JPS59215450A - Ｔｉ合金の熱間加工板および製造方法 - Google Patents
Ｔｉ合金の熱間加工板および製造方法Info
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- JPS59215450A JPS59215450A JP8923483A JP8923483A JPS59215450A JP S59215450 A JPS59215450 A JP S59215450A JP 8923483 A JP8923483 A JP 8923483A JP 8923483 A JP8923483 A JP 8923483A JP S59215450 A JPS59215450 A JP S59215450A
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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】
この発明は、曲げ加工性にすぐれたり系材料の熱間加工
板、特に、例えばＴｉ−６ＡＩ−４Ｖ合金で代表される
（α＋β）型Ｔｔ金合金曲げ加工性にすぐれた熱間加工
板およびそれを製造する方法に関する。
板、特に、例えばＴｉ−６ＡＩ−４Ｖ合金で代表される
（α＋β）型Ｔｔ金合金曲げ加工性にすぐれた熱間加工
板およびそれを製造する方法に関する。
Ｔｉ系材料、一般にＴｉ合金、例えば（α＋β）型Ｔｉ
合金は、Ｔｉ系材料特有のすぐれた耐食性と高い比強度
をそなえているとともに高温クリープ特性にもすぐれて
いることから、Ｔｉ系材料の中では最も多量に使用され
ている材料である。しかも、近年の航空機産業の飛躍的
な発展にともなってその使用量が急激な増加をみせてい
る上、種々の新たな用途の開発も期待されているなど、
工業用材料として益々その重要性を増している材料の一
つである。
合金は、Ｔｉ系材料特有のすぐれた耐食性と高い比強度
をそなえているとともに高温クリープ特性にもすぐれて
いることから、Ｔｉ系材料の中では最も多量に使用され
ている材料である。しかも、近年の航空機産業の飛躍的
な発展にともなってその使用量が急激な増加をみせてい
る上、種々の新たな用途の開発も期待されているなど、
工業用材料として益々その重要性を増している材料の一
つである。
例えば、この（α＋β）型Ｔｉ合金板は熱間加工、通常
、熱間圧延で製造されているが、しかしながら、通常の
方法で製造すると製品としての熱間加工板の曲げ加工性
が極めて劣るという欠点が存在していた。
、熱間圧延で製造されているが、しかしながら、通常の
方法で製造すると製品としての熱間加工板の曲げ加工性
が極めて劣るという欠点が存在していた。
航空機の機体用として用いる場合、各所に曲げ加工が要
求され、また、その加工度も益々厳しいものとなってい
る現状からは、Ｔｉ系材料の上述のような欠点には一日
も早い改善が望まれているにもかかわらず、工業的に加
工性のすぐれた熱間加工板を製造する方法に関してはこ
れまでに殆ど報告されていない。
求され、また、その加工度も益々厳しいものとなってい
る現状からは、Ｔｉ系材料の上述のような欠点には一日
も早い改善が望まれているにもかかわらず、工業的に加
工性のすぐれた熱間加工板を製造する方法に関してはこ
れまでに殆ど報告されていない。
かくして、発明者らは、上述のような状況の下で、今後
の着実な産業の発展上、様々の重要な役割が期待される
Ｔｉ系材料の曲げ加工性にすぐれた熱間加工板およびそ
れを工業的規模で確実に製造できる方法を見出すべく、
特にＴｉ合金熱間圧延板の曲げ加工性が劣る原因および
その改善方法の解明に鋭意取り組んだ。
の着実な産業の発展上、様々の重要な役割が期待される
Ｔｉ系材料の曲げ加工性にすぐれた熱間加工板およびそ
れを工業的規模で確実に製造できる方法を見出すべく、
特にＴｉ合金熱間圧延板の曲げ加工性が劣る原因および
その改善方法の解明に鋭意取り組んだ。
ところで、金属材料の加工性が劣る場合に考えられる一
般的な原因としてば； （ｉ ） 素材自体の延性不足： （ｉｔ） 素材自体の靭性不足； （ｉｉｉ ）素材中に介在物等が存在していること；お
よび、 （ｉν） 素材中に割れ等の欠陥が存在していること、
等が考えられるが、Ｔ＋金合金は上記（ｉ ）および（
ｉｉ）に示すような延性や靭性の不足という観点からの
曲げ割れ原因の説明は十分にあてはまらず、また、素材
中の介在物や割れ等の欠陥についても詳細に検討したが
、その存在を認めることができなかった。
般的な原因としてば； （ｉ ） 素材自体の延性不足： （ｉｔ） 素材自体の靭性不足； （ｉｉｉ ）素材中に介在物等が存在していること；お
よび、 （ｉν） 素材中に割れ等の欠陥が存在していること、
等が考えられるが、Ｔ＋金合金は上記（ｉ ）および（
ｉｉ）に示すような延性や靭性の不足という観点からの
曲げ割れ原因の説明は十分にあてはまらず、また、素材
中の介在物や割れ等の欠陥についても詳細に検討したが
、その存在を認めることができなかった。
したがって、このように、従来の技術常識からは予想し
にくい曲げ加工性の劣化現象について発明者らが種々の
角度から検討した結果、Ｔｉ合金熱間圧延板の曲げ加工
性の劣化はα相（最密六方晶−１１ＣＰ −結晶構造）
の結晶方位、つまり集合組織に起因することを見い出し
た。即ぢ、曲げ加工性の劣るＴｉ合金熱間圧延板のα相
について、（０００２）極点図（ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅ
）から集合組織を調べたところ、六方晶のＣ軸が熱間
圧延板の板面に対して垂直方向に位置する結晶が多く存
在することが確認された。
にくい曲げ加工性の劣化現象について発明者らが種々の
角度から検討した結果、Ｔｉ合金熱間圧延板の曲げ加工
性の劣化はα相（最密六方晶−１１ＣＰ −結晶構造）
の結晶方位、つまり集合組織に起因することを見い出し
た。即ぢ、曲げ加工性の劣るＴｉ合金熱間圧延板のα相
について、（０００２）極点図（ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅ
）から集合組織を調べたところ、六方晶のＣ軸が熱間
圧延板の板面に対して垂直方向に位置する結晶が多く存
在することが確認された。
以上の知見にもとすいて、さらに研究を続けたところ、
以下の点を見い出した。すなわち、（１）六方晶金属に
あっては、塑性変形を支配する主すべり系は、第１図に
示すように、（０００１） ＜１１２０〉、 （１０１
０） ＜１１２０＞、 （１０１１） ＜１．１２０＞
のみである。したがって、すべり方向はいずれも底
面上にあるため、底面に対し垂直方向の変形、すなわち
図中Ｃ軸方向の変形は、変形に有効な分解剪断応力がゼ
ロとなるので不可能であり、例えば、第２図（ａ）およ
び（ｂ）の極点図および結晶方位図に示すように底面か
らいくぶん傾斜した方向にＣ軸を有するような場合も変
形は極めて困難となり、板厚減少変形が主体の曲げ加工
性は劣化する。
以下の点を見い出した。すなわち、（１）六方晶金属に
あっては、塑性変形を支配する主すべり系は、第１図に
示すように、（０００１） ＜１１２０〉、 （１０１
０） ＜１１２０＞、 （１０１１） ＜１．１２０＞
のみである。したがって、すべり方向はいずれも底
面上にあるため、底面に対し垂直方向の変形、すなわち
図中Ｃ軸方向の変形は、変形に有効な分解剪断応力がゼ
ロとなるので不可能であり、例えば、第２図（ａ）およ
び（ｂ）の極点図および結晶方位図に示すように底面か
らいくぶん傾斜した方向にＣ軸を有するような場合も変
形は極めて困難となり、板厚減少変形が主体の曲げ加工
性は劣化する。
（２）しかしながら、第３図（ａ）および（ｂ）の極点
図並びに結晶方位模式図に示すように、ＴＤ力方向ラン
ダム方位に対するＸ線強度比が１８と、Ｃ軸の大半がＴ
Ｄ力方向圧延方向および板面法線方向に直交する方向を
いう）に横たわった集合組織をもつ材料は、すべり系の
うち必ず一つ以上が板厚方向の変形に対して有効に働き
、曲げ加工性が良好となる。
図並びに結晶方位模式図に示すように、ＴＤ力方向ラン
ダム方位に対するＸ線強度比が１８と、Ｃ軸の大半がＴ
Ｄ力方向圧延方向および板面法線方向に直交する方向を
いう）に横たわった集合組織をもつ材料は、すべり系の
うち必ず一つ以上が板厚方向の変形に対して有効に働き
、曲げ加工性が良好となる。
（３）また、（α＋β）型Ｔｉ合金の曲げ加工の際の割
れを防止するには、第４図の顕微鏡組織の模式図（曲げ
割れのミクロクランクの発生状況を示す）に示したよう
なα相の層状組織をなくし、α相とβ相とが均一に分散
した組織を形成して、α相で発生するミクロクラックの
伝播を阻止するのが有効である。
れを防止するには、第４図の顕微鏡組織の模式図（曲げ
割れのミクロクランクの発生状況を示す）に示したよう
なα相の層状組織をなくし、α相とβ相とが均一に分散
した組織を形成して、α相で発生するミクロクラックの
伝播を阻止するのが有効である。
図中、符号１はα相、２はβ相（変態β相）を示し、黒
く塗りつぶした箇所がミクロクランクの発生地点である
。
く塗りつぶした箇所がミクロクランクの発生地点である
。
そこで、さらに、発明者らは上述のような曲げ加工性に
すぐれたＴｉ系材料を確実にかつ工業的規模で製造する
方法についてさらに研究を続けたところ次のような知見
を得た。すなわち、 （ａ）（α＋β）型Ｔｉ合金を高温（α＋、β）温度域
からβ温度域にかけての温度に加熱した後、１ヒートで
所定の加工温度範囲内にて高加工率の熱間加工を施すと
、結晶のＣ軸が、加圧方向とは直角のＴＤ力方向横たわ
った集合組織を有するようになり、曲げ加工性の良好な
素材を得ることができること。
すぐれたＴｉ系材料を確実にかつ工業的規模で製造する
方法についてさらに研究を続けたところ次のような知見
を得た。すなわち、 （ａ）（α＋β）型Ｔｉ合金を高温（α＋、β）温度域
からβ温度域にかけての温度に加熱した後、１ヒートで
所定の加工温度範囲内にて高加工率の熱間加工を施すと
、結晶のＣ軸が、加圧方向とは直角のＴＤ力方向横たわ
った集合組織を有するようになり、曲げ加工性の良好な
素材を得ることができること。
（ｂ）この際に、要すれば、分塊圧延等の鍛練加工を予
め施しておけば、望ましくない凝固マクロ組織を有する
合金塊であってもその組織が微細化され、α相とβ相と
が均一に分散した良好な組織を得ることができ、特定の
結晶のみが冷間圧延時に早期の面割れを発生ずることが
防止され、また熱間加工性も改善されること。
め施しておけば、望ましくない凝固マクロ組織を有する
合金塊であってもその組織が微細化され、α相とβ相と
が均一に分散した良好な組織を得ることができ、特定の
結晶のみが冷間圧延時に早期の面割れを発生ずることが
防止され、また熱間加工性も改善されること。
（ｃ）上述の熱間加工後のＴｉ材料を（α＋β）温度域
の再結晶温度以上の温度で焼鈍すると加工性がさらに良
好になること。
の再結晶温度以上の温度で焼鈍すると加工性がさらに良
好になること。
よって、この発明は、その一つの特徴によれば、極点図
からみて、実質上、六方晶結晶構造のＣ軸が熱間加工方
向および板面法線方向に直交して配置された集合組織を
有し、かつ微細分散組織であることを特徴とする、曲げ
加工性のすぐれたＴｉ系材料の熱間加工板である。
からみて、実質上、六方晶結晶構造のＣ軸が熱間加工方
向および板面法線方向に直交して配置された集合組織を
有し、かつ微細分散組織であることを特徴とする、曲げ
加工性のすぐれたＴｉ系材料の熱間加工板である。
この発明の好適態様にあっては、上記Ｔｉ系材料の熱間
加工板は、六方晶のＣ軸がＴＤ力方向平行に配列された
集合組織を有するとともに、α相とβ相とが層状になら
ずに均一に分散した微細分散組織を有する、曲げ加工性
のすぐれた（α＋β）型Ｔｉ合金の熱間圧延板である。
加工板は、六方晶のＣ軸がＴＤ力方向平行に配列された
集合組織を有するとともに、α相とβ相とが層状になら
ずに均一に分散した微細分散組織を有する、曲げ加工性
のすぐれた（α＋β）型Ｔｉ合金の熱間圧延板である。
好ましくは、上記集合組織はＴＤ力方向ランダム方向に
対するＸ線強度比が５以上であるＴＤ力方向集積した組
織である。
対するＸ線強度比が５以上であるＴＤ力方向集積した組
織である。
さらに、この発明は、別の一つの特徴によれば、８５０
°Ｃ以上、βトランザス以下の温度に加熱し、１ヒート
で、累積圧下率７５％以上、仕上げ温度６００°Ｃ以上
で仕上げ（最終）熱間加工を行い、次いで、６５０°Ｃ
〜７５０℃で焼鈍することを特徴とした、曲げ加工性の
すぐれたＴｉ系材料の熱間加工板の製造方法である。
°Ｃ以上、βトランザス以下の温度に加熱し、１ヒート
で、累積圧下率７５％以上、仕上げ温度６００°Ｃ以上
で仕上げ（最終）熱間加工を行い、次いで、６５０°Ｃ
〜７５０℃で焼鈍することを特徴とした、曲げ加工性の
すぐれたＴｉ系材料の熱間加工板の製造方法である。
なお、ここにＴｉ系材料とは、純Ｔｉ材料、さらにはα
型Ｔｉ合金をも含めてα相とβ相との変態領域を有する
、好ましくは、常温でα相とβ相とが混在する組織を有
するＴｉ合金一般を包含するものであって、代表例とし
て挙げられる（α＋β）型Ｔｉ合金としては、例えばＴ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金、Ｔｉ−６ＡＩ−６Ｖ−３ｎ合金
、あるいはＴ ｉ −６八１−１−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２
合金等がある。
型Ｔｉ合金をも含めてα相とβ相との変態領域を有する
、好ましくは、常温でα相とβ相とが混在する組織を有
するＴｉ合金一般を包含するものであって、代表例とし
て挙げられる（α＋β）型Ｔｉ合金としては、例えばＴ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金、Ｔｉ−６ＡＩ−６Ｖ−３ｎ合金
、あるいはＴ ｉ −６八１−１−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２
合金等がある。
さらに、上記の仕上げ熱間加工は加熱、後の被処理材が
特定温度にまで冷却する間に所定加工率の熱間加工を終
了できるようなものであれば、具体的な加工方式−１例
えば鍛造方式あるいは圧延方式によって制限されること
はなく、そして、圧延の場合にもその圧延の種類を問わ
ず、いずれの圧延方式であっても適用できる。実用的に
は、圧延スピードが速く温度降下が少ないため、タンデ
ム圧延機を使用したいわゆるホットストリップ式熱間圧
延が最も好ましい。
特定温度にまで冷却する間に所定加工率の熱間加工を終
了できるようなものであれば、具体的な加工方式−１例
えば鍛造方式あるいは圧延方式によって制限されること
はなく、そして、圧延の場合にもその圧延の種類を問わ
ず、いずれの圧延方式であっても適用できる。実用的に
は、圧延スピードが速く温度降下が少ないため、タンデ
ム圧延機を使用したいわゆるホットストリップ式熱間圧
延が最も好ましい。
その場合、加工率をできるだけ高くするのが望ましい。
一方、シート方式の熱間圧延の場合は、２枚以上のＴｉ
合金板または炭素鋼板、ステンレス鋼板を重ねあわせて
圧延する重ね圧延（ｐａｃｋ ｒｏｌｌｉｎｇ）が、材
料の被圧延材の材料中心の温度降下を小さくするにも有
効な手段である。
合金板または炭素鋼板、ステンレス鋼板を重ねあわせて
圧延する重ね圧延（ｐａｃｋ ｒｏｌｌｉｎｇ）が、材
料の被圧延材の材料中心の温度降下を小さくするにも有
効な手段である。
この発明にあっては、要すれば、分塊圧延等の鍛練加工
を予め施すが、ここに、鍛練加工とは、分塊圧延に代表
されるような、凝固組織等を改善するために実施される
通常の熱間鍛練加ニ一般を意味するものであって、その
場合、βトランザス以上に加熱後、２０％以上の加工率
で熱間粗加工、つまり熱間鍛練加工を施すのが好ましく
、またその際、加熱は１ヒートでも良いが、２ヒ一ト以
上で且つ加熱温度は熱間加工割れの発生しない範囲で低
温とすることが最終的に得られる熱間加工板の組織を均
一化するのに望ましい。
を予め施すが、ここに、鍛練加工とは、分塊圧延に代表
されるような、凝固組織等を改善するために実施される
通常の熱間鍛練加ニ一般を意味するものであって、その
場合、βトランザス以上に加熱後、２０％以上の加工率
で熱間粗加工、つまり熱間鍛練加工を施すのが好ましく
、またその際、加熱は１ヒートでも良いが、２ヒ一ト以
上で且つ加熱温度は熱間加工割れの発生しない範囲で低
温とすることが最終的に得られる熱間加工板の組織を均
一化するのに望ましい。
かくして、この発明によれば、曲げ加工性にすぐれたＴ
ｉ系材料の熱間加工板およびその製造方法が得られるの
である。
ｉ系材料の熱間加工板およびその製造方法が得られるの
である。
次に、この発明において仕上げ熱間加工の加工条件を上
述のように限定した理由について、実施例に関連させて
、以下さらに詳細に説明する。なお、以下の各実施例に
あってはＴｉ系材料としてＴｉ−６ＡＩ−４Ｖ合金を、
仕上げ熱間加工として熱間圧延を採用しているが、すで
にこれまでの説明から当業者には明らかなように、この
発明はそれらにのみ制限されるものではない。
述のように限定した理由について、実施例に関連させて
、以下さらに詳細に説明する。なお、以下の各実施例に
あってはＴｉ系材料としてＴｉ−６ＡＩ−４Ｖ合金を、
仕上げ熱間加工として熱間圧延を採用しているが、すで
にこれまでの説明から当業者には明らかなように、この
発明はそれらにのみ制限されるものではない。
尖ル拠−上
下掲表に示す組成のＴｉ−６ＡＩ−４Ｖ合金の合金組成
を有する各１ トンの複数のＴｉ合金インゴットを２５
ｍｍ厚にまで鍛造後、得られた鍛造板材を８００〜１０
５０’Ｃの間のそれぞれの温度に大気中で加熱して３０
分保持し、次いで直ちに圧延を開始し、１ヒートで５７
０〜６８０℃の間で熱間圧延を終了し、厚さ３．０ｍｍ
の熱間圧延板を得た。そしてさらに７５０℃で１時間加
熱保持してから空冷して焼鈍処理を施した。熱間圧延の
累積圧下率は８８％であった。
を有する各１ トンの複数のＴｉ合金インゴットを２５
ｍｍ厚にまで鍛造後、得られた鍛造板材を８００〜１０
５０’Ｃの間のそれぞれの温度に大気中で加熱して３０
分保持し、次いで直ちに圧延を開始し、１ヒートで５７
０〜６８０℃の間で熱間圧延を終了し、厚さ３．０ｍｍ
の熱間圧延板を得た。そしてさらに７５０℃で１時間加
熱保持してから空冷して焼鈍処理を施した。熱間圧延の
累積圧下率は８８％であった。
衷 」■ＩＫし
八ｌ Ｖ Ｆｅ ＣＯＮこ
のようにして得られた一連の熱間圧延板について曲げ加
工性を試験した。この曲げ加工性の試験ばＭＩＬ規格（
Ｔ−９０４６Ｈ）で定められた曲げ試験機を使用して、
割れ発生限界における最大曲げ半径（Ｒ）を求めること
によって行い、曲げ指数：Ｒ／ｌ（を二板厚）で表示し
た。結果を第５図にグラフにまとめて示すが、これは曲
げ加工性を加熱温度によってまとめたものである。図示
データから加熱温度８５０°Ｃ以上、仕上げ温度６００
℃以上でＲ／ｌ≧５のすぐれた曲げ加工性が得られるこ
とがわかる。また、熱間圧延板の集合組織の（０００２
）極点図を加熱条件および仕上温度とともに第８図に示
すが、これからも分かるように、加熱温度を８００℃と
した低温圧延を行った場合第２図（ａ）タイプの集合組
織が得られのが分かる。すでに述べたように、このよう
な組織を有する材料については満足のゆく曲げ加工性が
確保されない。加熱温度８５０°Ｃ以上、仕上げ温度６
００℃以上の場合いずれも第３図（ａ）タイプの集合組
織かえられるのがわかる。
のようにして得られた一連の熱間圧延板について曲げ加
工性を試験した。この曲げ加工性の試験ばＭＩＬ規格（
Ｔ−９０４６Ｈ）で定められた曲げ試験機を使用して、
割れ発生限界における最大曲げ半径（Ｒ）を求めること
によって行い、曲げ指数：Ｒ／ｌ（を二板厚）で表示し
た。結果を第５図にグラフにまとめて示すが、これは曲
げ加工性を加熱温度によってまとめたものである。図示
データから加熱温度８５０°Ｃ以上、仕上げ温度６００
℃以上でＲ／ｌ≧５のすぐれた曲げ加工性が得られるこ
とがわかる。また、熱間圧延板の集合組織の（０００２
）極点図を加熱条件および仕上温度とともに第８図に示
すが、これからも分かるように、加熱温度を８００℃と
した低温圧延を行った場合第２図（ａ）タイプの集合組
織が得られのが分かる。すでに述べたように、このよう
な組織を有する材料については満足のゆく曲げ加工性が
確保されない。加熱温度８５０°Ｃ以上、仕上げ温度６
００℃以上の場合いずれも第３図（ａ）タイプの集合組
織かえられるのがわかる。
以上からも明らかなように、熱間加工の際の加熱温度が
８５０°Ｃを下まわる場合、得られる熱間加工板の曲げ
加工性が著しく低下してしまう。一方、この加熱温度が
βトランザス以上の場合（Ｔｉ−６ＡＩ−４Ｖ合金では
βトランザスは９７０〜１０２０℃）、ミクロ組織が粗
大化すると同時にスケール生成量が多（、歩留りが低下
する。
８５０°Ｃを下まわる場合、得られる熱間加工板の曲げ
加工性が著しく低下してしまう。一方、この加熱温度が
βトランザス以上の場合（Ｔｉ−６ＡＩ−４Ｖ合金では
βトランザスは９７０〜１０２０℃）、ミクロ組織が粗
大化すると同時にスケール生成量が多（、歩留りが低下
する。
したがって、この発明にあっては、仕上熱間加工に先立
つ加熱温度は８５０℃〜βトランザスに制限する。
つ加熱温度は８５０℃〜βトランザスに制限する。
なお、熱間加工の仕上げ温度はこの加熱温度と密接な関
係があり、加熱温度によってほぼ定まるものであるが、
その温度が６００℃未満となると曲げ加工の際にＲ／ｌ
が５以上の曲げ加工を加えただけで割れを発生するよう
になることから、この発明では仕上げ温度を６００℃以
上と限定する。
係があり、加熱温度によってほぼ定まるものであるが、
その温度が６００℃未満となると曲げ加工の際にＲ／ｌ
が５以上の曲げ加工を加えただけで割れを発生するよう
になることから、この発明では仕上げ温度を６００℃以
上と限定する。
この発明の好適態様にあっては、本例のように、熱間鍛
造後に冷却することなく、そのまま仕上げ圧延を行うの
が好ましい。
造後に冷却することなく、そのまま仕上げ圧延を行うの
が好ましい。
人里■１
この実施例においても実施例１を繰り返したが、ただし
、この場合、仕上げ熱間圧延に先立つ加熱は９５０℃で
３０分行い、次いで累積圧下率を４０％ないし９２％ま
で変化させ、そして焼鈍処理は７５０°Ｃに１時間加熱
してから空冷して行った。曲げ加工性は前述のように曲
げ指数によって評価した。得られたデータを仕上げ熱間
圧延の累積圧下率でまとめて第６図にグラフで示す。こ
のとき得られた熱間圧延板の集合組織の（０００２）極
点図を累積圧下率とともに第９図に示す。累積圧下率が
４０％あるいは７０％では第２図（ａ）タイプの集合組
織が得られるのが分かる。
、この場合、仕上げ熱間圧延に先立つ加熱は９５０℃で
３０分行い、次いで累積圧下率を４０％ないし９２％ま
で変化させ、そして焼鈍処理は７５０°Ｃに１時間加熱
してから空冷して行った。曲げ加工性は前述のように曲
げ指数によって評価した。得られたデータを仕上げ熱間
圧延の累積圧下率でまとめて第６図にグラフで示す。こ
のとき得られた熱間圧延板の集合組織の（０００２）極
点図を累積圧下率とともに第９図に示す。累積圧下率が
４０％あるいは７０％では第２図（ａ）タイプの集合組
織が得られるのが分かる。
累積圧下率が８０．８５．８８．９２％では、ＴＤ方向
のランダム方位に対するＸ線強度比が、５以上とＴＤ力
向に集積した集合組織を有し、累積圧下率の増加に伴い
その傾向は顕著になる。このように、熱間加工の際の累
積圧下率は、得られる熱間圧延板の曲げ加工性に特に大
きな影響を及ぼす因子であって、累積圧下率の増加につ
れて大きな改善効果を得ることができ、Ｒ／ｌが５以下
の値となる良好な曲げ加工性を示すのは、累積圧下率が
７５％以上である。また、集合組織の面からも、累積圧
下率７５％以上で第３図（ａ）タイプの集合組織となる
のが分かる。
のランダム方位に対するＸ線強度比が、５以上とＴＤ力
向に集積した集合組織を有し、累積圧下率の増加に伴い
その傾向は顕著になる。このように、熱間加工の際の累
積圧下率は、得られる熱間圧延板の曲げ加工性に特に大
きな影響を及ぼす因子であって、累積圧下率の増加につ
れて大きな改善効果を得ることができ、Ｒ／ｌが５以下
の値となる良好な曲げ加工性を示すのは、累積圧下率が
７５％以上である。また、集合組織の面からも、累積圧
下率７５％以上で第３図（ａ）タイプの集合組織となる
のが分かる。
したがって、この発明にあっては、累積圧下率を７５％
以上に制限する。
以上に制限する。
実施例
Ｔｉ−６Ａ１−４Ｖ合金の合金組成を有する各１ トン
の複数のＴｉ合金インゴットを２５ｍｍ厚にまで鍛伸後
、得られた鍛伸板材を９５０°Ｃの温度に大気中で加熱
して３０分保持し、次いで直ちに圧延を開始し、１ヒー
トで６４５℃で熱間圧延を終了し、厚さ３．０ｍｍの熱
間圧延板を得た。そしてさらに６５０℃〜１０５０℃の
間の各温度に１時間加熱保持してから空冷して焼鈍処理
を施した。比較のために熱間圧延ままの材料（ａｓ ｈ
ｏｔ−ｒｏｉｌｅｄ ）も用意した。熱間圧延の累積圧
下率は８８％であった。
の複数のＴｉ合金インゴットを２５ｍｍ厚にまで鍛伸後
、得られた鍛伸板材を９５０°Ｃの温度に大気中で加熱
して３０分保持し、次いで直ちに圧延を開始し、１ヒー
トで６４５℃で熱間圧延を終了し、厚さ３．０ｍｍの熱
間圧延板を得た。そしてさらに６５０℃〜１０５０℃の
間の各温度に１時間加熱保持してから空冷して焼鈍処理
を施した。比較のために熱間圧延ままの材料（ａｓ ｈ
ｏｔ−ｒｏｉｌｅｄ ）も用意した。熱間圧延の累積圧
下率は８８％であった。
曲げ試験の結果を焼鈍温度に対してまとめたものを第７
図にグラフで示す。第７図には同じ（機械的特性につい
ても示す。
図にグラフで示す。第７図には同じ（機械的特性につい
ても示す。
図示データからも分かるように、焼鈍温度がβトランザ
スを越えると（この例では９８０°Ｃ）、曲げ加工性が
急激に低下することが分かるが、これば組織のランダム
化が起こり、熱間圧延で形成された良好な集合組織が破
壊されるためである。し、かじ、焼鈍温度が６５０℃未
満では熱間圧延歪が残留し、好ましくない。また、機械
的特性の点からも高強度Ｔｉ合金としては、ｙｓ ＜降
伏強度）≧８５ｋｇ／ｍｍ２、ＴＳ （引張強度〉≧９
５ｋｇ／ｍｍ２は必要とされていることから、そのよう
な高強度Ｔｔ金合金しての特性を発揮するためには、焼
鈍温度は７５０℃以下とする必要がある。
スを越えると（この例では９８０°Ｃ）、曲げ加工性が
急激に低下することが分かるが、これば組織のランダム
化が起こり、熱間圧延で形成された良好な集合組織が破
壊されるためである。し、かじ、焼鈍温度が６５０℃未
満では熱間圧延歪が残留し、好ましくない。また、機械
的特性の点からも高強度Ｔｉ合金としては、ｙｓ ＜降
伏強度）≧８５ｋｇ／ｍｍ２、ＴＳ （引張強度〉≧９
５ｋｇ／ｍｍ２は必要とされていることから、そのよう
な高強度Ｔｔ金合金しての特性を発揮するためには、焼
鈍温度は７５０℃以下とする必要がある。
したがって、以上を綜合してこの発明においては焼鈍温
度を６５０℃以上、７５０℃以下に限定するのである。
度を６５０℃以上、７５０℃以下に限定するのである。
以上、詳述したように、この発明によれば、極めて簡単
な手段で曲げ加工性の良好なＴｉ系祠材料特に高強度（
α＋β）型Ｔｉ合金熱間圧延板が確実に得られるのであ
り、したがって、例えば、従来殆ど不可能とされていた
（α＋β）型Ｔｉ合金熱間圧延板の工業的規模での量産
を可能にすることができ、かかる種類の合金の用途を飛
躍的に拡大できるなど、この発明は工業上有用な効果を
もたらす。
な手段で曲げ加工性の良好なＴｉ系祠材料特に高強度（
α＋β）型Ｔｉ合金熱間圧延板が確実に得られるのであ
り、したがって、例えば、従来殆ど不可能とされていた
（α＋β）型Ｔｉ合金熱間圧延板の工業的規模での量産
を可能にすることができ、かかる種類の合金の用途を飛
躍的に拡大できるなど、この発明は工業上有用な効果を
もたらす。
第１図は、六方晶金属の結晶方位模式図；第２図（ａ）
および第２図（ｂ）は、それ、ぞれ極点図および結晶方
位模式図； 第３図（ａ）および第３図（ｂ）は、同じくそれぞれ極
点図および結晶方位模式図； 第４図は、顕微鏡組織の模式図； 第５図および第６図は、それぞれ熱間圧延の加熱温度お
よび累積圧下率に対して曲げ指数を示すグラフ； 第７図は、同じく焼鈍温度に対し曲げ指数および機械的
特性を示すグラフ；および 第８図および第９図は、各製造条件に対してそれぞれ示
す（０００２）極点図である。 符号の説明： １：α相 ２：β相 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 抵／ 図 ＩＣ軸 秦２［２］ 毛３圀竿、ｄ−図 ４５凹 萬６ 図 系槓圧下牢と４〕
および第２図（ｂ）は、それ、ぞれ極点図および結晶方
位模式図； 第３図（ａ）および第３図（ｂ）は、同じくそれぞれ極
点図および結晶方位模式図； 第４図は、顕微鏡組織の模式図； 第５図および第６図は、それぞれ熱間圧延の加熱温度お
よび累積圧下率に対して曲げ指数を示すグラフ； 第７図は、同じく焼鈍温度に対し曲げ指数および機械的
特性を示すグラフ；および 第８図および第９図は、各製造条件に対してそれぞれ示
す（０００２）極点図である。 符号の説明： １：α相 ２：β相 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 抵／ 図 ＩＣ軸 秦２［２］ 毛３圀竿、ｄ−図 ４５凹 萬６ 図 系槓圧下牢と４〕
Claims (1)
- （１）極点図からみて、実質上、六方晶結晶構造のＣ軸
が熱間加工方向および板面法線方向に直交して配置され
た集合組織を有し、かつ微細分散組織であることを特徴
とする、曲げ加工性のすぐれたＴｉ系材料の熱間加工板
。 （２１８５０℃以上、βトランザス以下の温度に加熱し
、圧下率７５％以上、仕上げ温度６００℃以上で仕上げ
熱間加工を行い、次いで、６５０℃〜７５０℃で焼鈍す
ることを特徴とした、曲げ加工性のすぐれたＴｉ系材料
の熱間加工板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8923483A JPS59215450A (ja) | 1983-05-23 | 1983-05-23 | Ｔｉ合金の熱間加工板および製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8923483A JPS59215450A (ja) | 1983-05-23 | 1983-05-23 | Ｔｉ合金の熱間加工板および製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59215450A true JPS59215450A (ja) | 1984-12-05 |
| JPH0135915B2 JPH0135915B2 (ja) | 1989-07-27 |
Family
ID=13965052
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8923483A Granted JPS59215450A (ja) | 1983-05-23 | 1983-05-23 | Ｔｉ合金の熱間加工板および製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59215450A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012224935A (ja) * | 2011-04-22 | 2012-11-15 | Kobe Steel Ltd | チタン合金ビレットおよびチタン合金ビレットの製造方法並びにチタン合金鍛造材の製造方法 |
| US9587770B2 (en) | 2011-12-20 | 2017-03-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | α + β type titanium alloy sheet for welded pipe, manufacturing method thereof, and α + β type titanium alloy welded pipe product |
| US9850564B2 (en) | 2011-02-24 | 2017-12-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength α+β titanium alloy hot-rolled sheet excellent in cold coil handling property and process for producing the same |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5825422A (ja) * | 1981-08-05 | 1983-02-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度・高延性チタン合金圧延材の製造方法 |
-
1983
- 1983-05-23 JP JP8923483A patent/JPS59215450A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5825422A (ja) * | 1981-08-05 | 1983-02-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度・高延性チタン合金圧延材の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9850564B2 (en) | 2011-02-24 | 2017-12-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength α+β titanium alloy hot-rolled sheet excellent in cold coil handling property and process for producing the same |
| JP2012224935A (ja) * | 2011-04-22 | 2012-11-15 | Kobe Steel Ltd | チタン合金ビレットおよびチタン合金ビレットの製造方法並びにチタン合金鍛造材の製造方法 |
| US9587770B2 (en) | 2011-12-20 | 2017-03-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | α + β type titanium alloy sheet for welded pipe, manufacturing method thereof, and α + β type titanium alloy welded pipe product |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0135915B2 (ja) | 1989-07-27 |
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