JPS634907B2 - - Google Patents
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- JPS634907B2 JPS634907B2 JP16556784A JP16556784A JPS634907B2 JP S634907 B2 JPS634907 B2 JP S634907B2 JP 16556784 A JP16556784 A JP 16556784A JP 16556784 A JP16556784 A JP 16556784A JP S634907 B2 JPS634907 B2 JP S634907B2
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Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は、均質かつ等軸α晶組織を有し、機械
的特性に優れたチタン合金板の製造方法に関す
る。 一般に、チタン合金鋳塊の製造後、熱間圧延用
のスラブに形状をととのえ、かつ、鋳造組織を破
壊するために、熱間鍛造又は分塊圧延によるイン
ゴツトブレイクダウンが行なわれる。前記チタン
合金の鋳造組織を破壊し、また変形抵抗を小さく
するために、通常β変態点以上に加熱し、このβ
変態点以上の領域で鍛造又は分塊圧延の大半の加
工が行なわれる。そして、加工の終了後又は加工
の途中において、β域からβ変態点を通過してα
＋β域に空冷（徐冷）される。 例えばメタルスエンジニアリングインステイテ
ユート（1969）に記載されたチタン合金の鍛造温
度は第１表に示す通りである。この第１表には、
鍛造温度のみが示されているが、分塊圧延の場合
の温度も同様である。 前記の鍛造又は分塊圧延後の冷却の段階では、
旧β粒界にそつて、ネツトワーク状の粗大粒界α
相が析出し、また旧β粒内には、α＋β相
lamellar組織（板状α相とβ相の層状組織）が粗
大化する。 この工程で製造された熱間圧延用スラブは、次
にα＋β域で熱間圧延及びその後の熱処理が行な
われるが、この熱間圧延及びその後の熱処理は微
細かつ均質な等軸α晶組織とし、機械的特性の向
上を計ることを目的としている。 例えば特開昭58−25423においては、表面温度
を980℃〜700℃に制御しつつ70％以上の加工度を
とり、その後再結晶させることが記載されてい
る。一般にはα＋β域での加工度を大きくすれば
する程、等軸晶組織とならないα相は減少してい
く傾向にあるが、この加工度にも製造段階におけ
る制限があり、またいくら加工度を増大させて
も、等軸晶とならない組織が残存し、機械的特性
に悪影響を与えている。 本発明者は、この点を鋭意研究の結果、α＋β
型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は分塊圧延の仕上
り温度をβ変態点−（マイナス）50℃以上とし、
この熱間鍛造又は分塊圧延後、50℃／min以上の
冷却速度で急冷したのちα＋β域で断面減少率50
％以上の熱間圧延を行うことを特徴とするチタン
合金板の製造方法を開発した。このようにして得
られた熱間圧延板は製品用途に応じて焼鈍、溶体
化時効処理等の熱処理が行なわれる。 前記のように、熱間圧延及びその後の熱処理の
後も等軸晶とならないα相は、鋳塊の熱間鍛造又
は分塊圧延工程で生ずる旧β粒界に析出したネツ
トワーク状の粗大粒界α相や旧β粒内におけるα
＋βlamellar相の粗大化に起因することがわかつ
た。 しかし、熱間鍛造又は分塊圧延の工程は、鍛造
組織の破壊という品質面及び変形抵抗の小さいと
ころで加工度を大きくとるという製造コストの面
から、どうしてもβ域に加熱して加工を行うとい
うことが要求されるが、これによつてβ域からα
＋β域への除冷がまぬがれないため、旧β粒界に
おけるネツトワーク状の粒界α相や旧β粒内にお
けるα＋βlamellar相の粗大化が起こり、これは
最終製品の等軸α晶化に悪影響をあたえる。 そこで、本発明では、仕上り温度をβ変態点−
（マイナス）50℃以上とする熱間鍛造又は分塊圧
延後、50℃／min以上の冷却速度で、水冷等で急
冷することにより、旧β粒界に析出するネツトワ
ーク状の粗大粒界α相や、旧β粒内におけるα＋
βlamellar相の粗大化を抑制する。これによつて
組織はα′（マルテンサイト）と微細なα＋
βlamellar組織となりその後のα＋β域における
50％以上の加工とそれにつづく熱処理により、均
質な等軸α晶組織を得ることができ、機械的特性
に優れたチタン合金板の製造が可能となつた。 前記冷却速度50℃／min未満では、粗大粒界α
相や粗大α＋βlamellar相が発生し、これらの組
織は、その後スラブの熱間圧延で断面減少率50％
以上をとり、さらに熱処理等を行なつても、その
痕跡を完全に消去させることはできず、等軸晶と
ならないα相残存の原因となる。 前記のように、粗大粒界α相や旧β粒内の粗大
α＋βlamellar相の生成を完全に阻止するために
は、理論上は、分塊圧延又は熱間鍛造のインゴツ
トブレイクダウンの仕上り温度をβ変態点以上と
し、その後β変態点以上から前記条件で急冷する
ことが必要となるわけであるが、実際上前記分塊
圧延又は熱間鍛造のインゴツトブレイクダウン
後、β変態点−（マイナス）50℃以上から急冷す
れば、最終のミクロ組織に影響を及ぼすような粗
大粒界α相や粗大α＋βlamellar相は発達しない。 したがつて、前記の如く、熱間鍛造又は分塊圧
延の仕上げ温度をβ変態点−（マイナス）50℃以
上として急冷することを本発明の条件とする。 さらに、α＋β域におけるスラブの熱間圧延に
より、加工歪をたくわえ、これをドライビングフ
オースとして熱処理により再結晶を行う。 このα＋β域における熱間圧延は、α＋β域で
あれば特に温度の規定は必要ないが、β変態点直
下では、加工熱により材料温度がβ変態点以上に
なる可能性があり、又温度が低すぎると加工によ
る割れが発生するため、β変換点以下50℃から
200℃程度までの温度が好ましい。 このα＋β域での熱間圧延工程を経た板はその
後焼鈍や溶体化時効処理等によつて均質かつ等軸
なα晶組織が得られる。 次に実施例について説明する。 実施例 代表的なα＋β型チタン合金であるTi−6Al−
4V合金における本発明の実施例及び従来工程の
比較結果を第２表に示す。 試験材のβ変態点は1000℃であつた。スラブは
直径550mmのインゴツトを用いて分塊圧延により
製造した。第２表の引張り特性については、板厚
中心部より平行部8.75mmφ、GL35mmの試験片を
最終圧延方向にサンプリングして測定した。 圧延後の熱処理（STA処理）は、12.5mm（ｔ）
×125mm（ｌ）×100mm（ｗ）の板で行つた。非等
軸α晶の発生率は任意に70ケ所のミクロ組織写真
を撮影し、その中で明らかに等軸となつていない
α晶が観察された写真の割合で示した。ミクロ組
織観察面は最終圧延方向平行断面（Ｌ−Ｚ面）と
し、また一枚の写真の視野は180×120μｍとし
た。 第２表から明らかなように、本発明方法による
工程No.1〜３については比較法（工程No.4〜７）
に比べ、非等軸α晶の発生率が大巾に低く、強度
及び延性が格段に優れている。比較工程No.6は
分塊圧延の仕上り温度をβ変態点−（マイナス）
50℃以上として急冷することについては満足して
いるが、α＋β域で50％以上の熱間圧延を行なつ
ていないので、やはり満足のいく結果は得られて
いない。なお、第２表ではα＋β域圧延でクロス
圧延を行つているが、一方向圧延でも同様の結果
が得られた。 以上本発明方法は、均質かつ等軸α晶組織の機
械的特性に優れたチタン合金板を得ることができ
る優れた方法である。
的特性に優れたチタン合金板の製造方法に関す
る。 一般に、チタン合金鋳塊の製造後、熱間圧延用
のスラブに形状をととのえ、かつ、鋳造組織を破
壊するために、熱間鍛造又は分塊圧延によるイン
ゴツトブレイクダウンが行なわれる。前記チタン
合金の鋳造組織を破壊し、また変形抵抗を小さく
するために、通常β変態点以上に加熱し、このβ
変態点以上の領域で鍛造又は分塊圧延の大半の加
工が行なわれる。そして、加工の終了後又は加工
の途中において、β域からβ変態点を通過してα
＋β域に空冷（徐冷）される。 例えばメタルスエンジニアリングインステイテ
ユート（1969）に記載されたチタン合金の鍛造温
度は第１表に示す通りである。この第１表には、
鍛造温度のみが示されているが、分塊圧延の場合
の温度も同様である。 前記の鍛造又は分塊圧延後の冷却の段階では、
旧β粒界にそつて、ネツトワーク状の粗大粒界α
相が析出し、また旧β粒内には、α＋β相
lamellar組織（板状α相とβ相の層状組織）が粗
大化する。 この工程で製造された熱間圧延用スラブは、次
にα＋β域で熱間圧延及びその後の熱処理が行な
われるが、この熱間圧延及びその後の熱処理は微
細かつ均質な等軸α晶組織とし、機械的特性の向
上を計ることを目的としている。 例えば特開昭58−25423においては、表面温度
を980℃〜700℃に制御しつつ70％以上の加工度を
とり、その後再結晶させることが記載されてい
る。一般にはα＋β域での加工度を大きくすれば
する程、等軸晶組織とならないα相は減少してい
く傾向にあるが、この加工度にも製造段階におけ
る制限があり、またいくら加工度を増大させて
も、等軸晶とならない組織が残存し、機械的特性
に悪影響を与えている。 本発明者は、この点を鋭意研究の結果、α＋β
型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は分塊圧延の仕上
り温度をβ変態点−（マイナス）50℃以上とし、
この熱間鍛造又は分塊圧延後、50℃／min以上の
冷却速度で急冷したのちα＋β域で断面減少率50
％以上の熱間圧延を行うことを特徴とするチタン
合金板の製造方法を開発した。このようにして得
られた熱間圧延板は製品用途に応じて焼鈍、溶体
化時効処理等の熱処理が行なわれる。 前記のように、熱間圧延及びその後の熱処理の
後も等軸晶とならないα相は、鋳塊の熱間鍛造又
は分塊圧延工程で生ずる旧β粒界に析出したネツ
トワーク状の粗大粒界α相や旧β粒内におけるα
＋βlamellar相の粗大化に起因することがわかつ
た。 しかし、熱間鍛造又は分塊圧延の工程は、鍛造
組織の破壊という品質面及び変形抵抗の小さいと
ころで加工度を大きくとるという製造コストの面
から、どうしてもβ域に加熱して加工を行うとい
うことが要求されるが、これによつてβ域からα
＋β域への除冷がまぬがれないため、旧β粒界に
おけるネツトワーク状の粒界α相や旧β粒内にお
けるα＋βlamellar相の粗大化が起こり、これは
最終製品の等軸α晶化に悪影響をあたえる。 そこで、本発明では、仕上り温度をβ変態点−
（マイナス）50℃以上とする熱間鍛造又は分塊圧
延後、50℃／min以上の冷却速度で、水冷等で急
冷することにより、旧β粒界に析出するネツトワ
ーク状の粗大粒界α相や、旧β粒内におけるα＋
βlamellar相の粗大化を抑制する。これによつて
組織はα′（マルテンサイト）と微細なα＋
βlamellar組織となりその後のα＋β域における
50％以上の加工とそれにつづく熱処理により、均
質な等軸α晶組織を得ることができ、機械的特性
に優れたチタン合金板の製造が可能となつた。 前記冷却速度50℃／min未満では、粗大粒界α
相や粗大α＋βlamellar相が発生し、これらの組
織は、その後スラブの熱間圧延で断面減少率50％
以上をとり、さらに熱処理等を行なつても、その
痕跡を完全に消去させることはできず、等軸晶と
ならないα相残存の原因となる。 前記のように、粗大粒界α相や旧β粒内の粗大
α＋βlamellar相の生成を完全に阻止するために
は、理論上は、分塊圧延又は熱間鍛造のインゴツ
トブレイクダウンの仕上り温度をβ変態点以上と
し、その後β変態点以上から前記条件で急冷する
ことが必要となるわけであるが、実際上前記分塊
圧延又は熱間鍛造のインゴツトブレイクダウン
後、β変態点−（マイナス）50℃以上から急冷す
れば、最終のミクロ組織に影響を及ぼすような粗
大粒界α相や粗大α＋βlamellar相は発達しない。 したがつて、前記の如く、熱間鍛造又は分塊圧
延の仕上げ温度をβ変態点−（マイナス）50℃以
上として急冷することを本発明の条件とする。 さらに、α＋β域におけるスラブの熱間圧延に
より、加工歪をたくわえ、これをドライビングフ
オースとして熱処理により再結晶を行う。 このα＋β域における熱間圧延は、α＋β域で
あれば特に温度の規定は必要ないが、β変態点直
下では、加工熱により材料温度がβ変態点以上に
なる可能性があり、又温度が低すぎると加工によ
る割れが発生するため、β変換点以下50℃から
200℃程度までの温度が好ましい。 このα＋β域での熱間圧延工程を経た板はその
後焼鈍や溶体化時効処理等によつて均質かつ等軸
なα晶組織が得られる。 次に実施例について説明する。 実施例 代表的なα＋β型チタン合金であるTi−6Al−
4V合金における本発明の実施例及び従来工程の
比較結果を第２表に示す。 試験材のβ変態点は1000℃であつた。スラブは
直径550mmのインゴツトを用いて分塊圧延により
製造した。第２表の引張り特性については、板厚
中心部より平行部8.75mmφ、GL35mmの試験片を
最終圧延方向にサンプリングして測定した。 圧延後の熱処理（STA処理）は、12.5mm（ｔ）
×125mm（ｌ）×100mm（ｗ）の板で行つた。非等
軸α晶の発生率は任意に70ケ所のミクロ組織写真
を撮影し、その中で明らかに等軸となつていない
α晶が観察された写真の割合で示した。ミクロ組
織観察面は最終圧延方向平行断面（Ｌ−Ｚ面）と
し、また一枚の写真の視野は180×120μｍとし
た。 第２表から明らかなように、本発明方法による
工程No.1〜３については比較法（工程No.4〜７）
に比べ、非等軸α晶の発生率が大巾に低く、強度
及び延性が格段に優れている。比較工程No.6は
分塊圧延の仕上り温度をβ変態点−（マイナス）
50℃以上として急冷することについては満足して
いるが、α＋β域で50％以上の熱間圧延を行なつ
ていないので、やはり満足のいく結果は得られて
いない。なお、第２表ではα＋β域圧延でクロス
圧延を行つているが、一方向圧延でも同様の結果
が得られた。 以上本発明方法は、均質かつ等軸α晶組織の機
械的特性に優れたチタン合金板を得ることができ
る優れた方法である。
【表】
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ α＋β型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は分塊
圧延の仕上り温度をβ変態点−50℃以上とし、こ
の熱間鍛造又は分塊圧延後、50℃／min以上の冷
却速度で急冷したのち、α＋β域で断面減少率50
％以上の熱間圧延を行うことを特徴とするチタン
合金板の製造方法。 ２ 製品用途に応じて、焼鈍、溶体化時効処理等
の熱処理を行うことを特徴とする、特許請求の範
囲第１項記載のチタン合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16556784A JPS6144166A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16556784A JPS6144166A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6144166A JPS6144166A (ja) | 1986-03-03 |
| JPS634907B2 true JPS634907B2 (ja) | 1988-02-01 |
Family
ID=15814813
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16556784A Granted JPS6144166A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6144166A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63303043A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製山形材の製造方法 |
| JPS63303044A (ja) * | 1987-05-30 | 1988-12-09 | Aichi Steel Works Ltd | Ｔｉ合金製溝形材の製造方法 |
| CN111206195B (zh) * | 2020-02-21 | 2021-06-18 | 湖南湘投金天钛金属股份有限公司 | 钛及合金带卷的罩式炉退火工艺 |
| CN112795812A (zh) * | 2020-12-30 | 2021-05-14 | 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 | 一种tc4钛合金棒材及其制备方法 |
-
1984
- 1984-08-09 JP JP16556784A patent/JPS6144166A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6144166A (ja) | 1986-03-03 |
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