JPS6144166A - チタン合金板の製造方法 - Google Patents
チタン合金板の製造方法Info
- Publication number
- JPS6144166A JPS6144166A JP16556784A JP16556784A JPS6144166A JP S6144166 A JPS6144166 A JP S6144166A JP 16556784 A JP16556784 A JP 16556784A JP 16556784 A JP16556784 A JP 16556784A JP S6144166 A JPS6144166 A JP S6144166A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alpha
- beta
- hot
- transformation point
- plate
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
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、均質かつ等軸α晶組織を有し、機械的特性に
優れたチタン合金板の製造方法に関する。
優れたチタン合金板の製造方法に関する。
一般に、チタン合金鋳塊の製造後、熱間圧延用のスラブ
に形状をととのえ、かつ、υ造Ｋｍ ｔＭＡ’ｔ ｖＬ
壊するために，熱間鍛造又は分塊圧延によるインゴット
ブレイクダウンが行なわれる。前記チタン合金の鋳造組
織を破壊し、また変形抵抗を小さくするために、通常β
変態点以上に加熱し、こりβ変態点以上の領域で鍛造又
は分塊圧延の大半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域に空冷（徐冷）される。
に形状をととのえ、かつ、υ造Ｋｍ ｔＭＡ’ｔ ｖＬ
壊するために，熱間鍛造又は分塊圧延によるインゴット
ブレイクダウンが行なわれる。前記チタン合金の鋳造組
織を破壊し、また変形抵抗を小さくするために、通常β
変態点以上に加熱し、こりβ変態点以上の領域で鍛造又
は分塊圧延の大半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域に空冷（徐冷）される。
筒先ばメタルスエンジニアリングインスティテユー）（
１９６９）Ｋ記載されたチタン合金の鍛造温度は第１表
に示す通りである。このＷＪ１表には、鍛造温度のみが
示されているが、分塊圧延の場合の温度も同様である。
１９６９）Ｋ記載されたチタン合金の鍛造温度は第１表
に示す通りである。このＷＪ１表には、鍛造温度のみが
示されているが、分塊圧延の場合の温度も同様である。
前記の鍛造又は分塊圧延後の冷却の段階で１家、旧β粒
界にそつ【、ネットワーク状の粗大粒界α相が析出し、
また旧１粒内には、α十β相１ａｍｅｌｌａｒ組織（板
状α相とβ相の層状組織）が粗大化する。
界にそつ【、ネットワーク状の粗大粒界α相が析出し、
また旧１粒内には、α十β相１ａｍｅｌｌａｒ組織（板
状α相とβ相の層状組織）が粗大化する。
この工程で製造された熱間圧延用スラブは、次にα＋β
域で熱間圧延及びその後の熱処理が行なわれるが、この
熱間圧延及びその後の熱処理は微細かつ均質な等軸α晶
組織とし、機械的特性の向上を計ることを目的としてい
る。
域で熱間圧延及びその後の熱処理が行なわれるが、この
熱間圧延及びその後の熱処理は微細かつ均質な等軸α晶
組織とし、機械的特性の向上を計ることを目的としてい
る。
例えば特開昭５８−２５４２３においては、表面温度を
９８０ ”Ｃ〜７００℃に制御しつつ７０％以上の加工
度をとり、その後再結晶させろことが記載されている。
９８０ ”Ｃ〜７００℃に制御しつつ７０％以上の加工
度をとり、その後再結晶させろことが記載されている。
一般にはα＋β域での加工度を大きくすればする程、等
軸晶Ｍｉ城とならないα相は減少していく傾向にあるが
、この加工度にも製造段階における制限があり、またい
くら加工度を増大させても、等軸晶とならない組織が残
存し、機械的特性に悪影響を与えている。
軸晶Ｍｉ城とならないα相は減少していく傾向にあるが
、この加工度にも製造段階における制限があり、またい
くら加工度を増大させても、等軸晶とならない組織が残
存し、機械的特性に悪影響を与えている。
本発明者は、この点を鋭意研究の結果、α＋β型チメチ
２フ り温度をβ変態点−（マイナス）５０℃以上とし、この
熱間鍛造又は分塊圧延後、５０℃’ｍ１ｎ以上の冷却速
度で急冷したのちα＋β域で断面減少率５０％以上の熱
間圧延を行うことを特徴とするチタン合金板の１Ｍ造方
法を開発した。このようＫして得られた熱間圧延板は製
品用途に応じて焼鈍、溶体化時効処理等の熱処理が行な
われる。
２フ り温度をβ変態点−（マイナス）５０℃以上とし、この
熱間鍛造又は分塊圧延後、５０℃’ｍ１ｎ以上の冷却速
度で急冷したのちα＋β域で断面減少率５０％以上の熱
間圧延を行うことを特徴とするチタン合金板の１Ｍ造方
法を開発した。このようＫして得られた熱間圧延板は製
品用途に応じて焼鈍、溶体化時効処理等の熱処理が行な
われる。
前記のように、熱間圧延及びその後の熱処理の後も等軸
晶とならないα相は，鋳塊の熱間鍛造又は分塊圧延工程
で生ずる旧β粒界に析出したネットワーク状の粗大粒界
α相や旧β粒内におゆるα＋β１ａｍｅｌｌａ．ｒ相の
粗大化洗起因することがわかった。
晶とならないα相は，鋳塊の熱間鍛造又は分塊圧延工程
で生ずる旧β粒界に析出したネットワーク状の粗大粒界
α相や旧β粒内におゆるα＋β１ａｍｅｌｌａ．ｒ相の
粗大化洗起因することがわかった。
しかし、熱間鍛造又は分塊圧延の工程は、鋳造組織の破
壊という品質面及び変形抵抗の小さいところで加工度を
大きくとるという製造コストの面から、どうしてもβ域
に加熱して加工を行うということが要求されるが、これ
によってβ域からα＋β域への除冷がまぬがれないため
、旧β粒界忙おけるネットワーク状の粒界α相や旧β粒
内におけるα＋βｌａｍｅｌｌａｒ相の粗大化が起こり
、これは最終製品の等軸α晶化に悪影響をあたえる。
壊という品質面及び変形抵抗の小さいところで加工度を
大きくとるという製造コストの面から、どうしてもβ域
に加熱して加工を行うということが要求されるが、これ
によってβ域からα＋β域への除冷がまぬがれないため
、旧β粒界忙おけるネットワーク状の粒界α相や旧β粒
内におけるα＋βｌａｍｅｌｌａｒ相の粗大化が起こり
、これは最終製品の等軸α晶化に悪影響をあたえる。
そこで、本発明では、仕上り温度をβ変態点−（マイナ
ス）５０℃以上とする熱間鍛造又は分塊圧延後、５ ０
’Ｃ／ｍｔｎ以上の冷却速度で、水冷等で急冷するこ
とにより、旧β粒界忙析出するネットワーク状の粗大粒
界α相や、旧β粒内におけるα＋βｌａｍｅｌｌδｒ相
の粗大化を抑制する。これＫよって／（ｔ Ｄ’ｌはα
′（マルテンサイト）と倣細なα＋βｌａｍｅｌｌａｒ
Ｉｎ Ｑとなりその後のα＋β域におゆろ５０％以上
の加工とそれＫつづく熱処理により、均質な等軸α晶組
織を得ることができ、機械的特性Ｋ（Ｐれたチタン合金
板の製造が可能となった。
ス）５０℃以上とする熱間鍛造又は分塊圧延後、５ ０
’Ｃ／ｍｔｎ以上の冷却速度で、水冷等で急冷するこ
とにより、旧β粒界忙析出するネットワーク状の粗大粒
界α相や、旧β粒内におけるα＋βｌａｍｅｌｌδｒ相
の粗大化を抑制する。これＫよって／（ｔ Ｄ’ｌはα
′（マルテンサイト）と倣細なα＋βｌａｍｅｌｌａｒ
Ｉｎ Ｑとなりその後のα＋β域におゆろ５０％以上
の加工とそれＫつづく熱処理により、均質な等軸α晶組
織を得ることができ、機械的特性Ｋ（Ｐれたチタン合金
板の製造が可能となった。
前記冷却速度５０″Ｃ／ｍｔｎ未満では、粗大粒界α相
や粗大α＋βｌａｍｎｌｌａｒ相が発生し、これらの組
織は、その後スラブの熱間圧延で断面減少率５０％以上
をとり、さらに熱処理等を行なっても、その痕跡を完全
に消失させることはできず、等軸晶とならないα相残存
の原因となる。
や粗大α＋βｌａｍｎｌｌａｒ相が発生し、これらの組
織は、その後スラブの熱間圧延で断面減少率５０％以上
をとり、さらに熱処理等を行なっても、その痕跡を完全
に消失させることはできず、等軸晶とならないα相残存
の原因となる。
前記のよ５に，粗大粒界α相や旧β粒内の粗大α＋βｌ
ａｍＯ１ｌａｒ相の生成を完全に阻止するためには、理
論上は、分塊圧延又は熱間鍛造のインゴットブレイクダ
ウンの仕上り温度をβ変廟点以上とし、その後β変態点
以上から前記条件で急冷することが必要となるわけであ
るが、実際上前記分塊圧延又は熱間鍛造のインゴットブ
レイクダウン後、β変態点−（マイナス）５０℃以上か
ら急冷すれば、Ｒ．＃！のミクロ組Ｍｎ’ｃ影響を及ぼ
すような粗大粒界α相や粗大α＋β１ａｃｏｅｌｌａｒ
相は発達しない。
ａｍＯ１ｌａｒ相の生成を完全に阻止するためには、理
論上は、分塊圧延又は熱間鍛造のインゴットブレイクダ
ウンの仕上り温度をβ変廟点以上とし、その後β変態点
以上から前記条件で急冷することが必要となるわけであ
るが、実際上前記分塊圧延又は熱間鍛造のインゴットブ
レイクダウン後、β変態点−（マイナス）５０℃以上か
ら急冷すれば、Ｒ．＃！のミクロ組Ｍｎ’ｃ影響を及ぼ
すような粗大粒界α相や粗大α＋β１ａｃｏｅｌｌａｒ
相は発達しない。
したがって、前記の如く、熱間鍛造又は分塊圧延の仕上
げ温度をβ変態点−（マイナス）５０℃以上として急冷
することを本発明の条件とする。
げ温度をβ変態点−（マイナス）５０℃以上として急冷
することを本発明の条件とする。
さらに、α＋β域におけるスラブの熱間圧延により、加
工歪をたくわえ、これをドライビングフォースとして熱
処理により再結晶を行う。
工歪をたくわえ、これをドライビングフォースとして熱
処理により再結晶を行う。
このα＋β域における熱間圧延は、α＋β域であれば特
に温度の規定は必要ないが、β変態点直下では、加工熱
により材料温度がβ変態点以上になる可能性があり、又
温度が低すぎると加工による割れが発生するため、β変
態点以下５０℃から２００℃程度までの温度が好ましい
。
に温度の規定は必要ないが、β変態点直下では、加工熱
により材料温度がβ変態点以上になる可能性があり、又
温度が低すぎると加工による割れが発生するため、β変
態点以下５０℃から２００℃程度までの温度が好ましい
。
このα＋β域での熱間圧延工程を経た板はその後焼鈍や
溶体化時効処理等によって均質かつ等軸なα晶組織が得
られる。
溶体化時効処理等によって均質かつ等軸なα晶組織が得
られる。
次に実施例について説明する。
実施例
代表的なα十β型チクン合金であるＴｉ−６Ａ１−４ｖ
合金における本発明の実施例及び従来工程の比較結果を
第２表に示す。
合金における本発明の実施例及び従来工程の比較結果を
第２表に示す。
試験材のβ変態点は１０００℃であった。ス２プは直径
５５０ Ｆｌｌ！のインゴットを用いて分塊圧延により
製造した。第２表の引張り特性については、板厚中心部
より平行部６朋φ、ＧＬ３５ｕ＋の試験片を最終圧延方
向にサンプリングして測定した。
５５０ Ｆｌｌ！のインゴットを用いて分塊圧延により
製造した。第２表の引張り特性については、板厚中心部
より平行部６朋φ、ＧＬ３５ｕ＋の試験片を最終圧延方
向にサンプリングして測定した。
圧厄後の熱処理（３Ｔム処理）は、１２．５朋ｆｔ）Ｘ
１２５＋＋π（１） Ｘ １００ ｍｋｌの板で行った
。非等軸α晶の発生率は任意に７０ケ所のミクロｕｉ織
写真を撮影し、その中で明らかに等軸となっていない６
品が観察された写真の割合で示した。ミクロ組む内観察
面は最終圧延方向平行断面（Ｌ−Ｚ面）とし、また一枚
の写真の視野は１８０Ｘ１２０μｍとした。
１２５＋＋π（１） Ｘ １００ ｍｋｌの板で行った
。非等軸α晶の発生率は任意に７０ケ所のミクロｕｉ織
写真を撮影し、その中で明らかに等軸となっていない６
品が観察された写真の割合で示した。ミクロ組む内観察
面は最終圧延方向平行断面（Ｌ−Ｚ面）とし、また一枚
の写真の視野は１８０Ｘ１２０μｍとした。
第２表から明らかなよ５Ｋ、本発明方法による工程名１
〜３については比較法（工程墓４〜７）に比べ、非等軸
α晶の発生率が大巾に低く、強度１ 及び延性
が格段に優れている。比較工程Ａ６１分塊圧延の仕上り
温度をβ変態点−（マイナス）５０℃以上として急冷す
ることについては満足しているが、α＋β域で５０％以
上の熱間圧延を行なっていないので、やはり満足のいく
結果は得られていない。なお、第２表ではα＋β城圧延
でクロス圧延を行っているが、一方向圧延でも同様の結
果が得られた。
〜３については比較法（工程墓４〜７）に比べ、非等軸
α晶の発生率が大巾に低く、強度１ 及び延性
が格段に優れている。比較工程Ａ６１分塊圧延の仕上り
温度をβ変態点−（マイナス）５０℃以上として急冷す
ることについては満足しているが、α＋β域で５０％以
上の熱間圧延を行なっていないので、やはり満足のいく
結果は得られていない。なお、第２表ではα＋β城圧延
でクロス圧延を行っているが、一方向圧延でも同様の結
果が得られた。
以上本発明方法は、均質かつ等軸α晶組織の機械的特性
に優れたチタン合金板を得ろことかできる優れた方法で
ある。
に優れたチタン合金板を得ろことかできる優れた方法で
ある。
表１ チタン合金の鍛造温度
Claims (2)
- （１）α＋β型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は分塊圧延
の仕上り温度をβ変態点−５０℃以上とし、この熱間鍛
造又は分塊圧延後、５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で急
冷したのち、α＋β域で断面減少率５０％以上の熱間圧
延を行うことを特徴とするチタン合金板の製造方法。 - （２）製品用途に応じて、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、特許請求の範囲第１項記
載のチタン合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16556784A JPS6144166A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16556784A JPS6144166A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6144166A true JPS6144166A (ja) | 1986-03-03 |
| JPS634907B2 JPS634907B2 (ja) | 1988-02-01 |
Family
ID=15814813
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16556784A Granted JPS6144166A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6144166A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63303044A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製溝形材の製造方法 |
| JPS63303043A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製山形材の製造方法 |
| CN111206195A (zh) * | 2020-02-21 | 2020-05-29 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 钛及合金带卷的罩式炉退火工艺 |
| CN112795812A (zh) * | 2020-12-30 | 2021-05-14 | 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 | 一种tc4钛合金棒材及其制备方法 |
-
1984
- 1984-08-09 JP JP16556784A patent/JPS6144166A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63303044A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製溝形材の製造方法 |
| JPS63303043A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製山形材の製造方法 |
| CN111206195A (zh) * | 2020-02-21 | 2020-05-29 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 钛及合金带卷的罩式炉退火工艺 |
| CN112795812A (zh) * | 2020-12-30 | 2021-05-14 | 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 | 一种tc4钛合金棒材及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS634907B2 (ja) | 1988-02-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0686638B2 (ja) | 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法 | |
| JPS619561A (ja) | 熱間成形性の優れたＡｌ合金板の製造法 | |
| JP3485577B2 (ja) | 析出硬化したバッキングプレートを有する、拡散結合したスパッタリングターゲットアセンブリーおよびその製法 | |
| JPH03193850A (ja) | 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 | |
| JP3749589B2 (ja) | Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条およびこれらの製造方法 | |
| JPS6144166A (ja) | チタン合金板の製造方法 | |
| US4528042A (en) | Method for producing superplastic aluminum alloys | |
| JPS63230858A (ja) | 超塑性加工用チタン合金板の製造方法 | |
| JPS5953347B2 (ja) | 航空機ストリンガ−素材の製造法 | |
| JPS634908B2 (ja) | ||
| JPS61110756A (ja) | チタン合金板の圧延方法 | |
| JP2004052008A (ja) | チタン銅合金材及びその製造方法 | |
| JPS63130755A (ja) | α＋β型チタン合金の加工熱処理方法 | |
| JPS63125645A (ja) | 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法 | |
| JP6623950B2 (ja) | 耐力と延性のバランスに優れるチタン板とその製造方法 | |
| JPH0588302B2 (ja) | ||
| JPH0663076B2 (ja) | 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 | |
| JPH0266142A (ja) | α＋β型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法 | |
| KR20190076749A (ko) | 타이타늄 합금의 처리 방법 | |
| JPS63230857A (ja) | 超塑性加工用チタン合金板の製造方法 | |
| JPS63270448A (ja) | α型および準α型チタン合金板の製造方法 | |
| KR100583992B1 (ko) | 알파상과 베타상의 2상 타이타늄 합금의 열간압연 판재제조 방법 | |
| JP2002088456A (ja) | 超細粒組織を有するα＋β型チタン合金の製造方法 | |
| JPS62127455A (ja) | 熱処理型アルミニウム合金圧延板の製造方法 | |
| JPS62133051A (ja) | α＋β型チタン合金の製造方法 |