JPS6224498B2 - - Google Patents
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- JPS6224498B2 JPS6224498B2 JP59084058A JP8405884A JPS6224498B2 JP S6224498 B2 JPS6224498 B2 JP S6224498B2 JP 59084058 A JP59084058 A JP 59084058A JP 8405884 A JP8405884 A JP 8405884A JP S6224498 B2 JPS6224498 B2 JP S6224498B2
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Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は、チタン合金圧延板の製造方法に関す
るものであり、特には再結晶焼鈍の前後にクロス
圧延を行うことにより強度及び延性に優れそして
異方性のない等軸α晶組織を有するチタン合金板
の製造方法に関する。 チタン合金は、その比強度が高くしかも耐食性
等に優れるところから、航空宇宙分野を始めとし
て陸上分野でも各種設備において使用量が次第に
増加しつつある。これに伴い、Ti−Al−Ｖ系、
Ti−Al−Sn系、Ti−Mn系、Ti−Al−Mn系、Ti
−Al−Mo−Ｖ系等の多くのチタン合金が開発さ
れている。 チタン合金は難加工材の一つであり、その製造
方法に関する報告は少ないが、一般に鍜造或いは
圧延によりα＋β域で出来るだけ多くの加工度を
とつて加工することにより機械的特性に優れた等
軸α晶組織が得られるとされている。更には、鍜
造品と関連して、一定の加工率以上の鍜造加工と
β域温度での加熱処理とを組合せることにより組
織の均一微細化を計れることが報告されている
（特公昭56−8099号）。圧延材と関連しては、少く
とも70％の熱間圧延と冷却及び再加熱を指定条件
の下で行う等軸晶形成処理とを組合せることによ
り結晶の等方化及び微細化を計ることが提唱され
ている（特開昭58−25423号）。 しかしながら、これら方法ではどうしても部分
的に等軸晶組織にならないα相が残存し、製品の
信頼度に問題が生じる。鍜造により製造した場
合、鍜造長手方向の組織のバラツキ、断面内での
組織のバラツキ等が著しい。圧延により製造した
場合でも、チタン合金のα相がhcp結晶構造であ
るため圧延方向とその直角方向において大きな機
械的異方性が生じることが知られている。チタン
合金は高温、高腐食、高負荷等の苛酷な環境でこ
そ使用される為、製品に高い信頼度が要求され
る。基本的に、圧延法は鍜造法に較べて、製品品
質及び製造効率の面から有利であり、今後益々増
大する斯界の要請に答える為には、前記の等軸晶
組織にならないα相の残存を大巾に抑制乃至解消
し且つ機械的異方性を生じないチタン合金圧延法
を確立することが必要である。 本発明は、こうした要求に答えて、局所的な等
軸晶組織とならないα相の減少により製品信頼度
の大巾に改善されたそして機械的異方性も大巾に
低減された高品質チタン合金圧延板の製造方法を
提供することを目的とする。 広範な研究の結果、本発明者等は、 (1) 圧延途中において再結晶焼鈍を組込むことに
より局所的な等軸晶組織とならないα相の残存
が大巾に抑制されること、及び (2) 圧延をクロス圧延とすることにより機械的異
方性を大巾に低減しうること を知見した。上記再結晶焼鈍及びクロス圧延は特
定範囲の温度及び圧延条件の下で実施せねばなら
ない。こうして再結晶焼鈍を間に挾んで前後にク
ロス圧延を行うことにより、局所的に残存する等
軸晶組織とならないα相のないそして機械的異方
性のない等軸α晶組織を有するチタン合金板の製
造が可能となる。得られるチタン合金板は、強度
及び延性の点でも改善され、高負荷、高温及び高
腐食性の環境において高い信頼性をもつて使用す
ることができる。 要約すると、本発明は、α型またはα＋β型の
チタン合金を、インゴツトブレイクダウン後、 (A) α＋β域において圧下比1.2以上そしてクロ
ス比0.6〜1.4の下でクロス圧延を行う段階と、 (B) その後、β変態点以下20℃から100℃までの
間の温度で再結晶焼鈍を行う段階と、 (C) 更に、α＋β域において圧下比1.6以上そし
てクロス比0.6〜1.4の下でクロス圧延を行う段
階と を経て焼鈍、溶体化時効処理等の製品用途に応じ
た熱処理を行うことを特徴とするチタン合金圧延
板の製造方法を提供する。 一層異方性及び等軸晶組織とならないα相の残
存を低減するために、必要に応じ、(D)前記(B)及び
(C)の段階を少くとも１回繰返す段階を付加するこ
ともできる。 以下、本発明について具体的に説明する。 本発明の処理の対象とするチタン合金は、α型
及びα＋β型のものならいずれでもよい。α＋β
型の代表的な実用合金であるTi−6Al−4Vを始め
として、Ti−6Al−6V−2Sn，Ti−3Al−2.5V，
Ti−8Mn，Ti−4Al−4Mn，Ti−4Al−8Mo−
1V，Ti−4Al−4Mo−4V等が挙げられる。 チタン合金圧延製品は、最初に生成されたイン
ゴツトを分塊圧延あるいは鍜造するインゴツトブ
レイクダウンの工程から出発して、スラブ材を所
定の寸法に圧延する圧延工程を経て、最終的に製
品の用途に応じて焼鈍処理、溶体化時効処理等の
熱処理を実施することにより製造される。前述し
たように、本発明を特徴づけるのは、インゴツト
ブレイクダウン工程と最終熱処理との間の圧延工
程であり、これは次の３段階から成る。 (A) α＋β域における圧下比1.2以上、クロス比
0.6〜1.4のクロス圧延段階 (B) β変態点以下20〜100℃における再結晶焼鈍
段階 (C) α＋β域における圧下比1.6以上、クロス比
0.6〜1.4のクロス圧延段階 ここで、圧下比及びクロス比は次の通り定義さ
れる。 圧下比＝圧延前の板厚／圧延後の板厚 クロス比 ＝圧延の最終パス方向と直角方向の圧下比／圧延の
最終パス方向と同方向の圧下比 β変態点以上で行われたインゴツトブレイクダ
ウン工程を経たスラブ材は、先ず(A)段階におい
て、インゴツトブレイクダウン工程で生じたウイ
ドマンステテン状のα相や、旧β粒界に生じた結
晶粒界α相を次の(B)再結晶焼鈍工程で等軸α晶に
近づけるためのドライビングフオースとして歪を
貯えるべく、圧下比1.2以上、そしてクロス比0.6
〜1.4の条件の下でクロス圧延される。クロス圧
延は、圧延方向を90゜変更して圧延材をロールに
相次いで通す圧延法である。圧延温度は、α＋β
域であれば特に温度の指定はないが、β変態点の
直下近くでは加工熱により材料温度がβ変態点以
上となる可能性があり、また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(A)段
階での圧下比は大きい程、次の(B)段階での等軸α
晶化のためには好ましいのであるが、ここでは完
全な等軸α晶にする必要はなく、ウイツドマンス
テテン状のα相や結晶粒界α相を破壊して等軸α
晶に近づけることが重要であり、そのためには圧
下比は最低1.2程度が必要となる。圧下比の上限
は、合金種及び温度に依存するが、割れの発生が
ない８〜10程度まで可能であり、そして通常は上
述した理由で1.5程度までで充分である。最終製
品の機械的特性の異方性を無くすためには(A)段階
からクロス圧延を実施すべきである。クロス圧延
を(C)段階のみで行つて、(A)段階で通常のストレー
ト圧延を行つても相応の効果は得られるが、より
異方性のない高品質の製品を信頼性を持つて製造
するには、この(A)段階からクロス圧延を行うのが
よいことが判明した。クロス圧延比は0.6〜1.4の
クロス比において実施される。クロス比は１に近
い程効果があり、上記範囲外ではクロス圧延の意
義が失われる。(A)段階は、最終的な等軸α晶化に
備えての予備段階とみなすことができる。 続いて、クロス圧延後の材料は、β変態点以下
20℃から100℃までの温度で再結晶焼鈍を受け
る。β変態点は合金種により定まるが、例えば
Ti−6Al−4V合金では約1000℃であり、従つて
980〜900℃の範囲内の温度で焼鈍が為される。β
変態点以下20℃より高い温度では、初晶α相の割
合が極端に少なくなり、最終の製品の機械的特性
を劣化させる。他方、β変態点以下100℃より低
い温度では、等軸α晶化への再結晶は充分に行わ
れず、効果がない。焼鈍時間は微細な再結晶化が
起るに充分のものであればよく、合金種及び温度
に依存する。 上記(A)及び(B)段階だけでも、或る程度の等軸α
晶組織のチタン合金板は得られるが、どうしても
部分的に等軸晶組織とならないα相が残存するこ
とが知見された。(A)段階における圧下比を大きく
していけば、等軸晶組織とならないα相の残存数
は若干減少していくが、抜本的な解決にはなら
ず、等軸晶組織とならないα相が不可避的に残留
する。 そこで、本発明においては、(C)段階において再
度クロス圧延を行うことにより内部歪を充分に蓄
積し、そして最終的熱処理において等軸α晶化を
計ることによつて等軸晶組織とならないα相の残
存を大巾に低減するものである。その効果は、圧
下比最低1.6以上、一般には２以上において顕著
である。更に、最終工程における機械的特性の異
方性を無くす為には(C)段階でクロス圧延を行うこ
とが必要不可欠である。(C)段階のクロス圧延の効
果は(A)工程でクロス圧延を行つておくことにより
一層顕著となり、クロス圧延を実施する意義が生
きてくる。しかも、単にクロス圧延のみを行うよ
りも、再結晶焼鈍段階を間に挾んでその前後にク
ロス圧延を行うことにより異方性の発生を一層少
くすることができる。(C)段階においても、クロス
比は0.6〜1.4範囲内とすることが必要であり、１
に近い程その効果は大きい。(C)段階における材料
温度はα＋β域であれば特に温度の指定はない
が、(A)段階と同じくβ変態点50〜200℃程度が好
ましい。 (B)段階から(C)段階への移行に際しては、材料を
一旦室温まで冷却してもよいし、そのまま(C)段階
へ移行してもよい。 以上説明したように、本発明における等軸晶組
織とならないα相の残存の抑制のメカニズムは、
段階(A)において内部歪を貯えまたウイツドマンス
テテン状のα相や結晶粒界α相を壊し、段階(B)に
おいて等軸α晶化を計り、更に段階(C)で再び内部
歪を貯え、その後の最終熱処理で再度等軸α晶化
を計るという２回にわたる等軸α晶化によつて等
軸晶組織とならないα相の残存を極力排除するも
のである。同時に、クロス圧延を再結晶焼鈍の前
後で実施することにより材料の機械的等方化をも
実現する。クロス圧延は材料の等方化のみなら
ず、等軸α晶化にも貢献しており、そしてクロス
圧延途中の再結晶焼鈍は等軸晶組織とならないα
相の残存の抑制のみならず、異方性を減少するこ
とにおいても重要な役割を行つている。この点
で、本発明においては、再結晶焼鈍とその前後の
クロス圧延の組合せによる重畳効果によつて、等
軸晶組織とならないα相の排除と機械的異方性の
排除がより完全な形で達成されるのである。 この意味から、段階(A)→段階(B)→段階(C)→段階
(B)→段階(C)→最終熱処理というように、段階(B)及
び(C)を少くとも一回繰返すことによつて、本発明
目的をより完全に実現しうることが理解される。 実施例１及び比較例 α＋β型の代表的実用合金であるTi−6Al−4V
について、β域で鍜造した厚さ160mmtのスラブに
対して次の３つの試験を行つた。尚、この材料の
β変態点は1000℃であつた。 (1) 本発明による工程（実施例１） (A) 950℃加熱圧延（160mmt→120mmt）圧下方
法； 厚み160mmのスラブをストレート圧延で厚み
137mmまで圧下し、その後圧延材を水平面で
90度の方向転換をして、厚み120mmまでクロ
ス圧延を行つた。（第２図(1)参照） この場合 圧下比＝160／120＝1.33 クロス比＝160／137÷137／120 ＝1.02 である。 (B) 950℃×1hr.再結晶焼鈍 (C) 950℃加熱圧延（120mmt→25mmt）圧下方
法； 上述の厚み120mmの中間圧延材をストレート
圧延で厚み55mmまで圧下し、その後圧延材を
水平面で90度方向転換して厚み25mmまでクロ
ス圧延を行つた。（第２図(2)参照） この場合 圧下比＝120／25＝4.8 クロス比＝120／55÷55／25 ＝0.99 である。 (2) 再結晶焼鈍を行わず、ストレート圧延後クロ
ス圧延を行つた場合（比較例１） 950℃加熱圧延（160mmt→25mmt）圧下方法； 厚み160mmのスラブをストレート圧延で厚み63
mmまで圧下し、その後圧延材を水平面で90度方
向転換し、厚み25mmまでクロス圧延を行つた。
（第２図３参照） この場合 圧下比＝160／25＝6.40 クロス比＝160／63÷63／25 ＝1.00 である。 (3) 再結晶焼鈍を行わずストレート圧延のみを行
つた場合（比較例２） 950℃加熱圧延（160mmt→25mmt） 圧下比＝160／25＝6.40 クロス圧延；なし。 上記工程を経た(1)，(2)及び(3)の圧延材それぞれ
に最終熱処理として溶体化時効処理を行つた。溶
体化時効処理の条件は、AMS規格にも定められ
る一般的な条件として955℃×1.5hr水急冷と続い
て538℃×6hr空冷とした。 その後各材料のミクロ組織を観察した結果を第
１図の写真ａ，ｂ及びｃに示す。観察面は最終の
圧延方向に平行な断面である。第１図の写真ａの
本発明工程によるものは、微細な等軸α晶組織と
なつている。これに対し、比較例１及び比較例２
によるものは、第１図の写真ｂ及びｃ中に見られ
るような等軸晶組織とならないα相があちらこち
らに観察される。 また、それぞれの材料の引張試験結果を表１に
示す。また各引張特性のＬ方向とＴ方向の比
（Ｔ／Ｌ）を表２に示す。Ｔ／Ｌの値は、１に近
い程、異方性が少ないことを意味する。表２から
明らかなように比較例２は大きな異方性を持つて
いることがわかる。これに対し比較例１の異方性
はかなり少なくなる。しかし、本発明の再結晶焼
鈍の前後にクロス圧延を組み合わせる工程をとれ
ば異方性はさらに少なくなることがわかる。
るものであり、特には再結晶焼鈍の前後にクロス
圧延を行うことにより強度及び延性に優れそして
異方性のない等軸α晶組織を有するチタン合金板
の製造方法に関する。 チタン合金は、その比強度が高くしかも耐食性
等に優れるところから、航空宇宙分野を始めとし
て陸上分野でも各種設備において使用量が次第に
増加しつつある。これに伴い、Ti−Al−Ｖ系、
Ti−Al−Sn系、Ti−Mn系、Ti−Al−Mn系、Ti
−Al−Mo−Ｖ系等の多くのチタン合金が開発さ
れている。 チタン合金は難加工材の一つであり、その製造
方法に関する報告は少ないが、一般に鍜造或いは
圧延によりα＋β域で出来るだけ多くの加工度を
とつて加工することにより機械的特性に優れた等
軸α晶組織が得られるとされている。更には、鍜
造品と関連して、一定の加工率以上の鍜造加工と
β域温度での加熱処理とを組合せることにより組
織の均一微細化を計れることが報告されている
（特公昭56−8099号）。圧延材と関連しては、少く
とも70％の熱間圧延と冷却及び再加熱を指定条件
の下で行う等軸晶形成処理とを組合せることによ
り結晶の等方化及び微細化を計ることが提唱され
ている（特開昭58−25423号）。 しかしながら、これら方法ではどうしても部分
的に等軸晶組織にならないα相が残存し、製品の
信頼度に問題が生じる。鍜造により製造した場
合、鍜造長手方向の組織のバラツキ、断面内での
組織のバラツキ等が著しい。圧延により製造した
場合でも、チタン合金のα相がhcp結晶構造であ
るため圧延方向とその直角方向において大きな機
械的異方性が生じることが知られている。チタン
合金は高温、高腐食、高負荷等の苛酷な環境でこ
そ使用される為、製品に高い信頼度が要求され
る。基本的に、圧延法は鍜造法に較べて、製品品
質及び製造効率の面から有利であり、今後益々増
大する斯界の要請に答える為には、前記の等軸晶
組織にならないα相の残存を大巾に抑制乃至解消
し且つ機械的異方性を生じないチタン合金圧延法
を確立することが必要である。 本発明は、こうした要求に答えて、局所的な等
軸晶組織とならないα相の減少により製品信頼度
の大巾に改善されたそして機械的異方性も大巾に
低減された高品質チタン合金圧延板の製造方法を
提供することを目的とする。 広範な研究の結果、本発明者等は、 (1) 圧延途中において再結晶焼鈍を組込むことに
より局所的な等軸晶組織とならないα相の残存
が大巾に抑制されること、及び (2) 圧延をクロス圧延とすることにより機械的異
方性を大巾に低減しうること を知見した。上記再結晶焼鈍及びクロス圧延は特
定範囲の温度及び圧延条件の下で実施せねばなら
ない。こうして再結晶焼鈍を間に挾んで前後にク
ロス圧延を行うことにより、局所的に残存する等
軸晶組織とならないα相のないそして機械的異方
性のない等軸α晶組織を有するチタン合金板の製
造が可能となる。得られるチタン合金板は、強度
及び延性の点でも改善され、高負荷、高温及び高
腐食性の環境において高い信頼性をもつて使用す
ることができる。 要約すると、本発明は、α型またはα＋β型の
チタン合金を、インゴツトブレイクダウン後、 (A) α＋β域において圧下比1.2以上そしてクロ
ス比0.6〜1.4の下でクロス圧延を行う段階と、 (B) その後、β変態点以下20℃から100℃までの
間の温度で再結晶焼鈍を行う段階と、 (C) 更に、α＋β域において圧下比1.6以上そし
てクロス比0.6〜1.4の下でクロス圧延を行う段
階と を経て焼鈍、溶体化時効処理等の製品用途に応じ
た熱処理を行うことを特徴とするチタン合金圧延
板の製造方法を提供する。 一層異方性及び等軸晶組織とならないα相の残
存を低減するために、必要に応じ、(D)前記(B)及び
(C)の段階を少くとも１回繰返す段階を付加するこ
ともできる。 以下、本発明について具体的に説明する。 本発明の処理の対象とするチタン合金は、α型
及びα＋β型のものならいずれでもよい。α＋β
型の代表的な実用合金であるTi−6Al−4Vを始め
として、Ti−6Al−6V−2Sn，Ti−3Al−2.5V，
Ti−8Mn，Ti−4Al−4Mn，Ti−4Al−8Mo−
1V，Ti−4Al−4Mo−4V等が挙げられる。 チタン合金圧延製品は、最初に生成されたイン
ゴツトを分塊圧延あるいは鍜造するインゴツトブ
レイクダウンの工程から出発して、スラブ材を所
定の寸法に圧延する圧延工程を経て、最終的に製
品の用途に応じて焼鈍処理、溶体化時効処理等の
熱処理を実施することにより製造される。前述し
たように、本発明を特徴づけるのは、インゴツト
ブレイクダウン工程と最終熱処理との間の圧延工
程であり、これは次の３段階から成る。 (A) α＋β域における圧下比1.2以上、クロス比
0.6〜1.4のクロス圧延段階 (B) β変態点以下20〜100℃における再結晶焼鈍
段階 (C) α＋β域における圧下比1.6以上、クロス比
0.6〜1.4のクロス圧延段階 ここで、圧下比及びクロス比は次の通り定義さ
れる。 圧下比＝圧延前の板厚／圧延後の板厚 クロス比 ＝圧延の最終パス方向と直角方向の圧下比／圧延の
最終パス方向と同方向の圧下比 β変態点以上で行われたインゴツトブレイクダ
ウン工程を経たスラブ材は、先ず(A)段階におい
て、インゴツトブレイクダウン工程で生じたウイ
ドマンステテン状のα相や、旧β粒界に生じた結
晶粒界α相を次の(B)再結晶焼鈍工程で等軸α晶に
近づけるためのドライビングフオースとして歪を
貯えるべく、圧下比1.2以上、そしてクロス比0.6
〜1.4の条件の下でクロス圧延される。クロス圧
延は、圧延方向を90゜変更して圧延材をロールに
相次いで通す圧延法である。圧延温度は、α＋β
域であれば特に温度の指定はないが、β変態点の
直下近くでは加工熱により材料温度がβ変態点以
上となる可能性があり、また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(A)段
階での圧下比は大きい程、次の(B)段階での等軸α
晶化のためには好ましいのであるが、ここでは完
全な等軸α晶にする必要はなく、ウイツドマンス
テテン状のα相や結晶粒界α相を破壊して等軸α
晶に近づけることが重要であり、そのためには圧
下比は最低1.2程度が必要となる。圧下比の上限
は、合金種及び温度に依存するが、割れの発生が
ない８〜10程度まで可能であり、そして通常は上
述した理由で1.5程度までで充分である。最終製
品の機械的特性の異方性を無くすためには(A)段階
からクロス圧延を実施すべきである。クロス圧延
を(C)段階のみで行つて、(A)段階で通常のストレー
ト圧延を行つても相応の効果は得られるが、より
異方性のない高品質の製品を信頼性を持つて製造
するには、この(A)段階からクロス圧延を行うのが
よいことが判明した。クロス圧延比は0.6〜1.4の
クロス比において実施される。クロス比は１に近
い程効果があり、上記範囲外ではクロス圧延の意
義が失われる。(A)段階は、最終的な等軸α晶化に
備えての予備段階とみなすことができる。 続いて、クロス圧延後の材料は、β変態点以下
20℃から100℃までの温度で再結晶焼鈍を受け
る。β変態点は合金種により定まるが、例えば
Ti−6Al−4V合金では約1000℃であり、従つて
980〜900℃の範囲内の温度で焼鈍が為される。β
変態点以下20℃より高い温度では、初晶α相の割
合が極端に少なくなり、最終の製品の機械的特性
を劣化させる。他方、β変態点以下100℃より低
い温度では、等軸α晶化への再結晶は充分に行わ
れず、効果がない。焼鈍時間は微細な再結晶化が
起るに充分のものであればよく、合金種及び温度
に依存する。 上記(A)及び(B)段階だけでも、或る程度の等軸α
晶組織のチタン合金板は得られるが、どうしても
部分的に等軸晶組織とならないα相が残存するこ
とが知見された。(A)段階における圧下比を大きく
していけば、等軸晶組織とならないα相の残存数
は若干減少していくが、抜本的な解決にはなら
ず、等軸晶組織とならないα相が不可避的に残留
する。 そこで、本発明においては、(C)段階において再
度クロス圧延を行うことにより内部歪を充分に蓄
積し、そして最終的熱処理において等軸α晶化を
計ることによつて等軸晶組織とならないα相の残
存を大巾に低減するものである。その効果は、圧
下比最低1.6以上、一般には２以上において顕著
である。更に、最終工程における機械的特性の異
方性を無くす為には(C)段階でクロス圧延を行うこ
とが必要不可欠である。(C)段階のクロス圧延の効
果は(A)工程でクロス圧延を行つておくことにより
一層顕著となり、クロス圧延を実施する意義が生
きてくる。しかも、単にクロス圧延のみを行うよ
りも、再結晶焼鈍段階を間に挾んでその前後にク
ロス圧延を行うことにより異方性の発生を一層少
くすることができる。(C)段階においても、クロス
比は0.6〜1.4範囲内とすることが必要であり、１
に近い程その効果は大きい。(C)段階における材料
温度はα＋β域であれば特に温度の指定はない
が、(A)段階と同じくβ変態点50〜200℃程度が好
ましい。 (B)段階から(C)段階への移行に際しては、材料を
一旦室温まで冷却してもよいし、そのまま(C)段階
へ移行してもよい。 以上説明したように、本発明における等軸晶組
織とならないα相の残存の抑制のメカニズムは、
段階(A)において内部歪を貯えまたウイツドマンス
テテン状のα相や結晶粒界α相を壊し、段階(B)に
おいて等軸α晶化を計り、更に段階(C)で再び内部
歪を貯え、その後の最終熱処理で再度等軸α晶化
を計るという２回にわたる等軸α晶化によつて等
軸晶組織とならないα相の残存を極力排除するも
のである。同時に、クロス圧延を再結晶焼鈍の前
後で実施することにより材料の機械的等方化をも
実現する。クロス圧延は材料の等方化のみなら
ず、等軸α晶化にも貢献しており、そしてクロス
圧延途中の再結晶焼鈍は等軸晶組織とならないα
相の残存の抑制のみならず、異方性を減少するこ
とにおいても重要な役割を行つている。この点
で、本発明においては、再結晶焼鈍とその前後の
クロス圧延の組合せによる重畳効果によつて、等
軸晶組織とならないα相の排除と機械的異方性の
排除がより完全な形で達成されるのである。 この意味から、段階(A)→段階(B)→段階(C)→段階
(B)→段階(C)→最終熱処理というように、段階(B)及
び(C)を少くとも一回繰返すことによつて、本発明
目的をより完全に実現しうることが理解される。 実施例１及び比較例 α＋β型の代表的実用合金であるTi−6Al−4V
について、β域で鍜造した厚さ160mmtのスラブに
対して次の３つの試験を行つた。尚、この材料の
β変態点は1000℃であつた。 (1) 本発明による工程（実施例１） (A) 950℃加熱圧延（160mmt→120mmt）圧下方
法； 厚み160mmのスラブをストレート圧延で厚み
137mmまで圧下し、その後圧延材を水平面で
90度の方向転換をして、厚み120mmまでクロ
ス圧延を行つた。（第２図(1)参照） この場合 圧下比＝160／120＝1.33 クロス比＝160／137÷137／120 ＝1.02 である。 (B) 950℃×1hr.再結晶焼鈍 (C) 950℃加熱圧延（120mmt→25mmt）圧下方
法； 上述の厚み120mmの中間圧延材をストレート
圧延で厚み55mmまで圧下し、その後圧延材を
水平面で90度方向転換して厚み25mmまでクロ
ス圧延を行つた。（第２図(2)参照） この場合 圧下比＝120／25＝4.8 クロス比＝120／55÷55／25 ＝0.99 である。 (2) 再結晶焼鈍を行わず、ストレート圧延後クロ
ス圧延を行つた場合（比較例１） 950℃加熱圧延（160mmt→25mmt）圧下方法； 厚み160mmのスラブをストレート圧延で厚み63
mmまで圧下し、その後圧延材を水平面で90度方
向転換し、厚み25mmまでクロス圧延を行つた。
（第２図３参照） この場合 圧下比＝160／25＝6.40 クロス比＝160／63÷63／25 ＝1.00 である。 (3) 再結晶焼鈍を行わずストレート圧延のみを行
つた場合（比較例２） 950℃加熱圧延（160mmt→25mmt） 圧下比＝160／25＝6.40 クロス圧延；なし。 上記工程を経た(1)，(2)及び(3)の圧延材それぞれ
に最終熱処理として溶体化時効処理を行つた。溶
体化時効処理の条件は、AMS規格にも定められ
る一般的な条件として955℃×1.5hr水急冷と続い
て538℃×6hr空冷とした。 その後各材料のミクロ組織を観察した結果を第
１図の写真ａ，ｂ及びｃに示す。観察面は最終の
圧延方向に平行な断面である。第１図の写真ａの
本発明工程によるものは、微細な等軸α晶組織と
なつている。これに対し、比較例１及び比較例２
によるものは、第１図の写真ｂ及びｃ中に見られ
るような等軸晶組織とならないα相があちらこち
らに観察される。 また、それぞれの材料の引張試験結果を表１に
示す。また各引張特性のＬ方向とＴ方向の比
（Ｔ／Ｌ）を表２に示す。Ｔ／Ｌの値は、１に近
い程、異方性が少ないことを意味する。表２から
明らかなように比較例２は大きな異方性を持つて
いることがわかる。これに対し比較例１の異方性
はかなり少なくなる。しかし、本発明の再結晶焼
鈍の前後にクロス圧延を組み合わせる工程をとれ
ば異方性はさらに少なくなることがわかる。
【表】
【表】
実施例 ２
実施例１において(B)及び(C)の段階を繰返し、(A)
→(B)→(C)→(B)→(C)の段階を経た圧延材を同一条件
で溶体化時効処理した。但し、(C)の圧下比のみは
3.20とした。微細な等軸α晶組織が得られると共
に、Ｔ／Ｌ比も一層向上した。Ｔ／Ｌ比を表３に
示す。
→(B)→(C)→(B)→(C)の段階を経た圧延材を同一条件
で溶体化時効処理した。但し、(C)の圧下比のみは
3.20とした。微細な等軸α晶組織が得られると共
に、Ｔ／Ｌ比も一層向上した。Ｔ／Ｌ比を表３に
示す。
【表】
以上、本発明によつて斯界で始めて高品質チタ
ン圧延板を高い信頼性の下で製造する方法が確立
されたものである。
ン圧延板を高い信頼性の下で製造する方法が確立
されたものである。
第１図ａ，ｂ及びｃは実施例１、比較例１及び
比較例２それぞれの金属組織を示す顕微鏡写真で
ある。第２図１，２及び３は実施例１及び比較例
における圧延方法の詳細を示す説明図である。
比較例２それぞれの金属組織を示す顕微鏡写真で
ある。第２図１，２及び３は実施例１及び比較例
における圧延方法の詳細を示す説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ α型またはα＋β型のチタン合金を、インゴ
ツトブレイクダウン後、 (A) α＋β域において圧下比1.2以上そしてクロ
ス比0.6〜1.4の下でクロス圧延を行う段階と、 (B) その後、β変態点以下20℃から100℃までの
間の温度で再結晶焼鈍を行う段階と、 (C) 更に、α＋β域において圧下比1.6以上そし
てクロス比0.6〜1.4の下でクロス圧延を行う段
階と を経て焼鈍、溶体化時効処理等の製品用途に応じ
た熱処理を行うことを特徴とするチタン合金圧延
板の製造方法。 ２ α型またはα＋β型のチタン合金を、インゴ
ツトブレイクダウン後、 (A) α＋β域において圧下比1.2以上そしてクロ
ス比0.6〜1.4の下でクロス圧延を行う段階と、 (B) その後、β変態点以下20℃から100℃までの
間の温度で再結晶焼鈍を行う段階と、 (C) 更に、α＋β域において圧下比1.6以上そし
てクロス比0.6〜1.4の下でクロス圧延を行う段
階と、 (D) 前記(B)及び(C)の段階を少くとも１回繰返す段
階と を経て焼鈍、溶体化時効処理等の製品用途に応じ
た熱処理を行うことを特徴とするチタン合金圧延
板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8405884A JPS60230968A (ja) | 1984-04-27 | 1984-04-27 | チタン合金圧延板の製造方法 |
| US06/725,454 US4581077A (en) | 1984-04-27 | 1985-04-22 | Method of manufacturing rolled titanium alloy sheets |
| CA000479793A CA1257528A (en) | 1984-04-27 | 1985-04-23 | Method of manufacturing rolled titanium alloy sheets |
| FR8506421A FR2565252B1 (fr) | 1984-04-27 | 1985-04-26 | Procede de fabrication de feuilles d'alliage de titane laminees |
| GB08510702A GB2158373B (en) | 1984-04-27 | 1985-04-26 | Method of manufacturing rolled titanium alloy sheets |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8405884A JPS60230968A (ja) | 1984-04-27 | 1984-04-27 | チタン合金圧延板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60230968A JPS60230968A (ja) | 1985-11-16 |
| JPS6224498B2 true JPS6224498B2 (ja) | 1987-05-28 |
Family
ID=13819891
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8405884A Granted JPS60230968A (ja) | 1984-04-27 | 1984-04-27 | チタン合金圧延板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60230968A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63176452A (ja) * | 1987-01-19 | 1988-07-20 | Nkk Corp | α＋β型チタン合金板の製造方法 |
| JPH01156456A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Nippon Steel Corp | チタンインゴツトの熱間加工方法 |
| JP5505214B2 (ja) * | 2010-09-03 | 2014-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延方向の０．２％耐力が大きい高耐食チタン合金とその製造方法 |
| JP5759426B2 (ja) * | 2012-07-24 | 2015-08-05 | 東邦チタニウム株式会社 | チタン合金及びその製造方法 |
| KR20220085856A (ko) * | 2020-12-15 | 2022-06-23 | 한국재료연구원 | 상온 성형성이 우수한 고강도 순수 타이타늄 판재 및 그 제조 방법 |
| CN113351814B (zh) * | 2021-04-29 | 2022-09-30 | 洛阳双瑞精铸钛业有限公司 | 一种ta5-a钛合金中厚板的制备方法 |
-
1984
- 1984-04-27 JP JP8405884A patent/JPS60230968A/ja active Granted
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| EPRI ELECTRIC POWER RESEARCH INSTITUTE CS-2933 PROJECT 1266-1 FINAL REPORT=1983 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60230968A (ja) | 1985-11-16 |
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