JPS62151551A - チタン合金冷間加工材の製造方法 - Google Patents

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】 本発明は、β型チタン合金であるＴｌ−１５Ｖ−５Ｃｒ
−５８ｎ−５人１合金の冷間加工材の製造方法に関する
ものであシ、冷間加工前、溶体化処理（軟化焼鈍）を従
来よりｉい特定の温度域で行いしかもこれに所定水準以
上の冷間加工度の下での冷間加工を行うことを特徴とす
るものである。本発明によシ製造された冷間加工材から
、その後の溶体化処理に際してプレス加工等に好適な微
細な結晶粒を持つ溶体化処理材が生成され、また溶体化
時効処理に際しては従来よシ高い強度を示す溶体化時効
処理材が生成される。

発明の背景 チタン及びチタン合金はその優れた比強度、耐食性及び
耐熱性を保有しているために、宇宙航空機材料、各種化
学プラント、海水淡水化装置等広範な用途に利用されて
いる。

チタン合金としては従来Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ等に代表さ
れるα＋β型合金が広く用いられてきたが、α＋β型合
金は成形性に乏しく、加工の多くを切削に頼るため最終
製品に至るまでの歩留シが非常に低いという欠点を有し
ている。そこで、α＋β型合金に比較して冷間加工性に
優れしかも高強度が得られることからβ型チタン合金の
Ｔｌ−１５Ｖ−５Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ　の利用が近年
波がシつつある。

尚、本明細書においてＴｌ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−
５Ａｌ　チタン合金とは次の組成範囲にあるものを包括
する。

Ｖ１４〜１６ｗｔ％ Ｃｒ　　：２．５〜＆５　ｗｔ％ Ｓｎ　　：２．５〜１５　ｗｔ％ Ａｌ　　：２．５〜五５　ｗｔ％ 残部　　Ｔｉ及び不可避的不純物 β型チタン合金は厳密に言えは準安定β型合金であ）、
β域からの急冷によって常温でもβ単一組となシ、時効
硬化性をもつ。

従来技術と問題点 Ｔｌ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−５Ａｌ合金の冷間加工
材は、従来、冷間加工前にβ相単相として加工性を良く
する為に、β変態点（７３０〜７５０°Ｃ）以上の、７
８０〜８３０℃の範囲内の温度で３〜６０分間冷間加工
前溶体化処理（軟化焼鈍）を施し、その後空冷以上の冷
却速度で室温まで冷却されていた。この処理により、材
料は、変形抵抗を上げそして延性を低下させるα相を含
まない状態となシ、冷間加工性に富んだ状態となる。こ
うした軟化状態を得るに充分の温度として上記７８０〜
８３０℃の冷間加工前溶体化温度が採用されていたので
ある。この後、冷間加工に１、よって冷間加工材が！Ｉ
８！造される。

冷間加工材は、その後、用途に応じて溶体化処理を施さ
れて溶体化処理材に或いは溶体化時効処理を施されて溶
体化時効処理材に成る。

しかしながら、従来からの溶体化処理材或いは溶体化時
効処理材はいまだ、充分に満足しうる伽械的性頁を具備
しているとは云い難い。例えば、溶体化処理材のプレス
加工時に良質の肌が得られないことが多々あシ、また溶
体化時効処理材も一段の強度向上が望まれる。これは、
結局、溶体化処理材及び溶体化時効処理材のβ結晶粒径
が充分に微細でないことが基本的原因である。

従って、微細結晶組織を有する上記溶体化処理材或いは
溶体化時効処理材を製造する技術が確立しうるなら、そ
れらからの最終製品の品質も向上する。

発明の概要 上記状況に鑑み、本発明は、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３
８ｎ−３Ａｌ　　合金の冷間加工材から得られる溶体化
処理材或いは溶体化時効処理材の結晶組織の微細化を図
ることを目的とする。

本発明者等は、上述した冷間加工前溶体化処理−冷間加
工（冷間加工材）−溶体化処理（溶体化処理材）−（冷
間成形加工）一時効（溶体化時効処理材）という工程を
総合的に検討し、これら処理工程と結晶粒組織との関係
について研究を進めた。冷間加工後の溶体化処理による
再結晶粒の粒径を支配するのは、冷間加工前溶体化処理
条件と冷間加工条件であシ、両者間に次のような相関性
が見出された。冷間加工前の溶体化処理を従来のように
７８０〜８３０°Ｃで行ったものと、それよシももつと
高温で行？たものとでは冷間加工度と関連して異った挙
動が見られる。即ち冷間加工前の結晶粒径は高温溶体化
したものの方が従来の低温溶体化したものよシ大きく、
ある臨界冷間加工度以下では、冷間加ニー再結晶材の粒
径について上記関係は維持されるが、臨界冷間加工度以
上になると、この関係は逆転し、高温溶体化したものの
冷間加工・再結晶材の結晶粒径は従来の低温溶体化した
ものの冷間加工・再結晶材の結晶粒径よシ小さくなる。

このユニークな現象をうまく利用することによって冷間
加工後の溶体化或いは溶体化時効処理材の結晶微細化を
実現することが可能となる。

このように、冷間加工前の溶体化処理の役割をただ単に
材料を軟化させるという従来からの考え方から一歩進め
、冷間加工度との適切な組合せによシ、冷間加工後溶体
化処理を行った溶体化処理材の結晶粒径を微細にし、更
に時効処理を施した溶体化時効処理材の強度を向上させ
る機能をもつものとしてとらえることが本発明の基本思
想である。

本発明の必須構成間作は、次の通りである：（１）冷間
加工前溶体化処理を従来よシ高温の８３０℃を越え１１
５０℃までの温度において、α相を消滅しそして材料内
部が無歪み状態となるに充分保持しく３分〜５時間）、
その効果を保持するに充分の冷却速度（１８℃／分以上
）で冷却することによって行うこと、及び θＩ）冷間加工を冷間加工度５０％以上で実施すること
。尚、冷間加工度とは、冷間加工における相当ひずみの
量と定義される。

斯くして、本発明は、− Ｖ１４−１６ｗｔ％、Ｃｒ　　２．５〜１５ｗｔ％、Ｓ
ｎ２、５〜′５．５　ｗ　ｔ％、Ａｌ　　２．５〜１５
ｗｔ％そして残部Ｔｉ及び不可避的不純物から成るチタ
ン合金冷間加工材の製造方法において、冷間加工前に８
３０℃を超え且つ１１５０℃以下の温度に３分〜５時間
保持しそして１８℃／分以上の冷却速度で冷却すること
によって溶体化処理を行い、その後冷間加工度５０％以
上で冷間加工を実施することを特徴とするチタン合金冷
間加工材の製造方法を提供する。

本発明の対象とするチタン合金材は、Ｔｉ−１５Ｖ−５
Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ　　であシ、これは最初に定義し
た組成範囲をとる。また、酸素はα３ｗｔ％　以　′下
とすることが好ましい。この酸素をＣＬ　３　ｗｔ％以
下含有するとチタン合金材の強度が増加する。ただしα
３Ｗ％を超えると延性の低下を招き好ましくない。

チタン合金冷間圧延板を例にとって本発明方法を説明す
る。チタン合金製品は、一般に、鋳造されたインゴット
を、その＃造組緘を破壊すると共に、その後の工程に適
した中間素材を生成するためのインゴットブレイクダウ
ン工程を出発工程とする。インゴットブレイクダウンは
、インゴットを分塊圧延或いは鍛造することによル実施
される。

次いで、生成するスラブ材は熱間圧延工程を経由し、最
終寸法に仕上げる冷間圧延を最後に行うことが多く、そ
の際溶体化処理が冷間圧延前に施される。圧延工程後の
材料は、最終的に、製品の用途に応じて、溶体化処理（
即ち再溶体化処理）及び時効処理等の熱処理工程を経て
最鞍製品となる。

本発明が関与するのは、圧延工程の最終段階を構成する
溶体化処理−冷間圧延と最終熱処理工程としての再溶体
化処理及び時効処理であシ、その前歴は本発明において
は一切問わない。

最近、良質のチタン合金材の製造の為インゴットブレイ
クダウン工程及び圧延工程において様々の散着案が提唱
されてお〕（例えば特願昭６０−４５８４３．６０−４
５８４４等多数）、それらのいずれをも本発明と併用し
うる。

本発明では、従来よシ高い８５０’Ｃを超え１１５０°
Ｃ以下の温度域から選択される溶体化温度において３分
〜５時間保持することによって冷間加工前の溶体化が実
施される。

この溶体化処理によシ、素材の粒径は粗大化するが、従
来の低い温度での処理にょシ溶体化したものと較べると
、結晶粒内は一層無歪み状態となっている。このため、
これに続く冷間圧延にょシ歪みが入シやすい状態となっ
ている。

こうした状態を実現するには８３０″Ｃを超える充分に
尚い温度が必要である。温度に１１５０″Ｃという上限
を設けたのは、本合金では、結晶粒の粗大化は材料の脆
化を引起し、冷間加工で割れを生ずるためである。

保持時間は、温度に依存してα相が消滅し、更に材料内
部が無歪みの状態となるに必要な時間として決定される
。上記温度範囲において３分間以上が必要である。保持
時間が長すぎる場合は結晶粒が粗大化し、材料の脆化を
招くので保持時間の上限を５時間とした。

こうして、高温に充分保持された材料は、１８℃／分以
上の冷却速度で冷却される。冷却速度が１８℃／分未満
の場合には、冷却中にα相の析出が開始されやすく、上
述の溶体化の効果が失われる。溶体化後３００°Ｃまで
の冷却速度を１８℃／分以上とする必要がある。

本発明の重要な構成要素の一つは冷間加工度即ちここで
は冷間圧延率である。本合金では、本発明に従う高温溶
体化処理したものと従来からの低温溶体化処理したもの
では、冷間圧延率の、冷間圧延後再溶体化した後の再結
晶材の結晶粒径微細化への影響の仕方が異なる。高温で
溶体化したものは、低温で溶体化したものに較べて、冷
間圧延・再結晶材の結晶粒径への冷間圧延率の影響が大
きい。圧延前の結晶粒径は高温溶体化処理したものの方
が当然に低温溶体化処理したものよシ大きい。

ところが、一定の冷間圧延率以上をとると、この関係が
逆転する。即ち、高温溶体化−冷間圧延−溶体化処理し
た再結晶材の結晶粒径は低温溶体化−冷間圧逗一溶体化
処理した再結晶材よシ小さくなる。本発明等はこの臨界
冷間圧延率が５０％であることを見出した。このため、
本発明では冷間圧延率を５０％以上とする。

以上の条件の下で溶体化処理及び冷間圧延を実施するこ
とによシ本発明に従う冷間圧延板が製造される。

本発明に従う冷間圧延板は、その後、用途に応じて溶体
化処理して溶体化処理材とするか、或いは溶体化時効処
理して溶体化時効処理材とされる。

溶体化処理材は微細な結晶粒を持つためプレス加工等の
加工をした場合に良質な肌が得られる。溶体化時効処理
材はその微細な結晶粒によシ従来材よシも高い強度を示
す。

このように、本発明においては、高温溶体化と高い冷間
加工率とが、その後の溶体化後の材料の結晶粒微細化を
実現するに好適な状態を創出しているのである。

冷間圧延後の溶体化処理は、７５０〜８３０°Ｃの温度
に３〜６０分保持し、空冷以上の冷却速度による冷却を
施すことによって実施される。時効処理は４００〜６０
０℃の温度で一般に行われる。

本発明においては、加工は圧延に限らず、冷間プレス、
鍛造等のすべての塑性加工を対象とし、そのいずれにお
いても優れた冷間加工品を提供するものである。

発明の効果 Ｔｌ−１５Ｖ−５Ｃｒ−３８ｎ−３Ａｌ合金冷間加工品
の機械的性質の改善を実現し、当該加工品の有用性を拡
大した。

実施例及び比較例 表１に示す化学成分を持つ熱間圧延板を供試材として用
いた： 表１　　供試材の化学成分　（ｗｔ％）これに、８００
℃（従来法）、９００℃、９５０”Ｃ１１０００℃及び
１１００℃でそれぞれ３０分加熱保持して溶体化を施し
、その後空冷をした。

この状態での材料の結晶粒径を表２に示す（結晶粒径は
すべてｌｉｎ＠ａｒ　Ｉｎｔｅｒｃｅｐｔ決によシ測定
）。

当然に、溶体化温度の高い程、結晶粒径は大きくなって
いる。

表２　　冷間圧延前の溶体化処理後の結晶粒径これらを
すべて、冷間圧延に供した。冷間圧延率は１０％（比較
例）、３０％（比較例）、５０％、７０％及び９０％の
５段階を採用した。冷間圧延後、８００℃Ｘ３０分−空
冷の溶体化処理を施した。表３は生成された結晶粒径を
示す。

表３は次の事実を示している： （Ｉ）　　冷間加工前溶体化温度が旨いもの程、結晶粒
径の加工度（圧延率）依存性がぬい。

０υ　加工度（圧延率）５０％未満では冷間圧延前溶体
化温度の高いもの程、Ｊｉ！７晶粒径は大きいが、加工
度５０％以上では冷間圧延前浴体化温度が高いもの回道
に微細な結晶粒径が得られる。

表３において５０％加工度のものは境界条件にあるため
、その前後のもの程明確な増減傾向を示さないが、結晶
粒の粗大化が起っていない点で本発明に属するものとし
た。

上記のうち加工度を９０％にとった場合の溶体化処理材
の機械的性質を表４に示す。

表４　加工度９０％の溶体化処理材の 機械的性質 次に、更に５１０℃×８時間の時効を行った溶体化時効
処理材の機械的性質を示す。

表５　加工度９０％材の溶体化時効 処理材の機械的性質 溶体化時効処理材では、冷間加工前溶体化温度が高いも
の程、強度が上昇している。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）Ｖ１４〜１６ｗｔ％、Ｃｒ２．５〜３．５ｗｔ％、
   Ｓｎ２．５〜３．５ｗｔ％、Ａｌ２．５〜３．５ｗｔ％
   そして残部Ｔｉ及び不可避的不純物から成るチタン合金
   冷間加工材の製造方法において、冷間加工前に８３０℃
   を超え且つ１１５０℃以下の温度に３分〜５時間保持し
   そして１．８℃／分以上の冷却速度で冷却することによ
   つて溶体化処理を行い、その後冷間加工度５０％以上で
   冷間加工を実施することを特徴とするチタン合金冷間加
   工材の製造方法。 ２）チタン合金材の酸素含有量が０．３ｗｔ％以下であ
   る特許請求の範囲第１項記載の方法。