JPH0331784B2 - - Google Patents
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- JPH0331784B2 JPH0331784B2 JP1515087A JP1515087A JPH0331784B2 JP H0331784 B2 JPH0331784 B2 JP H0331784B2 JP 1515087 A JP1515087 A JP 1515087A JP 1515087 A JP1515087 A JP 1515087A JP H0331784 B2 JPH0331784 B2 JP H0331784B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cold
- rate
- cold working
- solution treatment
- cooling
- 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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- Metal Rolling (AREA)
- Cell Electrode Carriers And Collectors (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は強度及び延性に優れたβ型チタン合金
材の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 Ti−15％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金、
Ti−３％Al−８％Ｖ−６％Cr−４％Mo−４％
Zr合金等のβ型チタン合金は冷間加工性が良好
であり、冷延薄板、冷間引きぬきによる棒、線材
として使用される場合がある。これらβ型チタン
合金材では冷間加工後直接時効処理することによ
り強度を上昇することができ、強度は冷間加工率
の増大と共に上昇し、この結果たとえばTi−15
％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金冷延板では
最大強度165Kgｆ／mm2を得ることができる。しか
し、この場合の伸びはほぼ１％程度と強度の上昇
に伴い延性値が逆相関関係を保ちながら低下する
ため、実用に際しては強度をおさえ延性値が確保
できる熱処理条件が採用されている。 これらβ型チタン合金の冷間加工材は冷間加工
後溶体化−時効処理、あるいは冷間加工−時効処
理を施して使用される。冷間加工まま、あるいは
溶体化処理で溶体化温度を比較的低温とし、冷間
加工歪を適度に残存させると時効においてα晶の
析出の促進と微細化が促がされ、従つて強度を冷
間加工率の増大により上昇させることが可能とな
る。例えば冷間加工後の溶体化工程では再結晶が
進行することになるが、上述のような溶体化条件
の選択により粒内に均一微細な下部組織の残存し
た組織が得られる。この下部転位組織の残存した
溶体化材を時効処理するとこの均一微細な下部転
位の存在によりα晶時効析出の促進と均一化が図
られ、従つて冷間加工材では熱間加工材と比較し
て高強度が得られることとなる。しかし、粒界及
び粒界近傍は粒内と比較して転位が集積し易く、
このため時効時に粒界に層状にα晶が析出し易く
なる。従つて従来製法による冷間加工材では冷間
加工率の増大に伴ない結晶粒界へのα晶の析出が
結晶粒内と比較して著しく促進され、粒界破壊を
起こし易くなつていて、そのためβ型チタン合金
冷間加工材では165Kgｆ／mm2程度が強度の限界と
なり、又高強度材とした場合、低延性値であると
いつた欠点を有していた。 〔発明が解決しようとする問題点〕 これでわれわれは高強度β型チタン合金冷延板
を製造しうる方法として新冷延法を特願昭61−
237140号として提案した。この新冷延法は熱延−
（溶体化）−冷間圧延−中間溶体化−冷間圧延−溶
体化−時効の工程をとる。即ち、最終冷延の前段
の冷間圧延により歪を導入した組織を中間溶体化
により粒内に均一微細な下部転位組織の残存した
再結晶組織とし、この下部転位組織の残存した中
間溶体化材に軽度の冷間加工を加え、更に溶体化
処理を行なうと回復現象のみが進展し、粒内及び
粒界を含めて更に均一且つ微細な転位を含んだ均
一微細な下部組織が得られる。このため時効にお
いてはα晶の時効析出の促進と均一化が粒界及び
粒内を通してはかられることとなり、この結果粒
界破壊を起こしにくくなつて、従来製法材と比較
して高強度、高延性冷延板（強度170Kgｆ／mm2以
上、伸び５％以上）が製造されることになる。し
かし、この新冷延法では板厚が約２mm以下の比較
的薄い板に対してのみ効果が大きく現われるとい
つた欠点を有していた。 本発明は以上の様な問題に鑑み、創案されたも
ので、上記新冷延法を更に改良して冷間加工工程
と、該冷間加工後の熱処理における溶体化工程の
両工程をあわせて厳密に制御することにより、板
厚に依らず新冷延法の効果を付与することを可能
としたものである。 〔問題点を解決するための手段〕 このため本発明では、β型チタン合金材に対
し、加工率30％以上で最終冷間加工前段の冷間加
工を行ない、次いで、β域温度域に２℃／sec以
上の昇温速度で昇温して再結晶を完了させた後２
℃／sec以上の冷却速度で300℃以下まで冷却する
ことにより中間溶体化処理を終了し、更に３％以
上30％未満の加工率で最終冷間加工を行ない、引
き続く最終溶体化処理において、β域温度域に２
℃／sec以上の昇温速度で昇温した後２℃／sec以
上の冷却速度で300℃以下まで冷却することを特
徴とする。 即ち、本発明では中間及び最終溶体化時の昇
温、冷却速度をα＋β域での昇温、冷却時にα晶
の析出の認められない速度に制御する。この溶体
化時の昇温速度が遅い場合、β単相域までへの加
熱途中のα＋β域において下部組織上にα晶の析
出が起こることとなるが、この析出したα晶はβ
域に昇温後もしばらく残存するため下部組織の回
復現象を局部的に阻害し、その結果不均質な回復
組織となり時効時のα晶析出は不均一で低強度と
なる。又溶体化時の冷却速度が遅い場合、冷却過
程で回復下部組織上へのα晶の析出が起こり、こ
の析出したα晶は時効時に肥大化するため、時効
組識は不均一で低強度となる。しかし、本発明で
は溶体化時の昇温、冷却速度を制御することで板
厚によらず均質な回復組織を得ることができるた
め、新冷延法の効果を十分に利用することができ
る。 以下、本発明の構成における数値限定につき説
明する。 最終冷間加工の前段の冷間加工率を30％以上と
規定したのは、30％未満の冷間加工率では中間溶
体化に再結晶が進展せず、最終製品が粗粒となる
からのみならず、中間溶体化後の残留冷間加工歪
の分布が不均一で且つ密度が疎となり、そのた
め、この残留冷間加工歪の不均一性に起因して最
終冷間加工後の溶体化処理時に残留する冷間加工
歪までその分布が不均一で且つ密度が粗となつ
て、時効後高強度、高延性の材質特性をもつ冷間
加工材を得るのは不可能となるからである。ま
た、材質上、加工率の上限は存在しないが、加工
率が90％をこえる場合、冷延板端部に耳割れが生
じ、製品性状を劣化させないため、加工率は90％
以下が望ましい。 また、最終冷間加工での冷間加工率を３％以上
と規定したのは、３％未満の冷間加工率では冷間
加工による歪の導入が不均一であり、このため最
終時効材のα晶の時効析出が不均一となり、高強
度、高延性の材質特性が失われてしまうからであ
る。加えて、最終冷間加工の冷間加工率を30％未
満と規定したのは30％以上の冷間加工率では最終
溶体化時に再結晶が進展し、最終冷間加工による
加工歪付加の効果が失われてしまうためである。 更に、中間溶体化及び最終溶体化時の昇温、冷
却速度を２℃／sec以上と規定したのは、２℃／
sec未満の昇温、冷却速度では昇温、冷却時にα
晶が析出してしまい、その結果最終時効材のα晶
の時効析出が不均一であつたり、肥大化してしま
い、高強度、高延性の材質特性が失われてしまう
ためである。尚、昇温及び冷却速度の条件は特に
規定しないが、100℃／secを越えると、材料の形
状に歪が発生するため、これらの上限は100℃／
secとするのが好ましい。 又、中間溶体化及び最終溶体化時の加熱温度を
β域温度域と規定したのは、β変態点以下の温度
への加熱では様態化時にα晶が析出してしまうた
めである。尚、加熱温度の上限についても特に規
定していないが、β変態点＋200℃を越えると粒
成長が生じ、材質の劣化を生ずるので、β変態点
＋200℃を上限すると良い。 更に、中間溶体化及び最終溶体化時の冷却速度
のコントロールを300℃以下の温度までと規定し
たのも300℃以上の温度までの冷却速度のコント
ロールではその温度から300℃までの温度への冷
却中にα晶が析出してしまうためである。これら
のα晶の析出が最終時効材の材質を劣化させる理
由は上記の利用と同じである。また、冷却停止温
度の下限の規制は材質上からは特に必要ではない
が、工業的には、コスト上室温が採用される。 〔実施例〕 代表的なβ型合金であるTi−15％Ｖ−３％Cr
−３％Sn−３％Al合金の直径550mm鋳塊を1050℃
に加熱後200mm厚さに熱間鍛造してスラブを作成
した。第１表に用いた供試材の化学組成を示す
（β変態点Tβ＝729℃）。上記スラブを950℃に加
熱後80mm厚さに熱間圧延した後800℃で20min溶
体化処理を施し冷延素材とした。冷延では上記熱
延板（80mm厚さ）より板厚55mmから7.0mmまでの
サンプルを切り出して冷延用の素材とし、これを
１次の冷延（最終冷延の前段の冷延：圧下率20〜
80％）と２次の冷延（最終冷延：圧下率０〜50
％）により最終板厚５mm（一部10mm）の冷延板に
仕上げた。冷延材の中間及び最終溶体化条件は
710℃〜900℃×１〜20minであり、溶体化時の昇
温、冷却速度を1.0℃／sec〜10℃／secと変化さ
せた。時効条件はいずれも510℃×14hr→空冷で
あり、熱処理材の機械的性質は平行部の板幅12.5
mmG.L.50mmの板状引張試験片をＬ方向に採取して
調査した。第２表に冷延、溶体化条件、およびこ
れにより得られた冷延材の材質特性を示す。同表
から、本発明の冷延及び熱処理条件を満足する場
合のみ強度170Kgｆ／mm2以上、伸び５％以上の優
れた材質特性が得られていることがわかる。
材の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 Ti−15％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金、
Ti−３％Al−８％Ｖ−６％Cr−４％Mo−４％
Zr合金等のβ型チタン合金は冷間加工性が良好
であり、冷延薄板、冷間引きぬきによる棒、線材
として使用される場合がある。これらβ型チタン
合金材では冷間加工後直接時効処理することによ
り強度を上昇することができ、強度は冷間加工率
の増大と共に上昇し、この結果たとえばTi−15
％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金冷延板では
最大強度165Kgｆ／mm2を得ることができる。しか
し、この場合の伸びはほぼ１％程度と強度の上昇
に伴い延性値が逆相関関係を保ちながら低下する
ため、実用に際しては強度をおさえ延性値が確保
できる熱処理条件が採用されている。 これらβ型チタン合金の冷間加工材は冷間加工
後溶体化−時効処理、あるいは冷間加工−時効処
理を施して使用される。冷間加工まま、あるいは
溶体化処理で溶体化温度を比較的低温とし、冷間
加工歪を適度に残存させると時効においてα晶の
析出の促進と微細化が促がされ、従つて強度を冷
間加工率の増大により上昇させることが可能とな
る。例えば冷間加工後の溶体化工程では再結晶が
進行することになるが、上述のような溶体化条件
の選択により粒内に均一微細な下部組織の残存し
た組織が得られる。この下部転位組織の残存した
溶体化材を時効処理するとこの均一微細な下部転
位の存在によりα晶時効析出の促進と均一化が図
られ、従つて冷間加工材では熱間加工材と比較し
て高強度が得られることとなる。しかし、粒界及
び粒界近傍は粒内と比較して転位が集積し易く、
このため時効時に粒界に層状にα晶が析出し易く
なる。従つて従来製法による冷間加工材では冷間
加工率の増大に伴ない結晶粒界へのα晶の析出が
結晶粒内と比較して著しく促進され、粒界破壊を
起こし易くなつていて、そのためβ型チタン合金
冷間加工材では165Kgｆ／mm2程度が強度の限界と
なり、又高強度材とした場合、低延性値であると
いつた欠点を有していた。 〔発明が解決しようとする問題点〕 これでわれわれは高強度β型チタン合金冷延板
を製造しうる方法として新冷延法を特願昭61−
237140号として提案した。この新冷延法は熱延−
（溶体化）−冷間圧延−中間溶体化−冷間圧延−溶
体化−時効の工程をとる。即ち、最終冷延の前段
の冷間圧延により歪を導入した組織を中間溶体化
により粒内に均一微細な下部転位組織の残存した
再結晶組織とし、この下部転位組織の残存した中
間溶体化材に軽度の冷間加工を加え、更に溶体化
処理を行なうと回復現象のみが進展し、粒内及び
粒界を含めて更に均一且つ微細な転位を含んだ均
一微細な下部組織が得られる。このため時効にお
いてはα晶の時効析出の促進と均一化が粒界及び
粒内を通してはかられることとなり、この結果粒
界破壊を起こしにくくなつて、従来製法材と比較
して高強度、高延性冷延板（強度170Kgｆ／mm2以
上、伸び５％以上）が製造されることになる。し
かし、この新冷延法では板厚が約２mm以下の比較
的薄い板に対してのみ効果が大きく現われるとい
つた欠点を有していた。 本発明は以上の様な問題に鑑み、創案されたも
ので、上記新冷延法を更に改良して冷間加工工程
と、該冷間加工後の熱処理における溶体化工程の
両工程をあわせて厳密に制御することにより、板
厚に依らず新冷延法の効果を付与することを可能
としたものである。 〔問題点を解決するための手段〕 このため本発明では、β型チタン合金材に対
し、加工率30％以上で最終冷間加工前段の冷間加
工を行ない、次いで、β域温度域に２℃／sec以
上の昇温速度で昇温して再結晶を完了させた後２
℃／sec以上の冷却速度で300℃以下まで冷却する
ことにより中間溶体化処理を終了し、更に３％以
上30％未満の加工率で最終冷間加工を行ない、引
き続く最終溶体化処理において、β域温度域に２
℃／sec以上の昇温速度で昇温した後２℃／sec以
上の冷却速度で300℃以下まで冷却することを特
徴とする。 即ち、本発明では中間及び最終溶体化時の昇
温、冷却速度をα＋β域での昇温、冷却時にα晶
の析出の認められない速度に制御する。この溶体
化時の昇温速度が遅い場合、β単相域までへの加
熱途中のα＋β域において下部組織上にα晶の析
出が起こることとなるが、この析出したα晶はβ
域に昇温後もしばらく残存するため下部組織の回
復現象を局部的に阻害し、その結果不均質な回復
組織となり時効時のα晶析出は不均一で低強度と
なる。又溶体化時の冷却速度が遅い場合、冷却過
程で回復下部組織上へのα晶の析出が起こり、こ
の析出したα晶は時効時に肥大化するため、時効
組識は不均一で低強度となる。しかし、本発明で
は溶体化時の昇温、冷却速度を制御することで板
厚によらず均質な回復組織を得ることができるた
め、新冷延法の効果を十分に利用することができ
る。 以下、本発明の構成における数値限定につき説
明する。 最終冷間加工の前段の冷間加工率を30％以上と
規定したのは、30％未満の冷間加工率では中間溶
体化に再結晶が進展せず、最終製品が粗粒となる
からのみならず、中間溶体化後の残留冷間加工歪
の分布が不均一で且つ密度が疎となり、そのた
め、この残留冷間加工歪の不均一性に起因して最
終冷間加工後の溶体化処理時に残留する冷間加工
歪までその分布が不均一で且つ密度が粗となつ
て、時効後高強度、高延性の材質特性をもつ冷間
加工材を得るのは不可能となるからである。ま
た、材質上、加工率の上限は存在しないが、加工
率が90％をこえる場合、冷延板端部に耳割れが生
じ、製品性状を劣化させないため、加工率は90％
以下が望ましい。 また、最終冷間加工での冷間加工率を３％以上
と規定したのは、３％未満の冷間加工率では冷間
加工による歪の導入が不均一であり、このため最
終時効材のα晶の時効析出が不均一となり、高強
度、高延性の材質特性が失われてしまうからであ
る。加えて、最終冷間加工の冷間加工率を30％未
満と規定したのは30％以上の冷間加工率では最終
溶体化時に再結晶が進展し、最終冷間加工による
加工歪付加の効果が失われてしまうためである。 更に、中間溶体化及び最終溶体化時の昇温、冷
却速度を２℃／sec以上と規定したのは、２℃／
sec未満の昇温、冷却速度では昇温、冷却時にα
晶が析出してしまい、その結果最終時効材のα晶
の時効析出が不均一であつたり、肥大化してしま
い、高強度、高延性の材質特性が失われてしまう
ためである。尚、昇温及び冷却速度の条件は特に
規定しないが、100℃／secを越えると、材料の形
状に歪が発生するため、これらの上限は100℃／
secとするのが好ましい。 又、中間溶体化及び最終溶体化時の加熱温度を
β域温度域と規定したのは、β変態点以下の温度
への加熱では様態化時にα晶が析出してしまうた
めである。尚、加熱温度の上限についても特に規
定していないが、β変態点＋200℃を越えると粒
成長が生じ、材質の劣化を生ずるので、β変態点
＋200℃を上限すると良い。 更に、中間溶体化及び最終溶体化時の冷却速度
のコントロールを300℃以下の温度までと規定し
たのも300℃以上の温度までの冷却速度のコント
ロールではその温度から300℃までの温度への冷
却中にα晶が析出してしまうためである。これら
のα晶の析出が最終時効材の材質を劣化させる理
由は上記の利用と同じである。また、冷却停止温
度の下限の規制は材質上からは特に必要ではない
が、工業的には、コスト上室温が採用される。 〔実施例〕 代表的なβ型合金であるTi−15％Ｖ−３％Cr
−３％Sn−３％Al合金の直径550mm鋳塊を1050℃
に加熱後200mm厚さに熱間鍛造してスラブを作成
した。第１表に用いた供試材の化学組成を示す
（β変態点Tβ＝729℃）。上記スラブを950℃に加
熱後80mm厚さに熱間圧延した後800℃で20min溶
体化処理を施し冷延素材とした。冷延では上記熱
延板（80mm厚さ）より板厚55mmから7.0mmまでの
サンプルを切り出して冷延用の素材とし、これを
１次の冷延（最終冷延の前段の冷延：圧下率20〜
80％）と２次の冷延（最終冷延：圧下率０〜50
％）により最終板厚５mm（一部10mm）の冷延板に
仕上げた。冷延材の中間及び最終溶体化条件は
710℃〜900℃×１〜20minであり、溶体化時の昇
温、冷却速度を1.0℃／sec〜10℃／secと変化さ
せた。時効条件はいずれも510℃×14hr→空冷で
あり、熱処理材の機械的性質は平行部の板幅12.5
mmG.L.50mmの板状引張試験片をＬ方向に採取して
調査した。第２表に冷延、溶体化条件、およびこ
れにより得られた冷延材の材質特性を示す。同表
から、本発明の冷延及び熱処理条件を満足する場
合のみ強度170Kgｆ／mm2以上、伸び５％以上の優
れた材質特性が得られていることがわかる。
【表】
【表】
以上詳述したように、本発明のβ型チタン合金
材の製造方法によれば、冷間加工工程と、冷間加
工後の熱処理における溶体化工程の両工程をあわ
せて厳密に制御する（特に溶体化時の昇温速度及
び冷却速度を制御する）ことにより、板厚が増大
しても強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の
製造が可能となるという優れた効果を有してい
る。
材の製造方法によれば、冷間加工工程と、冷間加
工後の熱処理における溶体化工程の両工程をあわ
せて厳密に制御する（特に溶体化時の昇温速度及
び冷却速度を制御する）ことにより、板厚が増大
しても強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の
製造が可能となるという優れた効果を有してい
る。
Claims (1)
- １ β型チタン合金材に対し、加工率30％以上で
最終冷間加工前段の冷間加工を行ない、次いで、
β域温度域に２℃／sec以上の昇温速度で昇温し
て再結晶を完了させた後２℃／sec以上の冷却速
度で300℃以下まで冷却することにより中間溶体
化処理を終了し、更に３％以上30％未満の加工率
で最終冷間加工を行ない、引き続く最終溶体化処
理において、β域温度域に２℃／sec以上の昇温
速度で昇温した後２℃／sec以上の冷却速度で300
℃以下まで冷却することを特徴とする強度及び延
性に優れたβ型チタン合金材の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1515087A JPS63183160A (ja) | 1987-01-27 | 1987-01-27 | 強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造方法 |
| US07/099,537 US4799975A (en) | 1986-10-07 | 1987-09-22 | Method for producing beta type titanium alloy materials having excellent strength and elongation |
| EP87114617A EP0263503B1 (en) | 1986-10-07 | 1987-10-07 | A method for producing beta type titanium alloy materials having excellent strength and elongation |
| DE8787114617T DE3768752D1 (de) | 1986-10-07 | 1987-10-07 | Verfahren zur herstellung von werkstoffen aus betatyptitanlegierung von ausgezeichneter festigkeit und dehnung. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1515087A JPS63183160A (ja) | 1987-01-27 | 1987-01-27 | 強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63183160A JPS63183160A (ja) | 1988-07-28 |
| JPH0331784B2 true JPH0331784B2 (ja) | 1991-05-08 |
Family
ID=11880774
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1515087A Granted JPS63183160A (ja) | 1986-10-07 | 1987-01-27 | 強度及び延性に優れたβ型チタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63183160A (ja) |
-
1987
- 1987-01-27 JP JP1515087A patent/JPS63183160A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63183160A (ja) | 1988-07-28 |
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