JP3343954B2 - ニアβ型チタン合金の強靭化処理方法 - Google Patents
ニアβ型チタン合金の強靭化処理方法Info
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- JP3343954B2 JP3343954B2 JP27484292A JP27484292A JP3343954B2 JP 3343954 B2 JP3343954 B2 JP 3343954B2 JP 27484292 A JP27484292 A JP 27484292A JP 27484292 A JP27484292 A JP 27484292A JP 3343954 B2 JP3343954 B2 JP 3343954B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ニア（Ｎｅａｒ）β型
チタン合金であるＴｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン
合金の靭性を増大させるための処理方法に関する。
チタン合金であるＴｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン
合金の靭性を増大させるための処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に破壊靭性と耐力とは、チタン合金
において互いに相反する値を示すが、ニアβ型チタン合
金は、破壊靭性および耐力の両者が比較的高いため、航
空機等の軽量かつ強靭性が必要とされる構造材料として
使用されている。一般に、チタン合金の鍛造品を作製す
る場合においても、最終鍛造を行った後、溶体化処理を
行い、さらに時効処理を行って、β相中にα結晶粒を析
出させて、特性を向上することが行われている。
において互いに相反する値を示すが、ニアβ型チタン合
金は、破壊靭性および耐力の両者が比較的高いため、航
空機等の軽量かつ強靭性が必要とされる構造材料として
使用されている。一般に、チタン合金の鍛造品を作製す
る場合においても、最終鍛造を行った後、溶体化処理を
行い、さらに時効処理を行って、β相中にα結晶粒を析
出させて、特性を向上することが行われている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年、チタン合金につ
いては、さらに高強度かつ高靭性であるものが要求され
るようになり、例えば、ニアβ型チタン合金について
は、破壊靭性が４４（ＭＰａ√ｍ）以上であり、また
０．２％耐力が１１００（Ｎ／ｍｍ2）であるものが望
まれている。ところで、ニアβ型チタン合金であるＴｉ
−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合金は、高強度かつ高
靭性材であるため、航空機その他の構造材料として有用
であるが、破壊靭性および耐力が上記の値以上を有する
ものが求められるようになってきた。しかしながら、Ｔ
ｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合金について、その
ような破壊靭性および耐力を有するものを作製するため
の処理方法については、未だ特定されていない。本発明
は、上記のような要請に基づいてなされたものであっ
て、その目的は、優れた破壊靭性および耐力を有するＴ
ｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合金よりなる鍛造品
を得るための処理方法を提供することにある。
いては、さらに高強度かつ高靭性であるものが要求され
るようになり、例えば、ニアβ型チタン合金について
は、破壊靭性が４４（ＭＰａ√ｍ）以上であり、また
０．２％耐力が１１００（Ｎ／ｍｍ2）であるものが望
まれている。ところで、ニアβ型チタン合金であるＴｉ
−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合金は、高強度かつ高
靭性材であるため、航空機その他の構造材料として有用
であるが、破壊靭性および耐力が上記の値以上を有する
ものが求められるようになってきた。しかしながら、Ｔ
ｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合金について、その
ような破壊靭性および耐力を有するものを作製するため
の処理方法については、未だ特定されていない。本発明
は、上記のような要請に基づいてなされたものであっ
て、その目的は、優れた破壊靭性および耐力を有するＴ
ｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合金よりなる鍛造品
を得るための処理方法を提供することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、Ｔｉ−１
０Ｖ−Ｆｅ−３Ａｌチタン合金の鍛造品を作製する際に
おける最終鍛造、溶体化処理および時効処理の処理条件
について検討を加えた結果、ある特定の温度条件を採用
することによって、上記の範囲の破壊靭性および耐力が
得られることを見出だし、本発明を完成するに至った。
本発明は、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合金よ
りなる鍛造品を作製するに際して、該合金のβトランザ
ス温度以上の温度である８００〜９００℃の温度範囲に
おいて２０％以上の鍛伸率で最終鍛造を行い、次いで７
５０〜７８０℃の温度範囲において溶体化処理を施し、
さらに４８０〜５１０℃の温度範囲において時効処理を
施すことを特徴とする。
０Ｖ−Ｆｅ−３Ａｌチタン合金の鍛造品を作製する際に
おける最終鍛造、溶体化処理および時効処理の処理条件
について検討を加えた結果、ある特定の温度条件を採用
することによって、上記の範囲の破壊靭性および耐力が
得られることを見出だし、本発明を完成するに至った。
本発明は、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合金よ
りなる鍛造品を作製するに際して、該合金のβトランザ
ス温度以上の温度である８００〜９００℃の温度範囲に
おいて２０％以上の鍛伸率で最終鍛造を行い、次いで７
５０〜７８０℃の温度範囲において溶体化処理を施し、
さらに４８０〜５１０℃の温度範囲において時効処理を
施すことを特徴とする。
【０００５】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明において、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合
金としては、その合金組成が次の範囲にあるものが好ま
しく使用される。Ｖ：９．０〜１１．０重量％、Ｆｅ：
１．５〜２．５重量％、Ａｌ：２．５〜３．５重量％、
Ｏ：０．１５重量％以下、残部Ｔｉ。
発明において、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合
金としては、その合金組成が次の範囲にあるものが好ま
しく使用される。Ｖ：９．０〜１１．０重量％、Ｆｅ：
１．５〜２．５重量％、Ａｌ：２．５〜３．５重量％、
Ｏ：０．１５重量％以下、残部Ｔｉ。
【０００６】これらＴｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタ
ン合金は、常法によって鍛造して所定のサイズの鍛造材
を得た後、最終鍛造によって目的の鍛造品を作製する
が、本発明において、最終鍛造は、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆ
ｅ−３Ａｌチタン合金のβトランザス温度ないしβトラ
ンザス温度よりも１００℃高い温度の範囲、すなわち８
００℃ないし９００℃のβ鍛造領域の温度において行
い、かつ鍛伸率２０％以上で行うことが必要である。こ
の範囲の温度で最終鍛造を行うことにより均一な加工ひ
ずみを導入し、その後行う溶体化処理および時効処理に
よって、β相中に針状のα相を微細に均一析出させるこ
とが可能となり、強靭化が図れる。一方、鍛伸率が２０
％よりも低くなると、加工ひずみの効果が少なくなり、
延性不足による脆化の懸念が生じる。また、最終鍛造温
度が、βトランザス温度＋１００℃よりも高いと、加工
歪みが解放されて鍛伸の効果がなくなり、同様に脆化が
懸念されるようになる。また、βトランザス温度よりも
低い温度で行うと、β相中に析出するα結晶が針状でな
くなり、十分な破壊靭性値が得られなくなる。
ン合金は、常法によって鍛造して所定のサイズの鍛造材
を得た後、最終鍛造によって目的の鍛造品を作製する
が、本発明において、最終鍛造は、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆ
ｅ−３Ａｌチタン合金のβトランザス温度ないしβトラ
ンザス温度よりも１００℃高い温度の範囲、すなわち８
００℃ないし９００℃のβ鍛造領域の温度において行
い、かつ鍛伸率２０％以上で行うことが必要である。こ
の範囲の温度で最終鍛造を行うことにより均一な加工ひ
ずみを導入し、その後行う溶体化処理および時効処理に
よって、β相中に針状のα相を微細に均一析出させるこ
とが可能となり、強靭化が図れる。一方、鍛伸率が２０
％よりも低くなると、加工ひずみの効果が少なくなり、
延性不足による脆化の懸念が生じる。また、最終鍛造温
度が、βトランザス温度＋１００℃よりも高いと、加工
歪みが解放されて鍛伸の効果がなくなり、同様に脆化が
懸念されるようになる。また、βトランザス温度よりも
低い温度で行うと、β相中に析出するα結晶が針状でな
くなり、十分な破壊靭性値が得られなくなる。
【０００７】最終鍛造に続いて溶体化処理を行い、水冷
によって急冷した後、時効処理を行うが、溶体化処理は
温度７５０〜７８０℃の範囲で行うことが必要である。
溶体化温度が７５０℃よりも低くなると、所望の耐力が
得られなくなり、一方７８０℃よりも高くなると、加工
ひずみの効果が消え、脆化の懸念が生じるようになる。
また、時効処理は温度４８０〜５１０℃の範囲で行うこ
とが必要である。時効処理温度が５１０℃よりも高くな
ると、所望の耐力が得られなくなり、また４８０℃より
も低くなると、所望の破壊靭性値が得られなくなる。
によって急冷した後、時効処理を行うが、溶体化処理は
温度７５０〜７８０℃の範囲で行うことが必要である。
溶体化温度が７５０℃よりも低くなると、所望の耐力が
得られなくなり、一方７８０℃よりも高くなると、加工
ひずみの効果が消え、脆化の懸念が生じるようになる。
また、時効処理は温度４８０〜５１０℃の範囲で行うこ
とが必要である。時効処理温度が５１０℃よりも高くな
ると、所望の耐力が得られなくなり、また４８０℃より
も低くなると、所望の破壊靭性値が得られなくなる。
【０００８】
例１ 下記組成のニアβ型チタン合金よりなる鍛造材から８０
×８０×２５０ｍｍのサイズの試験片を切り取り、８３
０℃において、鍛伸率４０％になるように鍛伸し（断面
８０×４８ｍｍ）、７５０〜７８０℃で２時間溶体化処
理を行い、水冷によって急冷した。次いで４８５または
５００℃の温度で８時間時効処理を行った。得られた鍛
造品について、引っ張り強さ、０．２％耐久力、伸び、
絞りおよび破壊靭性値を測定した。その結果を表１およ
び図１に示す。 （合金組成）Ｖ：１０．０４、Ｆｅ：１．７７、Ａｌ：
３．０７、Ｃ：０．００７、Ｎ：０．００４、Ｏ：０．
０８２、Ｈ：０．００４、Ｙ：０．００１以下、残部Ｔ
ｉ。
×８０×２５０ｍｍのサイズの試験片を切り取り、８３
０℃において、鍛伸率４０％になるように鍛伸し（断面
８０×４８ｍｍ）、７５０〜７８０℃で２時間溶体化処
理を行い、水冷によって急冷した。次いで４８５または
５００℃の温度で８時間時効処理を行った。得られた鍛
造品について、引っ張り強さ、０．２％耐久力、伸び、
絞りおよび破壊靭性値を測定した。その結果を表１およ
び図１に示す。 （合金組成）Ｖ：１０．０４、Ｆｅ：１．７７、Ａｌ：
３．０７、Ｃ：０．００７、Ｎ：０．００４、Ｏ：０．
０８２、Ｈ：０．００４、Ｙ：０．００１以下、残部Ｔ
ｉ。
【０００９】また、比較のために、溶体化処理を７４０
℃で行った以外は上記と同様に処理して鍛造品を得た。
さらにまた、鍛造をα＋β域である７６０℃において行
った後、上記と同様に溶体化処理および時効処理を行っ
て鍛造品を得た。それらについても同様の評価を行っ
た。結果を同様に表１および図１に示す。
℃で行った以外は上記と同様に処理して鍛造品を得た。
さらにまた、鍛造をα＋β域である７６０℃において行
った後、上記と同様に溶体化処理および時効処理を行っ
て鍛造品を得た。それらについても同様の評価を行っ
た。結果を同様に表１および図１に示す。
【００１０】
【表１】
【００１１】又、本発明のＮｏ．１のものと、比較例の
Ｎｏ．７のものの、ミクロ組織を図２および図３に示
す。Ｎｏ．１の場合には、微細な針状のα相が析出して
いるが、Ｎｏ．７の場合は、α相は粒状化しており、所
望の靭性を得ることができない。
Ｎｏ．７のものの、ミクロ組織を図２および図３に示
す。Ｎｏ．１の場合には、微細な針状のα相が析出して
いるが、Ｎｏ．７の場合は、α相は粒状化しており、所
望の靭性を得ることができない。
【００１２】例２ 例１と同様の鍛造材の試験片を用い、８３０℃におい
て、鍛伸率２０％、４０％および６０％になるように鍛
伸し（断面８０×（６４、４８、３２）ｍｍ）、７６０
℃で２時間溶体化処理を行い、水冷によって急冷した。
次いで４８５または５００℃の温度で８時間時効処理を
行った。得られた鍛造品について、引っ張り強さ、０．
２％耐久力、伸び、絞りおよび破壊靭性値を測定した。
その結果を図４に示す。
て、鍛伸率２０％、４０％および６０％になるように鍛
伸し（断面８０×（６４、４８、３２）ｍｍ）、７６０
℃で２時間溶体化処理を行い、水冷によって急冷した。
次いで４８５または５００℃の温度で８時間時効処理を
行った。得られた鍛造品について、引っ張り強さ、０．
２％耐久力、伸び、絞りおよび破壊靭性値を測定した。
その結果を図４に示す。
【００１３】
【発明の効果】本発明においては、上記のように最終鍛
造条件および熱処理条件を特定の範囲に設定することに
より、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌの合金組成を有す
るチタン合金から、４４（ＭＰａ√ｍ）以上の破壊靭性
値および１１００（Ｎ／ｍｍ2）以上の０．２％耐力を
有する優れた物性の鍛造品を作製することができる。
造条件および熱処理条件を特定の範囲に設定することに
より、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌの合金組成を有す
るチタン合金から、４４（ＭＰａ√ｍ）以上の破壊靭性
値および１１００（Ｎ／ｍｍ2）以上の０．２％耐力を
有する優れた物性の鍛造品を作製することができる。
【図１】 例１における鍛造品の破壊靭性値と０．２％
耐力との関係を示すグラフである。
耐力との関係を示すグラフである。
【図２】 例１の試験Ｎｏ．１の鍛造品の金属組織の倍
率４００倍の顕微鏡写真である。
率４００倍の顕微鏡写真である。
【図３】 例１の試験Ｎｏ．７の鍛造品の金属組織の倍
率４００倍の顕微鏡写真である。
率４００倍の顕微鏡写真である。
【図４】 例２における鍛造品の各特性と鍛伸率との関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
１〜７…試験Ｎｏ．１〜試験Ｎｏ．７
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22F 1/18 C22C 14/00
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌチタン合
金よりなる鍛造品を作製するに際して、該合金のβトラ
ンザス温度以上の温度である８００〜９００℃の温度範
囲において２０％以上の鍛伸率で最終鍛造を行い、次い
で７５０〜７８０℃の温度範囲において溶体化処理を施
し、さらに４８０〜５１０℃の温度範囲において時効処
理を施すことを特徴とするニアβ型チタン合金の処理方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27484292A JP3343954B2 (ja) | 1992-09-21 | 1992-09-21 | ニアβ型チタン合金の強靭化処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27484292A JP3343954B2 (ja) | 1992-09-21 | 1992-09-21 | ニアβ型チタン合金の強靭化処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06101006A JPH06101006A (ja) | 1994-04-12 |
| JP3343954B2 true JP3343954B2 (ja) | 2002-11-11 |
Family
ID=17547348
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27484292A Expired - Fee Related JP3343954B2 (ja) | 1992-09-21 | 1992-09-21 | ニアβ型チタン合金の強靭化処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3343954B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10669619B2 (en) | 2014-11-28 | 2020-06-02 | Nippon Steel Corporation | Titanium alloy member and method for manufacturing the same |
-
1992
- 1992-09-21 JP JP27484292A patent/JP3343954B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10669619B2 (en) | 2014-11-28 | 2020-06-02 | Nippon Steel Corporation | Titanium alloy member and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06101006A (ja) | 1994-04-12 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |