JPH0373623B2 - - Google Patents
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- JPH0373623B2 JPH0373623B2 JP60032839A JP3283985A JPH0373623B2 JP H0373623 B2 JPH0373623 B2 JP H0373623B2 JP 60032839 A JP60032839 A JP 60032839A JP 3283985 A JP3283985 A JP 3283985A JP H0373623 B2 JPH0373623 B2 JP H0373623B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- toughness
- present
- plate
- heat treatment
- 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.)
- Expired - Lifetime
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、チタン合金の熱処理方法、特に靭性
改善を目的とするα＋β型チタン合金の熱処理方
法に関する。 （従来の技術） チタン合金は鋼に比べて靭性が非常に小さく、
チタン合金がいくつもの長所を有する中でこの低
靭性は数少ない欠点のひとつである。数多いチタ
ン合金の用途の中でも他の適当な代替材のない深
海で使用される耐圧容器や耐圧殻への利用におい
てかかる欠点は特に問題となる。 α＋β型合金の場合、代表的熱処理法として溶
体化処理と時効処理とを組合せたSTA処理があ
るが、その方法によれば単なる焼鈍材よりも強度
はかなり優れるが、靭性が劣る。また、β域で加
熱または加工されたときに生成する針状α組織や
プレート状α組織といつたいわゆる
transformedβ組織は靭性が高いが強度や延性が
著しく低い。 したがつて、従来にあつてもチタン合金、特に
α＋β型チタン合金の大きな強度低下なしの靭性
改善を目的にして多くの方法が提案されてきた。 例えば、M.Peters et al.論文「Ti−6Al−4V
の疲労に及ぼすミクロ組織の影響」、
Titanium'80（1980）、pp.1777〜1786には等軸α
＋β組織を２相領域である900℃から急冷してβ
相をマルテンサイトに変態させ、次いで800℃で
焼戻してこのマルテンサイトからα相を析出、成
長させた後に急冷する。そして最後に残つたマル
テンサイトを500℃で24時間時効する方法が開示
されている。かかるいわば三段階熱処理法によれ
ば、得られるbi−modal組織は元の初析α粒、こ
れより細かいプレート状αとβ相が焼戻された３
つの部分から成り、疲労強度が高く、疲労亀裂伸
展速度が遅い。 また、等軸α＋β組織の熱処理法として、特公
昭50−37004号には、βトランザスから150〜60℃
低いα＋β温度領域から空冷より速い速度で冷却
し、その後安定化焼鈍を行い、切欠プラチヤ強度
を向上させる熱処理方法が開示されている。 しかしながらいずれも、三段階の熱処理を必要
としたり、あるいは安定化焼鈍処理を必要とする
など処理操作に時間がかかつたり、あるいは得ら
れる組織が焼戻し組織であつたりして、十分な靭
性改善を示さない。 （発明が解決しようとする問題点） かくして、本発明の目的は、チタン合金は熱処
理をすることにより機械的性質が大きく変化する
ことから、熱処理により靭性を向上させる方法を
提供することを目的としている。 （問題点を解決する手段） 前述のように、チタン合金の靭性改善という目
的に対し従来はbi−modal組織としたり、あるい
は微細針状α相を生成させて靭性改善を図つてき
たのであつた。 しかしながら、本発明者らが鋭意検討を重ねた
結果、組織的にはむしろ微細球状α相とプレート
状α相との混在相が適度な強度を保ちながら靭性
を向上させるのに有効であることを見い出して本
発明を完成した。 よつて、ここに、本発明の要旨とするところ
は、熱間加工を行つたα＋β型のチタン合金をβ
トランザス以下10〜60℃の温度範囲で加熱保持し
た後、0.1〜５℃／秒の速度で500℃以下まで冷却
することを特徴とする靭性の改善を目的とするα
＋β型チタン合金の熱処理方法である。 このように、本発明にあつては、対象合金は
Ti−6Al−4V、Ti−6Al−6V−2Sn等のα＋β型
チタン合金であつて上記合金をβトランザス以下
10〜60℃、望ましくは20〜50℃の範囲内で適当な
時間だけ加熱保持し、続いて0.1〜５℃／秒、望
ましくは0.2〜３℃／秒の速度で冷却するのであ
る。 ここに、「βトランザス」はβ←→α＋β変態点
であり、例えばTi−6Al−4V系のチタン合金で
は一般に970〜1000℃の範囲内である。 かくして得られる組織は初析α粒とプレート状
のα相から成り、旧β粒界にプレート状にαが析
出し、初析α粒をそれによつてつないでいる組織
になつている。Bi−modal組織と類似するが、本
発明の組織はマルテンサイトが焼戻された部分が
存在しない点で異なる。 加熱温度は初析α粒の球状化とα、β相の量比
に大きく影響する。そして冷却速度のコントロー
ルにより、初析αの寸法、粒界α粒の生成、プレ
ート状α相の成長が影響される。ここではプレー
ト状αを粗大化させないように冷却速度をコント
ロールする。 したがつて、本発明によれば、加熱、冷却とい
う簡単な操作だけで上述のような組織が得られる
結果、この組織が亀裂の伸展を妨げ、靭性は向上
するのである。しかも、従来、靭性が高いとされ
ていた全体がtransformedβ組織の場合よりも予
想外に高い靭性が得られるのであり、本発明の効
果には著しいものであるのが分かる。 （作用） 次に添付図面に関連させて本発明を説明する
と、第１図は、本発明に係る方法を模式的に示す
説明図であり、まず、α＋β型チタン合金をその
βトランザス以下10〜60℃の温度範囲（図中、斜
線で示す）加熱する。このときβトランザスに近
い温度でα相とβ相比がほぼ等しくなることが必
要である。最終の室温における初析α相とこれ以
外の部分（β相および冷却途中でβ相から変態生
成したプレート状αの量比は加熱温度と冷却温度
に影響されるが加熱速度は限定されない。 このように、本発明にあつて加熱温度をβトラ
ンザス以下10〜60℃、望ましくは20〜50℃に制限
するのは、10℃未満では加熱時に大部分がβ相と
なり、冷却速度をコントロールしても冷却後のミ
クロ組織はプレート状α相の量が多くなりすぎ、
靭性はやや低下するためである。一方、60℃を超
えると、つまり低温であると所要量のプレート状
α相が確保できない。 つまり、この加熱温度は最終的組織における初
析α粒とプレート状α相と部分の量比をほとんど
決定するものであり、本発明の効果を得るには適
切な量比が必要であり、そのため上述の範囲に制
限するのである。 なお、このときの加熱時間は限定されない。一
般には高温ほど結晶粒は成長するが、本発明の温
度領域においては、β相の量比も50％前後存在す
るためα粒の成長が抑えられるため、加熱時間に
よつて結晶粒成長がほとんど影響されないためで
ある。 次いで、上述の温度範囲に加熱されたα＋β型
チタン合金は、冷却速度0.1〜５℃／秒で冷却さ
れる。このときの冷却速度が0.1℃／秒未満では
冷却途中で初析α相が成長してしまい、初析α粒
とプレート状のα相から成る組織が得られず、ま
た適当な量比にならず靭性は低下し、初析α粒の
成長により強度も低下する。一方、冷却速度が５
℃／秒を越えるプレート状α相の厚みが薄くな
り、目的とする組織が得られず靭性は低下してし
まう。 このようにして本発明により処理されたチタン
合金は従来のように焼鈍処理あるいは時効処理は
必要としないため、その簡便な処理方法と相俟つ
て実用上の効果は大きい。 次に、本発明を実施例に関連させてさらに具体
的に説明する。 実施例 １ 供試材として化学成分を第１表に示すβトラン
ザスが970℃のTi−6Al−4V（ELI）合金（ELI〜
Extra Low Interstitial）の25mm厚板から熱処理
用試験片として幅70mm×長さ150mm×厚み20mm寸
法のものを切り出し、本発明にしたがつて熱処理
を施した。この板の圧延方法Ｌとそれに垂直な方
向Ｔに沿つて引張試験片とシヤルピー衝撃試験片
（JIS4号）を採取した。衝撃試験片のノツチは板
厚に平行な方向と垂直な方向に設けたものを２種
用意した。このシヤルピー衝撃試験片の採取要領
は第２図に模式的に示す。図中、符号「Ｔ」は圧
延方向に垂直方向であること、「Ｌ」は圧延方向
に平行であることを示し、また符号「Ｎ」はノツ
チ方向が板表面に対し直角方向であること、「Ｐ」
は平行であることをそれぞれ示す。 シヤルピー衝撃試験の結果を第２表および第３
表に各熱処理条件とともにまとめて示す。 それらのデータからも分かるように、本発明に
よる限り、いずれの場合にもすぐれた靭性が得ら
れるのが分かる。
改善を目的とするα＋β型チタン合金の熱処理方
法に関する。 （従来の技術） チタン合金は鋼に比べて靭性が非常に小さく、
チタン合金がいくつもの長所を有する中でこの低
靭性は数少ない欠点のひとつである。数多いチタ
ン合金の用途の中でも他の適当な代替材のない深
海で使用される耐圧容器や耐圧殻への利用におい
てかかる欠点は特に問題となる。 α＋β型合金の場合、代表的熱処理法として溶
体化処理と時効処理とを組合せたSTA処理があ
るが、その方法によれば単なる焼鈍材よりも強度
はかなり優れるが、靭性が劣る。また、β域で加
熱または加工されたときに生成する針状α組織や
プレート状α組織といつたいわゆる
transformedβ組織は靭性が高いが強度や延性が
著しく低い。 したがつて、従来にあつてもチタン合金、特に
α＋β型チタン合金の大きな強度低下なしの靭性
改善を目的にして多くの方法が提案されてきた。 例えば、M.Peters et al.論文「Ti−6Al−4V
の疲労に及ぼすミクロ組織の影響」、
Titanium'80（1980）、pp.1777〜1786には等軸α
＋β組織を２相領域である900℃から急冷してβ
相をマルテンサイトに変態させ、次いで800℃で
焼戻してこのマルテンサイトからα相を析出、成
長させた後に急冷する。そして最後に残つたマル
テンサイトを500℃で24時間時効する方法が開示
されている。かかるいわば三段階熱処理法によれ
ば、得られるbi−modal組織は元の初析α粒、こ
れより細かいプレート状αとβ相が焼戻された３
つの部分から成り、疲労強度が高く、疲労亀裂伸
展速度が遅い。 また、等軸α＋β組織の熱処理法として、特公
昭50−37004号には、βトランザスから150〜60℃
低いα＋β温度領域から空冷より速い速度で冷却
し、その後安定化焼鈍を行い、切欠プラチヤ強度
を向上させる熱処理方法が開示されている。 しかしながらいずれも、三段階の熱処理を必要
としたり、あるいは安定化焼鈍処理を必要とする
など処理操作に時間がかかつたり、あるいは得ら
れる組織が焼戻し組織であつたりして、十分な靭
性改善を示さない。 （発明が解決しようとする問題点） かくして、本発明の目的は、チタン合金は熱処
理をすることにより機械的性質が大きく変化する
ことから、熱処理により靭性を向上させる方法を
提供することを目的としている。 （問題点を解決する手段） 前述のように、チタン合金の靭性改善という目
的に対し従来はbi−modal組織としたり、あるい
は微細針状α相を生成させて靭性改善を図つてき
たのであつた。 しかしながら、本発明者らが鋭意検討を重ねた
結果、組織的にはむしろ微細球状α相とプレート
状α相との混在相が適度な強度を保ちながら靭性
を向上させるのに有効であることを見い出して本
発明を完成した。 よつて、ここに、本発明の要旨とするところ
は、熱間加工を行つたα＋β型のチタン合金をβ
トランザス以下10〜60℃の温度範囲で加熱保持し
た後、0.1〜５℃／秒の速度で500℃以下まで冷却
することを特徴とする靭性の改善を目的とするα
＋β型チタン合金の熱処理方法である。 このように、本発明にあつては、対象合金は
Ti−6Al−4V、Ti−6Al−6V−2Sn等のα＋β型
チタン合金であつて上記合金をβトランザス以下
10〜60℃、望ましくは20〜50℃の範囲内で適当な
時間だけ加熱保持し、続いて0.1〜５℃／秒、望
ましくは0.2〜３℃／秒の速度で冷却するのであ
る。 ここに、「βトランザス」はβ←→α＋β変態点
であり、例えばTi−6Al−4V系のチタン合金で
は一般に970〜1000℃の範囲内である。 かくして得られる組織は初析α粒とプレート状
のα相から成り、旧β粒界にプレート状にαが析
出し、初析α粒をそれによつてつないでいる組織
になつている。Bi−modal組織と類似するが、本
発明の組織はマルテンサイトが焼戻された部分が
存在しない点で異なる。 加熱温度は初析α粒の球状化とα、β相の量比
に大きく影響する。そして冷却速度のコントロー
ルにより、初析αの寸法、粒界α粒の生成、プレ
ート状α相の成長が影響される。ここではプレー
ト状αを粗大化させないように冷却速度をコント
ロールする。 したがつて、本発明によれば、加熱、冷却とい
う簡単な操作だけで上述のような組織が得られる
結果、この組織が亀裂の伸展を妨げ、靭性は向上
するのである。しかも、従来、靭性が高いとされ
ていた全体がtransformedβ組織の場合よりも予
想外に高い靭性が得られるのであり、本発明の効
果には著しいものであるのが分かる。 （作用） 次に添付図面に関連させて本発明を説明する
と、第１図は、本発明に係る方法を模式的に示す
説明図であり、まず、α＋β型チタン合金をその
βトランザス以下10〜60℃の温度範囲（図中、斜
線で示す）加熱する。このときβトランザスに近
い温度でα相とβ相比がほぼ等しくなることが必
要である。最終の室温における初析α相とこれ以
外の部分（β相および冷却途中でβ相から変態生
成したプレート状αの量比は加熱温度と冷却温度
に影響されるが加熱速度は限定されない。 このように、本発明にあつて加熱温度をβトラ
ンザス以下10〜60℃、望ましくは20〜50℃に制限
するのは、10℃未満では加熱時に大部分がβ相と
なり、冷却速度をコントロールしても冷却後のミ
クロ組織はプレート状α相の量が多くなりすぎ、
靭性はやや低下するためである。一方、60℃を超
えると、つまり低温であると所要量のプレート状
α相が確保できない。 つまり、この加熱温度は最終的組織における初
析α粒とプレート状α相と部分の量比をほとんど
決定するものであり、本発明の効果を得るには適
切な量比が必要であり、そのため上述の範囲に制
限するのである。 なお、このときの加熱時間は限定されない。一
般には高温ほど結晶粒は成長するが、本発明の温
度領域においては、β相の量比も50％前後存在す
るためα粒の成長が抑えられるため、加熱時間に
よつて結晶粒成長がほとんど影響されないためで
ある。 次いで、上述の温度範囲に加熱されたα＋β型
チタン合金は、冷却速度0.1〜５℃／秒で冷却さ
れる。このときの冷却速度が0.1℃／秒未満では
冷却途中で初析α相が成長してしまい、初析α粒
とプレート状のα相から成る組織が得られず、ま
た適当な量比にならず靭性は低下し、初析α粒の
成長により強度も低下する。一方、冷却速度が５
℃／秒を越えるプレート状α相の厚みが薄くな
り、目的とする組織が得られず靭性は低下してし
まう。 このようにして本発明により処理されたチタン
合金は従来のように焼鈍処理あるいは時効処理は
必要としないため、その簡便な処理方法と相俟つ
て実用上の効果は大きい。 次に、本発明を実施例に関連させてさらに具体
的に説明する。 実施例 １ 供試材として化学成分を第１表に示すβトラン
ザスが970℃のTi−6Al−4V（ELI）合金（ELI〜
Extra Low Interstitial）の25mm厚板から熱処理
用試験片として幅70mm×長さ150mm×厚み20mm寸
法のものを切り出し、本発明にしたがつて熱処理
を施した。この板の圧延方法Ｌとそれに垂直な方
向Ｔに沿つて引張試験片とシヤルピー衝撃試験片
（JIS4号）を採取した。衝撃試験片のノツチは板
厚に平行な方向と垂直な方向に設けたものを２種
用意した。このシヤルピー衝撃試験片の採取要領
は第２図に模式的に示す。図中、符号「Ｔ」は圧
延方向に垂直方向であること、「Ｌ」は圧延方向
に平行であることを示し、また符号「Ｎ」はノツ
チ方向が板表面に対し直角方向であること、「Ｐ」
は平行であることをそれぞれ示す。 シヤルピー衝撃試験の結果を第２表および第３
表に各熱処理条件とともにまとめて示す。 それらのデータからも分かるように、本発明に
よる限り、いずれの場合にもすぐれた靭性が得ら
れるのが分かる。
【表】
なお、添付図面の第３図ａないし第３図ｂはそ
れぞれ熱処理前、940℃×1h加熱後0.01℃／秒、
１℃／秒および30℃／秒でそれぞれ冷却した場合
の顕微鏡組織写真を示す。 本発明により得た組織は第３図ｃに示すもの
で、プレート状α相が十分発達しているのが分か
る。第３図ｄの場合はこのプレート状α相が生成
せず、その部分が非常に微細な針状組織になつて
いる。第３表に示す結果からも、その場合、靭性
はかなり劣化しているのが分かる。
れぞれ熱処理前、940℃×1h加熱後0.01℃／秒、
１℃／秒および30℃／秒でそれぞれ冷却した場合
の顕微鏡組織写真を示す。 本発明により得た組織は第３図ｃに示すもの
で、プレート状α相が十分発達しているのが分か
る。第３図ｄの場合はこのプレート状α相が生成
せず、その部分が非常に微細な針状組織になつて
いる。第３表に示す結果からも、その場合、靭性
はかなり劣化しているのが分かる。
【表】
【表】
【表】
実施例 ２
本例は実施例１と同様にして行つたが、比較例
として従来のbi−modal組織を得るための熱処理
を行つたものも示した。熱処理条件およびシヤル
ピー衝撃試験の結果を第４表にまとめて示す。
として従来のbi−modal組織を得るための熱処理
を行つたものも示した。熱処理条件およびシヤル
ピー衝撃試験の結果を第４表にまとめて示す。
【表】
また、上述のように得た本発明例の供試材につ
いて、Ｌ方向およびＴ方向のそれぞれについて機
械的性質を調べた。結果を第５表にまとめて示
す。
いて、Ｌ方向およびＴ方向のそれぞれについて機
械的性質を調べた。結果を第５表にまとめて示
す。
【表】
（効果）
以上のように、本発明によれば、１回の熱処理
だけで、複雑な処理操作を必要とした従来のもの
と比較して、強度、伸び等の大きな低下なしにそ
の靭性が顕著に改善されるのであり、本発明の効
果は実用上著しいものである。
だけで、複雑な処理操作を必要とした従来のもの
と比較して、強度、伸び等の大きな低下なしにそ
の靭性が顕著に改善されるのであり、本発明の効
果は実用上著しいものである。
第１図は、本発明の熱処理方法を略式で示す説
明図；第２図は、シヤルピー衝撃試験片の採取要
領を示す模式図；および第３図ａないし第３図ｄ
は、実施例１における各チタン合金の顕微鏡組織
写真である。
明図；第２図は、シヤルピー衝撃試験片の採取要
領を示す模式図；および第３図ａないし第３図ｄ
は、実施例１における各チタン合金の顕微鏡組織
写真である。
Claims (1)
- １ 熱間加工を行つたα＋β型のチタン合金をβ
トランザス以下10〜60℃の温度範囲で加熱保持し
た後、0.1〜５℃／秒の速度で500℃以下まで冷却
することを特徴とする靭性の改善を目的とするα
＋βチタン合金の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3283985A JPS61194163A (ja) | 1985-02-22 | 1985-02-22 | α＋β型チタン合金の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3283985A JPS61194163A (ja) | 1985-02-22 | 1985-02-22 | α＋β型チタン合金の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61194163A JPS61194163A (ja) | 1986-08-28 |
| JPH0373623B2 true JPH0373623B2 (ja) | 1991-11-22 |
Family
ID=12369989
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3283985A Granted JPS61194163A (ja) | 1985-02-22 | 1985-02-22 | α＋β型チタン合金の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61194163A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3319195B2 (ja) * | 1994-12-05 | 2002-08-26 | 日本鋼管株式会社 | α＋β型チタン合金の高靱化方法 |
| JP7087861B2 (ja) * | 2018-09-11 | 2022-06-21 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金及びその製造方法 |
| JP7154083B2 (ja) * | 2018-09-20 | 2022-10-17 | Ntn株式会社 | 機械部品 |
-
1985
- 1985-02-22 JP JP3283985A patent/JPS61194163A/ja active Granted
Non-Patent Citations (4)
| Title |
|---|
| TITANIUM AND TITANIUM ALLOYS EFFECT OF THEMAL TREATMENT ONMICROSTRUCTURE OF TI-6AL-4V =1982 * |
| TITANIUM AND TITANIUM ALLOYS MICROSTRUCTURE OF TITANUM AND TITANIUM ALLOYS=1982 * |
| TITANIUM AND TITANIUM ALLOYS PHYSICAL METALLURGY AND MATALLOGRAPHY OF TITANIUMALLOYS=1982 * |
| ZEITSCHRIFT FUR METALLKUNDE=1976 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61194163A (ja) | 1986-08-28 |
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