JPS63277745A - チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材 - Google Patents

チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材

Info

Publication number
JPS63277745A
JPS63277745A JP63093271A JP9327188A JPS63277745A JP S63277745 A JPS63277745 A JP S63277745A JP 63093271 A JP63093271 A JP 63093271A JP 9327188 A JP9327188 A JP 9327188A JP S63277745 A JPS63277745 A JP S63277745A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
actual
beta transus
blank
beta
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP63093271A
Other languages
English (en)
Other versions
JPH07116577B2 (ja
Inventor
エドワール・アレリテイエール
ベルナール・プランデイ
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Original Assignee
Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA filed Critical Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Publication of JPS63277745A publication Critical patent/JPS63277745A/ja
Publication of JPH07116577B2 publication Critical patent/JPH07116577B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、関えばルを空機推進システム用圧縮機ディス
クに餌用するための高品質のチタン合金部材の製造方法
、及びこの方法によってＶ！遺した部材にｆ系わる。
仏画特許明細書Ｆｒｔ第２１４４２０５号（ＣＤ　１３
５６７３４）には、下記の１１１成（重量％） ＾１：３〜７％、Ｓｉ：１〜３％、Ｚｒ：１〜４％、Ｍ
ｏ：：／−６％、Ｃｒ：、：’−６％、０：約０．２％
以下、■＝６％、Ｄｉ：　０．５％、残り：Ｔｉ及び不
純物 を有し、好ましくは下記の組成 ＾１：４．５〜５．５％、Ｓｎ：１．５〜２．５、Ｚｒ
：１．５〜２．５、Ｍｏ：３．５〜４．５、Ｃｒ：３．
５〜４．５．０：約０．１２％以下を有するチタン合金
が開示されている。
対応する鍛造部材は、先ず７３０℃〜８７０℃、次いで
０７５°Ｃ〜８１５℃で二重の；容（木１ヒ処１里にか
（すられ、その後５９５℃〜６５０℃で時効１ヒ熱処理
即ち焼鈍にかけられる。３ｒｒｎａ＜八１：５、Ｓｎ：
２、Ｚ「：２、Ｍｏ：４、Ｃｒ：４．０：０．０８＞の
ｖ１械的特性は下記の通りである。
破断荷１１：１２０４ＭＩ’ａ、０．２％での弾性限界
：１１４１Ｍｒ’ａ　、耐亀裂伝搬性：８８ｘ　３４．
８／Ｔｈ・９６．９Ｍｒａ　・に、４２５℃及び５２５
肝ａでのクリープニア、２時間で伸び甲０　、２　／Ｉ
Ｉ、５５時間で沖び率０．５％。破断的びは明示されて
いない、実際には、前記組成及び方法に凋づいて製造し
た部材はしばしば大きな１０折を有し、そのため延性及
び耐亀裂伝搬性（靭性）が失われ、且つ耐クリープ性も
低いことが判明した。特に、前記間近はＣｒ含■の高い
領域に対応するため脆（ヒを誘起し、Ｃｒ含ヱを低下さ
せるとＶｌ械的特性が低くなることが判明した。
そこで本出願人は、前記タイプの３金製で、ｐ、って、
偏析のない規則的な構造を有し、適当な沖び率で２０℃
での機械的特性（Ｒｍ−Ｒｐｏ、２−に＋ｃ）ににれ、
且つ４００℃での耐クリープ性も明らかに収容されてい
るような部材の製造を目止した。
本発明では、新規の組成範囲と新規の変形加工方法とを
用いることによって前述の問題を解消する。これらの組
成範囲、熱間加工条件及び熱処理条件は互いに分離する
ことのできないものである。
本発明の第１の目的は、下記の諸ステップからなるブー
タン合金製部材の製造方法を提供することにある。
ａ）Δｌ　：３．８〜５．４、Ｓｎ：１．５〜２．５、
Ｚｒ：２．８〜４．８、Ｍｏ：１．５〜４．５．Ｃｒ：
２．５以下、Ｃｒ＋ｖ：１．５・〜４．５、Ｆｅ＜２．
０、Ｓｉ＜０．３、０．１５、残り二Ｔｉ及び不純物と
いう４°■成（重量％）のインゴットを製造し、ｂ）前
記インゴットを、熱間ブランクを得るための荒形削りと
、ベータ範囲での予加熱と、目的の部材のブランクを形
成するための前記ブランクの少なくとも一部分の最終加
工とを順次含む熱間加工処理にかけ、 Ｃ）熱間加工によって得た前記部材ブランクを、実際の
「ベータトランザス」−４０℃がち実際の「ベータトラ
ンザス」〜ランザス」−１０℃までの間の温度に維持し
ながら溶体ｒｂ熱処理にかけ、次いで室温に冷却し、ｄ
）前記部材ブランク又はｕ′Ａブランクから形成した部
材を５５０〜６５０℃で４〜１２時間時効化熱処理にか
ける。
但し、ステップｂ）のｒ熱間加工（ｂｏｔ　ｗｏｒｋｉ
Ｂ）　Ｊとは、例えばＴ２３ｆ１、圧延、ダイ鍛造又は
押出し等のごとき総ての熱間変形加工を８味する。
添加元素量の限界６αは、変形加工した部材にｆ口折が
生じる可能性を最大限に抑えながら所望の置れた機械的
特性が得られるように、１！Ｔｉ察を行いながら調整己
な、これらの含量範囲に閃しては後で好ましい範囲を示
して３明する。これらの範囲は個々に又は任意に組合わ
せて使用し得る。含量を好ましい範囲内の値にすれば最
小限の特性が増加し、鉄及び酸素の場きには脆化又は延
性欠失に対する安全性が補強される。
アル７７ジエニツク（ａｌｐｌｔａｇｅｎｉｃ）元素Ａ
Ｉ及びＳｎはその他の添加元素と組み合わせて使用した
場合に、選択した最小値より小さい含量では硬度を不十
分にし、且つ所定最大値より大きい含量では偶発的な又
は頻繁な析出を生起させる。これらの元素の好ましい含
量範囲は＾Ｉの場合が４．５・〜５．４％、Ｓｎの場合
が１．８〜２．５％である。
Ｚｒは硬化作用が大きく　、５／’０を超えると脆「ヒ
効果を及ぼす、　Ｚｒの好ましい含１範囲は３．５〜４
．８％、より特定的には４．１・〜４．８％である。こ
れら３つの元素＾ｌ、Ｓｎ及びＺｒを一緒に使用すると
脆化（ｔ＝用は生じない、仏国特許明細書第２１４４２
０５号に化合物Ｔｉ３＾１の形成性に関する基亭として
記載されているこれら元素の合計％、即ち ％＾１＋％Ｓｎ／３＋％Ｚｒ／６ は、これら元素の含量を最大にした場合には７に等しい
。
Ｎｏは硬化作用／仁かであるが、アルファ−ベータ構造
が完全なベータ構造に変わる時の変官点、即ち本明、ｔ
ａｇで「ベータトランザス（ｂｅＬｕ　ｔｒａｎｓｕｓ
）Ｊと称する温度を低下させるという重大な効果を有す
る。「ベータトランザス」が例えば４％のＮｏによって
約 ４０℃低下すれば、この温度に近い温度での熱間加工に
影響が生じる。　Ｎｏの好ましい含量範囲は２．０〜４
．５％である。ＶはＮｏとほぼ同じ効果をもち、Ｃｒの
ごとき析出物を生じさせることによってベータ硬化伴用
を示す、■の添加は任怠的であり、（Ｃｒ１−■）は１
．５．〜４．５％の範囲にする。Ｃｒは偏折の危険に鑑
みてａ高２．５％にｍ「ｌ限する。この１肩折（例えば
Ｃｒ４Ｚｒに富んだ「゛ベータフレック（ｂｅｔａ　ｆ
ｌｅｃｋｓ）」と称する偏析）は、仏国特許明細書第２
１４４２０５号で推奨されているＣ「含量３．５〜４．
５％では、使用性能に極めて不利なｆｔ＝用を及ぼす、
　Ｃｒ含星は、硬度のためには１．５％より大きい値に
維持するのが好ましい。
Ｆｅは金仄間１ヒ合物の析出による硬化を生起せしめる
。　Ｆｅは高温（約５５０〜６００℃）での熱間クリー
プに対する耐性を低下させることが知られているが、こ
れは前記析出物が成る程度の脆性をもたらす刀・らであ
る、　Ｆｅ含量はいずれの場合も２％未満にし、好まし
くは０．５〜１．５％の間に調整する。このようにする
と、意外なことに、４００℃での耐クリープ性が著しく
収容されるからである。これは、例えとである。
周知のように、０の含量を増加すると機械的強度が増加
し且つ靭性（Ｋ、、）が少し低下する。１；Ｃって０の
含量は０．１５％以下、好ましくは０．１３％以下にす
る。Ｓｉを少し加えると５００〜５５０℃での耐クリー
プ性が改善されるが、十分な延性を得るためにはＳ：含
量を０．３％以下にする。
熱間加工を、ベータ範囲での予加熱の後で行われる、即
ちベータ範囲で少なくとも開始される最終加工、例えば
圧延又はより一般的に鍛造もしくはダイｍ逍によって完
了するようにすると、特性が明らかに改善されることが
判明した。
この最終加工の加工率（ｗｏｒｋｉｎｇ　ｒａｔｉｏ）
ｒＳ／ｓＪ（’ＦＪＪ期断面積７Ｑ終断面積）は２以上
であるのが好ましい。
また、−最に言われていることに反して、熱間加工合金
の実際の「ベータトランザス」温度は正確に、例えば±
１０〜１５℃内の正確さで検出するのが好ましいことも
判明した。そのためには、荒形側り（鍛造又、は圧延）
によって得た熱間ブランクから試料を採取し、これらの
試料を段附的に異なる種々の温度に加熱してその温度に
維持し、次いで水焼入れした後、顕微鏡写真で構造を調
べる。「ベータトランザス」は場合によっては補間によ
り：・ト価され、この温度になると総てのアルファ相が
消失する。このように実験を通して測定される熱間加工
合金の実際の「ベータトランザス」温度は、計算によっ
て推算されるトランザス温度とがなり異なることもある
（第１デストゲループ参照）。
実際の「ベータトランザス」又は単に「ベータトランザ
ス」と称する前記温度に関する認識が、最終ベータ加工
温度（ステップｂ）Ｊの３択と、その後の熱間加工部材
ブランク溶体（ヒ処Ｔｒｆｉ（ステップｃ）ｌの温度調
竺とに及ぼず結果は重大なものである。実際、所望の構
造及び特性を得るためには、９前述の方法もしくは一連
の鍛造テスト及びそれに次ぐ焼入れと得られた構造の検
査とによって測定され得るか、又は実験的に求めた「ベ
ータトランザス」よりわずかに低い、高アルファ−ベー
タ温度範囲で溶体化処理を実施することが強く望まれる
。
より特異的には、この溶体化処理は通常「ベータトラン
ザス」−４０℃と「ベータトランザス」−１０℃との間
で選択した温度で実施する。この選択温度の維持時間は
２０分〜２時間、通常は３０分〜１時間３０分である。
この溶体化処理の後は室温までの水冷、又はより−ｍ的
には空冷を行う、その後、５５０・−６５０℃の温度で
焼鈍にかけて、十分な機械的強度及び靭性（Ｒ＋ａ　　
１１）０．２及びに、ｃ）を維持しなからＦｌｊ、ｒｆ
ｎ伸びＡ％と４００℃での耐クリープ性とを向上させる
。
最終熱間加工を、必要であればこれら一連の変形操作の
操作間隔を大きくして、前記「ベータトランザス」より
少なくとも１０℃高い温度でベータ状態で開始し且つア
ルファ−ベータ状態で終了するように実施したところ、
１．？に破断伸びＡ％と４００℃での耐クリープ性とが
改許された。操作はすべて前記「ベータトランザス」１
００℃の範囲の温度で実施しな、この加工処理は、「ベ
ータトランザス」＋２０℃から「ベータＩ・ランザス」
＋４０℃の範囲の温度でｒｆｎ　ｆｉｂ　シ、「ベータ
トランザス」より低く且つ少なくとも「ベータトランザ
スＪ−５０℃に等しぃ温度で、又はより好ましくは「ベ
ータトランザスＪ−１０℃から「ベータトランザスＪ−
４０”Ｃの範囲の温度で終了するように行うのが好まし
い、このようにすると、微細析出物を含む均質な特定状
態に対応し、従って優れた特性をもたらすアルファ−ベ
ータ型の［ｉｌ＋ｔＩ針状格造が再現性をもって得られ
る。
好ましくは、前述の最終熱間加工に先立つインゴットの
熟間麓形１１１すの少なくとも最終部分を、「ベークト
ランザスＪ−１００℃から「ベータトランザス」−２０
℃の範囲のアルファ−ベータ温度で実施する。このよう
にすると、微、！［ｔｌｉ　３３が前もって微細な状態
になるため、Ｒ終的に形成される部材の品質に有利な効
果を及ぼす、ここでは、熱間加工の最終温度を製品の核
の温度とし、例えばｉ終Ｑ間加工の条件を変えることに
よって得られる種々の微細ｉｌｌ　３ｆｆｉの予備検査
によって推算する。
最終熱間加工の好ましい実施法では、時効比熱処理温度
を５７０〜６４０℃にし且つこの温度の維持時間を６〜
１０時間にする。
本発明の第２の目的は１通常５００℃以下の温度で使用
されるチタン合金部材の変形加工方法を提供することに
ある。前記合金は前述の好ましい条件に従い、Ｆｅ：０
．７〜１．５％、Ｚｒ−３，５−４，８％好ましくは４
．１〜４．８％である。この方法では、荒形ｎすり加工
の少なくとも最終部分が「ベータトランザス」−１００
℃、から「ベータトランザス」−７２０℃の１心凹の温
度での鍛造を含み、この鍛造によって少なくとも１．５
の加工率が得られる０時効処理は通常５８０〜０３０℃
で６〜ｌＯ時間行うようにする。
本発明の第３の目的は、本発明の第２の目的である前記
変形加工方法によって形成したにれた特性をもつ部材に
ある。この部材は２「含量が３．５〜４．８％であり、
下記の機械的特性を有する。
ＲＩＩ≧１２００８ｒ’ａ、　Ｒｐ６４≧１１００８ｒ
’ａ％Ａ％≧５．２０℃での靭性（耐亀裂伝搬性）に１
ｃ≧４５ＭＰａ　、５．６００Ｍｒ’ａでの４００℃耐
クリープ性：２００時間以上で０．５％。
本発明の方法は下記の利点を有する。
−いかなる型の珊折も全く伴わずに微細針状構造を再現
性をもって得ることができる。
−脆性の危険が回避される。
−所望の性質、即ち前述のごとき構造及び機械的１．７
性が総て同時に得られる。
１工り ４，１！ストグループ（表１〜６） 真空電弧式炉で二重溶融により６つの・インボッ１へΔ
−Ｄ　−ＩＥ　−ＩＩ　−Ｊ　−Ｋを製造した。得られ
た徂或は表１に示す。
各インゴットをベータ状！４１０５０℃／１１００℃で
第１の荒形削りにかけて初期直径φ２００ＩＩＩ１１か
ら正方形イ８０ＩＩＩＬｌにした０次い、で各インゴッ
トの一部分を、６つの合金の各々について計算したトラ
ンザス温度（表２）より５０℃低い温度で鍛造して７０
　ｘ　３０ｕ＋ｍの平板状にすることによって、アルフ
ァ−ベータ構造に１３　Ｇｌる第２のコ！Ｉττ荒形ｎ
ｌｌりにかけた。前記１−ランザス温度の計算は、添加
元素の３量を考↓・ユする内部アプローチ法（ｉ＋＋Ｌ
ｃｒｎａｌ　ａｐｐｒｏｕｃｂ　ｒｕｌｅ）によって行
った。
次いで、この段階で採取した試Ｔｉを１０℃ずつ段階的
に異なる温度で３０分間加熱し、各加熱の後で水焼入れ
にかけ、得られた１１′！ｉ逍を顕微鏡７臭で調べた。
このようにして各熱間加工合金毎にアルファ相消滅温度
、即ち実際の「ベータトランザス」温度を求めたく表２
）。
この′：Ａ際の「ベータトランザス」温度によれば、前
記アルファ−ベータ第２荒形１１クリの温度は、合金に
よって「ベータトランザスＪ−１７０℃（符号Ｉ＋）か
ら「ベータトランザス」−４０℃（符号Ｅ）又は「ベー
タトランザス」−６０℃（符号Ｋ）まで様々に異なって
いたことになる。
次いで、下記の３在顕の変形及び熱処理条ｄ−に従って
３組の試料を製造し、長手方向りの機械的特性を調べ、
場合によっては横力向Ｔの機械的特性も調べた。
７１、−、　、　Ａ　Ｉ−（表３）二重の場合には最終
鍛造に相当する前記アルファ−ベータ鍛造の後で、「ベ
ータトランザス」−５０℃（表２）で１時間溶体化処理
し、その結果得られた状悪で室温での機械的特性を測定
した。引っ張りクリープテス１−は、表２に各合金１げ
に示した温度で更に８時間時効処理した後、（３００ｔ
ｌｒ’ａ、４００℃で行った。
（１９”’４　：　”　１（表４）：ベータ第１荒形耐
りの結果得られた正方形Ｈ以外の正方形８０ａ＋１の一
部分を、先に測定した実際の「ベータトランザス」より
５０℃低い温度でアルファ−ベータ第２麓形削りにかけ
て正方形φ６５１にした。
次いで、この正方形を最終鍛造にかけて７０　ｘ　３０
ｎｍの平板状にした。この操作は、「ベータトランザス
」＋１０℃で３０分子加熱した状悪で始まり且つアルフ
ァ−ベータ伏皿で終了するように行った。
その結果アルファ−ベータは細針状構造が得られた。そ
の後、第１操作条「トの場合と同様に、これらの部材を
実際の「ベータトランザス」−３０℃（表２）で１時間
溶体化処理し、次いで５５０℃（Δ２）又は５００℃（
０２−Ｅ２−Ｊ２−に２）で８１１？Ｉ？１時効処理し
た。２０°Ｃでの機械的特性及び４００℃での耐クリー
プ性をこの貼効伏皿、で測定した。
第二ｍ＜１５）：第２の操ｆＹ条件で得た７０ｘ３０Ｉ
ＩＩＩ１１の平板の一部分を更に最終Ｔｉ造にかけてＣ
ｏｘ３０ｍｍにした。この操作は、「ベータトランザス
」十３０℃から始めてアルファ−ベータで終了するよう
に行った（顕Ｖ＆鏡写真で検査したところ、アルファ相
で縁取りされた針状構造が観察された）。
次いで各合金毎に第２操ｆ１″′条件の場合と同じ熱処
理（溶体ｆヒ及び時効）を行った。
これらの結果から下記の所見が得られる。
−第１組及び第２組のｈ金は、（５械的強度及び４００
℃での耐クリープ性によって下記のように分級される。
第１１ｉ番詩Ｊ１−Δ１−Ｄｉ−Ｋｌ−１１１−ＥＩ　
　Ｋｌ−Ｅｌ−Ｄｉ−Ｊｌ−＾１−１＋　１ｉｔ！２！
１ＦＡｆ）　Ｄ２−Ｊ２−Ｅ２−に２−＾２Ｊ２−に２
−＾２−０２−ＥＺこの分級はこれら２つの操作条件下
の合金の間でかなり異なっている。第１操作条１’ｌの
試料は第２操作条ｆ’ｌ＝の試料より低い温度で最終鍛
造にかけたしのである。更に、この鍛造は合金の実際の
「ベークトランザス」と処理温度との差を、例えば＾１
の場合はこのトランザスより１１０℃低い温度、Ｅｌの
場合は４０℃低い温度というように変えて実施した。
−Ｋは仏国特許明則書第２１４４２０５号で推奨されて
いる分析に基づく対照である。ＨはＳｎ及び２「を含ま
ない別の対照であり、この第１テストグループでは不十
分な機械的強度及び耐クリープ性を示す。
−第１及び第２操作条１′１−の結果の比較から、ベー
タで開始した最終鍛造の重要性が知見される。
第２及び第３操作条件の結果の比較からは、この最終鍛
造の開始温度を「ベータトランザス」より高い温度にす
ると子加熱段階でより良い均質性が１１ちれ且つベーク
範囲での最５さ加工の割合がより大きくなるためｖｌ鍼
的強度が向上し、その結果時効条件を調整すれば捕々の
特性がよりバランス良く得られることがわかる。これは
、合金の実際の「ベータトランザス」と最終ｊｆｉ造温
度との差を正確に調整することの重要性も８味する。
−合金り、Ｊ及びＥは、時効温度を５５０℃より高くす
ると、特に有利な性質を示すとＥ、われる（箸せ奏ボ第
２操作条件の試ｆ１について肌寒した機械的強度及び耐
クリープ性参照）１合金り及びＪは鉄を夫々２．１％及
び１．９％含む。
７１２ニストゲループ（表７〜９） へ１含量を約５％にし且つＺ「含量を第１テストグルー
プで使用した量より多くして、新たに・インゴットを製
造した。この実施例で選択したこれら５つのインゴット
の組成を表７に示す、符号ＦＤのインゴットのみが鉄を
含み、その含量は１．１％である。
各インゴットを先ずプレスにより１０５０℃でベータの
第１荒思１１１１りにかけて、初期直径φ２００ｍｍか
ら正方形の１４０ｍｍにした。第１グループのテスト。
と同じ方法に従い、この段財でこれら５つのインゴット
の実際の「ベータトランザス」を測定した。
次いで、「ベータＩ・ランデス」−５０°Ｃでの予加熱
から出発して１４０ｍｍの正方形を８０１１ＩＩＩｌの
正方形に鍛造し、その後実際の「ベータトランザス」十
３０℃の温度でＥｔ終鍛逍を開始して７０　ｘ　３０ｍ
ｍの平板状にした。　得られた構造を調べた結果、含金
Ｋ［ｌ以外の合金に閃してはこの鍛造の最終状態は「ベ
ータトランザスＪ−８０℃より大きい温度でアルフッ・
−ベータであった０合金ＫＩ３の顕微鏡写真では、不変
ベータ粒子の輪郭なもつ完全なベータ構造が期察された
。
Ｅｔ終鍛造の後は、得られた熱間加ニブランクをｒ５註
合金のベータＩ・ランデス」−３０℃で１時間溶体１ヒ
処理し、次いで空冷し、その後特定の方法で定訳した温
度（表８）で８時間１．７効処理した。
前記特定の方法は、度数の小さい試料を段階的に異なる
温度で処理し、次いで微小硬度ＩＩ　ｖ　３０　ｇを測
定し、且つ硬度曲線を処理温度の関数として形成するこ
とからなる。焼鈍温度として選択する温。
度は最小硬度＋１０％に相方する。
Ｈｔ柊鍛造温度及び熱処理温度は表８に示し、機械的テ
ストの結果は表９に示した。
合金に８は沖び＾％が著しく低いが、これは、十分な延
性を得るためにはＥｔ柊鍛造をアルファ−ベータ状態（
アルファで縁取られた針状１Ｍ造）で終了することが重
要であることを２味する。この合金は、」−終鍛造をア
ルファ−ベータで終了するように実施していれば有利な
特性を示したかもしれない。得られた試丁１のうちＦＤ
及びＧｅｔは５％及び４００℃での耐クリープ性を含む
種々の性質を最もバランス良く有する。中でもＦＤは特
に好ましく、特に耐クリープ性に優れ（０，５％の伸び
で３８時間）、＾１を５　、４　？、、／、Ｚｒを４．
２％、Ｆｅを１．１％含む、八Ｂ２は閉微鏡写真で見る
と、４．１％のＣｒ含量に起因して濶析（ベータフレッ
ク）を有する。従って、Ｃ「含量は、優れた特性が得ら
れるように２，５％以下にするのが好まし、い（Ｆｉｌ
の結果参照）。

Claims (16)

    【特許請求の範囲】
  1. （１）チタン合金部材の製造方法であって、ａ）Ａｌ：
    ３．８〜５．４、Ｓｎ：１．５〜２．５、Ｚｒ：２．８
    〜４．８、Ｍｏ：１．５〜４．５、Ｃｒ：２．５以下、
    Ｃｒ＋Ｖ＝１．５〜４．５、Ｆｅ＜２．０、Ｓｉ＜０．
    ３、Ｏ＜０．１５、残り：Ｔｉ及び不純物という組成（
    重量％）のインゴットを製造し、 ｂ）前記インゴットを、熱間ブランクを得るための荒形
    削りと、ベータ範囲での予加熱と、目的の部材のブラン
    クを形成するための前記ブランクの少なくとも一部分の
    最終加工とを順次含む熱間加工処理にかけ、 ｃ）熱間加工によって得た前記部材ブランクを、実際の
    「ベータトランザス」−４０℃から実際の「ベータトラ
    ンザス」−１０℃までの間の温度に維持しながら溶体化
    熱処理にかけ、次いで室温に冷却し、ｄ）前記部材ブラ
    ンク又は該ブランクから形成した部材を５５０〜６５０
    ℃で４〜１２時間時効化熱処理にかける 諸ステップからなる前記方法。
  2. （２）遅くともステップｃ）の前に、熱間加工合金の実
    際の「ベータトランザス」を熱間加工中又はその後で採
    取した試料に基づいて実験的に測定することを特徴とす
    る特許請求の範囲第１項に記載の方法。
  3. （３）Ａｌ＝４．５〜５．４、Ｓｎ＝１．８〜２．５、
    Ｚｒ＝３．５〜４．８であることを特徴とする特許請求
    の範囲第１項に記載の方法。
  4. （４）Ｚｒ＝４．１〜４．８であることを特徴とする特
    許請求の範囲第３項に記載の方法。
  5. 　（５）Ｍｏ＝２．０〜４．５、Ｃｒ＝１．５〜２．５
    であることを特徴とする特許請求の範囲第１項、第３項
    又は第４項のいずれかに記載の方法。
  6. （６）Ｆｅ≦１．５であることを特徴とする特許請求の
    範囲第１項に記載の方法。
  7. （７）Ｏ＝０．０７〜０．１３であることを特徴とする
    特許請求の範囲第１項に記載の方法。
  8. （８）Ｆｅ＝０．７〜１．５であることを特徴とする特
    許請求の範囲第１項に記載の方法。
  9. （９）ブランク又はブランク部分の最終熱間加工を実際
    の「ベータトランザス」より少なくとも１０℃高い温度
    で始め且つ前記「ベータトランザス」より低い温度で終
    了するようにし、この加工処理全体を前記「ベータトラ
    ンザス」±６０℃の温度範囲で行うことを特徴とする特
    許請求の範囲第１項から第８項のいずれかに記載の方法
    。
  10. （１０）ブランク又はブランク部分の最終熱間加工を実
    際の「ベータトランザス」＋２０℃から実際の「ベータ
    トランザス」＋４０℃までの範囲の温度で開始し、且つ
    前記「ベータトランザス」より低くて、少なくとも実際
    の「ベータトランザス」−５０℃に等しい温度で終了す
    ることを特徴とする特許請求の範囲第９項に記載の方法
    。
  11. （１１）最終熱間加工を実際の「ベータトランザス」−
    １０℃から実際の「ベータトランザス」−４０℃までの
    範囲の温度で終了することを特徴とする特許請求の範囲
    第１０項に記載の方法。
  12. （１２）インゴットの荒形削りの少なくとも最終部分を
    実際の「ベータトランザス」−１００℃から実際の「ベ
    ータトランザス」−２０℃までの範囲の温度で実施する
    ことを特徴とする特許請求の範囲第１項から第１１項の
    いずれかに記載の方法。
  13. （１３）部材ブランク又は該ブランクから形成した部材
    を５７０〜６４０℃で６〜１０時間時効処理することを
    特徴とする特許請求の範囲第１１項に記載の方法。
  14. （１４）チタン合金部材の製造方法であって、ａ１）Ａ
    ｌ：４．５〜５．４、Ｓｎ：１．８〜２．５、Ｚｒ：３
    ．５〜４．８、Ｍｏ：２．０〜４、５、Ｃｒ：１．５〜
    ２．５、Ｃｒ＋Ｖ＝１．５〜４．５、Ｆｅ：０．７〜１
    ．５、Ｏ：０．０７〜０．１３、残り：Ｔｉ及び不純物
    という組成（重量％）のインゴットを製造し、ｂ１）前
    記インゴットを、最終熱間ブランクを得るための荒形削
    りにかけ、但しこの処理の少なくとも最終部分は実際の
    「ベータトランザス」−１００℃から実際の「ベータト
    ランザス」−２０℃までの範囲の温度での鍛造からなり
    、この鍛造の加工率は最低１．５であり、 ｃ１）熱間加工合金の前記実際の「ベータトランザス」
    温度を前記鍛造によって得た熱間ブランクから採取した
    試料に基づいて実験的に求め、 ｄ１）前記ブランクの最終加工を、実際の「ベータトラ
    ンザス」＋２０℃から実際の「ベータトランザス」＋４
    ０℃までの範囲の温度で開始し且つ実際の「ベータトラ
    ンザス」−４０℃から実際の「ベータトランザス」−１
    ０℃までの範囲の温度で終了するようにして鍛造及び／
    又はダイ鍛造によって行い、ｅ１）このようにして得た
    熱間加工部材ブランクを、実際の「ベータトランザス」
    −４０℃から実際の「ベータトランザス」−１０℃まで
    の間の温度に維持しながら溶体化熱処理にかけ、次いで
    室温に冷却し、ｆ１）前記部材ブランク又は該ブランク
    から形成した部材を５８０〜６３０℃で６〜１０時間時
    効化熱処理にかける 諸ステップからなる方法。
  15. （１５）Ｚｒ＝４．１〜４．８であることを特徴とする
    特許請求の範囲第１４項に記載の方法。
  16. （１６）下記の構造及び機械的特性： Ａ）微細で規則的なアルファ−ベータ構造；Ｂ）組成（
    重量％）：Ａｌ＝４．５〜５．４、Ｓｎ＝１．８〜２．
    ５、Ｚｒ＝３．５〜４．８、Ｍｏ＝２．０〜４．５、Ｃ
    ｒ＝１．５〜２．５、Ｃｒ＋Ｖ＝１．５〜４．５、Ｆｅ
    ＝０．７〜１．５、Ｏ＝０．０７〜０．１３、残り＝Ｔ
    ｉ及び不純物； Ｃ）Ｒｍ≧１２００ＭＰａ Ｒｐ＿０＿．＿２≧１０００ＭＰａ Ａ％≧５ ２０℃でのＫ＿１＿ｃ≧４５ＭＰａ．√ｍ ６００ＭＰａ、４００℃での耐クリープ性：２００時間
    以上で０．５％ を有することを特徴とするチタン合金部材。
JP63093271A 1987-04-16 1988-04-15 チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材 Expired - Lifetime JPH07116577B2 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR8705786 1987-04-16
FR8705786A FR2614040B1 (fr) 1987-04-16 1987-04-16 Procede de fabrication d'une piece en alliage de titane et piece obtenue

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPS63277745A true JPS63277745A (ja) 1988-11-15
JPH07116577B2 JPH07116577B2 (ja) 1995-12-13

Family

ID=9350427

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP63093271A Expired - Lifetime JPH07116577B2 (ja) 1987-04-16 1988-04-15 チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材

Country Status (11)

Country Link
US (2) US4854977A (ja)
EP (1) EP0287486B1 (ja)
JP (1) JPH07116577B2 (ja)
BR (1) BR8801837A (ja)
CA (1) CA1314792C (ja)
DD (1) DD281422A5 (ja)
DE (1) DE3861736D1 (ja)
ES (1) ES2020341B3 (ja)
FR (1) FR2614040B1 (ja)
IL (1) IL86029A (ja)
ZA (1) ZA882635B (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05148599A (ja) * 1991-05-14 1993-06-15 Europ De Zirconium Cezus:Co 改良した熱間加工から成るチタン合金部品の製造方法及び得られる部品
JP2009531546A (ja) * 2006-03-30 2009-09-03 スネクマ チタン合金で作製された熱機械部品の熱処理方法および製造方法と、これらの方法から得られる熱機械部品
CN109852845A (zh) * 2019-04-16 2019-06-07 西部钛业有限责任公司 一种近β型高强韧钛合金及其制备方法
CN116005037A (zh) * 2023-01-10 2023-04-25 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 一种屈服强度900MPa级高韧性、可焊钛合金及其制备工艺

Families Citing this family (55)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5118363A (en) * 1988-06-07 1992-06-02 Aluminum Company Of America Processing for high performance TI-6A1-4V forgings
US4975125A (en) * 1988-12-14 1990-12-04 Aluminum Company Of America Titanium alpha-beta alloy fabricated material and process for preparation
US5173134A (en) * 1988-12-14 1992-12-22 Aluminum Company Of America Processing alpha-beta titanium alloys by beta as well as alpha plus beta forging
US5171375A (en) * 1989-09-08 1992-12-15 Seiko Instruments Inc. Treatment of titanium alloy article to a mirror finish
US5026520A (en) * 1989-10-23 1991-06-25 Cooper Industries, Inc. Fine grain titanium forgings and a method for their production
US5032189A (en) * 1990-03-26 1991-07-16 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for refining the microstructure of beta processed ingot metallurgy titanium alloy articles
JPH0436445A (ja) * 1990-05-31 1992-02-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性チタン合金継目無管の製造方法
US5039356A (en) * 1990-08-24 1991-08-13 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method to produce fatigue resistant axisymmetric titanium alloy components
US5219521A (en) * 1991-07-29 1993-06-15 Titanium Metals Corporation Alpha-beta titanium-base alloy and method for processing thereof
US5160554A (en) * 1991-08-27 1992-11-03 Titanium Metals Corporation Alpha-beta titanium-base alloy and fastener made therefrom
US5226981A (en) * 1992-01-28 1993-07-13 Sandvik Special Metals, Corp. Method of manufacturing corrosion resistant tubing from welded stock of titanium or titanium base alloy
US5277718A (en) * 1992-06-18 1994-01-11 General Electric Company Titanium article having improved response to ultrasonic inspection, and method therefor
US5294267A (en) * 1992-12-04 1994-03-15 Titanium Metals Corporation Metastable beta titanium-base alloy
FR2707111B1 (fr) * 1993-06-30 1995-08-18 Cezus Procédé de contrôle de copeaux et/ou fragments métalliques pour en éliminer des inclusions plus absorbantes aux rayons X .
JP3083225B2 (ja) * 1993-12-01 2000-09-04 オリエント時計株式会社 チタン合金製装飾品の製造方法、および時計外装部品
US5698050A (en) * 1994-11-15 1997-12-16 Rockwell International Corporation Method for processing-microstructure-property optimization of α-β beta titanium alloys to obtain simultaneous improvements in mechanical properties and fracture resistance
US5685924A (en) * 1995-07-24 1997-11-11 Howmet Research Corporation Creep resistant gamma titanium aluminide
US5795413A (en) * 1996-12-24 1998-08-18 General Electric Company Dual-property alpha-beta titanium alloy forgings
JP3959766B2 (ja) * 1996-12-27 2007-08-15 大同特殊鋼株式会社 耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法
FR2779155B1 (fr) * 1998-05-28 2004-10-29 Kobe Steel Ltd Alliage de titane et sa preparation
US6401537B1 (en) 1999-07-02 2002-06-11 General Electric Company Titanium-based alloys having improved inspection characteristics for ultrasonic examination, and related processes
US6550314B2 (en) * 2001-03-19 2003-04-22 Sis-Tech Applications, L.L.P. Apparatus and method for on-line detection of leaky valves
FR2836640B1 (fr) * 2002-03-01 2004-09-10 Snecma Moteurs Produits minces en alliages de titane beta ou quasi beta fabrication par forgeage
US7008491B2 (en) * 2002-11-12 2006-03-07 General Electric Company Method for fabricating an article of an alpha-beta titanium alloy by forging
US20040221929A1 (en) 2003-05-09 2004-11-11 Hebda John J. Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US7008489B2 (en) * 2003-05-22 2006-03-07 Ti-Pro Llc High strength titanium alloy
DE10329899B8 (de) * 2003-07-03 2005-05-19 Deutsche Titan Gmbh Beta-Titanlegierung, Verfahren zur Herstellung eines Warmwalzproduktes aus einer solchen Legierung und deren Verwendungen
US7837812B2 (en) 2004-05-21 2010-11-23 Ati Properties, Inc. Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
US7449075B2 (en) * 2004-06-28 2008-11-11 General Electric Company Method for producing a beta-processed alpha-beta titanium-alloy article
US7892369B2 (en) * 2006-04-28 2011-02-22 Zimmer, Inc. Method of modifying the microstructure of titanium alloys for manufacturing orthopedic prostheses and the products thereof
CN101804441B (zh) * 2008-12-25 2011-11-02 贵州安大航空锻造有限责任公司 Tc17两相钛合金盘形锻件的近等温锻造方法
US10053758B2 (en) * 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US8499605B2 (en) 2010-07-28 2013-08-06 Ati Properties, Inc. Hot stretch straightening of high strength α/β processed titanium
US8613818B2 (en) 2010-09-15 2013-12-24 Ati Properties, Inc. Processing routes for titanium and titanium alloys
US9206497B2 (en) 2010-09-15 2015-12-08 Ati Properties, Inc. Methods for processing titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
CN102212715B (zh) * 2011-05-06 2013-06-05 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种近β型高强钛合金
CN102181747B (zh) * 2011-05-06 2012-09-26 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种具有良好冷热成形性的α+β型钛合金
US8652400B2 (en) 2011-06-01 2014-02-18 Ati Properties, Inc. Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
CN102896267B (zh) * 2012-09-28 2015-04-15 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种tc17钛合金盘形锻件的等温锻造方法
US9050647B2 (en) 2013-03-15 2015-06-09 Ati Properties, Inc. Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
CN106591625B (zh) * 2015-10-19 2018-06-26 中国科学院金属研究所 一种具有高强度高韧性匹配的钛合金及其制备工艺
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
CN106521239B (zh) * 2016-11-21 2018-07-20 西北有色金属研究院 一种核反应堆用高冲击韧性低活化钛合金
CN108165820B (zh) * 2016-12-08 2020-01-10 有研工程技术研究院有限公司 一种短时超高强耐热钛合金及合金板材和制备方法
CN109295342A (zh) * 2018-08-22 2019-02-01 北京理工大学 一种Ti-Al-Mo-Sn-Zr-Si-V合金及其制备方法
CN109468492B (zh) * 2019-01-17 2020-07-07 燕山大学 一种高冲击韧性的钛合金板材及其加工工艺
CN110846536A (zh) * 2019-12-14 2020-02-28 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 一种550℃用铸造钛合金材料及其制备方法
CN114934210A (zh) * 2022-06-29 2022-08-23 中国科学院金属研究所 一种用于航空发动机整体叶盘修复的钛合金

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE552544A (ja) *
US3482968A (en) * 1967-08-08 1969-12-09 Titanium Metals Corp Titanium base alloys of high strength at atmospheric and elevated temperatures
CH538898A (de) * 1970-11-04 1973-07-15 Alexandrovich Grekov Nikolai Fertigungsverfahren für ringförmige Schmiedestücke
IT949979B (it) * 1971-07-01 1973-06-11 Gen Electric Elemento in perfezionata lega di tipo alfa beta a base di titanio
US4053330A (en) * 1976-04-19 1977-10-11 United Technologies Corporation Method for improving fatigue properties of titanium alloy articles
US4309226A (en) * 1978-10-10 1982-01-05 Chen Charlie C Process for preparation of near-alpha titanium alloys
US4543132A (en) * 1983-10-31 1985-09-24 United Technologies Corporation Processing for titanium alloys
US4581077A (en) * 1984-04-27 1986-04-08 Nippon Mining Co., Ltd. Method of manufacturing rolled titanium alloy sheets
JPS60251240A (ja) * 1984-05-28 1985-12-11 Natl Res Inst For Metals 超塑性加工用高強度チタン合金
US4631092A (en) * 1984-10-18 1986-12-23 The Garrett Corporation Method for heat treating cast titanium articles to improve their mechanical properties

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05148599A (ja) * 1991-05-14 1993-06-15 Europ De Zirconium Cezus:Co 改良した熱間加工から成るチタン合金部品の製造方法及び得られる部品
JP2009531546A (ja) * 2006-03-30 2009-09-03 スネクマ チタン合金で作製された熱機械部品の熱処理方法および製造方法と、これらの方法から得られる熱機械部品
CN109852845A (zh) * 2019-04-16 2019-06-07 西部钛业有限责任公司 一种近β型高强韧钛合金及其制备方法
CN116005037A (zh) * 2023-01-10 2023-04-25 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 一种屈服强度900MPa级高韧性、可焊钛合金及其制备工艺

Also Published As

Publication number Publication date
FR2614040B1 (fr) 1989-06-30
BR8801837A (pt) 1988-11-22
FR2614040A1 (fr) 1988-10-21
US4854977A (en) 1989-08-08
EP0287486B1 (fr) 1991-02-06
ZA882635B (en) 1988-10-03
ES2020341B3 (es) 1991-08-01
IL86029A (en) 1991-09-16
IL86029A0 (en) 1988-09-30
CA1314792C (fr) 1993-03-23
DE3861736D1 (de) 1991-03-14
US4878966A (en) 1989-11-07
JPH07116577B2 (ja) 1995-12-13
DD281422A5 (de) 1990-08-08
EP0287486A1 (fr) 1988-10-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JPS63277745A (ja) チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材
TWI506149B (zh) 高強度鈦之製備
US4053330A (en) Method for improving fatigue properties of titanium alloy articles
EP1466028A1 (en) Method for processing beta titanium alloys
JPH0798989B2 (ja) 改良した熱間加工から成るチタン合金部品の製造方法及び得られる部品
US3901743A (en) Processing for the high strength alpha-beta titanium alloys
WO2012032610A1 (ja) チタン材
JPH0713283B2 (ja) ベリリウム銅合金の製造方法
AU2019249801B2 (en) High temperature titanium alloys
JP3485577B2 (ja) 析出硬化したバッキングプレートを有する、拡散結合したスパッタリングターゲットアセンブリーおよびその製法
JP2642640B2 (ja) 耐疲れき裂ニッケル基超合金の熱加工的形成法
TW201522662A (zh) 由鐵鈷鉬鎢氮合金構成的物品的製造方法
EP0460809B1 (en) Method of treatment of metal matrix composites
JP2005076098A (ja) 高強度α−β型チタン合金
JPH11199995A (ja) チタン合金のクリープ特性を改善するための方法及びチタン合金
GB2293832A (en) High ductility processing for alpha-two titanium materials
US2388563A (en) Thermal treatment for aluminum base alloys
JPS6365042A (ja) 耐隙間腐食性のすぐれた高強度高延性Ｔｉ合金およびその製造法
JPS61204359A (ja) β型チタン合金材の製造方法
RU2223157C1 (ru) Способ прокатки лент из бериллиевых бронз
JPS63241150A (ja) チタン合金の熱処理方法
Yao Quenching of Titanium and Control of Residual Stresses
JP2024042815A (ja) 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
JPH0373623B2 (ja)
JP3841290B2 (ja) β型チタン合金の製造方法およびその製造方法により製造したβ型チタン合金