JPS647151B2 - - Google Patents
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- JPS647151B2 JPS647151B2 JP2577786A JP2577786A JPS647151B2 JP S647151 B2 JPS647151 B2 JP S647151B2 JP 2577786 A JP2577786 A JP 2577786A JP 2577786 A JP2577786 A JP 2577786A JP S647151 B2 JPS647151 B2 JP S647151B2
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- JP
- Japan
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- solution treatment
- treatment
- phase
- cold
- cold working
- 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.)
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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、特には強度と延性に優れた当該チタン合金
材の冷間加工品を製造するべく冷間加工前の溶体
化処理（軟化焼鈍、中間焼鈍）を従来より高い温
度で行うことを特徴とするものである。本方法に
より従来の製造法によるよりも優れた機械的性質
を示す冷間加工品の製造が可能となり、Ti−15V
−3Cr−3Sn−3Al合金材の有用性が一段と向上す
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：14〜16wt％ Cr：2.5〜3.5wt％ Sn：2.5〜3.5wt％ AL：2.5〜3.5wt％ 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、通常、加工
工程の後に溶体化時効処理を行い最終製品となる
が、その溶体化処理は750〜830℃の溶体化温度に
加工品を３分から60分保持した後空冷以上の冷却
速度による急冷を施すことにより実施されてい
る。これは、β変態点を越えての加熱とその後の
急冷によりα相のない組織が得られるため、爾後
の時効処理において均一な分布のα相の析出を促
進できるためである。 従来、本合金の上記加工工程において冷間加工
が実施される場合には、上記の溶体化処理に準じ
て冷間加工前溶体化処理（軟化焼鈍、中間焼鈍）
が行われていた。これにより、素材は冷間加工を
するに十分な軟化状態に至り、良好に冷間加工を
実施することができる。 従つて、従来方法では、本合金の冷間加工品
は、 素 材 ↓ 750〜830℃×３〜60分 溶体化処理 ↓ 冷間 加工 750〜830℃×３〜60分 溶体化処理 ↓ ↓ 時効 処理 ↓ 冷間加工品 という流れを経由して製造されていた。本合金に
おいては、時効処理後の材料強度を上げるために
は微細なα相を均一に析出させることが効果的で
ある。しかし、従来方法により製造された材料を
検査してみるとそれを十分に達成しているとは言
い難い。即ち、粗大な析出物の生成や組織の不均
一化が見出される。 従つて、時効後の材料組織中のα相の一層の微
粒化と均一化を画ることが出来るなら、本合金の
強度及び延性を含めて機械的性質の一段の向上が
期待される。 発明の概要 上記の状況に鑑みて、本発明は、Ti−15V−
3Cr−3Sn−3Al合金の冷間加工品の溶体化時効処
理後の機械的性質を従来より向上させることを目
的とする。 本発明者等は、前記した工程を総合的に考察し
ながら、時効処理後の微細なα相の均一な析出を
妨げる原因の究明に務めた。その結果、α相はβ
変態点以下で安定に存在するが、場合によつては
周囲を不純物で固着されており、変態点以上の温
度でも変態が完了せず残留することがある。この
α相は非常に微量なため、変形抵抗には影響しな
いが、安定であるため冷間加工後の溶体化処理の
後にも残留し、次の時効処理の際に粗大な析出物
を生成する原因となつていることが判明した。ま
た、残留α相は、微量とはいえ、その周辺での加
工度自体の不均一化をもたらし、そのため溶体化
に際して均一な組織を得ることを妨げ、結局は時
効後の組織の均一化を妨げる原因となつているこ
とも判明した。冷間加工後の溶体化時効処理後の
組織は実は冷間加工前の溶体化処理時の組織の影
響を受けているのである。 こうした観点の下で、本発明者は、冷間加工前
の溶体化処理の役割をただ単に軟化させるという
従来の考え方から一歩進め、冷間加工後溶体化時
効処理を行つた際の機械的性質の調整の機能をも
果すものとしてとらえるべく概念の拡大を画つ
た。即ち、従来の製造方法では、この冷間加工前
溶体化処理は変形抵抗を十分に下げ冷間加工を可
能にすることのみを目的としているが、本発明で
はそれに加えて残留α相の完全な分解と均一な組
織を得ることもこの溶体化処理により行おうとす
るものである。 鋭意研究の結果、冷間加工前溶体化処理を、従
来行われていたβ変態点以上830℃以下での温度
域より高い830℃を超え1150℃以下の温度域に３
分〜５時間保持することによつて実施することに
より上記目的が実現しうるとの知見を得た。 斯くして、本発明は、V14〜16wt％、Cr2.5〜
3.5wt％、Sn2.5〜3.5wt％、Al2.5〜3.5wt％、そ
して残部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、冷間加工前に830℃
を超え1150℃以下の温度に加熱後、同温度に３分
間〜５時間保持した後冷却して溶体化処理を行
い、続いて冷間加工し、更に再溶体化処理した後
時効処理することを特徴とする、強度及び延性に
優れたチタン合金材の製造方法を提供する。溶体
化処理の冷却速度は1.8℃／分以上とすることが
好ましい。 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
組成範囲をとる。また、酸素は0.3wt％以下とす
ることが好ましい。 この酸素を0.3wt％以下含有するとチタン合金
材の強度が増加する。 ただし0.3wt％を超えると延性の低下を招き好
ましくないので、上限を0.3wt％とした。 チタン合金製品は、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熱間圧延工程を経由し、最終
寸法に仕上げる冷間圧延を最後に行うことが多
く、その際溶体化処理が冷間圧延前に施される。
圧延工程後の材料は、最終的に、製品の用途に応
じて、溶体化処理（即ち再溶体化処理）及び時効
処理等の熱処理工程や加工工程を経て最終製品と
なる。本発明が関与するのは、圧延工程の最終段
階を構成する溶体化処理−冷間圧延と最終熱処理
工程としての再溶体化処理及び時効処理であり、
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
の改善案が提唱されており（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。 本発明では、従来より高い830℃を超え1150℃
以下の温度域から選択される溶体化温度において
３分〜５時間保持することによつて冷間加工前の
溶体化が実施される。残留α相の完全な分解と均
一な組成を得るには少くとも830℃を超える温度
が必要である。本合金では、結晶粒の粗大化は材
料の脆化を引起し、加工割れを誘発するため、温
度の上限は1150℃と設定される。選択された温度
に応じて３分〜５時間の保持時間が選択される。
保持時間もα相の消滅を画りしかも結晶粒粗大化
を防止するものとしてその範囲を決定した。 溶体化の後の冷却は空冷以上であればよいが、
好ましくは1.8℃／分以上とされる。1.8℃／分よ
り遅い冷却速度では冷却中にα相の析出が開始さ
れやすく、上述の処理の効果が失われる恐れがあ
る。 こうして、溶体化処理された材料はα相が完全
に消失した状態となつており、通常の実施態様に
従つて冷間圧延される。 冷間圧延後実施される再溶体化及び時効処理は
従来条件の下で実施される。再溶体化は750〜830
℃の溶体化温度で３〜60分保持し、空冷以上の冷
却速度による冷却を施すことによつて実施され
る。時効処理は、400〜600℃の温度において８〜
14時間行われる。400℃未満ではα相の析出が非
常に遅くなり、他方600℃を越えると析出するα
相は粗くなり、機械的性質の低下を招く。本発明
に従えば、従来見られた再溶体化後のα相の残留
が完全に排除されるため、また組織の均一性が向
上しているため、時効処理に際して微粒のα相が
均一に析出する。そのため、強度及び延性を含め
て、非常に良好な機械的性質が発現する。 本発明においては、加工は圧延に限らず、冷間
プレス、鍜造等のすべての塑性加工を対象とし、
そのいずれにおいても優れた冷間加工品を提供す
るものである。 発明の効果 Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金冷間加工品の機
械的性質の改善を実現し、当該加工品の有用性を
拡大した。 実施例１及び比較例１ 表１に示す化学成分をもつ熱間圧延板を供試材
Ａとして用いて４種の処理を行つた。供試材Ａは
熱間圧延のままの状態のものであり表２に示す機
械的性質を有した。
3Cr−3Sn−3Al合金材の製造方法に関するもので
あり、特には強度と延性に優れた当該チタン合金
材の冷間加工品を製造するべく冷間加工前の溶体
化処理（軟化焼鈍、中間焼鈍）を従来より高い温
度で行うことを特徴とするものである。本方法に
より従来の製造法によるよりも優れた機械的性質
を示す冷間加工品の製造が可能となり、Ti−15V
−3Cr−3Sn−3Al合金材の有用性が一段と向上す
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：14〜16wt％ Cr：2.5〜3.5wt％ Sn：2.5〜3.5wt％ AL：2.5〜3.5wt％ 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、通常、加工
工程の後に溶体化時効処理を行い最終製品となる
が、その溶体化処理は750〜830℃の溶体化温度に
加工品を３分から60分保持した後空冷以上の冷却
速度による急冷を施すことにより実施されてい
る。これは、β変態点を越えての加熱とその後の
急冷によりα相のない組織が得られるため、爾後
の時効処理において均一な分布のα相の析出を促
進できるためである。 従来、本合金の上記加工工程において冷間加工
が実施される場合には、上記の溶体化処理に準じ
て冷間加工前溶体化処理（軟化焼鈍、中間焼鈍）
が行われていた。これにより、素材は冷間加工を
するに十分な軟化状態に至り、良好に冷間加工を
実施することができる。 従つて、従来方法では、本合金の冷間加工品
は、 素 材 ↓ 750〜830℃×３〜60分 溶体化処理 ↓ 冷間 加工 750〜830℃×３〜60分 溶体化処理 ↓ ↓ 時効 処理 ↓ 冷間加工品 という流れを経由して製造されていた。本合金に
おいては、時効処理後の材料強度を上げるために
は微細なα相を均一に析出させることが効果的で
ある。しかし、従来方法により製造された材料を
検査してみるとそれを十分に達成しているとは言
い難い。即ち、粗大な析出物の生成や組織の不均
一化が見出される。 従つて、時効後の材料組織中のα相の一層の微
粒化と均一化を画ることが出来るなら、本合金の
強度及び延性を含めて機械的性質の一段の向上が
期待される。 発明の概要 上記の状況に鑑みて、本発明は、Ti−15V−
3Cr−3Sn−3Al合金の冷間加工品の溶体化時効処
理後の機械的性質を従来より向上させることを目
的とする。 本発明者等は、前記した工程を総合的に考察し
ながら、時効処理後の微細なα相の均一な析出を
妨げる原因の究明に務めた。その結果、α相はβ
変態点以下で安定に存在するが、場合によつては
周囲を不純物で固着されており、変態点以上の温
度でも変態が完了せず残留することがある。この
α相は非常に微量なため、変形抵抗には影響しな
いが、安定であるため冷間加工後の溶体化処理の
後にも残留し、次の時効処理の際に粗大な析出物
を生成する原因となつていることが判明した。ま
た、残留α相は、微量とはいえ、その周辺での加
工度自体の不均一化をもたらし、そのため溶体化
に際して均一な組織を得ることを妨げ、結局は時
効後の組織の均一化を妨げる原因となつているこ
とも判明した。冷間加工後の溶体化時効処理後の
組織は実は冷間加工前の溶体化処理時の組織の影
響を受けているのである。 こうした観点の下で、本発明者は、冷間加工前
の溶体化処理の役割をただ単に軟化させるという
従来の考え方から一歩進め、冷間加工後溶体化時
効処理を行つた際の機械的性質の調整の機能をも
果すものとしてとらえるべく概念の拡大を画つ
た。即ち、従来の製造方法では、この冷間加工前
溶体化処理は変形抵抗を十分に下げ冷間加工を可
能にすることのみを目的としているが、本発明で
はそれに加えて残留α相の完全な分解と均一な組
織を得ることもこの溶体化処理により行おうとす
るものである。 鋭意研究の結果、冷間加工前溶体化処理を、従
来行われていたβ変態点以上830℃以下での温度
域より高い830℃を超え1150℃以下の温度域に３
分〜５時間保持することによつて実施することに
より上記目的が実現しうるとの知見を得た。 斯くして、本発明は、V14〜16wt％、Cr2.5〜
3.5wt％、Sn2.5〜3.5wt％、Al2.5〜3.5wt％、そ
して残部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、冷間加工前に830℃
を超え1150℃以下の温度に加熱後、同温度に３分
間〜５時間保持した後冷却して溶体化処理を行
い、続いて冷間加工し、更に再溶体化処理した後
時効処理することを特徴とする、強度及び延性に
優れたチタン合金材の製造方法を提供する。溶体
化処理の冷却速度は1.8℃／分以上とすることが
好ましい。 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
組成範囲をとる。また、酸素は0.3wt％以下とす
ることが好ましい。 この酸素を0.3wt％以下含有するとチタン合金
材の強度が増加する。 ただし0.3wt％を超えると延性の低下を招き好
ましくないので、上限を0.3wt％とした。 チタン合金製品は、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熱間圧延工程を経由し、最終
寸法に仕上げる冷間圧延を最後に行うことが多
く、その際溶体化処理が冷間圧延前に施される。
圧延工程後の材料は、最終的に、製品の用途に応
じて、溶体化処理（即ち再溶体化処理）及び時効
処理等の熱処理工程や加工工程を経て最終製品と
なる。本発明が関与するのは、圧延工程の最終段
階を構成する溶体化処理−冷間圧延と最終熱処理
工程としての再溶体化処理及び時効処理であり、
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
の改善案が提唱されており（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。 本発明では、従来より高い830℃を超え1150℃
以下の温度域から選択される溶体化温度において
３分〜５時間保持することによつて冷間加工前の
溶体化が実施される。残留α相の完全な分解と均
一な組成を得るには少くとも830℃を超える温度
が必要である。本合金では、結晶粒の粗大化は材
料の脆化を引起し、加工割れを誘発するため、温
度の上限は1150℃と設定される。選択された温度
に応じて３分〜５時間の保持時間が選択される。
保持時間もα相の消滅を画りしかも結晶粒粗大化
を防止するものとしてその範囲を決定した。 溶体化の後の冷却は空冷以上であればよいが、
好ましくは1.8℃／分以上とされる。1.8℃／分よ
り遅い冷却速度では冷却中にα相の析出が開始さ
れやすく、上述の処理の効果が失われる恐れがあ
る。 こうして、溶体化処理された材料はα相が完全
に消失した状態となつており、通常の実施態様に
従つて冷間圧延される。 冷間圧延後実施される再溶体化及び時効処理は
従来条件の下で実施される。再溶体化は750〜830
℃の溶体化温度で３〜60分保持し、空冷以上の冷
却速度による冷却を施すことによつて実施され
る。時効処理は、400〜600℃の温度において８〜
14時間行われる。400℃未満ではα相の析出が非
常に遅くなり、他方600℃を越えると析出するα
相は粗くなり、機械的性質の低下を招く。本発明
に従えば、従来見られた再溶体化後のα相の残留
が完全に排除されるため、また組織の均一性が向
上しているため、時効処理に際して微粒のα相が
均一に析出する。そのため、強度及び延性を含め
て、非常に良好な機械的性質が発現する。 本発明においては、加工は圧延に限らず、冷間
プレス、鍜造等のすべての塑性加工を対象とし、
そのいずれにおいても優れた冷間加工品を提供す
るものである。 発明の効果 Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金冷間加工品の機
械的性質の改善を実現し、当該加工品の有用性を
拡大した。 実施例１及び比較例１ 表１に示す化学成分をもつ熱間圧延板を供試材
Ａとして用いて４種の処理を行つた。供試材Ａは
熱間圧延のままの状態のものであり表２に示す機
械的性質を有した。
【表】
【表】
供試材Ａに次の４種の処理を施した：
【表】
↓ ↓ ↓
↓ ↓
冷間圧延 冷間圧延 冷間圧延
冷間圧延 冷間圧延
10％ 10％ 10％
10％ 10％
↓ ↓
冷間圧延 冷間圧延 冷間圧延
冷間圧延 冷間圧延
10％ 10％ 10％
10％ 10％
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｖ 14〜16wt％、Cr 2.5〜3.5wt％、Sn 2.5
〜3.5wt％、Al 2.5〜3.5wt％そして残部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、冷間加工前に830℃を超え、1150℃以下
の温度に加熱後、同温度に３分間〜５時間保持し
た後冷却して溶体化処理を行い、続いて冷間加工
し、更に再溶体化処理した後時効処理することを
特徴とする、強度及び延性に優れたチタン合金材
の製造方法。 ２ 冷間加工前の溶体化処理の冷却速度が1.8
℃／分以上である特許請求の範囲第１項記載の方
法。 ３ チタン合金材中の酸素含有量が0.3wt％以下
である特許請求の範囲第１又は第２項記載の方
法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23357585 | 1985-10-21 | ||
| JP60-233575 | 1985-10-21 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62174358A JPS62174358A (ja) | 1987-07-31 |
| JPS647151B2 true JPS647151B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=16957217
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2577786A Granted JPS62174358A (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) | JPS62174358A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008010458A (ja) * | 2006-06-27 | 2008-01-17 | Puratekku:Kk | Ｌｅｄ点灯回路及び車両用室内灯 |
-
1986
- 1986-02-10 JP JP2577786A patent/JPS62174358A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62174358A (ja) | 1987-07-31 |
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