JPS63241150A

JPS63241150A - チタン合金の熱処理方法

Info

Publication number: JPS63241150A
Application number: JP7474887A
Authority: JP
Inventors: Yoshikimi Sugimoto; 杉本　由仁; Minoru Okada; 稔岡田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1987-03-28
Filing date: 1987-03-28
Publication date: 1988-10-06

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】（産業上の利用分野）本発明はチタン合金の熱処理方法に関し、詳しくは、チ
タン合金製加工材をその延性を失わせることなく高硬度
化するチタン合金の熱処理方法に関する。

（従来の技術）チタン合金は、比強度及び耐食性に優れていることから
各種産業機器、航空機或いは自動車などの各分野に広く
採用されつつある。

例えば、蒸気タービン翼のエロージッンシールド材や自
動車のパルプスプリングの部材もその１つであって、軽
量化と性能の向上を兼ねて、近年チタン合金化が検討さ
れている。

これらの部材に代表されるようＩに、強度、耐食性の外
に耐摩耗を要求される用途も多く、かかる用途向けのチ
タン合金には高い硬度が必要とされる。

高い硬度のチタン合金としては、例えば、Ｔｉ　−１０
Ｖ　−２Ｆｅ　−３ＡＱなどのＮｅａｒβ型チタン合金
が知られている。

ｒＮｅａｒβ型チタン合金１とは、室温の平衡状態にお
いてα、βの２相から成り、β変態点以上から或いはβ
変態点以下であってもその近傍からの冷却により室温に
おいて不安定な残留β相を生じ、さらに応力を加えると
応力誘起マルテンサイト変態を起こす合金である。

このＮｅａｒβ型チタン合金は、約４００℃付近の温度
で時効処理することにより、チタン合金の中では比較的
高い硬度を示すβ型チタン合金よりも更に高い、例えば
Ｈｖ４７０以上の硬さとすることができる。

しかし、この種のチタン合金は硬い反面延性が全くなく
、従って前記のような部材として用いるには信鎖性に欠
け、現在のところこのＮｅａｒβ型チタン合金を時効処
理によって高硬度化して用いるというようなことはなさ
れていない。

（発明が解決しようとする問題点）本発明の目的は、前記のＮｅａｒβ型チタン合金の延性
を失わせることなく高硬度化する新しい熱処理方法を提
供することにある。

又、本発明の別の目的は、Ｎｅａｒβ型チタン合金の延
性を改善することにより、その用途を拡大することにあ
る。

（問題点を解決するための手段）本発明者らは、上記目的を達成すべ（Ｎｅａｒβ型チタ
ン合金の加工及び熱処理における相変態と、その相変態
による延性と硬さとの関係について種々検討を行った結
果、下記の知見を得た。

Ｎｅａｒβ型チタン合金は、前記の如くβ変態点以上或
いはβ変態点直下の温度より急冷した場合には、母相は
非常に不安定なβ相であり、これを２５０〜４５０℃の
温度範囲で時効処理した場合には、ω相がβ相中に析出
したりω相を核としてα相が析出する。このような場合
には、硬度は高いものの急激に詭化し、伸びは全く無く
なる。

しかしながら、合金成分のモリブデン当量がある一定の
範囲内のＮｅａｒβ型チタン合金では、母相であるβ相
が不安定であるために、室温近傍で変形すると加工誘起
マルテンサイト変態を起こし、残りのβ相は安定化する
。更にこのように加工誘起マルテンサイト変態を起こし
たものに適切な条件で２段階の時効処理を施すと、次の
ような興味ある現象がみられる。

即ち、第１段時効処理では、加工誘起マルテンサイト（
α勺からβ相へ逆変態し、この逆変態しにより生じたβ
゛相を核として微細なα相が析出し、延性を失うことな
く高い硬度が得られる。

本発明はかかる知見に基づいてなされたものであって、
その要旨とするところは、Ｍｏ＋Ｖ／１．５　＋Ｃｒ１０．６＋Ｆｅ１０．３５　
＋Ｎｂ１５　（％〕の式で示されるモリブデン当量の値
が５〜１４のＮｅａｒβ型チタン合金を、下記（イ）〜
（ニ）の工程で加工・熱処理することを特徴とするチタ
ン合金の熱処理方法にある。

（イ）（β変態点−１５０℃）〜（β変態点＋３００’
Ｃ）の温度範囲で０．０１〜２時間保持したのち１℃／
秒以上の冷却速度で冷却する溶体化処理工程、（ロ）溶体化処理後、室温から２００℃までの温度範囲
で５〜５０％の加工率で加工する加工処理工程、（ハ）加工処理後、２５０〜４００℃の温度範囲で８時
間以上保持する第１段時効処理工程、（ニ）第１段時効
処理後、５００〜６００℃の温度範囲で０．５〜２時間
保持する第２段時効処理工程。

尚、前弐のＭｏ、ν、Ｃｒ、　Ｆｅ及びＮｂは、それぞ
れの元素の含有量（重量％）である。

（作用）以下、本発明における合金組成及び加工・熱処理条件の
限定理由を作用とともにのべる。

まず、Ｎｅａｒβ型チタン合金の組成を下記式のモリブ
デン当量で５〜１４の範囲とした理由について述べる。

Ｎｏ＋Ｖ／１．５　＋Ｃｒ１０．６＋Ｆｅ１０．３５　
＋Ｎｂ１５　（％〕このモリブデン当量は、チタン合金
をβ単相又は大部分がβ相である温度範囲より冷却した
場合のβ相の安定性を示すパラメーターである。

モリブデン当量の値が１４より大きいと常温で残存する
β相が安定化する。従って次の加工で加工誘起マルテン
サイト変態が起こらず、その後時効処理しても前記の逆
変態及び相分離は起こらない。

一方、モリブデン当量の値が５未満では、冷却中にマル
テンサイト変態が起こり、硬化して変形能が小さくなり
加工自体が困難となるとともに加工誘起マルテンサイト
を出すことができない。

上記の理由により、モリブデン当量の値を５〜１４の範
囲とするが、前記モリブデン当量式に含まれる元素全て
が含有されている必要はない、即ち、Ｍｏ、　Ｖ　、　
Ｃｒ、　Ｐｅ及びＮｂの１種以上がモリブデン当量式を
満たす範囲内で含有されていればよい。

更に前記元素の他に、重量％で、Ａ２５８％、Ｚｒ５１
０％、Ｓｎ≦５０％及び酸素≦０．２％の１種以上を含
有させることもできる。

八９、Ｚｒ、　Ｓｎ及び酸素はいずれもチタン合金を強
化する目的で添加されるが、その含有量が前記の上限値
を超えると加工性を著しく阻害し好ましくない。

次に加工・熱処理条件の限定理由についてのべる。

第１図は、本発明における製造工程を模式的に示したヒ
ートパターンである。

第１図において、■は溶体化処理工程である。

前記組成のＮｅａｒβ型チタン合金を（β変態点−１５
０℃）〜（β変態点＋３００℃）の温度範囲で０．０１
〜２時間保持したのち１℃／秒以上の冷却速度で冷却す
る。

溶体化処理の加熱温度が（β変態点−１５０℃）より更
に低いとき或いは冷却速度が１℃／秒未満のときは、加
熱中或いは冷却中にα相が過剰に析出し、残留β相が安
定化し、次の加工で加工誘起マルテンサイト変態が起こ
らない。

一方、加熱温度が（β変態点＋３００℃）を越える高温
の場合、或いは保持時間が２時間を越える場合は、β相
が粗大化して合金の脆化が著しくなる。

又、保持時間が０．０１時間未満ではβ相が均一化され
ず、前工程の熱間加工の影響を残した＆１ｌｓｅとなり
以下の工程で強化することができなくなる。

溶体化処理後のＮｅａｒβ型チタン合金は、引き続き室
温から２００″Ｃまでの温度範囲で５〜５０％の加工率
の加工処理（第１図の■）される、ここで不安定な残留
β相が加工誘起マルテンサイトに変態する。この工程で
加工温度の下限を室温としたのは、これより低温にする
とサブゼロ処理となってβ相がマルテンサイト化してし
まい、前述の加工誘起マルテンサイトが得られないから
である。一方、２００℃を越える加工温度ではβ相が安
定することにより加工誘起マルテンサイト変態が得られ
ず硬度が損なわれる。

加工処理工程での加工率は５〜５０％とする。加工率が
５％未満では、次の時効処理で硬化させるに十分な量の
加工誘起マルテンサイトが得られず、所望の硬さとする
ことができない、一方、５０％を越える加工率では、加
工誘起マルテンサイトの量が多くなりすぎ、加工硬化が
甚だしく、加工時に割れが発止してしまう。

加工処理後は、２５０〜４００℃の温度範囲に再加熱し
、８時間以上保持する第１段時効処理（第１図の■）を
行う。

ここでは、前工程で生成した加工誘起マルテンサイト（
α″）が、α”→βと逆変態を起こし、更にこのβ相が
β→β＋β゛　と分離して、β相中に微細なβ′相が多
数均一に分散した相となる。

第１段時効処理の２５０〜４００℃という温度及び８時
間以上という時間は上記２つの反応を生起させるに十分
な条件である。

２５０℃より低い温度ではα”→βの逆変態が起こらず
、８時間未満の時間ではβ→β＋β・　の相分離が不十
分である。又、４００℃を越える高い温度でもβ→β＋
β゛　の反応は起こらない。

第２段時効処理（第１図の■）は、第１段時効処理の終
了に引きつづいて行われる。

この場合、第１図の破線で示すように一旦冷却したのち
再加熱して第２段Ｃ時効処理をしてもよく、或いは実線
で示すように冷却することな（引き続き昇温して第２段
鍍時効処理をしてもよい。

第２段時効処理では、前工程でβ相中に分散したβ゛を
核として、微細なα相が析出する。

即ち、得られる組織は安定なβ相中に微細なα相が分散
したものとなり、合金はβ相固有の高い延性と、ｃｒ相
の分散効果による高い硬度とを兼ね備えたものとなる。

この第２段時効処理を５００℃より低い温度で行うと析
出α相が微細になりすぎ、必要な延性が得られず、一方
、６００″Ｃより高い温度では、析出したα相の成長粗
大化が起こり、硬度の低下が著しくなる。

次に実施例により本発明を更に説明する。

（実施例）真空アーク溶解によって第１表に示す組成のチタン合金
を溶製し、鍛造と熱間圧延によって５−一厚×２００露
ｌ巾×４００■膳長さのチタン合金の熱延板を作成した
。

次いで、この熱延板を脱スケールし、第１表に示す諸条
件で順次溶体化処理、加工処理、第１段時効処理及び第
２段時効処理を行った。

このようにして得られたチタン合金より試験片を採取し
、硬さくビッカース硬度）と伸びを調べた。

これらの結果をまとめて第１表に示す。

尚、従来例として、加工処理及び第１段時効処理を施さ
ず溶体化処理後に第２段時効処理のみを行ったもの、お
よび比較例として合金組成或いは加工熱処理条件を種々
変えたものも併せて第１表に示す。

第１表より明らかなように、本発明法で得られたＮｏ、
１〜１１のチタン合金は、延性を失うことなく１１シ４
６０以上の高い硬さを有するものである。

これに対して、モリブデン当量が本発明の範囲内でも、
従来のように１回の時効処理だけを行ったもの（Ｎｏ、
１２〜１７）は、硬さは本発明例と同様であるが延性が
全くなく引張試験片は脆性破断した。

又、モリブデン当量が本発明範囲より小さいチタン合金
を用いた比較例Ｎｏ、１８は、圧延中に割れが発生し、
圧延続行が不可能であった。

一方、モリブデン当量が本発明範囲より大きいチタン合
金を用い熱処理を本発明範囲とした比較例Ｎｏ、１９は
、伸びは高いものの十分な硬度が得られなかった。

加工・熱処理条件が本発明で定める条件から外れた比較
例Ｎｏ、２０〜３２は、延性或いは硬度のいずれかが劣
るものである。

（発明の効果）以上説明した如く、本発明法で得られるＮｅａｒβ型チ
タン合金は延性を失うことなく高い硬度を有するもので
ある。

従って、前述のような強度、耐食性の外に高い硬度が要
求される各種の用途に高い信頼性をもって適用すること
ができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明における製造工程を模式的に示したヒ
ートパターン図である。

Claims

【特許請求の範囲】Ｍｏ＋Ｖ／１．５＋Ｃｒ／０．６＋Ｆｅ／０．３５＋Ｎ
ｂ／５〔％〕の式で示されるモリブデン当量の値が５〜
１４のＮｅａｒβ型チタン合金を、下記（イ）〜（ニ）
の工程で加工・熱処理することを特徴とするチタン合金
の熱処理方法。（イ）（β変態点−１５０℃）〜（β変態点＋３００℃
）の温度範囲で０．０１〜２時間保持したのち１℃／秒
以上の冷却速度で冷却する溶体化処理工程、（ロ）溶体化処理後、室温から２００℃までの温度範囲
で５〜５０％の加工率で加工する加工処理工程、（ハ）加工処理後、２５０〜４００℃の温度範囲で８時
間以上保持する第１段時効処理工程、（ニ）第１段時効処理後、５００〜６００℃の温度範囲
で０．５〜２時間保持する第２段時効処理工程。