JPH0663076B2 - 等軸細粒の（α＋β）２相組織を有するチタン合金材の製造方法 - Google Patents
等軸細粒の（α＋β）２相組織を有するチタン合金材の製造方法Info
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- JPH0663076B2 JPH0663076B2 JP60785A JP60785A JPH0663076B2 JP H0663076 B2 JPH0663076 B2 JP H0663076B2 JP 60785 A JP60785 A JP 60785A JP 60785 A JP60785 A JP 60785A JP H0663076 B2 JPH0663076 B2 JP H0663076B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はチタン合金材、特にTi-6％ Al-4％Ｖ合金材の
製造方法に関するものである。
製造方法に関するものである。
（従来の技術） 一般にチタン合金はすぐれた耐食性を示すと共に高温度
まで高い比強度（強度を密度で割った値）を示すため、
航空機、潜水船はもちろん化学反応容器、熱交換器や低
圧力タービン翼材等広範囲に使用されつつある。本発明
で扱うTi-6％ Al-4％Ｖ合金はチタン合金の内でも強度
・延性等で代表される機械的性質や、溶接性、加工性等
に優れているために最も使用頻度の高い合金の一つであ
る。
まで高い比強度（強度を密度で割った値）を示すため、
航空機、潜水船はもちろん化学反応容器、熱交換器や低
圧力タービン翼材等広範囲に使用されつつある。本発明
で扱うTi-6％ Al-4％Ｖ合金はチタン合金の内でも強度
・延性等で代表される機械的性質や、溶接性、加工性等
に優れているために最も使用頻度の高い合金の一つであ
る。
しかしながら、このチタン合金は常温でα相（h.c.p）
とβ相（b.c.c）との２相組織を有し、その２相の割合
と組織形態、および微細化の程度が機械的性質を決定し
ている。例えば高強度でかつ良好な延性を示す組織とし
ては等軸の（α＋β）組織でα粒の大きさは約10μｍ以
下の粒径が望ましいとされており、この組織を得るため
には995℃（β transus:（α＋β）からβへの変態温
度）から900℃に亘る狭い温度域で圧下率50％以上の強
加工を必要とすることが報告されている。（木村啓造：
チタニウム・ジルコニウム29（1981）No.2,p90）また、
特開昭58-25421号公報においてはβ域加工に加えて（α
＋β）２相域で加工後、800℃から950℃で保定処理を施
し、放冷するかまたは保定せずに放冷した後、800〜950
℃に再加熱し、再度放冷することにより等軸の微細粒を
得ることが示されている。また、特公昭50-37004号公報
によると（α＋β）域に加熱保持し、その後空冷あるい
はそれよりも早い冷却速度（水冷を含む）で冷却し、つ
いで安定化焼鈍を行うことなどが報告されている。
とβ相（b.c.c）との２相組織を有し、その２相の割合
と組織形態、および微細化の程度が機械的性質を決定し
ている。例えば高強度でかつ良好な延性を示す組織とし
ては等軸の（α＋β）組織でα粒の大きさは約10μｍ以
下の粒径が望ましいとされており、この組織を得るため
には995℃（β transus:（α＋β）からβへの変態温
度）から900℃に亘る狭い温度域で圧下率50％以上の強
加工を必要とすることが報告されている。（木村啓造：
チタニウム・ジルコニウム29（1981）No.2,p90）また、
特開昭58-25421号公報においてはβ域加工に加えて（α
＋β）２相域で加工後、800℃から950℃で保定処理を施
し、放冷するかまたは保定せずに放冷した後、800〜950
℃に再加熱し、再度放冷することにより等軸の微細粒を
得ることが示されている。また、特公昭50-37004号公報
によると（α＋β）域に加熱保持し、その後空冷あるい
はそれよりも早い冷却速度（水冷を含む）で冷却し、つ
いで安定化焼鈍を行うことなどが報告されている。
さらに、特開昭59-1660号公報によれば（α＋β）域加
工に際して２回の繰返し加熱が有効なことなども報告さ
れている。
工に際して２回の繰返し加熱が有効なことなども報告さ
れている。
これらのいずれの報告もβ変態温度直下の２相域温度に
おいて微妙な加工熱処理を施し組織微細化を行ない、材
質特性の向上を行なわんとしているものである。
おいて微妙な加工熱処理を施し組織微細化を行ない、材
質特性の向上を行なわんとしているものである。
（発明が解決しようとする問題点） しかしながら、広幅の厚板材等寸法の大きな材料の製造
において、材料全面に亘って微細な等軸組織を得ること
によりバラツキの少ない均質な材料を得ることは難し
く、特に大型品の場合には材質のバラツキが大きく、従
って飛行機部品等比較的小型寸法の製品に限られかつ鍛
造などの熱間加工と熱処理の繰返しにより組織の均一化
を達成しているのが実情である。また、それ故に製造価
格も高く、量産化の道が閉ざされていた。
において、材料全面に亘って微細な等軸組織を得ること
によりバラツキの少ない均質な材料を得ることは難し
く、特に大型品の場合には材質のバラツキが大きく、従
って飛行機部品等比較的小型寸法の製品に限られかつ鍛
造などの熱間加工と熱処理の繰返しにより組織の均一化
を達成しているのが実情である。また、それ故に製造価
格も高く、量産化の道が閉ざされていた。
（問題点を解決するための手段） 本発明者等は本合金の製造性を容易にしてかつ安定した
材質特性を得るための量産型製造方法に関して長年研究
を進めてきた結果、次のような製造方法を開発した。
材質特性を得るための量産型製造方法に関して長年研究
を進めてきた結果、次のような製造方法を開発した。
すなわち、第１図（ｂ）に示すように、鋳塊に対して、
1000〜1100℃のβ相域で圧下率40％以上の熱間圧延を行
い、850〜950℃の（α＋β）２相域でさらに圧下率40％
以上の熱間圧延を行い、この（α＋β）２相域での圧延
温度ないしは800℃までの温度区間で30分以上２時間以
内の保定処理を施し、保定温度から５℃／sec以上の冷
却速度で450〜550℃まで冷却し、室温に冷却することな
くその温度で最高20時間までの時効処理を施すことを特
徴とする等軸細粒の（α＋β）２相組織を有するTi-6％
Al-4％Ｖ合金材の製造方法である。なお第１図（ａ）は
従来法を示す説明図である。なお、圧下率とは、熱間圧
延加工前の素材の断面積に対する圧延加工後の素材の断
面積の割合を示す、いわゆる減面率である。
1000〜1100℃のβ相域で圧下率40％以上の熱間圧延を行
い、850〜950℃の（α＋β）２相域でさらに圧下率40％
以上の熱間圧延を行い、この（α＋β）２相域での圧延
温度ないしは800℃までの温度区間で30分以上２時間以
内の保定処理を施し、保定温度から５℃／sec以上の冷
却速度で450〜550℃まで冷却し、室温に冷却することな
くその温度で最高20時間までの時効処理を施すことを特
徴とする等軸細粒の（α＋β）２相組織を有するTi-6％
Al-4％Ｖ合金材の製造方法である。なお第１図（ａ）は
従来法を示す説明図である。なお、圧下率とは、熱間圧
延加工前の素材の断面積に対する圧延加工後の素材の断
面積の割合を示す、いわゆる減面率である。
以下に本発明の製造条件の限定理由を述べる。
先ず鋳塊は真空アーク溶解炉によるのが普通で、鋳塊形
状は丸型円筒状である。従って熱間圧延用１次スラブは
鍛造によって製作されていた。しかしながら、繰返し加
熱しながらの鍛造加工は生産性が悪くコスト高になって
いた。本発明者等はビレット支持に工夫をこらして分塊
圧延機によるβ域加熱圧延に成功した。
状は丸型円筒状である。従って熱間圧延用１次スラブは
鍛造によって製作されていた。しかしながら、繰返し加
熱しながらの鍛造加工は生産性が悪くコスト高になって
いた。本発明者等はビレット支持に工夫をこらして分塊
圧延機によるβ域加熱圧延に成功した。
すなわち、鋳塊に、1000〜1100℃のβ相域で圧下率40％
以上の熱間圧延加工を加えることにより鋳造組織の破砕
が可能となった。1100℃以上の加熱、圧延では酸化が著
しく組織の粗大化も容易に起るためβ域での圧延は出来
る限り低温域が望ましい。またβ域での圧下率が40％以
下では加工の効果が生じにくい。１パスの圧下率も高い
程よい効果を生じる。このβ域圧延に引き続いて変態点
直下から850℃の（α＋β）２相域で圧下率40％以上の
熱間圧延を施す。β相域から連続して熱間圧延を施して
もかまわないが２相域圧延を行った場合、加工熱により
材料温度が50℃以上高温になる場合があり、２相域圧延
効果を出す目的でも材料がβ単相に昇温し圧延効果が薄
れる場合があるので、（α＋β）２相域圧延の上限温度
を950℃とした。
以上の熱間圧延加工を加えることにより鋳造組織の破砕
が可能となった。1100℃以上の加熱、圧延では酸化が著
しく組織の粗大化も容易に起るためβ域での圧延は出来
る限り低温域が望ましい。またβ域での圧下率が40％以
下では加工の効果が生じにくい。１パスの圧下率も高い
程よい効果を生じる。このβ域圧延に引き続いて変態点
直下から850℃の（α＋β）２相域で圧下率40％以上の
熱間圧延を施す。β相域から連続して熱間圧延を施して
もかまわないが２相域圧延を行った場合、加工熱により
材料温度が50℃以上高温になる場合があり、２相域圧延
効果を出す目的でも材料がβ単相に昇温し圧延効果が薄
れる場合があるので、（α＋β）２相域圧延の上限温度
を950℃とした。
（α＋β）２相域の圧延は前述した通り、等軸の細粒組
織を得るためには最も重要な工程である。圧下量は高温
程大きく、低温程少なくてよい。これはこの温度域にお
けるα相とβ相の相割合いと変形抵抗の兼ね合いで決ま
る。第２図にはα相の体積分率と熱間圧延相当の歪速度 での引張強さの温度依存性を示す。現行の実機圧延機で
熱間圧延可能な材料の変形応力（引張強さ）は約28kg／
mm２であり、この図から求めたTi-6％Al-4V合金の圧延
可能な下限温度は約850℃となる。一方詳細な組織検討
結果からα相の等軸細粒組織を得るためにはα相分率の
高い低温側で圧延して加工歪を導入することが有利であ
るとの結論を得た。すなわち950℃仕上げ圧延の場合に
はこの２相域で約50％の圧下を行ない850℃で１時間の
保定を行うことによりα粒径は約10μｍ直径のものが得
られるが、850℃仕上げの場合には約35％の圧下で同一
粒度が850℃×20分の保定で実現出来る。圧延により導
入される加工歪Ｅは圧下率εと圧延仕上げ温度Ｔとの関
数でＥ∝ε／Ｔとなり、さらにその後の保定で再結晶細
粒化が生ずる。Ｅが大なる程低温短時間保定で細粒化
し、その反対にＥが小さい場合には長時間保定しても細
粒化しにくいことが判明した。したがって、圧延後の保
定条件は圧延条件と密接に関連しており、850℃で約35
％の圧下を行ない800℃で保定した場合には30分でα粒
径は約７μｍのものが得られた。800℃保定が加工再結
晶させるための下限温度で、それ以下の温度では未再結
晶組織が残存し、機械的性質のバラッキをもたらすこと
になる。また、同一温度で２時間以上の保定を行うこと
は実用的見地から有用でなくなる。
織を得るためには最も重要な工程である。圧下量は高温
程大きく、低温程少なくてよい。これはこの温度域にお
けるα相とβ相の相割合いと変形抵抗の兼ね合いで決ま
る。第２図にはα相の体積分率と熱間圧延相当の歪速度 での引張強さの温度依存性を示す。現行の実機圧延機で
熱間圧延可能な材料の変形応力（引張強さ）は約28kg／
mm２であり、この図から求めたTi-6％Al-4V合金の圧延
可能な下限温度は約850℃となる。一方詳細な組織検討
結果からα相の等軸細粒組織を得るためにはα相分率の
高い低温側で圧延して加工歪を導入することが有利であ
るとの結論を得た。すなわち950℃仕上げ圧延の場合に
はこの２相域で約50％の圧下を行ない850℃で１時間の
保定を行うことによりα粒径は約10μｍ直径のものが得
られるが、850℃仕上げの場合には約35％の圧下で同一
粒度が850℃×20分の保定で実現出来る。圧延により導
入される加工歪Ｅは圧下率εと圧延仕上げ温度Ｔとの関
数でＥ∝ε／Ｔとなり、さらにその後の保定で再結晶細
粒化が生ずる。Ｅが大なる程低温短時間保定で細粒化
し、その反対にＥが小さい場合には長時間保定しても細
粒化しにくいことが判明した。したがって、圧延後の保
定条件は圧延条件と密接に関連しており、850℃で約35
％の圧下を行ない800℃で保定した場合には30分でα粒
径は約７μｍのものが得られた。800℃保定が加工再結
晶させるための下限温度で、それ以下の温度では未再結
晶組織が残存し、機械的性質のバラッキをもたらすこと
になる。また、同一温度で２時間以上の保定を行うこと
は実用的見地から有用でなくなる。
次にこの温度から450℃ないしは550℃温度区間への急冷
効果について述べる。（α＋β）２相域温度での圧延保
定により再結晶細粒化を達成した後はｉその後の冷却中
に粒成長を抑制すること、ii（α＋β）ラメラー組織へ
の変態を抑制するかないし、（α＋β）ラメラー間隔を
狭まいものにすること、およびiiiα相中にAlを過飽和
に固溶させておくことを目的として冷却速度を５℃／se
c以上とした。それ以下の遅い冷却速度の場合には上述
したいずれの効果も半減してしまう。また450〜550℃で
保定することにより冷却中に生成したマルテンサイトの
微細粒は焼戻されるとともにα相中には過飽和に固溶し
ていたAlが微細析出をする。550℃以上の温度では過時
効現象が生じ、450℃以下の温度では析出が生じにくく
なるので上限を550℃、下限温度を450℃とした。
効果について述べる。（α＋β）２相域温度での圧延保
定により再結晶細粒化を達成した後はｉその後の冷却中
に粒成長を抑制すること、ii（α＋β）ラメラー組織へ
の変態を抑制するかないし、（α＋β）ラメラー間隔を
狭まいものにすること、およびiiiα相中にAlを過飽和
に固溶させておくことを目的として冷却速度を５℃／se
c以上とした。それ以下の遅い冷却速度の場合には上述
したいずれの効果も半減してしまう。また450〜550℃で
保定することにより冷却中に生成したマルテンサイトの
微細粒は焼戻されるとともにα相中には過飽和に固溶し
ていたAlが微細析出をする。550℃以上の温度では過時
効現象が生じ、450℃以下の温度では析出が生じにくく
なるので上限を550℃、下限温度を450℃とした。
以上、本発明方法に関して限定理由を詳述したが、高馬
力の熱間圧延ミルを用いることにより、高強度でかつ高
延性の（α＋β）等軸微細粒組織の厚板製品が材質のバ
ラツキもなく製造することができ、従って量産化が可能
となった。
力の熱間圧延ミルを用いることにより、高強度でかつ高
延性の（α＋β）等軸微細粒組織の厚板製品が材質のバ
ラツキもなく製造することができ、従って量産化が可能
となった。
（実施例） 次に本発明の実施例を示す。
実施例１ 第１表に示す成分のTi-6％ Al-4％Ｖ合金を真空溶解炉
で溶解した鋳塊より140mm厚の鋳片を切出し、本発明方
法および従来法〔圧延後800〜950℃で保定した後、常温
まで放冷し第１図（ａ）の，の焼鈍処理を施す（こ
れをAnn処理と称する）か、または800〜950℃に再加熱
し水焼入れ（）し、550〜600℃で時効処理（）（こ
れをSTA処理と称する）を施した場合〕とを対比して第
２表に示す。なお第３表に従来の鍛造法による材料の特
性を示した。
で溶解した鋳塊より140mm厚の鋳片を切出し、本発明方
法および従来法〔圧延後800〜950℃で保定した後、常温
まで放冷し第１図（ａ）の，の焼鈍処理を施す（こ
れをAnn処理と称する）か、または800〜950℃に再加熱
し水焼入れ（）し、550〜600℃で時効処理（）（こ
れをSTA処理と称する）を施した場合〕とを対比して第
２表に示す。なお第３表に従来の鍛造法による材料の特
性を示した。
この結果から明らかなように本発明方法により製造した
チタン合金材は直径10μｍ以下のα粒径をもつ等軸２相
組織を有し、かつ強度、延性も従来材以上のものである
ことが判る。
チタン合金材は直径10μｍ以下のα粒径をもつ等軸２相
組織を有し、かつ強度、延性も従来材以上のものである
ことが判る。
（発明の効果） 以上説明したように本発明によれば強度および延性の優
れたTi-6％ Al-4％Ｖ合金を量産することができ、実用
上の効果は極めて大きい。
れたTi-6％ Al-4％Ｖ合金を量産することができ、実用
上の効果は極めて大きい。
第１図（ａ）は従来方法によるTi-6Al-4V合金の製造方
法を、（ｂ）は本発明方法を示す説明図、第２図はTi-6
Al-4V合金の引張強さおよびα相率の温度依存性を示す
図表である。
法を、（ｂ）は本発明方法を示す説明図、第２図はTi-6
Al-4V合金の引張強さおよびα相率の温度依存性を示す
図表である。
Claims (1)
- 【請求項１】鋳塊に対し、1000〜1100℃のβ相域で圧下
率40％以上の熱間圧延加工を施し、850〜950℃の（α＋
β）２相域で圧下率40％以上の熱間圧延加工を施し、
（α＋β）２相域での熱間圧延加工温度ないしは800℃
までの温度区間で30分以上２時間以内の保定処理を行
い、保定温度から５℃／sec以上の冷却速度で450〜550
℃まで冷却し、450〜550℃の温度区間で最高20時間まで
の時効処理を施すことを特徴とする等軸細粒の（α＋
β）２相組織を有するチタン合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60785A JPH0663076B2 (ja) | 1985-01-07 | 1985-01-07 | 等軸細粒の（α＋β）２相組織を有するチタン合金材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60785A JPH0663076B2 (ja) | 1985-01-07 | 1985-01-07 | 等軸細粒の（α＋β）２相組織を有するチタン合金材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61159564A JPS61159564A (ja) | 1986-07-19 |
| JPH0663076B2 true JPH0663076B2 (ja) | 1994-08-17 |
Family
ID=11478418
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60785A Expired - Fee Related JPH0663076B2 (ja) | 1985-01-07 | 1985-01-07 | 等軸細粒の（α＋β）２相組織を有するチタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0663076B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0761495B2 (ja) * | 1989-01-11 | 1995-07-05 | 住友金属工業株式会社 | チタン極細線の製造方法 |
| EP1295955A4 (en) * | 2000-05-29 | 2004-05-12 | Sumitomo Metal Ind | TITANIUM ALLOY WITH EXCELLENT DUCTILITY, DURABILITY AND STIFFNESS, AND PRODUCTION METHOD FOR IT |
| CN103320734B (zh) * | 2013-06-26 | 2015-02-18 | 西安赛特金属材料开发有限公司 | 医用细晶钛/钛合金棒材的生产方法 |
| CN104264086B (zh) * | 2014-09-24 | 2016-06-29 | 清华大学深圳研究生院 | 利用脉冲电流促进两相钛合金带材相变强韧化方法及带材 |
| CN116987992B (zh) * | 2023-09-27 | 2024-02-02 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种大厚度钛合金板坯的加热方法 |
-
1985
- 1985-01-07 JP JP60785A patent/JPH0663076B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61159564A (ja) | 1986-07-19 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |