JPH0122348B2 - - Google Patents
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- JPH0122348B2 JPH0122348B2 JP12184481A JP12184481A JPH0122348B2 JP H0122348 B2 JPH0122348 B2 JP H0122348B2 JP 12184481 A JP12184481 A JP 12184481A JP 12184481 A JP12184481 A JP 12184481A JP H0122348 B2 JPH0122348 B2 JP H0122348B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- rolled
- titanium alloy
- temperature
- hot
- 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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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は、組織の良好なチタン合金圧延材の製
造方法、特に多段スタンドの連続圧延による組織
の良好なチタン合金圧延材の製造方法に関する。 チタン合金は比強度（重さに対する強さの比）
が大であることから、軽量で高強度を要求される
航空機・宇宙開発機材などの分野をはじめ、高信
頼性が要求される用途、あるいは高温、高荷重、
高腐食などの苛酷な条件下での耐久性が要求され
る用途に使用されている。しかし、これらの用途
に対しては、単に高強度・高腐食性であるだけで
は不充分で、特に線または棒の形態で供給される
場合には、ボルトあるいは構造部品としての最終
製品への製造段階で必ず成形加工工程を経るの
で、適度な延性が不可欠である。そして、この延
性の改善には、均一且つ微細な組織であることが
必須である。 ところで、チタン合金材は難加工材の１つで、
その製造方法に関する報告はほとんどない。例え
ば、鍛造材については特開昭51−77385号に開示
されているが、圧延材については本発明者らの知
る限り製造条件に関する報告例は見当らない。 ちなみに、上記の鍛造材の製造は、β鍛造後、
連続的にα＋β域で10％以上の加工を行ない、次
いでβ域に加熱後、20℃／分以上の冷却速度でα
＋β域またはα域まで冷却することにより行なわ
れ、それにより組織の微細化を図つている。 しかしながら、チタン合金の中丸ないし小棒を
鍛造により製造した場合、鍛造長手方向の組織の
バラツキ、断面内での部位による組織のバラツキ
など、鍛造方法固有の基本的な問題を伴なう。ま
た、生産効率の点でも、数回の繰返し加熱鍛造と
いうことで、圧延法とは比較にならない程効率が
劣る。 よつて、本発明者らは、チタン合金の連続圧延
について鋭意研究した結果、圧延時の加熱温度の
コントロールと圧延中における材料温度の上昇を
防止すること、更に好ましくは圧延前の被圧延材
の組織調整を的確にすることが重要であるとの知
見を得た。 前者の要求は、表面温度は連続圧延の性格上ロ
ール接触により見かけ低下しがちであるが、材料
の中心温度が上昇しやすく、この温度制御が重要
であることを意味し、後者の要求は分塊圧延段階
で組織をできるだけ等軸晶のα＋β組織に近づけ
ておくことを意味する。 以上のような知見に基いて、組織の良好なチタ
ン合金圧延材（例、棒材）の量産的圧延による製
造方法としての本発明を完成した。 ここに、本発明はα＋β型チタン合金鋳塊を分
塊圧延後、950〜850℃に加熱し、表面温度を930
〜700℃に制御しつつ連続的に圧延し、全圧下量
を70％以上とし、次いでことを特徴とする、組織
の良好なチタン合金圧延材の製造方法、およびα
＋β型チタン合金鋳塊を分塊圧延後、950〜850℃
に加熱し、表面温度を930〜700℃に制御しつつ連
続的に圧延し、全圧下量を70％以上とし、次い
で、得られた熱間圧延材に等軸晶形成処理を行な
うことを特徴とする、組織の良好なチタン合金圧
延材の製造方法である。 以下、本発明をさらに詳しく説明する。 本発明によれば、加熱圧延前に分塊圧延が行な
われ、次いで、かくして得られた分塊圧延材、一
般には太丸（角）材を950〜850℃というβ組織が
多量には出現せず、しかも結晶粒界の移動が容易
な温度範囲に加熱して、熱間圧延を行なう。その
際に、被圧延材の表面温度を900〜700℃に制御す
るのは、中心部の温度が950℃を大幅にこえない
ようにすることが必要であり、表面と中心の温度
差は寸法、圧延速度、水冷条件により異なるので
一概にはいえないが、一般に50〜100℃程度と推
定されるからである。下限の700℃は、表面温度
が低下しすぎると、割れキズが発生するためであ
る。 α＋β型チタン合金のように２相組織の材料で
は、熱間圧延による組織の微細化は非常に起りに
くい。そのため、組織の微細化を達成するために
は、(1)十分な加熱温度をとつて、結晶粒界移動が
ある程度容易となるようにすること；(2)結晶粒微
細化のための粒界移動が容易になるための充分な
加工度が与えられることなどが必要であり、これ
らの要件を満たすためには、熱間加工度が最も重
要な因子となる。更に、(1)、(2)による効果をより
確実にするためには、圧延前の被圧延材の組織を
ある程度微細にしておくのが好ましい。例えば、
チタン合金鋳塊を1000〜1150℃に加熱し950℃以
上でβ域分塊圧延を行なつた後800℃以下に冷却
し、次いで850〜950℃に再加熱しα＋β域分塊圧
延を行なう２段分塊圧延法をとることにより熱延
前の分塊圧延材の組織を微細にすることができ
る。 本発明で規定する少なくとも70％という圧下量
は経験的に得な数値であるが、これを下回ると、
加工による歪エネルギーの蓄積が不十分となつ
て、良好な組織が得られにくい。 このようにして分塊圧延後、熱間圧延して得ら
れた熱間圧延材はそのまま室温まで放冷（大気冷
却）する。この「放冷」の冷却速度はほゞ180〜
240℃／hr以上である。 本発明の別の好適態様によれば、得られた熱間
圧延材に等軸晶形成処理を行なう。 ここで、等軸晶形成処理とは、熱間圧延に続い
て直ちに徐冷、好ましくは炉冷により700℃まで
150℃／hr以下の速度で冷却し、その後室温まで
大気冷却し、あるいは熱間圧延後800〜950℃の温
度に所定時間、一般には30分以上好ましくは１時
間以上保持し、さらにあるいは熱間圧延後に700
℃以下までまず放冷し、次いで850〜950℃に保持
した炉内で再加熱して800〜950℃に所定時間、一
般には30分以上、好ましくは１時間以上保持し、
その後700℃以下まで放冷する処理のことであり、
かかる処理によつて等軸晶結晶の生成が促進され
る。 かくして得られる等軸晶は結晶粒形態が等方的
である結晶であり、理想的には結晶粒が任意の断
面で特定の方向に伸びていない結晶粒からなる。 本発明の好適態様にあつて、熱間圧延材を圧延
直後に徐冷するのは、α＋β域の熱間圧延により
蓄積された結晶歪を解放し、等軸晶化するのに有
効であるからである。そのためには、結晶粒界移
動の発生し易い700℃以上での保持時間を充分に
とる必要があり、そのために徐冷を行なうが、好
ましくは700℃までは150℃／hr以下での徐冷が必
要である。熱間圧延後、800〜950℃の温度に保持
する場合にも同様の効果が得られる。 また、700℃以下、例えば室温まで放冷して得
た熱間圧延材を再加熱することにより結晶粒を微
細化するためには、800〜950℃に加熱することが
有効である。950℃を越すと、β相が増加し、空
冷後に針状組織が増加するため好ましくない。一
方、800℃を下回ると、700℃付近までは長時間の
加熱を行なえば結晶粒の微細化が可能であるが、
長時間を要すということから経済的でない。 本発明が適用されるα＋β型チタン合金の代表
的なものはTi―6Al―4Vであり、その他の例と
してはTi―8Mn、Ti―4Al―4Mn、Ti―4Al―
3Mo―1V、Ti―5Al―2.75Cr―1.25Fe、Ti―4Al
―4Mo―4V、Ti―2Fe―2Cr―2Mo等が挙げられ
る。ただし、本発明がそれらのみに制限されるも
のではないことは理解されよう。 次に本発明を実施例によつてさらに説明する。 実施例 Ti―6Al―4V合金を真空アーク溶解して１ト
ンの鋳塊を溶製し、分塊圧延したのち、皮むきを
行なつて表面疵を除去し、そののち第１表に示す
如く、直径68mmの丸棒ないし162mm角および180mm
角の角材を製造し、連続孔型圧延機により直径36
mmおよび34mmの丸棒に圧延した。 それぞれの圧延条件および結果を第１表にまと
めて示す。等軸晶形成処理を行わなかつた例は記
号Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏ
であり、それらはいずれも熱間圧延終了後、室温
まで放冷した。 なお、組織の判定法については、従来からの経
験と実績に基いて種々のものが各社で考えられて
いる。ここでは添付図面に示すようにα＋β等軸
晶組織のものを１級とし（図ａ参照）、結晶粒の
等方化が進んでいない、即ち加工組織に近いもの
が残つた状態を４級（図ｄ参照）と評価し、その
中間段階として加工組織残留度合いの高いもの
（図ｃ参照）と等軸晶化の不充分なもの（図ｂ参
照）の２段階に分け、合計４階級とした。１〜２
級は実用に耐える組織であり、３〜４級は改善を
要する組織である。
造方法、特に多段スタンドの連続圧延による組織
の良好なチタン合金圧延材の製造方法に関する。 チタン合金は比強度（重さに対する強さの比）
が大であることから、軽量で高強度を要求される
航空機・宇宙開発機材などの分野をはじめ、高信
頼性が要求される用途、あるいは高温、高荷重、
高腐食などの苛酷な条件下での耐久性が要求され
る用途に使用されている。しかし、これらの用途
に対しては、単に高強度・高腐食性であるだけで
は不充分で、特に線または棒の形態で供給される
場合には、ボルトあるいは構造部品としての最終
製品への製造段階で必ず成形加工工程を経るの
で、適度な延性が不可欠である。そして、この延
性の改善には、均一且つ微細な組織であることが
必須である。 ところで、チタン合金材は難加工材の１つで、
その製造方法に関する報告はほとんどない。例え
ば、鍛造材については特開昭51−77385号に開示
されているが、圧延材については本発明者らの知
る限り製造条件に関する報告例は見当らない。 ちなみに、上記の鍛造材の製造は、β鍛造後、
連続的にα＋β域で10％以上の加工を行ない、次
いでβ域に加熱後、20℃／分以上の冷却速度でα
＋β域またはα域まで冷却することにより行なわ
れ、それにより組織の微細化を図つている。 しかしながら、チタン合金の中丸ないし小棒を
鍛造により製造した場合、鍛造長手方向の組織の
バラツキ、断面内での部位による組織のバラツキ
など、鍛造方法固有の基本的な問題を伴なう。ま
た、生産効率の点でも、数回の繰返し加熱鍛造と
いうことで、圧延法とは比較にならない程効率が
劣る。 よつて、本発明者らは、チタン合金の連続圧延
について鋭意研究した結果、圧延時の加熱温度の
コントロールと圧延中における材料温度の上昇を
防止すること、更に好ましくは圧延前の被圧延材
の組織調整を的確にすることが重要であるとの知
見を得た。 前者の要求は、表面温度は連続圧延の性格上ロ
ール接触により見かけ低下しがちであるが、材料
の中心温度が上昇しやすく、この温度制御が重要
であることを意味し、後者の要求は分塊圧延段階
で組織をできるだけ等軸晶のα＋β組織に近づけ
ておくことを意味する。 以上のような知見に基いて、組織の良好なチタ
ン合金圧延材（例、棒材）の量産的圧延による製
造方法としての本発明を完成した。 ここに、本発明はα＋β型チタン合金鋳塊を分
塊圧延後、950〜850℃に加熱し、表面温度を930
〜700℃に制御しつつ連続的に圧延し、全圧下量
を70％以上とし、次いでことを特徴とする、組織
の良好なチタン合金圧延材の製造方法、およびα
＋β型チタン合金鋳塊を分塊圧延後、950〜850℃
に加熱し、表面温度を930〜700℃に制御しつつ連
続的に圧延し、全圧下量を70％以上とし、次い
で、得られた熱間圧延材に等軸晶形成処理を行な
うことを特徴とする、組織の良好なチタン合金圧
延材の製造方法である。 以下、本発明をさらに詳しく説明する。 本発明によれば、加熱圧延前に分塊圧延が行な
われ、次いで、かくして得られた分塊圧延材、一
般には太丸（角）材を950〜850℃というβ組織が
多量には出現せず、しかも結晶粒界の移動が容易
な温度範囲に加熱して、熱間圧延を行なう。その
際に、被圧延材の表面温度を900〜700℃に制御す
るのは、中心部の温度が950℃を大幅にこえない
ようにすることが必要であり、表面と中心の温度
差は寸法、圧延速度、水冷条件により異なるので
一概にはいえないが、一般に50〜100℃程度と推
定されるからである。下限の700℃は、表面温度
が低下しすぎると、割れキズが発生するためであ
る。 α＋β型チタン合金のように２相組織の材料で
は、熱間圧延による組織の微細化は非常に起りに
くい。そのため、組織の微細化を達成するために
は、(1)十分な加熱温度をとつて、結晶粒界移動が
ある程度容易となるようにすること；(2)結晶粒微
細化のための粒界移動が容易になるための充分な
加工度が与えられることなどが必要であり、これ
らの要件を満たすためには、熱間加工度が最も重
要な因子となる。更に、(1)、(2)による効果をより
確実にするためには、圧延前の被圧延材の組織を
ある程度微細にしておくのが好ましい。例えば、
チタン合金鋳塊を1000〜1150℃に加熱し950℃以
上でβ域分塊圧延を行なつた後800℃以下に冷却
し、次いで850〜950℃に再加熱しα＋β域分塊圧
延を行なう２段分塊圧延法をとることにより熱延
前の分塊圧延材の組織を微細にすることができ
る。 本発明で規定する少なくとも70％という圧下量
は経験的に得な数値であるが、これを下回ると、
加工による歪エネルギーの蓄積が不十分となつ
て、良好な組織が得られにくい。 このようにして分塊圧延後、熱間圧延して得ら
れた熱間圧延材はそのまま室温まで放冷（大気冷
却）する。この「放冷」の冷却速度はほゞ180〜
240℃／hr以上である。 本発明の別の好適態様によれば、得られた熱間
圧延材に等軸晶形成処理を行なう。 ここで、等軸晶形成処理とは、熱間圧延に続い
て直ちに徐冷、好ましくは炉冷により700℃まで
150℃／hr以下の速度で冷却し、その後室温まで
大気冷却し、あるいは熱間圧延後800〜950℃の温
度に所定時間、一般には30分以上好ましくは１時
間以上保持し、さらにあるいは熱間圧延後に700
℃以下までまず放冷し、次いで850〜950℃に保持
した炉内で再加熱して800〜950℃に所定時間、一
般には30分以上、好ましくは１時間以上保持し、
その後700℃以下まで放冷する処理のことであり、
かかる処理によつて等軸晶結晶の生成が促進され
る。 かくして得られる等軸晶は結晶粒形態が等方的
である結晶であり、理想的には結晶粒が任意の断
面で特定の方向に伸びていない結晶粒からなる。 本発明の好適態様にあつて、熱間圧延材を圧延
直後に徐冷するのは、α＋β域の熱間圧延により
蓄積された結晶歪を解放し、等軸晶化するのに有
効であるからである。そのためには、結晶粒界移
動の発生し易い700℃以上での保持時間を充分に
とる必要があり、そのために徐冷を行なうが、好
ましくは700℃までは150℃／hr以下での徐冷が必
要である。熱間圧延後、800〜950℃の温度に保持
する場合にも同様の効果が得られる。 また、700℃以下、例えば室温まで放冷して得
た熱間圧延材を再加熱することにより結晶粒を微
細化するためには、800〜950℃に加熱することが
有効である。950℃を越すと、β相が増加し、空
冷後に針状組織が増加するため好ましくない。一
方、800℃を下回ると、700℃付近までは長時間の
加熱を行なえば結晶粒の微細化が可能であるが、
長時間を要すということから経済的でない。 本発明が適用されるα＋β型チタン合金の代表
的なものはTi―6Al―4Vであり、その他の例と
してはTi―8Mn、Ti―4Al―4Mn、Ti―4Al―
3Mo―1V、Ti―5Al―2.75Cr―1.25Fe、Ti―4Al
―4Mo―4V、Ti―2Fe―2Cr―2Mo等が挙げられ
る。ただし、本発明がそれらのみに制限されるも
のではないことは理解されよう。 次に本発明を実施例によつてさらに説明する。 実施例 Ti―6Al―4V合金を真空アーク溶解して１ト
ンの鋳塊を溶製し、分塊圧延したのち、皮むきを
行なつて表面疵を除去し、そののち第１表に示す
如く、直径68mmの丸棒ないし162mm角および180mm
角の角材を製造し、連続孔型圧延機により直径36
mmおよび34mmの丸棒に圧延した。 それぞれの圧延条件および結果を第１表にまと
めて示す。等軸晶形成処理を行わなかつた例は記
号Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏ
であり、それらはいずれも熱間圧延終了後、室温
まで放冷した。 なお、組織の判定法については、従来からの経
験と実績に基いて種々のものが各社で考えられて
いる。ここでは添付図面に示すようにα＋β等軸
晶組織のものを１級とし（図ａ参照）、結晶粒の
等方化が進んでいない、即ち加工組織に近いもの
が残つた状態を４級（図ｄ参照）と評価し、その
中間段階として加工組織残留度合いの高いもの
（図ｃ参照）と等軸晶化の不充分なもの（図ｂ参
照）の２段階に分け、合計４階級とした。１〜２
級は実用に耐える組織であり、３〜４級は改善を
要する組織である。
【表】
【表】
＊抽出 ＊＊仕上出口
第１表から明らかなように、記号Ａ〜Ｌで示す
本発明方法による例では、分塊圧延状態での組織
評価が１〜４級のものを用い、950〜850℃に加熱
後、表面温度を930〜700℃に制御しつつ多段スタ
ンド圧延機を用いて連続的に圧延し、全圧下量を
75％以上とすることにより、１ヒートで良好な組
織を得ることができた。 本発明例のうち、記号Ｆ、Ｉ、Ｊで示す例は、
圧延後徐冷、または再加熱と徐冷を施こしたもの
であり、いずれも組織判定が１級と良好な結果を
示している。記号ＪとＣで示す例を比較すると、
この両例はほぼ同等の圧延条件であるが、再加熱
後に徐冷を行なうことにより一層の組織改善が可
能であることがわかる。 比較例では、たとえ分塊のままの組織が良好で
あつても、記号Ｎで示す例のように、圧延後の組
織判定は４級で、組織が逆にかなり劣化してい
る。また記号Ｏで示す例の結果から、分塊のまま
組織が不良のときは、950℃以下の加熱圧延を実
施しても充分な組織改善をはかることができない
ことがわかる。
第１表から明らかなように、記号Ａ〜Ｌで示す
本発明方法による例では、分塊圧延状態での組織
評価が１〜４級のものを用い、950〜850℃に加熱
後、表面温度を930〜700℃に制御しつつ多段スタ
ンド圧延機を用いて連続的に圧延し、全圧下量を
75％以上とすることにより、１ヒートで良好な組
織を得ることができた。 本発明例のうち、記号Ｆ、Ｉ、Ｊで示す例は、
圧延後徐冷、または再加熱と徐冷を施こしたもの
であり、いずれも組織判定が１級と良好な結果を
示している。記号ＪとＣで示す例を比較すると、
この両例はほぼ同等の圧延条件であるが、再加熱
後に徐冷を行なうことにより一層の組織改善が可
能であることがわかる。 比較例では、たとえ分塊のままの組織が良好で
あつても、記号Ｎで示す例のように、圧延後の組
織判定は４級で、組織が逆にかなり劣化してい
る。また記号Ｏで示す例の結果から、分塊のまま
組織が不良のときは、950℃以下の加熱圧延を実
施しても充分な組織改善をはかることができない
ことがわかる。
添付図面は、等軸晶組織の判定基準を示す結晶
組織の模式図であり、図ａ，ｂ，ｃおよびｄはそ
れぞれ１級、２級、３級および４級の各等級の組
織に相当する。
組織の模式図であり、図ａ，ｂ，ｃおよびｄはそ
れぞれ１級、２級、３級および４級の各等級の組
織に相当する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ α＋β型チタン合金鋳塊を分塊圧延後、950
〜850℃に加熱し、表面温度を930〜700℃に制御
しつつ連続的に熱間圧延し、全圧下量を70％以上
とし、次いで放冷することを特徴とする、組織の
良好なチタン合金圧延材の製造方法。 ２ α＋β型チタン合金鋳塊を分塊圧延後、950
〜850℃に加熱し、表面温度を930〜700℃に制御
しつつ連続的に熱間圧延し、全圧下量を70％以上
とし、次いで、得られた熱間圧延材に等軸晶形成
処理を行なうことを特徴とする、組織の良好なチ
タン合金圧延材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12184481A JPS5825423A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12184481A JPS5825423A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5825423A JPS5825423A (ja) | 1983-02-15 |
| JPH0122348B2 true JPH0122348B2 (ja) | 1989-04-26 |
Family
ID=14821327
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12184481A Granted JPS5825423A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 組織の良好なチタン合金圧延材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5825423A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01272750A (ja) * | 1988-04-26 | 1989-10-31 | Nippon Steel Corp | α＋β型Ｔｉ合金展伸材の製造方法 |
| JPH0488968A (ja) * | 1990-07-31 | 1992-03-23 | Tatsuo Tokuno | 佃煮 |
| CN100435985C (zh) * | 2005-06-29 | 2008-11-26 | 西安赛特金属材料开发有限公司 | 钛镍合金铸锭的一种热轧开坯方法 |
-
1981
- 1981-08-05 JP JP12184481A patent/JPS5825423A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5825423A (ja) | 1983-02-15 |
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