41.11.21.1 | ---锻造性不良锻造性不良锻造性不良 | 比较例 |
| 7891011121314151617181920 | 0.150.200.200.300.300.300.350.350.400.400.400.450.550.60 | 0.20.30.30.60.30.60.30.30.30.60.70.30.91.0 | 0.20.30.40.80.80.30.30.80.80.80.80.30.91.0 | 1.51.51.61.61.61.51.51.61.61.71.751.71.81.8 | 1.31.31.31.31.21.21.21.21.21.21.21.11.11.05 | -------------- | 本发明例 |
由上述试验结果可以看出，№.1是O含量过低的比较例，其耐损伤性比现有技术材料差。№.2是Fe含量过低的比较例，其加工性低劣。№.3是O含量过剩的比较例，加工性差。№.4是Si含量过剩的比较例，锻造性能受到损失。№.5是Fe含量过剩的比较例，其耐蚀性受到损失。№.6是Si含量过低的比较例，耐损伤性和加工性都很差。
相比之下，№.7-20是满足本发明规定成分的实施例，它们的耐损伤性和加工性均超过现有技术材料。
实施例3
由分别含有O：0.37％(质量)和Fe：0.37％(质量)、余量由Ti和不可避免的杂质构成的钛合金制成直径20mm的试片。具体地说，用等离子熔炼熔制成合金锭，将该合金锭在β温度区域内锻造，然后在α+β温度区域内锻造成直径22mm的棒材，然后机械加工成直径20mm、长度30mm的试片。采用下面表3所示的条件将其高频感应加热后，压制成形(热锻造)为高度10mm，然后冷却。
对热处理后的试片，用维氏硬度计测定断面的维氏硬度(Hv)，将表面部(表面以下到0.5mm深度的区域)与内部的硬度进行比较，评价硬度增加量(表面硬度-内部硬度)。其结果与冷却条件一起示于下面的表3中。上述钛合金的β相变点是950℃。
表3
| No. | 锻造条件 | 冷却条件 | 硬度增加量(Hv) | |||||
| 材料温度(℃) | 模具温度(℃) | 变形速度(秒-1) | 表面裂纹 | 到开始冷却的时间(秒) | 冷却速度(℃/分) | 冷却终了温度(℃) | ||
| 123456 | 650900900900900900 | 600300600600600600 | 10-110-210-210-110-110-1 | 有无无无无无 | -551555 | -50050050050500 | -300150300300700 | -55550 |
| 7891011121314151617 | 75095010001050900900900900850800800 | 150150150150150150300500600600600 | 10010010010010-110-110-110-110010-110-1 | 无无无无无无无无无无无 | 5555125554310 | 50050050050050050050050010001000100 | 505050503003003003005050500 | 2540404030403525352520 |
由上述试验结果可以看出，№.1的材料加热温度过低，压制成形时产生裂纹。№.2虽然金属模具温度较低，但加工变形速度过于缓慢，因而表面硬度增加量减小。№.3的金属模具温度较高且加工变形速度过于缓慢，因而表面硬度的增加量减小。№.4从锻造结束到冷却开始的时间过长，因而表面硬度的增加量减小。№.5锻造结束后的冷却速度缓慢，因而表面硬度的增加量减小。№.6在材料温度较高的阶段中段冷却，因而表面硬度与内部处于同一水平。
相比之下，№.7-17满足了本发明规定的所有制造条件，它们的表面维氏硬度比内部维氏硬度增加了20以上。但是，№.9的材料温度超过了适宜的上限温度(950℃)，因而表面氧化层的厚度增大。
实施例4
与实施例3同样，由分别含有O：0.30％(质量)、Fe：0.50％(质量)和Si：0.70％(质量)、余量为Ti和不可避免的杂质构成的钛合金制成直径20mm、长30mm的试片。采用下面表4所示的条件对其进行高频感应加热，然后冲压成形(热锻压)为高度10mm，最后冷却。
对热处理后的试片，用维氏硬度计测定其断面的维氏硬度(Hv)，将表面部(表面以下到0.5mm深度的区域)与内部的硬度进行比较，评价硬度的增加量(表面硬度-内部硬度)。其结果与冷却条件一起示于下面的表4中。上述钛合金的β相变点是935℃。
表4
| No. | 锻造条件 | 冷却条件 | 硬度增加量(Hv) | |||||
| 材料温度(℃) | 模具温度(℃) | 变形速度(秒-1) | 表面裂纹 | 到开始冷却的时间(秒) | 冷却速度(℃/分) | 冷却终了温度(℃) | ||
| 123456 | 650900900900900900 | 600300600600600600 | 10-110-210-210-110-110-1 | 有无无无无无 | -551555 | -50050050050500 | -300150300300700 | -1055100 |
| 7891011121314151617 | 73595010001050900900900900850800800 | 150150150150150150300500600600600 | 10010010010010-110-110-110-110010-110-1 | 无无无无无无无无无无无 | 5555125554310 | 50050050050050050050050010001000100 | 505050503003003003005050500 | 3545454535453530403025 |
由上述试验结果可以看出，№.1的材料加热温度过低，压制成形时产生裂纹。№.2虽然金属模具温度较低，但加工变形速度过于缓慢，因此表面硬度增加量减小。№.3的金属模具温度高而且加工变形速度过于缓慢，因而表面硬度的增加量减小。№.4从锻造结束到冷却开始的时间过长，因而表面硬度的增加量减小。№.5锻造结束后的冷却速度缓慢，因而表面硬度的增加量减小。№.6在材料温度较高的阶段中段冷却，因而表面硬度与内部处于同一水平。
相比之下，№.7-17满足了本发明规定的所有制造条件，它们的表面维氏硬度比内部维氏硬度增加了20以上。但是，№.9的材料温度超过了适宜的上限温度(950℃)，因而表面氧化层的厚度增大。
实施例5
使用下面表5中所示成分组成的钛合金，通过等离子熔炼熔制成合金锭，由该合金锭经轧制等加工制成圆棒(直径：20mm)。将所得钛合金圆棒切断成25mm长度。然后，在热锻压机上安置表壳成形用金属模具，将该模具加热至150-250℃，将经过高频感应加热升温至下面表5所示规定温度后、保持5-10秒的坯料安放在上述金属模具中，进行1次锻压。所使用的锻压机是200吨的磨擦压力机。
然后，用化学抛光除去1次锻件的氧化皮，用高频感应加热将其升温至下面表5所示的规定温度，保持5-10秒，将该坯料进行精加工用的2次锻压。所使用的金属模具是表壳精加工成形用金属模具，与1次锻压同样加热至150-250℃，用80吨的锻压机锻造。锻造时的变形速度如表5中所示。另外，加工结束后的冷却按表5所示条件进行。
随后进行切毛边加工(用压力机)、滚筒抛光加工(除去毛边和氧化皮)、化学抛光加工(完全除去氧化皮)，用NC切削加工机切削经过上述加工的2次锻件的内径(容纳机芯的里面一侧部分)、表盘部(能看见刻度盘的表面一侧部分)等，同时进行开孔加工的第一次机械加工，加工出用于安装表带的簧杆孔和用于插入卷芯的卷芯孔。开孔加工后，为了在2次锻件表面上获得所希望的抛光品质，用磨石或布轮抛光，进行实施精加工的第二次机械加工，制成表壳。
对所得到的表壳制品(本发明例和比较例)，调查表面与内部的硬度差(硬度的增加量)、耐损伤性、开孔加工性和镜面性，以现有技术材料Ti-3Al-2.5V系合金为基准进行比较，结果示于下面的表5中。
所述的硬度采用维氏硬度计在100g下测定。耐损伤性的评价是，在载荷：200g、速度：75mm/分的条件下用金刚石压头在经过抛光的试样表面上产生压痕，比较压痕的宽度，用压痕宽度之比(现有技术材料压痕宽度/所得制品的压痕宽度)表示耐损伤性。开孔加工性的评价是，测定在孔径：1.5mm、转速：2000RPM、钻头材质：SKH-9的条件下可以连续加工的开孔数目，与实施例1同样进行比较。另外，镜面性是以标准试样为基准，通过目视观察凹坑、划伤、畸变是否均一平滑，评价镜面性。
表5
| No. | 成分组成(质量％) | 锻造条件(二次锻造) | 冷却条件 | 品质 | 备注 | ||||||||
| 材料温度(℃) | 模具温度(℃) | 变形温度(秒-1) | 到冷却开始的时间(秒) | 冷却速度(℃/分) | 冷却终了温度(℃) | 硬度增加量(Hv) | 耐损伤性 | 开孔加工性 | 镜面性 | ||||
| 本发明例 | 12345 | O：0.30，Fe：0.30O：0.40，Fe：0.40O：0.45，Fe：0.45O：0.40，Fe：0.40O：0.40，Fe：0.40 | 900900900900900 | 200200200200200 | 1110.011 | 33333 | 50050050050050 | 100100150100100 | 25303555 | 1.21.31.41.21.2 | 1.31.21.21.21.2 | 非常好非常好非常好好好 | ----- |
| 比较例 | 6789 | O：0.65，Fe：0.55O：0.18，Fe：0.17(工业纯钛JIS-2种)AL：3.2V：2.1.0：0.15(α+β型合金)Al：4.5，V：3，Fe，2，Mo：2(Nearβ型合金) | 900850900850 | 200200200200 | 1111 | 3333 | 500500500500 | 100100100100 | 355-50 | 1.50.611.8 | 0.51.210.4 | 好产生许多针孔好好 | ------锻造后固溶时效处理 |
由上述试验结果可以看出，№.1-3是采用本发明材料和本发明加工方法的实施例，其表面比内部硬，所有材料性能都很好，因而是最理想的。№.4和5是采用本发明材料和本发明的规定条件以外的加工方法的实施例，由于表面并不比内部硬，材质不如№.1-3好。
相比之下，№.6-9是采用现有技术材料和本发明的加工方法的比较例，这些比较例存在下列问题：
(a)№.6的O含量过多，开孔加工性差；
(b)№.7的O含量过少，耐损伤性和镜面性差；
(c)№.8是作为比较基准的Ti-3Al-2.5V系合金的例子；
(d)№.9是合金元素含量较多、可以通过热处理(固溶处理+时效)硬化的Nearβ合金的例子，其耐损伤性高，但开孔加工性差。
由本发明得到的这些表壳，特别是采用本发明材料和本发明加工方法制成的表壳，机械加工性与耐损伤性的综合性能以及美观性均比用现有技术得到的表壳要好。
即，将分别含有Fe：0.20-0.8％(质量)和O：0.20-0.6％(质量)、余量基本上是Ti的钛合金原料加热，使用表壳用金属模具进行热锻压成形、并经过滚筒抛光、切削等机械加工、抛光等精加工而制成的表壳，与用现有技术材料制成的表壳相比，表面硬度高，不易产生损伤和凹坑，可以得到以往没有的像镜面一样的表面品质，并且质量轻，可以获得美观、典雅的质感。
实施例6
使用下面表6中所示成分组成的钛合金，与实施例5同样操作，制成圆棒(直径：20mm)。将所得钛合金圆棒切断成25mm长度。
然后，在热锻压机上安置表壳成形用金属模具，将该模具加热至150-250℃，将经过高频感应加热升温至下面表6所示规定温度后、保持5-10秒的坯料安放在上述金属模具中，进行1次锻压。所使用的锻压机是200吨的磨擦压力机。
然后，用化学抛光除去1次锻件的氧化皮，用高频感应加热将其升温至下面表6所示的规定温度，保持5-10秒，将该坯料进行精加工用的2次锻压。所使用的金属模具是表壳精加工成形用金属模具，与1次锻压同样加热至150-250℃，用80吨的锻压机锻造。锻造时的变形速度如下面表6所示。另外，加工结束后的冷却按表6所示条件进行。
随后进行切毛边加工(用压力机)、滚筒抛光加工(除去毛边和氧化皮)、化学抛光加工(完全除去氧化皮)，用NC切削加工机切削经过上述加工的2次锻件的内径(容纳机芯的里面一侧部分)、表盘部(能看见刻度盘的表面一侧部分)等，同时进行开孔加工的第一次机械加工，加工出用于安装表带的簧杆孔和用于插入卷芯的卷芯孔。开孔加工后，为了在2次锻件表面上获得所希望的抛光品质，用磨石或布轮抛光，进行实施精加工的第二次机械加工，制成表壳。
对于所得到的表壳制品(本发明例和比较例)，调查表面与内部的硬度差(硬度的增加量)、耐损伤性、开孔加工性和镜面性，以现有技术材料Ti-3Al-2.5V系合金作为基准进行比较，结果示于下面表6中。
此时的硬度测定、耐损伤性、开孔加工性和镜面性等的评价，与实施例5同样进行。
表6
| No. | 成分组成(质量％) | 锻造条件(二次锻造) | 冷却条件 | 品质 | 备注 | ||||||||
| 材料温度(℃) | 模具温度(℃) | 变形温度(秒-1) | 到冷却开始的时间(秒) | 冷却速度(℃/分) | 冷却终了温度(℃) | 硬度增加量(Hv) | 耐损伤性 | 开孔加工性 | 镜面性 | ||||
| 本发明例 | 12345 | O：0.25，Fe：0.4，Si：0.4O：0.3，Fe：0.5，Si：0.6O：0.4，Fe：0.6，Si：0.7O：0.3，Fe：0.5，Si：0.6O：0.3，Fe：0.5，Si：0.6 | 900900900900900 | 200200200200200 | 1110.011 | 33333 | 50050050050050 | 100100150100100 | 3035401010 | 1.61.71.81.51.5 | 1.21.21.11.21.2 | 非常好非常好非常好好好 | ----- |
| 比较例 | 678910 | O：0.65，Fe：0.5，Si：0.6O：0.3，Fe：0.5，Si：0.1O：0.18，Fe：0.17(工业纯钛JIS-2种)Al：3.2，V：2.1，O：0.15(α+β型合金)Al：4.5，V：3，Fe，2，Mo：2(Nearβ型合金) | 900850850900850 | 200200200200200 | 11111 | 33333 | 500500500500500 | 100100100100100 | 35305-50 | 1.91.30.611.8 | 0.51.21.210.4 | 好好不良好好 | -------锻造后固溶时效处理 |
由上述试验结果可以看出，№.1-3是采用本发明材料和本发明加工方法的实施例，其表面比内部硬，所有材料性能都很好，因而是最理想的。№.4和5是采用本发明材料和本发明规定条件以外的加工方法的实施例，由于表面不比内部硬，材质不如№.1-3好。
相比之下，№.6用现有技术材料和本发明加工方法的比较例，这些比较例存在下列问题：
(a)№.6的O含量过多，开孔加工性差；
(b)№.7的Si含量过少，耐损伤性和镜面性差；
(c)№.8的O含量过少，耐损伤性和镜面性差；
(d)№.9是作为比较基准的Ti-3Al-2.5V系合金的例子；
(e)№.10是合金元素含量较多、可以通过热处理(固溶处理+时效)硬化的Nearβ合金的例子，其耐损伤性高，但开孔加工性差。
由本发明得到的这些表壳，特别是采用本发明材料和本发明加工方法制成的表壳，机械加工性与耐损伤性的综合性能以及美观性均比用现有技术得到的表壳要好。
即，将分别含有Fe：0.20-1.0％(质量)、O：0.15-0.60％(质量)和Si：0.2-1.0％(质量)、余量基本上是Ti的钛合金原料加热，使用表壳用金属模具进行热锻压成形、并经过滚筒抛光、切削等机械加工、抛光等精加工而制成的表壳，与用现有技术材料制成的表壳相比，表面硬度高，因此不容易产生损伤和凹坑，可以得到以往没有的像镜面一样的表面品质，并且质量轻，可以获得非常美观、典雅的质感。
实施例7
使用下面表7中所示成分组成的钛合金，通过等离子熔炼熔制成合金锭，由该合金锭轧制加工成圆棒(直径：6.5mm)。将所得钛合金圆棒切断成47mm长度。
然后，在热锻压机上安装表带成形用金属模具(2驹取り)，将该模具加热至150-250℃，将经过高频感应加热升温至下面表7所示规定温度后、保持5-10秒的坯料安放在上述金属模具中，进行1次锻压。所使用的锻压机是120吨的磨擦压力机。
然后，用化学抛光除去锻件的氧化皮，对该锻件进行切毛边加工(用压力机同时进行切毛边和使2个链节成为1个链节的加工)、滚筒抛光加工(除去毛边和氧化皮)、化学抛光加工(完全除去氧化皮)。然后，在链节上进行用于通过销子等连接的开孔加工的第一次机械加工。为了获得所希望的抛光品质，在经过开孔加工的链节的表面上采用滚筒抛光或布轮抛光进行精加工的第二次机械加工。用销子将所得到的链节连接，制成表带。
调查所得到的表带制品(本发明例和比较例)的表面与内部的硬度差(硬度的增加量)、耐损伤性、开孔加工性和发线(hair line)性，以现有技术材料Ti-3Al-2.5V系合金作为基准进行比较，结果示于下面的表7中。
所述的硬度采用维氏硬度计在100g载荷下测定。耐损伤性的评价是，在载荷：200g、速度：75mm/分的条件下、用金刚石压头在经过抛光的试样表面上产生压痕，比较压痕的宽度，与实施例5同样进行评价。开孔加工性的评价是，测定在孔径：1.0mm、转速：4000RPM、钻头材质：SKH-9的条件下可以连续加工的开孔数目，与实施例1同样进行比较。另外，发线性是以标准试样为基准，通过目视观察没有发线的紊乱、碎片、粗糙等的均一的光泽性和规则的发线性，进行评价。
表7
| No. | 成分组成(质量％) | 锻造条件(二次锻造) | 冷却条件 | 品质 | 备注 | ||||||||
| 材料温度(℃) | 模具温度(℃) | 变形温度(秒-1) | 到冷却开始的时间(秒) | 冷却速度(℃/分) | 冷却终了温度(℃) | 硬度增加量(Hv) | 耐损伤性 | 开孔加工性 | 发线性 | ||||
| 本发明例 | 12345 | O：0.30，Fe：0.30O：0.40，Fe：0.40O：0.45，Fe：0.45O：0.40，Fe：0.40O：0.40，Fe：0.40 | 900900900900900 | 200200200200200 | 1110.011 | 22222 | 80080080080050 | 50501005050 | 3540451010 | 1.31.41.41.21.2 | 1.21.11.11.11.1 | 非常好非常好非常好好好 | ----- |
| 比较例 | 6789 | O：0.65，Fe：0.65O：0.18，Fe：0.17(工业纯钛JIS-2种)AL：3.2V：2.1，0：0.15(α+β型合金)Al：4.5，V：3，Fe，2，Mo：2(Near β型合金) | 850850900850 | 200200200200 | 1111 | 2222 | 800800800800 | 50505050 | 4010-50 | 1.50.711.8 | 0.51.210.4 | 好不良好好 | ------锻造后固溶时效处理 |
由以上结果可以看出，№.1-3是采用本发明材料和本发明加工方法的实施例，其表面比内部硬，所有材料性能都很好，因而是最理想的。№.4和5是采用本发明材料和本发明规定条件以外的加工方法的实施例，由于表面不比内部硬，材质不如№.1-3好。
相比之下，№.6-9是采用现有技术材料和本发明加工方法的比较例，这些比较例存在下列问题：
(a)№.6的O含量过多，开孔加工性差；
(b)№.7的Fe含量过少，耐损伤性和发线性差；
(c)№.8是作为比较基准的Ti-3Al-2.5V系合金的例子；
(d)№.9是合金元素较多、可以通过热处理(固溶处理+时效)硬化的Nearβ合金的例子，其耐损伤性高，但开孔加工性差。
按本发明制得的这些表带，特别是采用本发明材料和本发明加工方法制成的表带，机械加工性和耐损伤性的综合性能以及美观性均比用现有技术得到的表带要好。
即，将分别含有Fe：0.20-0.8％(质量)和O：0.20-0.6％(质量)、余量基本上是Ti的钛合金原料加热，使用用表带用金属模具热锻压成形、并进行切毛边加工、开孔等机械加工、以及抛光等精加工制成的链节用销子连接制成的表带，与用现有技术材料制成的表带相比，表面硬度高，因而不易产生损伤和凹坑，可以得到以往所没有的较微细发线的表面品质，质量轻，并具有非常美观典雅的质感。
实施例8
使用下面表8中所示成分组成的钛合金，与实施例7同样操作，制成圆棒(直径：6.5mm)。将所得钛合金圆棒切断成47mm长度。
然后，在热锻压机上安装表带成形用金属模具(2驹取り)，将该模具加热至150-250℃，将通过高频感应加热升温至下面表8所示规定温度后、保持5-10秒的坯料安放在上述金属模具中，进行1次锻压。所使用的锻压机是120吨的磨擦压力机。
然后，用化学抛光除去锻件的氧化皮，对该锻件进行切毛边加工(用压力机同时进行切毛边和使2个链节成为1个链节的加工)、滚筒抛光加工(除去毛边和氧化皮)、化学抛光加工(完全除去氧化皮)。随后，进行在链节上实施用于通过销子连接的开孔加工的第一次机械加工。为了得到所希望的抛光品质，在经过开孔加工的链节的表面上采用滚筒抛光或布轮抛光进行精加工的第二次机械加工。用销子将所得到的链节连接，制成表带。
调查所得到的表带制品(本发明例和比较例)的表面与内部的硬度差(硬度的增加量)、耐损伤性、开孔加工性和发线性，以现有技术材料Ti-3Al-2.5V系合金作为基准进行比较，结果示于下面的表8中。
硬度、耐损伤性、开孔加工性和发线性的测定与实施例7同样进行。
表8
| No. | 成分组成(质量％) | 锻造条件 | 冷却条件 | 品质 | 备注 | ||||||||
| 材料温度(℃) | 模具温度(℃) | 变形温度(秒-1) | 到冷却开始的时间(秒) | 冷却速度(℃/分) | 冷却终了温度(℃) | 硬度增加量(Hv) | 耐损伤性 | 开孔加工性 | 发线性 | ||||
| 本发明例 | 12345 | O：0.25，Fe：0.4，Si：0.4O：0.3，Fe：0.5，Si：0.6O：0.4，Fe：0.6，Si：0.7O：0.3，Fe：0.5，Si：0.6O：0.3，Fe：0.5，Si：0.6 | 900900900900900 | 200200200200200 | 1110.011 | 22222 | 80080080080050 | 50501005050 | 3540451010 | 1.71.81.91.51.5 | 1.21.21.11.11.1 | 非常好非常好非常好好好 | ----- |
| 比较例 | 678910 | O：0.65，Fe：0.5，Si：0.6O：0.3，Fe：0.5，Si：0.1O：0.18，Fe：0.17(工业纯钛JIS-2种)Al：3.2，V：2.1，O：0.15(α+β型合金)Al：4.5，V：3，Fe，2，Mo：2(Nearβ型合金) | 900850850900850 | 200200200200200 | 11111 | 22222 | 800800800800800 | 5050505050 | 403510-50 | 1.91.30.711.8 | 0.41.11.210.4 | 好好不良好好 | -------锻造后固溶时效处理 |
由上述结果可以看出，№.1-3是采用本发明材料和本发明加工方法的实施例，其表面比内部硬，所有材料性能都很好，因而是最理想的。№.4和5是采用本发明材料和本发明规定条件以外的加工方法的实施例，由于表面不比内部硬，材质不如№.1-3好。
相比之下，№.6-10是采用现有技术材料和本发明加工方法的比较例，这些比较例存在下列问题：
(a)№.6的O含量过多，开孔加工性差；
(b)№.7的Si含量过少，耐损伤性和发线性差；
(c)№.8的O含量过少，耐损伤性和发线性差；
(d)№.9是作为比较基准的Ti-3Al-2.5V系合金的例子；
(e)№.10是合金元素较多、可以通过热处理(固溶处理+时效)硬化的Nearβ合金的例子，其耐损伤性高，但开孔加工性差。
按本发明制得的这些表带，特别是采用本发明材料和本发明加工方法制成的表带，机械加工性和耐损伤性的综合性能以及美观性均比用现有技术得到的表带要好。
即，将分别含有Fe：0.2-1.0％(质量)、O：0.15-0.60％(质量)和Si：0.20-1.0％(质量)、余量基本上是Ti的钛合金原料加热，使用表带用金属模具热锻压成形、并进行切毛边加工、开孔等机械加工、以及抛光等精加工制成的链节用销子连接制成的表带，与用现有技术材料制成的表带相比，表面硬度高，因而不易产生损伤和凹坑，可以得到以往所没有的微细发线的表面品质，质量轻，并具有非常美观典雅的质感。
在上述实施例5-8中示例说明了制造表壳和表带的情况，此外，在手镯、耳环、垂式、项链、眼镜框等装饰用品以及饰物和一般日用品等制品中实施本发明也可以得到同样的结果。
产业上的应用按上述构成，本发明可以实现装饰性和美观性好、不易产生损伤和凹痕、并且机械加工性好、特别适合用于作为上述各种装饰用品的材料的高强度钛合金、由该合金制成的上述制品，以及用于制造这些制品的方法。另外，将本发明的技术用于装饰用品时，可以最有效地发挥其效果，但本发明的技术同样也可以用于汽车部件、高尔夫球、钓鱼用具等体育用途、以及建材、家电制品等广泛的领域。
Claims (9)
1.高强度钛合金，其特征是，分别含有Fe：0.2-1.0％(质量)、O：0.15-0.60％(质量)和Si：0.20-1.0％(质量)，余量是Ti和不可避免的杂质。
2.权利要求1所述的钛合金，其中，含有Fe：0.3-0.7％(质量)、O：0.20-0.40％(质量)和Si：0.40-0.80％(质量)。
3.只由权利要求1或2所述的钛合金构成的高强度钛制品。
4.权利要求3所述的制品，其特征是，所述制品是装饰用品。
5.权利要求3或4所述的高强度钛制品，其特征是，表面维氏硬度比内部维氏硬度高20以上。
6.高强度钛制品的制造方法，其特征是，在制造权利要求3或4所述的制品时，包含有在原材料温度为β相变点-200℃以上的状态下热锻压、然后冷却的工序。
7.权利要求6所述的制造方法，其特征是，原材料温度是950℃以下。
8.高强度钛制品的制造方法，其特征是，在制造权利要求5所述的制品时，包含有在材料温度为β相变点-200℃以上的状态下、以10-1/秒以上的变形速度进行热锻压、同时满足下列(a)和(b)的至少一个条件的工序：
(a)使用500℃以下的金属模具进行上述热锻压，然后冷却；
(b)在热锻压结束后10秒之内开始冷却，冷却速度为102℃/分以上，持续冷却直到材料温度达到500℃以下。
9.权利要求8所述的制造方法，其特征是，材料温度为950℃以下。
Applications Claiming Priority (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7759796 | 1996-03-29 | ||
| JP7759696 | 1996-03-29 | ||
| JP77596/96 | 1996-03-29 | ||
| JP77597/96 | 1996-03-29 | ||
| JP07236997A JP3376240B2 (ja) | 1996-03-29 | 1997-03-25 | 高強度チタン合金およびその製品並びに該製品の製造方法 |
| JP7237097A JPH1017962A (ja) | 1996-03-29 | 1997-03-25 | 高強度チタン合金およびその製品並びに該製品の製造方法 |
| JP72369/97 | 1997-03-25 | ||
| JP72370/97 | 1997-03-25 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN1194671A CN1194671A (zh) | 1998-09-30 |
| CN1083015C true CN1083015C (zh) | 2002-04-17 |
Family
ID=27465469
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN97190564A Expired - Fee Related CN1083015C (zh) | 1996-03-29 | 1997-03-26 | 高强度钛合金及其制品以及该制品的制造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5885375A (zh) |
| EP (1) | EP0834586B1 (zh) |
| KR (1) | KR19990022097A (zh) |
| CN (1) | CN1083015C (zh) |
| DE (1) | DE69715120T2 (zh) |
| WO (1) | WO1997037049A1 (zh) |
Families Citing this family (40)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2318346A1 (fr) * | 1998-01-27 | 1999-07-29 | Tag-Heuer S.A. | Piece de montre en alliage de titane |
| FI980882L (fi) * | 1998-04-22 | 1999-10-23 | Increa Oy | Radiopuhelin |
| FR2779155B1 (fr) * | 1998-05-28 | 2004-10-29 | Kobe Steel Ltd | Alliage de titane et sa preparation |
| US6632304B2 (en) * | 1998-05-28 | 2003-10-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Titanium alloy and production thereof |
| EP1500715A4 (en) * | 2002-04-26 | 2005-06-29 | Jfe Steel Corp | METHOD FOR FORGING TITANIUM ALLOY AND FORGED TITANIUM ALLOY MATERIAL |
| US20040094241A1 (en) * | 2002-06-21 | 2004-05-20 | Yoji Kosaka | Titanium alloy and automotive exhaust systems thereof |
| ATE374418T1 (de) * | 2002-07-02 | 2007-10-15 | Marlene Moerth | Zubehör- oder bestand- oder betätigungsteile für musikinstrumente |
| US20040043831A1 (en) * | 2002-08-22 | 2004-03-04 | Fu Sheng Industrial Co., Ltd. | Striking plate of a golf club head |
| JP2004337445A (ja) * | 2003-05-16 | 2004-12-02 | Sumitomo Rubber Ind Ltd | ゴルフクラブヘッド及びその製造方法 |
| AT6602U3 (de) * | 2003-08-18 | 2004-05-25 | Moerth Marlene | Creolen- und ohrringverschluss |
| US7837812B2 (en) | 2004-05-21 | 2010-11-23 | Ati Properties, Inc. | Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging |
| WO2007114218A1 (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | チタン合金及びエンジン排気管 |
| WO2008030857A2 (en) * | 2006-09-05 | 2008-03-13 | Philos Jongho Ko | Sports equipment comprising diffused titanium nitride |
| US9057121B2 (en) * | 2008-11-06 | 2015-06-16 | Titanium Metals Corporation | Methods for the manufacture of a titanium alloy for use in combustion engine exhaust systems |
| JP2011136043A (ja) * | 2009-12-28 | 2011-07-14 | Bridgestone Sports Co Ltd | ゴルフクラブヘッド |
| US10053758B2 (en) | 2010-01-22 | 2018-08-21 | Ati Properties Llc | Production of high strength titanium |
| US9255316B2 (en) | 2010-07-19 | 2016-02-09 | Ati Properties, Inc. | Processing of α+β titanium alloys |
| US9206497B2 (en) | 2010-09-15 | 2015-12-08 | Ati Properties, Inc. | Methods for processing titanium alloys |
| US8613818B2 (en) | 2010-09-15 | 2013-12-24 | Ati Properties, Inc. | Processing routes for titanium and titanium alloys |
| US10513755B2 (en) | 2010-09-23 | 2019-12-24 | Ati Properties Llc | High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock |
| US20120096915A1 (en) * | 2010-10-25 | 2012-04-26 | General Electric Company | System and method for near net shape forging |
| US8652400B2 (en) | 2011-06-01 | 2014-02-18 | Ati Properties, Inc. | Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys |
| CN102319853B (zh) * | 2011-08-16 | 2013-01-23 | 西部钛业有限责任公司 | 一种ta19钛合金板条的制备方法 |
| US10309457B2 (en) * | 2012-03-27 | 2019-06-04 | Senju Metal Industry Co., Ltd. | Sliding member |
| CN103484805B (zh) * | 2012-06-07 | 2015-09-09 | 株式会社神户制钢所 | 钛板及其制造方法 |
| US9050647B2 (en) | 2013-03-15 | 2015-06-09 | Ati Properties, Inc. | Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys |
| EP2913125B1 (en) | 2012-10-25 | 2018-10-03 | Senju Metal Industry Co., Ltd | Sliding member and production method for same |
| CN103878278A (zh) * | 2012-12-21 | 2014-06-25 | 陕西宏远航空锻造有限责任公司 | 一种钛合金的模锻成型方法 |
| US9869003B2 (en) | 2013-02-26 | 2018-01-16 | Ati Properties Llc | Methods for processing alloys |
| US9192981B2 (en) | 2013-03-11 | 2015-11-24 | Ati Properties, Inc. | Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material |
| US9777361B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-10-03 | Ati Properties Llc | Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys |
| US11111552B2 (en) | 2013-11-12 | 2021-09-07 | Ati Properties Llc | Methods for processing metal alloys |
| CN104404297A (zh) * | 2014-11-04 | 2015-03-11 | 无锡贺邦金属制品有限公司 | 一种具有抗过敏功能的首饰用合金材料 |
| US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
| US10352428B2 (en) * | 2016-03-28 | 2019-07-16 | Shimano Inc. | Slide component, bicycle component, bicycle rear sprocket, bicycle front sprocket, bicycle chain, and method of manufacturing slide component |
| CN106925612B (zh) * | 2017-03-24 | 2018-12-25 | 西部钛业有限责任公司 | 一种高尺寸精度ta15钛合金宽幅中厚板材的加工方法 |
| US11015233B2 (en) * | 2017-08-28 | 2021-05-25 | Nippon Steel Corporation | Titanium alloy part |
| JP6911651B2 (ja) * | 2017-08-31 | 2021-07-28 | セイコーエプソン株式会社 | チタン焼結体、装飾品および時計 |
| CN117363925A (zh) * | 2023-10-16 | 2024-01-09 | 西安工业大学 | 一种低成本高性能高耐磨钛基复合材料制备方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4886559A (en) * | 1987-12-23 | 1989-12-12 | Nippon Steel Corporation | High strength titanium material having improved ductility |
| JPH02213453A (ja) * | 1989-02-15 | 1990-08-24 | Yamaha Motor Co Ltd | チタンの鍛造成形品およびその製造方法 |
| JPH04176832A (ja) * | 1990-11-09 | 1992-06-24 | Murai:Kk | 眼鏡用部品及びその製造方法 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52115713A (en) * | 1976-03-25 | 1977-09-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | High tensile titanium having excellent hydrogen brittleness resistance |
| JPS5328509A (en) * | 1976-08-30 | 1978-03-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Treating method for increasing high temperature strength of pure titanium material |
| JPS5534856A (en) * | 1978-09-04 | 1980-03-11 | Hitachi Ltd | Voltage controlling method of inverter |
| US4857269A (en) * | 1988-09-09 | 1989-08-15 | Pfizer Hospital Products Group Inc. | High strength, low modulus, ductile, biopcompatible titanium alloy |
| JPH03219060A (ja) * | 1990-01-22 | 1991-09-26 | Daido Steel Co Ltd | 微細粒チタン合金の製造法 |
| JPH0436445A (ja) * | 1990-05-31 | 1992-02-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性チタン合金継目無管の製造方法 |
| JP2876763B2 (ja) * | 1990-09-28 | 1999-03-31 | いすゞ自動車株式会社 | チタン合金の熱間鍛造法 |
| JPH0565620A (ja) * | 1991-09-05 | 1993-03-19 | Nippon Denshi Kogyo Kk | チタンまたはチタン合金の表面硬化方法 |
| JPH0572452A (ja) * | 1991-09-11 | 1993-03-26 | Canon Inc | 成形位置調整方法 |
| JPH06142810A (ja) * | 1992-10-28 | 1994-05-24 | Seiko Instr Inc | チタン合金の成形方法 |
| JP2988269B2 (ja) * | 1994-08-08 | 1999-12-13 | 住友金属工業株式会社 | α＋β型チタン合金圧延板の製造方法 |
| US5759484A (en) * | 1994-11-29 | 1998-06-02 | Director General Of The Technical Research And Developent Institute, Japan Defense Agency | High strength and high ductility titanium alloy |
| JP3035197B2 (ja) * | 1995-09-18 | 2000-04-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接チタン管 |
-
1997
- 1997-03-26 WO PCT/JP1997/001023 patent/WO1997037049A1/ja not_active Ceased
- 1997-03-26 EP EP97914549A patent/EP0834586B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-03-26 DE DE69715120T patent/DE69715120T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1997-03-26 US US08/952,511 patent/US5885375A/en not_active Expired - Fee Related
- 1997-03-26 CN CN97190564A patent/CN1083015C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1997-03-26 KR KR1019970708576A patent/KR19990022097A/ko not_active Ceased
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4886559A (en) * | 1987-12-23 | 1989-12-12 | Nippon Steel Corporation | High strength titanium material having improved ductility |
| JPH02213453A (ja) * | 1989-02-15 | 1990-08-24 | Yamaha Motor Co Ltd | チタンの鍛造成形品およびその製造方法 |
| JPH04176832A (ja) * | 1990-11-09 | 1992-06-24 | Murai:Kk | 眼鏡用部品及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN1194671A (zh) | 1998-09-30 |
| DE69715120T2 (de) | 2003-06-05 |
| HK1015419A1 (zh) | 1999-10-15 |
| EP0834586A4 (en) | 2000-01-12 |
| EP0834586A1 (en) | 1998-04-08 |
| US5885375A (en) | 1999-03-23 |
| KR19990022097A (ko) | 1999-03-25 |
| DE69715120D1 (de) | 2002-10-10 |
| WO1997037049A1 (fr) | 1997-10-09 |
| EP0834586B1 (en) | 2002-09-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN1083015C (zh) | 高强度钛合金及其制品以及该制品的制造方法 | |
| JP3083225B2 (ja) | チタン合金製装飾品の製造方法、および時計外装部品 | |
| CN108342556B (zh) | 一种活塞环用高合金线材成型加工工艺 | |
| US20250215529A1 (en) | Sterling silver alloy and articles made from same | |
| JP2007520632A (ja) | 白金合金及びその製造方法 | |
| CN110695612B (zh) | 提高黄金饰品硬度的加工方法 | |
| WO2008047232A2 (en) | White precious metal alloy | |
| JP3376240B2 (ja) | 高強度チタン合金およびその製品並びに該製品の製造方法 | |
| JPH0688166A (ja) | 耐ヒートクラック性にすぐれる熱間加工用金型 | |
| HK1015419B (zh) | 高强度钛合金及其制品以及该制品的制造方法 | |
| JPH1017962A (ja) | 高強度チタン合金およびその製品並びに該製品の製造方法 | |
| JP3653089B1 (ja) | 銀合金製品と装身具および銀合金製品の製造方法 | |
| CN1043804A (zh) | 铜表壳制造方法 | |
| US20200308673A1 (en) | Low gold jewelry alloy | |
| JPH08104974A (ja) | プラチナまたはプラチナ合金の硬化方法、およびパラジウムまたはパラジウム合金の硬化方法 | |
| CN108913936A (zh) | 耐摩擦耐腐蚀首饰材料用10k灰金合金及其工艺 | |
| EP3808865B1 (fr) | Alliage d'or blanc et son procede de fabrication | |
| CN106636721A (zh) | 黄金合金 | |
| JPH01127640A (ja) | 装飾用合金部材 | |
| CN112941517A (zh) | 外观设计性优异的物品及其制造方法 | |
| JPH08311593A (ja) | 装飾品用アルミニウム合金材及びその製造方法 | |
| JPS62130241A (ja) | 装飾品用銀材料 | |
| JP2007107040A (ja) | 宝飾品用グリーンゴールド合金 | |
| HK1088367A (zh) | 金属成形品及其制造方法 | |
| HK1103424A (zh) | 鉑合金及其製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| C19 | Lapse of patent right due to non-payment of the annual fee | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |