JPS62174359A - 加工性に優れたチタン合金材の製造方法 - Google Patents
加工性に優れたチタン合金材の製造方法Info
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- JPS62174359A JPS62174359A JP2577886A JP2577886A JPS62174359A JP S62174359 A JPS62174359 A JP S62174359A JP 2577886 A JP2577886 A JP 2577886A JP 2577886 A JP2577886 A JP 2577886A JP S62174359 A JPS62174359 A JP S62174359A
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Landscapes
- 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、β型チタン合金であるTi−15V−3Cr
−3Sn−5Al合金材の製造方法に関するものであり
、特には微細な結晶粒を有しそして加工性に優れた当該
チタン合金材の冷間加工品をys造するべく、冷間加工
前の溶体化処理(軟化焼鈍、中間焼鈍)を従来より高い
湿灰で行うことを特徴とするものである。本方法により
、従来よりも加工性に優れ、更には優れた機械的性質を
具備する冷間加工品の製造が可能となり、Ti−15V
−3Cr−3Sn−5Al合金材の有用性が一段と向上
する。
−3Sn−5Al合金材の製造方法に関するものであり
、特には微細な結晶粒を有しそして加工性に優れた当該
チタン合金材の冷間加工品をys造するべく、冷間加工
前の溶体化処理(軟化焼鈍、中間焼鈍)を従来より高い
湿灰で行うことを特徴とするものである。本方法により
、従来よりも加工性に優れ、更には優れた機械的性質を
具備する冷間加工品の製造が可能となり、Ti−15V
−3Cr−3Sn−5Al合金材の有用性が一段と向上
する。
発明の背景
チタン及びチタン合金はその優れた比強圧、耐食性及び
耐熱性を保有しているために、宇諭航窒機材料、各種化
学プラント、閥水険水化装置j等広範な用途に利用され
ている。
耐熱性を保有しているために、宇諭航窒機材料、各種化
学プラント、閥水険水化装置j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顆るため最終
製品に至るまでの歩留り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
優れしかも富強度が得られることからβ型チタン合金の
Ti−15V−3Cr−3Sn−3Alの利用が近年拡
がりつつある。
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顆るため最終
製品に至るまでの歩留り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
優れしかも富強度が得られることからβ型チタン合金の
Ti−15V−3Cr−3Sn−3Alの利用が近年拡
がりつつある。
尚、本例+msにおいてTi−15V−3Cr−3Sn
−3Al チタン合金とは次の組成範囲にあるものを
包括する: ■ = 14〜16 Wtqb Cr : 15〜A5 wt% Sn:2.5〜五5wt% A1:2.5 〜 &5wt % 残部 Ti及び不可避的不純物 β型チタン合金は[MIC言えば準安定β凰合金であり
、β域からの急冷によって常温でもβ単−相となり、時
効硬化性をもつ。
−3Al チタン合金とは次の組成範囲にあるものを
包括する: ■ = 14〜16 Wtqb Cr : 15〜A5 wt% Sn:2.5〜五5wt% A1:2.5 〜 &5wt % 残部 Ti及び不可避的不純物 β型チタン合金は[MIC言えば準安定β凰合金であり
、β域からの急冷によって常温でもβ単−相となり、時
効硬化性をもつ。
従来技術と問題点
Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金は、従来、
冷間加工前の溶体化処理に際しては、変形抵抗を下げそ
してα相を消失することを兼ねて、750〜850℃の
W8体化温度に3〜60分間保持した後、空冷以上の冷
却速度での冷却を施す処理を行っていた。この処理によ
り、材料は変形抵抗を上げるようなα相は一切消失し、
冷間加工を加えるのに十分な軟化状態に至る。
冷間加工前の溶体化処理に際しては、変形抵抗を下げそ
してα相を消失することを兼ねて、750〜850℃の
W8体化温度に3〜60分間保持した後、空冷以上の冷
却速度での冷却を施す処理を行っていた。この処理によ
り、材料は変形抵抗を上げるようなα相は一切消失し、
冷間加工を加えるのに十分な軟化状態に至る。
この後、冷間加工が実施されそして再溶体化処理が行わ
れて冷間加工品がFl造される。冷間加工品はその後、
加工、熱処理等が施されて最終製品となる。
れて冷間加工品がFl造される。冷間加工品はその後、
加工、熱処理等が施されて最終製品となる。
しかしながら、従来の冷間加工品は必ずしも十分な加工
性を有するとは言い難かった。それは結晶粒が十分に微
細でないためである。
性を有するとは言い難かった。それは結晶粒が十分に微
細でないためである。
従って、微細結晶組織を有する冷間加工品の製造方法が
確立しうるなら、その後最終表品に仕上げる加工が一層
答易に行われ、最終製品の品質も向上する。
確立しうるなら、その後最終表品に仕上げる加工が一層
答易に行われ、最終製品の品質も向上する。
発明の概要
上記の状況Klみて、本発明は、従来より微細な結晶組
織を有するTl−15V−1cr−3Sn−3Al合金
の冷間加工品を提供することを目的とする。
織を有するTl−15V−1cr−3Sn−3Al合金
の冷間加工品を提供することを目的とする。
本発明者等は、本合金の処理工程と結晶粒組織との関係
について研究を進めた。再結晶粒の粒径な細かくするた
めには、再結晶粒の核発生の場所を多くすることが必要
となる。本合金では、冷間加工品の褥結晶焼鈍とα相の
消失とを兼ねて溶体化処理を行うため、おのずから溶体
化温度は限定される。そのような、成る特定の温度で行
われる熱処理で再結晶粒を微細にするためには冷間加工
により蓄えられろ歪みエネルギーを大きくすることが必
要となる。
について研究を進めた。再結晶粒の粒径な細かくするた
めには、再結晶粒の核発生の場所を多くすることが必要
となる。本合金では、冷間加工品の褥結晶焼鈍とα相の
消失とを兼ねて溶体化処理を行うため、おのずから溶体
化温度は限定される。そのような、成る特定の温度で行
われる熱処理で再結晶粒を微細にするためには冷間加工
により蓄えられろ歪みエネルギーを大きくすることが必
要となる。
一較に、結晶粒界は転位連動の障害となるため、加工中
は、粒界近傍で転位のpile−upが生ずる。
は、粒界近傍で転位のpile−upが生ずる。
このpile−up転位の数は、転位のmean−fr
ee−pathの長さに比例する。Ti−Ti−15V
−1cr−3Sn−合金は、準安定のβ型合金で、溶体
化状態で冷間加工をするため、材料は冷tLt+加工さ
れるときα相を冨まず転位のrnean free p
ath は結晶粒1個の大きさに々る。このため、結晶
粒が粗大になると、pile−up転位の数は多くなる
。この転位が何らかの形でその場所に同法されれば蓄え
られるひずみエネルギーは大きくカリ、再結晶後の結晶
粒径も微細となるo Ti15V−5Cr−3Sn−3
Al合金はまさKこの例で、高温で溶体化した粗大粒を
含むもの程、冷間圧延・溶体化処理後の結晶粒径は微細
になる。
ee−pathの長さに比例する。Ti−Ti−15V
−1cr−3Sn−合金は、準安定のβ型合金で、溶体
化状態で冷間加工をするため、材料は冷tLt+加工さ
れるときα相を冨まず転位のrnean free p
ath は結晶粒1個の大きさに々る。このため、結晶
粒が粗大になると、pile−up転位の数は多くなる
。この転位が何らかの形でその場所に同法されれば蓄え
られるひずみエネルギーは大きくカリ、再結晶後の結晶
粒径も微細となるo Ti15V−5Cr−3Sn−3
Al合金はまさKこの例で、高温で溶体化した粗大粒を
含むもの程、冷間圧延・溶体化処理後の結晶粒径は微細
になる。
以上の理由から、冷間加工前の溶体化の温度を従前より
高くすることにより微細結晶粒を得ることが出来るはず
と考えるに至った。実験を重ねた結果、冷間加工前に8
30℃を超え1150℃以下の溶体化温度に加熱後急冷
することによって溶体化を行うことがよいことが判明し
た。
高くすることにより微細結晶粒を得ることが出来るはず
と考えるに至った。実験を重ねた結果、冷間加工前に8
30℃を超え1150℃以下の溶体化温度に加熱後急冷
することによって溶体化を行うことがよいことが判明し
た。
斯禄に、本発明は、冷間加工前のき体化処理を、ただ単
に材料を軟化させろという従来の考え方から一歩進め、
冷間加工後の?%’fB体化した際の結晶粒径を調整す
る機能をも持つものとしてとらえることにより、従来概
念を拡大したものである。
に材料を軟化させろという従来の考え方から一歩進め、
冷間加工後の?%’fB体化した際の結晶粒径を調整す
る機能をも持つものとしてとらえることにより、従来概
念を拡大したものである。
斯くして、本発明は、V14〜16wtチ 、Cr 2
.5〜五5wt% 、Sn 2.5〜l 5 wt%
、Al1.5〜l5wt% そして残部チタン及び不可
避的不純物から成るチタン合金材の製造方法において、
冷間加工前に830℃を超え1150℃以下の温度に加
熱後急冷して溶体化処理を行い、次いで冷間加工し、更
に再溶体化処理して微細結晶組織とすることを特徴とす
る、加工性に優れたチタン合金材の製造方法を提供する
。溶体化処理の冷却速度は18℃/分以上とすることが
好ましく、また溶体化温度での保持時間は3分間〜5時
間とすることが好ましい。
.5〜五5wt% 、Sn 2.5〜l 5 wt%
、Al1.5〜l5wt% そして残部チタン及び不可
避的不純物から成るチタン合金材の製造方法において、
冷間加工前に830℃を超え1150℃以下の温度に加
熱後急冷して溶体化処理を行い、次いで冷間加工し、更
に再溶体化処理して微細結晶組織とすることを特徴とす
る、加工性に優れたチタン合金材の製造方法を提供する
。溶体化処理の冷却速度は18℃/分以上とすることが
好ましく、また溶体化温度での保持時間は3分間〜5時
間とすることが好ましい。
発明の詳細な説明
本発明の対象とするチタン合金材は、Ti−15V−3
Cr−5Sn−3Alであり、これは最初に定義した組
成範囲をとる。また、酸素はQ、3wtチ以下とするこ
とが好ましい。
Cr−5Sn−3Alであり、これは最初に定義した組
成範囲をとる。また、酸素はQ、3wtチ以下とするこ
とが好ましい。
この酸素をα5wt%以下含有するとチタン合金材の強
度が増加する。
度が増加する。
ただしo、3wt% を超えると延性の低下を招き好ま
しくないので、上限を[113wt% とした。
しくないので、上限を[113wt% とした。
チタン合金製品は、 jRに、坊造されたインゴットを
、そのりj造組戦を破壊すると共に、その後の工程に適
した中間素材を生成するだ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り実施
される。次いで、生成するスラブ材は熱間圧延工程を絆
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、溶体化処理を経た後、製品の用途に応
じて加工、熱処理等を施されて最終製品となる。本発明
が関与するのは、溶体化処理−冷間圧延−再溶体化処理
の工程であり、その前歴は本発明においては一切問わな
い。
、そのりj造組戦を破壊すると共に、その後の工程に適
した中間素材を生成するだ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り実施
される。次いで、生成するスラブ材は熱間圧延工程を絆
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、溶体化処理を経た後、製品の用途に応
じて加工、熱処理等を施されて最終製品となる。本発明
が関与するのは、溶体化処理−冷間圧延−再溶体化処理
の工程であり、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改善策が提唱
されており(例えば特願昭60−43843.60−4
5844等多数)、それらのいずれをも本発明と併用し
うる。
クダウン工程及び圧延工程において様々の改善策が提唱
されており(例えば特願昭60−43843.60−4
5844等多数)、それらのいずれをも本発明と併用し
うる。
前述した通り、従来の製造方法では、冷間加工前の溶体
化処理は、変形抵抗を十分に下げ冷間加工を可能とする
ことのみを目的としていたが、本発明では結晶粒を粗大
化させ、転位のmean freepath を長く
することにより、その冷間加工時の粒界近傍の加工硬化
を窩<シ、冷間加工により蓄えられた歪みエネルギーを
増加することにより再結晶時の結晶粒を微細にするとい
う役割を冷間加工前溶体化処理に持たせんとするもので
ある。
化処理は、変形抵抗を十分に下げ冷間加工を可能とする
ことのみを目的としていたが、本発明では結晶粒を粗大
化させ、転位のmean freepath を長く
することにより、その冷間加工時の粒界近傍の加工硬化
を窩<シ、冷間加工により蓄えられた歪みエネルギーを
増加することにより再結晶時の結晶粒を微細にするとい
う役割を冷間加工前溶体化処理に持たせんとするもので
ある。
そこで、冷間加工前の溶体化処理を従来行われていたβ
変態点以上830℃以下の溶体化温度より高い、830
℃を超え1150℃以下の温度域において行い、その温
度から急冷する。
変態点以上830℃以下の溶体化温度より高い、830
℃を超え1150℃以下の温度域において行い、その温
度から急冷する。
十分に粗大な結晶粒を生成するには830°Cを超えた
温度への加熱が必要であるが、反面あまりに粗大な結晶
粒(粒径450μm以上)をもつものは脆化現象を引起
し、冷間加工を困難とするので、温度の上限は1150
℃と設定した。
温度への加熱が必要であるが、反面あまりに粗大な結晶
粒(粒径450μm以上)をもつものは脆化現象を引起
し、冷間加工を困難とするので、温度の上限は1150
℃と設定した。
冷却はα相の析出を防止するため空冷以上の速度での急
冷により行う。t8℃/分以上の冷却速成がα相の析出
防止を保証するために好ましい。
冷により行う。t8℃/分以上の冷却速成がα相の析出
防止を保証するために好ましい。
溶体化温度での保持時間は、3分間〜5時間とすること
が好ましい。3分以下ではα相が完全に消失せず、溶体
化できない。他方、5時間以上ではコストがかかりすぎ
、結晶のあまりの粗大化を生じやすく、また無用である
。
が好ましい。3分以下ではα相が完全に消失せず、溶体
化できない。他方、5時間以上ではコストがかかりすぎ
、結晶のあまりの粗大化を生じやすく、また無用である
。
こうして、溶体化処理された材料は、結晶粒が十分に粗
大化しまたα相が完全に消失した状態となっている。
大化しまたα相が完全に消失した状態となっている。
その後、材料は冷間加工されそして再溶体化される。再
溶体化は、750〜830℃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Kよって実
施される。
溶体化は、750〜830℃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Kよって実
施される。
斯うして生成される冷間加工品は微細な結晶粒組織を有
し、従って冷間加工性に優れる。
し、従って冷間加工性に優れる。
この後、冷間加工品は、曲げその他の加工により各種の
製品に成形加工される。また、このようにして成形加工
された材料を400〜600℃の温度で時効処理するか
、又は750〜830℃で溶体化処理した後400〜6
00℃で時効処理を行うことによって更に優れた強度等
の機械的性質を持つ材料が得られる。
製品に成形加工される。また、このようにして成形加工
された材料を400〜600℃の温度で時効処理するか
、又は750〜830℃で溶体化処理した後400〜6
00℃で時効処理を行うことによって更に優れた強度等
の機械的性質を持つ材料が得られる。
発明の効果
Ti−15V−3Cr−3Sn−3A1合金冷間加工品
の結晶粒の微細化技術を確立し、その後の仕上げ加工を
容易々らしめ、優れた品質の最終チタン製品の製造を可
能とする。
の結晶粒の微細化技術を確立し、その後の仕上げ加工を
容易々らしめ、優れた品質の最終チタン製品の製造を可
能とする。
表1に示す化学成分をもつ熱間圧延板を用いて冷間圧延
を行った。素材として用いた熱間圧延板のP械的性質を
表2に示す(熱間圧延したままの状態)。
を行った。素材として用いた熱間圧延板のP械的性質を
表2に示す(熱間圧延したままの状態)。
表t 供試材化学成分(w t%)
表λ 熱間圧延板の機械的性質
(L方向)
上記熱間圧延後の素材に、(1) 800℃、(2)9
50℃、(311000℃、(411100℃及び(5
)1200℃の温度で30分の溶体化を施し、ただちに
空冷した。これら材料の結晶粒径と機械的性質を表5に
示す。
50℃、(311000℃、(411100℃及び(5
)1200℃の温度で30分の溶体化を施し、ただちに
空冷した。これら材料の結晶粒径と機械的性質を表5に
示す。
表五
(L方向)
これら材料に冷間圧延を施し、板厚を11mmから2.
5Bまで落としたや々、800℃×50分−空冷の解体
化処理を施した。
5Bまで落としたや々、800℃×50分−空冷の解体
化処理を施した。
但し、1200℃で溶体化したもの(5)は、溶体化温
度が高すぎるため脆化し、途中で圧延割れを起したため
、割れた部分を削除し、その後最終まで圧延を行った。
度が高すぎるため脆化し、途中で圧延割れを起したため
、割れた部分を削除し、その後最終まで圧延を行った。
表4に、冷間圧延−溶体化処理後の結晶粒径を示す。ま
た第1図(11、(2)、(3)、(4)及び(5)に
その組織写真を示す。明らかに、冷間加工前の溶体化温
度が高い程結晶粒は微細になっており、本発明の有効性
を証明している。尚、結晶粒径はTZ面(圧延方向に平
行な板厚断面)において線分法により測定した。
た第1図(11、(2)、(3)、(4)及び(5)に
その組織写真を示す。明らかに、冷間加工前の溶体化温
度が高い程結晶粒は微細になっており、本発明の有効性
を証明している。尚、結晶粒径はTZ面(圧延方向に平
行な板厚断面)において線分法により測定した。
表4
第1図(1)、(2)、(3)、(4)及び(5)は、
冷間圧延前の溶体化温度がそれぞれ800℃、950℃
、1000℃、1100℃及び1200℃の場合の冷間
圧延後溶体化地理を行った後の結晶粒金属組織を示す顕
微鏡写真である(X100)。
冷間圧延前の溶体化温度がそれぞれ800℃、950℃
、1000℃、1100℃及び1200℃の場合の冷間
圧延後溶体化地理を行った後の結晶粒金属組織を示す顕
微鏡写真である(X100)。
Claims (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
材の製造方法において、冷間加工前に830℃を超え1
150℃以下の温度に加熱後急冷して溶体化処理を行い
、次いで冷間加工し、更に再溶体化処理して微細結晶組
織とすることを特徴とする、加工性に優れたチタン合金
材の製造方法。 2)冷間加工前の溶体化処理の冷却速度が1.8℃/分
以上である特許請求の範囲第1項記載の方法。 3)830℃を超え1150℃以下の温度に3分間〜5
時間保持される特許請求の範囲第1項又は2項記載の方
法。 4)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1〜3項のうちのいずれかの項記載
の方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23357685 | 1985-10-21 | ||
JP60-233576 | 1985-10-21 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62174359A true JPS62174359A (ja) | 1987-07-31 |
JPS647152B2 JPS647152B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=16957232
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2577886A Granted JPS62174359A (ja) | 1985-10-21 | 1986-02-10 | 加工性に優れたチタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62174359A (ja) |
-
1986
- 1986-02-10 JP JP2577886A patent/JPS62174359A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS647152B2 (ja) | 1989-02-07 |
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