JPH0285345A - 成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタン合金材の製造法 - Google Patents
成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタン合金材の製造法Info
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- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
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。
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Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は、宇宙航空機材料として、また種々の化学機器
や深海調査船などの海洋開発用として使用されるーα+
βα+β型合22合金材偏析を軽減して均質性を改善し
た製造法に関するものである。
や深海調査船などの海洋開発用として使用されるーα+
βα+β型合22合金材偏析を軽減して均質性を改善し
た製造法に関するものである。
[従来の技術]
TI −61−4VやTI −6A# −6V−2Sn
などで代表されるα+β型チタン合金は、比強度が高く
クリープ特性や疲労特性に優れているため、航空機や宇
宙関連材料に多用されているが、これら諸特性の均質性
はきわめて重要で、これまでに種々の改善がなされてき
たが、まだ必ずしも満足なものではなくいくつかの問題
が残されている。
などで代表されるα+β型チタン合金は、比強度が高く
クリープ特性や疲労特性に優れているため、航空機や宇
宙関連材料に多用されているが、これら諸特性の均質性
はきわめて重要で、これまでに種々の改善がなされてき
たが、まだ必ずしも満足なものではなくいくつかの問題
が残されている。
α+β型チタン合金では「金属チタンとその応用 日刊
工業社、P54〜55」に紹介されているように、βト
ランザスが合金組成によりきまる。
工業社、P54〜55」に紹介されているように、βト
ランザスが合金組成によりきまる。
たとえばTI −6AN−4V合金では約995℃、
TI −6Al−6V−2Sn合金では約930℃で
ある。
TI −6Al−6V−2Sn合金では約930℃で
ある。
通常、α+β型チタン合金の製造においてはβトランザ
スの少し上のβ域温度で鍛造して鋳塊組織を潰し、その
後、均一等軸なα組織を得るために、主としてα+β域
温度で熱間加工が行なわれる。さらに組織を一定の状態
にするために熱処理が行なわれる。
スの少し上のβ域温度で鍛造して鋳塊組織を潰し、その
後、均一等軸なα組織を得るために、主としてα+β域
温度で熱間加工が行なわれる。さらに組織を一定の状態
にするために熱処理が行なわれる。
その熱処理としては、α+β域に保定した後徐冷より成
る焼鈍をするか、α+β域に保定した後急冷して溶体化
処理を行ない、続いて約400〜600℃で4〜8時間
時間待効処理を行なって、β相からα相を析出させるの
が一般的である。
る焼鈍をするか、α+β域に保定した後急冷して溶体化
処理を行ない、続いて約400〜600℃で4〜8時間
時間待効処理を行なって、β相からα相を析出させるの
が一般的である。
しかしながら、鋳塊は合金元素によってα相とβ相で固
溶度が異なるために生じる成分偏析をもつために、従来
の製造法では最終製品までその影響が残り、第1図(b
)に示すように針状のα組織を混在せしめ、製品の強度
、疲労、クリープなどの諸特性の均一性に影響する問題
があった。
溶度が異なるために生じる成分偏析をもつために、従来
の製造法では最終製品までその影響が残り、第1図(b
)に示すように針状のα組織を混在せしめ、製品の強度
、疲労、クリープなどの諸特性の均一性に影響する問題
があった。
特に、平衡分配係数が1よりもかなり小さいFe、Cu
、Cr、Mnなどのβ安定化元素を含む合金(例えば、
TI −6AjJ −6V−2Sn合金)では、これら
の元素が凝固時に偏析を起こしやすいために部分的にβ
トランザスが低下し、そのため熱間加工におけるα+β
域での加熱時に部分的にβ相に変態し、その結果第1図
(b)に示すような針状のα相が生成し、組織の均一性
を失わせる原因になっている。
、Cr、Mnなどのβ安定化元素を含む合金(例えば、
TI −6AjJ −6V−2Sn合金)では、これら
の元素が凝固時に偏析を起こしやすいために部分的にβ
トランザスが低下し、そのため熱間加工におけるα+β
域での加熱時に部分的にβ相に変態し、その結果第1図
(b)に示すような針状のα相が生成し、組織の均一性
を失わせる原因になっている。
すなわち、電極式アーク溶解法などによる溶解を行なっ
た場合に、凝固時に直径5in以上の偏析径をもつ偏析
、いわゆるβフレックがスポット状に鋳塊全面に生成し
くこのスポット状偏析部は、凝固初期の鋳塊底面部に比
べて凝固の遅れる鋳塊中心部や鋳塊上部に多い)、これ
らのスポット状偏析は通常の鍛造や熱間圧延によっては
容易に解消できず、製品の均一性を損なう原因になって
いる。
た場合に、凝固時に直径5in以上の偏析径をもつ偏析
、いわゆるβフレックがスポット状に鋳塊全面に生成し
くこのスポット状偏析部は、凝固初期の鋳塊底面部に比
べて凝固の遅れる鋳塊中心部や鋳塊上部に多い)、これ
らのスポット状偏析は通常の鍛造や熱間圧延によっては
容易に解消できず、製品の均一性を損なう原因になって
いる。
[発明が解決しようとする課題]
したがって、厳しい品質を要求される航空部品、特に回
転部品などには使用できず、そのような用途には大型鋳
塊の底部付近の偏析の少ない個所だけの使用や小型鋳塊
の使用で対応しているのが現状で、歩留りの低下やこれ
らの品種の用途拡大の障害になっている。
転部品などには使用できず、そのような用途には大型鋳
塊の底部付近の偏析の少ない個所だけの使用や小型鋳塊
の使用で対応しているのが現状で、歩留りの低下やこれ
らの品種の用途拡大の障害になっている。
本発明はこのようなα+β型チタン合金材の製造におけ
る技術上の問題と背景から、鋳塊の成分偏析の影響を軽
減して均質性に優れた板材、形材、棒材、線材、管材な
ど各種のα+β型チタン合金材の製造法を提起するもの
である。
る技術上の問題と背景から、鋳塊の成分偏析の影響を軽
減して均質性に優れた板材、形材、棒材、線材、管材な
ど各種のα+β型チタン合金材の製造法を提起するもの
である。
[課題を解決するための手段]
本発明者らは鍛造法や圧延法など各種の製造条件につい
て多くの実験を試みた結果、鍛造あるいは分塊圧延を経
て製造されたα+β型チタン合金の合金片から、1回ま
たは2回以上の熱間加工による所定形状への成形工程に
おいて、その工程で1150〜1350℃の高温拡散処
理工程を1回または2回以上施すことによって、鋼塊の
どの部位に相当する最終製品の個所にも針状のα相組織
が現れず、均一で等軸に近いα相組織になることを知見
した。
て多くの実験を試みた結果、鍛造あるいは分塊圧延を経
て製造されたα+β型チタン合金の合金片から、1回ま
たは2回以上の熱間加工による所定形状への成形工程に
おいて、その工程で1150〜1350℃の高温拡散処
理工程を1回または2回以上施すことによって、鋼塊の
どの部位に相当する最終製品の個所にも針状のα相組織
が現れず、均一で等軸に近いα相組織になることを知見
した。
本発明はこの知見にもとづいて構成したもので、その要
旨は、α+β型チタン合金の合金片に熱間加工を施して
所定形状に成型する工程において、その熱間加工工程で
、1150〜1350℃の高温拡散処理工程を1回また
は2回以上を施すか、あるいは必要によっては該処理の
冷却過程においてβトランザスを超える温度から開始し
て、βトランザス−500℃のα+β二相域の温度で、
加工率20%以上の熱間加工を少なくとも1回施すか、
さらに必要によっては、高温拡散処理後引続きあるいは
熱間加工間において、(βトランザス+150℃)〜β
トランザスに加熱して、500℃以下に1’C/ll1
n、以上の冷却速度で急速に冷却する処理を少なくとも
1回施す成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタ
ン合金材の製造法である。
旨は、α+β型チタン合金の合金片に熱間加工を施して
所定形状に成型する工程において、その熱間加工工程で
、1150〜1350℃の高温拡散処理工程を1回また
は2回以上を施すか、あるいは必要によっては該処理の
冷却過程においてβトランザスを超える温度から開始し
て、βトランザス−500℃のα+β二相域の温度で、
加工率20%以上の熱間加工を少なくとも1回施すか、
さらに必要によっては、高温拡散処理後引続きあるいは
熱間加工間において、(βトランザス+150℃)〜β
トランザスに加熱して、500℃以下に1’C/ll1
n、以上の冷却速度で急速に冷却する処理を少なくとも
1回施す成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタ
ン合金材の製造法である。
以下、本発明について詳細に説明する。
消耗・非消耗電極式アーク溶解法、電子ビーム溶解法、
プラズマ・ビーム溶解法など通常使用される溶解法で溶
製し、鋳塊とし、さらに鍛造または分塊圧延してα+β
型チタン合金の合金片を製造する。
プラズマ・ビーム溶解法など通常使用される溶解法で溶
製し、鋳塊とし、さらに鍛造または分塊圧延してα+β
型チタン合金の合金片を製造する。
鍛造または分塊圧延は、鋳塊をβトランザス以上の温度
に加熱して鋳塊組織を潰し、続く熱間加工によって均一
等軸な組織が得られやすくするものであって、鍛造比ま
たは圧延圧下率は、鋳塊の大きさ、要求される製品の寸
法によって異なり、限定されるものではない。
に加熱して鋳塊組織を潰し、続く熱間加工によって均一
等軸な組織が得られやすくするものであって、鍛造比ま
たは圧延圧下率は、鋳塊の大きさ、要求される製品の寸
法によって異なり、限定されるものではない。
このようにして得られたα+β型チタン合金の合金片は
、鍛造または分塊圧延を終えて高温度の保有熱を利用し
あるいは高温度に加熱して、β域あるいはβトランザス
に近いα+β二相域の温度で、1回または2回以上の熱
間加工を施し、板材、形材、棒材、線材、管材などに成
型される。
、鍛造または分塊圧延を終えて高温度の保有熱を利用し
あるいは高温度に加熱して、β域あるいはβトランザス
に近いα+β二相域の温度で、1回または2回以上の熱
間加工を施し、板材、形材、棒材、線材、管材などに成
型される。
こうして製造された各種形状のα+β型チタン合金材は
、前述したように、すべての場所が必ずしも等軸α組織
にはならず、一部に針状α組織を混在する場合があり、
製品の緒特性に均等性を欠くという問題を有する。
、前述したように、すべての場所が必ずしも等軸α組織
にはならず、一部に針状α組織を混在する場合があり、
製品の緒特性に均等性を欠くという問題を有する。
したがって、厳しい用途に対しては、前述のように鋳塊
の底部だけを使用するか小鋳塊を使用するなどの方法を
採らねばならない。
の底部だけを使用するか小鋳塊を使用するなどの方法を
採らねばならない。
本発明では、この問題を解消するために、合金片から各
種形状の製品への熱間加工工程の開始前あるいは熱間加
工中に1150〜1350℃の高温拡散処理工程を1回
または2回以上施す。
種形状の製品への熱間加工工程の開始前あるいは熱間加
工中に1150〜1350℃の高温拡散処理工程を1回
または2回以上施す。
この高温拡散処理は、最終製品における均一な品質を確
保するのに必要な工程であって、1150℃未満の低い
温度では拡散が充分でないために、FB、Cu、Crな
どの合金元素が局部的に濃化して成分偏析が残存し、ま
た1350℃を超える過剰な温度では、表面の酸化層が
厚くなって製品の歩留りが低下することと、β粒が異常
に大きく成長し好ましくない。
保するのに必要な工程であって、1150℃未満の低い
温度では拡散が充分でないために、FB、Cu、Crな
どの合金元素が局部的に濃化して成分偏析が残存し、ま
た1350℃を超える過剰な温度では、表面の酸化層が
厚くなって製品の歩留りが低下することと、β粒が異常
に大きく成長し好ましくない。
すなわち、高温拡散処理はFc、Cu、Crなどの合金
元素の成分偏析を防止して、等軸α組織を均一に得るた
めに1150〜1350℃(好ましくは1200〜13
00℃)に加熱するのであって、この温度領域における
加熱保持時間は4時間以上で長いほど好ましい。
元素の成分偏析を防止して、等軸α組織を均一に得るた
めに1150〜1350℃(好ましくは1200〜13
00℃)に加熱するのであって、この温度領域における
加熱保持時間は4時間以上で長いほど好ましい。
また、加熱後の冷却速度は特に限定するものではないが
、β域から徐冷すると旧β粒界に粗大な粒界α晶が生成
し、この一部が最終製品に残留することにより組織の均
質性を害するため、その生成および成長を抑制するため
には、1℃/min.以上の速度で、500℃以下の温
度にできるだけ急速に冷却することが好ましい。
、β域から徐冷すると旧β粒界に粗大な粒界α晶が生成
し、この一部が最終製品に残留することにより組織の均
質性を害するため、その生成および成長を抑制するため
には、1℃/min.以上の速度で、500℃以下の温
度にできるだけ急速に冷却することが好ましい。
また、チタン合金を酸化雰囲気中で加熱すると、著しい
酸化および表面部への酸素の固溶が起こり、歩留りの低
下および続く加工を困難にするため、高温拡散処理に際
しては、予め酸化防止剤を塗布したり、雰囲気からの酸
素の供給を妨げるため、金属板で合金片を覆うなどの対
策を施すか、無酸化雰囲気中で加熱することが望ましい
。
酸化および表面部への酸素の固溶が起こり、歩留りの低
下および続く加工を困難にするため、高温拡散処理に際
しては、予め酸化防止剤を塗布したり、雰囲気からの酸
素の供給を妨げるため、金属板で合金片を覆うなどの対
策を施すか、無酸化雰囲気中で加熱することが望ましい
。
また、α+β型チタン合金は、合金元素を多量に含有す
るため、本発明における高温拡散処理においては、高温
度で長時間の保持をしなければならないが、そのため著
しいβ粒の成長が起こり組織の不均一を生じる原因とな
る。
るため、本発明における高温拡散処理においては、高温
度で長時間の保持をしなければならないが、そのため著
しいβ粒の成長が起こり組織の不均一を生じる原因とな
る。
高温拡散処理においてβ粒が大きく成長するのはやむを
えないが、これによる最終製品の組織不均一を防ぐ手段
として、次のことなどが有効である。
えないが、これによる最終製品の組織不均一を防ぐ手段
として、次のことなどが有効である。
その一つは、高温拡散処理後の冷却過程において、βト
ランザスを超える温度から開始して、βトランザス−5
00℃のα+β二相域の温度で少なくとも加工率20%
以上の熱間加工を施すことである。
ランザスを超える温度から開始して、βトランザス−5
00℃のα+β二相域の温度で少なくとも加工率20%
以上の熱間加工を施すことである。
すなわち、この加工歪の導入により、後続の再加熱や熱
間加工において再結晶が起こり、細粒となって組織が均
質となる。
間加工において再結晶が起こり、細粒となって組織が均
質となる。
その他の方法として、高温拡散処理の後、(βトランザ
ス+150℃)〜βトランザスの温度域に加熱し、50
0℃以下に1℃/1n1以上の冷却速度で急速に冷却す
ることである(β−Q処理)。
ス+150℃)〜βトランザスの温度域に加熱し、50
0℃以下に1℃/1n1以上の冷却速度で急速に冷却す
ることである(β−Q処理)。
すなわち、高温拡散処理後に(βトランザス+150℃
)〜βトランザスの比較的低温のβ域に加熱することに
より、組織が微細になり、且つ高温拡散処理後の冷却中
に生成した粒界αも消失して、続くα+β二相域での加
熱、熱間加工により細粒で均一な等軸α相組織が得られ
やすくなる。また、(βトランザス+150℃)〜βト
ランザスに加熱して、その加熱温度〜500℃の温度間
で加工率20%以上の熱間加工を施してもよい(β−W
処理)。
)〜βトランザスの比較的低温のβ域に加熱することに
より、組織が微細になり、且つ高温拡散処理後の冷却中
に生成した粒界αも消失して、続くα+β二相域での加
熱、熱間加工により細粒で均一な等軸α相組織が得られ
やすくなる。また、(βトランザス+150℃)〜βト
ランザスに加熱して、その加熱温度〜500℃の温度間
で加工率20%以上の熱間加工を施してもよい(β−W
処理)。
すなわち、この場合、前の場合と同じように組織が微細
になり、且つ粒界αも消失する効果に加えて、加工歪の
導入により、続く熱間加工において組織が微細になる効
果を有する。
になり、且つ粒界αも消失する効果に加えて、加工歪の
導入により、続く熱間加工において組織が微細になる効
果を有する。
さらに、本発明において、高温拡散処理工程の前に、(
βトランザス−30℃)〜(βトランザス−200℃)
に加熱してα+β二相温度域で少なくとも30%以上の
加工を施すことは、この加工歪導入により高温拡散処理
でのβ粒の成長を防ぐと同時に、合金元素の拡散を容易
にし、本発明にとって有効である。
βトランザス−30℃)〜(βトランザス−200℃)
に加熱してα+β二相温度域で少なくとも30%以上の
加工を施すことは、この加工歪導入により高温拡散処理
でのβ粒の成長を防ぐと同時に、合金元素の拡散を容易
にし、本発明にとって有効である。
また、高温拡散処理の後の、前述のβ−Q処理やβ−W
処理の前に、(βトランザス−30℃)〜(βトランザ
ス−200℃)に加熱して少なくとも30%以上の加工
を施すことは、その加工歪の導入により、続く (βト
ランザス+150℃)〜βトランザスのβ域での加熱処
理においてβ粒を細粒化し、その結果最終製品の細粒化
に有効である。
処理の前に、(βトランザス−30℃)〜(βトランザ
ス−200℃)に加熱して少なくとも30%以上の加工
を施すことは、その加工歪の導入により、続く (βト
ランザス+150℃)〜βトランザスのβ域での加熱処
理においてβ粒を細粒化し、その結果最終製品の細粒化
に有効である。
本発明において、高温拡散処理後、あるいはβ−Q処理
やβ−W処理後の最終の熱間加工では、(βトランザス
−30℃)〜(βトランザス−200℃)に加熱して、
少なくとも30%以上の加工を施すことよりなる工程を
1回以上行ない、これらの工程における全圧下率として
、60%以上の加工を加えることが望ましい。このこと
により、組織が微細になり等軸α相組織が得られる。
やβ−W処理後の最終の熱間加工では、(βトランザス
−30℃)〜(βトランザス−200℃)に加熱して、
少なくとも30%以上の加工を施すことよりなる工程を
1回以上行ない、これらの工程における全圧下率として
、60%以上の加工を加えることが望ましい。このこと
により、組織が微細になり等軸α相組織が得られる。
[実 施 例]
真空アーク溶解法により、第1表に示すような化学成分
に溶解製造された重量約6トンのTi6Afl −6V
−2Sn合金の鋳塊を、鍛造、圧延して厚さ約300〜
400龍に製造された合金片を、第2表に示すような諸
条件で高温拡散処理を行ない、さらに圧延または鍛造す
ることにより最終厚みの合金片とした。
に溶解製造された重量約6トンのTi6Afl −6V
−2Sn合金の鋳塊を、鍛造、圧延して厚さ約300〜
400龍に製造された合金片を、第2表に示すような諸
条件で高温拡散処理を行ない、さらに圧延または鍛造す
ることにより最終厚みの合金片とした。
次いでβトランザス以下の890℃に加熱して厚板圧延
を行ない最後に740℃で焼鈍した。
を行ない最後に740℃で焼鈍した。
それらの最終製品のミクロ組織および機械的性質を調査
するとともに、最終圧延または鍛造前の合金片について
、成分偏析の程度をマイクロアナライザーで調査した。
するとともに、最終圧延または鍛造前の合金片について
、成分偏析の程度をマイクロアナライザーで調査した。
それらの結果を第3表に示す。
第 1 表
(νt0%)
これらの結果より、最終圧延または鍛造前の合金片断面
の成分偏析は、マイクロアナライザーによるFeおよび
Cuについての定量分析結果によれば、従来の製造法9
およびlOに比べて、本発明法に従う1〜8の場合の方
が明らかに軽減されている。
の成分偏析は、マイクロアナライザーによるFeおよび
Cuについての定量分析結果によれば、従来の製造法9
およびlOに比べて、本発明法に従う1〜8の場合の方
が明らかに軽減されている。
また、最終厚板製品のミクロ組織は、本発明法に従う1
から8の高温拡散処理を行なった製造方法による場合、
第1図(a)に示すように、等軸α晶組織であったが、
高温拡散処理を行なわない9およびlOの従来の比較法
による場合には、第1図(b)に示すように、針状のα
晶組織が混在していた。
から8の高温拡散処理を行なった製造方法による場合、
第1図(a)に示すように、等軸α晶組織であったが、
高温拡散処理を行なわない9およびlOの従来の比較法
による場合には、第1図(b)に示すように、針状のα
晶組織が混在していた。
さらに、機械的性質についても、本発明法に従う1〜8
の製造法により場合、比較法に比べて、降伏応力や引張
強さなどの強度はほぼ同等で、破断伸びも劣るものでは
ない。
の製造法により場合、比較法に比べて、降伏応力や引張
強さなどの強度はほぼ同等で、破断伸びも劣るものでは
ない。
代表例として、本発明法に従った2の製造方法と、比較
法による9の製造方法により製造された厚板のミクロ組
織およびマイクロアナライザーによる最終圧延または鍛
造前のスラブ断面の成分似析測定結果を、それぞれ第1
図(a)および第2図に示す。
法による9の製造方法により製造された厚板のミクロ組
織およびマイクロアナライザーによる最終圧延または鍛
造前のスラブ断面の成分似析測定結果を、それぞれ第1
図(a)および第2図に示す。
[発明の効果]
このような本発明法で製造されたα+β型チタン合金材
は、成分偏析が著L<軽減され、等軸に近いα組織とな
り、均質性に優れた諸特性が得られる。
は、成分偏析が著L<軽減され、等軸に近いα組織とな
り、均質性に優れた諸特性が得られる。
さらに本発明で製造されたα+β型チタン合金を、α+
β域に保定した後徐冷より成る焼鈍するか、α+β域に
保定I7た後急冷して溶体化処理を行ない、続いて約4
00〜800 ”Cで4〜・8時間程度時効処理を行な
って、β柑からα相を析出させる処理を行なってもその
効果を消失することはなく、均質性に優れた各種形状の
製品が得られる。
β域に保定した後徐冷より成る焼鈍するか、α+β域に
保定I7た後急冷して溶体化処理を行ない、続いて約4
00〜800 ”Cで4〜・8時間程度時効処理を行な
って、β柑からα相を析出させる処理を行なってもその
効果を消失することはなく、均質性に優れた各種形状の
製品が得られる。
第1図はα十β型チクン合金材ミクロ組織(X 200
)の本発明法(a)と従来法(1))を示し、第2図は
α+β型チタン合金材スラブ断面のCuおよびFe成分
の偏析測定結果を本発明法と従来法を比較して示1−。
)の本発明法(a)と従来法(1))を示し、第2図は
α+β型チタン合金材スラブ断面のCuおよびFe成分
の偏析測定結果を本発明法と従来法を比較して示1−。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、α+β型チタン合金の合金片に、1回または2回以
上の熱間加工を施して所定形状に成型する工程において
、その熱間加工工程で1150〜1350℃の高温拡散
処理工程を1回または2回以上施すことを特徴とする成
分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタン合金材の
製造法。 2、α+β型チタン合金の合金片に、1回または2回以
上の熱間加工を施して所定形状に成型する工程において
、その熱間加工工程で1150〜1350℃の高温拡散
処理工程を1回または2回以上行なった後、その冷却過
程においてβトランザスを超える温度から開始してβト
ランザス〜500℃のα+β二相域の温度で、加工率2
0%以上の熱間加工を少なくとも1回施すことを特徴と
する成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタン合
金材の製造法。 3、α+β型チタン合金の合金片に、1回または2回以
上の熱間加工を施して所定形状に成型する工程において
、その熱間加工工程で1150〜1350℃の高温拡散
処理工程を1回または2回以上行なった後、(βトラン
ザス+150℃)〜βトランザスの温度域に加熱し、5
00℃以下に1℃/min.以上の冷却速度で急速に冷
却する処理を少なくとも1回施すことを特徴とする成分
偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタン合金材の製
造法。 4、α+β型チタン合金の合金片に、1回または2回以
上の熱間加工を施して所定形状に成型する工程において
、その熱間加工工程で1150〜1350℃の高温拡散
処理工程を1回または2回以上行なった後、その冷却過
程においてβトランザスを超える温度から開始して、β
トランザス〜500℃のα+β二相域の温度で加工率2
0%以上の熱間加工を少なくとも1回施し、さらにその
後、(βトランザス+150℃)〜βトランザスの温度
域に加熱し、500℃以下に1℃/min.以上の冷却
速度で急速に冷却する処理を少なくとも1回施すことを
特徴とする成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チ
タン合金材の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23623588A JPH0285345A (ja) | 1988-09-22 | 1988-09-22 | 成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタン合金材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23623588A JPH0285345A (ja) | 1988-09-22 | 1988-09-22 | 成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタン合金材の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0285345A true JPH0285345A (ja) | 1990-03-26 |
Family
ID=16997788
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23623588A Pending JPH0285345A (ja) | 1988-09-22 | 1988-09-22 | 成分偏析を軽減し均質性に優れたα+β型チタン合金材の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0285345A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2016199796A (ja) * | 2015-04-13 | 2016-12-01 | 新日鐵住金株式会社 | チタン合金棒材およびその製造方法 |
CN114507788A (zh) * | 2022-01-27 | 2022-05-17 | 新疆湘润新材料科技有限公司 | 一种tc10钛合金铸锭的真空自耗熔炼方法 |
-
1988
- 1988-09-22 JP JP23623588A patent/JPH0285345A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2016199796A (ja) * | 2015-04-13 | 2016-12-01 | 新日鐵住金株式会社 | チタン合金棒材およびその製造方法 |
CN114507788A (zh) * | 2022-01-27 | 2022-05-17 | 新疆湘润新材料科技有限公司 | 一种tc10钛合金铸锭的真空自耗熔炼方法 |
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