JPH0225553A - α型およびニヤーα型チタン合金板の製造方法 - 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、例えばｒｉ−５（％）Ａ７−２．５（％）Ｓ
ｎ合金またはＴｉ−８（％）ＡＺ−１（％）Ｍｏ−８％
）Ｖ合金のような、α型チタン合金またはα型に類似の
α＋β型チタン合金（以下ニヤー（Ｎｅａｒ）α型チタ
ン合金と称す）の冷延焼鈍板の製造に関わるものである
。

（従来の技術） 例えばｒｉ−５（％）ｕ−２，５（％）Ｓｎ合金のよう
なα型チタン合金、またはＴｉ−８（％）ＡＺ−１（％
）Ｍｏ−１（％）■合金のようなＮｅａｒ　ｃｘ型チタ
ン合金は、冷延性が悪く、冷延時に冷延板の内部あ゛る
いは側面に割れが発生しやすく、１バス当りの冷延圧下
率に制約があり、多数回の冷間圧延と軟化焼鈍を操り返
し行って製品を造りこんでいた。

チタン合金材の従来の製造技術は、特公昭６１−４４９
４５号公報にみられるように、一般にβトランザス以上
に加熱保持し、直ちに熱間圧延を開始し、βトランザス
以下のα相の温度で熱延仕上をする操作を１回以上繰り
返し引き続いて、７００〜８００　”Ｃにて焼鈍し、ス
ケールを酸洗除去し、続いて１０％程度の冷間加工を施
し、その後軟化焼鈍する、焼鈍、冷延を数回以上繰り返
して、所望板厚の冷延焼鈍板を製造することを特徴とし
ている。

（発明が解決しようとする課題） 従来の製造工程は、繁雑な工程のために製造コストが高
（、また−旦冷延時に割れが発生すると、コイル破断の
トラブルとなり製造歩留りが悪く、結果として製造コス
トが高い等の問題点があった。

またこれらの合金は、航空機部材等に使用されることが
多く、金属組織の内部組織の均質性が望まれているが、
この観点からも従来法ではＭｉ襟が粗く、均質性に難が
あった。

本発明は冷間加工性にすぐれた冷延用素材を供給し、内
部組織の均質な板の製造を可能にして、従来工程より省
力した製造工程でα型チタン合金またはＮｅａｒα型チ
タン合金の板製造を可能にすることを目的にしている。

α型チタン合金またはＮｅａｒα型チタン合金は一般に
β相が少なく、焼入性が悪い。これらのチタン合金材の
熱延は、一般に熱間加工性のよいβトランザス以上に加
熱保持し、直ちに熱間圧延を開始し、βトランザス以下
のα相温度で熱延仕上げされる。しかし、この圧延では
、熱延材の板厚中心層に粗大なβ相の結晶粒が残存して
圧延で伸展した硬質のα相と軟質なβ相が共存した相が
顕著に分配した組織の状態で熱延される。延伸した粗大
なβ相からは針状の粗大α相が発生し、また偏在した第
二相が粗に分布した熱延板の組織を形成する。それらが
板状を呈する組織では、しばしば冷延時に界面剥離を生
ずる。これが、冷延板の内部割れであり、さら冷延圧下
率を増すとコイル破断を起こす、その粗い組織の一例を
示したのが、第１図（Ａ）である。

これまで、このような金属組織を持つ熱延板を後工程で
熱処理や冷間圧延で均質な組織にする努力がなされてき
たが、このように粗い前組織では冷延時に冷延板の内部
にまたは、側面に割れの発生し易いことを、系統的な実
験から知見した。

従来法では、コイル破断を防止するためには、１バス当
りの冷延圧下率を１０％以下にしなければならない等の
制約が生じて、製品厚に応じて多数回の冷間圧延と焼鈍
を繰り返し行う必要があった。その理由は、冷延時に発
生する耳割れは約２０％の圧下率で多発し、また、内部
割れの冷延限界圧下率は１５％であるから、そのため冷
延板製造の安定性を考慮して上記の１０％の圧下率の制
約が生じるからである。

本発明法は、これらの制約を緩和するために熱延から冷
延に至る全工程を見直した種々の実験の結果から創案さ
れたものである。

金属組織の均質性は従来法で行われている数回の焼鈍、
冷延の繰り返しで、ある程度までは達成出来るが、先に
述べた粗いβ相の組織が熱延板に残ると、最終製品板の
組織均質性の十分な確保がむずかしい。そこで、熱延板
の組織にそれらの粗大なβ相が発達しないようにすれば
、冷延割れ発生を緩和して、組織の均質性を確保できる
熱延及び冷延、焼鈍の最適条件があることを見い出した
。

発明者らは歩留りの向上の観点から、本発明に至る以前
に熱延時に板側面に発生する耳割れ抑制のための新知見
を得て、特願昭６２−１０２８６０号を提出している。

熱延時に発生する耳割れと冷延時に発生する耳割れの機
構は外観からは極めて類似しているが、冶金的には大き
く異なる事が分かった。前者はαとβとの塑性延性の差
の違いでそれらの界面剥離が起点であり、後者はＭを多
く固溶したｈｃｐ　（最調密大方晶）構造のα相と硬質
の第二相の可塑性が少ないことや、組織の粗さ等が割れ
の起因となることを知見した。特に第二相の粗さが重要
である゛。それらを点状に分散させることにより母材の
割れを抑制出来ることを知見した。

このような研究成果から全工程のコスト低減、冷間圧延
時の割れ抑制と冷延条件の制約の緩和と工程の省略、材
質間上等を図るために、本発明の方法を開発した。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、これらの点を鋭意研究した結果、消耗電
極式真空アーク溶解法（以下、ＶＡＲという）で２回溶
製した鋳塊を鍛造ないし分塊圧延により、スラブ化して
得られたα型チタン合金またはＮｅａｒα型チタン合金
を（βトランザス−２０℃）から（βトランザス−１５
０℃）の温度に加熱保定し、続いて５０％以上の熱間加
工を施し、引き続いて（βトランザス−２８０℃）から
（βトランザス−１３５℃）の所定の温度に５時間以下
の加熱保定し、その温度から、１℃毎分以上の冷却速度
で冷却し、スケールを除去した後、冷間加工を施し、次
いで焼鈍することを特徴とするα型チタン合金板の製造
方法を創案した。

本発明でα型チタン合金とは、例えばＴｉ−５（％）Ａ
Ｚ−２，５（％）Ｓｎ合金、Ｎｅａｒ　α型チタン合金
とは、例えばＴｉ−８（％）ＩＶ−１（％）Ｍｏ−１（
％）■合金のように、置換型合金成分を含み常温でα相
であるチタン合金である。

また本発明でβトランザス（Ｔβ）とは、α型チタン合
金のα相を加熱して（α＋β）相からβ相に変態する時
に平衡的にβ単相化する最低の温度であり、Ｔｉ−５Ａ
７　２．５３ｎ合金の場合のβトランザス温度は添加元
素にもよるが、約１０２５〜１０９０℃間にあり、上記
Ｎｅａｒα型チタン合金の場合は約１０３５〜１０７５
℃である。

以下に本発明について詳細に説明する。

本発明は、α型チタン合金またはＮｅａｒα型チタン合
金を熱間圧延するに際して、（βトランザス−２０℃）
から（βトランザス−１５０℃）の温度に加熱保定して
続いて５０％以上の熱間加工を施し、引き続いて、（β
トランザス−２８０℃）から（βトランザス−１３５℃
）の温度に５時間以下加熱保定し、°その温度から、ｌ
″Ｃ毎分以上の冷・却速度で冷却することを構成要件の
一つとしているが、この要件について説明する。

本発明においては、先ずチタン合金を熱間圧延するに際
して、α相とβ相の二相域においてα相分率が約３０〜
６０％であり、α相とβ相の共存する（βトランザス−
２０℃）から（βトランザス−１５０℃）の所定の温度
に加熱保定するものであるが、この温度域は次の理由か
ら選定された。

α型チタン合金またはＮｅａｒα型チタン合金は常温で
は、β相が本来存在しないか、存在するとしても微量で
あるが、前工程でβ域の温度に加熱すると粗大なβ相組
織になり、それが変態時の成分分配に影響してＭｉ襟の
粗いものとなるが、α相の存在する二相域へ加熱する場
合にはβ粒の粒成長が抑制される。

その理由は、二相域別熱保持による微細α相の分散が、
生成するβ相結晶粒の粗大化を抑制し、それが組織の等
方性をもたらすからである。

加熱保定温度が（βトランザス−２０℃）を超えると、
β相結晶粒が粗大化し、後工程の組織均質化に悪影響が
ある。一方（βトランザス−１５０”ｃ　）未満の温度
域では変形抵抗が急激に大きくなり、熱延耳側れが多発
し、歩留りが悪くなる。

本発明においては、続いて圧下率５０％以上の熱間加工
を施して、α相とβ相の共存する組織の微細化を促進す
る。圧下率５０％未満の熱間加工では組織の微細化が少
なく、冷延性が悪い。

本発明においては、この熱間加工工程に引き続いて、（
βトランザス−２８０℃）から（βトランザス−１３５
℃）の所定の温度に５時間以下加熱保定し、その温度か
ら、ＦＣ毎分以上の冷却速度で冷却するものであるが、
これは組織の均質性を確保するために必要な熱処理条件
である。前記の加熱保定が（βトランザス−２８０℃’
）未満の長時間では経済的でなく、他方、（βトランザ
ス−１３５℃）を超える保定温度では、第二相が再溶解
し始めて凝集し粗に分布した組織を形成し、冷延性を阻
害する。

また加熱保定時間及び冷却速度については、冷延性を阻
害する第二相の凝集、α相の粗大化の伴な゛った混粒化
防止のために制約され、また経済性からも加熱保定時間
は５時間以下とし、冷却速度はｌ″Ｃ／分とする。

本発明においては、次に表面スケールを酸洗除去した後
、冷間加工を施し、次いで、焼鈍することを構成要件の
一つとしているがこの要件について説明する。

表面スケールを酸洗除去するのは、美麗な製品表面を確
保するためである。

冷延時に発生ずる耳割れは従来法では約２０％本発明法
では約３８％の冷延率で起こる。また冷延板の内部に発
生する冷延側限界は前者が１０％、後者は３５％である
。

本発明においては、冷延安定性を考慮して１回当たりの
冷延率３０％以下の冷間加工を施し、冷間圧延時の耳割
れ抑制と冷延条件の制約の緩和と工程の省力を図る。そ
の後、ユーザーの要望にかなった焼鈍をすることにより
、組織の均質性を確保するが、熱延板の組織が均一、微
細なほど後工程では容易に組織の均質性を確保すること
が出来る。所望板厚の冷延焼鈍板を製造する際は、焼鈍
と冷延を数回繰り返して容易に組織の均質性を図ること
が出来、　また材質も等方的になる。

本発明は、Ａ７１〜６％、Ｓｎ　１〜４％、Ｆｅ１％以
下、残部が実質的にＴ＋からなるα型チタン合金及びＩ
ＩＶ６〜９％、Ｍｏ０．７〜４％、７０．５〜２％、Ｆ
ｅ１％以下、残部が実質的にＴｉからなるＮｅａｒα型
チタン合金に適用する場合に、その効果は特に顕著であ
る。

また鍛造により板を製造する際にも、本発明は顕著な効
果を奏し、特に、製造歩留りを大幅に向上できる。

本発明の実施に当たり、多数回の冷延と焼鈍を行う場合
、初段の冷延を冷延性の安定を確保する目的のために従
来法と同様に１パス当りの冷延圧下率を１０％以下で実
施し、次に焼鈍し、引続いてｌバス当りの冷延圧下率を
２０％以上で実施することを組み合わせても、著しい効
果を奏することが出来る。

また、本発明の場合、製品厚に応じて多数回の冷゛間圧
延と焼鈍を繰り返し行う時に、後段になるに従って冷延
圧下率をより高くする程、本発明の効果は顕著である。

次に本発明方法の実施例について説明する。

（実施例１） 第１表の成分表に示す代表的なα型チタン合金であるＴ
ｉ−５（％）ＡＺ−２，５（％）　Ｓｎ合金（βトラン
ザスは１０３５℃）をＶＡＲ溶製して得られた円柱鋳塊
５５０ｋｇをβ相１１００℃に加熱後、１２０閣厚さに
熱間鍛造してスラブを作成した。

第１表 材料の組成（ｔｎｔ％） そしてこのスラブを９５０〜１ｉｏｏ’ｃに加熱後、１
０＋ｍｇ＋厚の圧延板に仕上げた。後熱処理には二段熱
処理が可能な熱処理装置を用いた。前記の圧延板から、
後熱処理用試料を１０ｍ厚×５０ＩＩｌＩ１幅×１６０
１の寸法に切出し、この試料を熱処理温度７００〜９５
０℃の所定の温度に５分〜６時間保定し、熱処理後の冷
却速度を制御した。試料の温度管理は予め試料側面％板
厚部に１４−深さの５−φの穴に熱電対を埋設し、その
出力を検知して行った。冷間圧延のために表面スケール
の除去を、圧下率制御のために研削仕上げを行った。所
望の板厚に仕上げるために研削仕上げの板厚はそれぞれ
に異なる。組織の均質性は、熱延材、冷延焼鈍材の側面
断面のα相、変態にともなった粗大α相と第二相の存在
分率および組繊の等方性により評価した。

第２表に加熱、熱延条件、熱延板あるいは冷延板の焼鈍
条件、冷延圧下条件を示す。また、これにより得られた
硬質の組織の存在分率及び冷延板の内部割れを抑制でき
る冷延圧下率限界を同表に示す。表中の冷延圧下率制約
条件は、予め冷延圧下率を５％毎に変えた試料の耳割れ
や内部割れの抑制出来る条件を抽出した結果である。製
品板の圧下条件は従来法で１０％、本発明法では２５％
を適用した。冷延板の軟化焼鈍は７７５〜９１０℃°、
８分〜６時間保定と０．５〜１０″Ｃ毎分の冷却速度を
適用した。また従来法で得られた後熱処理後の熱延板と
製品板の金属組機の代表的な金属顕微鏡組織写真を第１
図に示す。第１図は比較材（第２表の陽、１）の断面の
金属顕微鏡Ｍｉ織の拡大写真であり、（Ａ）は熱延板、
（Ｂ）は冷延焼鈍板を示し、第２図は本発明材（第２表
のＮｏ、　１０　）の断面の金属顕微鏡組織の拡大写真
であり、（Ａ）は熱延板、（Ｂ）は冷延焼鈍板を示す。

第１図から明らかな如く、加熱温度が高いと、熱延板の
組織が粗い。また表にみられるように従乗法では冷延性
および組繊の均質性の評価結果が悪い。

一方、本発明で限定する二相域圧延条件、再加熱条件と
後熱処理条件を満足する場合、組織の均質性が大幅に改
善されることが認められる。

（実施例２） 第３表の成分表に示す代表的なＮｅａｒα型チタン型金
タフ合金ｉ−８（％）ＡＺＩ（％）Ｍｏ−１（％）■合
金（βトランザスは１０５５℃）をＶＡＲ溶製して得ら
れた円柱鋳塊４４０ｋｇをβ相１１５０″Ｃ加熱−鍛造
を行い、１００板厚×１２０幅（＋＋＋ｍ）の断面の棒
状鍛造材を製作した。

第３表 材料の組成（阿ｔ％） それを素材として１００長さ（Ｗ）のブロックを切出し
、９５０〜１１００℃に加熱後１０ｍｇ＋厚の圧延板に
仕上げた。後熱処理は二段熱処理が可能な熱処理装置を
用いて行った。後熱処理用試料として１０Ｉ！Ｉ１１厚
×５０１幅×１６０閣の寸法のものを切出して、熱処理
温度７００〜９５０　”Ｃの所定の温度に５分〜６時間
保定し、熱処理後の冷却速度を制御した。試料の温度管
理は予め試料側面％板厚部に１４１１Ｉｌｌ：Ｒさの５
閣φの穴に熱電対を埋設して、その出力を検知して行っ
た。冷間圧延のために表面スケールを除去し、圧下率制
御のために研削仕上げをした。所望の板厚に仕上げるた
めに研削仕上げの板厚はそれぞれに異なる。組織の均質
性を熱延材、冷延焼鈍材の側面断面について組織の等方
性により評価した。

第４表に加熱、熱延条件、熱延板あるいは冷延板の焼鈍
条件、冷延圧下条件を示す。また、これにより得られた
冷延板の内部割れを抑制できる冷延限界を同表に示す。

従来法では冷延性および組織の均質性の評価結果が悪い
。冷延圧下制約条件は予め冷延圧下率を５％毎に変えた
試料の耳割れや内部割れの抑制出来る条件を抽出した結
果である。本発明で限定する二相域圧延条件、再加熱条
件と後熱処理条件を満足する場合、組織の均質性が大幅
に改善されることが認められる。

（発明の効果） 本発明によれば、従来法による場合よりも圧延材の冷延
性が著しく改善され、且つ圧延材の金属組織の均質性が
確保でき、製造工程も短縮することができる。また本発
明によれば、高価なチタン合金の冷延板の製造にあたり
、割れ発生を抑制し製品歩留りを著しく向上することが
出来るので、産業上極めて有用な発明である。

【図面の簡単な説明】

第１図（＾）及び（Ｂ）は比較材（第２表中Ｎα１）の
の断面の金属顕微鏡組織の拡大写真であり、（Ａ）は熱
延板、（Ｂ）は冷延焼鈍材を示すものである。 第２図（Ａ）及び（Ｂ）は本発明材（第２表中Ｎα１０
）の断面の金属顕微鏡組織の拡大写真であり、（Ａ）は
熱延板、（Ｂ）は冷延焼鈍材を示すものである。 第１図 Ｊ （Ｂン （・４００）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）α型チタン合金を（βトランザス−２０℃）から
   （βトランザス−１５０℃）の所定の温度に加熱保定し
   、続いて５０％以上の熱間加工を施し、引き続いて（β
   トランザス−２８０℃）から（βトランザス−１３５℃
   ）の温度に５時間以下の加熱保定し、その温度から、１
   ℃毎分以上の冷却速度で冷却し、スケールを除去した後
   、冷間加工を施し、次いで焼鈍することを特徴とするα
   型チタン合金板の製造方法。
2. （２）α型チタン合金がニヤーα型チタン合金である請
   求項１記載の製造方法。