JP3362428B2 - β型チタン合金熱間成形品の処理方法 - Google Patents
β型チタン合金熱間成形品の処理方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、β型チタン合金の組織
を整粒化および細粒化するためのβ型チタン合金の処理
方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】β型チタン合金は、αおよびα＋βチタ
ン合金に比べて、熱処理によって高い強度および靱性が
得られ、また加工性が優れ、特に冷間加工性が優れてい
るという利点があり、従来から、航空機エンジン用ファ
ンディスク等、軽量かつ強靭性が要求される各種構造用
部材に使用されている。ところで、これらβチタン合金
よりなる構造用部材は、組織の細粒化をはかることによ
って、特性を向上させることが望まれてる。従来、β型
チタン合金の細粒化に関しては、冷間加工と再結晶熱処
理を組み合わせることによって実施できることが知られ
ている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、冷間加
工と再結晶熱処理を組み合わせる方法は熱間成形品を作
製する場合には適用することができず、したがって、従
来、熱間成形によって大型の製品を得る場合について
は、組織の整粒化、細粒化をはかることは困難であっ
た。従来、熱間成形によってβ型チタン合金の製品を得
る場合、チタン合金インゴットを、βトランザス、すな
わちα＋β／β変態点（以下、β変態点）以上の温度で
分解鍛造、β鍛造を行い、その後荒地鍛造および仕上げ
鍛造を行っている。しかしながら、この方法において
は、β型チタン合金の整細粒化が十分行われず、大きな
結晶が残存して、それが最終的に製品中に残留し、疲労
特性や延性の低下が生じるという問題があった。したが
って、従来から、組織の整粒化および細粒化が充分に行
われたβ型チタン合金の熱間成形品を得ることが望まれ
ている。本発明は、従来の技術における上記のような要
望に鑑みてなされたものである。すなわち、本発明の目
的は、組織を整粒化および細粒化することが可能なβ型
チタン合金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】本発明のβ型チタン合金
の細粒化処理方法は、チタン合金インゴットを、β変態
点＋１００℃〜β変態点＋３００℃の温度範囲において
鍛練比２以上で分塊鍛造し、次いでβ変態点＋１２５℃
〜β変態点＋３２５℃の温度範囲において溶体化処理を
施し、急冷した後、β変態点−５０℃〜β変態点＋２５
０℃の温度範囲において鍛練比２以上で荒地鍛造および
／または仕上げ鍛造を行うことを特徴とする。 【０００５】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明において、例えば真空アーク炉によって精練された
チタン合金インゴットは、先ずチタン合金のβ変態点よ
りも１００℃ないし３００℃高い温度範囲において、分
塊鍛造を行って鍛練比２以上の鍛造品を作製する。この
分塊鍛造によって、チタン合金組織に加工歪みが付与さ
れた状態になる。分塊鍛造温度が上記の範囲よりも低い
場合には、鍛造割れを発生するようになり、また上記の
範囲よりも高い場合には、加工歪みが付与されなくな
り、また鍛練比が２よりも低くなると、鋳塊組織が残存
し、後工程の組織の細粒化が不十分になるので、上記の
条件で分塊鍛造を行うことが必要である。例えば、Ｔｉ
−２２Ｖ−４Ａｌの合金組成の場合についてみると、こ
のチタン合金のβ変態点は７２５℃であるから、８２５
℃〜１０２５℃の温度範囲で分塊鍛造を行う。 【０００６】ついで、分塊鍛造品に溶体化処理を施す。
溶体化処理は、β変態点よりも１２５℃ないし３２５℃
高い温度範囲で実施する必要があり、好ましくは分塊鍛
造温度以上とする。溶体化処理の温度が、上記の範囲よ
りも低くなると、整粒化が十分達成されず、低い整粒化
率のものとなり、粗大な結晶粒と微小な結晶粒とが混在
した組織になる。また上記範囲の温度よりも高くなる
と、整粒化率は１００％近くなるが、結晶粒度が粗大に
なってくる。溶体化処理は、通常３０分ないし２時間の
範囲で実施される。上記Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌの合金組
成の場合についてみると、溶体化処理の温度は、８５０
℃〜１０５０℃の範囲、好ましくは９００〜１０００℃
の範囲で実施される。 【０００７】溶体化処理の後、水冷などによって急冷
し、ついで再び加熱して、荒地鍛造および／または仕上
げ鍛造を行う。荒地および仕上げ鍛造における鍛造温度
は、β変態点よりも５０℃低い温度ないしβ変態点より
も２５０℃高い温度範囲において行うことが必要であ
り、鍛練比は２以上であることが必要である。この荒地
または仕上げ鍛造により、前記溶体化処理によって整粒
化されたチタン合金の組織が細粒化され、整粒化および
細粒化された組織を有するチタン合金が得られる。鍛造
温度が上記の範囲よりも低い場合には、溶体化時の結晶
粒が著しく残った状態となり、加工中の再結晶化が期待
できず、細粒化が充分でなくなり、また上記の範囲より
も高い場合には、再結晶の粗大化を生じるようになり、
細粒化が十分でなくなる。また、鍛練比が２よりも低く
なると、歪み量が十分でなく、細粒組織が得られない。
上記Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌの合金組成の場合についてみ
ると、荒地または仕上げ鍛造温度は、６７５℃〜９７５
℃の範囲、好ましくは８５０〜９００℃の範囲で実施す
る。上記のようにして熱処理および熱間加工されたチタ
ン合金は、その後常法によって溶体化処理および時効処
理を行うことができる。 【０００８】本発明は、β型チタン合金であれば、如何
なるものにも適用することができる。β型チタン合金と
しては、上記Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ合金のほかに、例え
ば次のものが例示される。 Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓｎ（β変態点：７
５０℃） Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ（β変態
点：７７０℃） Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ（β変態点：８００℃） Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ（β変
態点：８９０℃） 【０００９】 【実施例】 例１ 真空アーク炉で精練された下記合金組成（β変態点：７
２５℃）のＴｉ−２２Ｖ−４Ａｌチタン合金インゴット
（直径５３０ｍｍ）を４面鍛造機によって９５０℃にお
いて分塊鍛造を行い、直径２６０ｍｍの分塊鍛造材（鍛
練比４．２）を得た。 （合金組成）Ｃ：０．０２％、Ｏ：０．１２％、Ｎ：
０．０３％、Ｈ：０．０００４％、Ｆｅ：０．１０％、
Ａｌ：４．４７％、Ｖ：２１．２２％，残部Ｔｉ。 続いて溶体化処理を行った。比較のために、溶体化温度
を変えて処理を行った。すなわち、それぞれ８２５℃、
９００℃、９５０℃、１０００℃の温度に３０分間保持
した後、水冷によって急冷した。その際の整粒化率と溶
体化処理温度との関係を図１に示し、また整粒部分の結
晶粒度と溶体化処理温度との関係を図２に示す。また、
１０００℃で溶体化処理した場合の、組織の顕微鏡写真
（５０倍）を図３に、また、８２５℃で溶体化処理した
場合の組織の顕微鏡写真（５０倍）を図４に示す。これ
ら図１ないし図４から明らかなように、溶体化処理を、
β変態点＋１２５℃〜β変態点＋３２５℃の温度範囲に
おいて実施した場合には、整粒化が満足に実施されてい
ることが分かる。上記溶体化処理されたチタン合金は、
ついで８５０℃で荒地鍛造または仕上げ鍛造を行い、直
径１２５ｍｍの鍛造品（鍛練比４．３）を得た。この鍛
造品の組織を顕微鏡で確認したところ、９００℃、９５
０℃および１０００℃で溶体化処理を行ったものは、整
粒化および細粒化が良好に行われていた。一方、８２５
℃で溶体化処理を行ったものは、粗大結晶粒が残存して
いた。 【００１０】例２ 例２のインゴットを、例１と同様に分塊鍛造し、１００
０℃において１時間溶体化処理を行い、水冷して結晶粒
度＃−１．３の分塊鍛造材を得た。この分塊鍛造材につ
いて、据え込み鍛造を７００℃〜９５０℃の範囲の種々
の温度において行ない（鍛練比２．３）、同温度で再加
熱して再結晶化し、結晶の細粒化の程度を評価した。そ
の結果を図５に示す。この結果から、上記の温度範囲で
は細粒化が達成されているが、据え込み鍛造温度が８０
０℃以下の場合は、再加熱後も、据え込み鍛造前の結晶
粒が混在していたので、８５０〜９５０℃で据え込み鍛
造を行なった場合がより好ましいことが分かる。 【００１１】例３ 下記表１に示される合金組成のチタン合金について、表
２に示される条件で熱間処理および溶体化処理を行なっ
た。その結果を表２に示す。 【００１２】 【表１】 【００１３】 【表２】 【００１４】 【発明の効果】本発明は、上記のように、分解鍛造およ
びβ相域における荒地または仕上げ鍛造の間に、β変態
点以上の所定の温度範囲で溶体化処理を行うことによ
り、組織が整粒化され、かつ細粒化されたβ型チタン合
金の熱間成形品が得られる。したがって、本発明によれ
ば、熱間成形による大型の鍛造品の作製に好適であり、
車両用板バネ、自動車用コンロッド、航空機エンジン用
ファンブレード等、軽量で強靭性が要求される各種構造
用部材の作製に有用である。
を整粒化および細粒化するためのβ型チタン合金の処理
方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】β型チタン合金は、αおよびα＋βチタ
ン合金に比べて、熱処理によって高い強度および靱性が
得られ、また加工性が優れ、特に冷間加工性が優れてい
るという利点があり、従来から、航空機エンジン用ファ
ンディスク等、軽量かつ強靭性が要求される各種構造用
部材に使用されている。ところで、これらβチタン合金
よりなる構造用部材は、組織の細粒化をはかることによ
って、特性を向上させることが望まれてる。従来、β型
チタン合金の細粒化に関しては、冷間加工と再結晶熱処
理を組み合わせることによって実施できることが知られ
ている。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、冷間加
工と再結晶熱処理を組み合わせる方法は熱間成形品を作
製する場合には適用することができず、したがって、従
来、熱間成形によって大型の製品を得る場合について
は、組織の整粒化、細粒化をはかることは困難であっ
た。従来、熱間成形によってβ型チタン合金の製品を得
る場合、チタン合金インゴットを、βトランザス、すな
わちα＋β／β変態点（以下、β変態点）以上の温度で
分解鍛造、β鍛造を行い、その後荒地鍛造および仕上げ
鍛造を行っている。しかしながら、この方法において
は、β型チタン合金の整細粒化が十分行われず、大きな
結晶が残存して、それが最終的に製品中に残留し、疲労
特性や延性の低下が生じるという問題があった。したが
って、従来から、組織の整粒化および細粒化が充分に行
われたβ型チタン合金の熱間成形品を得ることが望まれ
ている。本発明は、従来の技術における上記のような要
望に鑑みてなされたものである。すなわち、本発明の目
的は、組織を整粒化および細粒化することが可能なβ型
チタン合金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】本発明のβ型チタン合金
の細粒化処理方法は、チタン合金インゴットを、β変態
点＋１００℃〜β変態点＋３００℃の温度範囲において
鍛練比２以上で分塊鍛造し、次いでβ変態点＋１２５℃
〜β変態点＋３２５℃の温度範囲において溶体化処理を
施し、急冷した後、β変態点−５０℃〜β変態点＋２５
０℃の温度範囲において鍛練比２以上で荒地鍛造および
／または仕上げ鍛造を行うことを特徴とする。 【０００５】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明において、例えば真空アーク炉によって精練された
チタン合金インゴットは、先ずチタン合金のβ変態点よ
りも１００℃ないし３００℃高い温度範囲において、分
塊鍛造を行って鍛練比２以上の鍛造品を作製する。この
分塊鍛造によって、チタン合金組織に加工歪みが付与さ
れた状態になる。分塊鍛造温度が上記の範囲よりも低い
場合には、鍛造割れを発生するようになり、また上記の
範囲よりも高い場合には、加工歪みが付与されなくな
り、また鍛練比が２よりも低くなると、鋳塊組織が残存
し、後工程の組織の細粒化が不十分になるので、上記の
条件で分塊鍛造を行うことが必要である。例えば、Ｔｉ
−２２Ｖ−４Ａｌの合金組成の場合についてみると、こ
のチタン合金のβ変態点は７２５℃であるから、８２５
℃〜１０２５℃の温度範囲で分塊鍛造を行う。 【０００６】ついで、分塊鍛造品に溶体化処理を施す。
溶体化処理は、β変態点よりも１２５℃ないし３２５℃
高い温度範囲で実施する必要があり、好ましくは分塊鍛
造温度以上とする。溶体化処理の温度が、上記の範囲よ
りも低くなると、整粒化が十分達成されず、低い整粒化
率のものとなり、粗大な結晶粒と微小な結晶粒とが混在
した組織になる。また上記範囲の温度よりも高くなる
と、整粒化率は１００％近くなるが、結晶粒度が粗大に
なってくる。溶体化処理は、通常３０分ないし２時間の
範囲で実施される。上記Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌの合金組
成の場合についてみると、溶体化処理の温度は、８５０
℃〜１０５０℃の範囲、好ましくは９００〜１０００℃
の範囲で実施される。 【０００７】溶体化処理の後、水冷などによって急冷
し、ついで再び加熱して、荒地鍛造および／または仕上
げ鍛造を行う。荒地および仕上げ鍛造における鍛造温度
は、β変態点よりも５０℃低い温度ないしβ変態点より
も２５０℃高い温度範囲において行うことが必要であ
り、鍛練比は２以上であることが必要である。この荒地
または仕上げ鍛造により、前記溶体化処理によって整粒
化されたチタン合金の組織が細粒化され、整粒化および
細粒化された組織を有するチタン合金が得られる。鍛造
温度が上記の範囲よりも低い場合には、溶体化時の結晶
粒が著しく残った状態となり、加工中の再結晶化が期待
できず、細粒化が充分でなくなり、また上記の範囲より
も高い場合には、再結晶の粗大化を生じるようになり、
細粒化が十分でなくなる。また、鍛練比が２よりも低く
なると、歪み量が十分でなく、細粒組織が得られない。
上記Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌの合金組成の場合についてみ
ると、荒地または仕上げ鍛造温度は、６７５℃〜９７５
℃の範囲、好ましくは８５０〜９００℃の範囲で実施す
る。上記のようにして熱処理および熱間加工されたチタ
ン合金は、その後常法によって溶体化処理および時効処
理を行うことができる。 【０００８】本発明は、β型チタン合金であれば、如何
なるものにも適用することができる。β型チタン合金と
しては、上記Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ合金のほかに、例え
ば次のものが例示される。 Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓｎ（β変態点：７
５０℃） Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ（β変態
点：７７０℃） Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ（β変態点：８００℃） Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ（β変
態点：８９０℃） 【０００９】 【実施例】 例１ 真空アーク炉で精練された下記合金組成（β変態点：７
２５℃）のＴｉ−２２Ｖ−４Ａｌチタン合金インゴット
（直径５３０ｍｍ）を４面鍛造機によって９５０℃にお
いて分塊鍛造を行い、直径２６０ｍｍの分塊鍛造材（鍛
練比４．２）を得た。 （合金組成）Ｃ：０．０２％、Ｏ：０．１２％、Ｎ：
０．０３％、Ｈ：０．０００４％、Ｆｅ：０．１０％、
Ａｌ：４．４７％、Ｖ：２１．２２％，残部Ｔｉ。 続いて溶体化処理を行った。比較のために、溶体化温度
を変えて処理を行った。すなわち、それぞれ８２５℃、
９００℃、９５０℃、１０００℃の温度に３０分間保持
した後、水冷によって急冷した。その際の整粒化率と溶
体化処理温度との関係を図１に示し、また整粒部分の結
晶粒度と溶体化処理温度との関係を図２に示す。また、
１０００℃で溶体化処理した場合の、組織の顕微鏡写真
（５０倍）を図３に、また、８２５℃で溶体化処理した
場合の組織の顕微鏡写真（５０倍）を図４に示す。これ
ら図１ないし図４から明らかなように、溶体化処理を、
β変態点＋１２５℃〜β変態点＋３２５℃の温度範囲に
おいて実施した場合には、整粒化が満足に実施されてい
ることが分かる。上記溶体化処理されたチタン合金は、
ついで８５０℃で荒地鍛造または仕上げ鍛造を行い、直
径１２５ｍｍの鍛造品（鍛練比４．３）を得た。この鍛
造品の組織を顕微鏡で確認したところ、９００℃、９５
０℃および１０００℃で溶体化処理を行ったものは、整
粒化および細粒化が良好に行われていた。一方、８２５
℃で溶体化処理を行ったものは、粗大結晶粒が残存して
いた。 【００１０】例２ 例２のインゴットを、例１と同様に分塊鍛造し、１００
０℃において１時間溶体化処理を行い、水冷して結晶粒
度＃−１．３の分塊鍛造材を得た。この分塊鍛造材につ
いて、据え込み鍛造を７００℃〜９５０℃の範囲の種々
の温度において行ない（鍛練比２．３）、同温度で再加
熱して再結晶化し、結晶の細粒化の程度を評価した。そ
の結果を図５に示す。この結果から、上記の温度範囲で
は細粒化が達成されているが、据え込み鍛造温度が８０
０℃以下の場合は、再加熱後も、据え込み鍛造前の結晶
粒が混在していたので、８５０〜９５０℃で据え込み鍛
造を行なった場合がより好ましいことが分かる。 【００１１】例３ 下記表１に示される合金組成のチタン合金について、表
２に示される条件で熱間処理および溶体化処理を行なっ
た。その結果を表２に示す。 【００１２】 【表１】 【００１３】 【表２】 【００１４】 【発明の効果】本発明は、上記のように、分解鍛造およ
びβ相域における荒地または仕上げ鍛造の間に、β変態
点以上の所定の温度範囲で溶体化処理を行うことによ
り、組織が整粒化され、かつ細粒化されたβ型チタン合
金の熱間成形品が得られる。したがって、本発明によれ
ば、熱間成形による大型の鍛造品の作製に好適であり、
車両用板バネ、自動車用コンロッド、航空機エンジン用
ファンブレード等、軽量で強靭性が要求される各種構造
用部材の作製に有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 例１のチタン合金について、整粒化率と溶体
化処理温度との関係を示すグラフである。 【図２】 例１のチタン合金について、整粒部分の結晶
粒度と溶体化処理温度との関係を示すグラフである。 【図３】 例１のチタン合金において、分塊処理後１０
００℃で溶体化処理を行った場合の金属組織の顕微鏡写
真である。 【図４】 例１のチタン合金において、分塊処理後８２
５℃で溶体化処理を行った場合の金属組織の顕微鏡写真
である。 【図５】 結晶の細粒化の度合いと据え込み鍛造温度と
の関係を示すグラフである。
化処理温度との関係を示すグラフである。 【図２】 例１のチタン合金について、整粒部分の結晶
粒度と溶体化処理温度との関係を示すグラフである。 【図３】 例１のチタン合金において、分塊処理後１０
００℃で溶体化処理を行った場合の金属組織の顕微鏡写
真である。 【図４】 例１のチタン合金において、分塊処理後８２
５℃で溶体化処理を行った場合の金属組織の顕微鏡写真
である。 【図５】 結晶の細粒化の度合いと据え込み鍛造温度と
の関係を示すグラフである。
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フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１Ｂ
６８３ ６８３
６９１ ６９１Ｂ
６９４ ６９４Ａ
６９４Ｂ
(56)参考文献 特開 平２−101149（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−126852（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−204359（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−286639（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B21J 5/00
C22F 1/18
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 チタン合金インゴットを、β変態点＋１
００℃〜β変態点＋３００℃の温度範囲において鍛練比
２以上で分塊鍛造し、次いでβ変態点＋１２５℃〜β変
態点＋３２５℃の温度範囲において溶体化処理を施し、
急冷した後、β変態点−５０℃〜β変態点＋２５０℃の
温度範囲において鍛練比２以上で荒地鍛造および／また
は仕上げ鍛造を行うことを特徴とするβ型チタン合金の
細粒化処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01785593A JP3362428B2 (ja) | 1993-01-11 | 1993-01-11 | β型チタン合金熱間成形品の処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01785593A JP3362428B2 (ja) | 1993-01-11 | 1993-01-11 | β型チタン合金熱間成形品の処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06212378A JPH06212378A (ja) | 1994-08-02 |
| JP3362428B2 true JP3362428B2 (ja) | 2003-01-07 |
Family
ID=11955278
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01785593A Expired - Fee Related JP3362428B2 (ja) | 1993-01-11 | 1993-01-11 | β型チタン合金熱間成形品の処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3362428B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102121078B (zh) * | 2011-01-20 | 2012-07-25 | 西北工业大学 | 一种细晶钛合金的复合制备方法 |
| US10913991B2 (en) | 2018-04-04 | 2021-02-09 | Ati Properties Llc | High temperature titanium alloys |
| US11001909B2 (en) | 2018-05-07 | 2021-05-11 | Ati Properties Llc | High strength titanium alloys |
| US11268179B2 (en) | 2018-08-28 | 2022-03-08 | Ati Properties Llc | Creep resistant titanium alloys |
| CN114346141B (zh) * | 2022-01-17 | 2024-06-07 | 太原理工大学 | 一种制备弱α织构钛合金锻件的多段热加工方法 |
| CN114433764B (zh) * | 2022-02-08 | 2023-04-11 | 西部钛业有限责任公司 | 一种高塑韧ta22钛合金锻件的制备方法 |
| CN115404382B (zh) * | 2022-09-22 | 2023-06-06 | 东南大学 | 一种高强高塑性钛合金及其制备方法 |
| CN116377359A (zh) * | 2023-04-20 | 2023-07-04 | 西北有色金属研究院 | 一种提高钛合金损伤容限性能的加工工艺 |
-
1993
- 1993-01-11 JP JP01785593A patent/JP3362428B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06212378A (ja) | 1994-08-02 |
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