JPS6345356A - α+β型チタン合金厚板の製造方法 - Google Patents
α+β型チタン合金厚板の製造方法Info
- Publication number
- JPS6345356A JPS6345356A JP18696486A JP18696486A JPS6345356A JP S6345356 A JPS6345356 A JP S6345356A JP 18696486 A JP18696486 A JP 18696486A JP 18696486 A JP18696486 A JP 18696486A JP S6345356 A JPS6345356 A JP S6345356A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cooling
- rolling
- hot rolling
- alpha
- 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.)
- Pending
Links
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 20
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 7
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 39
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 14
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 6
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 6
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 6
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 abstract description 25
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 abstract description 12
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 6
- 230000009466 transformation Effects 0.000 abstract description 5
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 abstract 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 24
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 22
- 230000008569 process Effects 0.000 description 13
- 239000000463 material Substances 0.000 description 11
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 239000001273 butane Substances 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- IJDNQMDRQITEOD-UHFFFAOYSA-N n-butane Chemical compound CCCC IJDNQMDRQITEOD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OFBQJSOFQDEBGM-UHFFFAOYSA-N n-pentane Natural products CCCCC OFBQJSOFQDEBGM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 1
Landscapes
- 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α+β型チタン合金厚板の製造方法に関し、機
械的性質及び組織の均一微細性に優れた製品を得られる
製造方法を提供せんとするものである。
械的性質及び組織の均一微細性に優れた製品を得られる
製造方法を提供せんとするものである。
(従来の技術)
従来よりα+β型チタン合金の熱間圧延材においては、
組織の均一性向上や延性簀機械的性質の改善が課題とさ
札ており、この改善を目的とじてα+β域での強圧下加
工等の方法が採用されてきている。しかし、板厚40M
以上のα+β型チタン合金厚板の製造においては、上記
α+β域での強圧下加工等の方法を採用しても組織の均
一性向上や機械的性質の改善は困難であった。これを第
2図に示す。
組織の均一性向上や延性簀機械的性質の改善が課題とさ
札ており、この改善を目的とじてα+β域での強圧下加
工等の方法が採用されてきている。しかし、板厚40M
以上のα+β型チタン合金厚板の製造においては、上記
α+β域での強圧下加工等の方法を採用しても組織の均
一性向上や機械的性質の改善は困難であった。これを第
2図に示す。
α+β型チタン合金の大断面製品は多くの場合熱間加工
後熱処理として焼鈍を施して使用されるが、この焼鈍後
の冷却速度により組織及び殿械的性質が大きく変化する
ことが知られている。このためα+β型チタン合金の大
断面製品では、焼鈍後強制冷却を施し組織及び機械的性
質の改善をはかることもなされている。しかし、この焼
鈍後の強制冷却法を採用しても、α+β型チタン合金の
大断面製品の組織及び機械的性質は小断面製品の組織及
び機械的性質と比較して著しく劣っており、この改善は
焼鈍の前工程の熱間加工工程においてα+β域での強圧
加工等の方法を採用しても困難であった。
後熱処理として焼鈍を施して使用されるが、この焼鈍後
の冷却速度により組織及び殿械的性質が大きく変化する
ことが知られている。このためα+β型チタン合金の大
断面製品では、焼鈍後強制冷却を施し組織及び機械的性
質の改善をはかることもなされている。しかし、この焼
鈍後の強制冷却法を採用しても、α+β型チタン合金の
大断面製品の組織及び機械的性質は小断面製品の組織及
び機械的性質と比較して著しく劣っており、この改善は
焼鈍の前工程の熱間加工工程においてα+β域での強圧
加工等の方法を採用しても困難であった。
(発明の構成)
本発明は上記した従来技術の現状を打開するためになさ
れたもので、α+β型チタン合金スラブをα+β二相域
の温度に加熱し、この温度域で全圧下率30%以上の圧
下を加え、圧延終了後直ちに30℃/min以上の冷却
速度で600”C以下の温度まで直接焼入れを行うこと
を基本的な特徴とするものである。
れたもので、α+β型チタン合金スラブをα+β二相域
の温度に加熱し、この温度域で全圧下率30%以上の圧
下を加え、圧延終了後直ちに30℃/min以上の冷却
速度で600”C以下の温度まで直接焼入れを行うこと
を基本的な特徴とするものである。
従来の熱間圧延後放冷する方法においては、α+β型チ
タン合金の大断面製品は熱間圧延後徐冷されることとな
り、熱間圧延による加工組織は熱間圧後の冷却過程での
均一な再結晶及び変態による組織変化(組成の分配)を
生じ、粗大なα晶を含む組織となる。この一度再結晶を
完了し粗大となったα晶はその後の焼鈍工程においても
そのまま残存され、その後の焼鈍工程において強制冷部
法を採用しても、均一微細組織をもつ材質的に優れたチ
タン合金厚板を製造することは不可能である。
タン合金の大断面製品は熱間圧延後徐冷されることとな
り、熱間圧延による加工組織は熱間圧後の冷却過程での
均一な再結晶及び変態による組織変化(組成の分配)を
生じ、粗大なα晶を含む組織となる。この一度再結晶を
完了し粗大となったα晶はその後の焼鈍工程においても
そのまま残存され、その後の焼鈍工程において強制冷部
法を採用しても、均一微細組織をもつ材質的に優れたチ
タン合金厚板を製造することは不可能である。
本発明では熱間圧延後強制冷却を採用することにより熱
間圧延後の冷に1過程での再結晶及び変態による組織変
化が防止され、熱間圧延による加工変形組織をそのまま
!温まで保存することができる。
間圧延後の冷に1過程での再結晶及び変態による組織変
化が防止され、熱間圧延による加工変形組織をそのまま
!温まで保存することができる。
この加工変形組織は焼鈍工程において再結晶を行うが、
焼鈍工程での強制冷却とくみあわせれば、均一微細組織
をもち材質的に優れたチタン合金厚板を製造することが
可能となる。
焼鈍工程での強制冷却とくみあわせれば、均一微細組織
をもち材質的に優れたチタン合金厚板を製造することが
可能となる。
以下本発明方法をそのプロセスに従って順次説明する。
本発明においてはまずα+β型合成スラブをα+β二相
域の温度に加熱し、この温度域で全圧下率30%以上の
圧下を加えて熱間圧延を終了する。
域の温度に加熱し、この温度域で全圧下率30%以上の
圧下を加えて熱間圧延を終了する。
このチタン合金スラブの加熱はバッチ炉または連続炉を
用いる。ここで加熱温度をα+β二相域の温度と規定し
たのは次の運出による。
用いる。ここで加熱温度をα+β二相域の温度と規定し
たのは次の運出による。
すなわちa温のβ域温度への加熱ではβ域温度からの冷
却においてβ#α+β変態点近(刀温度の徐冷に伴い、
旧β粒界にネットワーク状の粗大粒界0品が析出し、こ
のため圧延材の組織均一性が大きく低下するためである
。
却においてβ#α+β変態点近(刀温度の徐冷に伴い、
旧β粒界にネットワーク状の粗大粒界0品が析出し、こ
のため圧延材の組織均一性が大きく低下するためである
。
又、α+β二相域の温度での加工率を30%以上と規定
したのはこれ未満の全圧下率では熱間圧延後の焼鈍工程
で組織の均一、微細化が進展しないためである。
したのはこれ未満の全圧下率では熱間圧延後の焼鈍工程
で組織の均一、微細化が進展しないためである。
本充用においては上記の熱間圧延終了後ただちに30℃
/min.以上の冷却速度で600℃以下の温度まで直
接焼入れを行う。焼入れ時の冷却速度を30℃/min
.以上と規定したのは、冷却速度が30℃/min.未
満の場合冷却過程でα晶の再結晶とその肥大化が進行し
、その結果、焼鈍後の組織の不拘−及び粗大化、機械的
性質の大幅な低下をまねくからである。
/min.以上の冷却速度で600℃以下の温度まで直
接焼入れを行う。焼入れ時の冷却速度を30℃/min
.以上と規定したのは、冷却速度が30℃/min.未
満の場合冷却過程でα晶の再結晶とその肥大化が進行し
、その結果、焼鈍後の組織の不拘−及び粗大化、機械的
性質の大幅な低下をまねくからである。
即ち、板厚40am以下の熱間圧延板では、熱間圧延1
稈の後に行われる焼鈍工程において熱間変形組織の再結
晶が゛進展するが、この時、α晶は強麿に偏平加工され
たα−β品界面よりランダムにかつ均一に核発生し、成
長する。そのため、熱間圧延材の焼鈍組織は均一、微細
なα品を含んだ組織となる。しかし、板厚が40m以上
では熱間圧延後の冷却速度が小さく、α品の最結晶の進
展とその肥大化が進む場合、焼鈍後は不均一でかつ粗大
なα品を含む組織となる。これは、熱間圧延後の冷却中
でのα品の再結晶は焼鈍中の再結晶と比較して比較的低
温で進行しており、このため加工歪の局在した部分から
のみ再結晶核が発生し、肥大化1yるためである。焼鈍
工程においてはこの不均一にしかも粗大に析出したα品
がそのまま残存することとなり、したがって最終の焼鈍
後の組織は不均一でかつ粗大なα品を含んだ組織となる
。
稈の後に行われる焼鈍工程において熱間変形組織の再結
晶が゛進展するが、この時、α晶は強麿に偏平加工され
たα−β品界面よりランダムにかつ均一に核発生し、成
長する。そのため、熱間圧延材の焼鈍組織は均一、微細
なα品を含んだ組織となる。しかし、板厚が40m以上
では熱間圧延後の冷却速度が小さく、α品の最結晶の進
展とその肥大化が進む場合、焼鈍後は不均一でかつ粗大
なα品を含む組織となる。これは、熱間圧延後の冷却中
でのα品の再結晶は焼鈍中の再結晶と比較して比較的低
温で進行しており、このため加工歪の局在した部分から
のみ再結晶核が発生し、肥大化1yるためである。焼鈍
工程においてはこの不均一にしかも粗大に析出したα品
がそのまま残存することとなり、したがって最終の焼鈍
後の組織は不均一でかつ粗大なα品を含んだ組織となる
。
この結果、機械的性質の低下をまねくこととなる。
本発明では、熱間圧延後に30℃/1r1以上の加速冷
却法を採用することにより、熱間圧延後の冷却過程での
α品の再結晶の進展と肥大化を防止し、焼鈍後の機械的
性質及び組織の均一微細性に浸れたα+β型チタン合金
厚板の製造を可能とする。
却法を採用することにより、熱間圧延後の冷却過程での
α品の再結晶の進展と肥大化を防止し、焼鈍後の機械的
性質及び組織の均一微細性に浸れたα+β型チタン合金
厚板の製造を可能とする。
次に冷却停止湿度を600’C以下と規定したのは、冷
却停止温度が600℃を超えると、冷却停止温度より室
温までの空冷中にα品の再結晶の進展とその肥大化が進
行し、同じく本発明の効果が失われるためである。尚、
冷7J]開始は熱間圧延後ただちに行うことが望ましく
、少なくとも熱間圧延終了後3分以内に冷却開始を行う
ことが同様の理由による必要である。
却停止温度が600℃を超えると、冷却停止温度より室
温までの空冷中にα品の再結晶の進展とその肥大化が進
行し、同じく本発明の効果が失われるためである。尚、
冷7J]開始は熱間圧延後ただちに行うことが望ましく
、少なくとも熱間圧延終了後3分以内に冷却開始を行う
ことが同様の理由による必要である。
なお、本発明では焼鈍工程において、焼鈍後の強制冷却
法を併せて採用することが必要である。
法を併せて採用することが必要である。
これは焼鈍後の徐冷においてはα晶の肥大化が進行し、
本発明の圧延方法によるα晶の均一微細化の効果が低減
するためである。
本発明の圧延方法によるα晶の均一微細化の効果が低減
するためである。
また、熱間圧延において、α+β二相域温度での加熱−
圧延を繰り返して行なう、所謂2ヒート圧延方法を採用
しても本発明法の効果は同じである。
圧延を繰り返して行なう、所謂2ヒート圧延方法を採用
しても本発明法の効果は同じである。
本発明は熱間圧延板の製造において見い出されたが、素
材としてブルーム又はビレットを用い、熱間加ニブOセ
スとして熱間圧延あるいは鍛造により丸棒等を!!l逃
しても本発明の熱間加工条件を順守する限り、熱間圧延
板におけると同様、組織の均一性に優れ、機械的性質の
改善された製品を製′?1することが可能である。
材としてブルーム又はビレットを用い、熱間加ニブOセ
スとして熱間圧延あるいは鍛造により丸棒等を!!l逃
しても本発明の熱間加工条件を順守する限り、熱間圧延
板におけると同様、組織の均一性に優れ、機械的性質の
改善された製品を製′?1することが可能である。
(実施例)
以下本発明方法の実施例を示す。
代表的なα十β型ブタン合金であるTi−6%M−4%
M合金(β変態点は1000℃)の直径550mn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。下掲第1表に、用いた供試材の化学組成を
示す。■−記ススラブり切りだした板厚200as+か
ら板D125mのスラブを1050℃〜950℃の温度
に加熱後熱間圧延を行い、100jIl厚さの圧延板に
仕上げた。熱間圧延時のクロス比は1、圧延板仕上り温
度はいずれも800℃である。熱間圧延後にただちに直
接焼入れを行ったが、冷却開始温度は780”Cであっ
た。熱間圧延材の焼鈍条件は950”CX1hr→強制
冷部(30℃/win、) + 720℃X 2 hr
−+空冷であり、焼鈍材の機械的性質は板厚中心より平
行部8.75φ履、G、L、35amの31張試験片を
L方向に採取して調査した。組織の均一性は焼鈍材の1
2面におけるα晶の平均粒径(30粒の平均)を100
ケ所につき測定し、この標7偏差を各圧延条件で比較す
ることにより評価した。
M合金(β変態点は1000℃)の直径550mn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。下掲第1表に、用いた供試材の化学組成を
示す。■−記ススラブり切りだした板厚200as+か
ら板D125mのスラブを1050℃〜950℃の温度
に加熱後熱間圧延を行い、100jIl厚さの圧延板に
仕上げた。熱間圧延時のクロス比は1、圧延板仕上り温
度はいずれも800℃である。熱間圧延後にただちに直
接焼入れを行ったが、冷却開始温度は780”Cであっ
た。熱間圧延材の焼鈍条件は950”CX1hr→強制
冷部(30℃/win、) + 720℃X 2 hr
−+空冷であり、焼鈍材の機械的性質は板厚中心より平
行部8.75φ履、G、L、35amの31張試験片を
L方向に採取して調査した。組織の均一性は焼鈍材の1
2面におけるα晶の平均粒径(30粒の平均)を100
ケ所につき測定し、この標7偏差を各圧延条件で比較す
ることにより評価した。
第1表 供試材化学成分(wt%)
第2表に圧延条件の一例及びこれによって得られたチタ
ン合金厚板の材質特性を示す。また第1図には圧延後の
冷却速度に伴う材質特性変化を示す。
ン合金厚板の材質特性を示す。また第1図には圧延後の
冷却速度に伴う材質特性変化を示す。
本発明で限定する圧延条件を満足する場合のみRA>3
0%、α品粒径標準偏差<0.30となり、焼鈍後の機
械的性質と組織の均一性が大幅に改善されるのが認めら
れる。
0%、α品粒径標準偏差<0.30となり、焼鈍後の機
械的性質と組織の均一性が大幅に改善されるのが認めら
れる。
なお、この実施例では、T1−6%/V−4%■合金を
取りあげたが、α+β型合金であるT1−6%Ai’−
6%V−2%Sn等のチタン合金においても本発明法の
効果が確認され、本発明はα+β型チタン合金全般に適
用可能である。
取りあげたが、α+β型合金であるT1−6%Ai’−
6%V−2%Sn等のチタン合金においても本発明法の
効果が確認され、本発明はα+β型チタン合金全般に適
用可能である。
第1図は圧延後の冷却速度と機械的性質の関係を示ずグ
ラフ、第2図は板厚と義賊的性質の関係を示すグラフで
ある。 糧厚(mm) 焼殻条件: 950’Cx +h−9:〉争720°
Cx2h−空冷
ラフ、第2図は板厚と義賊的性質の関係を示すグラフで
ある。 糧厚(mm) 焼殻条件: 950’Cx +h−9:〉争720°
Cx2h−空冷
Claims (1)
- α+β型チタン合金スラブをα+β二相域の温度に加熱
し、この温度域で全圧下率30%以上の圧下を加え、圧
延終了後直ちに30℃/min.以上の冷却速度で60
0℃以下の温度まで直接焼入れを行うことを特徴とする
α+β型チタン合金厚板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18696486A JPS6345356A (ja) | 1986-08-11 | 1986-08-11 | α+β型チタン合金厚板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18696486A JPS6345356A (ja) | 1986-08-11 | 1986-08-11 | α+β型チタン合金厚板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6345356A true JPS6345356A (ja) | 1988-02-26 |
Family
ID=16197807
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18696486A Pending JPS6345356A (ja) | 1986-08-11 | 1986-08-11 | α+β型チタン合金厚板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6345356A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7603742B2 (en) | 2004-01-30 | 2009-10-20 | Asmo Co., Ltd. | Wiper blade and wiper system having the same |
CN103203361A (zh) * | 2013-04-27 | 2013-07-17 | 西部钛业有限责任公司 | 一种tc4钛合金宽幅厚板的轧制方法 |
-
1986
- 1986-08-11 JP JP18696486A patent/JPS6345356A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7603742B2 (en) | 2004-01-30 | 2009-10-20 | Asmo Co., Ltd. | Wiper blade and wiper system having the same |
CN103203361A (zh) * | 2013-04-27 | 2013-07-17 | 西部钛业有限责任公司 | 一种tc4钛合金宽幅厚板的轧制方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JPH09143650A (ja) | 面内異方性の小さいα+β型チタン合金材の製造方法 | |
JPH01272750A (ja) | α+β型Ti合金展伸材の製造方法 | |
JPS6160871A (ja) | チタン合金の製造法 | |
US2381714A (en) | Method of thermally treating aluminum base alloy ingots and product thereof | |
JPH03193850A (ja) | 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 | |
JPS6345356A (ja) | α+β型チタン合金厚板の製造方法 | |
JP3031484B2 (ja) | 球状化組織を有する鋼線材又は棒鋼の製造方法 | |
JP2763175B2 (ja) | 高強度マグネシウム合金材の製造方法 | |
JPH06212378A (ja) | β型チタン合金熱間成形品の処理方法 | |
JP3845696B2 (ja) | 超微細粒フェライト組織鋼の製造方法 | |
KR100328039B1 (ko) | 냉간압조용선재의제조방법 | |
JPS63130755A (ja) | α+β型チタン合金の加工熱処理方法 | |
JPH02310348A (ja) | 組織の良好なα+β型チタン合金圧延棒および線の製造方法 | |
RU2184795C2 (ru) | Способ изготовления плоского профиля из циркониевых сплавов | |
JPS61253354A (ja) | α+β型チタン合金板の製造方法 | |
JPH01215924A (ja) | 熱間圧延線俸鋼の製造方法 | |
Green et al. | The effect of beta processing on properties of titanium alloys | |
JP2002060841A (ja) | 棒線材の製造方法 | |
KR20230095259A (ko) | 미세 및 등축 결정립을 갖는 티타늄 박판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 티타늄 박판 | |
RU2310009C2 (ru) | Способ изготовления плоского профиля из циркониевых сплавов | |
JP2007046139A (ja) | 鋼材の製造方法 | |
JPS59215450A (ja) | Ti合金の熱間加工板および製造方法 | |
JPS61153229A (ja) | 迅速球状化が可能な線材の製造方法 | |
JPH11124624A (ja) | オーステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 | |
JPH0135069B2 (ja) |