JPS61284560A - α＋β型チタン合金の製造方法 - Google Patents
α＋β型チタン合金の製造方法Info
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- JPS61284560A JPS61284560A JP12570385A JP12570385A JPS61284560A JP S61284560 A JPS61284560 A JP S61284560A JP 12570385 A JP12570385 A JP 12570385A JP 12570385 A JP12570385 A JP 12570385A JP S61284560 A JPS61284560 A JP S61284560A
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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、α＋β型のチタン合金の製造方法に関する。
より詳述すれば、α＋β型のチタン合金を熱間押出し、
次いで溶体化処理そして時効処理を含む熱処理を施すこ
とから成る上記チタン合金の押出材の製造方法に関する
。
次いで溶体化処理そして時効処理を含む熱処理を施すこ
とから成る上記チタン合金の押出材の製造方法に関する
。
（従来の技術）
α＋β型の代表的チタン合金であるＴｉ−６ＡＩｌ−２
５ｎ −４２ｒ−６Ｍｏ合金、およびＴ １−６Ａ ｌ
−６Ｖ−２Ｓｎ合金は強度的に優れているため、今後
各種方面での応用が期待されている。
５ｎ −４２ｒ−６Ｍｏ合金、およびＴ １−６Ａ ｌ
−６Ｖ−２Ｓｎ合金は強度的に優れているため、今後
各種方面での応用が期待されている。
一般に、これらのα＋β型合金では圧延、鍛造などの加
工法により板、棒などの一次素材を製造するが、その加
工はα＋β領域で仕上げなければならない。すなわち、
これらの合金の加工をβ領域で行うと製品の結晶粒が粗
大化して、加工後の延性が著しく低下するためである。
工法により板、棒などの一次素材を製造するが、その加
工はα＋β領域で仕上げなければならない。すなわち、
これらの合金の加工をβ領域で行うと製品の結晶粒が粗
大化して、加工後の延性が著しく低下するためである。
したがって、これらの加工方法では加工Ａ度との兼ね合
いで加工領域に限界がある。そのため加工材として十分
な強度、延性のものが得られず、一般に一次素材として
利用されるにすぎず、また加工条件を厳密に規制するこ
とにより高強度、高延性のものを得たとしてもそれは高
価な材料となってしまう。上述のようなα＋β型チタン
合金の使用を、広く一般的な用途に普及させるには問題
があった。
いで加工領域に限界がある。そのため加工材として十分
な強度、延性のものが得られず、一般に一次素材として
利用されるにすぎず、また加工条件を厳密に規制するこ
とにより高強度、高延性のものを得たとしてもそれは高
価な材料となってしまう。上述のようなα＋β型チタン
合金の使用を、広く一般的な用途に普及させるには問題
があった。
（発明が解決しようとする問題点）
したがって、β領域内にあっても結晶粒の粗大化を招く
ことなく、したがって延性低下を何ら招くことがなく、
加工可能な材料あるいは加工法が得られれば、加工条件
をそれ程厳しく管理することなく、つまり安価に、そし
て場合によっては管材などの最終形状の製品にまで加工
でき、その利益には計り知れないものがある。
ことなく、したがって延性低下を何ら招くことがなく、
加工可能な材料あるいは加工法が得られれば、加工条件
をそれ程厳しく管理することなく、つまり安価に、そし
て場合によっては管材などの最終形状の製品にまで加工
でき、その利益には計り知れないものがある。
ところで、押出加工は高速で強加工を行えるという特徴
を存するため、結晶粒が微細化しβ相領域で押出しを行
っても延性が低下せず、加工領域が広いということが知
られている。
を存するため、結晶粒が微細化しβ相領域で押出しを行
っても延性が低下せず、加工領域が広いということが知
られている。
なお、この点、鍛造では、加工速度が遅く、β相領域で
加工を行うと結晶粒の粗大化を招く、したがって製品に
延性を与えようとするならば加工条件を厳しく限定しな
ければならない。またこのような制約によって製品の形
状が限定され、チタン合金部品のコストを引き上げるた
め本合金の普及を阻害してきた。
加工を行うと結晶粒の粗大化を招く、したがって製品に
延性を与えようとするならば加工条件を厳しく限定しな
ければならない。またこのような制約によって製品の形
状が限定され、チタン合金部品のコストを引き上げるた
め本合金の普及を阻害してきた。
第１表
第１表にα＋β型の合金の代表的例であるＴ’ｉ−６Ａ
１−６ Ｖ−２Ｓ ｎ合金のβ領域鍛造材（１０００
℃加熱）、α＋β領域鍛造材（９００℃加熱）、β領域
押出材（１０１５℃加熱）およびα＋β領域押出材（８
８５℃加熱）のそれぞれの室温引張性質を示す。
１−６ Ｖ−２Ｓ ｎ合金のβ領域鍛造材（１０００
℃加熱）、α＋β領域鍛造材（９００℃加熱）、β領域
押出材（１０１５℃加熱）およびα＋β領域押出材（８
８５℃加熱）のそれぞれの室温引張性質を示す。
これよりβ領域鍛造材はα＋β領域鍛造材と比べて伸び
が著しく低い。これに対し押出材は鍛造材に比べ強度的
にいずれも劣るが、押出材同士を比べると、β領域押出
材は伸びが、α＋β領域押出材と比べて同等となってい
る。このことより、押出加工法では加工範囲が広く取れ
、有用な加工方法と言える。他方、押出材は１掲の第１
表に示す結果からも明らかなように、またすでに当業者
にはよく知られているように鍛造材などと比べてその強
度が低い欠点があるために、チタン合金の加工法として
強度を要求される用途には押出法は使用されることがな
かった。
が著しく低い。これに対し押出材は鍛造材に比べ強度的
にいずれも劣るが、押出材同士を比べると、β領域押出
材は伸びが、α＋β領域押出材と比べて同等となってい
る。このことより、押出加工法では加工範囲が広く取れ
、有用な加工方法と言える。他方、押出材は１掲の第１
表に示す結果からも明らかなように、またすでに当業者
にはよく知られているように鍛造材などと比べてその強
度が低い欠点があるために、チタン合金の加工法として
強度を要求される用途には押出法は使用されることがな
かった。
かくして、本発明の目的とするところは、強度および延
性をともに満足するチタン合金の製造方法を提供するこ
とである。
性をともに満足するチタン合金の製造方法を提供するこ
とである。
さらに本発明の別の目的は加工条件の厳しくない、つま
り加工温度領域の比較的広い加工操作に２よって、強度
および延性をともに満足するチタン合金の製造方法を提
供することである。
り加工温度領域の比較的広い加工操作に２よって、強度
および延性をともに満足するチタン合金の製造方法を提
供することである。
本発明のさらにまた別の目的は、管材など最終形状にま
で加工した、強度および延性をともに満足するチタン合
金の製造方法を提供することである。
で加工した、強度および延性をともに満足するチタン合
金の製造方法を提供することである。
（問題点を解決するための手段）
本発明者らは、上述の押出材の延性に冨むという点に着
目し、この存用性を生かすとともに、その欠点である強
度を与え得る熱処理条件を見出し、以下に示す本発明を
完成した。
目し、この存用性を生かすとともに、その欠点である強
度を与え得る熱処理条件を見出し、以下に示す本発明を
完成した。
すなわち、本発明はα＋β型のチタン合金に熱間押出加
工を施した後、α＋β領域に加熱、保持してから強制冷
却する溶体化処理を行い、次いで４００〜５５０℃の温
度域で時効処理することを特徴とする、チタン合金の製
造方法である。
工を施した後、α＋β領域に加熱、保持してから強制冷
却する溶体化処理を行い、次いで４００〜５５０℃の温
度域で時効処理することを特徴とする、チタン合金の製
造方法である。
このように、本発明によれば、β領域あるいはα＋β領
域を問わす押出成形されると結晶粒は著しく微細化し、
延性の低下は免れる。しかし、得られる材質は強度的に
十分でないため、溶体化処理と時効処理との組合せによ
って強度の改善を図っているのである。しかも、押出材
のように微細結晶粒を有するものを処理するためその強
度向上効果には顕著なものがみられる。
域を問わす押出成形されると結晶粒は著しく微細化し、
延性の低下は免れる。しかし、得られる材質は強度的に
十分でないため、溶体化処理と時効処理との組合せによ
って強度の改善を図っているのである。しかも、押出材
のように微細結晶粒を有するものを処理するためその強
度向上効果には顕著なものがみられる。
ここに、上述のα＋β型チタン合金は代表例としては前
述のＴｉ−６Ａ ｌ −２Ｓｎ −４Ｚｒ−６Ｍｏ系合
金およびＴｉ−６Ａβ−６Ｖ−２Ｓｎ系合金が挙げられ
るが、本発明の特徴からすれば、その他α＋β型であれ
ば特に制限はない。
述のＴｉ−６Ａ ｌ −２Ｓｎ −４Ｚｒ−６Ｍｏ系合
金およびＴｉ−６Ａβ−６Ｖ−２Ｓｎ系合金が挙げられ
るが、本発明の特徴からすれば、その他α＋β型であれ
ば特に制限はない。
好ましくは、重量％で、Ａ １：５．０〜７．０％、Ｓ
ｎ：１．ｏ〜７．０％、Ｚ ｒ ： Ｏ〜５ 、０％、
Ｍｏ：Ｏ４０，０％、残部Ｔｉおよび付随不純物から成
る、いわゆるα＋β型チタン合金である。
ｎ：１．ｏ〜７．０％、Ｚ ｒ ： Ｏ〜５ 、０％、
Ｍｏ：Ｏ４０，０％、残部Ｔｉおよび付随不純物から成
る、いわゆるα＋β型チタン合金である。
溶体化処理後の強制冷却は、空冷より速い冷却速度での
冷却の意味であり、油冷、水冷のいわゆる焼入れ操作を
いう。また、このときの溶体化温度はα＋β領域であれ
ばよいが、通常は溶体化処理時間を短縮するためにβト
ランザスからそれより１００℃低い温度の範囲内が好ま
しい。
冷却の意味であり、油冷、水冷のいわゆる焼入れ操作を
いう。また、このときの溶体化温度はα＋β領域であれ
ばよいが、通常は溶体化処理時間を短縮するためにβト
ランザスからそれより１００℃低い温度の範囲内が好ま
しい。
時効処理は好ましくは４８０〜５３０℃で４〜８時間行
う。
う。
よって、本発明は、その好適態様によれば、重量％で、
Ａ Ｎ ：５．Ｏ〜７．０％、３口：１．０〜７．０％
、Ｚｒｈｏ 〜５．０％、Ｍｏ：Ｏ〜７．０％、残部Ｔ
ｉおよび付随不純物から成るα＋β型のチタン合金を押
出成形して得た押出成形材を、βトランザスとこれより
１００℃低い温度との間の温度のα＋β領域で溶体化処
理し、次いで室温にまで空冷より速い冷却速度で冷却し
、その後、４００〜５５０℃の温度で時効処理する、０
．２％耐力１１０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、引張強さ１２０
ｋｇｆ／ｍｍ”以上の強度、伸び１０％以上の延性を示
ずα＋゛β型のチタン合金の押出成形材の製造方法であ
る。
Ａ Ｎ ：５．Ｏ〜７．０％、３口：１．０〜７．０％
、Ｚｒｈｏ 〜５．０％、Ｍｏ：Ｏ〜７．０％、残部Ｔ
ｉおよび付随不純物から成るα＋β型のチタン合金を押
出成形して得た押出成形材を、βトランザスとこれより
１００℃低い温度との間の温度のα＋β領域で溶体化処
理し、次いで室温にまで空冷より速い冷却速度で冷却し
、その後、４００〜５５０℃の温度で時効処理する、０
．２％耐力１１０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、引張強さ１２０
ｋｇｆ／ｍｍ”以上の強度、伸び１０％以上の延性を示
ずα＋゛β型のチタン合金の押出成形材の製造方法であ
る。
（作用）
次に、本発明の構成を示す工程図である添付図面の第１
図を参照して本発明をさらに説明する。
図を参照して本発明をさらに説明する。
すなわち、添付図面の第゛１図に示すように、本発明に
よれば、押出によりビレットを棒、管などに成形した後
、溶体化処理、時効処理を経て、製品とされる。
よれば、押出によりビレットを棒、管などに成形した後
、溶体化処理、時効処理を経て、製品とされる。
そこで、それぞれの工程について詳述すると、まず押出
しは通常のものであって、一般に最終形状にまで成形す
る。押出は特にその加工条件を限定する必要はない。す
なわち、前述の第１表に示す通り、β領域押出材におい
ても製造後の延性の低下は特に見られない。この理由は
、押出が高速加工でかつ強加工を与え得るためで、製品
の結晶粒が微細であることによる。
しは通常のものであって、一般に最終形状にまで成形す
る。押出は特にその加工条件を限定する必要はない。す
なわち、前述の第１表に示す通り、β領域押出材におい
ても製造後の延性の低下は特に見られない。この理由は
、押出が高速加工でかつ強加工を与え得るためで、製品
の結晶粒が微細であることによる。
したがって、そのような微細結晶粒とする押出成形条件
としてはα＋β合金の場合β−ｔｒａｎｓｕｓ ＋。
としてはα＋β合金の場合β−ｔｒａｎｓｕｓ ＋。
１００°Ｃの温度内に加熱し、押出比１０で押出を行う
例がある。
例がある。
このようにして適宜形状に加工された押出材は、強度的
に不十分なので溶体化処理を行う。好ましくは、この溶
体化処理条件は本合金系がマルテンサイトの焼戻しによ
り強化することを考慮して、βトランザス−１００℃以
内の温度に保持した後水冷する。これは通常の熱処理条
件内である。しかし、押出成形により微細結晶となって
いるため、その効果は著しい。
に不十分なので溶体化処理を行う。好ましくは、この溶
体化処理条件は本合金系がマルテンサイトの焼戻しによ
り強化することを考慮して、βトランザス−１００℃以
内の温度に保持した後水冷する。これは通常の熱処理条
件内である。しかし、押出成形により微細結晶となって
いるため、その効果は著しい。
焼入れにより生じた組織は靭性が欠けるので時効処理を
行うが、時効条件は通常５７０℃付近の比較的高温で行
われているのに対し、本発明にあっては、熱処理後の強
度を与えるためには通常の熱処理条件より低温の５００
℃付近の時効が適当であることを見い出した。これは、
本合金系の強化機構がマルテンサイトの焼戻しにより生
成する微細なα相によるもので、５７０℃の高温での時
効は生成するα相が粗大となり、軟化してしまうためで
ある。したがって、時効温度は４００〜５５０℃である
ことが必要である。４００°Ｃ以下ではマルテンサイト
が分解せず強化しない。
行うが、時効条件は通常５７０℃付近の比較的高温で行
われているのに対し、本発明にあっては、熱処理後の強
度を与えるためには通常の熱処理条件より低温の５００
℃付近の時効が適当であることを見い出した。これは、
本合金系の強化機構がマルテンサイトの焼戻しにより生
成する微細なα相によるもので、５７０℃の高温での時
効は生成するα相が粗大となり、軟化してしまうためで
ある。したがって、時効温度は４００〜５５０℃である
ことが必要である。４００°Ｃ以下ではマルテンサイト
が分解せず強化しない。
次に実施例により本発明を説明する。
大立班上
第２表に示す組成を有するＴｉ ６Ａ１ ６Ｖ ２
Ｓｎ系合金を従来例として通常の製造方法である３５０
ｋｇ鋳塊から仕上鍛造を９００℃加熱で外径φ３０の棒
材に加工した後、ＡＭＳ硯格熱処理（９００℃Ｘ ｌｈ
ｒで溶体化処理、ｎｏ ＋ ５６５°ＣＸ４ｈｒで時効
処理、ＡＣ）を施して製造した。同様にして、同じ合金
を下記押出条件で押出成形し、内径７０ｍｍ、外径１２
０ｍｎ＋の管材とし、得られた押出材を９１０℃で溶体
化処理した後、５４０℃で８時間時効処理した。
Ｓｎ系合金を従来例として通常の製造方法である３５０
ｋｇ鋳塊から仕上鍛造を９００℃加熱で外径φ３０の棒
材に加工した後、ＡＭＳ硯格熱処理（９００℃Ｘ ｌｈ
ｒで溶体化処理、ｎｏ ＋ ５６５°ＣＸ４ｈｒで時効
処理、ＡＣ）を施して製造した。同様にして、同じ合金
を下記押出条件で押出成形し、内径７０ｍｍ、外径１２
０ｍｎ＋の管材とし、得られた押出材を９１０℃で溶体
化処理した後、５４０℃で８時間時効処理した。
上述の従来例および本発明による場合にそれぞれ製造さ
れた材料についてそれぞれ室温と４００℃の引張性質を
試験した。結果を第３表にまとめて示す。
れた材料についてそれぞれ室温と４００℃の引張性質を
試験した。結果を第３表にまとめて示す。
押出条件： 押出比１０
押出加熱温度（’Ｃ） α＋β押出：８９０β押出 ：
１０１０ 玉１表 （重量％） 」工 Ｓｎ、 Ｖ−旦− ５，９１，９５，５残部 第３表に示す結果より通常のα＋β領域鍛造材の結果と
比較して、本発明にかかる熱処理後のβ領域押出材は室
温での引張性質は同等で４００°Ｃでの強度が高いこと
、並びにα＋β領域押出材は室温での伸びは同等でかつ
室温および４００℃での強度がｌＯ〜１５Ｊｆ＃ｎｍ２
以上高くなっていることがわかり、特に高温での強度の
向上に本発明に従う製造方法は有用であることが分かる
。
１０１０ 玉１表 （重量％） 」工 Ｓｎ、 Ｖ−旦− ５，９１，９５，５残部 第３表に示す結果より通常のα＋β領域鍛造材の結果と
比較して、本発明にかかる熱処理後のβ領域押出材は室
温での引張性質は同等で４００°Ｃでの強度が高いこと
、並びにα＋β領域押出材は室温での伸びは同等でかつ
室温および４００℃での強度がｌＯ〜１５Ｊｆ＃ｎｍ２
以上高くなっていることがわかり、特に高温での強度の
向上に本発明に従う製造方法は有用であることが分かる
。
なお、本例のα＋β領域押出材の時効温度を３８０°Ｃ
から６４０℃まで変えたときの機械的特性の変化をグラ
フにまとめて第２図に示す。他の条件は本例に同じであ
った。
から６４０℃まで変えたときの機械的特性の変化をグラ
フにまとめて第２図に示す。他の条件は本例に同じであ
った。
大血拠蛮
本例は、合金組成を第４表に示すＴｉ−６Ａ１−２Ｓｎ
−４Ｚｒ−６Ｍｏ合金を使い、実施例１を繰り返した
。結果を第５表にまとめて示す。本例の場合も実施例１
と同じ傾向を有しており、これより本発明はこの系の合
金についても有効であることがわ゛かる。なお、時効温
度の影響も第２図のそれに実質上同じであった。
−４Ｚｒ−６Ｍｏ合金を使い、実施例１を繰り返した
。結果を第５表にまとめて示す。本例の場合も実施例１
と同じ傾向を有しており、これより本発明はこの系の合
金についても有効であることがわ゛かる。なお、時効温
度の影響も第２図のそれに実質上同じであった。
第４表 （重量％）
ＡＩ Ｓｎ Ｚｒ Ｍｏ
Ｔｉ６．０ ２．０ ４．１ ６．１
残部第５表 （発明の効果） 以上詳述してきたように本発明によれば、（ｉ）押出し
加工の幅広い加工条件を生かし延性に冨む素材を成形す
ることができ； （ｉｉ）溶体化処理後の水冷と低温での時効を用いて製
品に十分な強度を与えることができ；そして （ｉｉｔ ）両者の組合せにより、従来全くみれらなか
った程すぐれた、強度と延性を備えた押出材が得られる
。
Ｔｉ６．０ ２．０ ４．１ ６．１
残部第５表 （発明の効果） 以上詳述してきたように本発明によれば、（ｉ）押出し
加工の幅広い加工条件を生かし延性に冨む素材を成形す
ることができ； （ｉｉ）溶体化処理後の水冷と低温での時効を用いて製
品に十分な強度を与えることができ；そして （ｉｉｔ ）両者の組合せにより、従来全くみれらなか
った程すぐれた、強度と延性を備えた押出材が得られる
。
第１図は、本発明に係る製造方法を示す工程図；第２図
は、実施例１における時効処理温度を変えたときの各機
械的特性の変化を示すグラフである。
は、実施例１における時効処理温度を変えたときの各機
械的特性の変化を示すグラフである。
Claims (1)
- α＋β型のチタン合金に熱間押出加工を施した後、α＋
β領域に加熱、保持してから強制冷却する溶体化処理を
行い、次いで４００〜５５０℃の温度域で時効処理する
ことを特徴とする、チタン合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12570385A JPS61284560A (ja) | 1985-06-10 | 1985-06-10 | α＋β型チタン合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12570385A JPS61284560A (ja) | 1985-06-10 | 1985-06-10 | α＋β型チタン合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61284560A true JPS61284560A (ja) | 1986-12-15 |
Family
ID=14916631
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12570385A Pending JPS61284560A (ja) | 1985-06-10 | 1985-06-10 | α＋β型チタン合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61284560A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018116444A1 (ja) | 2016-12-22 | 2018-06-28 | 新日鐵住金株式会社 | α＋β型チタン合金押出形材 |
| CN114182186A (zh) * | 2021-11-11 | 2022-03-15 | 天津职业技术师范大学(中国职业培训指导教师进修中心) | 一种提高近β钛合金紧固件棒坯组织均匀性的方法 |
-
1985
- 1985-06-10 JP JP12570385A patent/JPS61284560A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018116444A1 (ja) | 2016-12-22 | 2018-06-28 | 新日鐵住金株式会社 | α＋β型チタン合金押出形材 |
| US11473173B2 (en) | 2016-12-22 | 2022-10-18 | Nippon Steel Corporation | α+βtitanium alloy extruded shape |
| CN114182186A (zh) * | 2021-11-11 | 2022-03-15 | 天津职业技术师范大学(中国职业培训指导教师进修中心) | 一种提高近β钛合金紧固件棒坯组织均匀性的方法 |
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