JP2536673B2 - 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 - Google Patents
冷間加工用チタン合金材の熱処理方法Info
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- JP2536673B2 JP2536673B2 JP2184911A JP18491190A JP2536673B2 JP 2536673 B2 JP2536673 B2 JP 2536673B2 JP 2184911 A JP2184911 A JP 2184911A JP 18491190 A JP18491190 A JP 18491190A JP 2536673 B2 JP2536673 B2 JP 2536673B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明はチタン合金の熱処理に関し、特に冷間加工
用α＋β型チタン合金の熱処理方法に関するものであ
る。
用α＋β型チタン合金の熱処理方法に関するものであ
る。
チタン合金は、軽量で且つ強靱なことから、近年飛行
機、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用い
られている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料
であり、その製造コストが他の材料に比べ極めて高いこ
とが問題となっている。例えば、代表的チタン合金であ
るTi−6Al−4V合金の薄板製造にあたっては、パック圧
延法と呼ばれるプロセスが用いられている。これは、圧
延中の材料の温度低下を防ぐために、数枚のTi−6Al−4
V合金製の板を層状に重ね、軟鋼製の箱に入れて圧延す
るものであるが、チタン合金板への剥離材塗布、軟鋼製
カバー材の作製、溶接等を要し、多大な手間とコストが
かかる。そこで、特開平１−127653号公報においては、
α＋β型チタン合金に施す熱処理を工夫することによ
り、冷間圧延性を向上させる方法が開発されている。
機、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用い
られている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料
であり、その製造コストが他の材料に比べ極めて高いこ
とが問題となっている。例えば、代表的チタン合金であ
るTi−6Al−4V合金の薄板製造にあたっては、パック圧
延法と呼ばれるプロセスが用いられている。これは、圧
延中の材料の温度低下を防ぐために、数枚のTi−6Al−4
V合金製の板を層状に重ね、軟鋼製の箱に入れて圧延す
るものであるが、チタン合金板への剥離材塗布、軟鋼製
カバー材の作製、溶接等を要し、多大な手間とコストが
かかる。そこで、特開平１−127653号公報においては、
α＋β型チタン合金に施す熱処理を工夫することによ
り、冷間圧延性を向上させる方法が開発されている。
Ti−6Al−4V合金に代表されるα＋β型合金は、各種
機械的特性に優れ、また溶接性・耐食性も良好なことか
ら最も広く用いられている。しかしながら、本合金は、
冷間圧延が殆ど不可能であり、しかも熱間加工の可能な
温度範囲が著しく制限されているために、その薄板製造
にあたっては、多大な手間とコストがかかるパック圧延
法によらねばならなかった。特開平１−127653号公報に
開示されている製造方法（熱処理方法）によれば、本合
金の限界冷間圧延率を最大40％にまで高めることが可能
となっているが、いまだこの値は十分ではない。そこ
で、これらの問題点を解決し、製造コストの安いチタン
合金を供給するために、本発明者等はTi−6Al−4V合金
より高強度であり、しかも冷間加工が可能なチタン合金
を発明した（特願平１−177759号）。
機械的特性に優れ、また溶接性・耐食性も良好なことか
ら最も広く用いられている。しかしながら、本合金は、
冷間圧延が殆ど不可能であり、しかも熱間加工の可能な
温度範囲が著しく制限されているために、その薄板製造
にあたっては、多大な手間とコストがかかるパック圧延
法によらねばならなかった。特開平１−127653号公報に
開示されている製造方法（熱処理方法）によれば、本合
金の限界冷間圧延率を最大40％にまで高めることが可能
となっているが、いまだこの値は十分ではない。そこ
で、これらの問題点を解決し、製造コストの安いチタン
合金を供給するために、本発明者等はTi−6Al−4V合金
より高強度であり、しかも冷間加工が可能なチタン合金
を発明した（特願平１−177759号）。
本発明の目的は、さらに、この合金の冷間加工性を向
上させる製造方法を開発しようとするものである。
上させる製造方法を開発しようとするものである。
発明者等は、これらの開発合金について鋭意研究を重
ねた結果、冷間加工が可能なチタン合金の冷間加工用素
材を、 下記（１）式を満足する温度範囲Ｔであり、 （β変態点−250℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点…（１） そして、加熱保持後の冷却速度（ａ）により、選択さ
れる下記（２）式または（３）式により、 ａ≧10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦60×log（ａ）＋β変態点−120…（２） ａ＜10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−60×log（ａ）＋β変態点…（３） 10分以上３時間以下の間保持した後、冷却することを
特徴とする冷間加工用チタン合金材の熱処理法により、
チタン合金材の冷間加工性を著しく向上させることに成
功した。
ねた結果、冷間加工が可能なチタン合金の冷間加工用素
材を、 下記（１）式を満足する温度範囲Ｔであり、 （β変態点−250℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点…（１） そして、加熱保持後の冷却速度（ａ）により、選択さ
れる下記（２）式または（３）式により、 ａ≧10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦60×log（ａ）＋β変態点−120…（２） ａ＜10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−60×log（ａ）＋β変態点…（３） 10分以上３時間以下の間保持した後、冷却することを
特徴とする冷間加工用チタン合金材の熱処理法により、
チタン合金材の冷間加工性を著しく向上させることに成
功した。
この発明は、 Al:3.0 〜 5.0 wt.％、 V :2.1 〜 3.7 wt.％、 Mo:0.85 〜 3.15 wt.％、 O :0.15 wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％） ＋0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％） ＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5 ×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.％）≦13wt.％ の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなる成分組成を有するチタン合金の冷間加工用素材
を、下記（１）式を満足する温度範囲Ｔであり、 （β変態点−250℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点…（１） そして、加熱保持後の冷却速度（ａ）により、選択さ
れる下記（２）式または（３）式により、 ａ≧10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦60×log（ａ）＋β変態点−120…（２） ａ＜10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−60×log（ａ）＋β変態点…（３） 10分以上３時間以下の間保持した後、冷却することに
特徴を有するものである。
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％） ＋0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％） ＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5 ×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.％）≦13wt.％ の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなる成分組成を有するチタン合金の冷間加工用素材
を、下記（１）式を満足する温度範囲Ｔであり、 （β変態点−250℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点…（１） そして、加熱保持後の冷却速度（ａ）により、選択さ
れる下記（２）式または（３）式により、 ａ≧10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦60×log（ａ）＋β変態点−120…（２） ａ＜10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−60×log（ａ）＋β変態点…（３） 10分以上３時間以下の間保持した後、冷却することに
特徴を有するものである。
次に、本発明において、成分組成範囲を上述のように
限定した理由を以下に述べる。
限定した理由を以下に述べる。
（１） Al（アルミニウム）： チタン合金は、通常熱間鍛造あるいは熱間圧延または
その両者により製造される。しかしながら、熱間加工中
に温度低下が起きると、変形抵抗が急激に増大するとと
もに割れ等の欠陥の発生が起きやすくなり、製造性を著
しく低下させる。これらの製造性はAlの含有量と密接な
関係がある。すなわち、Alはα＋β組織を得るためのα
相安定化元素として添加され、強度上昇に寄与する。し
かしながら、Al含有量が3wt.％未満では、十分な強度が
得られない。一方、Al含有量が5wt.％を超えると、熱間
変形抵抗が増大するとともに冷間加工性が劣化し、製造
性が悪くなる。従って、Al含有量は3.0〜5.0wt.％の範
囲に限定すべきである。
その両者により製造される。しかしながら、熱間加工中
に温度低下が起きると、変形抵抗が急激に増大するとと
もに割れ等の欠陥の発生が起きやすくなり、製造性を著
しく低下させる。これらの製造性はAlの含有量と密接な
関係がある。すなわち、Alはα＋β組織を得るためのα
相安定化元素として添加され、強度上昇に寄与する。し
かしながら、Al含有量が3wt.％未満では、十分な強度が
得られない。一方、Al含有量が5wt.％を超えると、熱間
変形抵抗が増大するとともに冷間加工性が劣化し、製造
性が悪くなる。従って、Al含有量は3.0〜5.0wt.％の範
囲に限定すべきである。
（２） Fe（鉄）、Ni（ニッケル）、Co（コバルト）お
よびCr（クロム）： 一般にα＋β型チタン合金型のミクロ組織はα相とβ
相の２相からなっているが、このうちα相が著しく加工
性に劣っており、これがチタン合金の加工性の悪い原因
である。すなわち、冷間加工性に優れたチタン合金を得
るためには、加工性に劣ったα相の体積率を減らし、逆
に加工性に富んだβ相の体積率を大きくすることが有効
である。そこで、β相安定化元素である。Fe、Ni、Coお
よびCrのうちの１種または２種以上ならびに後述するMo
を添加する。Fe、Ni、CoおよびCrは、β相安定化元素と
して添加され、上記効果をもたらす。さらに、これらの
元素は主にβ相に固溶し強度を上昇させるとともに、合
金の超塑性発現温度を下げる作用を有する。しかしなが
ら、Fe、Ni、CoおよびCrの含有量がそれぞれ0.1wt.％未
満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、Fe、Ni、CoおよびCrの含有量がそれぞれ3.15wt.％
を超えると、これらの元素とTiとの間に脆化相である金
属間化合物が形成され、さらに、溶解時にβフレックと
呼ばれる偏析相が形成され、その結果、合金の機械的性
質、特に延性が劣化する。従って、Fe、Ni、CoおよびCr
の１種または２種以上の含有量は0.1〜3.15wt.％の範囲
に限定することが好ましい。
よびCr（クロム）： 一般にα＋β型チタン合金型のミクロ組織はα相とβ
相の２相からなっているが、このうちα相が著しく加工
性に劣っており、これがチタン合金の加工性の悪い原因
である。すなわち、冷間加工性に優れたチタン合金を得
るためには、加工性に劣ったα相の体積率を減らし、逆
に加工性に富んだβ相の体積率を大きくすることが有効
である。そこで、β相安定化元素である。Fe、Ni、Coお
よびCrのうちの１種または２種以上ならびに後述するMo
を添加する。Fe、Ni、CoおよびCrは、β相安定化元素と
して添加され、上記効果をもたらす。さらに、これらの
元素は主にβ相に固溶し強度を上昇させるとともに、合
金の超塑性発現温度を下げる作用を有する。しかしなが
ら、Fe、Ni、CoおよびCrの含有量がそれぞれ0.1wt.％未
満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、Fe、Ni、CoおよびCrの含有量がそれぞれ3.15wt.％
を超えると、これらの元素とTiとの間に脆化相である金
属間化合物が形成され、さらに、溶解時にβフレックと
呼ばれる偏析相が形成され、その結果、合金の機械的性
質、特に延性が劣化する。従って、Fe、Ni、CoおよびCr
の１種または２種以上の含有量は0.1〜3.15wt.％の範囲
に限定することが好ましい。
（３） Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9
×Cr（wt.％）： Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr
（wt.％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し、チタ
ン合金のβ相の体積率と密接な関係がある。この値が0.
85wt.％未満であると、β相の体積率が小さく、冷間加
工性に劣り、好ましくない。また、この値が3.15wt.％
を超えると、Fe、Ni、Co、CrとTiとの間に脆化相である
金属間化合物が形成され、さらに、溶解時にβフレック
が形成され、その結果。合金の機械的性質、とくに室温
延性が劣化する。従って、Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋
Co（wt.％）＋0.9×Cr（wt.％）の値は、0.85wt.％〜3.
15wt.％の範囲に限定すべきである。
×Cr（wt.％）： Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr
（wt.％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し、チタ
ン合金のβ相の体積率と密接な関係がある。この値が0.
85wt.％未満であると、β相の体積率が小さく、冷間加
工性に劣り、好ましくない。また、この値が3.15wt.％
を超えると、Fe、Ni、Co、CrとTiとの間に脆化相である
金属間化合物が形成され、さらに、溶解時にβフレック
が形成され、その結果。合金の機械的性質、とくに室温
延性が劣化する。従って、Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋
Co（wt.％）＋0.9×Cr（wt.％）の値は、0.85wt.％〜3.
15wt.％の範囲に限定すべきである。
（４） Mo（モリブデン）： Moも上述したFe、Ni、CoおよびCrと同様に、β相安定
化元素として添加され、β相の体積率を増大させること
により、冷間加工性を向上させる作用を有する。さら
に、Moは主にβ相に固溶し強度を上昇させる作用を有す
る。しかしながら、Mo含有量が0.85wt.％未満では、上
述した作用に所望の効果が得られない。一方、Mo含有量
が3.15wt.％を超えると、Moが重い元素であることから
合金の密度を増大させ、高比強度であるというチタン合
金の特徴を損なう。さらに、Moはチタン中での拡散速度
が小さいために、超塑性成形時の変形応力が増大する。
従って、Mo含有量は、0.85wt.％〜3.15wt.％の範囲に限
定すべきである。
化元素として添加され、β相の体積率を増大させること
により、冷間加工性を向上させる作用を有する。さら
に、Moは主にβ相に固溶し強度を上昇させる作用を有す
る。しかしながら、Mo含有量が0.85wt.％未満では、上
述した作用に所望の効果が得られない。一方、Mo含有量
が3.15wt.％を超えると、Moが重い元素であることから
合金の密度を増大させ、高比強度であるというチタン合
金の特徴を損なう。さらに、Moはチタン中での拡散速度
が小さいために、超塑性成形時の変形応力が増大する。
従って、Mo含有量は、0.85wt.％〜3.15wt.％の範囲に限
定すべきである。
（５） Ｖ（バナジウム）： Ｖはα＋β組織を得るためのβ相安定化元素として添
加され、Tiとの間に脆化相である金属間化合物を形成す
ることなく強度を上昇させる作用を有する。すなわち、
Ｖは主にβ相に固溶しこれを強化する。しかしながら、
Ｖ含有量2.1wt.％未満では上述した作用に所望の効果が
得られない。一方、Ｖ含有量が3.7wt.％を超えると、β
変態点が低くなり過ぎ、その結果、超塑性延びが不十分
となる。従って、Ｖ含有量は2.1wt.％〜3.7wt.％の範囲
に限定すべきである。
加され、Tiとの間に脆化相である金属間化合物を形成す
ることなく強度を上昇させる作用を有する。すなわち、
Ｖは主にβ相に固溶しこれを強化する。しかしながら、
Ｖ含有量2.1wt.％未満では上述した作用に所望の効果が
得られない。一方、Ｖ含有量が3.7wt.％を超えると、β
変態点が低くなり過ぎ、その結果、超塑性延びが不十分
となる。従って、Ｖ含有量は2.1wt.％〜3.7wt.％の範囲
に限定すべきである。
（６） Ｏ（酸素）： Ｏはα相に固溶して強度を上昇させる作用を有する。
しかしながら、Ｏ含有量が0.01wt.％未満では、強度上
昇への寄与が十分でなく、所望の強度が得られないので
Ｏ含有量は0.01wt.％以上が好ましい。また、Ｏ含有量
が0.15wt.％を超えると、冷間加工性を劣化させるので
好ましくない。従って、Ｏ含有量は0.15wt.％以下とす
べきである。
しかしながら、Ｏ含有量が0.01wt.％未満では、強度上
昇への寄与が十分でなく、所望の強度が得られないので
Ｏ含有量は0.01wt.％以上が好ましい。また、Ｏ含有量
が0.15wt.％を超えると、冷間加工性を劣化させるので
好ましくない。従って、Ｏ含有量は0.15wt.％以下とす
べきである。
（７） ２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）： ２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.
％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.
％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し、チタン合金
のβ相の体積率と密接な関係がある。この値が7wt.％未
満では、β相の体積率が小さく、冷間加工性に優れると
いう本合金の特長を損なうとともに、室温強度上昇への
寄与が十分でない。一方、この値が13wt.％を超える
と、β相の体積率が多くなり過ぎ、冷間加工性は良くな
るが、超塑性特性や溶接性等、他の特性が悪くなり好ま
しくない。従って、２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）
＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.
％）＋Mo（wt.％）の値は、7wt.％〜13wt.％の範囲に限
定すべきである。
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）： ２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.
％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.
％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し、チタン合金
のβ相の体積率と密接な関係がある。この値が7wt.％未
満では、β相の体積率が小さく、冷間加工性に優れると
いう本合金の特長を損なうとともに、室温強度上昇への
寄与が十分でない。一方、この値が13wt.％を超える
と、β相の体積率が多くなり過ぎ、冷間加工性は良くな
るが、超塑性特性や溶接性等、他の特性が悪くなり好ま
しくない。従って、２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）
＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.
％）＋Mo（wt.％）の値は、7wt.％〜13wt.％の範囲に限
定すべきである。
次に、熱処理方法について説明する。
本発明は冷間加工を行うチタン合金の素材を、 下記（１）式を満足する温度範囲Ｔであり、 （β変態点−250℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点…１ そして、加熱保持後の冷却速度（ａ）により、選択さ
れる下記（２）式または（３）式により、 ａ≧10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦60×log（ａ）＋β変態点−120…（２） ａ＜10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−60×log（ａ）＋β変態点…（３） 10分以上３時間以下の間保持した後、冷却することを
特徴とする熱処理を行うものである。これにより、素材
は初析α相とβ相の２相、初析α相と冷却中に生じ
るα相とβ相の層状組織からなるミクロ組織、あるいは
初析α相とマルテンサイトからなるミクロ組織のいず
れかとなる。優れた冷間加工性を得るためには、熱処理
により素材が十分軟化するとともに、加熱保持中あるい
は冷却中に素材の硬度を上昇させるような好ましくない
相の析出を防ぐ必要がある。
れる下記（２）式または（３）式により、 ａ≧10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦60×log（ａ）＋β変態点−120…（２） ａ＜10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−60×log（ａ）＋β変態点…（３） 10分以上３時間以下の間保持した後、冷却することを
特徴とする熱処理を行うものである。これにより、素材
は初析α相とβ相の２相、初析α相と冷却中に生じ
るα相とβ相の層状組織からなるミクロ組織、あるいは
初析α相とマルテンサイトからなるミクロ組織のいず
れかとなる。優れた冷間加工性を得るためには、熱処理
により素材が十分軟化するとともに、加熱保持中あるい
は冷却中に素材の硬度を上昇させるような好ましくない
相の析出を防ぐ必要がある。
本発明で、前記熱処理温度の下限を（β変態点−250
℃）以上としたのは、この温度未満で熱処理を行うと、
熱処理による熱鈍の効果（素材の軟化）が十分でなく、
冷間加工性に劣り好ましくないからである。一方、熱処
理温度の上限をβ変態点未満としたのは、この温度以上
において熱処理を行うと、加熱中にβ粒の粗大化が起こ
り、材料の室温延性が低下し、冷間加工性に劣るため好
ましくないからである。
℃）以上としたのは、この温度未満で熱処理を行うと、
熱処理による熱鈍の効果（素材の軟化）が十分でなく、
冷間加工性に劣り好ましくないからである。一方、熱処
理温度の上限をβ変態点未満としたのは、この温度以上
において熱処理を行うと、加熱中にβ粒の粗大化が起こ
り、材料の室温延性が低下し、冷間加工性に劣るため好
ましくないからである。
さらに、熱処理温度の範囲として以下の条件を設け
た。
た。
60×log（ａ）＋β変態点−120（℃）、 以下（ａ≧10℃／分の場合）、 −60×log（ａ）＋β変態点（℃）、 以下（ａ＜10℃／分の場合）、 ただし、ａは加熱保持後の冷却速度（℃／分）。
このような条件を設けたのは、これらの条件を満たさ
ない温度で熱処理をすると、冷却中β相中に微細なα晶
が析出して素材の硬度を上昇させるため好ましくないか
らである。
ない温度で熱処理をすると、冷却中β相中に微細なα晶
が析出して素材の硬度を上昇させるため好ましくないか
らである。
熱処理の保持時間を10分以上３時間以下としたのは以
下の理由による。熱処理時間が10分未満では、素材の軟
化が十分でなく、冷間加工性に劣り、好ましくない。ま
た、保持時間が３時間を超えると、設備の稼働率の点か
ら経済的でないばかりか、素材のミクロ組織を粗大化さ
せ冷間加工性を低下させるので好ましくない。
下の理由による。熱処理時間が10分未満では、素材の軟
化が十分でなく、冷間加工性に劣り、好ましくない。ま
た、保持時間が３時間を超えると、設備の稼働率の点か
ら経済的でないばかりか、素材のミクロ組織を粗大化さ
せ冷間加工性を低下させるので好ましくない。
次にこの発明を実施例によりさらに詳しく説明する。
第１表に示した成分組成を有するチタン合金をアルゴ
ン雰囲気アーク炉にて溶製し、断面の寸法が25mm×40mm
のインゴットとした。次いで、インゴットに熱間鍛造を
行い、次いで、熱間圧延を行い、厚さ5mmの板材に仕上
げた。熱処理後に等軸α晶組織とするために、熱間圧延
時の加熱温度はβ変態点以下の（α＋β）２相域とし
た。これらの材料について、各熱処理条件で熱処理を行
った後、酸洗により表層のスケール、酸化皮膜を除去
し、冷間圧延用素材とした。冷間圧延は１パス当たりの
圧下量を0.05mmとし、長さ1mm以上の耳割れまたは被圧
延材の後端部に割れが発生するまで繰り返し行って冷間
圧延性を評価した。
ン雰囲気アーク炉にて溶製し、断面の寸法が25mm×40mm
のインゴットとした。次いで、インゴットに熱間鍛造を
行い、次いで、熱間圧延を行い、厚さ5mmの板材に仕上
げた。熱処理後に等軸α晶組織とするために、熱間圧延
時の加熱温度はβ変態点以下の（α＋β）２相域とし
た。これらの材料について、各熱処理条件で熱処理を行
った後、酸洗により表層のスケール、酸化皮膜を除去
し、冷間圧延用素材とした。冷間圧延は１パス当たりの
圧下量を0.05mmとし、長さ1mm以上の耳割れまたは被圧
延材の後端部に割れが発生するまで繰り返し行って冷間
圧延性を評価した。
合金番号No.1についての熱処理後の冷間圧延性評価試
験結果を第２表および第１図に示す。以上の結果から、
No.A1〜No.A25の本発明の熱処理を行ったものは、いず
れも50％以上の冷間圧延が可能であり、本発明の規定か
ら外れる熱処理を行ったNo.B1〜No.B10の材料と比べて
冷間圧延性が著しく改善されていることがわかる。
験結果を第２表および第１図に示す。以上の結果から、
No.A1〜No.A25の本発明の熱処理を行ったものは、いず
れも50％以上の冷間圧延が可能であり、本発明の規定か
ら外れる熱処理を行ったNo.B1〜No.B10の材料と比べて
冷間圧延性が著しく改善されていることがわかる。
合金番号No.2、No.3、No.4およびNo.5について行った
熱処理後の冷間圧延性評価試験結果をそれぞれ第３表お
よび第２図、第４表および第３図、第５表および第４
図、第６表および第５図に示す。以上の結果から、合金
No.2、No.3、No.4およびNo.5についても同様に、本発明
の熱処理を行ったものは、本発明の規定から外れる処理
を行ったものに比べ、優れた冷間圧延性を有することが
分かる。
熱処理後の冷間圧延性評価試験結果をそれぞれ第３表お
よび第２図、第４表および第３図、第５表および第４
図、第６表および第５図に示す。以上の結果から、合金
No.2、No.3、No.4およびNo.5についても同様に、本発明
の熱処理を行ったものは、本発明の規定から外れる処理
を行ったものに比べ、優れた冷間圧延性を有することが
分かる。
合金番号No.1に50％の冷間圧延を施した材料について
行った熱処理後の冷間圧延性評価試験結果を第７表およ
び第６図に示す。以上の結果からも同様に、本発明の熱
処理を行ったものは、本発明の規定から外れる処理を行
ったものに比べ、優れた冷間圧延性を有することが分か
る。
行った熱処理後の冷間圧延性評価試験結果を第７表およ
び第６図に示す。以上の結果からも同様に、本発明の熱
処理を行ったものは、本発明の規定から外れる処理を行
ったものに比べ、優れた冷間圧延性を有することが分か
る。
〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明は冷間加工用α＋β型チ
タン合金の冷間圧延性を著しく改善させ、製造コストの
低減に貢献するとともに、この優れた冷間加工性によ
り、冷間において曲げ加工や鍛造、転造等の加工が可能
となり、すでに用いられている宇宙航空分野での需要拡
大だけでなく、今までコストの点からチタン合金の使用
が制限されていた分野への適用が期待される産業上有用
な効果がもたらされる。
タン合金の冷間圧延性を著しく改善させ、製造コストの
低減に貢献するとともに、この優れた冷間加工性によ
り、冷間において曲げ加工や鍛造、転造等の加工が可能
となり、すでに用いられている宇宙航空分野での需要拡
大だけでなく、今までコストの点からチタン合金の使用
が制限されていた分野への適用が期待される産業上有用
な効果がもたらされる。
第１図〜第６図は、熱処理後の冷間圧延性評価試験結果
を示すグラフである。いずれも横軸に熱処理温度を、縦
軸に熱処理後の冷却速度を示している。図中の数字は、
長さ1mm以上の耳割れが生じる冷間圧延率である。この
数字が○印で囲んであるものが本発明例であり、斜線で
囲まれた範囲の内側が本発明の請求範囲である。 第１図は合金番号No.1、第２図はNo.2、第３図はNo.3、
第４図はNo.4、第５図はNo.5について実験を行った結果
である。第６図は、合金番号No.1に50％の冷間圧延を施
した材料について、同様の実験を行った結果である。
を示すグラフである。いずれも横軸に熱処理温度を、縦
軸に熱処理後の冷却速度を示している。図中の数字は、
長さ1mm以上の耳割れが生じる冷間圧延率である。この
数字が○印で囲んであるものが本発明例であり、斜線で
囲まれた範囲の内側が本発明の請求範囲である。 第１図は合金番号No.1、第２図はNo.2、第３図はNo.3、
第４図はNo.4、第５図はNo.5について実験を行った結果
である。第６図は、合金番号No.1に50％の冷間圧延を施
した材料について、同様の実験を行った結果である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−274238（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−257448（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−103330（ＪＰ，Ａ) 特開 昭50−25418（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】Al:3.0 〜 5.0 wt.％、 V :2.1 〜 3.7 wt.％、 Mo:0.85 〜 3.15 wt.％、 O :0.15 wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％） ＋0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％） ＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5 ×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.％）≦13wt.％ の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなる成分組成を有するチタン合金の冷間加工用素材
を、下記（１）式を満足する温度範囲Ｔであり、 （β変態点−250℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点…（１） そして、加熱保持後の冷却速度（ａ）により、選択され
る下記（２）式または（３）式により、 ａ≧10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦60×log（ａ）＋β変態点−120…（２） ａ＜10℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−60×log（ａ）＋β変態点…（３） 10分以上３時間以下の間保持した後、冷却することを特
徴とする冷間加工用チタン合金材の熱処理方法。
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|---|---|---|---|
| JP2184911A JP2536673B2 (ja) | 1989-08-29 | 1990-07-12 | 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1-222195 | 1989-08-29 | ||
| JP22219589 | 1989-08-29 | ||
| JP2184911A JP2536673B2 (ja) | 1989-08-29 | 1990-07-12 | 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03166350A JPH03166350A (ja) | 1991-07-18 |
| JP2536673B2 true JP2536673B2 (ja) | 1996-09-18 |
Family
ID=26502786
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2184911A Expired - Lifetime JP2536673B2 (ja) | 1989-08-29 | 1990-07-12 | 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2536673B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006041167A1 (ja) * | 2004-10-15 | 2006-04-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | ｎｅａｒβ型チタン合金 |
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| DE102005052918A1 (de) * | 2005-11-03 | 2007-05-16 | Hempel Robert P | Kaltverformbare Ti-Legierung |
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| US9255316B2 (en) | 2010-07-19 | 2016-02-09 | Ati Properties, Inc. | Processing of α+β titanium alloys |
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| US10119178B2 (en) | 2012-01-12 | 2018-11-06 | Titanium Metals Corporation | Titanium alloy with improved properties |
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| 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 |
| US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| CN104762525A (zh) * | 2015-03-27 | 2015-07-08 | 常熟市双羽铜业有限公司 | 一种热交换器用钛合金管 |
| US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
| CN111826594B (zh) * | 2020-07-30 | 2021-09-28 | 北京理工大学 | 一种电弧增材制造高强钛合金的热处理方法和一种增强的高强钛合金 |
-
1990
- 1990-07-12 JP JP2184911A patent/JP2536673B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006041167A1 (ja) * | 2004-10-15 | 2006-04-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | ｎｅａｒβ型チタン合金 |
| JP2006111935A (ja) * | 2004-10-15 | 2006-04-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ｎｅａｒβ型チタン合金 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03166350A (ja) | 1991-07-18 |
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