JPH04355A - チタン合金の製造方法 - Google Patents
チタン合金の製造方法Info
- Publication number
- JPH04355A JPH04355A JP17529390A JP17529390A JPH04355A JP H04355 A JPH04355 A JP H04355A JP 17529390 A JP17529390 A JP 17529390A JP 17529390 A JP17529390 A JP 17529390A JP H04355 A JPH04355 A JP H04355A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- titanium alloy
- alpha
- beta
- type titanium
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 49
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 11
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 15
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims abstract description 12
- 229910000883 Ti6Al4V Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract 5
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 9
- 238000000137 annealing Methods 0.000 abstract description 10
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract description 8
- 229910001040 Beta-titanium Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 238000012549 training Methods 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Forging (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。
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、微細粒α+β組織を有するチタン合金の製造
方法に関し、詳しくは、熱間鍛造と熱処理を組み合わせ
て、金属組織を特定することにより、疲れ強さや高温強
度を改善したα+β型チタン合金の新規な製造方法に関
する。
方法に関し、詳しくは、熱間鍛造と熱処理を組み合わせ
て、金属組織を特定することにより、疲れ強さや高温強
度を改善したα+β型チタン合金の新規な製造方法に関
する。
(従来の技術及び発明が解決しようとする課題)従来、
α+β型チタン合金鍛造品等の製造は、鋳塊をβ域で鍛
造分塊し、最終仕上げ鍛造をα+β域で行う方法が一般
的に採用されており、そして、例えば、疲れ強さを向上
する為に、初析α粒の微細化を図る等、組織の均一化や
材料特性の向上を図るために、種々の提案がなされてい
る。
α+β型チタン合金鍛造品等の製造は、鋳塊をβ域で鍛
造分塊し、最終仕上げ鍛造をα+β域で行う方法が一般
的に採用されており、そして、例えば、疲れ強さを向上
する為に、初析α粒の微細化を図る等、組織の均一化や
材料特性の向上を図るために、種々の提案がなされてい
る。
これらの方法は、β変態点以上からの焼入れの後に、β
変態点以下の特定の範囲の温度において特定の条件で鍛
練を加え、α相の巨大化を抑え、微細粒α+β組織にす
るものである。
変態点以下の特定の範囲の温度において特定の条件で鍛
練を加え、α相の巨大化を抑え、微細粒α+β組織にす
るものである。
従来提案されているいずれの方法も、β域で分塊鍛造ま
たは分塊圧延によって製造したチタン合金は、その製造
段階においてβ4寸α+β変態点近傍温度に徐冷される
ことなとにより、β粒界に粗大粒α相が成長し、その一
部が熱間加工、熱処理後も消失することなく存在し、チ
タン合金の特性向上を困難にしていると言う問題を克服
しようとするものである。
たは分塊圧延によって製造したチタン合金は、その製造
段階においてβ4寸α+β変態点近傍温度に徐冷される
ことなとにより、β粒界に粗大粒α相が成長し、その一
部が熱間加工、熱処理後も消失することなく存在し、チ
タン合金の特性向上を困難にしていると言う問題を克服
しようとするものである。
しかしながら、従来提案されている方法においては、α
相と疲れ強さとの関連性が未だ十分に判明していなく、
また疲れ強さのバラツキも大きく、再現性の点ても問題
があり、良好な品質の鍛造品を製造する方法としては、
不十分なものであった。
相と疲れ強さとの関連性が未だ十分に判明していなく、
また疲れ強さのバラツキも大きく、再現性の点ても問題
があり、良好な品質の鍛造品を製造する方法としては、
不十分なものであった。
一般には、疲れ強さは引張り強さと相関関係があると同
時に、ミクロ組織との関係において、結晶粒と引張強さ
とは、ホール・ペツチの関係式が当てはまる。したがっ
て、疲れ強さを改善するためには、結晶粒を微細化する
ことにより問題を解決することかできることになるか、
チタン合金においては、疲れ強さを向上させる要因は十
分に把握されていなかった。即ち、チタン合金の場合に
は、疲れ強さと引張り強さの関係にはバラツキか大きく
、単純に結晶粒を微細化するのみては、疲れ強さの向上
を図ることができなかった。
時に、ミクロ組織との関係において、結晶粒と引張強さ
とは、ホール・ペツチの関係式が当てはまる。したがっ
て、疲れ強さを改善するためには、結晶粒を微細化する
ことにより問題を解決することかできることになるか、
チタン合金においては、疲れ強さを向上させる要因は十
分に把握されていなかった。即ち、チタン合金の場合に
は、疲れ強さと引張り強さの関係にはバラツキか大きく
、単純に結晶粒を微細化するのみては、疲れ強さの向上
を図ることができなかった。
本発明は、従来の技術における上記のような実状に鑑み
てなされたものである。
てなされたものである。
即ち、本発明は、従来の欠点を解消し、組織の均−性及
び材料特性上を向上させ、α相の微細粒化を図ることが
できるα+β型チタン合金の新規な製造方法を提供する
ことを目的とする。
び材料特性上を向上させ、α相の微細粒化を図ることが
できるα+β型チタン合金の新規な製造方法を提供する
ことを目的とする。
(課題を解決するための手段)
本発明者は、疲れ強さと引張り強さの関係におけるばら
つきについて、疲れ強さ比(即ち、疲れ強さ/引張り強
さ)をパラメータとした場合に、このパラメータがα相
面積率と一定の関連があり、また、一定のα相面積率下
での初析α粒径か疲れ強さに関係があることを発見した
。そして、β域での鍛錬及びα+β域での分塊の後、特
定の熱処理を施すことにより、疲れ強さの改善されたチ
タン合金が得られることを見出たし、本発明を完成する
に至った。
つきについて、疲れ強さ比(即ち、疲れ強さ/引張り強
さ)をパラメータとした場合に、このパラメータがα相
面積率と一定の関連があり、また、一定のα相面積率下
での初析α粒径か疲れ強さに関係があることを発見した
。そして、β域での鍛錬及びα+β域での分塊の後、特
定の熱処理を施すことにより、疲れ強さの改善されたチ
タン合金が得られることを見出たし、本発明を完成する
に至った。
本発明は、α+β型チタン合金を製造するにあたり、β
域での分塊及びα+β域での分塊の後、チタン合金をβ
変態点以上の温度から焼入れを行い、次いで、β変態点
よりも低い温度で鍛錬を行い、更にβ変態点よりも少な
くとも10℃低い温度で溶体化処理を行ない、次いて焼
鈍処理または過時効処理を行なうことにより、初析α粒
径dが、12m+以下(即ち、d −”> 9 (m+
++−”’) )であり、かっ、α相面積率が20〜5
0%の範囲にあるα+β型チタン合金を得ることを特徴
とする。
域での分塊及びα+β域での分塊の後、チタン合金をβ
変態点以上の温度から焼入れを行い、次いで、β変態点
よりも低い温度で鍛錬を行い、更にβ変態点よりも少な
くとも10℃低い温度で溶体化処理を行ない、次いて焼
鈍処理または過時効処理を行なうことにより、初析α粒
径dが、12m+以下(即ち、d −”> 9 (m+
++−”’) )であり、かっ、α相面積率が20〜5
0%の範囲にあるα+β型チタン合金を得ることを特徴
とする。
本発明において、対象となるチタン合金としては、T
i −6A I −4V、 T i −6A I −6
V2Sn等、公知のα+β型チタン合金が使用できる。
i −6A I −4V、 T i −6A I −6
V2Sn等、公知のα+β型チタン合金が使用できる。
β域での分塊及びα+β域での分塊の後に行われるβ変
態点以上の温度からの焼入れは、β変態点より500℃
低い温度までの間で60℃/分以上の冷却速度で行うの
か好ましい。
態点以上の温度からの焼入れは、β変態点より500℃
低い温度までの間で60℃/分以上の冷却速度で行うの
か好ましい。
その後の行うβ変態点より低い温度での鍛錬は、β変態
点下10〜50℃の温度で行うのが好ましく、また、鍛
錬の減面率は、減面率50%以上になるように行うのが
好ましい。この鍛錬工程は、複数回繰り返して実施して
もよい。
点下10〜50℃の温度で行うのが好ましく、また、鍛
錬の減面率は、減面率50%以上になるように行うのが
好ましい。この鍛錬工程は、複数回繰り返して実施して
もよい。
β変態点より低い温度での鍛錬後、本発明においては、
更に溶体化処理を行うことか必要である。
更に溶体化処理を行うことか必要である。
この溶体化処理は、β変態点よりも少なくとも10℃低
い温度、好ましくは10〜50℃低い温度で所定の時間
保持した後、水冷等により急冷することによって行われ
る。溶体化処理温度がβ変態点よりも10℃以上低くな
いと、強度は上昇するが靭性か劣るものが得られ、また
、β変態点よりも50℃以上低くなると、靭性は上昇す
るが強度か低いものが得られる。
い温度、好ましくは10〜50℃低い温度で所定の時間
保持した後、水冷等により急冷することによって行われ
る。溶体化処理温度がβ変態点よりも10℃以上低くな
いと、強度は上昇するが靭性か劣るものが得られ、また
、β変態点よりも50℃以上低くなると、靭性は上昇す
るが強度か低いものが得られる。
溶体化処理されたチタン合金は、焼鈍処理または過時効
処理か施される。焼鈍処理及び過時効処理は、常法によ
って行われるが、例えば、Ti−6Al−4V系チタン
合金の場合、焼鈍処理は、790℃〜690℃の温度範
囲に加熱することによって、また、過時効処理は、69
0〜550℃の温度範囲に加熱することによって行われ
る。Ti −6Al−4V系チタン合金の場合、過時効
処理の加熱温度か690℃よりも高くなると、強度が劣
化する傾向にあり、また、550℃よりも低くなると、
靭性が劣化したものになる。
処理か施される。焼鈍処理及び過時効処理は、常法によ
って行われるが、例えば、Ti−6Al−4V系チタン
合金の場合、焼鈍処理は、790℃〜690℃の温度範
囲に加熱することによって、また、過時効処理は、69
0〜550℃の温度範囲に加熱することによって行われ
る。Ti −6Al−4V系チタン合金の場合、過時効
処理の加熱温度か690℃よりも高くなると、強度が劣
化する傾向にあり、また、550℃よりも低くなると、
靭性が劣化したものになる。
以上のように加熱処理することによって、チタン合金の
組織が等軸α組織になり、そして、初析α粒径dがI2
如以下(d −”’> 9 (關−12))、かつ、α
相面積率が20〜50%の範囲にあるα+β型チタン合
金を得ることか可能になる。
組織が等軸α組織になり、そして、初析α粒径dがI2
如以下(d −”’> 9 (關−12))、かつ、α
相面積率が20〜50%の範囲にあるα+β型チタン合
金を得ることか可能になる。
本発明によるα+β型チタン合金において、初析α粒径
dか12−よりも大きくなると、チタン合金は疲れ強さ
が低下したものになる。また、α+β型チタン合金のα
面積率が20よりも低くなると靭性か低下し、また、5
096よりも高くなると疲れ強さが低下したものになる
。
dか12−よりも大きくなると、チタン合金は疲れ強さ
が低下したものになる。また、α+β型チタン合金のα
面積率が20よりも低くなると靭性か低下し、また、5
096よりも高くなると疲れ強さが低下したものになる
。
(実施例)
以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明する。
実施例I
T i −6Ail −4Vの組成からなるチタン合金
鋳塊を、常法によりβ分塊及びα+β分塊してα+β型
チタン合金を製造し、400■φのサイズの丸棒を供試
材とした。このα+β型チタン合金供試材を1015℃
の温度において、0.5時間β焼鈍した。
鋳塊を、常法によりβ分塊及びα+β分塊してα+β型
チタン合金を製造し、400■φのサイズの丸棒を供試
材とした。このα+β型チタン合金供試材を1015℃
の温度において、0.5時間β焼鈍した。
次いで、800.850及び900℃の各温度でα+β
恒温鍛伸した。
恒温鍛伸した。
次いで、このものを溶体化処理に付した。即ち、β変態
点970℃よりも低い温度の950℃に加熱し、2時間
保持した後、水冷によって急冷した。
点970℃よりも低い温度の950℃に加熱し、2時間
保持した後、水冷によって急冷した。
更に、705℃で2時間焼鈍処理を行いチタン合金製品
を得た。その一つの顕微鏡写真(倍率400)を第1図
に示す(試料番号1)。
を得た。その一つの顕微鏡写真(倍率400)を第1図
に示す(試料番号1)。
これらの製品について疲れ強さをigFI定した。なお
、疲れ強さの測定は、小野式回転曲げ疲れ試験機により
、試験片として、月S Z2274 、平行部径8mm
を用いて行ない、107(サイクル数)疲れ強さ(kg
r/ mta )を測定した。
、疲れ強さの測定は、小野式回転曲げ疲れ試験機により
、試験片として、月S Z2274 、平行部径8mm
を用いて行ない、107(サイクル数)疲れ強さ(kg
r/ mta )を測定した。
比較例1
上記実施例において、溶体化処理を行わない以外は、上
記と同様に処理してチタン合金製品を得、同様に疲れ強
さを測定した。その顕微鏡写真(倍率400)を第2図
に示す。(試料番号3)比較例2 β分塊後、α+β域で鍛造を行い溶体化処理、焼鈍処理
を施し、同様に疲れ強さを測定した。
記と同様に処理してチタン合金製品を得、同様に疲れ強
さを測定した。その顕微鏡写真(倍率400)を第2図
に示す。(試料番号3)比較例2 β分塊後、α+β域で鍛造を行い溶体化処理、焼鈍処理
を施し、同様に疲れ強さを測定した。
(試料番号5)
それらの結果を第1表に示す。
第1表
実施例2
T i −6Al −4Vの組成からなるチタン合金鋳
塊を、β分塊及びα+β分塊してα+β型チタン合金を
製造した。このα+β型チタン合金供試材を1015℃
の温度において、05時間β焼鈍した。
塊を、β分塊及びα+β分塊してα+β型チタン合金を
製造した。このα+β型チタン合金供試材を1015℃
の温度において、05時間β焼鈍した。
次いで、850℃の温度でαキβ鍛伸した後、20mm
φの試験片を切り出した。
φの試験片を切り出した。
次いで、このものを溶体化処理に付した。即ち、第2表
に示す温度に2時間保持した後、水冷によって急冷した
。
に示す温度に2時間保持した後、水冷によって急冷した
。
更に、第2表に示す温度で2時間加熱して焼鈍処理また
は過時効処理を行ないチタン合金試験片を得た。
は過時効処理を行ないチタン合金試験片を得た。
この試験片について、350℃における0、2%耐力、
常温における引張り強さ、及び2mmVノツチを用いた
シャルピー衝撃試験機による衝撃値を測定した。それら
の結果を第2表に示す。
常温における引張り強さ、及び2mmVノツチを用いた
シャルピー衝撃試験機による衝撃値を測定した。それら
の結果を第2表に示す。
比較のために、溶体化処理をβ変態点970 ℃よりも
高い温度で行なった場合について上記と同様にしてチタ
ン合金試験片を作成し、同様に試験を行なった。
高い温度で行なった場合について上記と同様にしてチタ
ン合金試験片を作成し、同様に試験を行なった。
それらの結果を第2表に示す。
以下余白
(発明の効果)
本発明は、上記の構成を有するから、上記第1表及び第
2表における比較からも明らかなように、得られるα+
β型チタン合金は、疲れ強さが改善されたものとなり、
また、高温における0、2%耐力、常温における強度、
靭性において優れ、総合的にみて優れた特性を有するも
のである。
2表における比較からも明らかなように、得られるα+
β型チタン合金は、疲れ強さが改善されたものとなり、
また、高温における0、2%耐力、常温における強度、
靭性において優れ、総合的にみて優れた特性を有するも
のである。
第1図は、本発明の実施例によって得られたチタン合金
の金属組織の顕微鏡写真、第2図は、比較例1によって
得られたチタン合金の金属組織の顕微鏡写真である。
の金属組織の顕微鏡写真、第2図は、比較例1によって
得られたチタン合金の金属組織の顕微鏡写真である。
Claims (4)
- (1)α+β型チタン合金を製造するにあたり、β域で
の分塊及びα+β域での分塊の後、チタン合金をβ変態
点以上の温度から焼入れを行い、次いで、β変態点より
も低い温度で鍛錬を行い、更にβ変態点よりも少なくと
も10℃低い温度で溶体化処理を行ない、次いで焼鈍処
理または過時効処理を行なうことにより、初析α粒径d
が12μm以下であり、かつ、α相面積率が20〜50
%の範囲にあるα+β型チタン合金を得ることを特徴と
するα+β型チタン合金の製造方法。 - (2)溶体化処理を、チタン合金のβ変態点よりも10
〜50℃低い温度で行なうことを特徴とする請求項(1
)に記載のα+β型チタン合金の製造方法。 - (3)チタン合金がTi−6Al−4V系合金である請
求項(1)に記載のα+β型チタン合金の製造方法。 - (4)過時効処理を690℃〜550℃の範囲で行なう
ことを特徴とする請求項(1)ないし(3)のいずれか
に記載のα+β型チタン合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17529390A JPH04355A (ja) | 1990-04-09 | 1990-07-04 | チタン合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9228190 | 1990-04-09 | ||
JP2-92281 | 1990-04-09 | ||
JP17529390A JPH04355A (ja) | 1990-04-09 | 1990-07-04 | チタン合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04355A true JPH04355A (ja) | 1992-01-06 |
Family
ID=26433727
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP17529390A Pending JPH04355A (ja) | 1990-04-09 | 1990-07-04 | チタン合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04355A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001092589A1 (fr) * | 2000-05-29 | 2001-12-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Alliage de titane presentant une excellente ductilite, resistance a la fatigue et rigidite et son procede de production |
JP2003013159A (ja) * | 2001-07-02 | 2003-01-15 | Nkk Corp | チタン合金ファスナー材及びその製造方法 |
JP2020045536A (ja) * | 2018-09-20 | 2020-03-26 | Ntn株式会社 | 機械部品 |
JP2020050918A (ja) * | 2018-09-27 | 2020-04-02 | Ntn株式会社 | 機械部品 |
-
1990
- 1990-07-04 JP JP17529390A patent/JPH04355A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001092589A1 (fr) * | 2000-05-29 | 2001-12-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Alliage de titane presentant une excellente ductilite, resistance a la fatigue et rigidite et son procede de production |
JP2003013159A (ja) * | 2001-07-02 | 2003-01-15 | Nkk Corp | チタン合金ファスナー材及びその製造方法 |
JP4715048B2 (ja) * | 2001-07-02 | 2011-07-06 | Jfeスチール株式会社 | チタン合金ファスナー材及びその製造方法 |
JP2020045536A (ja) * | 2018-09-20 | 2020-03-26 | Ntn株式会社 | 機械部品 |
JP2020050918A (ja) * | 2018-09-27 | 2020-04-02 | Ntn株式会社 | 機械部品 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JPH01279736A (ja) | β型チタン合金材の熱処理方法 | |
US4457789A (en) | Process for annealing steels | |
CN112210737A (zh) | 一种提高Ti-6Al-4V钛合金硬度的两级相变热处理方法 | |
JPH04355A (ja) | チタン合金の製造方法 | |
US4528042A (en) | Method for producing superplastic aluminum alloys | |
US20100037994A1 (en) | Method of processing maraging steel | |
JPS58141333A (ja) | 鍛造品の熱処理方法 | |
JPH06212378A (ja) | β型チタン合金熱間成形品の処理方法 | |
JPH0565601A (ja) | 高強度、高疲労強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
JPS63130755A (ja) | α+β型チタン合金の加工熱処理方法 | |
CN110724796A (zh) | 一种高强汽车用钢组织细化的热处理方法 | |
TWI838077B (zh) | 合金鋼材及其製造方法 | |
JPS5913568B2 (ja) | 冷間成形コイルばねの製造方法 | |
JP7196837B2 (ja) | 刃物用鋼帯の製造方法および刃物用鋼帯 | |
JPS6365042A (ja) | 耐隙間腐食性のすぐれた高強度高延性Ti合金およびその製造法 | |
JP2005163126A (ja) | 時効硬化型ステンレス鋼またはマルエージング鋼の部品とその製造方法 | |
JPH0266142A (ja) | α+β型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法 | |
JPS63219558A (ja) | Ti−6Al−4V合金材の熱処理方法 | |
JPH0995733A (ja) | 高強度非調質ボルト用線材の製造方法 | |
RU2031963C1 (ru) | Способ изготовления проката из углеродистых и легированных сталей с двухфазной структурой в виде мелкозернистого феррита и мелкодисперсного перлита | |
JPS63241150A (ja) | チタン合金の熱処理方法 | |
JPH07258729A (ja) | マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の製造方法 | |
JPS6233750A (ja) | α+β型チタン合金板の製造方法 | |
JP3339795B2 (ja) | 直動軸受け部材の製造方法 | |
JP3870425B2 (ja) | 結晶粒の異常成長を防止した冷間加工用肌焼鋼の 製造方法 |