JPH0135915B2

JPH0135915B2 -

Info

Publication number: JPH0135915B2
Application number: JP58089234A
Authority: JP
Inventors: Masao Koike; Toshiaki Mase; Masashi Matsura
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1983-05-23
Filing date: 1983-05-23
Publication date: 1989-07-27
Also published as: JPS59215450A

Description

【発明の詳細な説明】この発明は、曲げ加工性にすぐれた（α＋β）
型Ti合金の曲げ加工性にすぐれた熱間加工板お
よびそれを製造する方法に関する。（α＋β）型Ti合金は、Ti系材料特有のすぐ
れた耐食性と高い比強度をそなえているとともに
高温クリープ特性にもすぐれていることから、
Ti系材料の中では最も多量に使用されている材
料である。しかも、近年の航空機産業の飛躍的な
発展にともなつてその使用量が急激な増加をみせ
ている上、種々の新たな用途の開発も期待されて
いるなど、工業用材料として益々その重要性を増
している材料の一つである。例えば、この（α＋β）型Ti合金板は熱間加
工、通常、熱間圧延で製造されているが、しかし
ながら、通常の方法で製造すると製品としての熱
間加工板の曲げ加工性が極めて劣るという欠点が
存在していた。航空機の機体用として用いる場
合、各所に曲げ加工が要求され、また、その加工
度も益々厳しいものとなつている現状からは、
（α＋β）型Ti合金板の上述のような欠点には一
日も早い改善が望まれているにもかかわらず、工
業的に加工性のすぐれた熱間加工板を製造する方
法に関してはこれまでに殆ど報告されていない。かくして、発明者らは、上述のような状況の下
で、今後の着実な産業の発展上、様々な重要な役
割が期待される（α＋β）型Ti合金板の曲げ加
工性にすぐれた熱間加工板およびそれを工業的規
模で確実に製造できる方法を見出すべく、特に
Ti合金熱間圧延板の曲げ加工性が劣る原因およ
びその改善方法の解明に鋭意取り組んだ。ところで、金属材料の加工性が劣る場合に考れ
られる一般的な原因としては； (i) 素材自体の延性不足； (ii) 素材自体の靭性不足； (iii) 素材中に介在物等が存在していること；およ
び、 (iv) 素材中に割れ等の欠陥が存在していること、等が考えられるが、Ti合金には上記(i)および(ii)
に示すような延性や靭性の不足という観点からの
曲げ割れ原因の説明は十分にあてはまらず、ま
た、素材中の介在物や割れ等の欠陥についても詳
細に検討したが、その存在を認めることができな
かつた。したがつて、このように、従来の技術常識から
は予想しにくい曲げ加工性の劣化現象について発
明者らが種々の角度から検討した結果、Ti合金
熱間圧延板の曲げ加工性の劣化はα相（最密六方
晶−HCP−結晶構造）の結晶方位、つまり集合
組織に起因することを見い出した。即ち、曲げ加
工性の劣るTi合金熱間圧延板のα相について、
（0002）極点図（pole figure）から集合組織を調
べたところ、六方晶のＣ軸が熱間圧延板の板面に
対して垂直方向に位置する結晶が多く存在するこ
とが確認された。以上の知見にもとずいて、さらに研究を続けた
ところ、以下の点を見い出した。すなわち、 (1) 六方晶金属にあつては、塑性変形を支配する
主すべり系は、第１図に示すように、｛0001｝
〈11２０〉、｛10１０｝〈11２０〉、｛10１１｝〈11
２０〉のみである。したがつて、すべり方向は
いずれも底面上にあるため、底面に対し垂直方
向の変形、すなわち図中Ｃ軸方向の変形は、変
形に有効な分解剪断応力がゼロとなるので不可
能であり、例えば、第２図ａおよびｂの極点図
および結晶方位図に示すように底面からいくぶ
ん傾斜した方向にＣ軸を有するような場合も変
形は極めて困難となり、板厚減少変形が主体の
曲げ加工性は劣化する。 (2) しかしながら、第３図ａおよびｂの極点図並
びに結晶方位模式図に示すように、TD方向の
ランダム方位に対するＸ線強度比が18と、Ｃ軸
の大半がTD方向（圧延方向および板面法線方
向に直交する方向をいう）に横たわつた集合組
織をもつ材料は、すべり系のうち必ず一つ以上
が板厚方向の変形に対して有効に働き、曲げ加
工性が良好となる。 (3) また、（α＋β）型Ti合金の曲げ加工の際の
割れを防止するには、第４図の顕微鏡組織の模
式図（曲げ割れのミクロクラツクの発生状況を
示す）に示したようなα相の層状組織をなく
し、α相とβ相とが均一に分散した組織を形成
して、α相で発生するミクロクラツクの伝播を
阻止するのが有効である。図中、符号１はα
相、２はβ相（変態β相）を示し、黒く塗りつ
ぶした箇所がミクロクラツクの発生地点であ
る。そこで、さらに、発明者らは上述のような曲げ
加工性にすぐれた（α＋β）型Ti合金板を確実
にかつ工業的規模で製造する方法についてさらに
研究を続けたところ次のような知見を得た。すな
わち、 (a) （α＋β）型Ti合金を高温（α＋β）温度
域からβ温度域にかけての温度に加熱した後、
１ヒートで所定の加工温度範囲内にて高加工率
の熱間加工を施すと、結晶のＣ軸が、加圧方向
とは直角のTD方向に横たわつた集合組織を有
するようになり、曲げ加工性の良好な素材を得
ることができること。 (b) この際に、要すれば、分塊圧延等の鍛練加工
を予め施しておけば、望ましくない凝固マクロ
組織を有する合金塊であつてもその組織が微細
化され、α相とβ相とが均一に分散した良好な
組織を得ることができ、特定の結晶のみが冷間
圧延時に早期の面割れを発生することが防止さ
れ、また熱間加工性も改善されること。 (c) 上述の熱間加工後のTi材料を（α＋β）温
度域の再結晶温度以上の温度で焼鈍すると加工
性がさらに良好になること。よつて、この発明は、その一つの特徴によれ
ば、極点図からみて、実質上、六方晶結晶構造の
Ｃ軸が熱間加工方向および板面法線方向に直交し
て配置された集合組織を有し、かつ微細分散組織
であることを特徴とする、曲げ加工性のすぐれた
（α＋β）型Ti合金板の熱間加工板である。この発明の好適態様にあつては、上記（α＋
β）型Ti合金板の熱間加工板は、六方晶のＣ軸
がTD方向に平行に配列された集合組織を有する
とともに、α相とβ相とが層状にならずに均一に
分散した微細分散組織を有する、曲げ加工性のす
ぐれた（α＋β）型Ti合金の熱間圧延板である。
好ましくは、上記集合組織はTD方向のランダム
方向に対するＸ線強度比が５以上であるTD方向
に集積した組織である。さらに、この発明は、別の一つの特徴によれ
ば、850℃以上、βトランザス以下の温度に加熱
し、１ヒートで、累積圧下率75％以上、仕上げ温
度600℃以上で仕上げ（最終）熱間加工を行い、
次いで、650℃〜750℃で焼鈍することを特徴とし
た、曲げ加工性のすぐれた（α＋β）型Ti合金
板の熱間加工板の製造方法である。上述の製造方法、すなわち熱間加工時に高圧下
を加えて歪を内部に貯え、次いで高温で仕上げか
つ上記の範囲内で焼鈍する方法を採用することに
より、いずれの場合にあつても六方晶結晶構造の
Ｃ軸が熱間加工方向および板面法線方向に直交す
る集合組織を有する曲げ加工性のすぐれた材料が
製造されるのである。なお、ここに（α＋β）型Ti合金とはα相と
β相との変態領域を有する、好ましくは、常温で
α相とβ相とが混在する組織を有するTi合金一
般を包含するものであつて、代表例として挙げら
れる（α＋β）型Ti合金としては、例えばTi−
6Al−4V合金、Ti−6Al−6V−2Sn合金、あるい
はTi−6Al−2Sn−4Zr−2Mo合金等がある。さらに、上記の仕上げ熱間加工は加熱後の被処
理材が特定温度にまで冷却する間に所定加工率の
熱間加工を終了できるようなものであれば、具体
的な加工方式、例えば鍛造方式あるいは圧延方式
によつて制限されることなく、そして、圧延の場
合にもその圧延の種類を問わず、いずれの圧延方
式であつても適用できる。実用的には、圧延スピ
ードが速く温度降下が少ないため、タンデム圧延
機を使用したいわゆるホツトストリツプ式熱間圧
延が最も好ましい。その場合、加工率をできるだ
け高くするのが望ましい。一方、シート方式の熱
間圧延の場合は、２枚以上のTi合金板または炭
素鋼板、ステンレス鋼板を重ねあわせて圧延する
重ね圧延（pack rolling）が、材料の被圧延材の
材料中心の温度降下を小さくするにも有効な手段
である。この発明にあつては、要すれば、分塊圧延等の
鍛練加工を予め施すが、ここに、鍛練加工とは、
分塊圧延に代表されるような、凝固組織等を改善
するために実施される通常の熱間鍛練加工一般を
意味するものであつて、その場合、βトランザス
以上に加熱後、20％以上の加工率で熱間粗加工、
つまり熱間鍛練加工を施すのが好ましく、またそ
の際、加熱は１ヒートでも良いが、２ヒート以上
で且つ加熱温度は熱間加工割れの発生しない範囲
で低温とすることが最終的に得られる熱間加工板
の組織を均一化するのに望ましい。かくして、この発明によれば、曲げ加工性にす
ぐれたTi系材料の熱間加工板およびその製造方
法が得られるのである。次に、この発明において仕上げ熱間加工の加工
条件を上述のように限定した理由について、実施
例に関連させて、以下さらに詳細に説明する。な
お、以下の各実施例にあつてはTi系材料として
Ti−6Al−4V合金を、仕上げ熱間加工として熱
間圧延を採用しているが、すでにこれまでの説明
から当業者には明らかなように、この発明はそれ
らにのみ制限されるものではない。実施例１下掲表に示す組成のTi−6Al−4V合金の合金
組成を有する各１トンの複数のTi合金インゴツ
トを25mm厚にまで鍛造後、得られた鍛造板材を
800〜1050℃の間のそれぞれの温度に大気中で加
熱して30分保持し、次いで直ちに圧延を開始し、
１ヒートで570〜680℃の間で熱間圧延を終了し、
厚さ3.0mmの熱間圧延板を得た。そしてさらに750
℃で１時間加熱保持してから空冷して焼鈍処理を
施した。熱間圧延の累積圧下率は88％であつた。第１表（重量％）Al Ｖ Fe ＣＯＮ 6.13 4.05 0.131 0.0037 0.102 0.0121 このようにして得られた一連の熱間圧延板につ
いて曲げ加工性を試験した。この曲げ加工性の試
験はMIL規格（Ｔ−9046H）で定められた曲げ試
験機を使用して、割れ発生限界における最大曲げ
半径（Ｒ）を求めることによつて行い、曲げ指
数：Ｒ／ｔ（ｔ：板厚）で表示した。結果を第５
図にグラフにまとめて示すが、これは曲げ加工性
を加熱温度によつてまとめたものである。図示デ
ータから加熱温度850℃以上、仕上げ温度600℃以
上でＲ／ｔ≦５のすぐれた曲げ加工性が得られる
ことがわかる。また、熱間圧延板の集合組織の
（0002）極点図を加熱条件および仕上温度ととも
に第８図に示すが、これからも分かるように、加
熱温度を800℃とした低温圧延を行つた場合第２
図ａタイプの集合組織が得られのが分かる。すで
に述べたように、このような組織を有する材料に
ついては満足のゆく曲げ加工性が確保されない。
加熱温度850℃以上、仕上げ温度600℃以上の場合
いずれも第３図ａタイプの集合組織がえられるの
がわかる。以上からも明らかなように、熱間加工の際の加
熱温度が850℃を下まわる場合、得られる熱間加
工板の曲げ加工性が著しく低下してしまう。一
方、この加熱温度がβトランザス以上の場合
（Ti−6Al−4V合金ではβトランザスは970〜
1020℃）、ミクロ組織が粗大化すると同時にスケ
ール生成量が多く、歩留りが低下する。したがつて、この発明にあつては、仕上熱間加
工に先立つ加熱温度は850℃〜βトランザスに制
限する。なお、熱間加工の仕上げ温度はこの加熱温度と
密接な関係があり、加熱温度によつてほぼ定まる
ものであるが、その温度が600℃未満となると曲
げ加工の際にＲ／t5以上の曲げ加工を加えただけ
で割れを発生するようになることから、この発明
では仕上げ温度を600℃以上と限定する。この発明の好適態様にあつては、本例のよう
に、熱間鍛造後に冷却することなく、そのまま仕
上げ圧延を行うのが好ましい。実施例２この実施例においても実施例１を繰り返した
が、ただし、この場合、仕上げ熱間圧延に先立つ
加熱は950℃で30分行い、次いで累積圧下率を40
％ないし92％まで変化させ、そして焼鈍処理は
750℃に１時間加熱してから空冷して行つた。曲
げ加工性は前述のように曲げ指数によつて評価し
た。得られたデータを仕上げ熱間圧延の累積圧下
率でまとめて第６図にグラフで示す。このとき得
られた熱間圧延板の集合組織の（0002）極点図を
累積圧下率とともに第９図に示す。累積圧下率が
40％あるいは70％では第２図ａタイプの集合組織
が得られるのが分かる。累積圧下率が80、85、
88、92％では、TD方向のランダム方位に対する
Ｘ線強度比が、５以上とTD方向に集積した集合
組織を有し、累積圧下率の増加に伴いその傾向は
顕著になる。このように、熱間加工の際の累積圧
下率は、得られる熱間圧延板の曲げ加工性に特に
大きな影響を及ぼす因子であつて、累積圧下率の
増加につれて大きな改善効果を得ることができ、
Ｒ／ｔが５以下の値となる良好な曲げ加工性を示
すのは、累積圧下率が75％以上である。また、集
合組織の面からも、累積圧下率75％以上で第３図
ａタイプの集合組織となるのが分かる。したがつて、この発明にあつては、累積圧下率
を75％以上に制限する。実施例３ Ti−6Al−4V合金の合金組成を有する各１ト
ンの複数のTi合金インゴツトを25mm厚にまで鍛
伸後、得られた鍛伸板材を950℃の温度に大気中
で加熱して30分保持し、次いで直ちに圧延を開始
し、１ヒートで645℃で熱間圧延を終了し、厚さ
3.0mmの熱間圧延板を得た。そしてさらに650℃〜
1050℃の間の各温度に１時間加熱保持してから空
冷して焼鈍処理を施した。比較のために熱間圧延
ままの材料（as hot−rolled）も用意した。熱間
圧延の累積圧下率は88％であつた。曲げ試験の結果を焼鈍温度に対してまとめたも
のを第７図にグラフで示す。第７図には同じく機
械的特性についても示す。図示データからも分かるように、焼鈍温度がβ
トランザスを越えると（この例では980℃）、曲げ
加工性が急激に低下することが分かるが、これは
組織のランダム化が起こり、熱間圧延で形成され
た良好な集合組織が破壊されるためである。しか
し、焼鈍温度が650℃未満では熱間圧延歪が残留
し、好ましくない。また、機械的特性の点からも
高強度Ti合金としては、YS（降伏強度）≧85Kg／
mm²、TS（引張強度）≧95Kg／mm²は必要とされてい
ることから、そのような高強度Ti合金としての
特性を発揮するためには、焼鈍温度は750℃以下
とする必要がある。したがつて、以上を綜合して
この発明においては焼鈍温度を650℃以上、750℃
以下に限定するのである。実施例４本例は、Ti−6Al−4V合金以外のTi系材料を
使つて本発明を実施する例を示す。純TiならびにTi−6Al−6V−2SnおよびTi−
6Al−2Sn−4Zr−2Moの合金組成を有するインゴ
ツトを25mm厚にまで鍛伸後、第２表に示す熱間圧
延条件にて、１ヒートで熱間圧延を終了し、厚さ
3.0mmの熱間圧延板を得た。焼鈍後、曲げ試験を
行つた。実施した熱間圧延条件、焼鈍条件はいずれも本
発明の範囲内条件を満足しており、曲げ性（Ｒ／
ｔ）もＲ／ｔ≦4.0といずれも良好であつた。なお、いずれの場合にあつても得られた熱間加
工板は実施例１、２の場合と同様に第３図ａタイ
プ集合組織を有するものであつた。【表】以上、詳述したように、この発明によれば、極
めて簡単な手段で曲げ加工性の良好な高強度（α
＋β）型Ti合金熱間圧延板が確実に得られるの
であり、したがつて、例えば、従来殆ど不可能と
されていた（α＋β）型Ti合金熱間圧延板の工
業的規模での量産を可能にすることができ、かか
る種類の合金の用途を飛躍的に拡大できるなど、
この発明は工業上有用な効果をもたらす。

【図面の簡単な説明】

第１図は、六方晶金属の結晶方位模式図；第２
図ａおよび第２図ｂは、それぞれ極点図および結
晶方位模式図；第３図ａおよび第３図ｂは、同じ
くそれぞれ極点図および結晶方位模式図；第４図
は、顕微鏡組織の模式図；第５図および第６図
は、それぞれ熱間圧延の加熱温度および累積圧下
率に対して曲げ指数を示すグラフ；第７図は、同
じく焼鈍温度に対し曲げ指数および機械的特性を
示すグラフ；および第８図および第９図は、各製
造条件に対してそれぞれ示す（0002）極点図であ
る。符号の説明：１：α相、２：β相。

Claims

【特許請求の範囲】１極点図からみて、実質上、六方晶結晶構造の
Ｃ軸が熱間加工方向および板面法線方向に直交し
て配置された集合組織を有し、かつ微細分散組織
であることを特徴とする、曲げ加工性のすぐれた
（α＋β）型Ti合金の熱間加工板。２ 850℃以上、βトランザス以下の温度に加熱
し、圧下率75％以上、仕上げ温度600℃以上で仕
上げ熱間加工を行い、次いで、650℃〜750℃で焼
鈍することを特徴とした、六方晶結晶構造のＣ軸
が熱間加工方向および板面法線方向に直交して配
置された集合組織を有し、かつ微細分散組織から
なる、曲げ加工性のすぐれた（α＋β）型Ti合
金の熱間加工板の製造方法。