JPS61177361A

JPS61177361A - α＋β型チタン合金の等軸晶化方法

Info

Publication number: JPS61177361A
Application number: JP1745685A
Authority: JP
Inventors: Minoru Okada; 稔岡田; Tomio Nishikawa; 西川　富雄
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-01-30
Filing date: 1985-01-30
Publication date: 1986-08-09

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】〈産業上の利用分野〉この発明は、針状晶化したα＋β型チタン合金の等軸晶
化方法に関する。

〈従来の技術〉Ｔｊ−−ｅＡｔ−４Ｖに代表されるα＋β型チタン合金
（他にＴ１−５Ａｌ−２，５Ｖ、、Ｔｊ−６Ａｔ−６Ｖ
−２Ｓｎ、　Ｔｉ、−６Ａｔ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２ＭＯ
ＳＴ’１−１−６Ａｔ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６等がある）
をα＋β温度域で十分な加工と加熱を行うと等軸組縁が
得られる。この等軸組縁のα＋β型チタン合金は、伸び
、絞シ等延性にすぐれておシ、従って特に航空機用材料
等では規格で等軸組縁であることを要求される場合が多
い。

ところが、この種のチタン合金は難加工材であシ、熱間
加工の温度域が狭く、鍛造あるいは熱処理の工程におい
て過熱して針状晶化してしまう場合が多い。この一旦針
状晶化したものを等軸晶化することは技術的に極めて困
難で、このための特別な技術を必要とするが、その従来
技術としては次の■■に示す方法がある。

■　α＋β温度域で少なくとも５０Ｘを越える加工度（
断面減少率で示す。以下同じ）の加工を行い針状晶を等
軸晶化することを特徴とする方法。

この方法は（チタン・チタン合金の組織について、西村
孝、谷口三男、津森芳勝、Ｒ＆Ｄ　Ｖ○１２１．隔２）
および（二相温度領域で鍛造したＴ１−６Ａｔ−４Ｖ大
型リングのミクロ組織と機械的性質、花木遺失、藤崎義
則、石黒徹、言下正文、チタニウム・ジμコニウムＭｏ
ｌ　２８．　＆　２　）　　に開示されている。

■　（８５０〜１０００℃）加熱→（常温〜６００ｔ；
）冷却を２〜１０回繰返して行うことを特徴とするチタ
ン合金の熱処理方法。これは特公昭５９−８５９８７号
公報に開示されている。

〈発明が解決しようとする問題点〉上記■の方法では、大巾な加工を施すため製品を大巾に
サイズダウンして使用するか、またはサイズダウンによ
る使用ができない場合にはヌタラップ化しなければなら
ないという問題点がある。

また■の方法は、繰返しの熱処理によるα晶の再結晶お
よび成長を利用した方法であるため、繰返し処理による
α晶の粒成長が必至であシ、そのために製品の０．２％
耐力の低下（後述の実施例で具体的に示す）が避けられ
ないという問題点がある。

本発明の目的は、比較的小さな加工と簡単な熱処理とに
より、針状晶化したα＋β型チタン合金の等軸晶化を行
い、しかも等軸晶化に際して０．２％耐力の低下も殆ど
認められないチタン合金の等軸晶化方法を提供すること
にある。

く問題を解決するための手段〉本発明は、少なくとも一部組織が針状晶化したα＋β型
チタン合金をα＋β温度域において１５〜８０Ｘの加工
度で加工し、しかる後β変態点〜（β変態点＋６０℃）
に加、熱後水冷し、さらに（β変態点−４０℃）〜（β
変態点〜９０℃）に加熱した後５００〜６００℃まで徐
冷して等軸晶化することを特徴とする。

前記目的を達成するためには、α＋β型チタン合金のα
晶を成長させることなしに針状晶の等軸晶化を図らなけ
ればならないことはいうまでもない。本発明者らは、こ
のα晶の微細化について次の点に着目した。すなわち、
α＋β温度域でのα晶を微細化するためには母相のβ晶
を微細化することが有効であるが、β温度域での鍛造で
は粒の成長が容易に起るため、α＋β温度域で軽加工を
行った後β温度域の低温部に昇温し、しかる後焼入を行
うことがβ粒の微細化に有効であシ、ひいてはα粒の微
細化に有効であるというものである。

この技術を基盤として前述の目的を達成すべく鋭Ｘ実験
研究を重ねた結果、本発明の完成をみるに至った。

本発明は、α＋β温度域での加工を１５〜８０％の範囲
の軽加工とすることを第１の構成要件とし、β温度域の
低温部としてはβ変態点〜（β変態点＋６０℃）の範囲
に限定し、この温度に加熱微細化を行い、次いで（β変
態点−４０ｔ）〜（β変態点−９０℃）にてα晶の等軸
晶化が達成されるに必要な時間だけ保持した後５００〜
６０１迄徐冷してα晶の等軸晶化を行うことを第８の構
成要件として構成されている。

なお、（β変態点−４０ｔ：）〜（β変態点−９０℃）
での加熱とその後の５００〜６００℃迄の徐冷の繰返し
は、従来方法で述べた如くα晶の粒成長を助長させるこ
ととなるので、本発明においては特にこの種の熱処理が
１回だけで、十分に満足し得る等軸晶化が得られるよう
にした。

次に本発明の各要件の数値の限定理由について説明する
。

α＋β温度域での加工度を１５〜３０％としたのは、１
５％未満では逆にβ粒の成長を促進することとなって３
粒微細化の目的に反するからであシ、また８０％を越え
る加工度を与えても、第１図のグラフに示す如く３粒微
細化の効果が飽和してその向上が得られないからである
。第１図はＴ１−６Ａｌ−４ＶｔＤａ＋β型チタン合金
全チタン０ｔＥ（α＋β温度域）で加工度を０〜４０％
の範囲で種々に変えて軽加工した後、β温度域の低温部
（１０５０℃）に昇温して８０分保持し、しかる後水冷
した供試材についてのβ粒の粒径とα＋β温度域での加
工度の関係を特性曲線Ｐで示したグラフである。

また軽加工後のβ温度域の低温部における加熱温度をβ
変態点〜（β変態点＋６０℃）としたのは（β変態点＋
６０℃）を超える温度では短時間でβ粒の成長が起こる
ためである。

またその後の加熱温度を（β変態点−９（１）〜（β変
態点−４０℃）としたのは、（β変態点−９０℃）未満
では拡散速度が遅いため、等軸晶化が進行せず、また（
β変態点−４０℃）を越えるとα晶の比率が少なくなシ
過ぎるためである。

また徐冷温度を５００〜６００℃までとしたのは、これ
以下の温度ではり相の比が実質的に変化しないからであ
夛、６００℃を越える温度では等軸化の進行が十分でな
いからである。

〈実施例〉次に本発明方法の実施例について説明する。

先ず、第１表に示す成分のＴｉ−５Ａｔ−４Ｖチタン合
金（β変態点−９９０℃）を素材としてα＋β域（９５
０℃）での加工度を本発明範囲（１５〜８０光）内で種
々変えて軽加工を行った。次いで各材料を加熱温度を本
発明範囲（β変態点〜１０５０′ｃ）内で種々変えて加
熱し３０分保持後水冷し、再び加熱温度を本発明範囲（
９００〜９５０℃）内で種々変えて加熱し、５５０℃ま
で徐冷後、放冷して本発明例の各種の試験材を得た。ま
た比較のため、９５０℃での加工を本発明範囲から外れ
た加工度で行ったもの、２回の加熱をそれぞれ本発明範
囲から外れた温度で行ったものを得た。また従来例とし
て、素材をβ域で鍛造したままの試験材、前記特公昭５
９−８５９８７号公報の従来方法に基づいて９５０″Ｃ
加熱→５５０℃冷却を回数を種々変えて繰シ返した試験
材を得た。

第　　　１　　　表上記各試験材の素材は、いずれも３５０＃丸型詔塊→分
塊（１１５０℃）→熱間鍛造（９２０℃）の工程で得た
３０屡径の棒である。

得られた本発明例、比較例の各試験材の０．２Ｘ耐力、
伸び、絞シを測定し、結果を第２表に示す。

また従来例の各試験材の０．２％耐力、伸び、絞シを測
定して結果を第３表に示す。

第　　　　２　　　　表第　　　　８　　　　表第２図は第２表、第８表に記載された試験材のうち、本
発明例（Ｎｎ２）と従来例の０．２％耐力、伸び、絞シ
を図示したものである。また第８図れ）は本発明例（１
’！１２）の等軸晶化処理後の組織（等軸孔）を示すミ
クロ写真、第８図（至）はβ鍛造のままの材料の組織（
針状晶）を示すミクロ写真である。

比較例の試験材については、加工度が本発明範囲よシ低
い比較例（隔７）は０．２Ｘ耐力、絞シが不十分であシ
、また加工度が本発明範囲よシ高い（Ｎｎ８　）は等細
菌化の効果が飽和してその向上が見られない。まだ第１
回目の加熱の際の加熱温度が本発明範囲（β変態点〜１
０５０℃）よシ高い（隔９）は結晶粒の成長が大きく、
０．２％耐力、伸び、絞シが低く、本発明範囲よシ低い
（Ｎｎ１０）は０．２％耐力が不十分であった。また２
回目の加熱の際の加熱温度（９００〜９５０℃）が本発
明範囲よシ低い（ｆｆｌｌ　１　）は等細菌化の進行が
不十分で伸び、絞シが低く、本発明範囲よシ高い（隔１
２）はα晶の比率が少なすぎるため伸び、絞りが不十分
である。

従来例のうち、β鍛造のままの材料は第３図（至）に示
す如く針状晶であシ、０．２％耐力は十分にあるが伸び
、絞υが低い。また他の従来例については、加熱・冷却
の繰返し熱処理のためにα晶の粒成長が起！＋０．２％
耐力の低下が認められる（第２図に示す）。

これに対し本発明例の各試験材は、α晶の等細菌化が促
進されていずれも第８図（ａ）に示したと略々間等の等
軸晶組織が得られた。また第２図にみる如くβ鍛造のま
まの材料に比較して０．２％耐力の低下なしに伸び、絞
シの改善が行われたことも明らかである。

〈発明の効果〉本発明のチタン合金の等軸晶化方法は、従来大巾にサイ
ズダウンしての使用を余儀なくされるかまたは前記使用
が不可能なときにはスクラップダウンせざるを得ない熱
間加工あるいは熱処理工程での過熱材料を、僅かなサイ
ズダウンで救済することを可能とし、かつ、加工および
熱処理方法が簡単でコストの嵩むこともなく、更に０．
２％耐力の低下もないので、α＋β型チタン合金製品の
歩留向上ならびにコストの低減への効果は極めて大きい
。また本発明方法によれば等細菌のα＋β型チタン合金
を安定確実に得られるという事実も見のがすことのでき
ない効果である。

以上の説明で明らかなように、本発明のチタン合金の等
軸晶化方法によれば、等細菌のα＋β型チタン合金を安
価にかつ安定して得ることが可能となシ、特に航空機用
材料向けのα＋β型チタン合金の製造等において実用的
価値を著しく高めるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図はβ粒径に対するα＋β域での加工度の影響を示
したグラフ、第２図はβ鍛造のままの材料、従来例、本
発明例の各試験材における０、２Ｘ耐力、伸び、絞りの
比較を示した図、第８口軽）は本発明例の等軸晶化処理
後の組織（等細菌）を示したミクロ写真、同図中）はβ
鍛造のままの材料の組織（針状晶）を示したミクロ写真
である。第　　１　　図 α十β鳩ｒａ加工崖（％）を漏−」−一（−１（Ａミツミー［Ｍ夜＄９１礼Ａト、
うν）第　３（ｂ）

Claims

【特許請求の範囲】

（１）少なくとも一部組織が針状晶化したα＋β型チタ
ン合金をα＋β温度域において１５〜３０％の加工度で
加工し、しかる後β変態点〜（β変態点＋６０℃）の温
度に加熱後水冷し、さらに（β変態点−４０℃）〜（β
変態点−９０℃）に加熱した後５００〜６００℃まで徐
冷して等軸晶化することを特徴とするα＋β型チタン合
金の等軸晶化方法。