JPH03170652A - 高強度・高延性Ｔｉ合金の製法 - Google Patents
高強度・高延性Ｔｉ合金の製法Info
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- JPH03170652A JPH03170652A JP31003789A JP31003789A JPH03170652A JP H03170652 A JPH03170652 A JP H03170652A JP 31003789 A JP31003789 A JP 31003789A JP 31003789 A JP31003789 A JP 31003789A JP H03170652 A JPH03170652 A JP H03170652A
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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。
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Ｔｉ合金の製法に関し、特Ｃ高強度で延性に優
れたＴｉ合金を製造する方法に関するものである。
れたＴｉ合金を製造する方法に関するものである。
［従来の技術］
Ｔｉ合金のうちβ型のＴｔ合金はα型Ｔｉ合金と違って
冷間加工が可能であり、しかも加工後の熱処理によって
高強度を得ることができるところから、航空機分野の各
種機材をはじめ船舶や自動車等の部品材料として需要は
次第に増大してきている。殊に自動車分野では、ヤング
率が小さく高強度を示すという特性を生かして弁バネ等
への用途拡大が期待されており、現時点では冷間加工と
時効処理の組合わせによって１ ８ ０ Ｋｇｆ／Ｉ！
ｍ２を超える高強度が得られている。
冷間加工が可能であり、しかも加工後の熱処理によって
高強度を得ることができるところから、航空機分野の各
種機材をはじめ船舶や自動車等の部品材料として需要は
次第に増大してきている。殊に自動車分野では、ヤング
率が小さく高強度を示すという特性を生かして弁バネ等
への用途拡大が期待されており、現時点では冷間加工と
時効処理の組合わせによって１ ８ ０ Ｋｇｆ／Ｉ！
ｍ２を超える高強度が得られている。
ところが１ ８ ０ Ｋｇｆ／ｍｍ’を超える高強度化
を達成するには、冷間で９０％以上の加工を施さなけれ
ばならないので、最終製品形態が著しく制限されるばか
りでなく、加工物の伸びは２％程度と極端に小さくなる
という問題もある．尚冷間加工率を下げて強度を１ ４
０ Ｋｇｆ／ａｍ２程度Ｃ抑えたβ型Ｔｉ合金でも、
伸びはせいぜい４〜５％程度を示すに止まり、延性不足
はβ型Ｔｉ合金の用途を拡大していくうえで最大の隘路
となっている．［発明が解決しようとするｉ！題］ 本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって
、その目的は、高強度でしかも優れた延性を示すＴｉ合
金の製法を確立しようとするものである。
を達成するには、冷間で９０％以上の加工を施さなけれ
ばならないので、最終製品形態が著しく制限されるばか
りでなく、加工物の伸びは２％程度と極端に小さくなる
という問題もある．尚冷間加工率を下げて強度を１ ４
０ Ｋｇｆ／ａｍ２程度Ｃ抑えたβ型Ｔｉ合金でも、
伸びはせいぜい４〜５％程度を示すに止まり、延性不足
はβ型Ｔｉ合金の用途を拡大していくうえで最大の隘路
となっている．［発明が解決しようとするｉ！題］ 本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって
、その目的は、高強度でしかも優れた延性を示すＴｉ合
金の製法を確立しようとするものである。
［課題を解決するための手段］
上記課題を解決することのできた本発明の構成は、冷間
加工によりすべり変形を生じるβ型Ｔｉ合金を、加工に
より導入される転位が局在化しない温度以上であって且
つ転位の動的回復を生じる温度未満の温度範囲で塑性加
工した後時効処理し、β相よりなるマトリックス中に時
効析出α相が均一且つ密に分布した２相組織のＴｉ合金
を得るところに要旨を有するものである。
加工によりすべり変形を生じるβ型Ｔｉ合金を、加工に
より導入される転位が局在化しない温度以上であって且
つ転位の動的回復を生じる温度未満の温度範囲で塑性加
工した後時効処理し、β相よりなるマトリックス中に時
効析出α相が均一且つ密に分布した２相組織のＴｉ合金
を得るところに要旨を有するものである。
［作用］
本発明者らは、β型Ｔｉ合金の高強度化を達成しつつ高
延性化を可能にすべく種々研究を進めるうち、冷間加工
と時効処理により延性が極端に低下する原因の１つとし
て、冷間加工後の金属組織が大きな影響を及ぼしている
という事実を見出した。即ちβ型Ｔｉ合金を冷間加工す
るとすべり変形が局所的に生じ、その結果、転位が碁盤
目の「すじ」状に導入されるが、その後の時効処理によ
って析出するα相は当該碁盤目状のすべり帯に沿ってや
はり局所的に生じるため、均一な時効組織が得られなく
なる。そして時効組織が不均一なものでは、負荷を受け
たときに、局所的に析出した上記α相の部分に応力が集
中し、この部分を起点として割れが発生し易くなるとこ
ろから、延性が乏しくなるものと考えられる。しかもα
相の析出が局所的であるため析出硬化も不均一となり、
高強度化にも悪影響を及ぼしてくる。
延性化を可能にすべく種々研究を進めるうち、冷間加工
と時効処理により延性が極端に低下する原因の１つとし
て、冷間加工後の金属組織が大きな影響を及ぼしている
という事実を見出した。即ちβ型Ｔｉ合金を冷間加工す
るとすべり変形が局所的に生じ、その結果、転位が碁盤
目の「すじ」状に導入されるが、その後の時効処理によ
って析出するα相は当該碁盤目状のすべり帯に沿ってや
はり局所的に生じるため、均一な時効組織が得られなく
なる。そして時効組織が不均一なものでは、負荷を受け
たときに、局所的に析出した上記α相の部分に応力が集
中し、この部分を起点として割れが発生し易くなるとこ
ろから、延性が乏しくなるものと考えられる。しかもα
相の析出が局所的であるため析出硬化も不均一となり、
高強度化にも悪影響を及ぼしてくる。
本発明はこうした金属組織面からの知見を生かしてβ型
Ｔｉ合金の強度および延性を改善するものであり、端的
には、時効処理前に行なわれる塑性加工を転位が局在化
しない条件に設定し、該すべり帯をＴｉ合金内の全域に
狭い間隔で均一に導入し、その後の時効処理により、該
すべり帯に沿ってα相がマトリックス中に微細均一に析
出した２相組織を得るものである。その結果、当該Ｔｉ
合金が負荷を受けたときでも、内部歪は金属組織内に万
遇なく無数に析出したα相の夫々に均等に分散されるこ
とになり、従来材の様な局部的応力集中による局所的破
壊が起こらなくなる結果、延性が著しく改善される。し
かも時効処理時のα相の析出による析出硬化も全域で万
遇なく進行することになり、局所的析出硬化部と析出硬
化不足部の共存する従来材に比べると高強度化も推進さ
れることになる。
Ｔｉ合金の強度および延性を改善するものであり、端的
には、時効処理前に行なわれる塑性加工を転位が局在化
しない条件に設定し、該すべり帯をＴｉ合金内の全域に
狭い間隔で均一に導入し、その後の時効処理により、該
すべり帯に沿ってα相がマトリックス中に微細均一に析
出した２相組織を得るものである。その結果、当該Ｔｉ
合金が負荷を受けたときでも、内部歪は金属組織内に万
遇なく無数に析出したα相の夫々に均等に分散されるこ
とになり、従来材の様な局部的応力集中による局所的破
壊が起こらなくなる結果、延性が著しく改善される。し
かも時効処理時のα相の析出による析出硬化も全域で万
遇なく進行することになり、局所的析出硬化部と析出硬
化不足部の共存する従来材に比べると高強度化も推進さ
れることになる。
ところで加工による転位を局在化させないための塑性加
工条件は、Ｔｆ合金の種類によっても異なるので一律に
規定することはできないが、一般的な基準として示すな
らば、加工温度を６０℃程度以上の高温に設定すること
である。但し加工温度が高過ぎる場合は、転位の局在化
は起こらないものの加工時に動的回復が起こって転位の
蓄積が不十分となり、時効析出α相の密度が粗となって
高強度が得られなくなるので６５０℃程度以下に抑える
べきである。
工条件は、Ｔｆ合金の種類によっても異なるので一律に
規定することはできないが、一般的な基準として示すな
らば、加工温度を６０℃程度以上の高温に設定すること
である。但し加工温度が高過ぎる場合は、転位の局在化
は起こらないものの加工時に動的回復が起こって転位の
蓄積が不十分となり、時効析出α相の密度が粗となって
高強度が得られなくなるので６５０℃程度以下に抑える
べきである。
即ち本発明の目的を達成するには、塑性加工温度を、転
位が局在化しない温度以上であって且つ転位の動的回復
を生ずる温度未満の温度範囲（一般的には約６０〜約６
５０℃程度、より好ましくは約４００〜約６５０℃）に
設定し、それによって転位を高密度で均一に生ぜしめ、
その後の時効処理により該転位に沿ってα相を微細均一
に析出させればよい。
位が局在化しない温度以上であって且つ転位の動的回復
を生ずる温度未満の温度範囲（一般的には約６０〜約６
５０℃程度、より好ましくは約４００〜約６５０℃）に
設定し、それによって転位を高密度で均一に生ぜしめ、
その後の時効処理により該転位に沿ってα相を微細均一
に析出させればよい。
本発明で使用されるβ型Ｔｉ合金は、冷間加工によりす
べり変形し転位を起こし得るものであればその種類は一
切問わず、Ｔｉにβ安定化元素である全率固溶形のＭｏ
，Ｖ．Ｎｂ，Ｔａや共析形のＦｅ，Ｃｒ．Ｍｎ，Ｃｏ，
Ｎｉ，或は中性元素であるＳｎ，Ｚｎ等を加えた様々の
β型Ｔｉ合金を使用することができ、またα安定化元素
であるＡ１を少量（３％程度）含有させると、時効処理
時におけるα相の析出硬化が助長され、本発明の前記作
用効果が一層効果的に発揮されるので好ましい。
べり変形し転位を起こし得るものであればその種類は一
切問わず、Ｔｉにβ安定化元素である全率固溶形のＭｏ
，Ｖ．Ｎｂ，Ｔａや共析形のＦｅ，Ｃｒ．Ｍｎ，Ｃｏ，
Ｎｉ，或は中性元素であるＳｎ，Ｚｎ等を加えた様々の
β型Ｔｉ合金を使用することができ、またα安定化元素
であるＡ１を少量（３％程度）含有させると、時効処理
時におけるα相の析出硬化が助長され、本発明の前記作
用効果が一層効果的に発揮されるので好ましい。
［実施例］
Ｔｉ−１ ５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌよりなるβ型
Ｔｉ合余熱延板に対し、ａＯＯ℃Ｘ３０分加熱後水冷の
溶体化処理を施しＴｉ合金素板として使用した。
Ｔｉ合余熱延板に対し、ａＯＯ℃Ｘ３０分加熱後水冷の
溶体化処理を施しＴｉ合金素板として使用した。
上記のβ型Ｔｉ合金素板に対し、第１表に示す如く室温
〜７００℃の範囲内の所定温度で加工率５％または６０
％の塑性加工を施した。そして５％加工板について、加
工後の金属組織を透過型電子顕＠鏡で観察することによ
り転位の導入状況を判定すると共に、６０％加工板につ
いては４８０℃で８時間時効処理してα相を析出させて
から引張試験に供し、耐力、引張強さおよび伸び率を測
定した。
〜７００℃の範囲内の所定温度で加工率５％または６０
％の塑性加工を施した。そして５％加工板について、加
工後の金属組織を透過型電子顕＠鏡で観察することによ
り転位の導入状況を判定すると共に、６０％加工板につ
いては４８０℃で８時間時効処理してα相を析出させて
から引張試験に供し、耐力、引張強さおよび伸び率を測
定した。
結果を第１表に一括して示す。
第１表より次の様に考えることができる。
比較例１．２：ｔＪ性加工温度が低く、加工による転位
が局在化しているため、 時効処理によるα相の析出も局 部的となっており、伸び率が極 端に低いばかりでなく引張特性 も悪い． 実施例１〜３：本発明の規定要件を満たす実施例であっ
て、塑性加工により転 位が均一且つ密に与えられてお り、時効処理によるα相の析出 が均一且つ密であるため伸び率 が大幅に改善されており且つ引 張特性も非常に良好である。
が局在化しているため、 時効処理によるα相の析出も局 部的となっており、伸び率が極 端に低いばかりでなく引張特性 も悪い． 実施例１〜３：本発明の規定要件を満たす実施例であっ
て、塑性加工により転 位が均一且つ密に与えられてお り、時効処理によるα相の析出 が均一且つ密であるため伸び率 が大幅に改善されており且つ引 張特性も非常に良好である。
比較例３．４＝塑性加工温度が高すぎるため、加工時に
転位の動的回復がみら れ、伸び率は良好であるものの 引張特性が著しく悪くなってい る． ［発明の効果］ 本発明は以上の様に構成されており、塑性加工により導
入される転位を均一且つ密なものとすることによって、
その後の時効処理でα相をマトリックス中に均一且つ密
に析出させることができ、それにより加工時の局部的応
力集中が防止されて延性が著しく高められると共に、α
相析出による時効効果も組織全体に亘って万逼なく起こ
り高強度化も推進することがきる。
転位の動的回復がみら れ、伸び率は良好であるものの 引張特性が著しく悪くなってい る． ［発明の効果］ 本発明は以上の様に構成されており、塑性加工により導
入される転位を均一且つ密なものとすることによって、
その後の時効処理でα相をマトリックス中に均一且つ密
に析出させることができ、それにより加工時の局部的応
力集中が防止されて延性が著しく高められると共に、α
相析出による時効効果も組織全体に亘って万逼なく起こ
り高強度化も推進することがきる。
Claims (1)
- 冷間加工によりすべり変形を生じるβ型Ｔｉ合金を、
加工により導入される転位が局在化しない温度以上であ
って且つ転位の動的回復を生じる温度未満の温度範囲で
塑性加工した後時効処理し、β相よりなるマトリックス
中に時効析出α相が均一且つ密に分布した２相組織のＴ
ｉ合金を得ることを特徴とする高強度・高延性Ｔｉ合金
の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31003789A JPH03170652A (ja) | 1989-11-29 | 1989-11-29 | 高強度・高延性Ｔｉ合金の製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31003789A JPH03170652A (ja) | 1989-11-29 | 1989-11-29 | 高強度・高延性Ｔｉ合金の製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03170652A true JPH03170652A (ja) | 1991-07-24 |
Family
ID=18000401
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31003789A Pending JPH03170652A (ja) | 1989-11-29 | 1989-11-29 | 高強度・高延性Ｔｉ合金の製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03170652A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003055749A (ja) * | 2001-08-15 | 2003-02-26 | Kobe Steel Ltd | 高強度および低ヤング率のβ型Ｔｉ合金並びにその製造方法 |
-
1989
- 1989-11-29 JP JP31003789A patent/JPH03170652A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003055749A (ja) * | 2001-08-15 | 2003-02-26 | Kobe Steel Ltd | 高強度および低ヤング率のβ型Ｔｉ合金並びにその製造方法 |
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