JPH03166350A - 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 - Google Patents
冷間加工用チタン合金材の熱処理方法Info
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- JPH03166350A JPH03166350A JP18491190A JP18491190A JPH03166350A JP H03166350 A JPH03166350 A JP H03166350A JP 18491190 A JP18491190 A JP 18491190A JP 18491190 A JP18491190 A JP 18491190A JP H03166350 A JPH03166350 A JP H03166350A
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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。
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〕
この発明はチタン合金の熱処理に関し、特に冷間加工用
α＋β型チタン合金の熱処理方法に関するものである。
α＋β型チタン合金の熱処理方法に関するものである。
チタン合金は、軽量で且つ強靭なことから、近年飛行機
、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用いら
れている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料で
あり、その製造コストが他の材料に比べ極めて高いこと
が問題となっている。例えば、代表的チタン合金である
Ｔｉ−６Ａｌ４■合金の薄板製造にあたっては、パック
圧延法と呼ばれるプロセスが用いられている。これは、
圧延中の材料の温度低下を防ぐために、数枚のＴｉ−６
Ａｊ７−４Ｖ合金製の板を層状に重ね、軟鋼製の箱に入
れて圧延するものであるが、チタン合金板への剥離材塗
布、軟鋼製カバー材の作製、溶接等を要し、多大な手間
とコストがかかる。そこで、特開平１−１２７６５３号
公報においては、α＋β型チタン合金に施す熱処理を工
夫することにより、冷間圧延性を向上させる方法が開発
されている。
、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用いら
れている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料で
あり、その製造コストが他の材料に比べ極めて高いこと
が問題となっている。例えば、代表的チタン合金である
Ｔｉ−６Ａｌ４■合金の薄板製造にあたっては、パック
圧延法と呼ばれるプロセスが用いられている。これは、
圧延中の材料の温度低下を防ぐために、数枚のＴｉ−６
Ａｊ７−４Ｖ合金製の板を層状に重ね、軟鋼製の箱に入
れて圧延するものであるが、チタン合金板への剥離材塗
布、軟鋼製カバー材の作製、溶接等を要し、多大な手間
とコストがかかる。そこで、特開平１−１２７６５３号
公報においては、α＋β型チタン合金に施す熱処理を工
夫することにより、冷間圧延性を向上させる方法が開発
されている。
Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に代表されるα＋β型合金は、
各種機械的特性に優れ、また溶接性・耐食性も良好なこ
とがら最も広く用いられている。
各種機械的特性に優れ、また溶接性・耐食性も良好なこ
とがら最も広く用いられている。
しかしながら、本合金は、冷間圧延が殆ど不可能であり
、しかも熱間加工の可能な温度範囲が著しく制限されて
いるために、その薄板製造にあたっては、多大な手間と
コストがかがるパック圧延法によらねばならなかった。
、しかも熱間加工の可能な温度範囲が著しく制限されて
いるために、その薄板製造にあたっては、多大な手間と
コストがかがるパック圧延法によらねばならなかった。
特開平１ −１２７６５３号公報に開示されている製造
方法（熱処理方法）によれば、本合金の限界冷間圧延率
を最大４０％にまで高めることが可能となっているが、
いまだこの値は十分ではない。そこで、これらの問題点
を解決し、製造コストの安いチタン合金を供給するため
に、本発明者等はＴｉ−６Ａ１−４Ｖ合金より高強度で
あり、しかも冷間加工が可能なチタン合金を発明した（
特願平１−１７７７５９号）。
方法（熱処理方法）によれば、本合金の限界冷間圧延率
を最大４０％にまで高めることが可能となっているが、
いまだこの値は十分ではない。そこで、これらの問題点
を解決し、製造コストの安いチタン合金を供給するため
に、本発明者等はＴｉ−６Ａ１−４Ｖ合金より高強度で
あり、しかも冷間加工が可能なチタン合金を発明した（
特願平１−１７７７５９号）。
本発明の目的は、さらに、この合金の冷間加工性を向上
させる製造方法を開発しようとするものである。
させる製造方法を開発しようとするものである。
発明者等は、これらの開発合金について鋭意研究を重ね
た結果、冷間加工が可能なチタン合金の冷間加工用素材
を、 下記Ｃｌｌ式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変態点
−２５０℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点（１） そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、 Ｔ（℃）≦６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１２０（２
）ａ＜１０℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−６０Ｘｌｏｇ（ａｔ＋β変態点 （３）１
０分以上３時間以下の間保持した後、冷却することを特
徴とする冷間加工用チタン合金材の熱処理法により、チ
タン合金材の冷間加工性を著しく向上させることに成功
した。
た結果、冷間加工が可能なチタン合金の冷間加工用素材
を、 下記Ｃｌｌ式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変態点
−２５０℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点（１） そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、 Ｔ（℃）≦６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１２０（２
）ａ＜１０℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−６０Ｘｌｏｇ（ａｔ＋β変態点 （３）１
０分以上３時間以下の間保持した後、冷却することを特
徴とする冷間加工用チタン合金材の熱処理法により、チ
タン合金材の冷間加工性を著しく向上させることに成功
した。
この発明は、
Ａ１：３．０ 〜５．０ ｗｔ．ＬＶ ：２．１
〜 ３．７ Ｗｔ．ＬＭ ｏ ： ０．８５
〜３．１５ ｗｔ．Ｘ，０ ：０．１５ ｗｔ．
％以下、 を含有し、さらに、 Ｆｅ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｒのうちの１種または２種以
上を含有し、且つ、 ０． ８５ｗｔ． Ｘ≦Ｆ ｅ （ｗｔ．％） ＋ Ｎ
ｉ （ｗｌ．％）＋Ｃ ｏ （ｗｔ．％）＋〇，９
ｘ Ｃ ｒ （ｗｔ．％）≦３， １５ｗｔ． ％，
および、 ７ｗｔ．％≦２ ｘ Ｆ ｅ （ｗｔ．％）＋ ２ ｘ
Ｎ ｉ （ｗｔ．％）＋２ Ｘ Ｃ ｏ（ｗｔ．％）
＋１．８ ｘ Ｃ ｒ （ｗｔ．％）＋１．５ ｘＶ（
ｗｌ．Ｘ） ＋ Ｍ ｏ （ｗｔ．Ｘ）≦１３ｗｔ．
Ｘの条件を満足し、 残部二Ｔｉおよび不可避的不純物、 からなる成分組成を有するチタン合金の冷間加工用素材
を、下記（１１式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変
態点−２５０℃）≦Ｔ （℃） ＜β変態点＋１１ そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、 Ｔ（℃）≦６０ Ｘ ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１２０
− （２１ａ＜１０℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点 （３）Ｉ
Ｏ分以上３時間以下の間保持した後、冷却することに特
徴を有するものである。
〜 ３．７ Ｗｔ．ＬＭ ｏ ： ０．８５
〜３．１５ ｗｔ．Ｘ，０ ：０．１５ ｗｔ．
％以下、 を含有し、さらに、 Ｆｅ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｒのうちの１種または２種以
上を含有し、且つ、 ０． ８５ｗｔ． Ｘ≦Ｆ ｅ （ｗｔ．％） ＋ Ｎ
ｉ （ｗｌ．％）＋Ｃ ｏ （ｗｔ．％）＋〇，９
ｘ Ｃ ｒ （ｗｔ．％）≦３， １５ｗｔ． ％，
および、 ７ｗｔ．％≦２ ｘ Ｆ ｅ （ｗｔ．％）＋ ２ ｘ
Ｎ ｉ （ｗｔ．％）＋２ Ｘ Ｃ ｏ（ｗｔ．％）
＋１．８ ｘ Ｃ ｒ （ｗｔ．％）＋１．５ ｘＶ（
ｗｌ．Ｘ） ＋ Ｍ ｏ （ｗｔ．Ｘ）≦１３ｗｔ．
Ｘの条件を満足し、 残部二Ｔｉおよび不可避的不純物、 からなる成分組成を有するチタン合金の冷間加工用素材
を、下記（１１式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変
態点−２５０℃）≦Ｔ （℃） ＜β変態点＋１１ そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、 Ｔ（℃）≦６０ Ｘ ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１２０
− （２１ａ＜１０℃／分の場合、 Ｔ（℃）≦−６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点 （３）Ｉ
Ｏ分以上３時間以下の間保持した後、冷却することに特
徴を有するものである。
次に、本発明において、戒分組戒範囲を上述のように限
定した理由を以下に述べる。
定した理由を以下に述べる。
（１）ＡＡ’（アルミニウム）：
チタン合金は、通常熱間鍛造あるいは熱間圧延またはそ
の両者により製造される。しかしながら、熱間加工中に
温度低下が起きると、変形抵抗が急激に増大するととも
に割れ等の欠陥の発生が起きやすくなり、製造性を著し
く低下させる。
の両者により製造される。しかしながら、熱間加工中に
温度低下が起きると、変形抵抗が急激に増大するととも
に割れ等の欠陥の発生が起きやすくなり、製造性を著し
く低下させる。
これらの製造性はＡｊＦの含有量と密接な関係がある。
すなわち、ＡＩはα＋β組織を得るためのα相安定化元
素として添加され、強度上昇に寄与する。しかしながら
、ＡＩ含有量がａ Ｗｔ．％未満では、十分な強度が得
られない。一方、Ａｌｌ含有量が５ｗｔ．％を超えると
、熱間変形抵抗が増大するとともに冷間加工性が劣化し
、製造性が悪くなる。従って、Ａｎ含有量は３．０〜５
．０ｗｌ．％の範囲に限定すべきである。
素として添加され、強度上昇に寄与する。しかしながら
、ＡＩ含有量がａ Ｗｔ．％未満では、十分な強度が得
られない。一方、Ａｌｌ含有量が５ｗｔ．％を超えると
、熱間変形抵抗が増大するとともに冷間加工性が劣化し
、製造性が悪くなる。従って、Ａｎ含有量は３．０〜５
．０ｗｌ．％の範囲に限定すべきである。
（２）Ｆｅ（鉄）、Ｎｉ（−：ッケル） 、Ｃｏ （：
７バルト）およびＣｒ（クロム）： 一般にα＋β型チタン合金のミクロ組織はα相とβ相の
２相からなっているが、このうちα相が著しく加工性に
劣っており、これがチタン合金の加工性の悪い原因であ
る。すなわち、冷間加工性に優れたチタン合金を得るた
めには、加工性に劣ったａ相の体積率を減らし、逆に加
工性に富んだβ相の体積率を大きくすることが有効であ
る。そこで、β相安定化元素である、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ
およびＣｒのうちの１種または２種以上ならびに後述す
るＭｏを添加する。Ｆｅ，Ｎｉ、ＣｏおよびＣｒは、β
相安定化元素として添加され、上記効果をもたらす。さ
らに、これらの元素は主にβ相に固溶し強度を上昇させ
るとともに、合金の超塑性発現温度を下げる作用を有す
る。しかしながら、Ｆｅ，ＮｉＳＣｏおよびＣｒの含有
量がそれぞれ０． ｌｗｔ．％未満では、上述した作用
に所望の効果が得られない。一方、ＦｅＳＮｉ％Ｃｏお
よびＣｒの含有量がそれぞれ３． １５ｗｔ． Ｘを超
えると、これらの元素とＴｉとの間に脆化相である金属
間化合物が形成され、さらに、溶解時にβフレックと呼
ばれる偏析相が形威され、その結果、合金の機械的性質
、特に延性が劣化する。従って、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏおよ
びＣｒの１種または２種以上の含有量は０．１〜３．１
５ｗｔ．％の範囲に限定することが好ましい。
７バルト）およびＣｒ（クロム）： 一般にα＋β型チタン合金のミクロ組織はα相とβ相の
２相からなっているが、このうちα相が著しく加工性に
劣っており、これがチタン合金の加工性の悪い原因であ
る。すなわち、冷間加工性に優れたチタン合金を得るた
めには、加工性に劣ったａ相の体積率を減らし、逆に加
工性に富んだβ相の体積率を大きくすることが有効であ
る。そこで、β相安定化元素である、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ
およびＣｒのうちの１種または２種以上ならびに後述す
るＭｏを添加する。Ｆｅ，Ｎｉ、ＣｏおよびＣｒは、β
相安定化元素として添加され、上記効果をもたらす。さ
らに、これらの元素は主にβ相に固溶し強度を上昇させ
るとともに、合金の超塑性発現温度を下げる作用を有す
る。しかしながら、Ｆｅ，ＮｉＳＣｏおよびＣｒの含有
量がそれぞれ０． ｌｗｔ．％未満では、上述した作用
に所望の効果が得られない。一方、ＦｅＳＮｉ％Ｃｏお
よびＣｒの含有量がそれぞれ３． １５ｗｔ． Ｘを超
えると、これらの元素とＴｉとの間に脆化相である金属
間化合物が形成され、さらに、溶解時にβフレックと呼
ばれる偏析相が形威され、その結果、合金の機械的性質
、特に延性が劣化する。従って、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏおよ
びＣｒの１種または２種以上の含有量は０．１〜３．１
５ｗｔ．％の範囲に限定することが好ましい。
（３） Ｆｅ （ｗｔ．％） ＋Ｎｉ（ｗｔ．
Ｘ）＋Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ）＋０．９ Ｘ Ｃ ｒ （ｗｔ
−Ｘ） ：Ｆ ｅ （ｗｔ．Ｘ） ＋ Ｎ ｉ （ｗ
ｔ．Ｘ） ＋ Ｃ ｏ （ｗｔ．％）＋０．９Ｘ Ｃ
ｒ （ｗｔ．％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し
、チタン合金のβ相の体積率と密接な関係がある。この
値が０． ８５ｗｔ．％未満であると、β相の体積率が
小さく、冷間加工性に劣り、好ましくない。
Ｘ）＋Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ）＋０．９ Ｘ Ｃ ｒ （ｗｔ
−Ｘ） ：Ｆ ｅ （ｗｔ．Ｘ） ＋ Ｎ ｉ （ｗ
ｔ．Ｘ） ＋ Ｃ ｏ （ｗｔ．％）＋０．９Ｘ Ｃ
ｒ （ｗｔ．％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し
、チタン合金のβ相の体積率と密接な関係がある。この
値が０． ８５ｗｔ．％未満であると、β相の体積率が
小さく、冷間加工性に劣り、好ましくない。
また、この値が３． １５ｗｔ．％を超えると、Ｆｅ，
ＮｉＣｏ．ＣｒとＴｉとの間に脆化相である金属間化合
物が形威され、さらに、溶解時にβフレックが形成され
、その結果。合金の機械的性質、とくに室温延性が劣化
する。従って、Ｆｅ（ｗｔ．％）十Ｎ ｉ （ｗｔ．Ｘ
） ＋ Ｃ ｏ （ｗｌ．％） ＋０、９ｘＣｒ（ｗｔ
．％）の値は、０． ８５ｗｔ． ％〜３． １５ｗｔ
． Ｘの範囲に限定すべきである。
ＮｉＣｏ．ＣｒとＴｉとの間に脆化相である金属間化合
物が形威され、さらに、溶解時にβフレックが形成され
、その結果。合金の機械的性質、とくに室温延性が劣化
する。従って、Ｆｅ（ｗｔ．％）十Ｎ ｉ （ｗｔ．Ｘ
） ＋ Ｃ ｏ （ｗｌ．％） ＋０、９ｘＣｒ（ｗｔ
．％）の値は、０． ８５ｗｔ． ％〜３． １５ｗｔ
． Ｘの範囲に限定すべきである。
（４１Ｍｏ（モリブデン）：
Ｍｏも上述したＦｅ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｒと同様に、
β相安定化元素として添加され、β相の体積率を増大さ
せることにより、冷間加工性を向上させる作用を有する
。さらに、Ｍｏは主にβ相に固溶し強度を上昇させる作
用を有する。しかしながら、Ｍｏ含有量が０． ８５ｗ
ｔ．％未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、Ｍｏ含有量が３， １５ｗｌ． Ｘを超える
と、Ｍｏが重い元素であることから合金の密度を増大さ
せ、高比強度であるというチタン合金の特徴を損なう。
β相安定化元素として添加され、β相の体積率を増大さ
せることにより、冷間加工性を向上させる作用を有する
。さらに、Ｍｏは主にβ相に固溶し強度を上昇させる作
用を有する。しかしながら、Ｍｏ含有量が０． ８５ｗ
ｔ．％未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、Ｍｏ含有量が３， １５ｗｌ． Ｘを超える
と、Ｍｏが重い元素であることから合金の密度を増大さ
せ、高比強度であるというチタン合金の特徴を損なう。
さらに、Ｍｏはチタン中での拡散速度が小さいために、
超塑性戒形時の変形応力が増大する。従って、Ｍｏ含有
量は、０．８５ｗｔ．％〜３． １５ｗｔ．％の範囲に
限定すべきである。
超塑性戒形時の変形応力が増大する。従って、Ｍｏ含有
量は、０．８５ｗｔ．％〜３． １５ｗｔ．％の範囲に
限定すべきである。
（％Ｖ（バナジウム）：
■はα＋β組織を得るためのβ相安定化元素として添加
され、Ｔ１との間に脆化相である金属間化合物を形或す
ることなく強度を上昇させる作用を有する。すなわち、
■は主にβ相に固溶しこれを強化する。しかしながら、
■含有量が２．ｌｗｔ．％未満では上述した作用に所望
の効果が得られない一方、■含有量が３． ７ｗｔ．
％を超えると、β変態点が低《なり過ぎ、その結果、超
塑性延びが不十分となる。従って、■含有量は ２．
ｌｗｔ．ｘ〜３．７ｗｔ．％の範囲に限定すべきである
。
され、Ｔ１との間に脆化相である金属間化合物を形或す
ることなく強度を上昇させる作用を有する。すなわち、
■は主にβ相に固溶しこれを強化する。しかしながら、
■含有量が２．ｌｗｔ．％未満では上述した作用に所望
の効果が得られない一方、■含有量が３． ７ｗｔ．
％を超えると、β変態点が低《なり過ぎ、その結果、超
塑性延びが不十分となる。従って、■含有量は ２．
ｌｗｔ．ｘ〜３．７ｗｔ．％の範囲に限定すべきである
。
ｆ６Ｊｏ（酸素）：
Ｏはα相に固溶して強度を上昇させる作用を有する。し
かしながら、Ｏ含有量が０． Ｏｌｗｔ． Ｘ未満では
、強度上昇への寄与が十分でなく、所望の強度が得られ
ないのでＯ含有量は０． Ｏｌｗｔ．％以上が好ましい
。また、０含有量が０． １５ｗｔ．％を超えると、冷
間加工性を劣化させるので好ましくない。従って０含有
量は０． １５ｗｉ．％以下とすべきである。
かしながら、Ｏ含有量が０． Ｏｌｗｔ． Ｘ未満では
、強度上昇への寄与が十分でなく、所望の強度が得られ
ないのでＯ含有量は０． Ｏｌｗｔ．％以上が好ましい
。また、０含有量が０． １５ｗｔ．％を超えると、冷
間加工性を劣化させるので好ましくない。従って０含有
量は０． １５ｗｉ．％以下とすべきである。
（７） ２ｘＦｅ（＊ｔ．Ｘ）＋２ｘＮｉ（ｗｔ．％
）＋２×Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ）＋１．８ ｘ Ｃ ｒ
（ｗｔ．Ｌ）＋１．５ ｘ Ｖ（ ｗｔ．％）
＋Ｍ ｏ （ｗｔ．！） ： ２ ｘ Ｆ ｅ （ｗｔ．％）＋２ｘＮｉ（ｗｔ．％）
＋２×Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ） ＋１．８ ｘ Ｃ ｒ
（ｗｔ．％）＋１．５ Ｘ Ｖ（ ｗｔ．Ｘ）
＋Ｍ ｏ （ｗｔ．％）は、チタン合金のβ相の安定度
を示しチタン合金のβ相の体積率と密接な関係があるこ
の値が７ ｗｔ．Ｘ未満では、β相の体積率が小さく、
冷間加工性に優れるという本合金の特長を損なうととも
に、室雇強度上昇への寄与が十分でない。一方、この値
が１３ｗｔ．Ｘを超えると、β相の体積率が多くなり過
ぎ、冷間加工性は良くなるが、超塑性特性や溶接性等、
他の特性が悪くなり好ましくない。従って、２ ｘ Ｆ
ｅ （ｗｔ．％）＋２×Ｎｉ（冑１−％）＋ ２
Ｘ Ｃ ｏ（ｗｔ．％）＋１．８ Ｘ Ｃ
ｒ （ｗｔ．％）＋１．５ ｘ Ｖ［ ｗｔ．Ｘ）
＋Ｍ ｏ（ｗｔ．％）の値は、７ＷＬ．′Ａ〜１３ｗｔ
．％の範囲に限定すべきである。
）＋２×Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ）＋１．８ ｘ Ｃ ｒ
（ｗｔ．Ｌ）＋１．５ ｘ Ｖ（ ｗｔ．％）
＋Ｍ ｏ （ｗｔ．！） ： ２ ｘ Ｆ ｅ （ｗｔ．％）＋２ｘＮｉ（ｗｔ．％）
＋２×Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ） ＋１．８ ｘ Ｃ ｒ
（ｗｔ．％）＋１．５ Ｘ Ｖ（ ｗｔ．Ｘ）
＋Ｍ ｏ （ｗｔ．％）は、チタン合金のβ相の安定度
を示しチタン合金のβ相の体積率と密接な関係があるこ
の値が７ ｗｔ．Ｘ未満では、β相の体積率が小さく、
冷間加工性に優れるという本合金の特長を損なうととも
に、室雇強度上昇への寄与が十分でない。一方、この値
が１３ｗｔ．Ｘを超えると、β相の体積率が多くなり過
ぎ、冷間加工性は良くなるが、超塑性特性や溶接性等、
他の特性が悪くなり好ましくない。従って、２ ｘ Ｆ
ｅ （ｗｔ．％）＋２×Ｎｉ（冑１−％）＋ ２
Ｘ Ｃ ｏ（ｗｔ．％）＋１．８ Ｘ Ｃ
ｒ （ｗｔ．％）＋１．５ ｘ Ｖ［ ｗｔ．Ｘ）
＋Ｍ ｏ（ｗｔ．％）の値は、７ＷＬ．′Ａ〜１３ｗｔ
．％の範囲に限定すべきである。
次に、熱処理方法について説明する。
本発明は冷間加工を行うチタン合金の素材を、下記ｆｌ
ｌ式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変態点−２５０
℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点．（ｌ） そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、 Ｔ（℃）≦６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１ ２０
．．． （２１ａ＜１０゜Ｃ／分の場合、 Ｔ （ ℃）≦−６０Ｘｌｏｇｆａｌ＋β変態点 （３
）１０分以上３時間以下の間保持した後、冷却すること
を特徴とする熱処理を行うものである。これにより、素
材は■初析α相とβ相の２相、■初析α相と冷却中に生
じるα相とβ相の層状組織からな”るミクロ組織、ある
いは■初析α相とマルテンサイトからなるミクロ組織の
いずれかとなる。優れた冷間加工性を得るためには、熱
処理により素材が十分軟化するとともに、加熱保持中あ
るいは冷却中に素材の硬度を上昇させるような好ましく
ない相の析出を防ぐ必要がある。
ｌ式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変態点−２５０
℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点．（ｌ） そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、 Ｔ（℃）≦６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１ ２０
．．． （２１ａ＜１０゜Ｃ／分の場合、 Ｔ （ ℃）≦−６０Ｘｌｏｇｆａｌ＋β変態点 （３
）１０分以上３時間以下の間保持した後、冷却すること
を特徴とする熱処理を行うものである。これにより、素
材は■初析α相とβ相の２相、■初析α相と冷却中に生
じるα相とβ相の層状組織からな”るミクロ組織、ある
いは■初析α相とマルテンサイトからなるミクロ組織の
いずれかとなる。優れた冷間加工性を得るためには、熱
処理により素材が十分軟化するとともに、加熱保持中あ
るいは冷却中に素材の硬度を上昇させるような好ましく
ない相の析出を防ぐ必要がある。
本発明で、前記熱処理温度の下限を（β変態点２５０℃
）以上としたのは、この温度未満で熱処理を行うと、熱
処理による焼鈍の効果（素材の軟化）が十分でな＜、伶
間加工性に劣り好ましくないからである。一方、熱処理
温度の上限をβ変態点未満としたのは、この温度以上に
おいて熱処理を行うと、加熱中にβ粒の粗大化が起こり
、材料の室温延性が低下し、冷間加工性に劣るため好ま
しくないからである。
）以上としたのは、この温度未満で熱処理を行うと、熱
処理による焼鈍の効果（素材の軟化）が十分でな＜、伶
間加工性に劣り好ましくないからである。一方、熱処理
温度の上限をβ変態点未満としたのは、この温度以上に
おいて熱処理を行うと、加熱中にβ粒の粗大化が起こり
、材料の室温延性が低下し、冷間加工性に劣るため好ま
しくないからである。
さらに、熱処理温度の範囲として以下の条件を設けた。
６０×ｌｏｇ（ａｌ＋β変態点−１２０（℃）以下（ａ
≧１０℃／分の場合）、 ６０ＸＩＯｆ（ａ）＋β変態点（℃〉 以下（ａ＜ＩＱ℃／分の場合）、 ただし、ａは加熱保持後の冷却速度（℃／分）。
≧１０℃／分の場合）、 ６０ＸＩＯｆ（ａ）＋β変態点（℃〉 以下（ａ＜ＩＱ℃／分の場合）、 ただし、ａは加熱保持後の冷却速度（℃／分）。
このような条件を設けたのは、これらの条件を満たさな
い温度で熱処理をすると、冷却中β相中に微細なα品が
析出して素材の硬度を上昇させるため好ましくないから
である。
い温度で熱処理をすると、冷却中β相中に微細なα品が
析出して素材の硬度を上昇させるため好ましくないから
である。
熱処理の保持時間をＩＯ分以上３時間以下としたのは以
下の理由による。熱処理時間が１０分未満では、素材の
軟化が十分でなく、冷間加工性に劣り、好ましくない。
下の理由による。熱処理時間が１０分未満では、素材の
軟化が十分でなく、冷間加工性に劣り、好ましくない。
また、保持時間が３時間を超えると、設備の稼働率の点
から経済的でないばかりか、素材のミクロ組織を粗大化
させ冷間加工性を低下させるので好ましくない。
から経済的でないばかりか、素材のミクロ組織を粗大化
させ冷間加工性を低下させるので好ましくない。
次にこの発明を実施例によりさらに詳しく説明する。
第１表に示した成分組成を有するチタン合金をアルゴン
雰囲気アーク炉にて溶製し、断面の寸法が２５ｍＸ４０
ｍのインゴットとした。次いで、インゴットに熱間鍛造
を行い、次いで、熱間圧延を行い、厚さ５ｆｆｌＩ１の
板材に仕上げた。熱処理後に等軸α品組織とするために
、熱間圧延時の加熱温度はβ変態点以下の（α＋β）２
相域とした。これらの材料について、各熱処理条件で熱
処理を行った後、酸洗により表層のスケール、酸化皮膜
を除去し、冷間圧延用素材とした。冷間圧延はｌバス当
たりの圧下量を０．０５ｍとし、長さｌｍｍ以上の耳割
れまたは被圧延材の後端部に割れが発生するまで繰り返
し行って冷間圧延性を評価した。
雰囲気アーク炉にて溶製し、断面の寸法が２５ｍＸ４０
ｍのインゴットとした。次いで、インゴットに熱間鍛造
を行い、次いで、熱間圧延を行い、厚さ５ｆｆｌＩ１の
板材に仕上げた。熱処理後に等軸α品組織とするために
、熱間圧延時の加熱温度はβ変態点以下の（α＋β）２
相域とした。これらの材料について、各熱処理条件で熱
処理を行った後、酸洗により表層のスケール、酸化皮膜
を除去し、冷間圧延用素材とした。冷間圧延はｌバス当
たりの圧下量を０．０５ｍとし、長さｌｍｍ以上の耳割
れまたは被圧延材の後端部に割れが発生するまで繰り返
し行って冷間圧延性を評価した。
合金番号弘１についての熱処理後の冷間圧延性評価試験
結果を第２表および第１図に示す。以上の結果から、魔
Ａｌ〜ＮｌｌＡ２５の本発明の熱処理を行ったものは、
いずれも５０％以上の冷間圧延が可能であり、本発明の
規定から外れる熱処理を行ったＮａ Ｂ ｌ −Ｎ（Ｌ
Ｂ １０の材料と比べて冷間圧延性が著しく改善され
ていることがわかる。
結果を第２表および第１図に示す。以上の結果から、魔
Ａｌ〜ＮｌｌＡ２５の本発明の熱処理を行ったものは、
いずれも５０％以上の冷間圧延が可能であり、本発明の
規定から外れる熱処理を行ったＮａ Ｂ ｌ −Ｎ（Ｌ
Ｂ １０の材料と比べて冷間圧延性が著しく改善され
ていることがわかる。
合金番号Ｎａ２、Ｎａ３、ＩＪａ４およびＮａ５につい
て行った熱処理後の冷間圧延性評価試験結果をそれぞれ
第３表および第２図、第４表および第３図、第５表およ
び第４図、第６表および第５図に示す。以上の結果から
、合金Ｎａ２、Ｎα３、弘４およびＮａ ５についても
同様に、本発明の熱処理を行ったものは、本発明の規定
から外れる処理を行ったものに比べ、優れた冷間圧延性
を有することが分かる。
て行った熱処理後の冷間圧延性評価試験結果をそれぞれ
第３表および第２図、第４表および第３図、第５表およ
び第４図、第６表および第５図に示す。以上の結果から
、合金Ｎａ２、Ｎα３、弘４およびＮａ ５についても
同様に、本発明の熱処理を行ったものは、本発明の規定
から外れる処理を行ったものに比べ、優れた冷間圧延性
を有することが分かる。
合金番号Ｎａｌに５０％の冷間圧延を施した材料につい
て行った熱処理後の冷間圧延性評価試験結果を第７表お
よび第６図に示す。以上の結果からも同様に、本発明の
熱処理を行ったものは、本発明の規定から外れる処理を
行ったものに比べ、優れた冷間圧延性を有することが分
かる。
て行った熱処理後の冷間圧延性評価試験結果を第７表お
よび第６図に示す。以上の結果からも同様に、本発明の
熱処理を行ったものは、本発明の規定から外れる処理を
行ったものに比べ、優れた冷間圧延性を有することが分
かる。
第
２
表
の
！
第
２
表
の
２
※：長さ１一以上の耳割れが生じる冷間圧延率。
第
３
表
※：長さ１ｍｍ以上の耳割れが生じる冷間圧延率。
第
４
表
※：長さｌｍ以上の耳割れが生じる冷間圧延率。
第
５
表
※：長さｌａｎ以上の耳割れが生じる冷間圧延率。
第
６
表
※：長さｌｍ以上の耳割れが生じる冷間圧延率。
こ発明の効果〕
以上説明したように、本発明は冷間加工用α＋β型チタ
ン合金の冷間圧延性を著しく改善させ、製造コストの低
減に貢献するとともに、この優れた冷間加工性により、
冷間において曲げ加工や鍛造、転造等の加工が可能とな
り、すでに用いられている宇宙航空分野での需要拡大だ
けでなく、今までコストの点からチタン合金の使用が制
限されていた分野への適用が期待される産業上有用な効
果がもたらされる。
ン合金の冷間圧延性を著しく改善させ、製造コストの低
減に貢献するとともに、この優れた冷間加工性により、
冷間において曲げ加工や鍛造、転造等の加工が可能とな
り、すでに用いられている宇宙航空分野での需要拡大だ
けでなく、今までコストの点からチタン合金の使用が制
限されていた分野への適用が期待される産業上有用な効
果がもたらされる。
第１図〜第６図は、熱処理後の冷間圧延性評価試験結果
を示すグラフである。いずれも横軸に熱処理温度を、縦
軸に熱処理後の冷却速度を示している。図中の数字は、
長さｌＩＩＩ！１以上の耳割れが生じる冷間圧延率であ
る。この数字が○印で囲んであるものが本発明例であり
、斜線で囲まれた範囲の内側が本発明の請求範囲である
。 第１図は合金番号Ｎａｉ，第２図はＮａ ２、第３図は
磁３、第４図は恥４、第５図はＮａ ５について実験を
行った結果である。第６図は、合金番号Ｎｉｌに５０％
の冷間圧延を施した材料について、同様の実験を行った
結果である。
を示すグラフである。いずれも横軸に熱処理温度を、縦
軸に熱処理後の冷却速度を示している。図中の数字は、
長さｌＩＩＩ！１以上の耳割れが生じる冷間圧延率であ
る。この数字が○印で囲んであるものが本発明例であり
、斜線で囲まれた範囲の内側が本発明の請求範囲である
。 第１図は合金番号Ｎａｉ，第２図はＮａ ２、第３図は
磁３、第４図は恥４、第５図はＮａ ５について実験を
行った結果である。第６図は、合金番号Ｎｉｌに５０％
の冷間圧延を施した材料について、同様の実験を行った
結果である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ａｌ：３．０〜５．０ｗｔ．％、 Ｖ：２．１〜３．７ｗｔ．％、 Ｍｏ：０．８５〜３．１５ｗｔ．％， Ｏ：０．１５ｗｔ．％以下、 を含有し、さらに、 Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏおよびＣｒのうちの１種 または２種以上を含有し、且つ、 ０．８５ｗｔ％≦Ｆｅ（ｗｔ．％）＋Ｎｉ（ｗｔ．％）
＋Ｃｏ（ｗｔ．％）＋０．９×Ｃｒ（ｗｔ．％）≦３．
１５ｗｔ．％、および、 ７ｗｔ．％≦２×Ｆｅ（ｗｔ．％）＋２×Ｎｉ（ｗｔ．
％）＋２×Ｃｏ（ｗｔ．％）＋１．８×Ｃｒ（ｗｔ．％
）＋１．５×Ｖ（ｗｔ．％）＋Ｍｏ（ｗｔ．％）≦１３
ｗｔ．％の条件を満足し、 残部：Ｔｉおよび不可避的不純物、 からなる成分組成を有するチタン合金の冷間加工用素材
を、下記（１）式を満足する温度範囲Ｔであり（β変態
点−２５０℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点・・・（１） そして、加熱保持後の冷却速度（ａ）により、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、 Ｔ（℃）≦６０×ｌｏｇ（ａ）＋β変態点−１２０・・
・（２）ａ＜１０℃／分の場合、Ｔ（℃）≦−６０×ｌ
ｏｇ（ａ）＋β変態点・・・（３）１０分以上３時間以
下の間保持した後、冷却することを特徴とする冷間加工
用チタン合金材の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2184911A JP2536673B2 (ja) | 1989-08-29 | 1990-07-12 | 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22219589 | 1989-08-29 | ||
| JP1-222195 | 1989-08-29 | ||
| JP2184911A JP2536673B2 (ja) | 1989-08-29 | 1990-07-12 | 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03166350A true JPH03166350A (ja) | 1991-07-18 |
| JP2536673B2 JP2536673B2 (ja) | 1996-09-18 |
Family
ID=26502786
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2184911A Expired - Lifetime JP2536673B2 (ja) | 1989-08-29 | 1990-07-12 | 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2536673B2 (ja) |
Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0969109A1 (en) * | 1998-05-26 | 2000-01-05 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | Titanium alloy and process for production |
| JP2006111935A (ja) * | 2004-10-15 | 2006-04-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ｎｅａｒβ型チタン合金 |
| JP2009515047A (ja) * | 2005-11-03 | 2009-04-09 | ロベルト・ペー・ヘンペル | 冷間加工可能なチタン合金 |
| CN104762525A (zh) * | 2015-03-27 | 2015-07-08 | 常熟市双羽铜业有限公司 | 一种热交换器用钛合金管 |
| US20160201165A1 (en) * | 2015-01-12 | 2016-07-14 | Ati Properties, Inc. | Titanium alloy |
| US10053758B2 (en) | 2010-01-22 | 2018-08-21 | Ati Properties Llc | Production of high strength titanium |
| US10119178B2 (en) | 2012-01-12 | 2018-11-06 | Titanium Metals Corporation | Titanium alloy with improved properties |
| US10144999B2 (en) | 2010-07-19 | 2018-12-04 | Ati Properties Llc | Processing of alpha/beta titanium alloys |
| US10287655B2 (en) | 2011-06-01 | 2019-05-14 | Ati Properties Llc | Nickel-base alloy and articles |
| US10337093B2 (en) | 2013-03-11 | 2019-07-02 | Ati Properties Llc | Non-magnetic alloy forgings |
| US10370751B2 (en) | 2013-03-15 | 2019-08-06 | Ati Properties Llc | Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys |
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| US10435775B2 (en) | 2010-09-15 | 2019-10-08 | Ati Properties Llc | Processing routes for titanium and titanium alloys |
| US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
| US10513755B2 (en) | 2010-09-23 | 2019-12-24 | Ati Properties Llc | High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock |
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| CN111826594A (zh) * | 2020-07-30 | 2020-10-27 | 北京理工大学 | 一种电弧增材制造高强钛合金的热处理方法和一种增强的高强钛合金 |
| US11111552B2 (en) | 2013-11-12 | 2021-09-07 | Ati Properties Llc | Methods for processing metal alloys |
| US12344918B2 (en) | 2023-07-12 | 2025-07-01 | Ati Properties Llc | Titanium alloys |
-
1990
- 1990-07-12 JP JP2184911A patent/JP2536673B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| US6228189B1 (en) | 1998-05-26 | 2001-05-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | α+β type titanium alloy, a titanium alloy strip, coil-rolling process of titanium alloy, and process for producing a cold-rolled titanium alloy strip |
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| RU2703756C2 (ru) * | 2015-01-12 | 2019-10-22 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ ЭлЭлСи | Титановый сплав |
| US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10619226B2 (en) | 2015-01-12 | 2020-04-14 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10808298B2 (en) | 2015-01-12 | 2020-10-20 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US11319616B2 (en) | 2015-01-12 | 2022-05-03 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US11851734B2 (en) | 2015-01-12 | 2023-12-26 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US12168817B2 (en) | 2015-01-12 | 2024-12-17 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
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| US12344918B2 (en) | 2023-07-12 | 2025-07-01 | Ati Properties Llc | Titanium alloys |
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