JPH0419298B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、Ti−6Al−4V合金で代表される
（α＋β）型Ti合金の冷延板を製造する方法に関
するものである。 一般に、（α＋β）型Ti合金は、Ti材料特有の
すぐれた耐食性と高い比強度を備えているととも
に高温クリープ特性にもすぐれていることから、
Ti材料の中では最も多量に使用されているので
あり、しかも、近年の航空機産業の飛躍的な発展
にともなつてその使用量が急激な増加傾向をみせ
ている上、種々の新たな用途の開発も期待されて
いるなど、工業用材料として益々重要性を増して
いる材料の一つである。 しかしながら、この（α＋β）型Ti合金には、
冷間加工性、特に冷延性が純Tiや他のTi合金に
比べて極めて劣つているという決定的な欠点が存
在していた。したがつて、（α＋β）型Ti合金板
材としては、切板を熱延するといういわゆるシー
ト方式熱延による熱間加工材がどうにか得られる
のみで、各方向からの強い要望がなされているに
もかかわらず、工業的に冷延薄板を製造する方法
に関する報告はこれまで全くなされていなかつた
のである。 本発明者等は、上述のような状況の下で、今後
の着実な産業の発展上、様々の重要な役割が期待
される（α＋β）型Ti合金の冷延板を工業的規
模で確実に製造できる方法を見出すべく、そして
そのためにはまず（α＋β）型Ti合金の冷延性
が劣る原因を解明すべきであるとの観点に立つ
て、該（α＋β）型Ti合金の冷延板に関する基
礎的な研究に取り組んだのである。 金属材料の冷延板が劣る場合に考えられる一般
的な原因としては、 素材自体の延性不足、 素材自体の靭性不足 素材中に介在物等が存在していること、 素材中に割れ等の欠陥が存在していること、 等が考えられるが、（α＋β）型Ti合金材には、
上記及びに示すような延性や靭性不足という
点からの冷延割れ原因の説明は十分にあてはまら
ず、また素材中の介在物や割れ等の欠陥について
も詳細に調査したがその存在を認めることができ
なかつた。 そこで、（α＋β）型Ti合金冷延時に発生する
割れを詳細に観察した結果、第１図に示すような
特異な割れ方を呈し、テール割れ（トツプ、ボト
ム割れ）２、エツジ割れ３、及び平面割れ４がほ
ぼ同時に発生することがわかつた。なお、第１図
において符号１は被圧延材を示している。そし
て、割れは圧延の進行とともに板面に対して45゜
方向に進展して行くということも確認された。 このように、冷延時に発生する割れが最大剪断
応力面に沿つた割れであることや、通常、圧縮応
力が加わるので簡単には割れないはずの平面部か
らも割れが発生していることなどから、割れ原因
は延性不足ではなく、結晶方位、すなわち集合組
に起因するものであるとの推定が本発明者等によ
つてなされるに至つたのである。 そこで、さらに、上記割れ部周囲のミクロ組織
を観察したところ、第２図に模式図で示すよう
に、クラツクは板面と約30゜〜45゜の角度をなす方
向性をもつて稠密六方晶（hcp）のα相部で発生
し、これが体心立方晶（BCC）のβ相部へ伝播
していくことが明らかとなつた。 そして、冷延性の劣る（α＋β）型Ti合金熱
延板のα相について（0002）極点図
（polefigure）を調べたところ、第３図ａに示す
ように、六方晶底面（0002）が板面からTD方向
（圧延方向と直角方向）に約40゜傾いたところにピ
ークを持つており、第３図ｂの結晶方位図に示す
Ｃ軸が板面に対して垂直方向に位置する結晶がか
なり多く存在することが確認されたのである。 このようなことから、（α＋β）型Ti合金の冷
延性を考察することによつて、 (1) 塑性変形を支配する主すべり系は、六方晶金
属にあつては第５図に示すように、 ｛0001｝＜11２０＞，｛10１０｝＜11２０＞，｛10
１１｝＜1120＞のみであり、したがつてすべり
方向はいずれも底面上にあるので、底面とは垂
直方向の変形は、変形に有効な分解剪断応力が
ゼロとなるので不能であり、例えば第３図のよ
うに底面からいくぶん傾斜した方向の変形でも
極めて困難となる、 (2) しかしながら、第４図の極点図〔第４図ａ〕
並びに結晶方位図〔第４図ｂ〕に示すようにＣ
軸がTD方向に横たわつた集合組織をもつ材料
は、すべり系のうち必ず１つ以上が板厚方向の
変形に対して有効に働き、冷延性が良好であ
る、 (3) また、（α＋β）型Ti合金の冷延の際の割れ
を防止するには、第２図に示したようなα相の
層状組織をなくし、α相とβ相とが均一に分散
した組織を形成して、α相で発生するミクロク
ラツクの伝播を阻止するのが有効である、 以上、(1)〜(3)に示す如き結論を得たのである。 そこで、本発明者等は、上述のような結論に基
づいて、冷間加工性が良好で、加工の際に割れを
発生することなく高品質の（α＋β）型Ti合金
冷延板を製造すべく、特に、結晶のＣ軸がTD方
向に横たわつた集合組織を有するとともに、α相
とβ相とが層状にならずに均一に分散した組織を
有する（α＋β）型Ti合金冷延板を確実に、か
つ工業的規模で製造することを目ざしてさらに研
究を重ねた結果、以下(a)〜(c)に示す如き知見を得
たのである。すなわち、 (a) （α＋β）型Ti合金を、高温（α＋β）域
からβ域にかけての温度に加熱した後、所定の
加工温度範囲内にて高加工率の熱間加工を施す
と、結晶のＣ軸が、加圧方向とは直角の方向に
横たわつた集合組織を有するようになり、冷間
加工性の良好な素材を得ることができること、 (b) この際に、（α＋β）型Ti合金に、分塊圧延
等の鍛練加工を施しておけば、不都合な凝固マ
クロ組織を有するTi合金塊であつてもその組
織が微細化され、α相とβ相とが均一に分散し
た良好な組織を得ることができ、特定の結晶の
みが冷延時に早期の面割れを発生することが防
止され、また熱間加工性も改善されること、 (c) 前記熱間加工後の材料をβ変態点以下の温度
で焼鈍すると冷延加工性がさらに良好になるこ
と。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であつて、（α＋β）型Ti合金に鍛練加工を施し
た後、 加熱温度：800〜100℃、 累積圧下率：50％以上、 終止温度650℃以上、 の連続熱間圧延を施し、さらにβ変態点以下の温
度で焼鈍することによつて、冷間圧延によつても
割れを発生することがなく、高品質の冷延板を製
造することのできる（α＋β）型Ti合金冷延板
を製造することに特徴を有するものである。 なお、この発明における（α＋β）型Ti合金
とは、例えば、Ti−6Al−4V，Ti−6Al−6V−
Sn、あるいはTi−6Al−2Sn−4Zr−2Mo等の如
き、常温でα相とβ相とが混在する組織を有する
Ti合金のすべてを意味するものであつて、特定
の種類のものに限定されるものでないことはもち
ろんのことである。 また、鍛練加工とは、分塊圧延に代表されるよ
うな、凝固組織等を改善するために実施される通
常の熱間鍛練加工を意味するものであることも当
然のことであり、この場合、β変態点以上に加熱
後、20％以上の加工率で熱間加工を施すのが好ま
しく、また加熱は１ヒートでも良いし、或いは２
ヒート以上でも何ら差支えがない。 さらに、連続熱間加工は、加熱後の被処理材が
特定温度まで冷却する間に所定加工率の熱間加工
を終了できるようなものであれば、鍛造や圧延等
の加工方式、或いは圧延の場合であればその圧延
の種類等を問わず、いずれの方法でも適用するこ
とができ、「連続」はそのために欠くことのでき
ないものであるが、実用的には、タンデム圧延機
を使用したいわゆるホツトストリツプ式熱延が、
圧延スピードが速いために温度降下が少なく、更
に加工熱も利用できるので最も好ましい。そして
この場合、加工率をできだけ大きくすることが好
結果につながるものである。 つぎに、この発明の冷延用（α＋β）型Ti合
金熱延板の製造方法において、連続熱間加工の際
の加熱温度、累積圧下率、及び加工終止温度、並
びに焼鈍温度を上記のように限定した理由を説明
する。 (i) 連続熱間加工加熱温度 熱間加工の際の加熱温度が800℃を下まわつた
り、あるいは逆に1100℃を越えた場合には、いず
れも、得られる熱延板の冷間加工性が低下してし
まつて、30％程度の圧下率で冷間加工しても割れ
を発生するようになるので、その温度を800〜
1100℃と定めた。 第６図は、冷延性に及ぼす熱間加熱温度の影響
を示す線図であり、Ti−6Al−4Vの成分組成を
有する１トンのTi合金インゴツトの複数個を25
mm厚まで鍛造後、これらの素材を800〜1100％の
間のそれぞれの温度に大気中で加熱して30分保持
した後直ちに圧延を開始し、600〜850℃の間で熱
延を終了し、850℃で５分間加熱保持してから空
冷するという焼鈍処理を施したものの冷延限界を
調査したものである。 なお、このときの連続熱延のパススケジユール
は、 25t→17t→12t→8.5t→6.0t→4.2t→3.0t、 で、累積圧下率が88％であつた。 そして、冷延限界の調査は、ロール径が380mm
の２ハイロールを使用して行い、テール割れ、エ
ツジ割れ、及び面割れの発生限界圧下率を求める
ことによつて行つた。 第６図に示される結果からも、加熱温度は800
〜1100℃の範囲が良好であることがわかり、好ま
しくは850〜β変態点（970℃）程度で確実に良好
な結果を得られることが明らかである。 ○…

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ （α＋β）型Ti合金に鍛練加工を施した後、 加熱温度：800〜1100℃、 累積圧下率：50％以上、 終止温度：650℃以上、 の連続熱間圧延を施し、さらにβ変態点以下の温
   度で焼鈍した後、冷却圧延をすることを特徴とす
   る（α＋β）型Ti合金冷延板の製造方法。