JPH06272004A - チタン合金の加工方法 - Google Patents
チタン合金の加工方法Info
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- JPH06272004A JPH06272004A JP5916493A JP5916493A JPH06272004A JP H06272004 A JPH06272004 A JP H06272004A JP 5916493 A JP5916493 A JP 5916493A JP 5916493 A JP5916493 A JP 5916493A JP H06272004 A JPH06272004 A JP H06272004A
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- plastic working
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 室温での強度と延性を合わせ持たせたチタン
合金製品が得られ、しかもその製品への加工が非常に容
易なチタン合金の加工方法を得る。 【構成】 大部分がα相とβ相からなるチタン合金に、
Ｔβ≦Ｔ≦Ｔβ+100℃（Ｔβはβ変態温度）の範囲で圧
延や冷間型鍛造などの第一の塑性加工とＴβ-250℃＜Ｔ
＜Ｔβの範囲で恒温型鍛造などの第二の塑性加工を施
す。
合金製品が得られ、しかもその製品への加工が非常に容
易なチタン合金の加工方法を得る。 【構成】 大部分がα相とβ相からなるチタン合金に、
Ｔβ≦Ｔ≦Ｔβ+100℃（Ｔβはβ変態温度）の範囲で圧
延や冷間型鍛造などの第一の塑性加工とＴβ-250℃＜Ｔ
＜Ｔβの範囲で恒温型鍛造などの第二の塑性加工を施
す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、強度と延性を合わせ持
たせたチタン合金が得られ、しかも当該合金に対して塑
性加工性の向上が図れる加工方法に関するものである。
たせたチタン合金が得られ、しかも当該合金に対して塑
性加工性の向上が図れる加工方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】nearーβ型あるいはβrich（α＋β）型
チタン合金は、一般にβ変態温度以下での熱間加工と再
結晶処理によって、大部分が粒状α相と残留β相からな
る２〜３μm程度の微細等軸粒組織として用いられる。
これらの合金はβ変態温度以下の静的再結晶温度付近で
超塑性現象が発現し、低変形応力で大きな伸びが得られ
るため、この温度付近での超塑性成形加工や熱間成形加
工がしやすい。また代表的なチタン合金である（α＋
β）型のTi-6Al-4Vと比べると、上述の組織状態ではマ
ルテンサイト組織がほとんどみられず残留β相を多量に
含むため、冷間成形加工も可能である。そして、これら
超塑性成形、熱間成形および冷間成形は、それぞれ単独
の成形方法として用いられていた。またこれら成形加工
前に、成形加工に供するブランク材の寸法精度を高める
ため冷間圧延などを加える場合もあるが、この冷間圧延
の後には必ずソリ矯正や上述の組織とするための熱処理
（再結晶処理）が行われていた。
チタン合金は、一般にβ変態温度以下での熱間加工と再
結晶処理によって、大部分が粒状α相と残留β相からな
る２〜３μm程度の微細等軸粒組織として用いられる。
これらの合金はβ変態温度以下の静的再結晶温度付近で
超塑性現象が発現し、低変形応力で大きな伸びが得られ
るため、この温度付近での超塑性成形加工や熱間成形加
工がしやすい。また代表的なチタン合金である（α＋
β）型のTi-6Al-4Vと比べると、上述の組織状態ではマ
ルテンサイト組織がほとんどみられず残留β相を多量に
含むため、冷間成形加工も可能である。そして、これら
超塑性成形、熱間成形および冷間成形は、それぞれ単独
の成形方法として用いられていた。またこれら成形加工
前に、成形加工に供するブランク材の寸法精度を高める
ため冷間圧延などを加える場合もあるが、この冷間圧延
の後には必ずソリ矯正や上述の組織とするための熱処理
（再結晶処理）が行われていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、超塑性成形で
は変形速度が非常に遅く、量産が必要な製品へはあまり
利用されていなかった。また熱間成形では十分に材料の
変形抵抗が低くないため、一工程でのnear・net・shapeが
困難であり、工程数の増大を招いていた。冷間成形では
さらに工程数の増大を招くばかりでなく、型鍛造や深絞
り加工においては強加工の加わるコーナー部で割れや亀
裂がみられていた。
は変形速度が非常に遅く、量産が必要な製品へはあまり
利用されていなかった。また熱間成形では十分に材料の
変形抵抗が低くないため、一工程でのnear・net・shapeが
困難であり、工程数の増大を招いていた。冷間成形では
さらに工程数の増大を招くばかりでなく、型鍛造や深絞
り加工においては強加工の加わるコーナー部で割れや亀
裂がみられていた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に本発明は、粒状のα相とβ相からなるnearーβ型ある
いはβrich（α＋β）型チタン合金において、β変態温
度以上で加工率２０％以上の圧延などの塑性加工を施し
た後、空冷以上の速度で冷却し、さらに熱処理を行わず
にそのまま温度範囲Ｔβ-250℃≦Ｔ≦Ｔβ（Ｔβはβ変
態温度）で型鍛造などの成形加工を行った。これによっ
て、該記合金のＴβ-250℃≦Ｔ≦Ｔβ（Ｔβはβ変態温
度）の温度範囲での塑性加工性を向上させた。また最初
のβ変態温度以上での塑性加工に、型鍛造などの成形加
工を行うことによって、次に行う温度範囲Ｔβ-250℃≦
Ｔ≦Ｔβ（Ｔβはβ変態温度）での成形加工がより短時
間で行えた。さらに本発明の成形方法で得られた製品は
強度と延性を合わせ持った非常に品質の優れた製品であ
った。
に本発明は、粒状のα相とβ相からなるnearーβ型ある
いはβrich（α＋β）型チタン合金において、β変態温
度以上で加工率２０％以上の圧延などの塑性加工を施し
た後、空冷以上の速度で冷却し、さらに熱処理を行わず
にそのまま温度範囲Ｔβ-250℃≦Ｔ≦Ｔβ（Ｔβはβ変
態温度）で型鍛造などの成形加工を行った。これによっ
て、該記合金のＴβ-250℃≦Ｔ≦Ｔβ（Ｔβはβ変態温
度）の温度範囲での塑性加工性を向上させた。また最初
のβ変態温度以上での塑性加工に、型鍛造などの成形加
工を行うことによって、次に行う温度範囲Ｔβ-250℃≦
Ｔ≦Ｔβ（Ｔβはβ変態温度）での成形加工がより短時
間で行えた。さらに本発明の成形方法で得られた製品は
強度と延性を合わせ持った非常に品質の優れた製品であ
った。
【０００５】
【作用】該記合金はTi-6Al-4V合金などの一般の(α+β)
型合金よりもβ変態温度が低く、β変態温度以上での加
工が比較的低温において低変形応力状態で行える。β変
態温度以上での加工後、空冷以上の速度で冷却した該記
合金の組織は、例えば恒温鍛造などの恒温加工の場合は
加工中に動的な回復や再結晶が進み旧β相粒が非常に微
細なマルテンサイトが大部分を占める組織となる。また
熱間圧延などの熱間加工の場合は旧β相が再結晶せず、
加工組織のままの旧β相がマルテンサイト化した組織が
大部分を占める。さらに両方の組織ともα相の析出が少
ない。このような旧β相が微細あるいは加工組織であ
り、しかもα相の析出が少ない当該合金を、温度範囲Ｔ
β-250℃≦Ｔ≦Ｔβ（Ｔβはβ変態温度）で成形加工す
ると加工温度への加熱・保持中に、あるいは成形加工中
にα相が微細均一に析出し、変形中の結晶粒が微細化す
る。これによって、変形速度の高速化、変形抵抗の低下
が達成できる。また成形加工後の組織が非常に微細とな
るため、製品の強度と延性が同時に向上できる。
型合金よりもβ変態温度が低く、β変態温度以上での加
工が比較的低温において低変形応力状態で行える。β変
態温度以上での加工後、空冷以上の速度で冷却した該記
合金の組織は、例えば恒温鍛造などの恒温加工の場合は
加工中に動的な回復や再結晶が進み旧β相粒が非常に微
細なマルテンサイトが大部分を占める組織となる。また
熱間圧延などの熱間加工の場合は旧β相が再結晶せず、
加工組織のままの旧β相がマルテンサイト化した組織が
大部分を占める。さらに両方の組織ともα相の析出が少
ない。このような旧β相が微細あるいは加工組織であ
り、しかもα相の析出が少ない当該合金を、温度範囲Ｔ
β-250℃≦Ｔ≦Ｔβ（Ｔβはβ変態温度）で成形加工す
ると加工温度への加熱・保持中に、あるいは成形加工中
にα相が微細均一に析出し、変形中の結晶粒が微細化す
る。これによって、変形速度の高速化、変形抵抗の低下
が達成できる。また成形加工後の組織が非常に微細とな
るため、製品の強度と延性が同時に向上できる。
【０００６】
【実施例】以下実施例によって本発明を詳述する。本発
明に使用した供試材は、表１に示した化学成分を有する
βrich（α＋β）型のTi-4.5Al-3V-2Mo-2Fe合金（以下T
i-4.5-3-2-2と略記する）である。組織は、平均粒径約2
μmの等軸（α＋β）二相組織であった。なお、この供
試材のβ変態温度は900℃であった。
明に使用した供試材は、表１に示した化学成分を有する
βrich（α＋β）型のTi-4.5Al-3V-2Mo-2Fe合金（以下T
i-4.5-3-2-2と略記する）である。組織は、平均粒径約2
μmの等軸（α＋β）二相組織であった。なお、この供
試材のβ変態温度は900℃であった。
【０００７】
【表１】 （実施例−１）この供試材を950℃および1050℃に加熱
し、950℃に加熱した供試材は圧下率20%、40%および60%
の熱間圧延を、1050℃に加熱した供試材は圧下率60%の
熱間圧延を施した。これらの試料と供試材のままの試料
（圧下率0%）から、引張試験片を採取した。そして、こ
れらの試験片を用い、600℃、700℃、800℃および900℃
において初期ひずみ速度1×10-3s-1で高温引張試験を行
った。その結果を図１、図２に示す。700℃および800℃
では圧下率が大きいほど、全伸びが大きく、流動応力が
小さくなり、加工性が向上することがわかった。また10
50℃での熱間圧延では、供試材のままの試料より全伸び
が小さく、流動応力が大きくなり、加工性が悪かった。
したがって、第一の塑性加工の加工率（圧下率）を20%
以上、第一の塑性加工の加工温度を初析α相の析出が少
なく、旧β相が微細あるいは加工組織となるＴβ≦Ｔ≦
Ｔβ+100℃の範囲とした。
し、950℃に加熱した供試材は圧下率20%、40%および60%
の熱間圧延を、1050℃に加熱した供試材は圧下率60%の
熱間圧延を施した。これらの試料と供試材のままの試料
（圧下率0%）から、引張試験片を採取した。そして、こ
れらの試験片を用い、600℃、700℃、800℃および900℃
において初期ひずみ速度1×10-3s-1で高温引張試験を行
った。その結果を図１、図２に示す。700℃および800℃
では圧下率が大きいほど、全伸びが大きく、流動応力が
小さくなり、加工性が向上することがわかった。また10
50℃での熱間圧延では、供試材のままの試料より全伸び
が小さく、流動応力が大きくなり、加工性が悪かった。
したがって、第一の塑性加工の加工率（圧下率）を20%
以上、第一の塑性加工の加工温度を初析α相の析出が少
なく、旧β相が微細あるいは加工組織となるＴβ≦Ｔ≦
Ｔβ+100℃の範囲とした。
【０００８】また第二の塑性加工の加工温度をＴβ-250
℃＜Ｔ＜Ｔβ（Ｔβはβ変態温度）の範囲とした。本実
施例では、第一の塑性加工に熱間圧延、第二の塑性加工
に恒温加工（高温引張試験）を用いたが、上述の加工温
度範囲であれば、どのような加工方法でもよいことは言
うまでもない。また、引張試験を破断前に中断（伸び10
0%）し、その試験片の平行部からさらに引張試験片を採
取し、室温での引張試験を行った。その結果、供試材を
そのまま室温で引張試験した場合よりも、伸び、強度と
もに向上した。ここで、高温引張試験を中断させた試験
片の組織は、粒径1μm以下の非常に微細な等軸粒組織で
あった。
℃＜Ｔ＜Ｔβ（Ｔβはβ変態温度）の範囲とした。本実
施例では、第一の塑性加工に熱間圧延、第二の塑性加工
に恒温加工（高温引張試験）を用いたが、上述の加工温
度範囲であれば、どのような加工方法でもよいことは言
うまでもない。また、引張試験を破断前に中断（伸び10
0%）し、その試験片の平行部からさらに引張試験片を採
取し、室温での引張試験を行った。その結果、供試材を
そのまま室温で引張試験した場合よりも、伸び、強度と
もに向上した。ここで、高温引張試験を中断させた試験
片の組織は、粒径1μm以下の非常に微細な等軸粒組織で
あった。
【０００９】（実施例−２）供試材を円盤状に機械加工
して、型鍛造用のブランクを作製した。このブランクを
950℃に加熱した後、即座に腕時計裏ぶた用金型にセッ
トし、室温において型鍛造した。鍛造回数は１回であ
る。この熱間型鍛造を行った被加工材のバリを除去し、
それを800℃に加熱してある腕時計裏ぶた用金型にセッ
トした。そしてその温度に保ちながら、鍛造速度0.5mm/
minで、型充填するまで恒温鍛造を行った。ブランクを
熱間鍛造せずに、そのまま同様の鍛造条件で恒温鍛造し
た場合よりも、より少ない打ち込み量で型充填が完了し
た。すなわち、加工性が向上した。また供試材を950℃
で熱間圧延した後にブランクを作製し、800℃で恒温鍛
造を行っても、供試材からそのままブランクを作製し、
上述と同様な鍛造条件で恒温鍛造した場合よりも、より
少ない打ち込み量で型充填が完了した。
して、型鍛造用のブランクを作製した。このブランクを
950℃に加熱した後、即座に腕時計裏ぶた用金型にセッ
トし、室温において型鍛造した。鍛造回数は１回であ
る。この熱間型鍛造を行った被加工材のバリを除去し、
それを800℃に加熱してある腕時計裏ぶた用金型にセッ
トした。そしてその温度に保ちながら、鍛造速度0.5mm/
minで、型充填するまで恒温鍛造を行った。ブランクを
熱間鍛造せずに、そのまま同様の鍛造条件で恒温鍛造し
た場合よりも、より少ない打ち込み量で型充填が完了し
た。すなわち、加工性が向上した。また供試材を950℃
で熱間圧延した後にブランクを作製し、800℃で恒温鍛
造を行っても、供試材からそのままブランクを作製し、
上述と同様な鍛造条件で恒温鍛造した場合よりも、より
少ない打ち込み量で型充填が完了した。
【００１０】なお、本実施例は該記合金以外にもα相と
β相で構成されるチタン合金であれば、同様な効果が得
られることは言うまでもない。
β相で構成されるチタン合金であれば、同様な効果が得
られることは言うまでもない。
【００１１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
大部分がα相とβ相からなるチタン合金に、Ｔβ-250℃
＜Ｔ＜Ｔβ（Ｔβはβ変態温度）の範囲での恒温型鍛造
などの第二の塑性加工の前に、β変態温度以上で圧延や
型鍛造などの第一の塑性加工を施すことによって、第二
の塑性加工における加工性を向上させることができる。
また、第二の塑性加工後の結晶粒が非常に微細となるこ
とから、室温における伸びおよび強度をともに向上でき
るといった効果も有する。
大部分がα相とβ相からなるチタン合金に、Ｔβ-250℃
＜Ｔ＜Ｔβ（Ｔβはβ変態温度）の範囲での恒温型鍛造
などの第二の塑性加工の前に、β変態温度以上で圧延や
型鍛造などの第一の塑性加工を施すことによって、第二
の塑性加工における加工性を向上させることができる。
また、第二の塑性加工後の結晶粒が非常に微細となるこ
とから、室温における伸びおよび強度をともに向上でき
るといった効果も有する。
【図１】本発明の実施例−１における引張試験温度と全
伸びの関係を示した図である。
伸びの関係を示した図である。
【図２】本発明の実施例−１における引張試験温度と流
動応力の関係を示した図である。
動応力の関係を示した図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 大部分がα相とβ相からなるチタン合金
において、Ｔβ≦Ｔ≦Ｔβ+100℃（Ｔβはβ変態温度）
の温度範囲で加工率２０％以上の第一の塑性加工を施し
た後、空冷以上の冷却速度で冷却し、さらにＴβ-250℃
＜Ｔ＜Ｔβの温度範囲で第二の塑性加工を施すことを特
徴とするチタン合金の加工方法。 - 【請求項２】 第二の塑性加工が恒温加工であることを
特徴とする請求項１記載のチタン合金の加工方法。 - 【請求項３】 第一の塑性加工と第二の塑性加工の両方
が、あるいは第二の塑性加工のみが構造物を成形するた
めの型鍛造加工であることを特徴とする請求項１記載の
チタン合金の加工方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5916493A JPH06272004A (ja) | 1993-03-18 | 1993-03-18 | チタン合金の加工方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5916493A JPH06272004A (ja) | 1993-03-18 | 1993-03-18 | チタン合金の加工方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06272004A true JPH06272004A (ja) | 1994-09-27 |
Family
ID=13105470
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5916493A Pending JPH06272004A (ja) | 1993-03-18 | 1993-03-18 | チタン合金の加工方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06272004A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6142662A (en) * | 1998-06-16 | 2000-11-07 | New Jersey Institute Of Technology | Apparatus and method for simultaneously determining thermal conductivity and thermal contact resistance |
| JP2011068955A (ja) * | 2009-09-25 | 2011-04-07 | Nhk Spring Co Ltd | ナノ結晶チタン合金およびその製造方法 |
| WO2012070685A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 日本発條株式会社 | ナノ結晶含有チタン合金およびその製造方法 |
| CN102922239A (zh) * | 2012-11-13 | 2013-02-13 | 西部钛业有限责任公司 | 一种ta5钛合金小规格棒材的制备方法 |
-
1993
- 1993-03-18 JP JP5916493A patent/JPH06272004A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6142662A (en) * | 1998-06-16 | 2000-11-07 | New Jersey Institute Of Technology | Apparatus and method for simultaneously determining thermal conductivity and thermal contact resistance |
| JP2011068955A (ja) * | 2009-09-25 | 2011-04-07 | Nhk Spring Co Ltd | ナノ結晶チタン合金およびその製造方法 |
| WO2011037127A3 (ja) * | 2009-09-25 | 2011-06-03 | 日本発條株式会社 | ナノ結晶チタン合金およびその製造方法 |
| CN102510908A (zh) * | 2009-09-25 | 2012-06-20 | 日本发条株式会社 | 纳米结晶钛合金及其制造方法 |
| US9260773B2 (en) | 2009-09-25 | 2016-02-16 | Nhk Spring Co., Ltd. | Nanocrystal titanium alloy and production method for same |
| WO2012070685A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 日本発條株式会社 | ナノ結晶含有チタン合金およびその製造方法 |
| US9624565B2 (en) | 2010-11-22 | 2017-04-18 | Nhk Spring Co., Ltd. | Nanocrystal-containing titanium alloy and production method therefor |
| CN102922239A (zh) * | 2012-11-13 | 2013-02-13 | 西部钛业有限责任公司 | 一种ta5钛合金小规格棒材的制备方法 |
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