JPS61159564A - 等軸細粒の(α+β)2相組織を有するチタン合金材の製造方法 - Google Patents
等軸細粒の(α+β)2相組織を有するチタン合金材の製造方法Info
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- JPS61159564A JPS61159564A JP60785A JP60785A JPS61159564A JP S61159564 A JPS61159564 A JP S61159564A JP 60785 A JP60785 A JP 60785A JP 60785 A JP60785 A JP 60785A JP S61159564 A JPS61159564 A JP S61159564A
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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】
(産業上の利用分野)
本発明はチタン合金材、特にTi −6% A/ −4
%V合金材の製造方法に関するものである。
%V合金材の製造方法に関するものである。
(従来の技術)
一般にチタン合金はすぐれた耐食性を示すと共に高温度
まで高い比強度(強度を密度で割った値)を示す交め、
航空機、潜水船はもちろん化学反応容器、熱交換器や低
圧力タービン翼材等広範囲に部用されつつある。本発明
で扱うTi−6%A/ −4チv合金はチタン合金の内
でも強度・延性等で代表される機械的性質や、溶接性、
加工性等に優れている之めに最も使用頻度の高い合金の
一つである。
まで高い比強度(強度を密度で割った値)を示す交め、
航空機、潜水船はもちろん化学反応容器、熱交換器や低
圧力タービン翼材等広範囲に部用されつつある。本発明
で扱うTi−6%A/ −4チv合金はチタン合金の内
でも強度・延性等で代表される機械的性質や、溶接性、
加工性等に優れている之めに最も使用頻度の高い合金の
一つである。
しかしながら、このチタン合金は常温でα相(h、c−
p )とβ相(b、c、e )との2相組織を有し、そ
の2相の割合と組織形態、および微細化の程度が機械的
性質を決定している。例えば高強度でかつ良好な延性を
示す組織としては等軸の(α+β)組織でα粒の大きさ
は約10μm以下の粒径が望ましいとされており、この
組織を得る几めには995℃(βtranau@: (
α+β)からβへの変態温度)から900℃に亘る狭ま
い温度域で50%以上の強加工を必要とすることが報告
されている。(木村啓造:チタニウム・ジルコニウム2
9 (1981)A2.p90)また、特開昭58−2
5421号公報においてはβ域加工に加えて(α+β)
2相城で加工後、800℃から950℃で保定処理を施
し、放冷するかまたは保定せずに放冷した後、800〜
950℃に再加熱し、再度放冷することにより等軸の微
細粒を得ることが示されている。
p )とβ相(b、c、e )との2相組織を有し、そ
の2相の割合と組織形態、および微細化の程度が機械的
性質を決定している。例えば高強度でかつ良好な延性を
示す組織としては等軸の(α+β)組織でα粒の大きさ
は約10μm以下の粒径が望ましいとされており、この
組織を得る几めには995℃(βtranau@: (
α+β)からβへの変態温度)から900℃に亘る狭ま
い温度域で50%以上の強加工を必要とすることが報告
されている。(木村啓造:チタニウム・ジルコニウム2
9 (1981)A2.p90)また、特開昭58−2
5421号公報においてはβ域加工に加えて(α+β)
2相城で加工後、800℃から950℃で保定処理を施
し、放冷するかまたは保定せずに放冷した後、800〜
950℃に再加熱し、再度放冷することにより等軸の微
細粒を得ることが示されている。
また、特公昭50−37004号公報によると(α+β
)域に加熱保持し、その後空冷あるいはそれよりも早い
冷却速度(水冷を含む)で冷却し、ついで安定化焼鈍を
行うことなどが報告されている。
)域に加熱保持し、その後空冷あるいはそれよりも早い
冷却速度(水冷を含む)で冷却し、ついで安定化焼鈍を
行うことなどが報告されている。
さらに、4!開昭59−1660号公報によれば(α+
β)域加工に際して2回の繰返し加熱が有効なことなど
も報告されている。
β)域加工に際して2回の繰返し加熱が有効なことなど
も報告されている。
これらのいずれの報告もβ変態温度直下の2相域温度に
おいて微妙な加工熱処理を施し組織微細化を行ない、材
質特性の向上を折々わんとしているものである、 (発明が解決しようとする問題点) しかしながら、広幅の厚板材等寸法の大きな材料の製造
において、材料全面に亘って微細な等軸組織を得ること
によりバラフキの少ない均質な材料?得ることは難しく
、特に大型品の場合には材質のバラフキが大きく、従う
て飛行機部品等比較的小型寸法の製品に限られかつ鍛造
と熱処理の繰返しにより組?&の均一化全達成している
のが実情である。ま九、それ故に環造価格も高く、貴意
化の道が閉ざされていた。
おいて微妙な加工熱処理を施し組織微細化を行ない、材
質特性の向上を折々わんとしているものである、 (発明が解決しようとする問題点) しかしながら、広幅の厚板材等寸法の大きな材料の製造
において、材料全面に亘って微細な等軸組織を得ること
によりバラフキの少ない均質な材料?得ることは難しく
、特に大型品の場合には材質のバラフキが大きく、従う
て飛行機部品等比較的小型寸法の製品に限られかつ鍛造
と熱処理の繰返しにより組?&の均一化全達成している
のが実情である。ま九、それ故に環造価格も高く、貴意
化の道が閉ざされていた。
(間頃点を解決するための手段)
本発明者等は本合金の製造性を容易にしてかつ安定し友
材質特性を得る之めの量産型製造方法に関して長年研究
を進めてき九結果、次のような羨遣方法t−開発しt6 すなわち、第1図(blに示すように1000〜110
0℃のβ相域で40俤以上の熱間圧延を行ない、850
〜950℃の2相域でさらに40%以上の熱間圧延を施
し、その温度ないしは800℃までの温度区間で30分
以上2時間以内の保定処理を施し、その温度から5℃/
36C以上の冷却速度で450〜550′Cまで冷却し
、室温に冷却することなくその温度で最高20時間まで
の時効処理を施すことを特徴とする等細細粒の(α+β
)2相組織を有するTI −6%A/、−4%V合金材
の製造方法である。な訃第1図(、)は従来法を示す説
明図である。
材質特性を得る之めの量産型製造方法に関して長年研究
を進めてき九結果、次のような羨遣方法t−開発しt6 すなわち、第1図(blに示すように1000〜110
0℃のβ相域で40俤以上の熱間圧延を行ない、850
〜950℃の2相域でさらに40%以上の熱間圧延を施
し、その温度ないしは800℃までの温度区間で30分
以上2時間以内の保定処理を施し、その温度から5℃/
36C以上の冷却速度で450〜550′Cまで冷却し
、室温に冷却することなくその温度で最高20時間まで
の時効処理を施すことを特徴とする等細細粒の(α+β
)2相組織を有するTI −6%A/、−4%V合金材
の製造方法である。な訃第1図(、)は従来法を示す説
明図である。
以下に本発明の製造条件の限定理由を述べる。
先ず鋳塊は真空アーク溶解炉によるのが普通で、鋳塊形
状は丸型円筒状である。従って熱間圧延用1次スラブは
鍛造によって製作されていた。しかしながら、繰返し加
熱しながらの鍛造加工は生産性が悪くコスト高になって
いた。本発明者等はビレット支持に工夫をこらして分塊
圧延機によるβ域加熱圧延に成功した。
状は丸型円筒状である。従って熱間圧延用1次スラブは
鍛造によって製作されていた。しかしながら、繰返し加
熱しながらの鍛造加工は生産性が悪くコスト高になって
いた。本発明者等はビレット支持に工夫をこらして分塊
圧延機によるβ域加熱圧延に成功した。
すなわち、1000〜]100’Cのβ相域で40チ以
上の圧下を加えることにより鳥造組織の破砕が可能とな
った。1100℃以上の加熱、圧延では酸化が著しく組
織の粗大化も容易に起るためβ域での圧延は出来る限り
低温域が望ましい。
上の圧下を加えることにより鳥造組織の破砕が可能とな
った。1100℃以上の加熱、圧延では酸化が著しく組
織の粗大化も容易に起るためβ域での圧延は出来る限り
低温域が望ましい。
またβ域での圧下率が40チ以下では加工の効果が生じ
にぐい。1パスの圧下率も高い程よい効果を生じる。こ
のβ域圧延に引き続いて変態点直下から850℃の〔α
+β〕2相域で圧下率40慢以上の熱間圧延を施す。β
相域から連続して熱間圧延を施してもかまわないが2相
域圧延を行りた場合、加工熱くより材料温度が50℃以
上高温になる場合があり、2相域圧延効果を出す目的で
も材料がβ単相に昇温し圧延効果が薄れる場合があるの
で、(α+β)2相域圧延の上限温度を950℃とした
。
にぐい。1パスの圧下率も高い程よい効果を生じる。こ
のβ域圧延に引き続いて変態点直下から850℃の〔α
+β〕2相域で圧下率40慢以上の熱間圧延を施す。β
相域から連続して熱間圧延を施してもかまわないが2相
域圧延を行りた場合、加工熱くより材料温度が50℃以
上高温になる場合があり、2相域圧延効果を出す目的で
も材料がβ単相に昇温し圧延効果が薄れる場合があるの
で、(α+β)2相域圧延の上限温度を950℃とした
。
(α+β)2相域の圧延は前述した通り、等軸の細粒組
織を得るためには最も重要な工程である。
織を得るためには最も重要な工程である。
圧下量は高温根太きく、低温程少なくてよい。これはこ
の温度域におけるα相とβ相の摺割合いと変形抵抗の兼
ね合いで決まる。第2図にはα相の本積分率と熱間圧延
相当の歪速度(g=5/5ee)での引張強さの温度依
存性を示す。現行の実機圧延機で熱間圧延可能な材料の
変形応力(引張強さ)は約28 kg / tm2であ
り、この図から求めたTI −6%At−4%V合金の
圧延可能な下限温度は約850℃となる。一方詳細な組
織検討結果からα相の等細則粒組織を得るためにはα相
分率の高い低温側で圧延して加工歪を導入することが有
利であるとの結論を得た。すなわち950℃仕上げ圧延
の場合にはこの2相域で約50チの圧下を行ない850
℃で1時間の保定を行うことによりα粒径は約10μm
直径のものが得られるが、850℃仕上げの場合には約
35%の圧下で同一粒度が850℃X20分の保定で実
現出来る。圧延により導入される加工歪Eは圧下率Cと
圧延仕上げ温度Tとの関数で Tj:、oc (/T
となり、さらにその後の保定で再結晶細粒化が生ずる
。Eが大なる程低温短時間保定で細粒化し、その反対に
Eが小さい場合には長時間保定しても細粒化しにくいこ
とが判明した。したがって、圧延後の保定条件は圧延条
件と密接に関連しており、850℃で約35俤の臣下を
行ない800℃で保定した場合には30分でα粒径は約
7踊のものが得られた。800℃保定が加工再結晶させ
るための下限温度で、それ以下の@度では未再結晶組織
が残存し、機械的性質のバラツキをもたらすことになる
。また、同一温度で2時間以上の保定を行うことは実用
的見地から有用でなくなる。
の温度域におけるα相とβ相の摺割合いと変形抵抗の兼
ね合いで決まる。第2図にはα相の本積分率と熱間圧延
相当の歪速度(g=5/5ee)での引張強さの温度依
存性を示す。現行の実機圧延機で熱間圧延可能な材料の
変形応力(引張強さ)は約28 kg / tm2であ
り、この図から求めたTI −6%At−4%V合金の
圧延可能な下限温度は約850℃となる。一方詳細な組
織検討結果からα相の等細則粒組織を得るためにはα相
分率の高い低温側で圧延して加工歪を導入することが有
利であるとの結論を得た。すなわち950℃仕上げ圧延
の場合にはこの2相域で約50チの圧下を行ない850
℃で1時間の保定を行うことによりα粒径は約10μm
直径のものが得られるが、850℃仕上げの場合には約
35%の圧下で同一粒度が850℃X20分の保定で実
現出来る。圧延により導入される加工歪Eは圧下率Cと
圧延仕上げ温度Tとの関数で Tj:、oc (/T
となり、さらにその後の保定で再結晶細粒化が生ずる
。Eが大なる程低温短時間保定で細粒化し、その反対に
Eが小さい場合には長時間保定しても細粒化しにくいこ
とが判明した。したがって、圧延後の保定条件は圧延条
件と密接に関連しており、850℃で約35俤の臣下を
行ない800℃で保定した場合には30分でα粒径は約
7踊のものが得られた。800℃保定が加工再結晶させ
るための下限温度で、それ以下の@度では未再結晶組織
が残存し、機械的性質のバラツキをもたらすことになる
。また、同一温度で2時間以上の保定を行うことは実用
的見地から有用でなくなる。
次にこの温度から4501:ないしは550℃温度区間
への急冷効果について述べる。(α+β)2相域温度で
の圧延保定により再結晶細粒化を達成した後は■その後
の冷却中に粒成長を抑制すること、■(α+β)ラメラ
−組織への変態を抑制するかないし、(α+β)ラメラ
−間隔を狭まいものにすること、訃よび[相]α相中に
Atを過飽和罠固溶させておくことを目的として冷却速
度を5℃/aee以上とした。それ以下の遅い冷却速度
の場合には上述したーずれの効果も半減してしまう。
への急冷効果について述べる。(α+β)2相域温度で
の圧延保定により再結晶細粒化を達成した後は■その後
の冷却中に粒成長を抑制すること、■(α+β)ラメラ
−組織への変態を抑制するかないし、(α+β)ラメラ
−間隔を狭まいものにすること、訃よび[相]α相中に
Atを過飽和罠固溶させておくことを目的として冷却速
度を5℃/aee以上とした。それ以下の遅い冷却速度
の場合には上述したーずれの効果も半減してしまう。
また450〜550℃で保定することにより冷却中に生
成したマルテンサイトの微細粒は焼戻されるとともにα
相中には過飽和に固溶していたAtが微細析出をする。
成したマルテンサイトの微細粒は焼戻されるとともにα
相中には過飽和に固溶していたAtが微細析出をする。
5500以上の温度では過時効現象が生じ、450℃以
下の温度では析出が生じにくぐなるので上限を550’
C1下限温度を450℃とした。
下の温度では析出が生じにくぐなるので上限を550’
C1下限温度を450℃とした。
以上、本発明方法に関して限定理由を詳述したが、高馬
力の熱間圧延ミルを用いることにより、高強度でかつ高
延性の(α+β〕等軸微細粒組織の厚板製品が材質のバ
ラツキもなく製造することができ、従りて貴意化が可能
となった。
力の熱間圧延ミルを用いることにより、高強度でかつ高
延性の(α+β〕等軸微細粒組織の厚板製品が材質のバ
ラツキもなく製造することができ、従りて貴意化が可能
となった。
(実施例)
次に本発明の実施例を示す。
実施例1
@1表に示す成分+7)TI−6%At−4*V合金を
真空溶解炉で溶解し九鋳塊より140m+厚の鋳片を切
出し、本発明方法および従来法〔圧延後800〜950
℃で保定した後、常温で放冷し第1図(a)の■、■の
焼鈍逃埋を施す(これをAnn処理と称する)か、また
は800〜950’Cに再加熱し水煉入れ(■〕し、5
50〜600℃で時効処理(■)(これをSTA処理と
称する)を施した場合〕とを対比して第2表に示す。な
お第3表に従来法による材料の特性を示した。
真空溶解炉で溶解し九鋳塊より140m+厚の鋳片を切
出し、本発明方法および従来法〔圧延後800〜950
℃で保定した後、常温で放冷し第1図(a)の■、■の
焼鈍逃埋を施す(これをAnn処理と称する)か、また
は800〜950’Cに再加熱し水煉入れ(■〕し、5
50〜600℃で時効処理(■)(これをSTA処理と
称する)を施した場合〕とを対比して第2表に示す。な
お第3表に従来法による材料の特性を示した。
この結果から明らかなように本発明方法により製造した
チタン合金材は直径10μm以下のα粒径をもつ等軸2
相組織を有し、かつ強度、延性も従来付以上のものであ
ることが判る@ (発明の効果) 以上説明したように本発明によれば強度および延性の優
れたTl−6%At−41V合eをe産することができ
、実用上の効果は極めて大きい。
チタン合金材は直径10μm以下のα粒径をもつ等軸2
相組織を有し、かつ強度、延性も従来付以上のものであ
ることが判る@ (発明の効果) 以上説明したように本発明によれば強度および延性の優
れたTl−6%At−41V合eをe産することができ
、実用上の効果は極めて大きい。
第1表 供試材の化学組成(vt%)
第1図(a)は従来方法によるT l −6At−4V
合金の製造方法を、(b)は本発明方法を示す説明図、
第2図はTl−6At−4V合金の引張強さおよびα相
率の温度依存性を示す図表である。
合金の製造方法を、(b)は本発明方法を示す説明図、
第2図はTl−6At−4V合金の引張強さおよびα相
率の温度依存性を示す図表である。
Claims (1)
- 1000〜1100℃のβ相域で40%以上の加工を施
し、850〜950℃の(α+β)2相域で40%以上
の加工を施し、その温度ないしは800℃までの温度区
間で30分以上2時間以内の保定処理を行い、その温度
から5℃/sec以上の冷却速度で450〜550℃ま
で冷却し、その温度で最高20時間までの時効処理を施
すことを特徴とする等軸細粒の(α+β)2相組織を有
するチタン合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60785A JPH0663076B2 (ja) | 1985-01-07 | 1985-01-07 | 等軸細粒の(α+β)2相組織を有するチタン合金材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP60785A JPH0663076B2 (ja) | 1985-01-07 | 1985-01-07 | 等軸細粒の(α+β)2相組織を有するチタン合金材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61159564A true JPS61159564A (ja) | 1986-07-19 |
JPH0663076B2 JPH0663076B2 (ja) | 1994-08-17 |
Family
ID=11478418
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP60785A Expired - Fee Related JPH0663076B2 (ja) | 1985-01-07 | 1985-01-07 | 等軸細粒の(α+β)2相組織を有するチタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0663076B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02187212A (ja) * | 1989-01-11 | 1990-07-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | チタン極細線の製造方法 |
WO2001092589A1 (fr) * | 2000-05-29 | 2001-12-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Alliage de titane presentant une excellente ductilite, resistance a la fatigue et rigidite et son procede de production |
CN103320734A (zh) * | 2013-06-26 | 2013-09-25 | 西安赛特金属材料开发有限公司 | 医用细晶钛/钛合金棒材的生产方法 |
CN104264086A (zh) * | 2014-09-24 | 2015-01-07 | 清华大学深圳研究生院 | 利用脉冲电流促进两相钛合金带材相变强韧化方法及带材 |
CN116987992A (zh) * | 2023-09-27 | 2023-11-03 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种大厚度钛合金板坯的加热方法 |
-
1985
- 1985-01-07 JP JP60785A patent/JPH0663076B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02187212A (ja) * | 1989-01-11 | 1990-07-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | チタン極細線の製造方法 |
WO2001092589A1 (fr) * | 2000-05-29 | 2001-12-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Alliage de titane presentant une excellente ductilite, resistance a la fatigue et rigidite et son procede de production |
EP1295955A1 (en) * | 2000-05-29 | 2003-03-26 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Titanium alloy excellent in ductility, fatigue strength and rigidity and method for producing the same |
EP1295955A4 (en) * | 2000-05-29 | 2004-05-12 | Sumitomo Metal Ind | TITANIUM ALLOY WITH EXCELLENT DUCTILITY, DURABILITY AND STIFFNESS, AND PRODUCTION METHOD FOR IT |
CN103320734A (zh) * | 2013-06-26 | 2013-09-25 | 西安赛特金属材料开发有限公司 | 医用细晶钛/钛合金棒材的生产方法 |
CN104264086A (zh) * | 2014-09-24 | 2015-01-07 | 清华大学深圳研究生院 | 利用脉冲电流促进两相钛合金带材相变强韧化方法及带材 |
CN116987992A (zh) * | 2023-09-27 | 2023-11-03 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种大厚度钛合金板坯的加热方法 |
CN116987992B (zh) * | 2023-09-27 | 2024-02-02 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种大厚度钛合金板坯的加热方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0663076B2 (ja) | 1994-08-17 |
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