JPS61210164A - α＋β型チタン合金熱延材の製造方法 - Google Patents
α＋β型チタン合金熱延材の製造方法Info
- Publication number
- JPS61210164A JPS61210164A JP5128585A JP5128585A JPS61210164A JP S61210164 A JPS61210164 A JP S61210164A JP 5128585 A JP5128585 A JP 5128585A JP 5128585 A JP5128585 A JP 5128585A JP S61210164 A JPS61210164 A JP S61210164A
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- JP
- Japan
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- alpha
- transus
- beta
- alloy
- type titanium
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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）
この発明は高品質のα＋β型チタン合金熱延材を経済的
に製造する方法に関するものである。
に製造する方法に関するものである。
（従来の技術）
チタンのα＋β型合金の従来の圧延方法は分塊圧延等の
鍛錬加工を予め行い、その後、β−トランザス以下の温
度に加熱して圧延を行っている（たとえば特開昭５９−
２１５４５０号公報）。しかし、β−トランザス以下で
加熱され九場合、α＋β型のチタン合金は変形抵抗が高
く、既存の圧延設備では鉄鋼材料を圧延するような圧延
条件ではミ々の限界荷重を超過してしまう。その九め、
たとえばホットストリップ圧延などの場合、スラブ厚、
板幅を減少して圧延しているが低温域で強圧下すると耳
割れなどの損傷が現われることがある。
鍛錬加工を予め行い、その後、β−トランザス以下の温
度に加熱して圧延を行っている（たとえば特開昭５９−
２１５４５０号公報）。しかし、β−トランザス以下で
加熱され九場合、α＋β型のチタン合金は変形抵抗が高
く、既存の圧延設備では鉄鋼材料を圧延するような圧延
条件ではミ々の限界荷重を超過してしまう。その九め、
たとえばホットストリップ圧延などの場合、スラブ厚、
板幅を減少して圧延しているが低温域で強圧下すると耳
割れなどの損傷が現われることがある。
また、加熱温度がβ−トランザス以下と限られるためホ
ットストリップ圧延などでは仕上温度が低くなシ捲取工
程で自己焼鈍がなされず、熱延板焼鈍などの工程が必要
となシコスト高となる。
ットストリップ圧延などでは仕上温度が低くなシ捲取工
程で自己焼鈍がなされず、熱延板焼鈍などの工程が必要
となシコスト高となる。
一方、組織藺では加熱時にすでにα相が存在するため、
圧延工程中および圧延後、析出したα粒と加熱中に存在
したα粒の粒径が大きく異なり均一なα十β組織となら
ない。
圧延工程中および圧延後、析出したα粒と加熱中に存在
したα粒の粒径が大きく異なり均一なα十β組織となら
ない。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明の目的とするところは、前記した如く鉄′ 銅剤
の圧延設備で変形抵抗の高いα＋β＋１クチタフが経済
的に圧延できないこと、特に、耳割れ現象などの歩留が
低下すること、またホラトストリラグ圧延などの場合熱
延板焼鈍などのコスト高くなる工程を行わなければなら
ないことなどの問題点を解決し、また、靭性の劣化の原
因と思われる不揃いのα粒径を均一化することのできる
α＋β型チタン合金熱延材の製造方法を提供するにある
。
の圧延設備で変形抵抗の高いα＋β＋１クチタフが経済
的に圧延できないこと、特に、耳割れ現象などの歩留が
低下すること、またホラトストリラグ圧延などの場合熱
延板焼鈍などのコスト高くなる工程を行わなければなら
ないことなどの問題点を解決し、また、靭性の劣化の原
因と思われる不揃いのα粒径を均一化することのできる
α＋β型チタン合金熱延材の製造方法を提供するにある
。
（問題点を解決するための手段）
本発明のかかる目的は、α＋β型チタン合金を１１５０
℃以下、β−トランザス以上の温度に加熱し、β−トラ
ンザスから８００℃までの平均冷却速度が１５℃／ ｓ
ｅｅ以下になるように冷却し、冷却過程でβ−トランザ
スを通過後１０分以内にβ−トランザスから６５０℃ま
での温度域で少くとも７０％以上の加工を行い、６００
〜８００℃の温度域で焼鈍することを特徴とするα＋β
型チタン合金熱延材の製造方法によって達成される。
℃以下、β−トランザス以上の温度に加熱し、β−トラ
ンザスから８００℃までの平均冷却速度が１５℃／ ｓ
ｅｅ以下になるように冷却し、冷却過程でβ−トランザ
スを通過後１０分以内にβ−トランザスから６５０℃ま
での温度域で少くとも７０％以上の加工を行い、６００
〜８００℃の温度域で焼鈍することを特徴とするα＋β
型チタン合金熱延材の製造方法によって達成される。
以下本発明の詳細な説明する。
本発明において加熱温度の上限を１１５０℃に限定し念
のは、それ以上の高温では熱エネルギー的に不経済にな
るばかシでなくスケールの生成速度も大きい念めである
。又、下限温度をβ−トランザスとしたのは微細なα粒
を均一に析出させるためには加熱中にα相が析出しない
ことが前提であるためである。ここでいうβ−トランザ
スとはβ相とα＋β２相の境界温度を意味し、Ｔｆ−６
Ａｔ−４Ｖ合金では約９８８℃である。
のは、それ以上の高温では熱エネルギー的に不経済にな
るばかシでなくスケールの生成速度も大きい念めである
。又、下限温度をβ−トランザスとしたのは微細なα粒
を均一に析出させるためには加熱中にα相が析出しない
ことが前提であるためである。ここでいうβ−トランザ
スとはβ相とα＋β２相の境界温度を意味し、Ｔｆ−６
Ａｔ−４Ｖ合金では約９８８℃である。
一方、β−トランザスから８００℃までの平均冷却速度
を１５℃／１ＩＩａｃ以下と限定し念のは、これ以上の
冷却速度で冷却した場合マルテンサイト変態が起り微細
なα粒が均一に析出することができないためである。又
、冷却過程でβ−トランザスを通過後１０分以内にβ−
トランザスから６５０℃までの温度域で少なくとも７０
１以上の加工を行うことを本発明の必須条件としたのは
、この条件下で微細なα粒が均一に析出したα＋β組織
が得られることが本発明者らの研究で明らかになったた
めである。このような微細なα粒が均一に析出する理由
としては、α＋β型チタン合金は変態の進行が遅く、β
−トランザス以下の温度になっても６５０℃管越える温
度では１０分近い時間が減少してもほとんどα相が析出
せず、不安定なβ相組織になってお）、このような状態
で強加工を施すと、β粒の粒内にも数多くのα相の核が
形成されるためと思われる。
を１５℃／１ＩＩａｃ以下と限定し念のは、これ以上の
冷却速度で冷却した場合マルテンサイト変態が起り微細
なα粒が均一に析出することができないためである。又
、冷却過程でβ−トランザスを通過後１０分以内にβ−
トランザスから６５０℃までの温度域で少なくとも７０
１以上の加工を行うことを本発明の必須条件としたのは
、この条件下で微細なα粒が均一に析出したα＋β組織
が得られることが本発明者らの研究で明らかになったた
めである。このような微細なα粒が均一に析出する理由
としては、α＋β型チタン合金は変態の進行が遅く、β
−トランザス以下の温度になっても６５０℃管越える温
度では１０分近い時間が減少してもほとんどα相が析出
せず、不安定なβ相組織になってお）、このような状態
で強加工を施すと、β粒の粒内にも数多くのα相の核が
形成されるためと思われる。
又、焼鈍温度の下限ｔ−６００℃に限定した理由は、こ
れ未満の温度では十分な拡散が起らず加工組織が残る念
めである。一方、上限ｔ−５ｏｏ℃にしたのは、これを
越える温度では微細なα粒が均一に分散し念組織が得ら
れない念めである。この焼鈍処理はホットストリップな
どでは捲取過程における自己焼鈍でもよいし、熱延後、
再加熱によってもよい。
れ未満の温度では十分な拡散が起らず加工組織が残る念
めである。一方、上限ｔ−５ｏｏ℃にしたのは、これを
越える温度では微細なα粒が均一に分散し念組織が得ら
れない念めである。この焼鈍処理はホットストリップな
どでは捲取過程における自己焼鈍でもよいし、熱延後、
再加熱によってもよい。
なお、ここでいうα＋β型チタン合金とｉｆ Ｔｉ−６
ＡＩ、 −４Ｖ合金に代表される常温でα相とβ相が混
在する組織を有する合金を意味するもので、他のα＋β
型チタン合金としては、例えばＴｉ−６ｊｕ−６Ｖ −
２Ｓｎ合金、ＴＩ −６Ａｔ −２Ｓｎ −４Ｚｒ −
６Ｍｏ合金、Ｔｉ−８Ｍｎ合金があげられる。
ＡＩ、 −４Ｖ合金に代表される常温でα相とβ相が混
在する組織を有する合金を意味するもので、他のα＋β
型チタン合金としては、例えばＴｉ−６ｊｕ−６Ｖ −
２Ｓｎ合金、ＴＩ −６Ａｔ −２Ｓｎ −４Ｚｒ −
６Ｍｏ合金、Ｔｉ−８Ｍｎ合金があげられる。
β相域で付加的に圧延を行うことは本発明の必須条件で
はないが、低圧下刃で高圧下率が得られるので経済的に
有利であり、β相の細粒化にも寄与するので、β相域圧
延を行うことは本発明の効果を損ねるものではない。
はないが、低圧下刃で高圧下率が得られるので経済的に
有利であり、β相の細粒化にも寄与するので、β相域圧
延を行うことは本発明の効果を損ねるものではない。
（実施例）
表１はＴＩ −６Ａｔ−４Ｖ系合金を圧延、焼鈍条件を
変化させて均一に分散し念微細α粒の析出する条件を求
めたもので、実験は実験室の２５０ｍ径のロールをもつ
圧延機で行った。
変化させて均一に分散し念微細α粒の析出する条件を求
めたもので、実験は実験室の２５０ｍ径のロールをもつ
圧延機で行った。
第１図は現在量も使用されているα＋β型チタン合金で
あるＴＩ −６Ａｔ−４Ｖの顕微鏡写真図で、第１図（
ａ）はα＋β域で加熱された材料を圧延、焼鈍した従来
の材料で、加熱時に析出したα粒と加工後析出し念α粒
を有するα＋βの混合組織になっている。一方第１図伽
）は、１８０℃厚の鍛造材を１１００℃で６０分加熱後
、β域で２Ｓｎ厚まで粗圧延をし念後、α＋β相域で３
ｍ厚まで圧延した後、７３０℃で捲取った本発明材の組
織を示す。
あるＴＩ −６Ａｔ−４Ｖの顕微鏡写真図で、第１図（
ａ）はα＋β域で加熱された材料を圧延、焼鈍した従来
の材料で、加熱時に析出したα粒と加工後析出し念α粒
を有するα＋βの混合組織になっている。一方第１図伽
）は、１８０℃厚の鍛造材を１１００℃で６０分加熱後
、β域で２Ｓｎ厚まで粗圧延をし念後、α＋β相域で３
ｍ厚まで圧延した後、７３０℃で捲取った本発明材の組
織を示す。
このように本発明材は均一に分散した微細α粒を有する
α＋β混合組織となっている。
α＋β混合組織となっている。
（発明の効果）
本発明によれば加熱条件が鉄鋼スラブの低温加熱（１０
００℃〜１１５０℃）と大差がなくなるので、鉄鋼材料
とチタン材を同一の加熱炉で加熱できることになり、そ
のため圧延施設の操業をチタン用に大きく変更する必要
がなくなり操業コストの増加を抑えることができる。ま
た、加熱温度の上昇に従い、圧延を高温でできるため圧
延荷重が小さくなり加工エネルギーが節約できるばかシ
でなく耳割れなどの損傷も防ぐことができ歩留りの向上
にもつながる。又、ホットスト＋７ 、ｆ圧延などでは
加熱温度の上昇に序い圧延、捲取加熱温度の上昇に序な
い、圧延、捲取温度を高くできるので捲取工程で自己焼
鈍が可能になり熱延板焼鈍が省略できコストの低減がは
かれる。一方、材質面では均一に分散した微細なα粒を
有するα＋β組織をもった高品質なチタン合金が製造で
きるので、産業上極めて有用な発明である。
００℃〜１１５０℃）と大差がなくなるので、鉄鋼材料
とチタン材を同一の加熱炉で加熱できることになり、そ
のため圧延施設の操業をチタン用に大きく変更する必要
がなくなり操業コストの増加を抑えることができる。ま
た、加熱温度の上昇に従い、圧延を高温でできるため圧
延荷重が小さくなり加工エネルギーが節約できるばかシ
でなく耳割れなどの損傷も防ぐことができ歩留りの向上
にもつながる。又、ホットスト＋７ 、ｆ圧延などでは
加熱温度の上昇に序い圧延、捲取加熱温度の上昇に序な
い、圧延、捲取温度を高くできるので捲取工程で自己焼
鈍が可能になり熱延板焼鈍が省略できコストの低減がは
かれる。一方、材質面では均一に分散した微細なα粒を
有するα＋β組織をもった高品質なチタン合金が製造で
きるので、産業上極めて有用な発明である。
第１図（ａ）は従来のα＋β型チタン合金熱延材の金属
顕微鏡写真、同図色）は本発明によるα＋β型チタン合
金熱延材の金属顕微鏡写真である。 第１ （ａ） （ｂ） １００１Ｊ！ＩＩ
顕微鏡写真、同図色）は本発明によるα＋β型チタン合
金熱延材の金属顕微鏡写真である。 第１ （ａ） （ｂ） １００１Ｊ！ＩＩ
Claims (1)
- α＋β型チタン合金を１１５０℃以下、β−トランザス
以上の温度に加熱し、β−トランザスから８００℃まで
の平均冷却速度が１５℃／ｓｅｃ以下になるように冷却
し、冷却過程でβ−トランザスを通過後１０分以内にβ
−トランザスから６５０℃までの温度域で少くとも７０
％以上の加工を行い、６００〜８００℃の温度域で焼鈍
することを特徴とするα＋β型チタン合金熱延材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5128585A JPS61210164A (ja) | 1985-03-14 | 1985-03-14 | α＋β型チタン合金熱延材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5128585A JPS61210164A (ja) | 1985-03-14 | 1985-03-14 | α＋β型チタン合金熱延材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61210164A true JPS61210164A (ja) | 1986-09-18 |
| JPS634913B2 JPS634913B2 (ja) | 1988-02-01 |
Family
ID=12882659
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5128585A Granted JPS61210164A (ja) | 1985-03-14 | 1985-03-14 | α＋β型チタン合金熱延材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61210164A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0266142A (ja) * | 1988-08-31 | 1990-03-06 | Nippon Steel Corp | α＋β型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法 |
| EP0997544A1 (en) * | 1998-10-29 | 2000-05-03 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Process for producing particle-reinforced titanium alloy |
-
1985
- 1985-03-14 JP JP5128585A patent/JPS61210164A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0266142A (ja) * | 1988-08-31 | 1990-03-06 | Nippon Steel Corp | α＋β型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法 |
| EP0997544A1 (en) * | 1998-10-29 | 2000-05-03 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Process for producing particle-reinforced titanium alloy |
| US6387196B1 (en) | 1998-10-29 | 2002-05-14 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Process for producing particle-reinforced titanium alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS634913B2 (ja) | 1988-02-01 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |