JPS6393848A - 高強度、高延性β型チタン合金冷延板の製造方法 - Google Patents

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〕 本発明は強度及び延性に優れたβ型チタン合金冷延板の
製造方法に関する。

〔従来の技術及びその問題点〕

Ｔｉ−１５％Ｖ−３９ｂＣｒ−３％５ｎ−３％Ａｔ合金
、Ｔｉ−３％ＡＬ−８％Ｖ−６％Ｃｒ−４％ＭＯ−４％
Ｚｒ合金等のβ型チタン合金は冷間加工性が良好であり
、冷延薄板として利用される場合がある。これらβ型チ
タン合金冷延板の強度は冷間圧延率の増大とともに上昇
し、この結果、例えばＴｉ−１５％Ｖ−３％Ｃｒ−３％
５ｎ−３％Ａｔ合金冷延板では最大強度１６５Ｋｆｆ／
−を得ることができる。しかし、この場合の伸びはほぼ
ｌｔｓ程度であり、このように強度の上昇に伴い延性値
が逆相関関係を保ちながら低下するため、実用に際して
は強度をおさえ延性値が確保できる熱処理条件が選択さ
れている。

β型チタン合金の冷延板は、冷延後浴体化一時効処理あ
るいは冷延一時効処理を施して使用される。冷間加工ま
ま、あるいは溶体化処理で溶体化温度を比較的低塩とし
、冷間加工歪を適度に残存させると、時効においてα晶
の析出の促進と微細化が促され、強度を冷間加工率の増
大とともに上昇させることが可能となる。しかし一方で
、冷間加工率の増大に伴い、結晶粒界へのα晶の析出が
結晶粒内と比較して著しく促進されることになるため、
冷間加工率の増大に伴い粒界破壊が起り易くなる。この
ため従来の製法による冷延板では１ａ　ｓ　Ｋｆｆ／Ｉ
Ｐ１１度の強度の限界があり、また高強度材とした場合
、低延性値であるといった欠点を有している。第１図に
、例としてＴｉ−１５％Ｖ−３１Ｃｒ−３％８ｎ−３％
Ａｔ合金の製造条件と得られる強度−延性バランスを示
す。

本発明はこのような従来の問題に鑑みなされたもので、
高強度で且つ延性に富むβ盟チタン合金冷延板の製造方
法を提供せんとするものである。

〔問題を解決するための手段〕

このため本発明は、β型チタン合金板を圧下率３０％以
上で冷間圧延した後、Ｔβ〜Ｔβ＋２００℃（但し、Ｔ
ｉ：β変態点）の温度域で６０−−ｇ−（Ｔ、　−Ｔｉ
）分以内（但し、Ｔｓ：中間溶体化温度）の時間、中間
溶体化処理を行い、しかる後、３％以上、３０％未満の
圧下率で最終冷間圧延を行うことをその特徴とする。

以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。

本発明ではまず、β型チタン合金板の熱延板を圧下率３
０チ以上で冷間圧延（最終冷延前の冷延）する、このよ
うに最終冷延の前段の冷間圧延の圧下率を３０−以下と
規定したのは、３０ｆｉ未満の冷延では中間溶体化時に
再結晶が進展せず、最終製品が粗粒となるのみならず、
中間溶体化後の残留冷間加工歪の分布が不均一でかつ密
度が粗となるためである・この残留冷間加工歪の不均一
性に起因し、最終冷延後の溶体化処理時に残留する冷間
加工歪までその分布が不均一でかつ密度が粗となる。こ
のため、時効後高強度、高延性の材質特性をもつ冷延板
を得るのは不可能となってしまう。

このような冷間圧延後、Ｔβ〜Ｔβ＋２００℃（但し、
Ｔｉ：β変態点）の温度域で６Ｏ−Ｔ（Ｔ、−Ｔｉ）分
以内（但し、’ｒｓ：当該中間溶体化温度）の時間中間
溶体化処理を行う、このよう・に中間溶体化処理で中間
溶体化温度と時間の上限を設けたのは、規定以上の温度
と時間の中間溶体化処理のもとでは再結晶の完了と粒成
長を生じてしまい、冷間圧延に伴う細粒化の効果が失わ
れてしまうのみならず、冷間圧延による冷間加工歪の残
存が失われ、最終時効材の高強度、高延性の材質特性が
失われてしまうためである。

このような中間溶体化処理後、３チ以上１３０俤未満の
圧下率で最終冷間圧延を行う。

この最終冷延の圧下率を３％以上と規定したのは、３％
未満の圧下率では冷間圧延による歪の分布が不均一であ
り、このため最終時効材のα晶の時効析出が不均一とな
り、高強度、高延性の材質特性が失われてしまうためで
ある。一方、圧下率を３ａ係未満と規定したのは、３０
係以上の圧下率では最終溶体化時に再結晶が進展し、最
終冷延による冷間加工歪付加の効果が失われてしまうた
めである。

冷延材はこのような最終冷間圧延後、溶体化処理さらに
時効処理が施される。

〔実施例〕

代表的なβ型合金であるＴｉ−１５ＡＶ　−３１Ｃｒ　
−３％５ｎ−３’１６ｋ１合金の直径５５０ｍ鋳塊を１
０５０℃に加熱後、２００ｍ厚さに熱間鍛造してスラブ
を作成した。第１表に、使用した供試材の化学組成を示
す（Ｔβ＝７２９℃）。上記スラブを９５０℃に加熱後
２０瓢厚さに熱間圧延した後、８００℃で２０ｍ１ｎ溶
体化処理を施して冷延素材とした。冷延では、上記熱延
板より板厚２０ｍから２．８　ｔｍのサンプルを切り出
し、これを１次の冷延（最終冷延前段の冷延：圧下率２
０〜８０％）と２次の冷延（最終冷延：圧下率θ〜５０
％）により最終板厚２鱈（一部１　ｗｍ　）の冷延板に
仕上げた。冷延材の最終熱処理条件は８００’ＣＸ　２
０ｍ１ｎ→空冷＋５１０℃ｘ　１４　ｈｒ→空冷であり
、熱処理材の機械的性質は平行部１１５■、Ｇ、Ｌ、５
０ｍの板状引張試験片をＬ方向に採取して調査した。第
２表に冷延・熱処理条件およびこれにより得られた冷延
材の材質特性を示す。これによれば、本発開法により強
度１７０Ｋｐｆ／−以上、伸び５％以上（第１図Ａ領域
）の優れた材質特性が得られていることが判る。

第　　　　１　　　　表 〔発明の効果〕 従来のβ型チタン合金冷延板は、熱延−溶体化処理一冷
間圧延一溶体化処理一時効処理の工程（但し、溶体化処
理は省略される場合もある）により製造される。冷間圧
延後の溶体化処理工程では再結晶が進展することとなる
が、溶体化条件の選択により粒内に均一微細な下部組織
が残存した組織が得られる。この下部転位組織の残存し
た溶体化材を時効処理すると、この均一微細な下部転位
の存在によりα晶時効析出の促進と均一化がはかられ、
したがって冷間圧延材では熱間圧延材と比較して高強度
が得られることとなる。しかし、粒界及び粒界近傍は粒
内と比較して転位が集積しやすく時効時に粒界に層状に
α晶が時効析出しやすくなる。このため、従来製法によ
る時効材では粒界破壊を起し易くな彷、β型チタン合金
冷延板では１６５に＃ｆ／−程度が強度の限界であり、
しかも低延性値であった。

これに対し本発明では、熱延−溶体化処理（但し、省略
される場合がある）−冷間圧延一中間溶体化処理一冷間
圧延一溶体化処ｍ一時効処理の工程をとる１本発明では
中間溶体化処理を採用することか重要な構成要素の一つ
となっている。最終冷延の前段の冷間圧延により歪を導
入された組織は、中間溶体化処理により粒内に均一微細
な下部転位組織を残存した再結晶組織となる。この下部
転位組織を含んだ中間溶体化材に軽度の冷間圧延を加え
、さらに溶体化処理を行うと、回復現象のみが進展し、
粒内及び粒界を含めてさらに均一かつ微細な転位を含ん
だ均一微細な下部組織が得られる。このため時効におい
て、α晶の時効析出の促進と均一化か粒界及び粒内をと
おして図られることになる。この結果、粒界破壊を起し
にくくなり、従来製法材と比較して、高強度、高延性の
冷延板か製造される。

本発明の実施例としてＴｉ　−１ｓ＊ｖ　−ａ％Ｃｒ　
−ａ％５ｎ−３％Ｍ合金をとりあげたが、本発明はＴ　
ｉ　−３％ｈｔ　−ｓ％ｖ　−ａ、％ｃｒ　−４％Ｍｏ
−４％Ｚｒ合金等のβ型チタン合金全般に適用可能であ
る。また本発明では冷間圧延−中間焼鈍を繰り返し行な
っても、最終冷延前段の冷延工程、最終冷延前段の中間
溶体化工程、最終冷延工程で本発明の製造条件を遵守す
る限り、本発明の効果が確認された。

また本発明は、冷延板の製造においてみいだされたが、
冷間鍛造、冷間引きぬき等による丸棒の製造や冷間成形
においても、本発明の冷間加工条件を遵守する限り、冷
延板と同等の高強度と高延性をもつ製品を製造し得る。

病因面の簡単な説明 第１図はＴｉ−１５％Ｖ３％Ｃｒ−３％５ｎ−３％に１
合金の躯造条件と得られる強度−延性バランスを示す。

特許出願人　　日本鋼管株式会社 同　　　　　日本鉱業株式会社

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 β型チタン合金板を圧下率３０％以上で 冷間圧延した後、Ｔ＿β〜Ｔ＿β＋２００℃（但し、Ｔ
   ＿β：β変態点）の温度域で６０−１／５（Ｔ＿ｓ−Ｔ
   ＿β）分以内（但し、Ｔ＿ｓ：中間溶体化温度）の時間
   、中間溶体化処理を行い、しかる後、３％以 上、３０％未満の圧下率で最終冷間圧延を 行うことを特徴とする高強度、高延性β型 チタン合金冷延板の製造方法。