JPH08269656A - チタン合金の製造方法 - Google Patents
チタン合金の製造方法Info
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- JPH08269656A JPH08269656A JP10078995A JP10078995A JPH08269656A JP H08269656 A JPH08269656 A JP H08269656A JP 10078995 A JP10078995 A JP 10078995A JP 10078995 A JP10078995 A JP 10078995A JP H08269656 A JPH08269656 A JP H08269656A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 仕上加工率にあまり関係することなく高い破
壊靭性値が得られるチタン合金の製造方法を提供する。 【構成】 ｎｅａｒβ系チタン合金を、βトランザスよ
り３０℃高いβ相域で加工度３０〜５０％の仕上鍛造を
施した後、β相域から急冷することを特徴とするチタン
合金の製造方法。
壊靭性値が得られるチタン合金の製造方法を提供する。 【構成】 ｎｅａｒβ系チタン合金を、βトランザスよ
り３０℃高いβ相域で加工度３０〜５０％の仕上鍛造を
施した後、β相域から急冷することを特徴とするチタン
合金の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、航空機のエンジンや機
体部品、宇宙機器及び高速車両等に使用されるｎｅａｒ
β系チタン合金を素材とする鍛造品の製造方法に関す
る。
体部品、宇宙機器及び高速車両等に使用されるｎｅａｒ
β系チタン合金を素材とする鍛造品の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】航空機のジェットエンジンのコンプレッ
サーディスクやスペースシャトルのオーピーター等に使
用される材料は、その使用環境の厳しさから高度な機械
的性質が要求される。最近、その材料として注目されて
いるＴｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ合金に代表されるｎ
ｅａｒβ系チタン合金は、高強度と高靭性を備え、また
熱間加工性に優れてはいるが、必要とされる高い破壊靭
性値を達成するのは困難である。
サーディスクやスペースシャトルのオーピーター等に使
用される材料は、その使用環境の厳しさから高度な機械
的性質が要求される。最近、その材料として注目されて
いるＴｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ合金に代表されるｎ
ｅａｒβ系チタン合金は、高強度と高靭性を備え、また
熱間加工性に優れてはいるが、必要とされる高い破壊靭
性値を達成するのは困難である。
【０００３】その解決策として、特開昭６２−１６４８
６０号公報の「破壊靭性と延性の優れたＴｉ基合金材料
の製造方法」が提案されている。この方法には、（α＋
β）相域で仕上加工率５０％超７０％未満の仕上鍛造を
行なうと共に、５９０〜６２０℃で時効処理を行なう方
法と、（α＋β）相域で仕上加工率２０％超７０％未満
の仕上鍛造を行なうと共に、６２０〜６８０℃で時効処
理を行なう方法の二つがある。
６０号公報の「破壊靭性と延性の優れたＴｉ基合金材料
の製造方法」が提案されている。この方法には、（α＋
β）相域で仕上加工率５０％超７０％未満の仕上鍛造を
行なうと共に、５９０〜６２０℃で時効処理を行なう方
法と、（α＋β）相域で仕上加工率２０％超７０％未満
の仕上鍛造を行なうと共に、６２０〜６８０℃で時効処
理を行なう方法の二つがある。
【０００４】しかし、前記方法は二つ共に、加工後の冷
却は、（α＋β）相域からの空冷で行なわれるため、加
工度の違いによる破壊靭性値の差異が見られる。
却は、（α＋β）相域からの空冷で行なわれるため、加
工度の違いによる破壊靭性値の差異が見られる。
【０００５】例えば、ジェットエンジンのコンプレッサ
ーディスクのような部位によって厚みの異なるものを、
歩留の向上を狙って型鍛造によるニアネット・シェイプ
鍛造で成形することを考えると、鍛造素材において複雑
な加工をしない限り、仕上鍛造により部位による仕上加
工率の違いを生じる。その結果、部位により破壊靭性値
のばらつきが生じ、これがディスクにとって悪影響を及
ぼす。
ーディスクのような部位によって厚みの異なるものを、
歩留の向上を狙って型鍛造によるニアネット・シェイプ
鍛造で成形することを考えると、鍛造素材において複雑
な加工をしない限り、仕上鍛造により部位による仕上加
工率の違いを生じる。その結果、部位により破壊靭性値
のばらつきが生じ、これがディスクにとって悪影響を及
ぼす。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前記のごとく、従来の
ｎｅａｒβ系チタン合金鍛造品の製造方法は、加工度の
違いによる破壊靭性値の差異が見られるため、品質管理
上問題があった。
ｎｅａｒβ系チタン合金鍛造品の製造方法は、加工度の
違いによる破壊靭性値の差異が見られるため、品質管理
上問題があった。
【０００７】この発明は、前記の現状に鑑み、加工度の
違いにより破壊靭性値に差異が生じるのを排除し、常に
高い破壊靭性が得られるｎｅａｒβ系チタン合金を素材
とする鍛造品の製造方法を提供するものである。
違いにより破壊靭性値に差異が生じるのを排除し、常に
高い破壊靭性が得られるｎｅａｒβ系チタン合金を素材
とする鍛造品の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、前記問題点
を解決するため種々と考察した結果、ｎｅａｒβ系チタ
ン合金は、β系チタン合金に比較して、α相の体積比が
２０〜７０％と多く、またα＋β系チタン合金に比較し
てβ相の結晶粒径が大きい。したがって、β系チタン合
金に比較してα相が多い分、（α＋β）相域で熱間加工
すると、その途中においてα相を析出するとき、粒界に
析出する率が高くなる。また、α＋β系チタン合金に比
較してβ相の結晶粒径が大きいため、仕上加工率が大き
くなる程、不均一で偏平なβ結晶粒が生じる。その結
果、仕上加工率が大きくなる程、不均一で加工方向に対
して偏平なβ結晶粒の粒界にα相が連続して析出するこ
とになりやすい。ここで、亀裂の進展がα相とβ相の界
面で起こると考えると、前記の状態では加工方向と垂直
方向の亀裂が進展しやすくなり破壊靭性の低下を招く。
そこで、先ずβ相域で加工することにより、α相の粒界
への析出を阻止する。次いで、その加工直後に急冷する
ことにより、β粒の成長、粒界の相の成長を抑制できる
ことを知り得た。本発明は、この知見に基づいて完成さ
れたものである。
を解決するため種々と考察した結果、ｎｅａｒβ系チタ
ン合金は、β系チタン合金に比較して、α相の体積比が
２０〜７０％と多く、またα＋β系チタン合金に比較し
てβ相の結晶粒径が大きい。したがって、β系チタン合
金に比較してα相が多い分、（α＋β）相域で熱間加工
すると、その途中においてα相を析出するとき、粒界に
析出する率が高くなる。また、α＋β系チタン合金に比
較してβ相の結晶粒径が大きいため、仕上加工率が大き
くなる程、不均一で偏平なβ結晶粒が生じる。その結
果、仕上加工率が大きくなる程、不均一で加工方向に対
して偏平なβ結晶粒の粒界にα相が連続して析出するこ
とになりやすい。ここで、亀裂の進展がα相とβ相の界
面で起こると考えると、前記の状態では加工方向と垂直
方向の亀裂が進展しやすくなり破壊靭性の低下を招く。
そこで、先ずβ相域で加工することにより、α相の粒界
への析出を阻止する。次いで、その加工直後に急冷する
ことにより、β粒の成長、粒界の相の成長を抑制できる
ことを知り得た。本発明は、この知見に基づいて完成さ
れたものである。
【０００９】すなわち、本発明のチタン合金の製造方法
は、ｎｅａｒβ系チタン合金を、βトランザスより３０
℃高いβ相域で加工度３０〜５０％の仕上鍛造を施した
後、β相域から急冷することを特徴とする。
は、ｎｅａｒβ系チタン合金を、βトランザスより３０
℃高いβ相域で加工度３０〜５０％の仕上鍛造を施した
後、β相域から急冷することを特徴とする。
【００１０】
【作用】チタン合金は、α系、α＋β系及びβ系の３種
類に大別することができる。そして、α＋β系の中でも
β相安定度が高いものをｎｅａｒβ系という。ｎｅａｒ
β系は、α＋β系に比べβ相安定度が高い分β変態点が
低く、熱間加工性に優れている。また、熱処理により等
軸α、針状αを析出させることにより、α＋β系より高
強度、高靭性を達成することができる。一方、β系に比
べｎｅａｒβ系は、変形抵抗が低いため、型寿命が長い
という利点がある。
類に大別することができる。そして、α＋β系の中でも
β相安定度が高いものをｎｅａｒβ系という。ｎｅａｒ
β系は、α＋β系に比べβ相安定度が高い分β変態点が
低く、熱間加工性に優れている。また、熱処理により等
軸α、針状αを析出させることにより、α＋β系より高
強度、高靭性を達成することができる。一方、β系に比
べｎｅａｒβ系は、変形抵抗が低いため、型寿命が長い
という利点がある。
【００１１】ジェットエンジンのコンプレッサーディス
クのように厳しい条件の下で使用される部品の材料とし
ては、より高い機械的性質が要求され、それにはｎｅａ
ｒβ系合金が適している。例えば、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆ
ｅ−３Ａ合金やＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ
−４Ｃｒ合金は、ジェットエンジンのコンプレッサーデ
ィスクのように複雑な形状のものを型鍛造することを考
えると、ニアネット・シェイプするのに適しているとい
える。
クのように厳しい条件の下で使用される部品の材料とし
ては、より高い機械的性質が要求され、それにはｎｅａ
ｒβ系合金が適している。例えば、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆ
ｅ−３Ａ合金やＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ
−４Ｃｒ合金は、ジェットエンジンのコンプレッサーデ
ィスクのように複雑な形状のものを型鍛造することを考
えると、ニアネット・シェイプするのに適しているとい
える。
【００１２】しかし、このｎｅａｒβ系合金は、α＋β
系合金に比べてβ粒径が大きいため、仕上加工率の変化
によりβ結晶粒の偏平度が大きく変化し、仕上加工率が
大きい程偏平度が大きくなる。
系合金に比べてβ粒径が大きいため、仕上加工率の変化
によりβ結晶粒の偏平度が大きく変化し、仕上加工率が
大きい程偏平度が大きくなる。
【００１３】また、α相が粒界に析出しやすいことを考
えると、加工方向と垂直に偏平したβ結晶粒の粒界は連
続性を持ちやすいので、α相も粒界に連続的に析出する
ことになる。これを防ぐには、β結晶粒の微細化、粒界
α相の抑制が必要である。
えると、加工方向と垂直に偏平したβ結晶粒の粒界は連
続性を持ちやすいので、α相も粒界に連続的に析出する
ことになる。これを防ぐには、β結晶粒の微細化、粒界
α相の抑制が必要である。
【００１４】そこで、仕上鍛造終了後に徐冷を行なう
と、β結晶粒の成長、粒界α相の析出が進行するので、
仕上鍛造直後に急冷してやると、その両者を同時に抑制
することができ、破壊靭性の低下を防止することができ
る。
と、β結晶粒の成長、粒界α相の析出が進行するので、
仕上鍛造直後に急冷してやると、その両者を同時に抑制
することができ、破壊靭性の低下を防止することができ
る。
【００１５】
【実施例】本発明の詳細を実施例１、２に基づいて説明
する。 実施例１ 表１に化学成分を示したα＋β系チタン合金を真空アー
ク溶解炉で溶製し、直径４４０ｍｍ、長さ７５０ｍｍの
インゴットを作り、β相域（１０５０℃）で鍛伸し、
（α＋β）相域（８５０℃）で２０％の加工予歪を与え
た後、型鍛造を想定して、β相域で加工度３０％と５０
％の２種類の鍛造を行ない、素材の鍛伸方向に対し直角
方向に加工し、その直後に急冷した（β変態点：８９０
〜８９５℃）。
する。 実施例１ 表１に化学成分を示したα＋β系チタン合金を真空アー
ク溶解炉で溶製し、直径４４０ｍｍ、長さ７５０ｍｍの
インゴットを作り、β相域（１０５０℃）で鍛伸し、
（α＋β）相域（８５０℃）で２０％の加工予歪を与え
た後、型鍛造を想定して、β相域で加工度３０％と５０
％の２種類の鍛造を行ない、素材の鍛伸方向に対し直角
方向に加工し、その直後に急冷した（β変態点：８９０
〜８９５℃）。
【００１６】
【表１】
【００１７】この鍛造材に８００℃×４ｈｒ＋水冷の溶
体化処理と６５０℃×８ｈｒ＋空冷の時効処理を施し、
引張り強度、０．２％耐力、伸び、絞り、破壊靭性の各
機械的性質を求めた。その結果を表２に示す。表中試料
Ｎｏ．１は（α＋β）相域で仕上加工して放冷した従来
例、試料Ｎｏ．２はβ相域で仕上加工して放冷した比較
例、試料Ｎｏ．３及び４は（α＋β）相域で仕上加工し
て急冷した比較例である。そして、試料Ｎｏ．５〜８は
いずれもβ相域で仕上加工して急冷した本発明の実施例
である。
体化処理と６５０℃×８ｈｒ＋空冷の時効処理を施し、
引張り強度、０．２％耐力、伸び、絞り、破壊靭性の各
機械的性質を求めた。その結果を表２に示す。表中試料
Ｎｏ．１は（α＋β）相域で仕上加工して放冷した従来
例、試料Ｎｏ．２はβ相域で仕上加工して放冷した比較
例、試料Ｎｏ．３及び４は（α＋β）相域で仕上加工し
て急冷した比較例である。そして、試料Ｎｏ．５〜８は
いずれもβ相域で仕上加工して急冷した本発明の実施例
である。
【００１８】
【表２】
【００１９】表２の結果より、試料Ｎｏ．５〜８の本発
明実施例の破壊靭性は、試料Ｎｏ．１の従来例及び試料
Ｎｏ．２〜４の比較例に比べ、いずれも優れており、殊
に仕上加工率５０％の場合には破壊靭性値が著しく高い
ことがわかる。すなわち、本発明の実施によれば、仕上
加工率にあまり関係なく高い破壊靭性が得られる。
明実施例の破壊靭性は、試料Ｎｏ．１の従来例及び試料
Ｎｏ．２〜４の比較例に比べ、いずれも優れており、殊
に仕上加工率５０％の場合には破壊靭性値が著しく高い
ことがわかる。すなわち、本発明の実施によれば、仕上
加工率にあまり関係なく高い破壊靭性が得られる。
【００２０】実施例２ 表３に化学成分を示した代表的ｎｅａｒβ系チタン合金
を真空アーク溶解炉で溶製し、実施例１と同様にインゴ
ットを作り、β相域（１０５０℃）で鍛伸し、（α＋
β）相域（８５０℃）で２０％の加工予歪を与えた後、
型鍛造を想定して、β相域で加工度３０％と５０％の２
種類の鍛造を行ない、素材の鍛伸方向に対し直角方向に
加工し、その直後に急冷した（β変態点：８９０〜８９
５℃）。
を真空アーク溶解炉で溶製し、実施例１と同様にインゴ
ットを作り、β相域（１０５０℃）で鍛伸し、（α＋
β）相域（８５０℃）で２０％の加工予歪を与えた後、
型鍛造を想定して、β相域で加工度３０％と５０％の２
種類の鍛造を行ない、素材の鍛伸方向に対し直角方向に
加工し、その直後に急冷した（β変態点：８９０〜８９
５℃）。
【００２１】
【表３】
【００２２】この鍛造材に７７０℃×３ｈｒ＋水冷の溶
体化処理と５３０℃×８ｈｒ＋空冷の時効処理を施し、
引張り強度、０．２％耐力、伸び、絞り、破壊靭性の各
機械的性質を求めた。その結果を表４に示す。表中試料
Ｎｏ．９は（α＋β）相域で仕上加工して放冷した従来
例、試料Ｎｏ．１０はβ相域で仕上加工して放冷した比
較例、そして、試料Ｎｏ．１１はβ相域で仕上加工して
急冷した本発明の実施例である。
体化処理と５３０℃×８ｈｒ＋空冷の時効処理を施し、
引張り強度、０．２％耐力、伸び、絞り、破壊靭性の各
機械的性質を求めた。その結果を表４に示す。表中試料
Ｎｏ．９は（α＋β）相域で仕上加工して放冷した従来
例、試料Ｎｏ．１０はβ相域で仕上加工して放冷した比
較例、そして、試料Ｎｏ．１１はβ相域で仕上加工して
急冷した本発明の実施例である。
【００２３】
【表４】
【００２４】表４の結果より、試料Ｎｏ．１１の本発明
実施例の破壊靭性は、試料Ｎｏ．９の従来例及び試料Ｎ
ｏ．１０の比較例に比べ、優れており、殊に仕上加工率
５０％の場合には破壊靭性値が著しく高いことがわか
る。すなわち、本発明の実施によれば、仕上加工率にあ
まり関係なく高い破壊靭性が得られる。
実施例の破壊靭性は、試料Ｎｏ．９の従来例及び試料Ｎ
ｏ．１０の比較例に比べ、優れており、殊に仕上加工率
５０％の場合には破壊靭性値が著しく高いことがわか
る。すなわち、本発明の実施によれば、仕上加工率にあ
まり関係なく高い破壊靭性が得られる。
【００２５】前記実施例１及び２の各プロセスにおける
仕上加工率と破壊靭性値との関係を図１に示す。この図
より、（Ａ）に示す従来例、比較例の場合は、仕上加工
度が高くなるに従って破壊靭性値は低下するが、（Ｂ）
に示す本発明の実施例の場合は仕上加工度の高低にかか
わらず、ほぼ一定の破壊靭性値が得られることがわか
る。
仕上加工率と破壊靭性値との関係を図１に示す。この図
より、（Ａ）に示す従来例、比較例の場合は、仕上加工
度が高くなるに従って破壊靭性値は低下するが、（Ｂ）
に示す本発明の実施例の場合は仕上加工度の高低にかか
わらず、ほぼ一定の破壊靭性値が得られることがわか
る。
【００２６】
【発明の効果】この発明の実施により、β相域で仕上加
工を施した後急冷することにより、仕上加工率にあまり
関係することなく高い破壊靭性値を得ることができる。
工を施した後急冷することにより、仕上加工率にあまり
関係することなく高い破壊靭性値を得ることができる。
【図１】仕上加工率と破壊靭性値との関係を示すグラフ
で、（Ａ）は実施例における従来例及び比較例の場合、
（Ｂ）は本発明の実施例の場合である。
で、（Ａ）は実施例における従来例及び比較例の場合、
（Ｂ）は本発明の実施例の場合である。
Claims (1)
- 【請求項１】 ｎｅａｒβ系チタン合金を、βトランザ
スより３０℃高いβ相域で加工度３０〜５０％の仕上鍛
造を施した後、β相域から急冷することを特徴とするチ
タン合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10078995A JPH08269656A (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | チタン合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10078995A JPH08269656A (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | チタン合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269656A true JPH08269656A (ja) | 1996-10-15 |
Family
ID=14283214
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10078995A Pending JPH08269656A (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | チタン合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08269656A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013189708A (ja) * | 2012-02-13 | 2013-09-26 | Kobe Steel Ltd | チタン合金鍛造材およびその製造方法ならびに超音波探傷検査方法 |
| JP2014055318A (ja) * | 2012-09-11 | 2014-03-27 | Kobe Steel Ltd | チタン合金鍛造材およびその製造方法ならびにチタン合金鍛造部品の製造方法 |
| JP2016000848A (ja) * | 2014-06-11 | 2016-01-07 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン合金鍛造材 |
| JP2017145429A (ja) * | 2016-02-15 | 2017-08-24 | 新日鐵住金株式会社 | α＋β型チタン合金部材およびその製造方法 |
| CN108034911A (zh) * | 2017-12-05 | 2018-05-15 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 叶片用高均匀tc11合金棒材的制备方法 |
| CN112974700A (zh) * | 2021-02-19 | 2021-06-18 | 西北工业大学 | 一种实现近β型钛合金薄壁结构件组织细晶化的成形方法 |
-
1995
- 1995-03-30 JP JP10078995A patent/JPH08269656A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013189708A (ja) * | 2012-02-13 | 2013-09-26 | Kobe Steel Ltd | チタン合金鍛造材およびその製造方法ならびに超音波探傷検査方法 |
| JP2014055318A (ja) * | 2012-09-11 | 2014-03-27 | Kobe Steel Ltd | チタン合金鍛造材およびその製造方法ならびにチタン合金鍛造部品の製造方法 |
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| CN112974700A (zh) * | 2021-02-19 | 2021-06-18 | 西北工业大学 | 一种实现近β型钛合金薄壁结构件组织细晶化的成形方法 |
| CN112974700B (zh) * | 2021-02-19 | 2022-07-26 | 西北工业大学 | 一种实现近β型钛合金薄壁结构件组织细晶化的成形方法 |
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