JPS62284060A - チタン合金熱延板の製造方法 - Google Patents
チタン合金熱延板の製造方法Info
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- JPS62284060A JPS62284060A JP12730086A JP12730086A JPS62284060A JP S62284060 A JPS62284060 A JP S62284060A JP 12730086 A JP12730086 A JP 12730086A JP 12730086 A JP12730086 A JP 12730086A JP S62284060 A JPS62284060 A JP S62284060A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
3、発明の詳細な説明
(産業上の利用分野)
本発明は、α+β型チタン合金において結晶粒を微細化
して、強度、延性等の異方性を少なくするα+β型チタ
ン合金熱延板の製造方法に関する。
して、強度、延性等の異方性を少なくするα+β型チタ
ン合金熱延板の製造方法に関する。
f。
(従来の技術)
チタン合金は強度材料として航空機工業、自動車工業等
の分野での使用範囲が広がっているが、構造材料として
使用する場合に強度、延性等の異方性を少なくすること
が必要である。
の分野での使用範囲が広がっているが、構造材料として
使用する場合に強度、延性等の異方性を少なくすること
が必要である。
特にα+β型チタン合金熱延板は加熱条件、圧延条件等
により材質の異方性がでやすい。従来、この異方性の改
善のために熱延時にクロス圧延を行ったり、複雑多重な
熱処理を伴う後処理が必要であった。また、これらは製
造コスト高になる欠点があった。
により材質の異方性がでやすい。従来、この異方性の改
善のために熱延時にクロス圧延を行ったり、複雑多重な
熱処理を伴う後処理が必要であった。また、これらは製
造コスト高になる欠点があった。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明は、α+β組織のチタン合金の鍛造われの少ない
成分範囲を明かにして、その熱延板の材質異方性をクロ
ス圧延を行うことなく、従来よりも簡易な熱処理によっ
て改善することを目的としている。
成分範囲を明かにして、その熱延板の材質異方性をクロ
ス圧延を行うことなく、従来よりも簡易な熱処理によっ
て改善することを目的としている。
(問題点を解決するための手段)
本発明は、A1:2.45〜9重量%、■:3〜6重量
%を含有し、含有重量%でAfi/V成分比が0.8〜
1.7のチタン合金鋳塊を鍛造し、α+β域において仕
上げ熱延後、β変態点以下100〜50℃のα十β領域
に1℃/sec以上で急速加熱し、1〜5時間保持しそ
の後500 ’cまで1°C/sec以下の冷却速度で
冷却し以後徐冷することを特徴とする、鍛造われが少な
く、材質異方性の少ないチタン合金熱延板の製造方法で
ある。
%を含有し、含有重量%でAfi/V成分比が0.8〜
1.7のチタン合金鋳塊を鍛造し、α+β域において仕
上げ熱延後、β変態点以下100〜50℃のα十β領域
に1℃/sec以上で急速加熱し、1〜5時間保持しそ
の後500 ’cまで1°C/sec以下の冷却速度で
冷却し以後徐冷することを特徴とする、鍛造われが少な
く、材質異方性の少ないチタン合金熱延板の製造方法で
ある。
(作 用)
本発明者等は、一般に用いられているα+β型チタン合
金を中心にして、An含有量やV含有量を変えたチタン
合金鋳塊を実験室プラズマ炉で溶製し、鍛造し鍛造われ
を調べ、つぎに圧延により製造した熱延板について、種
々の熱処理条件にて熱処理を行い機械的性質および金属
組織を調べた。
金を中心にして、An含有量やV含有量を変えたチタン
合金鋳塊を実験室プラズマ炉で溶製し、鍛造し鍛造われ
を調べ、つぎに圧延により製造した熱延板について、種
々の熱処理条件にて熱処理を行い機械的性質および金属
組織を調べた。
鍛造は鋳塊の表面疵を研削削除し、1100℃と900
℃に加熱して直ちに鍛造してスラブを作り、鍛造われを
調べた。熱延板の製造条件は例えばTi−6AI!−4
V合金(β変態点(以下Tβとする。)は約990℃)
の場合では、スラブをβ域1100℃に加熱後熱延し、
あるいはさらにα+β域950℃に加熱後熱延した。熱
処理は加熱速度を0.01〜b 温度である700℃ないし、Tβ以下の温度を選び、冷
却条件は水焼入れ(WQ)および空冷(AC)から炉冷
(FC)に至る各種の冷速を選んで試験した。これらの
熱処理材の一部には冷却時の歪の影響を調査するために
通常の安定化焼鈍(700X 2hr AC)が施され
た。機械的性質は熱延板の圧延方向(L方向)およびび
その直角方向(C方向)の6.251mφの丸棒試験片
(^STME8に準する)を用いて評価した。材質の異
方性は強度および延性(断面収縮率)のC,L方向の比
で評価し、異方性パラメーターとした。材質の異方性パ
ラメーターが0.97から1.03の範囲であれば、等
方向な金属組織であり、また組成により、材質の異方性
パラメーターが大きくなると、金属組織の等方性の欠除
や集合組織の形成等が影響していることを確認した。
℃に加熱して直ちに鍛造してスラブを作り、鍛造われを
調べた。熱延板の製造条件は例えばTi−6AI!−4
V合金(β変態点(以下Tβとする。)は約990℃)
の場合では、スラブをβ域1100℃に加熱後熱延し、
あるいはさらにα+β域950℃に加熱後熱延した。熱
処理は加熱速度を0.01〜b 温度である700℃ないし、Tβ以下の温度を選び、冷
却条件は水焼入れ(WQ)および空冷(AC)から炉冷
(FC)に至る各種の冷速を選んで試験した。これらの
熱処理材の一部には冷却時の歪の影響を調査するために
通常の安定化焼鈍(700X 2hr AC)が施され
た。機械的性質は熱延板の圧延方向(L方向)およびび
その直角方向(C方向)の6.251mφの丸棒試験片
(^STME8に準する)を用いて評価した。材質の異
方性は強度および延性(断面収縮率)のC,L方向の比
で評価し、異方性パラメーターとした。材質の異方性パ
ラメーターが0.97から1.03の範囲であれば、等
方向な金属組織であり、また組成により、材質の異方性
パラメーターが大きくなると、金属組織の等方性の欠除
や集合組織の形成等が影響していることを確認した。
α+βチタン合金を中心にして、AIL含有量を変えた
チタン合金鋳塊を実験室プラズマ炉で溶製し、鍛造し鍛
造われを調べた結果、へ172.45〜9重量%、■:
3〜6重量%を含有し、含有重量%でAJ/V成分比が
0.8〜1.7のチタン合金鋳塊は鍛造われが生じない
ことを見いだした。
チタン合金鋳塊を実験室プラズマ炉で溶製し、鍛造し鍛
造われを調べた結果、へ172.45〜9重量%、■:
3〜6重量%を含有し、含有重量%でAJ/V成分比が
0.8〜1.7のチタン合金鋳塊は鍛造われが生じない
ことを見いだした。
これら各種の試料の熱延や熱処理条件をかえて金属組織
と機械的性質の対応を調べた結果、等方向な微細な等軸
α+β相組織の熱延板は材質異方性が小さく、高い延性
を示すことを見いだした。
と機械的性質の対応を調べた結果、等方向な微細な等軸
α+β相組織の熱延板は材質異方性が小さく、高い延性
を示すことを見いだした。
また特にα相体積比率が約50%の時に材質異方性が最
っとも小さいことを発見した。第1図は本発明によるα
相体積比率約50%のα+β相の金属組織写真である。
っとも小さいことを発見した。第1図は本発明によるα
相体積比率約50%のα+β相の金属組織写真である。
写真中の粒状の白地はα組粒で、灰色地は針状α相とβ
相からなる。写真の画像処理で、粒状の白地の体積比率
を計測した。この金属組織は組成、鍛造あるいは熱延の
温度、および熱処理条件に大きく依存する。以下に好ま
しい組織を具現出来る条件を説明する。第2図はチタン
合金中のAj!、 Vの含有量とチタン合金の性質を
示す図で枠内斜線部が好ましい範囲である。
相からなる。写真の画像処理で、粒状の白地の体積比率
を計測した。この金属組織は組成、鍛造あるいは熱延の
温度、および熱処理条件に大きく依存する。以下に好ま
しい組織を具現出来る条件を説明する。第2図はチタン
合金中のAj!、 Vの含有量とチタン合金の性質を
示す図で枠内斜線部が好ましい範囲である。
AJはα+β型チタン合金の主要な元素であり、合金の
強度を高める。しかし鍛造割れを抑制しまた本発明の熱
処理で材質の等方向性質を確保するためには、第2図の
0印で示したごと<Afiは■とのバランスで添加する
ことが望ましく、2.45〜9%が好ましい。AIlを
9%以上添加すると欠陥の多い鋳塊になる。
強度を高める。しかし鍛造割れを抑制しまた本発明の熱
処理で材質の等方向性質を確保するためには、第2図の
0印で示したごと<Afiは■とのバランスで添加する
ことが望ましく、2.45〜9%が好ましい。AIlを
9%以上添加すると欠陥の多い鋳塊になる。
■は構造材料として使用する場合に、等方向な微細な等
軸α+β相組織および材質を等方向にするには3〜6%
添加する。特に初品のα相体積比率が約50%を確保す
るために、■は^lとのバランスで添加することが望ま
しく、第2図のB−B、A−A線が示すごと<Aj!’
/V比は0.8〜1.7が好ましい。
軸α+β相組織および材質を等方向にするには3〜6%
添加する。特に初品のα相体積比率が約50%を確保す
るために、■は^lとのバランスで添加することが望ま
しく、第2図のB−B、A−A線が示すごと<Aj!’
/V比は0.8〜1.7が好ましい。
つぎに鍛造、熱延条件について説明する。
鋳塊を鍛造あるいは熱延する場合、β域あるいはα+β
域に加熱し鍛造し、続いてβ域あるいはα+β域に加熱
し直ちに熱延し930℃から700℃のα+β域におい
て仕上げを行い、α+β相組織の熱延板を製造できる。
域に加熱し鍛造し、続いてβ域あるいはα+β域に加熱
し直ちに熱延し930℃から700℃のα+β域におい
て仕上げを行い、α+β相組織の熱延板を製造できる。
特に鍛造にあたり鍛造性は鋳塊の組成に依存しており、
AN/V成分比が1.75以上で鍛造性が悪くなる。ま
た等方向な微細な等軸α+β相組織の熱延板を得るため
に、熱延される材料はTβ直上から直下の50”cの範
囲の加熱温度が好ましく、熱延仕上りはα+β域の93
0°Cから700°Cが好ましい。中でも熱延仕上り温
度の効果が大きいことを確認した。
AN/V成分比が1.75以上で鍛造性が悪くなる。ま
た等方向な微細な等軸α+β相組織の熱延板を得るため
に、熱延される材料はTβ直上から直下の50”cの範
囲の加熱温度が好ましく、熱延仕上りはα+β域の93
0°Cから700°Cが好ましい。中でも熱延仕上り温
度の効果が大きいことを確認した。
次にα+β型チタン合金熱延板の熱処理条件について説
明する。
明する。
熱処理の加熱速度は1℃/sec以上の急速加熱が組織
の微細化に好ましい。これは加熱速度を0.01〜b った結果の知見によるもので、加熱速度が1℃/sec
未満では所望の組織と材質が得にくい。これは加熱速度
が早いほどα+β相の微細なβ相の焼鈍温度での植生頻
度が増加することによる知見から、急速加熱が好ましい
。
の微細化に好ましい。これは加熱速度を0.01〜b った結果の知見によるもので、加熱速度が1℃/sec
未満では所望の組織と材質が得にくい。これは加熱速度
が早いほどα+β相の微細なβ相の焼鈍温度での植生頻
度が増加することによる知見から、急速加熱が好ましい
。
焼鈍温度は組成によりβ変態点が異なるために変るが、
α相の体積比率が50%の等方向な微細な等軸α+β相
組織は、β変態点以下100〜50℃のα+β領域に保
持することにより現出する。また焼鈍保持時間は1〜5
時間が好ましい。
α相の体積比率が50%の等方向な微細な等軸α+β相
組織は、β変態点以下100〜50℃のα+β領域に保
持することにより現出する。また焼鈍保持時間は1〜5
時間が好ましい。
第3図に焼鈍温度と焼鈍保持時間を変えた際のα相の体
積比率を一例としてTi−4Aj!5Vの結果で示した
。β変態点以下100〜50℃のα+β領域の温度に保
持することにより現出するが、5時間以上の焼鈍保持時
間ではα相の体積比率が50%の等方向な微細な等軸α
+β相3、■織は得にくい。
積比率を一例としてTi−4Aj!5Vの結果で示した
。β変態点以下100〜50℃のα+β領域の温度に保
持することにより現出するが、5時間以上の焼鈍保持時
間ではα相の体積比率が50%の等方向な微細な等軸α
+β相3、■織は得にくい。
焼鈍後の冷却は保持温度から500℃まで1℃/sec
以下の冷速で空冷し、以後は室温までをさらに徐冷する
ことが、これによって冷却時の歪の影響を少なくして、
材質を安定したものとする。
以下の冷速で空冷し、以後は室温までをさらに徐冷する
ことが、これによって冷却時の歪の影響を少なくして、
材質を安定したものとする。
(実施例)
次に本発明を実施例によってさらに説明する。
α+β型チタン合金についてAl、VのAN/VN/化
を変化したチタン合金鋳塊を実験室プラズマ炉で6 k
g円柱状鋳塊を第1表のように多数溶製し、断面減面率
で50%の鍛造を行い、鍛造われを調べ、続いて圧延に
より12mm厚の熱延板を製造し、それらの熱延板につ
いて、次に示す種々の熱処理条件にて熱処理を行い機械
的性質および金属組織を調べた。また溶製した合金のβ
変態点、Tβは溶体化温度を種々変え3時間の保定を行
い、続いて水焼入れした試験材の断面金属組織から実測
した。鍛造の加熱温度は1100℃である。但し鍛造わ
れを調べるために、鍛造の加熱温度を900℃として、
鍛造した。熱延温度は990℃であり、6パスで65%
の熱延を行い、750℃で仕上げた。ついで熱処理する
ときの加熱速度は1℃/secである。他の熱処理条件
は第2表に示すように各C9種の条件を採用した。さら
に熱延板のα相体積比率が約50%のα+β相の生成す
る焼鈍温度を選択した結果を第4図に示す。その温度で
焼鈍して材質とその異方性を調べた結果を第2表に示す
。
を変化したチタン合金鋳塊を実験室プラズマ炉で6 k
g円柱状鋳塊を第1表のように多数溶製し、断面減面率
で50%の鍛造を行い、鍛造われを調べ、続いて圧延に
より12mm厚の熱延板を製造し、それらの熱延板につ
いて、次に示す種々の熱処理条件にて熱処理を行い機械
的性質および金属組織を調べた。また溶製した合金のβ
変態点、Tβは溶体化温度を種々変え3時間の保定を行
い、続いて水焼入れした試験材の断面金属組織から実測
した。鍛造の加熱温度は1100℃である。但し鍛造わ
れを調べるために、鍛造の加熱温度を900℃として、
鍛造した。熱延温度は990℃であり、6パスで65%
の熱延を行い、750℃で仕上げた。ついで熱処理する
ときの加熱速度は1℃/secである。他の熱処理条件
は第2表に示すように各C9種の条件を採用した。さら
に熱延板のα相体積比率が約50%のα+β相の生成す
る焼鈍温度を選択した結果を第4図に示す。その温度で
焼鈍して材質とその異方性を調べた結果を第2表に示す
。
これらの結果から明らかなように材質の異方性の小さい
成分範囲は、AJと■のAl: 2.45〜9重量%、
■=3〜6重量%を含有し、含有重量%でAl/Vl/
化が0.8〜1.7のチタン合金であることが認められ
る。さらにそれらの成分範囲では厳しい鍛造条件でも鍛
造われが起こらないことが判明した。
成分範囲は、AJと■のAl: 2.45〜9重量%、
■=3〜6重量%を含有し、含有重量%でAl/Vl/
化が0.8〜1.7のチタン合金であることが認められ
る。さらにそれらの成分範囲では厳しい鍛造条件でも鍛
造われが起こらないことが判明した。
(発明の効果)
以上の説明から明らなごとく、本発明の方法では、鋳塊
の鍛造われの少ない成分範囲を明かにできた。また本発
明ではクロス圧延を行うことなく、従来よりも簡易な工
程で、強度、延性等の異方性の少ない、α+β型チタン
合金の熱延板を製造することが出来る。
の鍛造われの少ない成分範囲を明かにできた。また本発
明ではクロス圧延を行うことなく、従来よりも簡易な工
程で、強度、延性等の異方性の少ない、α+β型チタン
合金の熱延板を製造することが出来る。
第1図は本発明によるチタン合金の金属組織の図面に代
る写真、第2図は等方向な微細な等軸α+β相組織で材
質が等方向で鍛造われが発生しないチタン合金のA7!
、Vの好ましい成分範囲を示す図、第3図は等輪島組織
の具現される焼鈍温度と焼鈍保持時間の関係を示す図、
第4図はα相体積比率約50%のα+β相の金属&Il
織の現出と焼鈍温度の関係を示す図である。 第 1 図 第 2 図 ×印: 900℃鍛造でワレの発生する組成O印: 9
00℃鍛造でワレの発生のしない組成O印;α+β相組
織で、材質が等方向である組成焼鈍保持時間(hr ) Ti −4AI −5V (第1表A−11)園内数字
はα分率(%) 第3図
る写真、第2図は等方向な微細な等軸α+β相組織で材
質が等方向で鍛造われが発生しないチタン合金のA7!
、Vの好ましい成分範囲を示す図、第3図は等輪島組織
の具現される焼鈍温度と焼鈍保持時間の関係を示す図、
第4図はα相体積比率約50%のα+β相の金属&Il
織の現出と焼鈍温度の関係を示す図である。 第 1 図 第 2 図 ×印: 900℃鍛造でワレの発生する組成O印: 9
00℃鍛造でワレの発生のしない組成O印;α+β相組
織で、材質が等方向である組成焼鈍保持時間(hr ) Ti −4AI −5V (第1表A−11)園内数字
はα分率(%) 第3図
Claims (1)
- Al:2.45〜9重量%、V:3〜6重量%を含有し
、含有重量%でAl/V成分比が0.8〜1.7のチタ
ン合金鋳塊を鍛造し、α+β域において仕上げ熱延後、
β変態点以下100〜50℃のα+β領域に1℃/se
c以上で急速加熱し、1〜5時間保持しその後500℃
まで1℃/sec以下の冷却速度で冷却し以後徐冷する
ことを特徴とする、鍛造われが少なく、材質異方性の少
ないチタン合金熱延板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12730086A JPS62284060A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | チタン合金熱延板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12730086A JPS62284060A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | チタン合金熱延板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62284060A true JPS62284060A (ja) | 1987-12-09 |
Family
ID=14956548
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12730086A Pending JPS62284060A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | チタン合金熱延板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62284060A (ja) |
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1772528A1 (en) * | 2004-06-02 | 2007-04-11 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Titanium alloy and method of manufacturing titanium alloy material |
JP2009007679A (ja) * | 2008-09-18 | 2009-01-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | チタン合金およびチタン合金材の製造方法 |
FR2952559A1 (fr) * | 2009-11-16 | 2011-05-20 | Snecma | Procede de fabrication d'alliages de titane avec forgeages a temperatures incrementees |
CN102418061A (zh) * | 2011-12-10 | 2012-04-18 | 西部钛业有限责任公司 | 一种tc2钛合金大规格板坯的制备方法 |
CN106180251A (zh) * | 2016-08-16 | 2016-12-07 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种tc20钛合金细晶棒材的制备方法 |
WO2019049979A1 (ja) * | 2017-09-11 | 2019-03-14 | Ntn株式会社 | 機械部品及び機械部品の製造方法 |
CN112251643A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti6Al4V-Mn合金及其制备方法 |
CN112251636A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti6Al4V-W合金及其制备方法 |
CN112626372A (zh) * | 2019-10-08 | 2021-04-09 | 大田精密工业股份有限公司 | 钛合金板材及其制造方法 |
-
1986
- 1986-06-03 JP JP12730086A patent/JPS62284060A/ja active Pending
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1772528A1 (en) * | 2004-06-02 | 2007-04-11 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Titanium alloy and method of manufacturing titanium alloy material |
EP1772528A4 (en) * | 2004-06-02 | 2008-02-20 | Sumitomo Metal Ind | TITANIUM ALLOY AND METHOD FOR MANUFACTURING TITANIUM ALLOY MATERIAL |
JP2009007679A (ja) * | 2008-09-18 | 2009-01-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | チタン合金およびチタン合金材の製造方法 |
FR2952559A1 (fr) * | 2009-11-16 | 2011-05-20 | Snecma | Procede de fabrication d'alliages de titane avec forgeages a temperatures incrementees |
CN102418061A (zh) * | 2011-12-10 | 2012-04-18 | 西部钛业有限责任公司 | 一种tc2钛合金大规格板坯的制备方法 |
CN106180251A (zh) * | 2016-08-16 | 2016-12-07 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种tc20钛合金细晶棒材的制备方法 |
CN106180251B (zh) * | 2016-08-16 | 2018-05-08 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种tc20钛合金细晶棒材的制备方法 |
WO2019049979A1 (ja) * | 2017-09-11 | 2019-03-14 | Ntn株式会社 | 機械部品及び機械部品の製造方法 |
CN112626372A (zh) * | 2019-10-08 | 2021-04-09 | 大田精密工业股份有限公司 | 钛合金板材及其制造方法 |
CN112251643A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti6Al4V-Mn合金及其制备方法 |
CN112251636A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-22 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti6Al4V-W合金及其制备方法 |
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