JPS634913B2 - - Google Patents
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- JPS634913B2 JPS634913B2 JP5128585A JP5128585A JPS634913B2 JP S634913 B2 JPS634913 B2 JP S634913B2 JP 5128585 A JP5128585 A JP 5128585A JP 5128585 A JP5128585 A JP 5128585A JP S634913 B2 JPS634913 B2 JP S634913B2
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- rolling
- transus
- temperature
- grains
- titanium alloy
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- Expired
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
(産業上の利用分野)
この発明は高品質のα+β型チタン合金熱延材
を経済的に製造する方法に関するものである。 (従来の技術) チタンのα+β型合金の従来の圧延方法は分塊
圧延等の鍜練加工を予め行い、その後、β−トラ
ンザス以下の温度に加熱して圧延を行つている
(たとえば特開昭59−215450号公報)。しかし、β
−トランザス以下で加熱された場合、α+β型の
チタン合金は変形抵抗が高く、既存の圧延設備で
は鉄鋼材料を圧延するような圧延条件ではミルの
限界荷重を超過してしまう。そのため、たとえば
ホツトストリツプ圧延などの場合、スラブ厚、板
幅を減少して圧延しているが低温域で強圧下する
と耳割れなどの損傷が現われることがある。ま
た、加熱温度がβ−トランザス以下と限られるた
めホツトストリツプ圧延などでは仕上温度が低く
なり捲取工程で自己焼鈍がなされず、熱延板焼鈍
などの工程が必要となりコスト高となる。 一方、組織面では加熱時にすでにα相が存在す
るため、圧延工程中および圧延後、析出したα粒
と加熱中に存在したα粒の粒径が大きく異なり均
一なα+β組織とならない。 (発明が解決しようとする問題点) 本発明の目的とするところは、前記した如く鉄
鋼用の圧延設備で変形抵抗の高いα+β型チタン
合金が経済的に圧延できないこと、特に、耳割れ
現象などの歩留が低下すること、またホツトスト
リツプ圧延などの場合熱延板焼鈍などのコスト高
になる工程を行わなければならないことなどの問
題点を解決し、また、靭性の劣化の原因と思われ
る不揃いのα粒径を均一化することのできるα+
β型チタン合金熱延材の製造方法を提供するにあ
る。 (問題点を解決するための手段) 本発明のかかる目的は、α+β型チタン合金を
1150℃以下、β−トランザス以上の温度に加熱
し、β−トランザスから800℃までの平均冷却速
度が15℃/sec以下になるように冷却し、冷却過
程でβ−トランザスを通過後10分以内にβ−トラ
ンザスから650℃までの温度域で少くとも70%以
上の加工を行い、600〜800℃の温度域で焼鈍する
ことを特徴とするα+β型チタン合金熱延材の製
造方法によつて達成される。 以下本発明を詳細に説明する。 本発明において加熱温度の上限を1150℃に限定
したのは、それ以上の高温では熱エネルギー的に
不経済になるばかりでなくスケールの生成速度も
大きいためである。又、下限温度をβ−トランザ
スとしたのは微細なα粒を均一に析出させるため
には加熱中にα相が析出しないことが前提である
ためである。ここでいうβ−トランザスとはβ相
とα+β2相の境界温度を意味し、Ti−6Al−4V
合金では約988℃である。 一方、β−トランザスから800℃までの平均冷
却速度を15℃/sec以下と限定したのは、これ以
上の冷却速度で冷却した場合マルテンサイト変態
が起り微細なα粒が均一に析出することができな
いためである。又、冷却過程でβ−トランザスを
通過後10分以内にβ−トランザスからら650℃ま
での温度域で少なくとも70%以上の加工を行うこ
とを本発明の必須条件としたのは、この条件下で
微細なα粒が均一に析出したα+β組織が得られ
ることが本発明者らの研究で明らかになつたため
である。このような微細なα粒が均一に析出する
理由としては、α+β型チタン合金は変態の進行
が遅く、β−トランザス以下の温度になつても
650℃を越える温度では10分近い時間が経過して
もほとんどα相が析出せず、不安定なβ相組織に
なつており、このような状態で強加工を施すと、
β粒の粒内にも数多くのα相の核が形成されるた
めと思われる。 又、焼鈍温度の下限を600℃に限定した理由は、
これ未満の温度では十分な拡散が起らず加工組織
が残るためである。一方、上限を800℃にしたの
は、これを越える温度では微細なα粒が均一に分
散した組織が得られないためである。この焼鈍処
理はホツトストリツプなどでは捲取過程における
自己焼鈍でもよいし、熱延後、再加熱によつても
よい。 なお、ここでいうα+β型チタン合金とはTi
−6Al−4V合金に代表される常温でα相とβ相が
混在する組織を有する合金を意味するもので、他
のα+β型チタン合金としては、例えばTi−6Al
−6V−2Sn合金、Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo合
金、Ti−8Mn合金があげられる。 β相域で付加的に圧延を行うことは本発明の必
須条件ではないが、低圧下力で高圧下率が得られ
るので経済的に有利であり、β相の細粒化にも寄
与するので、β相域圧延を行うことは本発明の効
果を損ねるものではない。 (実施例) 表1はTi−6Al−4V系合金を圧延、焼鈍条件
を変化させて均一に分散した微細α粒の析出する
条件を求めたもので、実験は実験室の250mm径の
ロールをもつ圧延機で行つた。 第1図は現在最も使用されているα+β型チタ
ン合金であるTi−6Al−4Vの顕微鏡写真図で、
第1図aはα+β域で加熱された材料を圧延、焼
鈍した従来の材料で、加熱時に析出したα粒と加
工後析出したα粒を有するα+βの混合組織にな
つている。一方第1図bは、180mm厚の鍜造材を
1100℃で60分加熱後、β域で25mm厚まで粗圧延
し、α+β相域で3mm厚まで圧延した後、730℃
で捲取つた本発明材の組織を示す。このように本
発明材は均一に分散した微細α粒を有するα+β
混合組織となつている。
を経済的に製造する方法に関するものである。 (従来の技術) チタンのα+β型合金の従来の圧延方法は分塊
圧延等の鍜練加工を予め行い、その後、β−トラ
ンザス以下の温度に加熱して圧延を行つている
(たとえば特開昭59−215450号公報)。しかし、β
−トランザス以下で加熱された場合、α+β型の
チタン合金は変形抵抗が高く、既存の圧延設備で
は鉄鋼材料を圧延するような圧延条件ではミルの
限界荷重を超過してしまう。そのため、たとえば
ホツトストリツプ圧延などの場合、スラブ厚、板
幅を減少して圧延しているが低温域で強圧下する
と耳割れなどの損傷が現われることがある。ま
た、加熱温度がβ−トランザス以下と限られるた
めホツトストリツプ圧延などでは仕上温度が低く
なり捲取工程で自己焼鈍がなされず、熱延板焼鈍
などの工程が必要となりコスト高となる。 一方、組織面では加熱時にすでにα相が存在す
るため、圧延工程中および圧延後、析出したα粒
と加熱中に存在したα粒の粒径が大きく異なり均
一なα+β組織とならない。 (発明が解決しようとする問題点) 本発明の目的とするところは、前記した如く鉄
鋼用の圧延設備で変形抵抗の高いα+β型チタン
合金が経済的に圧延できないこと、特に、耳割れ
現象などの歩留が低下すること、またホツトスト
リツプ圧延などの場合熱延板焼鈍などのコスト高
になる工程を行わなければならないことなどの問
題点を解決し、また、靭性の劣化の原因と思われ
る不揃いのα粒径を均一化することのできるα+
β型チタン合金熱延材の製造方法を提供するにあ
る。 (問題点を解決するための手段) 本発明のかかる目的は、α+β型チタン合金を
1150℃以下、β−トランザス以上の温度に加熱
し、β−トランザスから800℃までの平均冷却速
度が15℃/sec以下になるように冷却し、冷却過
程でβ−トランザスを通過後10分以内にβ−トラ
ンザスから650℃までの温度域で少くとも70%以
上の加工を行い、600〜800℃の温度域で焼鈍する
ことを特徴とするα+β型チタン合金熱延材の製
造方法によつて達成される。 以下本発明を詳細に説明する。 本発明において加熱温度の上限を1150℃に限定
したのは、それ以上の高温では熱エネルギー的に
不経済になるばかりでなくスケールの生成速度も
大きいためである。又、下限温度をβ−トランザ
スとしたのは微細なα粒を均一に析出させるため
には加熱中にα相が析出しないことが前提である
ためである。ここでいうβ−トランザスとはβ相
とα+β2相の境界温度を意味し、Ti−6Al−4V
合金では約988℃である。 一方、β−トランザスから800℃までの平均冷
却速度を15℃/sec以下と限定したのは、これ以
上の冷却速度で冷却した場合マルテンサイト変態
が起り微細なα粒が均一に析出することができな
いためである。又、冷却過程でβ−トランザスを
通過後10分以内にβ−トランザスからら650℃ま
での温度域で少なくとも70%以上の加工を行うこ
とを本発明の必須条件としたのは、この条件下で
微細なα粒が均一に析出したα+β組織が得られ
ることが本発明者らの研究で明らかになつたため
である。このような微細なα粒が均一に析出する
理由としては、α+β型チタン合金は変態の進行
が遅く、β−トランザス以下の温度になつても
650℃を越える温度では10分近い時間が経過して
もほとんどα相が析出せず、不安定なβ相組織に
なつており、このような状態で強加工を施すと、
β粒の粒内にも数多くのα相の核が形成されるた
めと思われる。 又、焼鈍温度の下限を600℃に限定した理由は、
これ未満の温度では十分な拡散が起らず加工組織
が残るためである。一方、上限を800℃にしたの
は、これを越える温度では微細なα粒が均一に分
散した組織が得られないためである。この焼鈍処
理はホツトストリツプなどでは捲取過程における
自己焼鈍でもよいし、熱延後、再加熱によつても
よい。 なお、ここでいうα+β型チタン合金とはTi
−6Al−4V合金に代表される常温でα相とβ相が
混在する組織を有する合金を意味するもので、他
のα+β型チタン合金としては、例えばTi−6Al
−6V−2Sn合金、Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo合
金、Ti−8Mn合金があげられる。 β相域で付加的に圧延を行うことは本発明の必
須条件ではないが、低圧下力で高圧下率が得られ
るので経済的に有利であり、β相の細粒化にも寄
与するので、β相域圧延を行うことは本発明の効
果を損ねるものではない。 (実施例) 表1はTi−6Al−4V系合金を圧延、焼鈍条件
を変化させて均一に分散した微細α粒の析出する
条件を求めたもので、実験は実験室の250mm径の
ロールをもつ圧延機で行つた。 第1図は現在最も使用されているα+β型チタ
ン合金であるTi−6Al−4Vの顕微鏡写真図で、
第1図aはα+β域で加熱された材料を圧延、焼
鈍した従来の材料で、加熱時に析出したα粒と加
工後析出したα粒を有するα+βの混合組織にな
つている。一方第1図bは、180mm厚の鍜造材を
1100℃で60分加熱後、β域で25mm厚まで粗圧延
し、α+β相域で3mm厚まで圧延した後、730℃
で捲取つた本発明材の組織を示す。このように本
発明材は均一に分散した微細α粒を有するα+β
混合組織となつている。
【表】
(発明の効果)
本発明によれば加熱条件が鉄鋼スラブの低温加
熱(1000℃〜1150℃)と大差がなくなるので、鉄
鋼材料とチタン材を同一の加熱炉で加熱できるこ
とになり、そのため圧延施設の操業をチタン用に
大きく変更する必要がなくなり操業コストの増加
を抑えることができる。また、加熱温度の上昇に
従い、圧延を高温でできるため圧延荷重が小さく
なり加工エネルギーが節約できるばかりでなく耳
割れなどの損傷も防ぐことができ歩留りの向上に
もつながる。又、ホツトストリツプ圧延などでは
加熱温度の上昇に伴い圧延、捲取加熱温度の上昇
に伴ない、圧延、捲取温度を高くできるので捲取
工程で自己焼鈍が可能になり熱延板焼鈍が省略で
きコストの低域がはかれる。一方、材質面では均
一に分散した微細なα粒を有するα+β組織をも
つた高品質なチタン合金が製造できるので、産業
上極めて有用な発明である。
熱(1000℃〜1150℃)と大差がなくなるので、鉄
鋼材料とチタン材を同一の加熱炉で加熱できるこ
とになり、そのため圧延施設の操業をチタン用に
大きく変更する必要がなくなり操業コストの増加
を抑えることができる。また、加熱温度の上昇に
従い、圧延を高温でできるため圧延荷重が小さく
なり加工エネルギーが節約できるばかりでなく耳
割れなどの損傷も防ぐことができ歩留りの向上に
もつながる。又、ホツトストリツプ圧延などでは
加熱温度の上昇に伴い圧延、捲取加熱温度の上昇
に伴ない、圧延、捲取温度を高くできるので捲取
工程で自己焼鈍が可能になり熱延板焼鈍が省略で
きコストの低域がはかれる。一方、材質面では均
一に分散した微細なα粒を有するα+β組織をも
つた高品質なチタン合金が製造できるので、産業
上極めて有用な発明である。
第1図aは従来のα+β型チタン合金熱延材の
金属顕微鏡写真、同図bは本発明によるα+β型
チタン合金熱延材の金属顕微鏡写真である。
金属顕微鏡写真、同図bは本発明によるα+β型
チタン合金熱延材の金属顕微鏡写真である。
Claims (1)
- 1 α+β型チタン合金を1150℃以下、β−トラ
ンザス以上の温度に加熱し、β−トランザスから
800℃までの平均冷却速度が15℃/sec以下になる
ように冷却し、冷却過程でβ−トランザスを通過
後10分以内にβ−トランザスから650℃までの温
度域で少くとも70%以上の加工を行い、600〜800
℃の温度域で焼鈍することを特徴とするα+β型
チタン合金熱延材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5128585A JPS61210164A (ja) | 1985-03-14 | 1985-03-14 | α+β型チタン合金熱延材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5128585A JPS61210164A (ja) | 1985-03-14 | 1985-03-14 | α+β型チタン合金熱延材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61210164A JPS61210164A (ja) | 1986-09-18 |
JPS634913B2 true JPS634913B2 (ja) | 1988-02-01 |
Family
ID=12882659
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5128585A Granted JPS61210164A (ja) | 1985-03-14 | 1985-03-14 | α+β型チタン合金熱延材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61210164A (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0266142A (ja) * | 1988-08-31 | 1990-03-06 | Nippon Steel Corp | α+β型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法 |
JP3041277B2 (ja) * | 1998-10-29 | 2000-05-15 | トヨタ自動車株式会社 | 粒子強化型チタン合金の製造方法 |
-
1985
- 1985-03-14 JP JP5128585A patent/JPS61210164A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS61210164A (ja) | 1986-09-18 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
EXPY | Cancellation because of completion of term |