JPH03219060A - 微細粒チタン合金の製造法 - Google Patents
微細粒チタン合金の製造法Info
- Publication number
- JPH03219060A JPH03219060A JP1287390A JP1287390A JPH03219060A JP H03219060 A JPH03219060 A JP H03219060A JP 1287390 A JP1287390 A JP 1287390A JP 1287390 A JP1287390 A JP 1287390A JP H03219060 A JPH03219060 A JP H03219060A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- titanium alloy
- fine
- forging
- temperature
- transformation point
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Forging (AREA)
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）
この発明は、微細粒チタン合金の製造法に関するらので
ある。さらに詳しくは、この発明は、均一分布したα微
細粒組織を有するα＋β型チタン合金の新しい製造法に
関するらのである。
ある。さらに詳しくは、この発明は、均一分布したα微
細粒組織を有するα＋β型チタン合金の新しい製造法に
関するらのである。
（従来の技術とその課題）
従来より、α」−β型チタン合金の製造において、α粒
組織を微細化して組織の均一化や材料特性の向上を図る
ための方法が種々提案されてきている。
組織を微細化して組織の均一化や材料特性の向上を図る
ための方法が種々提案されてきている。
これらの方法としては、たとえばβ変態点以上からの焼
入れの後に、β変態点以下の特定範囲の温度において鍛
錬を加え、α相の巨大化を抑え、微細粒α＋β組織とす
る方法が考えられてきてもいる。
入れの後に、β変態点以下の特定範囲の温度において鍛
錬を加え、α相の巨大化を抑え、微細粒α＋β組織とす
る方法が考えられてきてもいる。
これらのいずれの方法も、β域で分塊鍛造または分塊圧
延によって製造したチタン合金はその製造段階において
β；α十β変態点近傍温度に徐冷されること等によりβ
粒界に粗大粒α相が成長し、その一部が熱間加工、熱処
理後も消失することなく存在し、チタン合金の特性向上
を困難としているとの問題を克服しようとするものであ
る。
延によって製造したチタン合金はその製造段階において
β；α十β変態点近傍温度に徐冷されること等によりβ
粒界に粗大粒α相が成長し、その一部が熱間加工、熱処
理後も消失することなく存在し、チタン合金の特性向上
を困難としているとの問題を克服しようとするものであ
る。
しかしながら、これまでに提案されている従来法におい
ては、α相の成長を抑える作用効果が充分でなく、伸び
特性が劣り、表面割れが発生し易いなどの材料特性上の
欠点が避けられなかった。
ては、α相の成長を抑える作用効果が充分でなく、伸び
特性が劣り、表面割れが発生し易いなどの材料特性上の
欠点が避けられなかった。
得られたチタン合金の組織の均一性やその特性の向上に
は限界があった。
は限界があった。
この発明は、以上の通りの事情に鑑みてなされたもので
あり、従来法の欠点を解消し、組織の均一性および材料
特性を向上させ、α相の微細粒化を図ることのできる、
α＋β型チタン合金の新しい製造法を提供することを目
的としている。
あり、従来法の欠点を解消し、組織の均一性および材料
特性を向上させ、α相の微細粒化を図ることのできる、
α＋β型チタン合金の新しい製造法を提供することを目
的としている。
（課題を解決するための手段）
この発明は、上記の課題を解決するものとして、α＋β
型チタン合金の製造において、分塊鍛′ｆｔｉ後のβ変
態点以上からの焼入れ時の冷却をβ変態点より５００℃
低い温度までの間で６０℃／分以上の冷却速度で行い、
その後、β変態点より低い温度で＃ｉ錬を加えること、
より好ましくは、減面率５０％以上、および減面率３０
％以下の鍛錬を各々加えることを特徴とする微細粒チタ
ン合金の製造法を提供する。
型チタン合金の製造において、分塊鍛′ｆｔｉ後のβ変
態点以上からの焼入れ時の冷却をβ変態点より５００℃
低い温度までの間で６０℃／分以上の冷却速度で行い、
その後、β変態点より低い温度で＃ｉ錬を加えること、
より好ましくは、減面率５０％以上、および減面率３０
％以下の鍛錬を各々加えることを特徴とする微細粒チタ
ン合金の製造法を提供する。
すなわち、この発明は、β変態点以上からの焼入れ時の
冷却速度の低下にともなってラメラ状α相が成長し、仕
上げ鍛造加熱によるこのα相の粒状化には長時間が必要
とされ、巨大α粒の観察される頻度が高くなることや、
冷却速度を速くすることによりこのα粒の成長を抑える
ことができること、さらには、特定温度域でのα＋β鍛
造や、このαトβ鍛造と仕上げ鍛造とを特定条件下での
２段操作によって高効率でα相を微細化した均一組織の
α＋β型チタン合金の製造が可能となるとの知見に基づ
いて完成されたものである。
冷却速度の低下にともなってラメラ状α相が成長し、仕
上げ鍛造加熱によるこのα相の粒状化には長時間が必要
とされ、巨大α粒の観察される頻度が高くなることや、
冷却速度を速くすることによりこのα粒の成長を抑える
ことができること、さらには、特定温度域でのα＋β鍛
造や、このαトβ鍛造と仕上げ鍛造とを特定条件下での
２段操作によって高効率でα相を微細化した均一組織の
α＋β型チタン合金の製造が可能となるとの知見に基づ
いて完成されたものである。
対象となるチタン合金としては、Ｔ’ｉ −６ＡＪ４
Ｖ等のα＋β型′Ｉ″ｉ合金の組成のものが含まれる。
Ｖ等のα＋β型′Ｉ″ｉ合金の組成のものが含まれる。
これらの合金は、β域での分塊鍛造後のβ変態点以上か
らの焼入れに際し、β変態点とそれより５００℃低い温
度までの間の冷却速度を６０℃／分以上とする。さらに
は、β変態点より５００℃低い温度までの間の冷却速度
を１００℃／分程度以上とするのが好ましい。
らの焼入れに際し、β変態点とそれより５００℃低い温
度までの間の冷却速度を６０℃／分以上とする。さらに
は、β変態点より５００℃低い温度までの間の冷却速度
を１００℃／分程度以上とするのが好ましい。
この範囲の冷却速度での冷却によって、冷却過程での粗
大な針状α相の生成を抑制し、微細な針状組織を得るこ
とができる。
大な針状α相の生成を抑制し、微細な針状組織を得るこ
とができる。
次いでこの発明では、α＋β域鍛造として、まず最初の
鍛錬は、β変態点より１００℃低い温度以下で、減面率
５０％以上で行う、より好ましくは、減面率７０％以上
とする。この過程では、上記の針状α相を成長させず、
または再結晶しない温度域での加工として加工歪を蓄積
させる。５０％以下の場合には効果は充分でない。
鍛錬は、β変態点より１００℃低い温度以下で、減面率
５０％以上で行う、より好ましくは、減面率７０％以上
とする。この過程では、上記の針状α相を成長させず、
または再結晶しない温度域での加工として加工歪を蓄積
させる。５０％以下の場合には効果は充分でない。
次の２ヒート目のＳＳは、β変態点とその温度より１０
０℃低い温度までの間で減面率３０％以下で行う、この
過程では、蓄積した加工歪を利用して、再結晶させつつ
加工する。これによって、均一分布した微細α＋β組織
とすることができる。
０℃低い温度までの間で減面率３０％以下で行う、この
過程では、蓄積した加工歪を利用して、再結晶させつつ
加工する。これによって、均一分布した微細α＋β組織
とすることができる。
この場合、減面率を３０％以上に大きくすると、粒状化
したα粒が長仲するので好ましくない。また、以上の２
ヒート鍛錬を行わずに１ヒート鍛錬とする場合には、減
面率を大きくし、加工量を充分に加えたとしても再結晶
は容易ではない。
したα粒が長仲するので好ましくない。また、以上の２
ヒート鍛錬を行わずに１ヒート鍛錬とする場合には、減
面率を大きくし、加工量を充分に加えたとしても再結晶
は容易ではない。
上記の通りのβ変態点以上からの焼入れ時の冷却速度を
特定の範囲とし、かつ、特定加工度の２ヒート鍛造を行
うことにより、従来に比べてはるかにα相が微細粒状化
したα＋β組繊のチタン合金が製造される。
特定の範囲とし、かつ、特定加工度の２ヒート鍛造を行
うことにより、従来に比べてはるかにα相が微細粒状化
したα＋β組繊のチタン合金が製造される。
以下、実緒例を示し、さらに詳しくこの発明の製造法に
ついて説明する。
ついて説明する。
実施例１
（冷 却）
”Ｉ’１−６ＡＪ −４Ｖの組成からなるα＋β型チタ
ン合金を製造し、２０ｘ２０ｘ４０ｊの供試材とした。
ン合金を製造し、２０ｘ２０ｘ４０ｊの供試材とした。
このα＋β型チタン合金供試材を１０１５”Ｃの温度に
おいて０，５時間β焼鈍し、 （１） ４９．５℃／秒 （２＞ ２．７℃／秒 （３） ０．０７℃／秒 の各々の冷却速度（β変態点〜５００℃低い温度の間の
）において冷却した。
おいて０，５時間β焼鈍し、 （１） ４９．５℃／秒 （２＞ ２．７℃／秒 （３） ０．０７℃／秒 の各々の冷却速度（β変態点〜５００℃低い温度の間の
）において冷却した。
次いで８５０℃の温度でα＋β恒温鍛伸した。５回の鍛
伸を各々減面率２０％で行い、１１ＸＩ ｌＸ１３ＯＮ
に加工した。これを１１ｘｌｌｘ１５Ｊの大きさに切断
し、仕上鍛造加熱した。
伸を各々減面率２０％で行い、１１ＸＩ ｌＸ１３ＯＮ
に加工した。これを１１ｘｌｌｘ１５Ｊの大きさに切断
し、仕上鍛造加熱した。
仕上鍛造加熱は、９３０℃の温度で、２時間および１６
時間行った。
時間行った。
上記（１）の冷却速度のものは、仕上鍛造加熱後に微細
なα十β組織のチタン合金が得られた。
なα十β組織のチタン合金が得られた。
この時の組織を例示したものが第１図である。また、上
記（２）の場合のものも比較的微細な組織のものが得ら
れたが、上記（３）の比較例の場合には、第２図に示し
たように、α相の巨大粒が生成し、均一、かつ微細組織
のα」−β型チタン合金は得られなかった。
記（２）の場合のものも比較的微細な組織のものが得ら
れたが、上記（３）の比較例の場合には、第２図に示し
たように、α相の巨大粒が生成し、均一、かつ微細組織
のα」−β型チタン合金は得られなかった。
この結果から、この発明のβ変態点以」二からの焼入れ
時の冷却速度での効果か明らかとなる。
時の冷却速度での効果か明らかとなる。
実施例２
（２ヒート鍛練）
実施例１に関連し、β変態点以上からの焼入れ後の２ヒ
ート鍛錬の作用効果について評価した。
ート鍛錬の作用効果について評価した。
まず最初の鍛錬を減面率７４％および３８％で各々行い
、ついでその各々について、２ヒート目の鍛錬を２０％
として行った。
、ついでその各々について、２ヒート目の鍛錬を２０％
として行った。
減面率７４％の場合の２ヒート鍛錬後の組織を示したも
のが第３図である。均一で、微細粒組織のα＋β型チタ
ン合金が得られていることがわかる。
のが第３図である。均一で、微細粒組織のα＋β型チタ
ン合金が得られていることがわかる。
一方、減面率３８％の場合のものは、第４図に示したよ
うに、不均一で、粗粒の存在する組織となっていること
がわかる。
うに、不均一で、粗粒の存在する組織となっていること
がわかる。
（発明の効果）
こ発明により、以上詳しく説明した通り、均一で微細粒
組織のα＋β型チタン合金が実現され、その材料特性は
大きく向上する。
組織のα＋β型チタン合金が実現され、その材料特性は
大きく向上する。
第１図および第２図は、この発明の実施例および比較例
を冷却速度の相違による組織の差異として示した結晶組
織図である。 第３図および第４図は、この発明の実施例および比較例
を、２ヒート鍛辣の減面率の相違による＃ｆ１８の差異
として示した結晶組織図である。
を冷却速度の相違による組織の差異として示した結晶組
織図である。 第３図および第４図は、この発明の実施例および比較例
を、２ヒート鍛辣の減面率の相違による＃ｆ１８の差異
として示した結晶組織図である。
Claims (2)
- （１）α＋β型チタン合金の製造において、分塊鍛造後
のβ変態点以上からの焼入れに際しβ変態点より５００
℃低い温度までの間で６０℃／分以上の冷却速度で冷却
し、その後、β変態点より低い温度で鍛錬を加えること
を特徴とする微細粒チタン合金の製造法。 - （２）β変態点以上からの焼入れの後のα＋β域鍛造に
おいて、β変態点より１００℃低い温度以下での鍛錬を
減面率５０％以上およびβ変態点から１００℃低い温度
までの間での鍛錬を減面率３０％以下とする請求項（１
）記載の微細粒チタン合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1287390A JPH03219060A (ja) | 1990-01-22 | 1990-01-22 | 微細粒チタン合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1287390A JPH03219060A (ja) | 1990-01-22 | 1990-01-22 | 微細粒チタン合金の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03219060A true JPH03219060A (ja) | 1991-09-26 |
Family
ID=11817545
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1287390A Pending JPH03219060A (ja) | 1990-01-22 | 1990-01-22 | 微細粒チタン合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03219060A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997037049A1 (fr) * | 1996-03-29 | 1997-10-09 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Alliage de titane a haute resistance, produits issus de cet alliage et procede de fabrication |
| JP2014065967A (ja) * | 2011-12-19 | 2014-04-17 | Kobe Steel Ltd | チタン合金ビレット、チタン合金ビレットの製造方法、チタン合金鍛造材、チタン合金鍛造材の製造方法ならびに航空機部品の製造方法 |
| JP2021167448A (ja) * | 2020-04-10 | 2021-10-21 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金棒材及びその製造方法 |
-
1990
- 1990-01-22 JP JP1287390A patent/JPH03219060A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997037049A1 (fr) * | 1996-03-29 | 1997-10-09 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Alliage de titane a haute resistance, produits issus de cet alliage et procede de fabrication |
| JP2014065967A (ja) * | 2011-12-19 | 2014-04-17 | Kobe Steel Ltd | チタン合金ビレット、チタン合金ビレットの製造方法、チタン合金鍛造材、チタン合金鍛造材の製造方法ならびに航空機部品の製造方法 |
| JP2021167448A (ja) * | 2020-04-10 | 2021-10-21 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金棒材及びその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS62109956A (ja) | チタン合金の製造方法 | |
| JPH03219060A (ja) | 微細粒チタン合金の製造法 | |
| JPH02125849A (ja) | 超微細粒組織を有するα＋β型チタン合金の熱間加工材の製造方法 | |
| JPH04268056A (ja) | ベリリウム銅合金の製造方法 | |
| JPS61159564A (ja) | 等軸細粒の（α＋β）２相組織を有するチタン合金材の製造方法 | |
| JPH01104718A (ja) | 冷間鍛造用棒線材の製造方法 | |
| JPS63130755A (ja) | α＋β型チタン合金の加工熱処理方法 | |
| JPS604884B2 (ja) | 超強カマルエージ鋼の製造方法 | |
| JPS62202061A (ja) | 微細結晶粒を有するアルミニウム合金材料の製造方法 | |
| JPH0266142A (ja) | α＋β型チタン合金板材、棒材、線材の製造方法 | |
| JPH03120343A (ja) | α＋β型チタン合金の製造法 | |
| JPH01215924A (ja) | 熱間圧延線俸鋼の製造方法 | |
| JPS63230857A (ja) | 超塑性加工用チタン合金板の製造方法 | |
| JPS60114557A (ja) | 銅合金板および条の製造方法 | |
| JPS61210163A (ja) | 超微細粒組織を有するα＋β型チタン合金の熱間加工材 | |
| JP2820513B2 (ja) | ＴｉＡｌ系金属間化合物の加工熱処理法及び該法で得られたＴｉＡｌ系金属間化合物素材 | |
| JPH04263051A (ja) | β型チタン合金の加工熱処理方法 | |
| JPS61217563A (ja) | チタン合金の製造方法 | |
| JPS6345356A (ja) | α＋β型チタン合金厚板の製造方法 | |
| CN120384252A (zh) | 一种提高稀土镁合金强度的热加工方法 | |
| JPS634914B2 (ja) | ||
| JPS63105954A (ja) | Ｎｅａｒβ型チタン合金の熱間加工方法 | |
| KR890000666B1 (ko) | 연속소둔에 의한 연성이 우수한 가공용 냉연강판의 제조방법 | |
| JP4253922B2 (ja) | 圧延鋼材の製造方法 | |
| JP2957717B2 (ja) | 降伏比の低い高強度シームレス鋼管の製造法 |