JPS647152B2 - - Google Patents
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- JPS647152B2 JPS647152B2 JP2577886A JP2577886A JPS647152B2 JP S647152 B2 JPS647152 B2 JP S647152B2 JP 2577886 A JP2577886 A JP 2577886A JP 2577886 A JP2577886 A JP 2577886A JP S647152 B2 JPS647152 B2 JP S647152B2
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- JP
- Japan
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- solution treatment
- cold
- cold working
- temperature
- solution
- 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、特には微細な結晶粒を有しそして加工性に
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、従来よりも加工性
に優れ、更には優れた機械的性質を具備する冷間
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、従来、冷間
加工前の溶体化処理に際しては、変形抵抗を下げ
そしてα相を消失することを兼ねて、750〜830℃
の溶体化温度に３〜60分間保持した後、空冷以上
の冷却速度での冷却を施す処理を行つていた。こ
の処理により、材料は変形抵抗を上げるようなα
相は一切消失し、冷間加工を加えるのに十分な軟
化状態に至る。 この後、冷間加工が実施されそして再溶体化処
理が行われて冷間加工品が製造される。冷間加工
品はその後、加工、熱処理等が施されて最終製品
となる。 しかしながら、従来の冷間加工品は必ずしも十
分な加工性を有するとは言い難かつた。それは結
晶粒が十分に微細でないためである。 従つて、微細結晶組織を有する冷間加工品の製
造方法が確立しうるなら、その後最終製品に仕上
げる加工が一層容易に行われ、最終製品の品質も
向上する。 発明の概要 上記の状況に鑑みて、本発明は、従来より微細
な結晶組織を有するTi−15V−3Cr−3Sn−3Al合
金の冷間加工品を提供することを目的とする。 本発明者等は、本合金の処理工程と結晶粒組織
との関係について研究を進めた。再結晶粒の粒径
を細かくするためには、再結晶粒の核発生の場所
を多くすることが必要となる。本合金では、冷間
加工品の再結晶焼鈍とα相の消失とを兼ねて溶体
化処理を行うため、おのずから溶体化温度は限定
される。そのような、或る特定の温度で行われる
熱処理で再結晶粒を微細にするためには冷間加工
により蓄えられる歪みエネルギーを大きくするこ
とが必要となる。 一般に、結晶粒界は転位運動の障害となるた
め、加工中は、粒界近傍で転位のpile−upが生ず
る。このpile−up転位の数は、転位のmean free
pathの長さに比例する。Ti−15V−3Cr−3Sn−
3Al合金は、準安定のβ型合金で、溶体化状態で
冷間加工をするため、材料は冷間加工されるとき
α相を含まず転位のmean free pathは結晶粒１
個の大きさになる。このため、結晶粒が粗大にな
ると、pile−up転位の数は多くなる。この転位が
何らかの形でその場所に固着されれば蓄えられる
ひずみエネルギーは大きくなり、再結晶後の結晶
粒径も微細となる。Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合
金はまさにこの例で、高温で溶体化した粗大粒を
含むもの程、冷間圧延・溶体化処理後の結晶粒径
は微細になる。 以上の理由から、冷間加工前の溶体化の温度を
従前より高くすることにより微細結晶粒を得るこ
とが出来るはずであると考えるに至つた。実験を
重ねた結果、冷間加工前に830℃を超え1150℃以
下の溶体化温度に加熱後急冷することによつて溶
体化を行うことがよいことが判明した。 斯様に、本発明は、冷間加工前の溶体化処理
を、ただ単に材料を軟化させるという従来の考え
方から一歩進め、冷間加工後の再溶体化した際の
結晶粒径を調整する機能をも持つものとしてとら
えることにより、従来概念を拡大したものであ
る。 斯くして、本発明は、V14〜16wt％、Cr2.5〜
3.5wt％、Sn2.5〜3.5wt％、Al2.5〜3.5wt％そし
て残部チタン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急冷して溶体化
処理を行い、次いで冷間加工し、更に再溶体化処
理して微細結晶組織とすることを特徴とする、加
工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
ることが好ましく、また溶体化温度での保持時間
は３分間〜５時間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、溶体化処理を経た後、製品
の用途に応じて加工、熱処理等を施されて最終製
品となる。本発明が関与するのは、溶体化処理−
冷間圧延−再溶体化処理の工程であり、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。 前述した通り、従来の製造方法では、冷間加工
前の溶体化処理は、変形抵抗を十分に下げ冷間加
工を可能とすることのみを目的としていたが、本
発明では結晶粒を粗大化させ、転位のmean free
pathを長くすることにより、その冷間加工時の
粒界近傍の蓄積ひずみ量を高くし、冷間加工によ
り蓄えられた歪みエネルギーを増加することによ
り再結晶時の結晶粒を微細にするという役割を冷
間加工前溶体化処理に持たせんとするものであ
る。 そこで、冷間加工前の溶体化処理を従来行われ
ていたβ変態点以上830℃以下の溶体化温度より
高い、830℃を超え1150℃以下の温度域において
行い、その温度から急冷する。 十分に粗大な結晶粒を生成するには830℃を超
えた温度への加熱が必要であるが、反面あまりに
粗大な結晶粒（粒径450μｍ以上）をもつものは
脆化現象を引起し、冷間加工を困難とするので、
温度の上限は1150℃と設定した。 冷却はα相の析出を防止するため空冷以上の速
度での急冷により行う。1.8℃／分以上の冷却速
度がα相の析出防止を保証するために好ましい。 溶体化温度での保持時間は、３分間〜５時間と
することが好ましい。３分以下ではα相が完全に
消失せず、溶体化できない。他方、５時間以上で
はコストがかかりすぎ、結晶のあまりの粗大化を
生じやすく、また無用である。 こうして、溶体化処理された材料は、結晶粒が
十分に粗大化しまたα相が完全に消失した状態と
なつている。 その後、材料は冷間加工されそして再溶体化さ
れる。再溶体化は、750〜830℃の温度に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。 斯うして生成される冷間加工品は微細な結晶粒
組織を有し、従つて冷間加工性に優れる。 この後、冷間加工品は、曲げその他の加工によ
り各種の製品に成形加工される。また、このよう
にして成形加工された材料を400〜600℃の温度で
時効処理するか、又は750〜830℃で溶体化処理し
た後400〜600℃で時効処理を行うことによつて更
に優れた強度等の機械的性質を持つ材料が得られ
る。 発明の効果 Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金冷間加工品の結
晶粒の微細化技術を確立し、その後の仕上げ加工
を容易ならしめ、優れた品質の最終チタン製品の
製造を可能とする。 実施例及び比較例 表１に示す化学成分をもつ熱間圧延板を用いて
冷間圧延を行つた。素材として用いた熱間圧延板
の機械的性質を表２に示す（熱間圧延したままの
状態）。
3Cr−3Sn−3Al合金材の製造方法に関するもので
あり、特には微細な結晶粒を有しそして加工性に
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、従来よりも加工性
に優れ、更には優れた機械的性質を具備する冷間
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、従来、冷間
加工前の溶体化処理に際しては、変形抵抗を下げ
そしてα相を消失することを兼ねて、750〜830℃
の溶体化温度に３〜60分間保持した後、空冷以上
の冷却速度での冷却を施す処理を行つていた。こ
の処理により、材料は変形抵抗を上げるようなα
相は一切消失し、冷間加工を加えるのに十分な軟
化状態に至る。 この後、冷間加工が実施されそして再溶体化処
理が行われて冷間加工品が製造される。冷間加工
品はその後、加工、熱処理等が施されて最終製品
となる。 しかしながら、従来の冷間加工品は必ずしも十
分な加工性を有するとは言い難かつた。それは結
晶粒が十分に微細でないためである。 従つて、微細結晶組織を有する冷間加工品の製
造方法が確立しうるなら、その後最終製品に仕上
げる加工が一層容易に行われ、最終製品の品質も
向上する。 発明の概要 上記の状況に鑑みて、本発明は、従来より微細
な結晶組織を有するTi−15V−3Cr−3Sn−3Al合
金の冷間加工品を提供することを目的とする。 本発明者等は、本合金の処理工程と結晶粒組織
との関係について研究を進めた。再結晶粒の粒径
を細かくするためには、再結晶粒の核発生の場所
を多くすることが必要となる。本合金では、冷間
加工品の再結晶焼鈍とα相の消失とを兼ねて溶体
化処理を行うため、おのずから溶体化温度は限定
される。そのような、或る特定の温度で行われる
熱処理で再結晶粒を微細にするためには冷間加工
により蓄えられる歪みエネルギーを大きくするこ
とが必要となる。 一般に、結晶粒界は転位運動の障害となるた
め、加工中は、粒界近傍で転位のpile−upが生ず
る。このpile−up転位の数は、転位のmean free
pathの長さに比例する。Ti−15V−3Cr−3Sn−
3Al合金は、準安定のβ型合金で、溶体化状態で
冷間加工をするため、材料は冷間加工されるとき
α相を含まず転位のmean free pathは結晶粒１
個の大きさになる。このため、結晶粒が粗大にな
ると、pile−up転位の数は多くなる。この転位が
何らかの形でその場所に固着されれば蓄えられる
ひずみエネルギーは大きくなり、再結晶後の結晶
粒径も微細となる。Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合
金はまさにこの例で、高温で溶体化した粗大粒を
含むもの程、冷間圧延・溶体化処理後の結晶粒径
は微細になる。 以上の理由から、冷間加工前の溶体化の温度を
従前より高くすることにより微細結晶粒を得るこ
とが出来るはずであると考えるに至つた。実験を
重ねた結果、冷間加工前に830℃を超え1150℃以
下の溶体化温度に加熱後急冷することによつて溶
体化を行うことがよいことが判明した。 斯様に、本発明は、冷間加工前の溶体化処理
を、ただ単に材料を軟化させるという従来の考え
方から一歩進め、冷間加工後の再溶体化した際の
結晶粒径を調整する機能をも持つものとしてとら
えることにより、従来概念を拡大したものであ
る。 斯くして、本発明は、V14〜16wt％、Cr2.5〜
3.5wt％、Sn2.5〜3.5wt％、Al2.5〜3.5wt％そし
て残部チタン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急冷して溶体化
処理を行い、次いで冷間加工し、更に再溶体化処
理して微細結晶組織とすることを特徴とする、加
工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
ることが好ましく、また溶体化温度での保持時間
は３分間〜５時間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、溶体化処理を経た後、製品
の用途に応じて加工、熱処理等を施されて最終製
品となる。本発明が関与するのは、溶体化処理−
冷間圧延−再溶体化処理の工程であり、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。 前述した通り、従来の製造方法では、冷間加工
前の溶体化処理は、変形抵抗を十分に下げ冷間加
工を可能とすることのみを目的としていたが、本
発明では結晶粒を粗大化させ、転位のmean free
pathを長くすることにより、その冷間加工時の
粒界近傍の蓄積ひずみ量を高くし、冷間加工によ
り蓄えられた歪みエネルギーを増加することによ
り再結晶時の結晶粒を微細にするという役割を冷
間加工前溶体化処理に持たせんとするものであ
る。 そこで、冷間加工前の溶体化処理を従来行われ
ていたβ変態点以上830℃以下の溶体化温度より
高い、830℃を超え1150℃以下の温度域において
行い、その温度から急冷する。 十分に粗大な結晶粒を生成するには830℃を超
えた温度への加熱が必要であるが、反面あまりに
粗大な結晶粒（粒径450μｍ以上）をもつものは
脆化現象を引起し、冷間加工を困難とするので、
温度の上限は1150℃と設定した。 冷却はα相の析出を防止するため空冷以上の速
度での急冷により行う。1.8℃／分以上の冷却速
度がα相の析出防止を保証するために好ましい。 溶体化温度での保持時間は、３分間〜５時間と
することが好ましい。３分以下ではα相が完全に
消失せず、溶体化できない。他方、５時間以上で
はコストがかかりすぎ、結晶のあまりの粗大化を
生じやすく、また無用である。 こうして、溶体化処理された材料は、結晶粒が
十分に粗大化しまたα相が完全に消失した状態と
なつている。 その後、材料は冷間加工されそして再溶体化さ
れる。再溶体化は、750〜830℃の温度に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。 斯うして生成される冷間加工品は微細な結晶粒
組織を有し、従つて冷間加工性に優れる。 この後、冷間加工品は、曲げその他の加工によ
り各種の製品に成形加工される。また、このよう
にして成形加工された材料を400〜600℃の温度で
時効処理するか、又は750〜830℃で溶体化処理し
た後400〜600℃で時効処理を行うことによつて更
に優れた強度等の機械的性質を持つ材料が得られ
る。 発明の効果 Ti−15V−3Cr−3Sn−3Al合金冷間加工品の結
晶粒の微細化技術を確立し、その後の仕上げ加工
を容易ならしめ、優れた品質の最終チタン製品の
製造を可能とする。 実施例及び比較例 表１に示す化学成分をもつ熱間圧延板を用いて
冷間圧延を行つた。素材として用いた熱間圧延板
の機械的性質を表２に示す（熱間圧延したままの
状態）。
【表】
【表】
上記熱間圧延後の素材に、(1)800℃、(2)950℃、
(3)1000℃、(4)1100℃及び(5)1200℃の温度で30分の
溶体化を施し、ただちに空冷した。これら材料の
結晶粒径と機械的性質を表３に示す。
(3)1000℃、(4)1100℃及び(5)1200℃の温度で30分の
溶体化を施し、ただちに空冷した。これら材料の
結晶粒径と機械的性質を表３に示す。
【表】
これら材料に冷間圧延を施し、板厚を11mmから
2.5mmまで落とした後、800℃×30分−空冷の溶体
化処理を施した。 但し、1200℃で溶体化したもの(5)は、溶体化温
度が高すぎるため脆化し、途中で圧延割れを起し
たため、割れた部分を削除し、その後最終まで圧
延を行つた。 表４に、冷間圧延−溶体化処理後の結晶粒径を
示す。また第１図１，２，３，４及び５にその組
織写真を示す。明らかに、冷間加工前の溶体化温
度が高い程結晶粒は微細になつており、本発明の
有効性を証明している。尚、結晶粒径はTZ面
（圧延方向に平行な板厚断面）において線分法に
より測定した。
2.5mmまで落とした後、800℃×30分−空冷の溶体
化処理を施した。 但し、1200℃で溶体化したもの(5)は、溶体化温
度が高すぎるため脆化し、途中で圧延割れを起し
たため、割れた部分を削除し、その後最終まで圧
延を行つた。 表４に、冷間圧延−溶体化処理後の結晶粒径を
示す。また第１図１，２，３，４及び５にその組
織写真を示す。明らかに、冷間加工前の溶体化温
度が高い程結晶粒は微細になつており、本発明の
有効性を証明している。尚、結晶粒径はTZ面
（圧延方向に平行な板厚断面）において線分法に
より測定した。
第１図１，２，３，４及び５は、冷間圧延前の
溶体化温度がそれぞれ800℃、950℃、1000℃、
1100℃及び1200℃の場合の冷間圧延後溶体化処理
を行つた後の結晶粒金属組織を示す顕微鏡写真で
ある（X100）。
溶体化温度がそれぞれ800℃、950℃、1000℃、
1100℃及び1200℃の場合の冷間圧延後溶体化処理
を行つた後の結晶粒金属組織を示す顕微鏡写真で
ある（X100）。
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
温度に加熱後急冷して溶体化処理を行い、次いで
冷間加工し、更に再溶体化処理して微細結晶組織
とすることを特徴とする、加工性に優れたチタン
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。 ３ 830℃を超え1150℃以下の温度に３分間〜５
時間保持される特許請求の範囲第１項又は２項記
載の方法。 ４ 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１〜３項のうちのいずれか
の項記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60-233576 | 1985-10-21 | ||
| JP23357685 | 1985-10-21 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62174359A JPS62174359A (ja) | 1987-07-31 |
| JPS647152B2 true JPS647152B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=16957232
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2577886A Granted JPS62174359A (ja) | 1985-10-21 | 1986-02-10 | 加工性に優れたチタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62174359A (ja) |
-
1986
- 1986-02-10 JP JP2577886A patent/JPS62174359A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62174359A (ja) | 1987-07-31 |
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