JPS61110756A - チタン合金板の圧延方法 - Google Patents
チタン合金板の圧延方法Info
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- JPS61110756A JPS61110756A JP23134384A JP23134384A JPS61110756A JP S61110756 A JPS61110756 A JP S61110756A JP 23134384 A JP23134384 A JP 23134384A JP 23134384 A JP23134384 A JP 23134384A JP S61110756 A JPS61110756 A JP S61110756A
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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】
本発明は均質な等軸α晶組織を有し、機械的特性に優れ
たチタン合金圧延板の製造方法に関する。
たチタン合金圧延板の製造方法に関する。
一般にチタン合金板の製、造にあたってはチタン合金鋳
塊を製造したのち熱間圧延又は分塊圧延によるインゴッ
トブレイクダウン後、α＋β域で大きな加工度をとって
圧延し、その後再結晶させることにより等軸α晶組織と
することが行なわれている。
塊を製造したのち熱間圧延又は分塊圧延によるインゴッ
トブレイクダウン後、α＋β域で大きな加工度をとって
圧延し、その後再結晶させることにより等軸α晶組織と
することが行なわれている。
例えば特開昭５８−２５４２３においては表面温度を９
８０℃〜７００℃に制御しつつ７０％以上の加工度をと
シ、その後再結晶させることが記載されている。このよ
うにα＋β域で加工を行いその後再結晶させる際にα＋
β域での加工度を大きくとれはそれだけ組織は均質な等
軸晶となると考えられていた。しかしながらこの加工度
の大きさには製造段階における制限があり、またいくら
加工度を大きくとっても等軸α晶とならない組織が残存
し、機械的特性を充分に向上させることができなかった
。
８０℃〜７００℃に制御しつつ７０％以上の加工度をと
シ、その後再結晶させることが記載されている。このよ
うにα＋β域で加工を行いその後再結晶させる際にα＋
β域での加工度を大きくとれはそれだけ組織は均質な等
軸晶となると考えられていた。しかしながらこの加工度
の大きさには製造段階における制限があり、またいくら
加工度を大きくとっても等軸α晶とならない組織が残存
し、機械的特性を充分に向上させることができなかった
。
本発明者らはこの点の研究の結果、最後まで等軸α晶組
纏とならずに残存するα相は前記インゴットブレイクダ
ウンの工程で生じる粒界α相や粗大α＋β１ａｏｎｅｌ
ｌａｒ 相に起因することを知った。
纏とならずに残存するα相は前記インゴットブレイクダ
ウンの工程で生じる粒界α相や粗大α＋β１ａｏｎｅｌ
ｌａｒ 相に起因することを知った。
インゴットブレイクダウンは一般に鍜造又は分塊圧延に
よって行なわれるがチタン合金インゴットの鋳造組織を
破壊し、また変形抵抗を小さくするためにβ変態点以上
に加熱し、とのβ変態点以上の領域で前記鍜造又は分塊
圧延などの加工が行なわれる。そして加工の終了後又は
加工の途中においてβ域からβ変態点を通過してα＋β
域にまで冷却される。このインゴットブレイクダウンの
鍜造又は分塊圧延後あるいは途中の冷却の段階で翫］目
β粒界にそってネットワーク状の粗大粒界α相が析出し
、また旧β粒内にはα＋βｌａｍｅｌｌａｒ 相組織
（板状のα相とβ相の層状組織）が粗大化する。これら
の粒界α相や粗大α＋βｌａｍｅｌｌａｒ 相はその
後に行なわれるα＋β域での圧延および熱処理によって
も完全には消失せず、等軸晶とならないα相の原因とな
っていた。
よって行なわれるがチタン合金インゴットの鋳造組織を
破壊し、また変形抵抗を小さくするためにβ変態点以上
に加熱し、とのβ変態点以上の領域で前記鍜造又は分塊
圧延などの加工が行なわれる。そして加工の終了後又は
加工の途中においてβ域からβ変態点を通過してα＋β
域にまで冷却される。このインゴットブレイクダウンの
鍜造又は分塊圧延後あるいは途中の冷却の段階で翫］目
β粒界にそってネットワーク状の粗大粒界α相が析出し
、また旧β粒内にはα＋βｌａｍｅｌｌａｒ 相組織
（板状のα相とβ相の層状組織）が粗大化する。これら
の粒界α相や粗大α＋βｌａｍｅｌｌａｒ 相はその
後に行なわれるα＋β域での圧延および熱処理によって
も完全には消失せず、等軸晶とならないα相の原因とな
っていた。
そこで本発明者らは優れた等軸α相組織を有し、かつ機
械特性に優れたチタン合金板を製造する丸めに （１） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分
塊圧延″によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域に
おいて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれを
β変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷す
ることを特徴とするチタン合金板の製造方法 （２ン α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分
塊圧延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域にお
いて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ
変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、
さらにこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で
圧延を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方法 （３） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分
塊圧延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域にお
いて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ
変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、
さらにこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で
圧延を行い、続いてこの圧延後焼鈍、溶体化時効処理等
の熱処理を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方
法（４） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は
分塊圧延によりスラブを製造し、該スラブをβ変態点−
３０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率
２０％以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃
〜β変態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／
ｒｎｌｎ以上の冷却速度で冷却を行い、さらにこれをβ
変態点−３０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断
面減少率７０％以上の圧延を行うことを特徴とするチタ
ン合金板の製造方法 （５） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分
塊圧延によルスラプを製造し、該スラブをα＋β域にお
いて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ
変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、
さらにこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で
圧延を行い、続いてこの圧延後６９０〜９５０℃の間で
００３〜８時間の焼鈍を行うことを特徴とするチタン合
金板の製造方法 （６ン α＋β型チタン合金イ′ンゴットの鍜造又は
分塊圧延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域に
おいて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれを
β変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し
、さらにこれをα＋β域において断面減少率４０％以上
で圧延を行い、続いてこの圧延後８４０〜１０３０℃の
間でα１７〜２時間の溶体化処理を行い、その後水焼き
入れし、更に４６０〜７００℃で２〜２４時間の時効処
理を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方法（７
） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをβ変態点−３０℃
〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率２０％
以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃〜β変
態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度で冷却を行い、さらにこれをβ変態点−５
０”Ｃ〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率
７０％以上の圧延を行い絖いてこの圧延後６９０〜９５
０℃の間でｃＬａＳ〜８時間の焼鈍を行うことを特徴と
するチタン合金板の製造方法 （８） α＋β＋１クチタフインゴットの鍜造又は分
塊圧延によルスラプを製造し、該スラブをβ変態点−５
０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率２
０％以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃〜
β変態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／ ｍ
Ｉｎ以上の冷却速度で冷却を行い、さらにとれをβ変態
点−３０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減
少率７０％以上の圧延を行い続いてこの圧延後８４０〜
１０３０℃の間で１１７〜２時間の溶体化処理を行い、
その後水焼き入れし、更に４６０〜７００℃の間で２〜
２４時間の時効処理を行うことを特徴とするチタン合金
板の製造方法 を開発した。
械特性に優れたチタン合金板を製造する丸めに （１） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分
塊圧延″によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域に
おいて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれを
β変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷す
ることを特徴とするチタン合金板の製造方法 （２ン α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分
塊圧延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域にお
いて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ
変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、
さらにこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で
圧延を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方法 （３） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分
塊圧延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域にお
いて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ
変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、
さらにこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で
圧延を行い、続いてこの圧延後焼鈍、溶体化時効処理等
の熱処理を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方
法（４） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は
分塊圧延によりスラブを製造し、該スラブをβ変態点−
３０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率
２０％以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃
〜β変態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／
ｒｎｌｎ以上の冷却速度で冷却を行い、さらにこれをβ
変態点−３０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断
面減少率７０％以上の圧延を行うことを特徴とするチタ
ン合金板の製造方法 （５） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分
塊圧延によルスラプを製造し、該スラブをα＋β域にお
いて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ
変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、
さらにこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で
圧延を行い、続いてこの圧延後６９０〜９５０℃の間で
００３〜８時間の焼鈍を行うことを特徴とするチタン合
金板の製造方法 （６ン α＋β型チタン合金イ′ンゴットの鍜造又は
分塊圧延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域に
おいて断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれを
β変態点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し
、さらにこれをα＋β域において断面減少率４０％以上
で圧延を行い、続いてこの圧延後８４０〜１０３０℃の
間でα１７〜２時間の溶体化処理を行い、その後水焼き
入れし、更に４６０〜７００℃で２〜２４時間の時効処
理を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方法（７
） α＋β型チタン合金インゴットの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをβ変態点−３０℃
〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率２０％
以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃〜β変
態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度で冷却を行い、さらにこれをβ変態点−５
０”Ｃ〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率
７０％以上の圧延を行い絖いてこの圧延後６９０〜９５
０℃の間でｃＬａＳ〜８時間の焼鈍を行うことを特徴と
するチタン合金板の製造方法 （８） α＋β＋１クチタフインゴットの鍜造又は分
塊圧延によルスラプを製造し、該スラブをβ変態点−５
０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率２
０％以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃〜
β変態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／ ｍ
Ｉｎ以上の冷却速度で冷却を行い、さらにとれをβ変態
点−３０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減
少率７０％以上の圧延を行い続いてこの圧延後８４０〜
１０３０℃の間で１１７〜２時間の溶体化処理を行い、
その後水焼き入れし、更に４６０〜７００℃の間で２〜
２４時間の時効処理を行うことを特徴とするチタン合金
板の製造方法 を開発した。
前記においてスラブをα＋β域において断面減少率１０
％以上の圧延を行う工程及びその後β変態点〜β変態点
＋１５０℃に加熱保持した後、急冷する工程は、インゴ
ットブレイクダウンの工程で生じた粒界α相や粗大ａ＋
β１ａｍ６１１ａｒ 相を消失させる工程である。す
なわちα＋β域で断面減少率１０％以上の圧延により内
部歪をたくわえ、この内部歪をたくわえた状態でβ変態
点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持後急冷して粒界α相
や粗大α＋βｌａｍｌ！１ｌａｒ 相を消失させる。
％以上の圧延を行う工程及びその後β変態点〜β変態点
＋１５０℃に加熱保持した後、急冷する工程は、インゴ
ットブレイクダウンの工程で生じた粒界α相や粗大ａ＋
β１ａｍ６１１ａｒ 相を消失させる工程である。す
なわちα＋β域で断面減少率１０％以上の圧延により内
部歪をたくわえ、この内部歪をたくわえた状態でβ変態
点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持後急冷して粒界α相
や粗大α＋βｌａｍｌ！１ｌａｒ 相を消失させる。
前記のようにα＋β域で断面減少率１０％以上の加工を
行なわなけれは、次のβ変態点以上の加熱でβ相の微細
化がなされず、以降の工程で粒界α相が析出する。
行なわなけれは、次のβ変態点以上の加熱でβ相の微細
化がなされず、以降の工程で粒界α相が析出する。
加工温度はα＋β域であれば特に限定する必要はないが
、低温程効果は大きい。しかしあｔ）温度が低いと表面
割れを生ずるおそれ、があるためβ変態点−３０℃〜β
変態点−２５０℃程度の範囲が好ましい。
、低温程効果は大きい。しかしあｔ）温度が低いと表面
割れを生ずるおそれ、があるためβ変態点−３０℃〜β
変態点−２５０℃程度の範囲が好ましい。
最初のα＋β域における圧延後β変態点以上に加熱する
ことが必要なわけであるが、この温度が高すぎるとβ粒
の粗大化が起きるためβ変態点〜β変慈点＋１５０℃に
加熱保持する必要がある・好ましくはβ変態点＋２０℃
〜β変態点＋８０℃である０この加熱保持後の冷却にお
いて、徐冷すると粒界α相や粗大α＋βｌａｍｅｌｌａ
ｒ 相が発達するので、これらを防止するために急冷
する必要がある。本研究によれば実用上問題とならない
ような組織を得るためには２０℃／ｍ１ｎ以上の冷却速
度で冷却する必要があることが分った。前記α＋β域に
おける１０％以上の圧延およびβ変態点〜β変態点＋１
５０℃の加熱保持ならびに急冷を終了した段階でチタン
合金材の組織はマルテンサイト（α′）組織又は微細な
α＋βｌａｍｅｌｌａｒ Ｆ！Ｉ組織となる。このよう
な組織は次の工程であるα＋β域の圧延とその後の熱処
理により容易に均質な等＠ａα晶織となる。この工程に
おける圧延温度はα＋β域であれば特に限定する必要は
ないが、変態点直下では加工熱によって圧延中にβ変態
点以上となる可能性があ）、また温度が低すぎると割れ
を生ずるためβ変態点−３０′Ｃ〜β変態点−２５０″
Ｃ程度の範囲が好ましい。等軸α晶組織化のメカニズム
としては、前記圧延工程において内部歪をたくわえ、こ
れをドライビングフォースとしてさらに次の熱処理で再
結晶させるものである。均質な等軸α晶組織を得るため
には前記圧延の加工度を断面減少率４０％以上とする必
要がｉｈシ、そして好ましくは断面減少率７０〜９０％
の圧延を行う。
ことが必要なわけであるが、この温度が高すぎるとβ粒
の粗大化が起きるためβ変態点〜β変慈点＋１５０℃に
加熱保持する必要がある・好ましくはβ変態点＋２０℃
〜β変態点＋８０℃である０この加熱保持後の冷却にお
いて、徐冷すると粒界α相や粗大α＋βｌａｍｅｌｌａ
ｒ 相が発達するので、これらを防止するために急冷
する必要がある。本研究によれば実用上問題とならない
ような組織を得るためには２０℃／ｍ１ｎ以上の冷却速
度で冷却する必要があることが分った。前記α＋β域に
おける１０％以上の圧延およびβ変態点〜β変態点＋１
５０℃の加熱保持ならびに急冷を終了した段階でチタン
合金材の組織はマルテンサイト（α′）組織又は微細な
α＋βｌａｍｅｌｌａｒ Ｆ！Ｉ組織となる。このよう
な組織は次の工程であるα＋β域の圧延とその後の熱処
理により容易に均質な等＠ａα晶織となる。この工程に
おける圧延温度はα＋β域であれば特に限定する必要は
ないが、変態点直下では加工熱によって圧延中にβ変態
点以上となる可能性があ）、また温度が低すぎると割れ
を生ずるためβ変態点−３０′Ｃ〜β変態点−２５０″
Ｃ程度の範囲が好ましい。等軸α晶組織化のメカニズム
としては、前記圧延工程において内部歪をたくわえ、こ
れをドライビングフォースとしてさらに次の熱処理で再
結晶させるものである。均質な等軸α晶組織を得るため
には前記圧延の加工度を断面減少率４０％以上とする必
要がｉｈシ、そして好ましくは断面減少率７０〜９０％
の圧延を行う。
熱処理としては圧延後６９００〜９５０℃の間でα０３
〜８時間の焼鈍を行うか又は８４０〜１０３０℃の間で
１１７〜２時間の溶体化処理後水焼入れし、更に４６（
１〜７００℃の間で２〜２４時間の溶体化処理が行なわ
れる。
〜８時間の焼鈍を行うか又は８４０〜１０３０℃の間で
１１７〜２時間の溶体化処理後水焼入れし、更に４６（
１〜７００℃の間で２〜２４時間の溶体化処理が行なわ
れる。
以上の本発明の方法により、従来の単にα＋β域で大き
な加工度をとる場合に比べて、ミクロ組織は均質微細化
し、等軸α晶とならない組織は殆んど消失し、さらに旧
β粒径も微細化する。
な加工度をとる場合に比べて、ミクロ組織は均質微細化
し、等軸α晶とならない組織は殆んど消失し、さらに旧
β粒径も微細化する。
この結果、機械特性において、強度面、延性面いずれも
改善された。
改善された。
次に本発明の実施例について説明する。
実施例
代表的なα＋β型チタン合金であるＴｌ−６人１−４ｖ
合金における本発明の実施例及び他工程の比較結果を第
１表に示す。
合金における本発明の実施例及び他工程の比較結果を第
１表に示す。
試験材のβ変態点は１０００℃であった。５５０−Ｓの
インゴットよシ分塊圧延によｌ） ｊ ７ Ｑ ｍ ｔ
のスラブを製造した。このスラブよ）第１表に示し九人
〜Ｃの一連の工程による圧延を行った。圧延後の熱処理
（ａＴ人処塩）は、１２鵡（ｔ）Ｘ１２５１ｍ１ｋ（Ｊ
） Ｘ ６０■←）の板で行つ九。引張試片は平行部５
Ｌ ７５ｗｈｌ ｘ ＧＬ Ｓ ５ｍｌのものを用いた
・非等軸α晶の発生率は、圧延平行断面（Ｌ−Ｚ面）に
おいて、任意に７０ケ所のミクロ組織写真を撮影し、そ
の中で明らかに等軸となっていないα晶が観察され九写
真の割合で示した。
インゴットよシ分塊圧延によｌ） ｊ ７ Ｑ ｍ ｔ
のスラブを製造した。このスラブよ）第１表に示し九人
〜Ｃの一連の工程による圧延を行った。圧延後の熱処理
（ａＴ人処塩）は、１２鵡（ｔ）Ｘ１２５１ｍ１ｋ（Ｊ
） Ｘ ６０■←）の板で行つ九。引張試片は平行部５
Ｌ ７５ｗｈｌ ｘ ＧＬ Ｓ ５ｍｌのものを用いた
・非等軸α晶の発生率は、圧延平行断面（Ｌ−Ｚ面）に
おいて、任意に７０ケ所のミクロ組織写真を撮影し、そ
の中で明らかに等軸となっていないα晶が観察され九写
真の割合で示した。
第１表中の工程＆１．２は本発明工程によるものであシ
、工程ＭＳ、４．５の比較工程は、いずれかの点で本発
明工程を満足していないものである。
、工程ＭＳ、４．５の比較工程は、いずれかの点で本発
明工程を満足していないものである。
第１表から明らかなように、本発明方法による工程Ａ１
．２については、比較法（工程Ａ３．４、５）と比べて
、非等軸α晶の発生率が大巾に低く、強度及び延性面で
優れている。
．２については、比較法（工程Ａ３．４、５）と比べて
、非等軸α晶の発生率が大巾に低く、強度及び延性面で
優れている。
Claims (8)
- （１）α＋β型チタン合金インゴツトの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域において
断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ変態
点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷すること
を特徴とするチタン合金板の製造方法。 - （２）α＋β型チタン合金インゴツトの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域において
断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ変態
点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、さら
にこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で圧延
を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方法。 - （３）α＋β型チタン合金インゴツトの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域において
断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ変態
点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、さら
にこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で圧延
を行い、続いてこの圧延後焼鈍、溶体化時効処理等の熱
処理を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方法。 - （４）α＋β型チタン合金インゴツトの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをβ変態点−３０℃
〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率２０％
以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃〜β変
態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度で冷却を行い、さらにこれをβ変態点−３
０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率７
０％以上の圧延を行うことを特徴とするチタン合金板の
製造方法。 - （５）α＋β型チタン合金インゴツトの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域において
断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ変態
点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、さら
にこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で圧延
を行い、続いてこの圧延後６９０〜９５０℃の間で０．
０３〜８時間の焼鈍を行うことを特徴とするチタン合金
板の製造方法。 - （６）α＋β型チタン合金インゴツトの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをα＋β域において
断面減少率１０％以上で圧延を行い、次にこれをβ変態
点〜β変態点＋１５０℃に加熱保持した後急冷し、さら
にこれをα＋β域において断面減少率４０％以上で圧延
を行い、続いてこの圧延後８４０〜１０３０℃の間で０
．１７〜２時間の溶体化処理を行い、その後水焼き入れ
し、更に４６０〜７００℃で２〜２４時間の時効処理を
行うことを特徴とするチタン合金板の製造方法。 - （７）α＋β型チタン合金インゴツトの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをβ変態点−３０℃
〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率２０％
以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃〜β変
態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度で冷却を行い、さらにこれをβ変態点−３
０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率７
０％以上の圧延を行い続いてこの圧延後６９０〜９５０
℃の間で０．０３〜８時間の焼鈍を行うことを特徴とす
るチタン合金板の製造方法。 - （８）α＋β型チタン合金インゴツトの鍜造又は分塊圧
延によりスラブを製造し、該スラブをβ変態点−３０℃
〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率２０％
以上の圧延を行い、次にこれをβ変態点＋２０℃〜β変
態点＋８０℃の間に加熱保持した後、２０℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度で冷却を行い、さらにこれをβ変態点−３
０℃〜β変態点−２５０℃の間の温度にて断面減少率７
０％以上の圧延を行い続いてこの圧延後８４０〜１０３
０℃の間で０．１７〜２時間の溶体化処理を行い、その
後水焼き入れし、更に４６０〜７００℃の間で２〜２４
時間の時効処理を行うことを特徴とするチタン合金板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23134384A JPS61110756A (ja) | 1984-11-05 | 1984-11-05 | チタン合金板の圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23134384A JPS61110756A (ja) | 1984-11-05 | 1984-11-05 | チタン合金板の圧延方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61110756A true JPS61110756A (ja) | 1986-05-29 |
Family
ID=16922143
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23134384A Pending JPS61110756A (ja) | 1984-11-05 | 1984-11-05 | チタン合金板の圧延方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61110756A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01222038A (ja) * | 1988-02-29 | 1989-09-05 | Mitsubishi Metal Corp | 高強度および高靭性を有するα＋β型Ｔｉ合金部材の製造法 |
| US7708845B2 (en) * | 2003-08-25 | 2010-05-04 | The Boeing Company | Method for manufacturing thin sheets of high strength titanium alloys description |
| CN104526289A (zh) * | 2014-12-02 | 2015-04-22 | 芜湖福司精密模具有限公司 | 一种抽水机传动轴的制造方法 |
| JP2021028408A (ja) * | 2019-08-09 | 2021-02-25 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金板及び自動車用排気系部品 |
-
1984
- 1984-11-05 JP JP23134384A patent/JPS61110756A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01222038A (ja) * | 1988-02-29 | 1989-09-05 | Mitsubishi Metal Corp | 高強度および高靭性を有するα＋β型Ｔｉ合金部材の製造法 |
| US7708845B2 (en) * | 2003-08-25 | 2010-05-04 | The Boeing Company | Method for manufacturing thin sheets of high strength titanium alloys description |
| CN104526289A (zh) * | 2014-12-02 | 2015-04-22 | 芜湖福司精密模具有限公司 | 一种抽水机传动轴的制造方法 |
| JP2021028408A (ja) * | 2019-08-09 | 2021-02-25 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金板及び自動車用排気系部品 |
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