JPS63183160A - 強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造方法 - Google Patents
強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造方法Info
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- JPS63183160A JPS63183160A JP1515087A JP1515087A JPS63183160A JP S63183160 A JPS63183160 A JP S63183160A JP 1515087 A JP1515087 A JP 1515087A JP 1515087 A JP1515087 A JP 1515087A JP S63183160 A JPS63183160 A JP S63183160A
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Landscapes
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- Metal Rolling (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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造
方法に関する。
方法に関する。
Ｔｉ−１５％Ｖ−３１Ｃｒ−３ 俤りｎ−３＊ＡＬ合金
。
。
Ｔｉ−３１ｋＬ−８＊Ｖ−６％Ｃｒ−４％Ｍｏ−４ｓｚ
ｒ合金等のβ型チタン合金は冷間加工性が良好であり、
冷延薄板、冷間引きぬきによる棒、線材として使用され
る場合がある。これらβ型チタン合金材では冷間加工後
直接時効処理することにより強度を上昇することができ
るが。
ｒ合金等のβ型チタン合金は冷間加工性が良好であり、
冷延薄板、冷間引きぬきによる棒、線材として使用され
る場合がある。これらβ型チタン合金材では冷間加工後
直接時効処理することにより強度を上昇することができ
るが。
強度は冷間加工率の増大と共に上昇し、この結果たとえ
ばＴｉ−１５％Ｖ−３ＳＣｒ−３ＪＳｎ −３％Ａｔ合
金冷延板では最大強度ｔａｓＫｆｆ／−を得ることがで
きる。しかし、この場合の伸びはほぼ１％８度と強度の
上昇に併い延性値が逆相関関係を保ちながら低下するた
め、実用に際しては強度をおさえ延性値が確保できる熱
処理条件が採用されている。
ばＴｉ−１５％Ｖ−３ＳＣｒ−３ＪＳｎ −３％Ａｔ合
金冷延板では最大強度ｔａｓＫｆｆ／−を得ることがで
きる。しかし、この場合の伸びはほぼ１％８度と強度の
上昇に併い延性値が逆相関関係を保ちながら低下するた
め、実用に際しては強度をおさえ延性値が確保できる熱
処理条件が採用されている。
これらβ型チタン合金の冷間加工材は冷間加工後溶体化
一時効処理、あるいは冷間加ニ一時効処理を施して使用
される。冷間加工まま、あるいは溶体化処理で溶体化温
度を比較的低温とし、冷間加工歪を適度に残存させると
時効においてα晶の析出の促進と微細化が促がされ、従
って強度を冷間加工率の増大により上昇させることが可
能となる。例えば冷間加工後の溶体化工程では再結晶が
進退することとなるが、上述のような溶体化条件の選択
により粒内に均一微細な下部組織の残存した組織が得ら
れる。この下部転位組織の一残存した溶体化材を時効処
理するとこの均一微細な下部転゛位の存在によりα晶時
効析出の促進と均一化が図られ、従って冷間加工材では
熱間加工材と比較して高強度が得られることとなる。し
かし、粒界及び粒界近傍は粒内と比較して転位が集積し
易く、このため時効時に粒界に層状にα晶が析出し易く
なる。従って従来製法による冷間加工材では冷間加工率
の増大に伴ない結晶粒界へのα晶の析出が結晶粒内と比
較して著しく促進され、粒界破壊を起こし易くなってい
て、そのためβ型チタン合金冷間加工材では１６５ Ｋ
ｇ ｆ ７１ｍ”程度が強度の限界となり、又高強度材
とした場合、低延性値であるといった欠点を有していた
。
一時効処理、あるいは冷間加ニ一時効処理を施して使用
される。冷間加工まま、あるいは溶体化処理で溶体化温
度を比較的低温とし、冷間加工歪を適度に残存させると
時効においてα晶の析出の促進と微細化が促がされ、従
って強度を冷間加工率の増大により上昇させることが可
能となる。例えば冷間加工後の溶体化工程では再結晶が
進退することとなるが、上述のような溶体化条件の選択
により粒内に均一微細な下部組織の残存した組織が得ら
れる。この下部転位組織の一残存した溶体化材を時効処
理するとこの均一微細な下部転゛位の存在によりα晶時
効析出の促進と均一化が図られ、従って冷間加工材では
熱間加工材と比較して高強度が得られることとなる。し
かし、粒界及び粒界近傍は粒内と比較して転位が集積し
易く、このため時効時に粒界に層状にα晶が析出し易く
なる。従って従来製法による冷間加工材では冷間加工率
の増大に伴ない結晶粒界へのα晶の析出が結晶粒内と比
較して著しく促進され、粒界破壊を起こし易くなってい
て、そのためβ型チタン合金冷間加工材では１６５ Ｋ
ｇ ｆ ７１ｍ”程度が強度の限界となり、又高強度材
とした場合、低延性値であるといった欠点を有していた
。
そこでわれわれは高強度β型チタン合金冷延板を製造し
うる方法として新冷延法を特願昭６１−２３７１４０号
として提案した。この新冷延法は熱延−（溶体化）−冷
間圧延一中間溶体化一冷間圧延一溶体化一時効の工程を
とる。即ち、最終冷延の前段の冷間圧延により歪を導入
した組織を中間溶体化により粒内に均一微細な下部転位
組織の残存した再結晶組織とし、この下部転位組織の残
存した中間溶体化材に軽度の冷間加工を加え、更に溶体
化処理を行なうと回復現象のみが進展し、粒内及び粒界
を含めて更に均−且つ微細な転位を含んだ均一微細な下
部組織が得られる。このため時効においてはα晶の時効
析出の促進と均一化が粒界及び粒内を通してはかられる
こととなり、この結果粒界破壊を起こしにくくなって、
従来製法材と比較して高強度、高延性冷延板（強度１７
０ＫＩＩｆ／−以上、伸び５チ以山が製造されることに
なる。しかし、この新冷延法では板厚が約２−以下の比
較的薄い板に対してのみ効果が大きく現われるといった
欠点を有していた。
うる方法として新冷延法を特願昭６１−２３７１４０号
として提案した。この新冷延法は熱延−（溶体化）−冷
間圧延一中間溶体化一冷間圧延一溶体化一時効の工程を
とる。即ち、最終冷延の前段の冷間圧延により歪を導入
した組織を中間溶体化により粒内に均一微細な下部転位
組織の残存した再結晶組織とし、この下部転位組織の残
存した中間溶体化材に軽度の冷間加工を加え、更に溶体
化処理を行なうと回復現象のみが進展し、粒内及び粒界
を含めて更に均−且つ微細な転位を含んだ均一微細な下
部組織が得られる。このため時効においてはα晶の時効
析出の促進と均一化が粒界及び粒内を通してはかられる
こととなり、この結果粒界破壊を起こしにくくなって、
従来製法材と比較して高強度、高延性冷延板（強度１７
０ＫＩＩｆ／−以上、伸び５チ以山が製造されることに
なる。しかし、この新冷延法では板厚が約２−以下の比
較的薄い板に対してのみ効果が大きく現われるといった
欠点を有していた。
本発明は以上の様な問題に鑑み、創案されたもので、上
記新冷延法を更に改良して冷間加工工程と、該冷間加工
後の熱処理における溶体化工程の両工程をあわせて厳密
に製部することにより、板厚に寄らず新冷延法の効果を
付与することを可能としたものである。
記新冷延法を更に改良して冷間加工工程と、該冷間加工
後の熱処理における溶体化工程の両工程をあわせて厳密
に製部することにより、板厚に寄らず新冷延法の効果を
付与することを可能としたものである。
このため本発明では、β型チタン合金材に対し、加工率
３０％以上で最終冷間加工前段の冷間加工を行ない１次
いで、β域温度域に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で昇温
して再結晶を完了させた後２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で３００℃以下まで冷却することにより中間溶体化処理
を終了し、更に３チ以上３０チ未満の加工率で最終冷間
加工を行ない、引き続く最終溶体化処理において、β域
温度域に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で昇温した後２℃
／ ｓ ｅ ｃ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却
することを特徴とする。
３０％以上で最終冷間加工前段の冷間加工を行ない１次
いで、β域温度域に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で昇温
して再結晶を完了させた後２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で３００℃以下まで冷却することにより中間溶体化処理
を終了し、更に３チ以上３０チ未満の加工率で最終冷間
加工を行ない、引き続く最終溶体化処理において、β域
温度域に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で昇温した後２℃
／ ｓ ｅ ｃ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却
することを特徴とする。
即ち１本発明では中間及び最終溶体化時の昇温、冷却速
度をα＋β域での昇温、冷却時にα晶の析出の認められ
ない速度に制御する。
度をα＋β域での昇温、冷却時にα晶の析出の認められ
ない速度に制御する。
この溶体化時の昇温速度が遅い場合、β単相域までへの
加熱途中のα＋β域において下部組織上にα晶の析出が
起こることとなるが、この析出したα晶はβ域に昇温後
もしばらく残存するため下部組織の回復現象を局部的に
阻害し、その結果不均質な回復組織となり時効時のα晶
析出は不均一で低強度となる。又溶体化時の冷却速度が
遅い場合、冷却過程で回復下部組織上へのα晶の析出が
起こり、この析出したα晶は時効時に肥大化するため。
加熱途中のα＋β域において下部組織上にα晶の析出が
起こることとなるが、この析出したα晶はβ域に昇温後
もしばらく残存するため下部組織の回復現象を局部的に
阻害し、その結果不均質な回復組織となり時効時のα晶
析出は不均一で低強度となる。又溶体化時の冷却速度が
遅い場合、冷却過程で回復下部組織上へのα晶の析出が
起こり、この析出したα晶は時効時に肥大化するため。
時効組織は不均一で低強度となる。しかし。
本発明では溶体化時の昇温、冷却速度を制御することで
板厚によらず均質な回復組織を得ることができるため、
新冷延法の効果を十分に利用することができる。
板厚によらず均質な回復組織を得ることができるため、
新冷延法の効果を十分に利用することができる。
以下１本発明の構成における数値限定につき説明する。
最終冷間加工の前段の冷間加工率を３０％以上と規定し
たのは、３０チ未満の冷間加工率では中間溶体化時□に
再結晶が進展せず、最終製品が粗粒となるからのみなら
ず、中間溶体化後の残留冷間加工歪の分布が不均一で且
つ密度が粗となり、そのため、この残留冷間加工歪の不
均一性に起因して最終冷間加工後の溶体化処理時に残留
する冷間加工歪までその分布が不均一で且つ密度が粗と
なって、時効後高強度、高延性の材質特性をもつ冷間加
工材を得るのは不可能となるからである。
たのは、３０チ未満の冷間加工率では中間溶体化時□に
再結晶が進展せず、最終製品が粗粒となるからのみなら
ず、中間溶体化後の残留冷間加工歪の分布が不均一で且
つ密度が粗となり、そのため、この残留冷間加工歪の不
均一性に起因して最終冷間加工後の溶体化処理時に残留
する冷間加工歪までその分布が不均一で且つ密度が粗と
なって、時効後高強度、高延性の材質特性をもつ冷間加
工材を得るのは不可能となるからである。
又、最終冷間加工での冷間加工率を３−以上と規定した
のは、３−未満の冷間加工率では冷間加工による歪の導
入が不均一であり。
のは、３−未満の冷間加工率では冷間加工による歪の導
入が不均一であり。
このため最終時効材のα晶の時効析出が不均一となり、
高強度、高延性の材質特性が失われてしまうからである
。加えて、最終冷間加工の冷間加工率を３０％未満と規
定したのは３０％以上の冷間加工率では最終溶体化時に
再結晶が進展し、最終冷間加工による加工歪付加の効果
が失われてしまうためである。
高強度、高延性の材質特性が失われてしまうからである
。加えて、最終冷間加工の冷間加工率を３０％未満と規
定したのは３０％以上の冷間加工率では最終溶体化時に
再結晶が進展し、最終冷間加工による加工歪付加の効果
が失われてしまうためである。
更に、中間溶体化及び最終溶体化時の昇温、冷却速度を
２℃／ｓｅｃ以上と規定したのは、２℃／ｓｅａ未満の
昇温、冷却速度では昇温、冷却時にα晶が析出してしま
い、その結果最終時効材のα晶の時効析出が不均一であ
ったり。
２℃／ｓｅｃ以上と規定したのは、２℃／ｓｅａ未満の
昇温、冷却速度では昇温、冷却時にα晶が析出してしま
い、その結果最終時効材のα晶の時効析出が不均一であ
ったり。
肥大化してしまい、高強度、高延性の材質特性が失われ
てしまうためである。尚、昇温及び冷却速度の上限は特
に規定しないが、１００’Ｃ／８（！（！を超えると、
材料の形状に歪みが発生するため、これらの上限は１０
０℃／ｓｅｃとするのが好ましい。
てしまうためである。尚、昇温及び冷却速度の上限は特
に規定しないが、１００’Ｃ／８（！（！を超えると、
材料の形状に歪みが発生するため、これらの上限は１０
０℃／ｓｅｃとするのが好ましい。
又、中間溶体化及び最終溶体化時の加熱温度をβ域温度
域と規定したのは、β変態点以下の温度への加熱では溶
体化時にα晶が析出してしまうためである。尚、加熱温
度の上限についても特に規定していないが、β変態点＋
２００℃を超えると粒成長が生じ、材質の劣化を生ずる
ので、β変態点＋２００℃を上限とすると良い。
域と規定したのは、β変態点以下の温度への加熱では溶
体化時にα晶が析出してしまうためである。尚、加熱温
度の上限についても特に規定していないが、β変態点＋
２００℃を超えると粒成長が生じ、材質の劣化を生ずる
ので、β変態点＋２００℃を上限とすると良い。
更に、中間溶体化及び最終溶体化時の冷却速度のコント
ロールを３００℃以下の温度までと規定したのも３００
℃以上の温度までの冷却速度のコントロールではその温
度から３００℃までの温度への冷却中にα晶が析出して
しまうためである。これらのα晶の析出が最終時効材の
材質を劣化させる理由は上記の理由と同じである。
ロールを３００℃以下の温度までと規定したのも３００
℃以上の温度までの冷却速度のコントロールではその温
度から３００℃までの温度への冷却中にα晶が析出して
しまうためである。これらのα晶の析出が最終時効材の
材質を劣化させる理由は上記の理由と同じである。
代表的なβ型合金であるＴｉ−１５％Ｖ−３チＣｒ−３
％５ｎ−３％Ａｔ合金の直径５５０Ｗ鋳塊を１０５０℃
に加熱後２００ｍ厚さに熱間鍛造してスラブを作成した
。第１表に用いた供試材の化学組成を示す（β変態点Ｔ
β＝７２９℃）。上記スラブを９５０℃に加熱後８０箇
厚さに熱間圧延した後８００℃で２０ｍ１ｎ溶体化処理
を施し冷ｇ素材とした。冷延では上記熱延板（８０１厚
さ）より板厚５５胃から２．８ ｖｍまでのサンプルを
切り出して冷延用の素材とし、これを１次の冷延（最終
冷延の前段の冷延：圧下率２０〜８０チ）と２次の冷延
（最終冷延：圧下率θ〜５０俤）により最終板厚５層（
→１０震）の冷延板に仕上げた。冷延材の中間及び最終
溶体化条件は７１０℃〜９００℃×１〜２０ｍ１ｎであ
り、溶体化時の昇温、冷却速度を１．０℃／ｓｅａ〜１
０℃／ｓｅａと変化させた。時効条件はいずれも５１０
℃Ｘ１４ｈｒ→空冷であり、熱処理材の機械的性質は平
行部１２．５ｍ＋、 Ｇ、Ｌ、５０■の板状引張試験片
をＬ方向に採取して調査した。第２表に冷延、ｌＷ一体
化条件、およびこれにより得られた冷延材の材質特性を
示す。
％５ｎ−３％Ａｔ合金の直径５５０Ｗ鋳塊を１０５０℃
に加熱後２００ｍ厚さに熱間鍛造してスラブを作成した
。第１表に用いた供試材の化学組成を示す（β変態点Ｔ
β＝７２９℃）。上記スラブを９５０℃に加熱後８０箇
厚さに熱間圧延した後８００℃で２０ｍ１ｎ溶体化処理
を施し冷ｇ素材とした。冷延では上記熱延板（８０１厚
さ）より板厚５５胃から２．８ ｖｍまでのサンプルを
切り出して冷延用の素材とし、これを１次の冷延（最終
冷延の前段の冷延：圧下率２０〜８０チ）と２次の冷延
（最終冷延：圧下率θ〜５０俤）により最終板厚５層（
→１０震）の冷延板に仕上げた。冷延材の中間及び最終
溶体化条件は７１０℃〜９００℃×１〜２０ｍ１ｎであ
り、溶体化時の昇温、冷却速度を１．０℃／ｓｅａ〜１
０℃／ｓｅａと変化させた。時効条件はいずれも５１０
℃Ｘ１４ｈｒ→空冷であり、熱処理材の機械的性質は平
行部１２．５ｍ＋、 Ｇ、Ｌ、５０■の板状引張試験片
をＬ方向に採取して調査した。第２表に冷延、ｌＷ一体
化条件、およびこれにより得られた冷延材の材質特性を
示す。
同表から、本発明の冷延及び熱処理条件を満足する場合
のみ強度１７０Ｋｆｆ／■３以上、伸びｓＬｓ以上の優
れた材質特性が得られていることがわかる。
のみ強度１７０Ｋｆｆ／■３以上、伸びｓＬｓ以上の優
れた材質特性が得られていることがわかる。
本発明の実施例としてＴｉ−１５％Ｖ−３％Ｃｒ−３％
５ｎ−３％Ａｊ合金をとりあげたが、本発明はＴｉ −
３％ｋｔ−８％Ｖ−６％Ｃｒ−４ｌＭｏ−４ｆｙＺｒ合
金等のβ型チタン合金全般に適用可能である。
５ｎ−３％Ａｊ合金をとりあげたが、本発明はＴｉ −
３％ｋｔ−８％Ｖ−６％Ｃｒ−４ｌＭｏ−４ｆｙＺｒ合
金等のβ型チタン合金全般に適用可能である。
ヌ本発明は冷延板の製造において見い出されたが、冷間
鍛造、冷間引きぬき等による丸棒の製造や冷間成形にお
いて本発明の加工条件を遵守する限り冷延板と同等の高
強度と高延性をもつ製品を製造し得る。
鍛造、冷間引きぬき等による丸棒の製造や冷間成形にお
いて本発明の加工条件を遵守する限り冷延板と同等の高
強度と高延性をもつ製品を製造し得る。
以上詳述したように１本発明のβ型チタン合金材の製造
方法によれば、冷間加工工程と、冷間加工後の熱処理に
おける溶体化工程の両゛工程をあわせて厳密に制御する
（特に溶体化時の昇温速度及び冷却速度を制御する）こ
とにより、板厚が増大しても強度及び延性に優れたβ型
チタン合金材の製造が可能となるという優れた効果を有
している。
方法によれば、冷間加工工程と、冷間加工後の熱処理に
おける溶体化工程の両゛工程をあわせて厳密に制御する
（特に溶体化時の昇温速度及び冷却速度を制御する）こ
とにより、板厚が増大しても強度及び延性に優れたβ型
チタン合金材の製造が可能となるという優れた効果を有
している。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 β型チタン合金材に対し、加工率３０％ 以上で最終冷間加工前段の冷間加工を行な い、次いで、β域温度域に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度
で昇温して再結晶を完了させた後 ２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却す
ることにより中間溶体化処理を終 了し、更に３％以上３０％未満の加工率で 最終冷間加工を行ない、引き続く最終溶体 化処理において、β域温度域に２℃／ｓｅｃ以上の昇温
速度で昇温した後２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３００
℃以下まで冷却すること を特徴とする強度及び延性に優れたβ型チ タン合金材の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1515087A JPS63183160A (ja) | 1987-01-27 | 1987-01-27 | 強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造方法 |
| US07/099,537 US4799975A (en) | 1986-10-07 | 1987-09-22 | Method for producing beta type titanium alloy materials having excellent strength and elongation |
| EP87114617A EP0263503B1 (en) | 1986-10-07 | 1987-10-07 | A method for producing beta type titanium alloy materials having excellent strength and elongation |
| DE8787114617T DE3768752D1 (de) | 1986-10-07 | 1987-10-07 | Verfahren zur herstellung von werkstoffen aus betatyptitanlegierung von ausgezeichneter festigkeit und dehnung. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1515087A JPS63183160A (ja) | 1987-01-27 | 1987-01-27 | 強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63183160A true JPS63183160A (ja) | 1988-07-28 |
| JPH0331784B2 JPH0331784B2 (ja) | 1991-05-08 |
Family
ID=11880774
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1515087A Granted JPS63183160A (ja) | 1986-10-07 | 1987-01-27 | 強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63183160A (ja) |
-
1987
- 1987-01-27 JP JP1515087A patent/JPS63183160A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0331784B2 (ja) | 1991-05-08 |
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