JPH0781177B2 - β型チタン合金ストリップの製造方法 - Google Patents
β型チタン合金ストリップの製造方法Info
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- JPH0781177B2 JPH0781177B2 JP2272458A JP27245890A JPH0781177B2 JP H0781177 B2 JPH0781177 B2 JP H0781177B2 JP 2272458 A JP2272458 A JP 2272458A JP 27245890 A JP27245890 A JP 27245890A JP H0781177 B2 JPH0781177 B2 JP H0781177B2
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- titanium alloy
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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、Ti−15％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金や
Ti−３％Al−８％Ｖ−６％Ｃ−４％Mo−４％Zr合金等で
代表されるβ相安定化元素含有チタン合金の熱間圧延条
件を適正に制御することによって、強度と延性に優れた
細粒組織を有するβ型チタン合金ストリップの製造方法
に関するものである。
Ti−３％Al−８％Ｖ−６％Ｃ−４％Mo−４％Zr合金等で
代表されるβ相安定化元素含有チタン合金の熱間圧延条
件を適正に制御することによって、強度と延性に優れた
細粒組織を有するβ型チタン合金ストリップの製造方法
に関するものである。
チタンおよびチタン合金は、比強度が高く、かつ耐食性
が優れていることから、航空機用部材をはじめ多くの材
料分野で使用されており、その用途はさらに拡大しつつ
ある。なかでもβ型チタン合金は、α型、α＋β型チタ
ン合金に比較して、冷間加工性に優れ、かつ高強度が得
られるため、近年盛んに開発されるようになり、その需
要は伸びつつある。β型チタン合金は厳密にいえば準安
定β型合金であり、β域からの急冷によって室温でもβ
単相組織となり、時効硬化性をもつ。
が優れていることから、航空機用部材をはじめ多くの材
料分野で使用されており、その用途はさらに拡大しつつ
ある。なかでもβ型チタン合金は、α型、α＋β型チタ
ン合金に比較して、冷間加工性に優れ、かつ高強度が得
られるため、近年盛んに開発されるようになり、その需
要は伸びつつある。β型チタン合金は厳密にいえば準安
定β型合金であり、β域からの急冷によって室温でもβ
単相組織となり、時効硬化性をもつ。
β型チタン合金ストリップの従来の製造方法は、熱間圧
延後に溶体化処理等の熱処理を行い、しかる後冷間圧
延、溶体化処理、さらには時効処理という工程で製造さ
れているが、最終製品のβ粒径が粗くなりやすく、強度
と延性の点で十分な製品は得られ難かった。
延後に溶体化処理等の熱処理を行い、しかる後冷間圧
延、溶体化処理、さらには時効処理という工程で製造さ
れているが、最終製品のβ粒径が粗くなりやすく、強度
と延性の点で十分な製品は得られ難かった。
最終製品のβ粒の細粒化のために、熱間圧延後の熱処理
条件を調整することがよく行われている（例えば、特開
昭64−28348号公報、特公平１−16910号公報など）。熱
間圧延後の熱処理温度は750〜1150℃が一般的に採用さ
れていることが前記の特許文献に示されている。
条件を調整することがよく行われている（例えば、特開
昭64−28348号公報、特公平１−16910号公報など）。熱
間圧延後の熱処理温度は750〜1150℃が一般的に採用さ
れていることが前記の特許文献に示されている。
ところが上記熱間圧延後の熱処理を実施するためには、
加熱に要する熱源の燃料費が多大になるとともに、高価
な設備を必要とするという問題点がある。しかも、これ
らの方法では素材の状態、すなわち熱間圧延後の組織ま
では考慮していないため、最終製品のβ粒の細粒化は充
分とは言い難い。
加熱に要する熱源の燃料費が多大になるとともに、高価
な設備を必要とするという問題点がある。しかも、これ
らの方法では素材の状態、すなわち熱間圧延後の組織ま
では考慮していないため、最終製品のβ粒の細粒化は充
分とは言い難い。
本発明は、上記の要望に応えるべく種々検討の結果、完
成したものであり、β型チタン合金ストリップの製造に
おいて、均一組織を有する延性に優れた熱間圧延材を提
供し、また、この熱間圧延材を用いて、熱間圧延後の熱
処理を行うことなく最終冷間圧延製品の組織を細粒化さ
せ、強度と延性に優れた材料を提供しようとするもので
ある。
成したものであり、β型チタン合金ストリップの製造に
おいて、均一組織を有する延性に優れた熱間圧延材を提
供し、また、この熱間圧延材を用いて、熱間圧延後の熱
処理を行うことなく最終冷間圧延製品の組織を細粒化さ
せ、強度と延性に優れた材料を提供しようとするもので
ある。
本発明者らは、上記問題点を解決するために熱間圧延条
件に着目し、熱間圧延材の組織と材質におよぼす熱間圧
延温度と巻取温度の影響に関する種々の検討を重ねた結
果、以下の事実を見出した。
件に着目し、熱間圧延材の組織と材質におよぼす熱間圧
延温度と巻取温度の影響に関する種々の検討を重ねた結
果、以下の事実を見出した。
（１） β型チタン合金を熱間圧延後、高温で巻取りコ
イルにすると、コイルの冷却速度は遅いため、巻取り後
の冷却過程においてβ粒の粗大化およびα相の析出が起
こる。その結果、組織は不均一となり、材質は硬質にな
るとともに延性が低下する。したがって熱間圧延材の冷
間圧延性は極めて悪く、材料そのものの取り扱いも困難
なので、冷間圧延に先立ち溶体化処理を行うことが必須
となる。その場合、最終製品の組織は粗粒化しやすい。
イルにすると、コイルの冷却速度は遅いため、巻取り後
の冷却過程においてβ粒の粗大化およびα相の析出が起
こる。その結果、組織は不均一となり、材質は硬質にな
るとともに延性が低下する。したがって熱間圧延材の冷
間圧延性は極めて悪く、材料そのものの取り扱いも困難
なので、冷間圧延に先立ち溶体化処理を行うことが必須
となる。その場合、最終製品の組織は粗粒化しやすい。
（２） β型チタン合金を850℃以上の温度範囲で熱間
圧延後所定温度以下で巻取ることにより、β粒の粗大化
およびα相の析出を防止できる。またストリップ全体で
組織も均一化する。そのため熱間圧延材に溶体化処理等
の熱処理を行わず冷間圧延することが可能であり、その
場合冷間圧延後の組織は細かく、かつ加工歪は均一に分
散する。したがって、最終溶体化処理時の再結晶核生成
は均一微細に分散するので、均一な細粒組織が得られ
る。
圧延後所定温度以下で巻取ることにより、β粒の粗大化
およびα相の析出を防止できる。またストリップ全体で
組織も均一化する。そのため熱間圧延材に溶体化処理等
の熱処理を行わず冷間圧延することが可能であり、その
場合冷間圧延後の組織は細かく、かつ加工歪は均一に分
散する。したがって、最終溶体化処理時の再結晶核生成
は均一微細に分散するので、均一な細粒組織が得られ
る。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その
要旨とするところは以下の通りである。
要旨とするところは以下の通りである。
（１） β型チタン合金スラブを850℃以上の温度範囲
にて熱間圧延を施した後、350℃以下の温度で巻取るこ
とを特徴とするβ型チタン合金ストリップの製造方法。
にて熱間圧延を施した後、350℃以下の温度で巻取るこ
とを特徴とするβ型チタン合金ストリップの製造方法。
（２） β型チタン合金スラブを850℃以上の温度範囲
にて熱間圧延を施した後、350℃以下の温度で巻取り、
次いで熱処理を行うことなく、冷間圧延を行い、次いで
溶体化処理を行うことを特徴とするβ型チタン合金スト
リップの製造方法。
にて熱間圧延を施した後、350℃以下の温度で巻取り、
次いで熱処理を行うことなく、冷間圧延を行い、次いで
溶体化処理を行うことを特徴とするβ型チタン合金スト
リップの製造方法。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の対象とするβ型チタン合金は、Ti−15％Ｖ−３
％Cr−３％Sn−３％Al、Ti−３％Al−８％Ｖ−６％Cr−
４％Mo−４％Zr等の合金であり、対象とする熱間圧延素
材は、鍛造、分塊圧延等により製造されたスラブであ
り、その製造条件は何ら限定されるものではない。
％Cr−３％Sn−３％Al、Ti−３％Al−８％Ｖ−６％Cr−
４％Mo−４％Zr等の合金であり、対象とする熱間圧延素
材は、鍛造、分塊圧延等により製造されたスラブであ
り、その製造条件は何ら限定されるものではない。
次に熱間圧延条件については、圧延温度が850℃未満で
はβ相の再結晶もしくは回復が十分ではなく、巻取温度
については350℃を越えるとα相が析出する。そのた
め、熱間圧延後の材料の組織が不均一になるとともに、
硬質化し延性は低下する。したがって、熱間圧延終了温
度を850℃以上とし、巻取温度を350℃以下とした。な
お、熱間圧延での圧下率は特に限定しないが、高いほう
が結晶粒を細粒化させるためには望ましい。また、熱間
圧延の圧延終了温度から巻取温度までの冷却速度は速い
ほうが望ましく、好ましくは20℃／秒以上とする。
はβ相の再結晶もしくは回復が十分ではなく、巻取温度
については350℃を越えるとα相が析出する。そのた
め、熱間圧延後の材料の組織が不均一になるとともに、
硬質化し延性は低下する。したがって、熱間圧延終了温
度を850℃以上とし、巻取温度を350℃以下とした。な
お、熱間圧延での圧下率は特に限定しないが、高いほう
が結晶粒を細粒化させるためには望ましい。また、熱間
圧延の圧延終了温度から巻取温度までの冷却速度は速い
ほうが望ましく、好ましくは20℃／秒以上とする。
以上のように、本発明の方法によれば均一なβ単相組織
を有する延性に優れた熱間圧延ストリップが製造できる
わけであるが、これは熱間圧延製品であるとともに、冷
間圧延製品製造のための優れた中間素材としても適用さ
れる。本発明では、さらに上記熱間圧延材を用いて、溶
体化処理等の熱処理を行わず冷間圧延する。その場合、
前述のように最終溶体化処理後均一細粒組織が得られ
る。熱間圧延後の熱処理は、溶体化処理、軟化焼鈍等の
通常実施されている熱処理すべてを意味する。これを省
略し、そのまま冷間圧延するわけであるが、その圧下率
は特に限定されないが、10％以上が望ましい。なお、本
発明では熱間圧延後何ら熱処理を行わないので、材料の
表面スケールは粗く薄いため、冷間圧延前の脱スケール
は簡便に実施でき、歩留り落ちも少ない。このように、
本発明は生産性、経済性の面でも優れている。
を有する延性に優れた熱間圧延ストリップが製造できる
わけであるが、これは熱間圧延製品であるとともに、冷
間圧延製品製造のための優れた中間素材としても適用さ
れる。本発明では、さらに上記熱間圧延材を用いて、溶
体化処理等の熱処理を行わず冷間圧延する。その場合、
前述のように最終溶体化処理後均一細粒組織が得られ
る。熱間圧延後の熱処理は、溶体化処理、軟化焼鈍等の
通常実施されている熱処理すべてを意味する。これを省
略し、そのまま冷間圧延するわけであるが、その圧下率
は特に限定されないが、10％以上が望ましい。なお、本
発明では熱間圧延後何ら熱処理を行わないので、材料の
表面スケールは粗く薄いため、冷間圧延前の脱スケール
は簡便に実施でき、歩留り落ちも少ない。このように、
本発明は生産性、経済性の面でも優れている。
実施例１ 代表的なβ型チタン合金であるTi−15％Ｖ−３％Cr−３
％Sn−３％Al合金のスラブ（厚み:120mm）を用いて、熱
間圧延温度と巻取温度を種々変えて、板厚5mmまで圧延
した。熱間圧延材の組織と材質評価結果を各々第１表と
第１図に示す。第１表に示すように、本発明の熱間圧延
材No.1〜３のミクロ組織は均一なβ単相組織であるのに
対して、比較材No.4は圧延終了温度が低く、圧延歪が残
留した不均一組織であり、比較材No.5は巻取温度が高
く、α相が析出した不均一組織となっている。
％Sn−３％Al合金のスラブ（厚み:120mm）を用いて、熱
間圧延温度と巻取温度を種々変えて、板厚5mmまで圧延
した。熱間圧延材の組織と材質評価結果を各々第１表と
第１図に示す。第１表に示すように、本発明の熱間圧延
材No.1〜３のミクロ組織は均一なβ単相組織であるのに
対して、比較材No.4は圧延終了温度が低く、圧延歪が残
留した不均一組織であり、比較材No.5は巻取温度が高
く、α相が析出した不均一組織となっている。
第１図では加熱温度を1100℃、圧延終了温度を950℃一
定とした。第１図から明らかなように、巻取温度が350
℃を越えると熱間圧延材の延性は極端に低下する。
定とした。第１図から明らかなように、巻取温度が350
℃を越えると熱間圧延材の延性は極端に低下する。
本発明方法による熱間圧延板のミクロ組織の例として、
第１表のNo.1材である加熱温度を1100℃、圧延終了温度
を950℃、巻取温度を300℃とした材料のミクロ組織写真
を第２図に示す。また比較例として同じ加熱温度、仕上
温度で巻取温度を800℃とした材料のミクロ組織写真を
第３図に示す。このように、本発明によれば、均一微細
なβ単相を有する延性に優れた熱間圧延材が得られるこ
とがわかる。また、併せてこれらの熱間圧延材を冷間圧
延したが、巻取温度400℃以上の材料は延性に劣るた
め、圧下率20％程度でも耳割れが生じ、高圧下率の冷間
圧延はできなかった。
第１表のNo.1材である加熱温度を1100℃、圧延終了温度
を950℃、巻取温度を300℃とした材料のミクロ組織写真
を第２図に示す。また比較例として同じ加熱温度、仕上
温度で巻取温度を800℃とした材料のミクロ組織写真を
第３図に示す。このように、本発明によれば、均一微細
なβ単相を有する延性に優れた熱間圧延材が得られるこ
とがわかる。また、併せてこれらの熱間圧延材を冷間圧
延したが、巻取温度400℃以上の材料は延性に劣るた
め、圧下率20％程度でも耳割れが生じ、高圧下率の冷間
圧延はできなかった。
実施例２ 代表的なβ合金であるTi−15％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３
％Al合金のスラブ（板厚:120mm）を用いて、加熱温度95
0℃、仕上温度900℃、巻取温度100℃の条件で板厚5mmま
で熱間圧延した後、溶体化処理（800℃で10分保持後空
冷）を行った材料（比較例）と行わなかった材料（本発
明）で、冷間圧延−再結晶挙動を調査した結果について
説明する。なお、冷間圧延後の溶体化処理は800℃で５
分保持後空冷とした。
％Al合金のスラブ（板厚:120mm）を用いて、加熱温度95
0℃、仕上温度900℃、巻取温度100℃の条件で板厚5mmま
で熱間圧延した後、溶体化処理（800℃で10分保持後空
冷）を行った材料（比較例）と行わなかった材料（本発
明）で、冷間圧延−再結晶挙動を調査した結果について
説明する。なお、冷間圧延後の溶体化処理は800℃で５
分保持後空冷とした。
結果を第４図に示す。熱間圧延後、溶体化処理を行った
材料については比較的粗大粒組織であるとともに、再結
晶し難かった。また組織の代表例として、熱間圧延材に
溶体化処理を行わず、圧下率75％で冷間圧延した後、溶
体化処理を行った材料の組織写真を第５図に示す。この
ように本発明によれば、均一微細組織が得られることが
わかる。
材料については比較的粗大粒組織であるとともに、再結
晶し難かった。また組織の代表例として、熱間圧延材に
溶体化処理を行わず、圧下率75％で冷間圧延した後、溶
体化処理を行った材料の組織写真を第５図に示す。この
ように本発明によれば、均一微細組織が得られることが
わかる。
以上述べたように、従来法では困難であった均一な細粒
組織を有するβ型チタン合金ストリップを、本発明法に
より効率的に製造できるようになることから、本発明の
産業上の有用性は極めて大きい。
組織を有するβ型チタン合金ストリップを、本発明法に
より効率的に製造できるようになることから、本発明の
産業上の有用性は極めて大きい。
第１図、第４図は各々Ti−15％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３
％Al合金の熱間圧延時の巻取温度と熱間圧延材の破断伸
びとの関係を示す図、および冷間圧延圧下率と溶体化処
理後の結晶粒径との関係を示す図である。また、第２
図、第５図はいずれも本発明法により製造したTi−15％
Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金の断面金属組織を示す
金属顕微鏡写真、第３図は比較法により製造したTi−15
％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金の断面金属組織を示
す金属顕微鏡写真である。
％Al合金の熱間圧延時の巻取温度と熱間圧延材の破断伸
びとの関係を示す図、および冷間圧延圧下率と溶体化処
理後の結晶粒径との関係を示す図である。また、第２
図、第５図はいずれも本発明法により製造したTi−15％
Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金の断面金属組織を示す
金属顕微鏡写真、第３図は比較法により製造したTi−15
％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金の断面金属組織を示
す金属顕微鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉村 博文 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式會社光製鐵所内 (72)発明者 藤井 秀樹 神奈川県相模原市淵野辺５―10―１ 新日 本製鐵株式會社第２技術研究所内 (72)発明者 山田 直臣 東京都千代田区大手町２―６―３ 新日本 製鐵株式會社内 (72)発明者 西田 祚章 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式會社光製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭57−108252（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】β型チタン合金スラブを850℃以上の温度
範囲にて熱間圧延を施した後、350℃以下の温度で巻取
ることを特徴とするβ型チタン合金ストリップの製造方
法。 - 【請求項２】β型チタン合金スラブを850℃以上の温度
範囲にて熱間圧延を施した後、350℃以下の温度で巻取
り、次いで熱処理を行うことなく、冷間圧延を行い、次
いで溶体化処理を行うことを特徴とするβ型チタン合金
ストリップの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2272458A JPH0781177B2 (ja) | 1990-10-12 | 1990-10-12 | β型チタン合金ストリップの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2272458A JPH0781177B2 (ja) | 1990-10-12 | 1990-10-12 | β型チタン合金ストリップの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04154945A JPH04154945A (ja) | 1992-05-27 |
| JPH0781177B2 true JPH0781177B2 (ja) | 1995-08-30 |
Family
ID=17514196
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2272458A Expired - Lifetime JPH0781177B2 (ja) | 1990-10-12 | 1990-10-12 | β型チタン合金ストリップの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0781177B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20030168138A1 (en) * | 2001-12-14 | 2003-09-11 | Marquardt Brian J. | Method for processing beta titanium alloys |
| CN111468536B (zh) * | 2020-03-17 | 2023-01-31 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 一种β钛合金带卷的制备方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5941508B2 (ja) * | 1980-12-24 | 1984-10-08 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン熱延板の製造方法 |
-
1990
- 1990-10-12 JP JP2272458A patent/JPH0781177B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04154945A (ja) | 1992-05-27 |
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