JPH0266142A - α＋β型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野］ 本発明は、高品質のα＋β型チタン合金板材、線材、線
材の製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

α＋β型チタン合金の従来の工業的製造工程では、微細
等軸α粒組織を得るためには、変形抵抗が高く、割れの
生じやすいα十β域に加熱した材料を３０％以上の強加
工する必要があった。このため、加工中の温度低下によ
る変形抵抗の増大や、加工中の温度低下による耳割れ防
止のため、加工途中で何度も再加熱を行う必要があると
いう経済的な欠点があった。またα＋β組犠を加工した
材料は不均質組織になりやすく、材質異方性が発達しや
すいという欠点もあった。これらの欠点を補うために、
特公昭６３−２８９８２号公報に見られるように、α＋
β域温度まで過冷却されたβ相を加工し、その後、微細
な等軸α粒を析出させ、高品質の材料を経済的に製造す
る方法が提案されたが、この特公昭６３−２８９８２号
公報に記載された製造方法では、冷却過程でβ−トラン
ザスを通過後１０分以内にβ−トランザスから６５０℃
までの温度域で加工することとなっており、広い製造条
件範囲のため最適な製造条件が特定されておらず、この
製造方法で製造された材料は一部不均質な組織を含むこ
とが多いという欠点がある。またβ域からの冷却速度は
１５℃毎秒以下に限定されており、設備上の制約があり
不便である。

また、より高強度のα＋β型チタン合金を得るための代
表的強化熱処理として溶体化十時効処理が知られている
が、この熱処理は、α＋β域でα＋β組織を加工した材
料を、β〜トランザスー３０℃以下で８００℃以上の温
度に加熱保持し、溶体化処理を行った後、１５℃毎秒以
上の冷却速度で冷却し、さらに４５０〜６００“Ｃの温
度域で時効処理を行うものである。しかしながらこの工
程は、加工中に温度低下した材料を、高温の溶体化処理
温度まで再加熱する必要があるうえ、溶体化中に等軸化
を果たす必要があるため、１時間程度溶体化処理温度に
保持する必要があり、工程が繁雑で、コスト高であった
。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は、従来よりも均質で等軸の超微細α粒組織を持
ち、かつ材質異方性の極めて小さいα＋β型チタン合金
板材、棒材および線材を、従来よりも低コストで製造す
る方法を提供しようとするものである。

〔課題を解決するための手段〕

請求項（１）記載の方法（以下単に請求項（１）と言う
）では、α＋β型チタン合金を、当該合金のβ−トラン
ザス＋２５０℃以下で、β−トランザス以上の温度に加
熱保持し、次にβ−トランザス以下で、当該合金のＭｓ
点＋５℃あるいは当該合金の連続冷却変態線図における
α相析出開始温度以上の温度に冷却し、さらにこの温度
で全圧下率７０％以上の加工を行うことにより、均質で
微細な組織を持ち、かつ発達した集合組織を持たない高
品質のα＋β型チタン合金板材、棒材、線材を製造する
ことを特徴とする。ここで、加熱および保持温度、冷却
速度、加工温度は材料のすべての部分で満たされなくて
はならない。

請求項（２）記載の方法（以下単に請求項（２）と言う
）では、請求項（１）に記載の加工後、β−トランザス
−３０℃以下で、６５０℃以上の温度域で、焼鈍を行う
ことにより、均質で微細な組織を持ち、かつ発達した材
質の異方性を持たない高品質のα＋β型チタン合金板材
、棒材および線材を製造することを特徴とする。ここで
、焼鈍は、加工後直接焼鈍温度に加熱あるいは冷却する
ことにより行ってもよいし、−度焼鈍温度以下の温度域
まで冷却し、その後焼鈍温度に加熱することにより行っ
てもよい。またホットストリップや線材コイルなどでは
巻取り過程における自己焼鈍でもよい。

請求項（３）記載の方法（以下単に請求項（３）と言う
）では、請求項（１）に記載の加工後、直ちに１０℃毎
秒以上の冷却速度で冷却し、さらに　４５０℃以上で加
工温度以下の温度で時効処理を行うことにより、均質で
微細な組織を持ち、かつ発達した集合組織を持たない高
品質のα＋β型チタン合金板材、棒材、線材を製造する
ことを特徴とする。ここで、時効処理は加工後直接時効
処理温度に冷却することにより行ってもよいし、−度時
効処理温度以下の温度域まで冷却し、その後時効処理温
度に加熱することにより行ってもよい。

〔作　用〕

以下本発明について詳細に説明する。

本発明者らは、α＋β域温度まで過冷却されたβ相を、
大圧下加工し焼鈍することにより、均質で超微細な粒径
を持つα相が析出することを見い出している。本発明者
らはさらに鋭意研究を重ねた結果、上記の均質で微細な
粒径のα相を、材料のすべての部分において完全に均質
に、かつ効果的に生成させるための製造条件を抽出する
ことに成功した。

請求項（１）では、まずα＋β型チタン合金を当該合金
のβ−トランザス＋２５０℃以下で、β−トランザス以
上の温度に加熱保持することとした。

ここで加熱保持温度の上限をβ−トランザス＋２５０℃
に限定したのは、これ以上のｌ！１度ではスケールの生
成が激しく、またエネルギー的にも不経済であるためで
ある。また、下限温度をβ−トランザスに限定したのは
、本発明の効果を十分に生かすためには、まずβ相−相
にする必要があるからである。なおβ−トランザスとは
β−相が安定であるような最下限の温度で、平衡状態に
おけるα＋β二相とβ−相の境界温度を意味する。

次に、β−トランザス以下で、当該合金のＭｓ点＋５　
”Ｃあるいは当該合金の連続冷却変態線図におけるα相
析出開始温度以上の温度まで冷却し、７０％以上の加工
を行うこととした。この条件が満たされる範囲は、第１
図のα＋β型チタン合金の模式的連続冷却変態線図にお
いて斜線を引いた部分である。なおＭｓ点とは、早い冷
却速度で冷却した場合、マルテンサイト変態が開始する
温度である。またα相析出開始温度とは、遅い冷却速度
で冷却した場合、α相が析出を開始する温度である。

ここで、冷却温度の上限を、β−トランザスとしたのは
、この温度を超えると、β相の回復が著しく速く、加工
を加えても、加工中に歪みが回復してしまい、その後の
工程で十分な等軸微細均質組織を得ることができない理
由による。

また、冷却温度の下限を、Ｍｓ点＋５℃あるいは連続冷
却変態線図のα相析出開始温度以上としたのは次の理由
による。冷却速度が速い場合、Ｍｓ点以下に冷却すると
マルテンサイトが生成し、その後の工程で微細で均一な
α相を得ることができず、本発明の効果が十分に達成さ
れない。またＭｓ点以上でＭｓ点＋５℃未満の温度域で
は冷却によるマルテンサイトは生成しないが、次の加工
工程において加工誘起マルテンサイト変態を起こすため
、その後の工程で均一微細なα相を得ることができず、
本発明の効果が十分に達成されない。

遅い冷却速度の場合、連続冷却変態線図におけるα相析
出開始温度未満に冷却すると、α相がβ粒界などに不均
一に析出し、その後の工程で微細で均一なα相を得るこ
とができず、本発明の効果が十分に達成されない。また
、上記冷却温度で７０％以上の加工を施すこととしたの
は、上記冷却によってα＋β二相域温度まで過冷却され
たβ相を加工することにより、β粒内に数多くのα相の
析出核を形成するとともに、加工によりα相の析出を促
進させるためのものである。この工程により微細なα相
が均質に析出する。またα相自体は強加工を受けていな
いので、材質異方性が極めて小さい。ここで７０％以上
の加工を施すこととしたのは、７０％未満の加工率では
、一部に加工量の少ない領域が残存し、均質分散したα
相を得ることができず、本発明の効果が十分に達成され
ない理由による。

なお、ここでいうα＋β型チタン合金とは、Ｍｓ点が室
温以上にあり、かつ室温でα相とβ相が混在す種類のチ
タン合金で、例えばＴｉ−６へｌ−４Ｖ。

Ｔｉ−６Ａｊ−６Ｖ−２Ｓｎ　、　Ｔｔ−６１Ｖ−２Ｓ
ｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ合金などである。

また本発明において、β相温度域で付加的に加工を加え
ることは本発明の必須事項ではないが、低圧下刃で高加
工率が得られるので経済的に有利であり、β相の細粒化
にも寄与するので、本発明の効果を損ねるものではない
。

請求項（２）では、請求項（１）に記載の加工後、β−
トランザス−３０℃以下で、６５０℃以上の温度域で焼
鈍を行うこととした。これは、焼鈍により組織を安定化
させるとともに、加工による歪みを除去するためのもの
であり、特に、請求項（１）の方法において、加工温度
が高く、かつ加工後の冷却速度が速い場合に有効である
。なぜならば、高い温度で加工されその後急冷された材
料では、十分なα粒が析出せずマルテンサイト変態する
ため不均質な組織となりやすいが、焼鈍を行うと、凍結
されたα相の析出核から微細等軸α粒が均質に析出し良
好な組織が得られるからである。ここで焼鈍温度の上限
をβ−トランザス−３０℃としたのは、これを超える温
度で焼鈍を行うと、α相の量が少なくなり、その後の冷
却中にβ相中に針状のα相が生成し、均一微細な等軸α
粒を得ることができない理由による。また焼鈍温度の下
限を６５０℃としたのは、６５０℃未満の温度では十分
な拡散が起こらないため、実用的な時間内で安定な組織
を得ることができない理由による。

請求項（３）では、請求項（１）に記載の加工後、直ち
に１０℃毎秒以上の冷却速度で冷却し、さらに４５０　
℃以上で加工温度以下の温度で時効処理を行うこととし
た。これは、より高強度のα十β型チタン合金を得るた
めの代表的強化熱処理として知られている溶体化十時効
処理による効果を重畳させたものである。一般的な溶体
化＋時効処理では、β−トランザス−３０℃以下で、８
００℃以上の温度に加熱保持し、溶体化処理を行った後
、１５℃毎秒以上の冷却速度で冷却する必要があるが、
本発明では加工後直ちに１０℃毎秒以上の冷却速度で冷
却すればよく、改めてβ−トランザス−３０℃以下で８
００℃以上の温度に加熱保持する必要はない。これは、
本発明では加工前後で十分な元素の拡散が起こっていな
いので、加工後直ちに急冷すれば、β−トランザス−３
０″Ｃ以下で８００℃以上の温度から急冷したと同様の
効果を得ることができるためである。なお、請求項（３
）は、特に請求項（１）において加工温度が低い場合に
有効である。なぜならば、低い温度ではα相の析出が速
いので、加工中に微細等軸α粒が均質に析出し、加工直
後にすでに均質等軸微細組織が達成されているからであ
る。

また、時効処理温度の上限を加工温度としたのは、これ
を超える温度で時効処理を行うと、加工工程で生成した
ものと同じ組織に戻り、時効処理による効果を十分に達
成できない理由による。また、時効処理温度の下限を４
５０℃としたのは、これ未満の温度では拡散が不十分で
実際的な時間内で時効処理の効果を得ることができない
理由による。

〔実施例〕

Ｔｉ−６Ａ　１−４Ｖの熱延綿材、板材および棒材の製
造に、本発明に適用した場合を例に、本発明の作用につ
いて説明する。本合金のβ−トランザスは９９０℃で、
Ｍｓ点は８３０℃である。またα相析出開始温度は第２
図の連続冷却変態線図に示すとおりである。例えば、冷
却速度が３０℃毎秒の場合、α相は析出せず、Ｍｓ点の
８３０℃でマルテンサイト変態する。また、冷却速度が
１５℃毎秒の場合、α相の析出開始温度は８８０　”Ｃ
である。

また、冷却速度が２℃毎秒の場合、α相の析出開始温度
は９３０℃である。また、冷却速度が０．５℃毎秒の場
合、α相の析出開始温度は９４７℃である。なお、この
連続冷却変態線図における時間および冷却速度の基準点
は試料温度がβ−トランザスに達した時点である。

第１表は、冷却、圧延条件を変化させて均一に分散した
微細α粒を得ることができる条件を求めたものである。

結果の評価は、３０視野を光学顕微鏡組織観察し、不均
質な組織がまったく無く試料全体が等軸微細粒である場
合はＯ印、不均質な箇所が１から５箇所ある場合はΔ印
、不均質な箇所が６箇所以上ある場合はＸ印で示した。

また試験は、工程ｌ、■、■はβ域およびα＋β域で１
００ｍｍ径まで鍛造したスラブを用いて線材圧延したも
のであり、工程■、■ではβ域で２０ｍｍまで熱延した
厚板を用いてさらに板圧延した場合であり、工程■、■
は、β域およびα＋β域で１００圓径まで鍛造したスラ
ブを用いて棒圧延したものである。いずれの材料もβ域
での加熱保持は１０２０℃で行った。

工程【は請求項（１）の標準的工程を施した場合であり
、良好な組織が得られている。

工程■は、表面は本発明の条件を満たしているが、０．
５　”Ｃ毎秒で冷却された中心部が、請求項（１）の冷
却温度の上限値である９９０″Ｃを超えて９９５℃に達
した時、９５％圧延した場合で、中心部で不均質な組織
が見られた。

工程■は、中心部は本発明の条件を満たしているが、２
℃毎秒で冷却された表面が、請求項（１）の冷却温度の
下限値である９３０℃未満の９２０″Ｃまで冷却された
とき９５％圧延した場合で、表面付近に不均質な組織が
観察された。

工程■は、圧延素材がＴｉｉ’４ｙＪのため速い冷却速
度での冷却が可能である場合の請求項（１）の実施例で
ある。この場合も試料全体にわたって良好な組繊が得ら
れている。

工程Ｖは、１５℃毎秒で冷却された中心部は本発明の条
件を満たしてるが、３０℃毎秒で冷却された表面が請求
項（１）の冷却温度の下限値である日３５℃未満の温度
まで冷却された場合で、中心部は良好な組織であったが
、表面部は不均質な組織であった。

工程■は、請求項（１）の加工率の下限値である７０％
に近い７５％の圧延を行った場合で、良好な結果が得ら
れている。これに対し、工程■は、７０％未満の６５％
の圧延を行った場合で、不均質な組織となっている。

第２表は、工程Ｉを施して製造した線材と、通常の工程
である９３０℃に２時間加熱保持して、９５％のα＋β
域圧延を施して製造した線材、および工程■を施して製
造した板材と、通常の工程である９３０℃に２時間加熱
保持して、８５％のα＋β域圧延を施して製造した板材
に対して引張試験を行った結果である。Ｌ方向とは圧延
方向に平行に切り出した試験片で、Ｃ方向とは圧延方向
と垂直な方向に切り出した試験片である。第２表に見ら
れるが如く、請求項（１）を施した試料は良好な引張試
験結果を示し、かつ板材ではＬ方向とＣ方向の差も小さ
く、異方性のない材質特性を示している。

第３表は、工程１、■、■を施して製造した試料に対し
て、焼鈍を行った請求項（２）に対する結果を示すもの
である。このとき、試料を加工直後に水焼入れを行った
。請求項（２）における焼鈍温度である６５０℃以上９
６０″Ｃ以下で焼鈍を行った試料はいずれも均一微細α
粒組織を示し良好な結果であった。これに対し請求項（
２）の焼鈍温度の上限値である９６０℃を超えて９７０
℃で焼鈍した試料はいずれも不均質な組織を示した。ま
た、請求項（２）の焼鈍温度の下限値である６５０℃未
満の６３０℃で焼鈍した試料は、等軸α相の析出が不十
分なため不均質な組織となっており、焼鈍の効果はほと
んどみられない。

ない。

第４表は、工程■に引き続いて、冷却および時効処理を
行った、請求項（３）の実施例と比較例である。これら
の試料に対して引張試験を行った結果を第５表に示す、
試験片の採取方向はいずれもＬ方向である。第５表に示
されるが如く、本発明の標準的工程である試験番号■は
優れた引張特性を示している。

請求項（３）における時効温度の下限値である４５０℃
に近い４７０℃で時効処理した試験番号■は優れた引張
特性を示すのに対し、４５０℃未満の４３０℃で時効処
理を行った試料番号■は、４８時間時効しても十分な強
度が得られない。

請求項（３）における加工後の冷却速度の下限値である
１０℃毎秒に近い冷却速度である１５℃毎秒で冷却した
試料番号■は、優れた引張特性を示すのに対し、１０℃
毎秒未満の冷却速度である７℃毎秒で冷却した試料番号
■は、第２表に示された請求項（１）の結果と同じ程度
の引張特性しか示しておらず、請求項（３）の効果が十
分に達成されていない。

試料番号■は８５０℃で加工した場合の請求項（３）に
おける時効温度の上限値である８５０℃に近い８２０℃
で時効処理した場合で、優れた引張特性を示すのに対し
、８５０℃超の８６０℃で時効処理を行った試料番号■
は、十分な強度が得られない。

〔発明の効果〕

本発明を適用することにより、従来よりも均質で微細な
等軸α粒組織を持ち、かつ発達した材質異方性ない高品
質のα＋β型チタン合金板材、棒材、線材を、製造する
ことができる。また、本発明では加工性の優れたβ相を
加工するため、耳割れなどの損傷を防ぐことができ、さ
らに請求項（３）に示したように再加熱を行うことなく
強化熱処理を施すことが可能であるなど、経済的にもき
わめて有利である。したがって、産業上きわめて有用な
発明である。

【図面の簡単な説明】

第１図はα＋β型チタン合金の模式的連続冷却変態線図
である。また、第２図は代表的α＋β型チタン合金であ
るＴｉ−６Ａ　１−４Ｖ合金の連続冷却変態線図である
。 時間

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）α＋β型チタン合金を、当該合金のβ−トランザ
   ス＋２５０℃以下で、β−トランザス以上の温度に加熱
   保持し、β−トランザス以下で、当該合金のＭｓ点＋５
   ℃以上あるいは当該合金の連続冷却変態線図におけるα
   相析出開始温度以上の温度まで冷却し、この温度域で全
   圧下率７０％以上の加工を行うことを特徴とするα＋β
   型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法。
2. （２）第１項記載の加工後、β−トランザス−３０℃以
   下で、６５０℃以上の温度域で、焼鈍を行うことを特徴
   とするα＋β型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法
   。
3. （３）第１項記載の加工後、直ちに１０℃毎秒以上の冷
   却速度で冷却し、さらに４５０℃以上で、加工温度以下
   の温度で時効処理を行うことを特徴とするα＋β型チタ
   ン合金板材、棒材、線材の製造方法。