JPS647150B2 - - Google Patents
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- JPS647150B2 JPS647150B2 JP2577686A JP2577686A JPS647150B2 JP S647150 B2 JPS647150 B2 JP S647150B2 JP 2577686 A JP2577686 A JP 2577686A JP 2577686 A JP2577686 A JP 2577686A JP S647150 B2 JPS647150 B2 JP S647150B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- treatment
- titanium alloy
- solution
- phase
- 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.)
- Expired
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
産業上の利用分野
本発明は、β型チタン合金であるTi―15V―
3Cr―3Sn―3Al合金材の製造方法に関するもので
あり、特には短時間の時効処理で均一な組織と高
い強度を得ることを可能とする溶体化処理方法に
関する。 発明の背景 チタン及びチタン合金はその優れた比強度、耐
食性及び耐熱性を保有しているために、宇宙航空
機材料、各種化学プラント、海水淡水化装置等広
範な用途に利用されている。 チタン合金としては従来Ti―6Al―4V等に代
表されるα＋β型合金が広く用いられてきたが、
α＋β型合金は成形性に乏しく、加工の多くを切
削に頼るため最終製品に至るまでの歩留りが非常
に低いという欠点を有している。そこで、α＋β
型合金に比較して冷間加工性に優れしかも高強度
が得られることからβ型チタン合金のTi―15V―
3Cr―3Sn―3Alの利用が近年拡がりつつある。 尚、本明細書においてTi―15V―3Cr―3Sn―
3Alチタン合金とは次の組成範囲にあるものを包
括する： Ｖ：14〜16 wt％ Cr：2.5〜3.5 wt％ Sn：2.5〜3.5 wt％ Al：2.5〜3.5 wt％ 残部Ti及び不可避的不純物 β型チタン合金は厳密に言えば準安定β型合金
であり、β域からの急冷によつて常温でもβ単一
相となり、時効硬化性をもつ。 従来技術と問題点 Ti―15V―3Cr―3Sn―3Al合金は、β相が安定
な合金であるため、α相を析出させて高強度を得
るには、溶体化処理後長時間の時効処理を必要と
する。 従来法に従えば、本合金の溶体化時効熱処理
は、溶体化を750〜850℃の温度において５〜60分
加熱後急冷することによつて行い、その後時効処
理によつてα相を析出させて高強度を得るものと
して実施されていたが、時効処理による強度の上
昇は第２図に示すように400〜600℃の時効温度に
おいて14時間以上の時効時間でほぼ飽和に達する
ため、本合金の熱処理コスト及び製造効率に難点
があつた。 発明の概要 本発明は、短時間の熱処理によつて均一な組織
と高い強度を得ることを可能とする熱処理方法の
確立を通してTi―15V―3Cr―3Sn―3Al合金材の
経済的製造方法の提供を目的とする。 本発明者等は、本合金が熱処理に長時間を要す
るという難点を解決すべく鋭意研究を行つた結
果、本合金の溶体化とそれに続く時効の一連の熱
処理工程において、溶体化処理における溶体化温
度への昇温速度が溶体化時効処理後の組織と強度
に重大な影響を与えるとの新たな知見を得た。 即ち、従来の溶体化処理では昇温速度に関心は
払われてはおらず、その為昇温速度のコントロー
ルが厳密に行われていなかつた。昇温速度のバラ
ツキがそのままα相の析出状態と強度のバラツキ
につながつた。その理由の追究の結果、溶体化温
度への昇温速度が速すぎる場合には、拡散が十分
行われないため、β相中にα相が残留し、従つて
その後10時間以下の時効処理では新たに析出する
α相の析出状態が不十分となり、均一な組織と十
分な強度上昇が得られないことが判明した。 溶体化処理において、拡散を十分に行ない、α
相を残存させないためには、溶体化時間を長くす
るとか、或いは溶体化温度を高くするとかいつた
方法も考慮しうる。しかし、時間を長くすると経
済的な熱処理の意味を失い、他方温度を850℃を
越えて上げるとβ粒が粗大化して時効処理後の延
性が低下する。従つて、溶体化処理における拡散
は昇温速度のコントロールで行うことが最適であ
り、これを見出した本発明の工業的意義は大き
い。 こうした知見の下で、実験を重ねた結果、溶体
化温度への昇温速度を60℃／分以下としそして同
温度で５〜60分間保持することによつて充分な拡
散が実現しうることがわかつた。 斯くして、本発明は、V14〜16wt％、Cr2.5〜
3.5wt％、Sn2.5〜3.5wt％、Al2.5〜3.5wt％、残
部Ti及び不可避的不純物から成るチタン合金材
の製造方法において、昇温速度60℃／分以下で
750〜850℃の温度に加熱した後、同温度で５〜60
分間保持し、その後急冷することにより溶体化処
理を行うことを特徴とするチタン合金材の製造方
法を提供する。 チタン合金材の酸素は0.3wt％以下含有するこ
とが好ましい。溶体化処理後時効処理は400〜600
℃の温度で行われる。 発明の具体的説明 本発明の対象とするチタン合金材はTi―15V―
3Cr―3Sn―3Alであり、これは最初に定義した通
りの組成範囲をとる。また、前記成分以外に酸素
が0.3wt％以下含有することが好ましい。酸素が
この量まで含有するとチタン合金材の強度をさら
に増加させることができる。 なお、0.3wt％を超えて含有すると延性の低下
を招くこととなつて好ましくない。 チタン合金圧延製品は、一般に、鋳造されたイ
ンゴツトを、その鋳造組織を破壊すると共に、そ
の後の工程に適した中間素材を生成するためのイ
ンゴツトブレイクダウン工程を出発工程とする。
インゴツトブレイクダウンは、インゴツトを分塊
圧延或いは鍜造することにより実施される。次い
で、生成するスラブ材は所定の寸法に圧延する圧
延工程を経由して、最終的に製品の用途に応じて
焼鈍処理、溶体化時効処理等の熱処理が行われ
る。本発明を特徴づけるのは最終熱処理としての
溶体化処理であり、その前歴は本発明においては
一切問わない。最近、良質のチタン合金材の製造
の為インゴツトブレイクダウン工程及び圧延工程
において様々の改善策が提唱されており（例えば
特願昭60―43843、60―43844等多数）、それらの
いずれをも本発明と併用しうる。本発明の出発材
料は、上記圧延工程を経由した熱間加工材、冷間
加工材等である。 本発明において、溶体化処理はバツチ炉でも連
続炉でも実施しうる。 溶体化温度は750〜850℃とされる。750℃未満
では、α相は十分に固溶しない。850℃を越える
と、β相の粗大化が進み、合金材の機械的性質の
低下を招く。 本発明に従えば、溶体化温度への昇温速度が60
℃／分以下と規定される。これを越えた速度で昇
温を行つた場合には、拡散が十分に行われず、α
相が完全に消失しないため、時効処理後の強度の
上昇が不十分であり、組織の均一化も図れない。
昇温速度の下限は特には指定されないが、あまり
に遅いと経済的な熱処理の意味を失うので通常10
℃／分以上とするのが好ましい。 溶体化時間は５〜60分である。５分未満では、
α相は十分に固溶しない。60分を越えると、β相
の結晶粒の成長が大きくなり、合金材の機械的性
質の劣化を招く。 溶体化温度への保持後、合金材は1.8℃／分以
上の冷却速度で急冷される。 その後、強度上昇を図るため、時効処理が行わ
れる。時効温度は400〜600℃である。400℃未満
では、α相の析出が不十分となる。600℃を越え
ると、析出するα相は粗くなり、合金材の機械的
性質の低下を招く。時効時間は10時間以内で十分
である。但し、溶体化温度への昇温速度を60℃／
分以下にコントロールした場合、組織の均一化効
果は時効時間を10時間以上にした場合も保持され
る。 発明の効果 近年利用度の高まりつつある、β型チタン合金
であるTi―15V―3Cr―3Sn―3Al合金について短
時間の時効処理で均一な組織と高強度を得ること
を可ならしめる溶体化処理技術の確立に成功し
た。 実施例及び比較例 試験材として用いたチタン合金の化学成分を次
の表１に示す。
3Cr―3Sn―3Al合金材の製造方法に関するもので
あり、特には短時間の時効処理で均一な組織と高
い強度を得ることを可能とする溶体化処理方法に
関する。 発明の背景 チタン及びチタン合金はその優れた比強度、耐
食性及び耐熱性を保有しているために、宇宙航空
機材料、各種化学プラント、海水淡水化装置等広
範な用途に利用されている。 チタン合金としては従来Ti―6Al―4V等に代
表されるα＋β型合金が広く用いられてきたが、
α＋β型合金は成形性に乏しく、加工の多くを切
削に頼るため最終製品に至るまでの歩留りが非常
に低いという欠点を有している。そこで、α＋β
型合金に比較して冷間加工性に優れしかも高強度
が得られることからβ型チタン合金のTi―15V―
3Cr―3Sn―3Alの利用が近年拡がりつつある。 尚、本明細書においてTi―15V―3Cr―3Sn―
3Alチタン合金とは次の組成範囲にあるものを包
括する： Ｖ：14〜16 wt％ Cr：2.5〜3.5 wt％ Sn：2.5〜3.5 wt％ Al：2.5〜3.5 wt％ 残部Ti及び不可避的不純物 β型チタン合金は厳密に言えば準安定β型合金
であり、β域からの急冷によつて常温でもβ単一
相となり、時効硬化性をもつ。 従来技術と問題点 Ti―15V―3Cr―3Sn―3Al合金は、β相が安定
な合金であるため、α相を析出させて高強度を得
るには、溶体化処理後長時間の時効処理を必要と
する。 従来法に従えば、本合金の溶体化時効熱処理
は、溶体化を750〜850℃の温度において５〜60分
加熱後急冷することによつて行い、その後時効処
理によつてα相を析出させて高強度を得るものと
して実施されていたが、時効処理による強度の上
昇は第２図に示すように400〜600℃の時効温度に
おいて14時間以上の時効時間でほぼ飽和に達する
ため、本合金の熱処理コスト及び製造効率に難点
があつた。 発明の概要 本発明は、短時間の熱処理によつて均一な組織
と高い強度を得ることを可能とする熱処理方法の
確立を通してTi―15V―3Cr―3Sn―3Al合金材の
経済的製造方法の提供を目的とする。 本発明者等は、本合金が熱処理に長時間を要す
るという難点を解決すべく鋭意研究を行つた結
果、本合金の溶体化とそれに続く時効の一連の熱
処理工程において、溶体化処理における溶体化温
度への昇温速度が溶体化時効処理後の組織と強度
に重大な影響を与えるとの新たな知見を得た。 即ち、従来の溶体化処理では昇温速度に関心は
払われてはおらず、その為昇温速度のコントロー
ルが厳密に行われていなかつた。昇温速度のバラ
ツキがそのままα相の析出状態と強度のバラツキ
につながつた。その理由の追究の結果、溶体化温
度への昇温速度が速すぎる場合には、拡散が十分
行われないため、β相中にα相が残留し、従つて
その後10時間以下の時効処理では新たに析出する
α相の析出状態が不十分となり、均一な組織と十
分な強度上昇が得られないことが判明した。 溶体化処理において、拡散を十分に行ない、α
相を残存させないためには、溶体化時間を長くす
るとか、或いは溶体化温度を高くするとかいつた
方法も考慮しうる。しかし、時間を長くすると経
済的な熱処理の意味を失い、他方温度を850℃を
越えて上げるとβ粒が粗大化して時効処理後の延
性が低下する。従つて、溶体化処理における拡散
は昇温速度のコントロールで行うことが最適であ
り、これを見出した本発明の工業的意義は大き
い。 こうした知見の下で、実験を重ねた結果、溶体
化温度への昇温速度を60℃／分以下としそして同
温度で５〜60分間保持することによつて充分な拡
散が実現しうることがわかつた。 斯くして、本発明は、V14〜16wt％、Cr2.5〜
3.5wt％、Sn2.5〜3.5wt％、Al2.5〜3.5wt％、残
部Ti及び不可避的不純物から成るチタン合金材
の製造方法において、昇温速度60℃／分以下で
750〜850℃の温度に加熱した後、同温度で５〜60
分間保持し、その後急冷することにより溶体化処
理を行うことを特徴とするチタン合金材の製造方
法を提供する。 チタン合金材の酸素は0.3wt％以下含有するこ
とが好ましい。溶体化処理後時効処理は400〜600
℃の温度で行われる。 発明の具体的説明 本発明の対象とするチタン合金材はTi―15V―
3Cr―3Sn―3Alであり、これは最初に定義した通
りの組成範囲をとる。また、前記成分以外に酸素
が0.3wt％以下含有することが好ましい。酸素が
この量まで含有するとチタン合金材の強度をさら
に増加させることができる。 なお、0.3wt％を超えて含有すると延性の低下
を招くこととなつて好ましくない。 チタン合金圧延製品は、一般に、鋳造されたイ
ンゴツトを、その鋳造組織を破壊すると共に、そ
の後の工程に適した中間素材を生成するためのイ
ンゴツトブレイクダウン工程を出発工程とする。
インゴツトブレイクダウンは、インゴツトを分塊
圧延或いは鍜造することにより実施される。次い
で、生成するスラブ材は所定の寸法に圧延する圧
延工程を経由して、最終的に製品の用途に応じて
焼鈍処理、溶体化時効処理等の熱処理が行われ
る。本発明を特徴づけるのは最終熱処理としての
溶体化処理であり、その前歴は本発明においては
一切問わない。最近、良質のチタン合金材の製造
の為インゴツトブレイクダウン工程及び圧延工程
において様々の改善策が提唱されており（例えば
特願昭60―43843、60―43844等多数）、それらの
いずれをも本発明と併用しうる。本発明の出発材
料は、上記圧延工程を経由した熱間加工材、冷間
加工材等である。 本発明において、溶体化処理はバツチ炉でも連
続炉でも実施しうる。 溶体化温度は750〜850℃とされる。750℃未満
では、α相は十分に固溶しない。850℃を越える
と、β相の粗大化が進み、合金材の機械的性質の
低下を招く。 本発明に従えば、溶体化温度への昇温速度が60
℃／分以下と規定される。これを越えた速度で昇
温を行つた場合には、拡散が十分に行われず、α
相が完全に消失しないため、時効処理後の強度の
上昇が不十分であり、組織の均一化も図れない。
昇温速度の下限は特には指定されないが、あまり
に遅いと経済的な熱処理の意味を失うので通常10
℃／分以上とするのが好ましい。 溶体化時間は５〜60分である。５分未満では、
α相は十分に固溶しない。60分を越えると、β相
の結晶粒の成長が大きくなり、合金材の機械的性
質の劣化を招く。 溶体化温度への保持後、合金材は1.8℃／分以
上の冷却速度で急冷される。 その後、強度上昇を図るため、時効処理が行わ
れる。時効温度は400〜600℃である。400℃未満
では、α相の析出が不十分となる。600℃を越え
ると、析出するα相は粗くなり、合金材の機械的
性質の低下を招く。時効時間は10時間以内で十分
である。但し、溶体化温度への昇温速度を60℃／
分以下にコントロールした場合、組織の均一化効
果は時効時間を10時間以上にした場合も保持され
る。 発明の効果 近年利用度の高まりつつある、β型チタン合金
であるTi―15V―3Cr―3Sn―3Al合金について短
時間の時効処理で均一な組織と高強度を得ること
を可ならしめる溶体化処理技術の確立に成功し
た。 実施例及び比較例 試験材として用いたチタン合金の化学成分を次
の表１に示す。
【表】
使用したインゴツトは直径550mmであり、これ
を1050℃に加熱した後、100mm厚さに鍜造して、
スラブを製造し、これを950℃に加熱後10mm厚さ
に熱間圧延を行つた。 この熱間圧延板を供試材としてバツチ炉を用い
て条件を変えて溶体化処理を行い、その後時効処
理を実施した板の機械的性質を求めた。 表２に溶体化処理条件および時効処理後の機械
的性質およびα相の析出面積率を示す。 引張り試験は、板厚中心部より板厚７mm、平行
部12.5mm、G.L50mmの板状試片をＴ方向に採取し
て調査した。またα相の析出面積率は、各々10視
野（95×73mm）について格子点法によつて測定を
行つた。 また、第１図ａ，ｂ及びｃは、熱間圧延材の
788℃×20分の溶体化処理に際しての昇温速度を
150℃／分、60℃／分及び10℃／分とそれぞれ変
化させて溶体化処理を実施した後510℃×８時間
の時効処理を行つた後の金属組織を示す。写真
は、60℃／分以下の昇温速度で溶体化処理を行つ
たもの｛ｂ，ｃ｝は、150℃／分の昇温速度のも
のａに較べてα相の析出面積が大きく、金属組織
はより均一化していることを示す。 表２及び第１図から明らかなように、本発明の
条件による溶体化処理を行つたものは、その後10
時間以下の時効処理によつて、比較材に比べ、α
相の析出がより均一になり高い強度が得られる。
を1050℃に加熱した後、100mm厚さに鍜造して、
スラブを製造し、これを950℃に加熱後10mm厚さ
に熱間圧延を行つた。 この熱間圧延板を供試材としてバツチ炉を用い
て条件を変えて溶体化処理を行い、その後時効処
理を実施した板の機械的性質を求めた。 表２に溶体化処理条件および時効処理後の機械
的性質およびα相の析出面積率を示す。 引張り試験は、板厚中心部より板厚７mm、平行
部12.5mm、G.L50mmの板状試片をＴ方向に採取し
て調査した。またα相の析出面積率は、各々10視
野（95×73mm）について格子点法によつて測定を
行つた。 また、第１図ａ，ｂ及びｃは、熱間圧延材の
788℃×20分の溶体化処理に際しての昇温速度を
150℃／分、60℃／分及び10℃／分とそれぞれ変
化させて溶体化処理を実施した後510℃×８時間
の時効処理を行つた後の金属組織を示す。写真
は、60℃／分以下の昇温速度で溶体化処理を行つ
たもの｛ｂ，ｃ｝は、150℃／分の昇温速度のも
のａに較べてα相の析出面積が大きく、金属組織
はより均一化していることを示す。 表２及び第１図から明らかなように、本発明の
条件による溶体化処理を行つたものは、その後10
時間以下の時効処理によつて、比較材に比べ、α
相の析出がより均一になり高い強度が得られる。
第１ａ，１ｂ及び１ｃ図は、溶体化温度（788
℃）への昇温速度をそれぞれ150℃／分、60℃／
分及び10℃／分とした場合の時効処理（510℃×
８時間）後の金属組織を示す100倍の顕微鏡写真
であり、そして第２図は従来法における時効処理
時間―引張強さの関係を示すグラフである（時効
温度：550℃、510℃及び480℃）。
℃）への昇温速度をそれぞれ150℃／分、60℃／
分及び10℃／分とした場合の時効処理（510℃×
８時間）後の金属組織を示す100倍の顕微鏡写真
であり、そして第２図は従来法における時効処理
時間―引張強さの関係を示すグラフである（時効
温度：550℃、510℃及び480℃）。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ V14〜16wt％、Cr2.5〜3.5wt％、Sn2.5〜
3.5wt％、Al2.5〜3.5wt％、残部Ti及び不可避的
不純物から成るチタン合金材の製造方法におい
て、昇温速度60℃／分以下で750〜850℃の温度に
加熱した後、同温度で５〜60分間保持し、その後
急冷することにより溶体化処理を行うことを特徴
とするチタン合金材の製造方法。 ２ チタン合金材の酸素含有量が0.3wt％以下で
ある特許請求の範囲第１項記載のチタン合金材の
製造方法。 ３ 溶体化処理後、400〜600℃の温度で時効処理
が行われる特許請求の範囲第１項又は第２項記載
のチタン合金材の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60-233574 | 1985-10-21 | ||
| JP23357485 | 1985-10-21 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62174357A JPS62174357A (ja) | 1987-07-31 |
| JPS647150B2 true JPS647150B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=16957201
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2577686A Granted JPS62174357A (ja) | 1985-10-21 | 1986-02-10 | チタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62174357A (ja) |
-
1986
- 1986-02-10 JP JP2577686A patent/JPS62174357A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62174357A (ja) | 1987-07-31 |
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