专利名称：β型钛合金及其制造方法
技术领域：
本发明涉及在固溶后的状态下冷轧加工的变形阻力较低、具有优良的变形能力、老化处理后变为高强度的β型钛合金及该合金的制造方法。
背景技术：
钛合金由于密度低、强度高，在实用金属材料之中具有高比强度(强度/密度)，而且耐腐蚀性优良，因此在以飞机材料为首的汽车部件用材料、医疗机器材料、眼镜用材料、高尔夫球棒用材料、食具用材料等中用途非常广泛。随着它的广泛应用，更加要求钛合金的性质的进一步的改善或价格的降低。
钛合金从构成其常温的金属组织的相的结晶构造来看，大致分为α(密排六方晶hcp)型、β(体心立方晶bcc)型及α+β型。工业用钛或添加了少量Al等的合金为α型，作为高强度合金众所周知，用于飞机等中的Ti-6Al-4V合金为α+β型，β型是增加了比α+β型更使β相稳定的元素的含量的合金。
钛合金一般来说冷轧加工性较差，由此制造成本增高。冷轧加工性比较良好的氧含量低的纯钛中，所成形的部件的强度不足，难以应用于需要高比强度的部件中。另一方面，作为强度高的钛合金，最有代表性的Ti-6Al-4V强度虽然高，但是常温下的变形能力极差，仅通过热轧加工或切削加工无法形成目的形状，制造成本升高。
根据如上所述的情况，具有体心立方晶的结晶构造的β型的钛合金受到关注。β型的合金例如为Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金或Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn。这些β型合金实施固溶处理而形成β单相时的冷轧加工的变形能力大，加工后进行老化处理而析出α相，可以提高强度，作为精密部件用材料具有理想的特性。
但是，迄今为止已知的β型钛合金即使变形能力良好，但是变形阻力高。所以，即使在执行冷轧锻造的情况下，冲模或穿孔机等模具经常在较少的使用次数下就被弄裂或弄碎。另外，用于被加工材料制造的冷轧压延中，滚筒磨损较大，冷轧拉丝等情况下容易产生粘附。
作为解决此种问题的发明，在专利第2669004号公报中公布有V15～25％、Al2.5～5％、Sn0.5～4％、氧0.12％以下、剩余部分为Ti及杂质的合金(以下简称为Ti-20V-4Al-1Sn合金)的发明。该合金虽然变形能力与以往的β型钛合金大致相同，但是不仅固溶处理状态的强度低，变形阻力低，而且老化处理后的强度高。但是，当制作该发明的合金，形成各种部件时，β处理状态下的变形能力不一定稳定地优良，变形阻力也不稳定。另外，还有老化后的强度的变动大的难点。
发明内容
本发明的目的之一在于，提供可以容易并且稳定地实现固溶的状态下冷轧加工性优良而且老化处理后的强度高的特性的钛合金。
本发明的目的之二在于，提供用于在制造所述的钛合金时，减少其H(氢)含量的酸洗方法。
β型钛合金是将作为钛的高温相的β相急冷至室温而产生的准稳定β相的合金。作为用于使该β相稳定化的合金元素，有V、Mo、Nb、Ta、Cr、Fe、Mn等，但是它们当中，作为固溶的硬化较小、对加工性的不良影响少、利用老化可以获得高强度而且相对稳定的廉价的元素，有V和Mo。但是，Mo由于有熔点高、易偏析，以及因Mo的添加而使热轧加工性或冷轧加工的变形阻力变高等难点，因此选择V，为了老化处理时的强度上升而使之含有Al，为了实现抑制固溶硬化的目的，将Al的一部分置换为Sn，成为Ti-20V-4Al-1Sn合金。
在制造较多的该合金的过程中，发现有不一定能稳定地获得冷轧加工性和老化强化性的问题，本发明人为了明了其原因和找到其对策，进行了各种的研究。首先，对主要组成的V、Al及Sn，改变含量的范围的组合，调查了加工性和老化性。但是，当这些主要成分的变动接近含量的范围的边界时，除了多少显现出其影响以外，并没有发现对特性变化的特别显著的影响。
但是，在所述的调查过程中，清楚发现在β型Ti-20V-4Al-1Sn合金中，O(氧)、H、Fe、C及N的一般被看作钛的杂质的元素的含有，对该合金的特性，即冷轧加工性和老化后的强度提高有特别大的影响。这些杂质元素被JIS-H-4600、JIS-H-4605或JIS-H-4607等钛或钛合金的标准规定了各自的含量。但是，该规定并不是以利用本发明要改良的β型Ti-20V-4Al-1Sn合金为对象的。
对于所述的各元素的作用，已知有如下的情况。
O是α相稳定化元素，当含有较多时，则会阻碍固溶处理的β相单相化，但是另外又会使合金硬化，增大变形阻力，使变形能力也降低。H由于是β相稳定化元素，因此会延迟由α相析出造成的老化硬化，阻碍由老化造成的强度提高。Fe虽然是β相稳定化元素，但是由于会提高固溶处理后的合金的强度，并增加变形阻力，因此不适宜含有较多。C形成碳化物的析出物，使变形阻力及变形能力都大大降低。N虽然在β相中固溶1％左右，但是会引起延展性的大大的降低，并降低变形能力。
但是，对于β型Ti-20V-4Al-1Sn合金的情况，即使将杂质限制为由所述JIS标准规定的范围内，也发现有在该范围内无法容易地减少的元素，另外即使限定为标准内，也发现有其量对该合金的特性影响较大的元素。这是因为，由HS标准规定的钛合金为α型或α+β型的合金，而与之相对，Ti-20V-4Al-1Sn合金为β型合金。
例如，β型合金与α型合金或α+β型合金相比，极易吸收氢。特别是对于进行厚度为5mm以下的冷轧压延而制造的板的情况，为了获得良好的表面，必须在冷轧压延后进行脱鳞。在该脱鳞方法中，虽然也有机械地研削表面的方法，但是该方法处理速度慢，成品率差。所以，通常采用进行利用氢氟酸或氟硝酸的酸洗。但是，对于用于冷轧压延而固溶形成了β型的Ti-20V-4Al-1Sn合金的情况，在酸洗中就会吸收大幅度超过由所述的JIS标准限定的边界量的氢。即使对酸洗条件进行各种调整，也难以实现其足够的减少。另外，由于所述合金含有增大氧化皮的成分，因此会因酸洗时间拉长而使氢吸收增多。
β型合金可以在加工成所需形状后，进行老化处理而提高强度。但是所含有的氢会显著阻碍老化硬化，拉长老化处理时间，从而难以实现达到目的强度的老化硬化。此外，氢会降低合金的延展性而使加工性恶化，另外还会使韧性也大大恶化。虽然在真空中通过高温加热可以脱氢，但是需要长时间的处理，此外，由于在该处理中也会产生老化，因此难以实用化。
应当在该Ti-20V-4Al-1Sn合金板的制造过程中避免由用于脱鳞的酸洗造成的氢的吸收。所以，对以采用后述的将氢吸收抑制为最小限度的酸洗方法，并且在其中也会不可避免地混入的酸洗后的氢含量为前提，看是否能通过控制其他的杂质元素量来补偿由该氢造成的老化速度的降低及加工性或韧性的降低，对O、Fe、N及C的含量的影响进行了调查。结果发现，通过对这些各元素和氢元素一起，限制各自的含量，就可以获得稳定地优良的特性的Ti-20V-4Al-1Sn合金。基于这些研究结果，进一步明确边界条件，从而完成了本发明。本发明的主旨在于以下的(1)到(3)的钛合金以及(4)及(5)的钛合金的制造方法。
(1)一种β型钛合金，其特征在于，以质量％计，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、剩余部分为Ti及杂质构成。
(2)一种β型钛合金，其特征在于，以质量％计，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、剩余部分为Ti及杂质构成。
(3)一种β型钛合金，其特征在于，以质量％计，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、以及分别小于3％的从Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中选择的一种以上，剩余部分由Ti及杂质构成。
(4)一种β型钛合金的制造方法，其特征在于，将以质量％计由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、剩余部分为Ti及杂质构成的β型钛合金，首先用以3～40质量％的HF为主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6质量％的HF和5～20质量％的HNO3的水溶液酸洗。
(5)一种β型钛合金的制造方法，其特征在于，将以质量％计包括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％以下以及分别小于3％的从Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中选择的一种以上，剩余部分由Ti及杂质构成的β型钛合金，首先用以3～40质量％的HF为主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6质量％的HF和5～20质量％的HNO3的水溶液酸洗。
图1是表示氢含量对钛合金的因老化造成的硬度的变化的影响的图。
具体实施例方式
本发明的β型钛合金的成分元素的限定理由如下。而且，各成分的含量都用质量％计。
V15～25％V是用于将β相稳定化并使室温下合金的组织为β单相的重要的元素。当小于15％时，在进行从高温的β相状态开始的利用水冷等急冷的固溶处理时，就会产生马氏型组织，使冷轧加工性大大恶化。当超过25％时，则会使β型合金的老化硬化性变差，老化处理中所需的时间延长，另外在老化处理后也无法获得足够的强化。此外，合金的冷轧加工的变形阻力也增大。
Al2.5～5％β型合金虽然最终进行老化处理而强化，但是此时为了获得足够的强度上升，使之含有Al。另外，也有在老化处理中抑制使合金脆化的ω相的析出并促进α相的析出的效果。此种效果在小于2.5％时就不充分，而超过5％时则会增加β状态下的硬度，使冷轧加工性降低。所以设为2.5～5％。
Sn0.5～4％Sn虽然有与所述的Al相同的作用，但是由于不会像Al那样增加β状态下的硬度，因此通过减少Al而用Sn置换，就可以抑制变形阻力增大。此种Sn的效果由于如果含量少则不明显，因此将含量设为0.5％以上。另一方面，当Sn含量变多时，由于还是会增加β化后的合金的硬度，因此设为到4％为止。
O(氧)0.20％以下O会降低合金的变形能力，在进行强度的冷轧加工时会导致裂纹的产生，变形阻力也增大。虽然其量越少越好，但是采用作为不会产生明显不良影响的边界量的0.20％以下。而且，更加优选设为0.12％以下。
H0.03％以下H由于不仅使老化处理时的α相的析出延迟，降低由老化造成的强度上升，而且还会使延展性及韧性变差，因此越少越好。但是，在容易吸收氢的β型的Ti-20V-4Al-1Sn合金中，还有酸洗过程以外的吸收，特别是对于薄板的情况，由于必须酸洗来进行脱鳞，因此很难降低至0.005％以下的量。所以，下限值虽然没有特别限定，但是上限值采用其影响不大的边界，设为至0.03％为止。更优选设为0.01％以下。
将对氢含量对老化硬化的影响的调查例表示如下。
对合金组成为V20.0％、Al3.2％、Sn1.0％、O0.11％、H0.015％、Fe0.10％、C0.01％、N0.01％、剩余部分Ti及杂质的厚度5mm的热轧压延板实施固溶处理，进行了钢丸喷丸后，通过改变酸洗时间来改变氢含量，在450℃下进行了老化处理。固溶处理是在大气中850℃下加热5分钟后，进行水冷的处理。
对由老化时间造成的硬度变化的调查的结果如图1所示。硬度Hv是实验载荷1kgf的维氏硬度。
从图1可以看到，当氢含量为0.015％或0.025％时，因12小时的老化处理而达到目的硬度并饱和。与此相反，即使处理20小时，当氢含量为0.040％或0.065％时，也未达到足够的硬度。对于这些合金的情况，要达到氢含量为0.015％或0.025％的合金中所获得的硬度，必须进行超过20小时的相当长时间的老化处理，缺乏实用性。而且，当氢含量为0.100％时，如图所示，基本上无法硬化。
根据所述的实验结果可以看到，合金的H的含量最好抑制在0.03％以下。
Fe0.40％以下
Fe由于与氢相同，使β相稳定化而延迟老化处理的硬化，此外还增大变形阻力，因此越少越好。如上所述，由于难以避免氢的含有，因此作为不会带来明显的变形阻力增加的边界量，至多达到0.40％为止。而且，更优选的Fe含量为0.15％以下。
C0.05％以下C由于会使延展性即变形能力大大降低，因此越少越好。作为不会带来明显的变形能力降低的边界量，至多达到0.05％为止。更优选0.03％以下。
N0.02％以下N由于会使变形能力大大降低，因此越少越好。作为不会带来明显的变形能力降低的边界量，设为到0.02％为止。
所述的O、Fe、C及N杂质元素不仅来源于原料的海绵钛，而且也会在其后的合金的熔炼或高温加热的过程中进入钛合金中而增加，但是也无法降低至原料的其含量以下。所以，作为原料需要选择这些杂质的含量少的海绵钛，此外，尽可能降低制造过程的污染。
Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si本发明合金除了V、Al及Sn以外，还可以在不损害本发明的作用效果的范围内，含有各自小于3％的从Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中选择的一种以上。这些成分不会损害本发明合金的变形能力等其他的特性，而有助于老化处理后的合金的强度提高。各自的成分的更优选的含量为0.1～1％。
经固溶处理而形成β型合金时的平均结晶粒径优选20～130μm。这是因为，如果小于20μm，则变形阻力变大，加工困难，而大于130μm时，变形能力降低，加工时容易产生裂纹，老化后也会产生强度不足。另外，虽然老化处理在通常的400～500℃下进行，但是通过将β相的结晶粒径设为所述范围，经老化而析出的α相的粒径就会变为理想的范围的0.02～0.2μm，强度、韧性也十分优良。
所述的优选的平均结晶粒径可以通过采用下述的制造条件而获得。
本发明的合金或合金板虽然是锻造熔炼为所需组成的原材料，将其热轧压延后，进行冷轧压延，其后进行固溶处理而制造，但是为了形成冷轧加工性即变形能力优良并且变形阻力低的所述平均结晶粒径的β型合金，最好将制造条件如下设置。
热轧压延的原材料加热温度采用900～1050℃即可。这是因为，小于900℃时，热轧加工的变形阻力较大，对加工设备的负担就会过大，而超过1050℃时，不仅加热中的氧化剧烈，带来材料利用率的降低，而且晶粒粗大化，对加工后的合金特性也产生影响。另外，热轧加工中的温度，即使具有变形加工和变形加工的等待时间之间的温度降低、因加工热产生的温度上升，也最好处于β相变以上的750～1050℃的范围内。
热轧加工后，像水冷等那样平均冷却速度为30℃/分钟以上的急冷即可。这是因为，如果进行缓慢的冷却，则α相就会析出并硬化，压延材料的处理变得困难，卷绕成盘卷的板就有可能不能展开。当实施其后的工序的冷轧压延或冷轧拉拔等时，为了获得足够的软化，例如穿过连续酸洗退火装置(HAP)，进行固溶处理而脱鳞。固溶处理即β化处理最好在加热为750～950℃后水冷。这是因为，此时，如果小于750℃，则会有对形成β相一相不足够的情况，如果超过950℃，则会有晶粒粗大化的可能。固溶处理的加热时间设为充分固溶并且避免无用的加热的1～30分钟即可。
平均结晶粒径小于20μm的条件是热轧加工的温度在β相变附近或比其更低的温度，以及HAP中的温度达到750℃附近时。所以，最好避开此种条件。但是，当即使多少牺牲冷轧加工性也要获得老化处理后的高强度时，也可以将热轧加工温度设为β相变以下，另外使HAP中的温度位于750℃附近，使平均结晶粒径小于20μm，例如设为10μm。
脱鳞虽然从没有氢吸收这一点考虑优选利用卷带磨光机等的研削，但是生产性差而成本高。所以，进行利用酸洗的脱鳞时要尽可能按照不使氢混入的方式实施。
作为极力抑制氢吸收并且不仅可以充分脱鳞而且可以除去α外壳，利用冷轧压延制造具有美丽的表面的板的酸洗条件，例如如下设置即可。而且，所谓α外壳是指氧可以侵入β型钛合金的表面的硬而脆的富氧层。
①在酸洗之前，实施喷丸处理。
②在20～70℃下、在以3～40质量％的HF为主成分的水溶液中，在10分钟内进行酸洗。
③在20～70℃下、在含有3～6质量％的HF和5～20质量％的HNO3的氟硝酸水溶液中，在20分钟内进行酸洗。
虽然也可以不进行①的喷丸处理，但是当实施轻度的喷丸处理时，就可以缩短酸洗时间。是用于在氧化皮中加入裂纹。
所述②的水溶液除了作为主成分的3～40质量％的HF以外，也可以含有具有还原性并抑制氢吸收的硝酸、过氧化氢等。例如，也可以使用半导体制造工序中产生的废液(氢氟酸为主成分，并包含醋酸等副成分)。
所述③的水溶液除了3～6质量％的HF和5～20质量％的HNO3的氟硝酸水溶液以外，还可以含有具有还原性的过氧化氢等副成分、醋酸等杂质。
酸洗首先在以②的氢氟酸为主成分的水溶液中进行。利用氢氟酸的酸洗虽然在除去氧化皮中有效果，但是在α外壳的酸洗除去时氢吸收特别多。所以，停留在使α外壳最长也要残留在10分钟以内的程度，然后进行下面的③的酸洗。氧化皮下产生的富氧层即α外壳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还原作用，虽然有氢吸收少的优点，但是当氧化皮较多时，在除去中所需的时间加长，有在局部发生腐蚀而使表面粗糙化的可能。所以，在利用以②的氢氟酸为主成分的水溶液的酸洗后，进行利用③的氟硝酸液的酸洗。但是，由于即使用氟硝酸液，当经过长时间后，氢吸收也会增加，因此最好设为20分钟以内。
在所述的酸洗中，将温度设为20～70℃是因为，在小于20℃的温度下，在鳞或富氧层除去中就会花费过多时间，当超过70℃时，表面粗糙化变得严重，氧的蒸发也变多。HF的浓度在②的溶液及③的溶液中都小于3质量％时，则反应的速度变得过慢。另一方面，在②的溶液中，如果超过40质量％，则反应变得过剧烈，在安全上就会有问题，另外，也难以进行腐蚀量的调整。③的溶液中，当超过6质量％时，酸洗后的表面粗糙化变得严重。另外，在③的溶液中添加5～20质量％的HNO3，是因为这有抑制氢吸收的效果，而小于5质量％时，则该效果不充分，当超过20质量％时，则效果饱和而形成浪费。
由于如果酸洗的浸渍时间较长，则氢量急剧增大，因此尽可能抑制加热时的鳞的产生，当鳞较多时，可以同时使用研削等机械的除鳞方法。
冷轧加工为了在加工后的β处理中使结晶粒径在130μm以下，最好加工率在30％以上(如果是板则压延伸展率在30％以上，如果是条则断面收缩率在30％以上)。虽然加工率较大也没有关系，但是因加工硬化而无法加工，上限自然而然地就受到限制。
冷轧压延后的β相化，也包括退火，通过以加热至750～900℃后以空冷以上的冷却速度冷却的固溶处理进行即可。优选750～900℃的加热速度的理由与所述的冷轧加工前的固溶处理的加热温度范围的情况相同，当过低时，则β相化不充分，当过高时则晶粒粗大化。由于加热时间过短或过长都同样地导致β相化不充分或晶粒粗大化，因此设为1～30分钟即可。而且，该冷轧压延后的固溶处理的加热最好在真空中或高纯度的Ar、He等惰性气体中。这是因为，在表面氧化条件下的加热则为了除去氧化覆盖膜，即脱鳞，就需要进行利用氟硝酸等的酸洗，其结果是，氢侵入合金中，氢含量超过限定值。
热轧压延后，虽然通常在进行固溶处理后进行冷轧压延，但是也可以在冷轧压延状态下加工成所需形状，其后进行老化处理。此时，就可以形成晶粒微细、强度高的部件。
本发明的β型合金的用于强化的老化处理最好设为400～500℃。虽然利用老化使微细的α相析出，并由此可以进行强化，但是如果在400℃以下则在老化硬化中需要较长时间，而强化后的延展性极度降低而韧性变差，而在500℃以上时，则形成粗大的α相粒，强度降低。
实施例将表1及表2所示的组成的钛合金利用水冷铜坩锅消耗电极式真空弧溶解炉(VAR)熔炼，形成直径140mm的锭材。将这些锭材在1000℃下加热并热轧锻造成厚50mm、宽150mm的热轧压延原材料。将该原材料加热至950℃，热轧压延，在800℃下结束压延，立即用水喷雾冷却以平均冷却速度200℃/分钟冷却至300℃，其后放置冷却。对该热轧压延板实施「880℃下10分钟加热后水冷」的固溶处理。
固溶处理后，在实施了喷丸处理后，浸渍在HF4质量％、30℃的氢氟酸水溶液中4分钟，然后在HNO310质量％、HF4质量％、温度30℃的氟硝酸中浸渍10分钟，除去鳞及富氧层，继而在研削了两表面后，进行80％的冷轧压延，形成3mm厚度。
表中的氢量是冷轧压延后采取试样分析而得的值。从该冷轧压延时的边裂的发生情况，判定了固溶后的β型合金的变形能力。而且，在实验编号20、21及30中，将浸渍在HF4质量％、30℃的氢氟酸中的时间设为大约15分钟，使氢量增加。
冷轧压延后，实施在真空中850℃下加热5分钟，再进行水冷的退火及固溶处理，从所得的板中采取JIS 13号B的拉伸实验片，测定了拉伸强度。从该拉伸强度的大小，可以推测加工时的变形阻力。
另外，使用在冷轧压延中未产生较大的边裂的板，在475℃下进行20小时加热的老化处理，从老化后的板中采取JIS 13号B的拉伸实验片，测定了拉伸强度及伸展性。将这些测定结果同时表示在表1及表2中。
从表1及表2的结果可以清楚看到，实验编号1～24虽然其主要组成都符合Ti-20V-4Al-1Sn合金，但是与实验编号20～33的材料相比，实验编号1～19的材料在冷轧加工性方面更为优良，并且老化后的强度及伸展性十分优良。这是通过限定以往未控制的H、Fe、C及N的含量而带来的效果，从而明确了将这些元素的含量抑制得较低的重要性。
工业上的利用可能性根据本发明，现在使用的β型的Ti-20V-4Al-1Sn合金形成变形阻力更小而变形能力更优良的合金。这样，就可以大大有助于冷轧压延及冷轧拉拔等冷轧加工的滚筒或冲模的寿命的延长、冷轧锻造时的模具寿命的延长等、高强度的钛合金制部件的制造成本的降低。
本发明的钛合金不仅可以用于汽车的气门部件、航天飞机用部件等工业机器用，而且例如还可以适用于眼镜之类的日用品、高尔夫球棒等运动器具的材料。
根据本发明的制造方法，可以制造质量稳定的钛合金的冷轧压延材料。
表1
为杂质水平。
※裂纹评价 ○无裂纹 △边裂小 ×边裂大表2
*标记表示在本发明所定的范围外。[-]为杂质水平。
※裂纹评价 ○无裂纹 △边裂小 ×边裂大
权利要求
1.一种β型钛合金，其特征在于，以质量％计由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、剩余部分为Ti及杂质构成。
2.一种β型钛合金，其特征在于，以质量％计由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、剩余部分为Ti及杂质构成。
3.一种β型钛合金，其特征在于，以质量％计包括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、以及分别小于3％的选自Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中的一种以上，剩余部分由Ti及杂质构成。
4.一种β型钛合金的制造方法，其特征在于，将以质量％计由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、剩余部分为Ti及杂质构成的β型钛合金，首先用以3～40质量％的HF为主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6质量％的HF和5～20质量％的HNO3的水溶液酸洗。
5.一种β型钛合金的制造方法，其特征在于，将以质量％计包括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％以下以及分别小于3％的选自Zr、Mo、Nb、Ta、Cr、Mn、Ni、Pd及Si中的一种以上，剩余部分由Ti及杂质构成的β型钛合金，首先用以3～40质量％的HF为主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6质量％的HF和5～20质量％的HNO3的水溶液酸洗。
全文摘要
本发明提供冷轧加工性优良并且老化后的强度高、特性稳定性优良的β型钛合金，该合金以质量％计，为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。该合金的制造方法的特征是，首先用以3～40质量％的HF为主成分的水溶液酸洗，然后用含有3～6质量％的HF和5～20质量％的HNO
文档编号C23G1/02GK1659295SQ03813258
公开日2005年8月24日 申请日期2003年6月9日 优先权日2002年6月11日
发明者高桥涉 申请人:住友金属工业株式会社