JPS5925963A - Ｔｉ合金冷延板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、Ｔｉ−６Ａｔ−４Ｖ合金で代表される（α
十β）型Ｔ】合金の冷延用熱延板を製造する方法に関す
るものである。

一般に、（α十β）型Ｔ】合金は、Ｔ１材料特有のすぐ
れた耐食性と高い比強度を備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、Ｔ１月料の中では
最も多針に使用されているものであシ、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
激な増加傾向をみせている上、種々の新たな用途の開廃
も期待されているなど、工業用相和として益々重要性を
増している相別の一つである。

しかしながら、この（α十β）型Ｔｉ合金には、冷間加
工性、特に冷延性が純Ｔｉや他のＴｉ合金に比べて極め
て劣っているという決定的な欠点が存在していた。した
がって、（α十β）型Ｔｉ合金板相としては、切板全熱
延するといういわゆるシート方式熱延による熱間加工拐
がどうにか得られるのみで、各方面からの強い要望がな
されているにもかかわらず、工業的に冷延薄板を製造す
る方法に関する報告はこれまで全くなされていなかった
のである。

本発明者等は、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ＪＩＪＪ待される（
α＋β）型Ｔ１合金の冷延板を工業的規模でｒｌＹｃ実
に製造できる方法を見出すべく、そしてそのためには寸
ず（α＋β）型Ｔｉ合金の冷延性が劣る原因を解明ず・
べきであるとの観点に立って、診（α＋β）型Ｔ１合金
の冷延性に関する基礎的な研究に１１父りポ且んたので
ある。

金属仙泊１の冷延性が劣る場合に考えられる一般的な原
因としては、 Ｑ）　素拐自体の延性不足、 ■　累月自体の靭性不足、 ■　素イΔ中に介在物等が存在していること、■　累月
中に割れ等の欠陥か存在していること、等が考えられる
が、（α＋β）型Ｔｉ合金ＩＶ（ｔｒｉ、上記Ｏ）及び
■に示すような延性や靭性不足という点からの／ｉｉ　
ｌｉｔ割れ原因の説明は十分にあて幻、寸らず、寸だ素
材中の介在物や割れ等の欠陥についても詳細に調査した
がその存在′ｆ：認めることかできなかった。

そこで、（α＋β）型Ｔｉ合金冷死時に発生する割れを
詳細に観察した結果、第１図に示すような特異な割れ方
を呈し、テール割れ（トップ、ボトム割れ）２、エツジ
割れ３、及び平面割れ４がほぼ同時に発生することがわ
かった。なお、第１図において杓号１ｉｌ−１，被Ｉｔ
延口を示している。そして、割れは圧延の進行とともに
板面に対して４５°方向に進展して行くということも確
認された。

このように、冷延時に発生する割れが最大剪断応力面に
沿った割れであることや、通常、圧縮Ｌｂ力が加わるの
で簡単には割れないはずの平面部からも割れが発生して
いることなどから、割れ原因は延性不足ではなく、結晶
方位、すなわち集合絹麟に起因するものであるとの推定
が本発す」渚等によってなされるに至ったのである１゜ そこで、さらに、上記割れ部周囲のミクロ組識を観察し
たところ、第２図に模式図１で示すように、クラックは
板面と約３００〜４５°の角度をなす方向件をもって稠
密六方晶（ｈｃｐ）のα相部で発生し、これが体心立方
昌＾（ＢＣＣ）のβ相部へ伝播していくことが明らかと
なった。

そして、冷延性の劣る（α＋β）型Ｔｉ合金熱延板のα
相について（０００２）極点図（ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅ
）を調べたところ、第３図（ａ）に示すように、六方晶
底面（０００２）が板面からＴ　Ｉ）方向（圧延方向と
直角方向）に約４　ｏｏｆｌ、＋’ｉいたところにピー
クを持っており、第３図（ｂ）の結晶方位し１に示ずＣ
４ＱＩ＋が板面に対して垂直方向に位置する結晶がかな
り多く存在することが確認されたのである。

このようなことから、（α＋β）型Ｔｉ合金の冷延性を
考察することによって、 （１）　　塑性変形を支配する主ノーベり系は、六方晶
金属にあっては第５図に示すように、 （０００１，）＜１１フ（１゛＞、（１０１０１＜１１
〕ｏ＞　　。

（，１０〒］）＜１．１２０＞のみであり、したがって
すべり方向はいずれも底面上にあるので、底面とは垂１
貞方向の変形は、変形に有効な分ＩＱイ剪断応力がゼロ
となるので不能であり、例えば第３図のように底面から
いくぶん傾斜した方向の変形でも（全めて困知１となる
、 （２）シかしながら、第４図の極点図〔第４図（ａ）〕
並びに結晶力位図〔第４図（ｂ）〕に示すようにＣ！１
１ｉｉＮがＴＤ力方向横たわった集合組織をもつ口材ば
、すべり系のうち必ず１つ以」二が板厚方向の変形に対
して有効に働き、冷延性が良好である、（３）　′また
、（α＋β）型Ｔｉ合金の冷延の際の割れを防止するに
は、第２図に示したようなα相の層状組ｉｔなくシ、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
生するミクロクランクの伝播を耐重するのが有効である
、 以北、ｉｌｌ〜（３）に示す如き結論を得たのである。

そこで、本発明者晴は、上述のような結論だ基づいて、
冷間加工性が良好で、加工の際に割れを発生することな
く高品質の（α＋β）型Ｔ】合金冷延板を製造すべく、
特に、結晶のＣ軸かＴＤ力方向横たわった集合組織を有
するとともに、α相とβ相とが層状にならすに均一に分
散した組織を有する冷延用（α＋β）型Ｔｉ合金熱延板
を、確実に、かつ工業的規模で製造することを目ざして
さらに研究を重ねた結果、以下（ａｔ〜（Ｃ）に示す如
き知見を得たのである。す々わち、 （ａ）（α＋β）型］゛ｉ１合金高温（α１＝β）域か
らβ域にかけての温度に加熱した後、所定の加工ｍ＋　
度範囲内にて高加工率の熱間加工を施すと、結晶のｃ　
ｑ！ｌｈが、加圧方向とけ直角の方向に留・たわった集
合組織を有するようになり、冷間加工セトの良好な素材
を得ることができること、 （１〕）　　この除に、（α十／夕）型Ｔｉ合金に、分
塊圧延等の鍛練加工を施しておけば、不都合な凝固マク
ロ組織を有するＴｉ合金塊であってもその組織が微細化
され、α相とβ相とか均一に分散した良りｒな１１ｉｎ
織を得ることができ、特定の結晶のみか冷延時に早期の
面割れを発生することが防止され、１だ熱間加工性も改
善されること、 （ｃ）　　前記熱間加工後の材りをβ変態点以下の温度
で焼鈍すると冷延加工性がさらに良好になること。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって
、（α十β）型Ｔｉ合金に鍛練加工を施した後、 加熱温度：８００〜１１００℃、 累積圧下率：５０％以上、 終止温度＝６５０℃以上、 の連続熱間加工を施、し、さらにβ変態点以下の温度で
焼鈍することによって、冷間圧延によっても割れを発生
することがなく、高品質の冷延板を製造することのでき
る（α十β）型Ｔ１合金熱延板を製造することに％徴を
有するものである。

なお、この発明における（α十β〕型Ｔ１合金とは、例
えば、Ｔｉ　−６Ａ４−４　Ｖ　、　Ｔｉ−６Ａｔ−６
Ｖ−８ｎ、あるいはＴｉ　−６ＡＡ　−２Ｓｎ　−４Ｚ
ｒ−２Ｍ。

等の如き、常温てα相とβ相とが混在する組織を有する
Ｔｉ合金のすべてを意味するものであって、特定の種類
のものに限定されるものでないことはもちろんのことで
ある。。

また、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
工を意味するものであることも轟然のことであり、この
場合、β変態点以上に加熱後、２０％以上の加工率で熱
間加工を施すのが好ましく、また加熱はｌヒートでも良
いし、或すは２ヒ一ト以上でも何ら差支えがな−い。

さらに、連続熱間加工は、加熱後の被処理材が特定温度
まで冷却する間に滴定加工率のｐ１間加工を終了できる
ようなものであれば（鍛造や圧延等の加工方式、或いは
圧延の場合であればその圧延のオ」１類等を問わず、い
ずれの方法でも適用することができ、「連続」はそのた
めに欠くことのできないものであるが、実用的には、タ
ンデム圧延機を使用したいわゆるホラトス）　ＩＪフッ
１熱延が、圧延スピードが速いために温度降下が少なく
、更に加工熱も利用できるので最も好ましい。そしてこ
の場合、加工率をできるだけ大きくすることが幻、結果
につながるものである。

つぎに、この発明の冷延用（α十β）型Ｔｉ合金熱延板
の製造方法において、連続熱間加工の際の加熱温度、累
積圧下率、及び加工終止（ｂ７．度、並びに焼鈍温度を
上記のように限定した理由を説明す熱間加工の際の加熱
温度が８００℃を下まわったシ、あるいは逆に１１００
’Ｃを越えた場合には、いずれも、得られる熱延板の冷
間加工付が低下してしまって、３０％程度の圧下率で冷
間加工しても割れを発生するようになるので、その温度
を８００〜１１００℃と定めた。

第６図は、冷延性に及ぼす熱間加熱温１斐の影響を示す
＆！図であり、Ｔｉ−６ＡＩ−−４Ｖの成分組成を有す
る１トンのＴｉ合金インゴットの複数個を２５問胴厚で
鍛造後、これらの素口を８００〜］、　１００％の間の
それぞれの温度に大気中で加熱して３０　。

分保持した後直ちに圧延を開始し、６００〜８５０℃の
間で熱延金終了し、８５０℃で５分間加熱保持してから
空冷するという焼鈍処理を施したものの冷延限界を調査
したものである。

なお、このときの連続熱延のＡ’ススケヅユールは、 ２５ｔ→１７ｔ→１２ｔ→８．５Ｌ→６．Ｏｔ→４．２
ｔ→３．Ｏｔ。

で、累積圧下率が８８％であった。

そして、冷延限界の調査は、ロール径か３８０ｍｍの２
ハイロールを使用して行い、テール割れ、エソソ割れ、
及び而割れの発生限界川下率を求めることによって行っ
た１Ｊ 第６図に示される結果からも、加熱６１１五度は８０（
１〜１１００℃の′範囲が良好であることがわかり、９
、ｆ丑しくＩｄ８５０〜β変態点（！−）７　（１℃）
程度で確実に良好な結果を得られることが明らかである
。７６Ｄ　　累積圧下率 熱間加工の際の累積圧下率は、イ４）られる熱延板の冷
延性に特に大きな影響を及ぼすものであって、累積圧下
率の増加につれて大きな改色効′Ａ！：をイ（）ること
かでき、冷延の際に割れを発生しない冷延圧下率の限界
、すなわち冷延限界か、３０％以北の（ｉｔ、ｉを示す
良好な冷延性は、累積川下率か５０％未満では達成する
ことができない。したかつて、累４；ｌ＋ｌ用下率金５
０係以上と定めた。

第７図は、冷延面割れ限界圧下率に及はす最終熱延累！
ｊｔ用下率の影響を示す線図である。これは第６図での
場合と同様の熱延素桐の板厚を変化させて、最終ヒート
時の累積圧下率の影響を調べたもので、試験条件は、 加熱ｉａｌ！：Ｊ０５０℃Ｘ３０分、 累積圧下率＝ｌＯ〜８８％、 焼鈍温度：８５０Ｘ５分後空冷、 であった、。

第７図に示す結果からも、５０％以上の累積川下率の範
囲で良好な結果ｆＩ：得られることがわかる。

りＩＤ　　加工終止温度 加工終止温度は加熱温度と密接な関係があシ、加熱温度
によってほぼ定まるものであるが、その温度が６５０℃
未満となると、冷延の際に３０％程度の圧下率の圧下を
加えただけで割れを発生するようになることから、その
温度’ｔ６５０℃以」二と定めた。

ｑｖ）　　熱延板の焼鈍温度 焼鈍温度がβ変態点を越えると、細織のランダム化が起
り、熱延で形成された良好な集合組織が破壊され、冷延
性の低下を招くようになることがら、焼鈍温度をβ変明
点以上と定めた。

第８図は、冷延面割れ限界川下率に及ぼす熱延板焼鈍温
度の影響を調べて線図化したものであるが、このときの
試験条件は次のようなものであった。

熱延素材：　Ｔｉ−６Ａｔ−４Ｖの成分組成を有す名１
＋−ンインゴットを、厚さが１０ 胴になるまで鍛伸したもの、 加熱６度：１０５０℃、 パススケジュール：１０ｔ→８Ｌ→６Ｌ→５Ｌ−４，５
ｔ。

累積圧下率：５５％、 圧延終止温度ニア８０℃、 焼鈍温度二６５０〜１０５０℃。

第８図に示す結果からも、焼鈍温度かβ変態点（９７０
℃）を越えると、冷延性が急激に低下することがわかる
。

そして、以上に述べた温度等の限定理由の具体的な説明
により、この発明の冷延用（α＋β）型熱延板の製造方
法の具体的な実施手段も明確であるものと思われる。

上述のように、この発明によれば、極めて簡単な手段で
、冷延性の良好な（α＋β）型Ｔｉ合金熱延板を確実に
得ることができ、これまでほとんど不可能とされていた
（α＋β）型Ｔｉ合金冷延薄板の工業的規模での量産を
可能とし、前記合金の用途を飛躍的に拡大できるなど、
工業上有用な効果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図はＴｉ合金冷延板における冷延割れ発生状況の模
式図、第２図は冷延時のミクロクラックの発生状況を示
す模式図、第３図は冷延不可能Ｔｉ合金口の極点図及び
結晶方位図であシ、第３図（ａ）はその（り点図、第３
図（ｂ）はその代表的結晶方位模式図、第４図は冷延可
能Ｔ１合金材の極点図及び結晶方位図であり、第４図（
ａ）はその極点図、第４図（ｂ）はその代表的結晶方位
模式図、第５図は純チタンのすべり系を示す模式図１、
第６図は冷延限界圧下率に及ぼす熱延温度の影響を示す
模式図、第７図は冷延面割れ限界圧）率に及ぼす最終熱
延累積圧下率の影響を示す線図、第８図は冷延面割れ限
界Ｈ二下率に及ぼす焼鈍温度の影響を示す線図である。 。 Ｉン」而において、 ］・・・波圧延材、　　　２・・・テール割れ、３・・
エツジ割れ、　　４・・・平面割れ、５　・・１１．延
板而。 出願人　　住友金属工業株式会社 代理人　　　富　　１）　和　　夫　　ほかＪ名≠１図 第２図 学３囚　　　　　　　第４図 第５図 詩延囮界、ＩｆＴ手（％） ・＋延ＩＩＩ？界μ下辛（％）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （α十β）型Ｔｉ合金に鍛練加工を施した後、加熱温度
   ：８００〜１１００℃、 累積圧下率：５０％以上、 終止温度＝６５０℃以上、 の連続熱間加工を施し、さらにβ変態点以下の温度で焼
   鈍することを特徴とする冷延用（αトβ）型Ｔｉ合金熱
   延板の製造方法。