JPH0559509A - （α＋β）型チタン合金の熱処理方法 - Google Patents
（α＋β）型チタン合金の熱処理方法Info
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- JPH0559509A JPH0559509A JP21955791A JP21955791A JPH0559509A JP H0559509 A JPH0559509 A JP H0559509A JP 21955791 A JP21955791 A JP 21955791A JP 21955791 A JP21955791 A JP 21955791A JP H0559509 A JPH0559509 A JP H0559509A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 この発明は（α＋β）型チタン合金の熱処方
法は優れた強度、靭性および延性を得ることが出来る。 【構成】 （１）〜（６）式の条件を満たし、残部がＴ
ｉおよび不可避不純物からなる組成を有する（α＋β）
型チタン合金を溶体化時効処理を施す際に、溶体化時効
処理温度をβ変態点（Ｔβ）以上β変態点（Ｔβ）＋１
００℃未満に、２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、５分
以内保持後、２℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする
（α＋β）型チタン合金の熱処理方法である。 ３．０≦Ａｌ≦５．０ （１） ２．１≦Ｖ≦３．７ （２） ０．８５≦Ｆｅ≦３．１５ （３） ０．８５≦Ｍｏ≦３．１５ （４） ０．０６≦Ｏ≦０．２０ （５） を含有し、且つ ８０≦２０ｘ（Ｆｅ）＋１３ｘ（Ｖ）＋１０ｘ（Ｍｏ）≦１３０ （６）
法は優れた強度、靭性および延性を得ることが出来る。 【構成】 （１）〜（６）式の条件を満たし、残部がＴ
ｉおよび不可避不純物からなる組成を有する（α＋β）
型チタン合金を溶体化時効処理を施す際に、溶体化時効
処理温度をβ変態点（Ｔβ）以上β変態点（Ｔβ）＋１
００℃未満に、２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、５分
以内保持後、２℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする
（α＋β）型チタン合金の熱処理方法である。 ３．０≦Ａｌ≦５．０ （１） ２．１≦Ｖ≦３．７ （２） ０．８５≦Ｆｅ≦３．１５ （３） ０．８５≦Ｍｏ≦３．１５ （４） ０．０６≦Ｏ≦０．２０ （５） を含有し、且つ ８０≦２０ｘ（Ｆｅ）＋１３ｘ（Ｖ）＋１０ｘ（Ｍｏ）≦１３０ （６）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は優れた強度、靭性およ
び延性を得るための（α＋β）型チタン合金の熱処方法
に関するものである。
び延性を得るための（α＋β）型チタン合金の熱処方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般的に、（α＋β）型チタン合金の熱
処理方法として（α＋β）域熱処理とβ域熱処理があ
る。（α＋β）熱処理の特徴としては等軸αとβ変態組
織からなり強度、延性のバランスや、疲労特性に優れて
いることがよく知られている。
処理方法として（α＋β）域熱処理とβ域熱処理があ
る。（α＋β）熱処理の特徴としては等軸αとβ変態組
織からなり強度、延性のバランスや、疲労特性に優れて
いることがよく知られている。
【０００３】また、特に高強度化をはかる熱処理として
溶体化時効処理がある。これは、一段目の熱処理である
溶体化時効処理をβ変態点以下の（α＋β）域加熱保持
後、室温まで冷水等の速い速度で冷却を行なうもので、
二段目の熱処理である時効処理を４５０℃〜６００℃前
後で行うものである。例えば、代表的な（α＋β）型チ
タン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの熱処理方法は米国
規格ＡＭＳ４９１１Ｅや４９６５Ｅに規定してある。こ
れによると７２０±１５℃に２０分間保持後、空冷する
方法や、溶体化時効処理として溶体化処理を９５５±１
５℃で１〜２時間保持後水冷し、時効処理を４８５〜６
２０℃で４〜８時間保持後、空冷を行う方法となってい
る。
溶体化時効処理がある。これは、一段目の熱処理である
溶体化時効処理をβ変態点以下の（α＋β）域加熱保持
後、室温まで冷水等の速い速度で冷却を行なうもので、
二段目の熱処理である時効処理を４５０℃〜６００℃前
後で行うものである。例えば、代表的な（α＋β）型チ
タン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの熱処理方法は米国
規格ＡＭＳ４９１１Ｅや４９６５Ｅに規定してある。こ
れによると７２０±１５℃に２０分間保持後、空冷する
方法や、溶体化時効処理として溶体化処理を９５５±１
５℃で１〜２時間保持後水冷し、時効処理を４８５〜６
２０℃で４〜８時間保持後、空冷を行う方法となってい
る。
【０００４】一方β域熱処理の特徴として針状αとβ変
態組織からなり破壊靭性値やクリ−プ特性に優れている
ことが知られている。
態組織からなり破壊靭性値やクリ−プ特性に優れている
ことが知られている。
【０００５】しかし、加熱時にβ粒径が粗大になり粒界
に針状αの析出を生じることにより、延性が大きく低下
してしまう。
に針状αの析出を生じることにより、延性が大きく低下
してしまう。
【０００６】この問題を解決する方法として、特開昭６
３−２２３１５５号公報ではＴｉ−６Ａｌ−４ＶやＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖ−２Ｓｎ合金をβ変態点以上、β変態点
＋１５０℃に加熱後押出し比１０以上の押出し加工を行
ない、引続き５℃／ｓ以上で冷却後７００〜８５０℃の
温度で焼鈍を行なうことにより、微細なβ粒を有する組
織とし、強度、靭性及び延性を向上させることを提案し
ている。
３−２２３１５５号公報ではＴｉ−６Ａｌ−４ＶやＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖ−２Ｓｎ合金をβ変態点以上、β変態点
＋１５０℃に加熱後押出し比１０以上の押出し加工を行
ない、引続き５℃／ｓ以上で冷却後７００〜８５０℃の
温度で焼鈍を行なうことにより、微細なβ粒を有する組
織とし、強度、靭性及び延性を向上させることを提案し
ている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上述した技術
ではβ域で塑性加工を行なわなければ延性のある組織が
得られず、鍛造等の塑性加工の領域が不均一になるもの
にまで適用可能なものではない。
ではβ域で塑性加工を行なわなければ延性のある組織が
得られず、鍛造等の塑性加工の領域が不均一になるもの
にまで適用可能なものではない。
【０００８】本発明は上記のような問題点の解決を図っ
たものであり、塑性加工を伴わないβ域熱処理により高
強度、高靭性および高延性を得ることの出来る（α＋
β）型チタン合金の熱処理方法を提供することを目的と
する。
たものであり、塑性加工を伴わないβ域熱処理により高
強度、高靭性および高延性を得ることの出来る（α＋
β）型チタン合金の熱処理方法を提供することを目的と
する。
【０００９】
【課題を解決するための手段及び作用】上記目的を達成
するために、本発明者等は液体化の加熱速度、温度、時
間および冷却速度さらに時効温度を検討した結果、上記
特性を達成可能と見出した。
するために、本発明者等は液体化の加熱速度、温度、時
間および冷却速度さらに時効温度を検討した結果、上記
特性を達成可能と見出した。
【００１０】即ち、本発明による熱処理方法は、前組織
として等軸組織をもつ合金組成が以下の条件を満たすこ
とを特徴とするα＋β型チタン合金を溶体化時効処理を
施す際に、合金組成（重量％）が下記の（１）〜（６）
式の条件を満たし、残部がＴｉおよび不可避不純物から
なる組成を有する（α＋β）型チタン合金を溶体化時効
処理を施す際に、溶体化処理温度をβ変態点（Ｔβ）以
上β変態点（Ｔβ）＋１００℃未満に２℃／ｓ以上の加
熱速度で加熱し、５分以内保持後２℃／ｓ以上で冷却す
る（α＋β）型チタン合金の熱処理方法とするものであ
る。
として等軸組織をもつ合金組成が以下の条件を満たすこ
とを特徴とするα＋β型チタン合金を溶体化時効処理を
施す際に、合金組成（重量％）が下記の（１）〜（６）
式の条件を満たし、残部がＴｉおよび不可避不純物から
なる組成を有する（α＋β）型チタン合金を溶体化時効
処理を施す際に、溶体化処理温度をβ変態点（Ｔβ）以
上β変態点（Ｔβ）＋１００℃未満に２℃／ｓ以上の加
熱速度で加熱し、５分以内保持後２℃／ｓ以上で冷却す
る（α＋β）型チタン合金の熱処理方法とするものであ
る。
【００１１】３．０≦Ａｌ≦５．０ （１） ２．１≦Ｖ≦３．７ （２） ０．８５≦Ｆｅ≦３．１５ （３） ０．８５≦Ｍｏ≦３．１５ （４） ０．０６≦Ｏ≦０．２０ （５） を含有し、且つ ８０≦２０ｘ（Ｆｅ）＋１３ｘ（Ｖ）＋１０ｘ（Ｍｏ）≦１３０ （６） 又、上記熱処理した（α＋β）型チタン合金を更に、時
効処理を４００〜７５０℃で行う（α＋β）型チタン合
金の熱処理方法とするものである。
効処理を４００〜７５０℃で行う（α＋β）型チタン合
金の熱処理方法とするものである。
【００１２】まず、加熱温度について説明する。本合金
組成ではＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに比べ、β安定化元素が多
いため、液体化を行う前はβ中にこれらのβ安定化元素
が濃化する一方、α中にはほとんど含まれない。このた
めに、この合金の平衡的なβ変態点に比べ、初析αその
もののβ変態点は１００℃以上高くなっていることが判
明した。従って、本合金をβ変態点〜β変態点＋１００
℃に加熱しても、すぐに全体がβ組織となるわけではな
く、α相は粒界からの拡散により変態していくので、β
粒径は粗大化しない。
組成ではＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに比べ、β安定化元素が多
いため、液体化を行う前はβ中にこれらのβ安定化元素
が濃化する一方、α中にはほとんど含まれない。このた
めに、この合金の平衡的なβ変態点に比べ、初析αその
もののβ変態点は１００℃以上高くなっていることが判
明した。従って、本合金をβ変態点〜β変態点＋１００
℃に加熱しても、すぐに全体がβ組織となるわけではな
く、α相は粒界からの拡散により変態していくので、β
粒径は粗大化しない。
【００１３】次に、加熱速度限定理由について説明す
る。上記加熱温度に到達するまでに２℃／ｓ未満で加熱
を行うと加熱中に拡散が進みα相が小さくなり、β変態
点以上になると容易にβ化し粒の粗大化を生じ、延性の
低下する。
る。上記加熱温度に到達するまでに２℃／ｓ未満で加熱
を行うと加熱中に拡散が進みα相が小さくなり、β変態
点以上になると容易にβ化し粒の粗大化を生じ、延性の
低下する。
【００１４】また、加熱時間および冷却速度に関して
は、保持を５分以上行なうとあるいは冷却を２℃／ｓ以
下で行うと同様にβ粒径の粗大化を生じるからである。
は、保持を５分以上行なうとあるいは冷却を２℃／ｓ以
下で行うと同様にβ粒径の粗大化を生じるからである。
【００１５】次に時効温度限定理由について説明する。
時効温度が４００℃以下では温度が低すぎて強度が上昇
せず、７５０℃を超えると強度が上昇してもすぐに軟化
してしまう。このために、最適な時効温度と４００℃以
上５００℃以下とした。
時効温度が４００℃以下では温度が低すぎて強度が上昇
せず、７５０℃を超えると強度が上昇してもすぐに軟化
してしまう。このために、最適な時効温度と４００℃以
上５００℃以下とした。
【００１６】最後に、本発明における合金成分限定理由
について説明する。 Ａｌ：Ａｌはα＋β型チタン合金の強度を上昇させる基
本成分であり３％未満では十分な強度が得られず、逆に
５℃を超えると金属間化合物を生じ延性が低下してしま
うため３〜５％の範囲とする。
について説明する。 Ａｌ：Ａｌはα＋β型チタン合金の強度を上昇させる基
本成分であり３％未満では十分な強度が得られず、逆に
５℃を超えると金属間化合物を生じ延性が低下してしま
うため３〜５％の範囲とする。
【００１７】β安定化元素であるＶ、Ｆｅ、Ｍｏはβ変
態点を低下させる効果が大きく、β変態組織中に多く存
在する。したがって、これらを添加することにより、全
体のβ変態点と熱処理前のα相のみのβ変態点に大きな
差を生じ、ある温度範囲でβ粒径の粗大化を抑制する効
果がある。
態点を低下させる効果が大きく、β変態組織中に多く存
在する。したがって、これらを添加することにより、全
体のβ変態点と熱処理前のα相のみのβ変態点に大きな
差を生じ、ある温度範囲でβ粒径の粗大化を抑制する効
果がある。
【００１８】Ｖ：Ｖは２．１％未満ではα＋β型チタン
合金になりにくく、逆に３．７％以上では、α相中にも
固溶し初期のα相と全体のβ変態点の差がかえって小さ
くなり、加熱温度範囲が縮小する。
合金になりにくく、逆に３．７％以上では、α相中にも
固溶し初期のα相と全体のβ変態点の差がかえって小さ
くなり、加熱温度範囲が縮小する。
【００１９】Ｆｅ：Ｆｅはβ安定度の最も大きな元素の
１つであり０．８５％未満ではβ相中へのβ安定化元素
の寄与が小さく、初析αと全体のβ変態点の差が小さく
加熱温度範囲が狭い。また、拡散係数が非常に大きいの
で、３．１５％以上添加すると、液体化時にβ粒径が粗
大化を生じ延性を低下させる。
１つであり０．８５％未満ではβ相中へのβ安定化元素
の寄与が小さく、初析αと全体のβ変態点の差が小さく
加熱温度範囲が狭い。また、拡散係数が非常に大きいの
で、３．１５％以上添加すると、液体化時にβ粒径が粗
大化を生じ延性を低下させる。
【００２０】Ｍｏ：Ｍｏは拡散速度が遅く０．８５％未
満では溶体化時にβ粒の粗大化を生じ延性を低下させ
る。また、３．１５％を超えるとＭｏが重い元素である
ので合金密度を増大させてしまう。
満では溶体化時にβ粒の粗大化を生じ延性を低下させ
る。また、３．１５％を超えるとＭｏが重い元素である
ので合金密度を増大させてしまう。
【００２１】Ｏ：Ｏは強度に対する効果が大きく０．０
６％未満では強度レベルが低く逆に０．２％以上では強
度が大きいが延性を低下させる。
６％未満では強度レベルが低く逆に０．２％以上では強
度が大きいが延性を低下させる。
【００２２】 ８０≦２０ｘ（Ｆｅ）＋１３ｘ（Ｖ）＋１０ｘ（Ｍｏ）≦１３０ （６） （６）式はβ相の安定度を示し、強度及びβ変態点と密
接な関係がある。この値が８０未満であるとβ相のβ安
定化度が小さく初析αと全体のβ変態点の差が小さく、
加熱温度範囲が小さくなってしまう。また、１３０を超
えるとβ安定化元素が初析α中にも固溶しかえって加熱
温度範囲を縮小する。
接な関係がある。この値が８０未満であるとβ相のβ安
定化度が小さく初析αと全体のβ変態点の差が小さく、
加熱温度範囲が小さくなってしまう。また、１３０を超
えるとβ安定化元素が初析α中にも固溶しかえって加熱
温度範囲を縮小する。
【００２３】
（実施例１）表１にα＋β域で製造され等軸二相組織を
もつ、Ｔｉ−４．５Ａｌ−２Ｆｅ−Ｍｏ−０．１０（Ｘ
＝９９）合金φ１５ｍｍ丸棒を用い加熱速度、温度、保
持時間、冷却速度を変化させた場合の引張特性、切り欠
き引張特性は、ノッチ付引張強度（ＮＴＳ）および、ノ
ッチ付引張強度を平滑試験片の０．２％ＰＳで除した
値、切り欠き降伏比（ＮＴＳ／０．２％ＰＳ）で表さ
れ、ＮＴＳ／０．２％ＰＳが１．０以上の場合靭性が高
いと考える。ノッチ付引張強度（ＮＴＳ）は非切欠き部
直径８．０ｍｍ、切欠き底部直径５．６６ｍｍ、切欠き
形状６０°Ｖ、切欠き先端Ｒ０．１ｍｍ、応力集中係数
Ｋｔ＝５．４２の試験片を用いる。
もつ、Ｔｉ−４．５Ａｌ−２Ｆｅ−Ｍｏ−０．１０（Ｘ
＝９９）合金φ１５ｍｍ丸棒を用い加熱速度、温度、保
持時間、冷却速度を変化させた場合の引張特性、切り欠
き引張特性は、ノッチ付引張強度（ＮＴＳ）および、ノ
ッチ付引張強度を平滑試験片の０．２％ＰＳで除した
値、切り欠き降伏比（ＮＴＳ／０．２％ＰＳ）で表さ
れ、ＮＴＳ／０．２％ＰＳが１．０以上の場合靭性が高
いと考える。ノッチ付引張強度（ＮＴＳ）は非切欠き部
直径８．０ｍｍ、切欠き底部直径５．６６ｍｍ、切欠き
形状６０°Ｖ、切欠き先端Ｒ０．１ｍｍ、応力集中係数
Ｋｔ＝５．４２の試験片を用いる。
【００２４】その結果、加熱速度、温度、保持時間、冷
却速度が本発明条件を満たさないところは、伸びが８．
０％未満及び切り欠き降伏比１．０未満とが小さくなっ
てしまう。また、時効を行なうと強度は低下するものの
伸び及び切り欠き降伏比は著しく増加する。
却速度が本発明条件を満たさないところは、伸びが８．
０％未満及び切り欠き降伏比１．０未満とが小さくなっ
てしまう。また、時効を行なうと強度は低下するものの
伸び及び切り欠き降伏比は著しく増加する。
【００２５】
【表１】
【００２６】（実施例２）表２に示すα＋β型チタン合
金をα＋β型チタン合金をα＋β域に加熱、圧延して製
造したφ１５ｍｍの丸棒を加熱速度２℃／ｓ、加熱温度
１０００℃、保持時間３０秒、冷却速度２℃／ｓで熱処
理を行った場合の引張特性、切り欠き引張特性を調査し
た。
金をα＋β型チタン合金をα＋β域に加熱、圧延して製
造したφ１５ｍｍの丸棒を加熱速度２℃／ｓ、加熱温度
１０００℃、保持時間３０秒、冷却速度２℃／ｓで熱処
理を行った場合の引張特性、切り欠き引張特性を調査し
た。
【００２７】その結果、Ａｌが３％未満、Ｏが０．０６
％未満の場合は引張強度が低くなってしまう。２０×
（Ｆｅ）＋１３ｘ（Ｖ）＋１０ｘ（Ｍｏ）が８０未満や
１３０より大きいと強度はあるが、伸び及び切り欠き降
伏比が小さくなってしまうことがわかる。
％未満の場合は引張強度が低くなってしまう。２０×
（Ｆｅ）＋１３ｘ（Ｖ）＋１０ｘ（Ｍｏ）が８０未満や
１３０より大きいと強度はあるが、伸び及び切り欠き降
伏比が小さくなってしまうことがわかる。
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の効果】以上のように本発明は塑性加工を伴わな
いβ域熱処理により高強度、高靭性および高延性を得る
ことが出来る。
いβ域熱処理により高強度、高靭性および高延性を得る
ことが出来る。
Claims (2)
- 【請求項１】 合金組成（重量％）として下記の（１）
〜（６）式の条件を満たし、残部がＴｉおよび不可避不
純物からなる組成を有する（α＋β）型チタン合金を溶
体化時効処理を施す際に、溶体化時効処理温度をβ変態
点（Ｔβ）以上β変態点（Ｔβ）＋１００℃未満に、２
℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、５分以内保持後、２℃
／ｓ以上で冷却することを特徴とする（α＋β）型チタ
ン合金の熱処理方法。 ３．０≦Ａｌ≦５．０ （１） ２．１≦Ｖ≦３．７ （２） ０．８５≦Ｆｅ≦３．１５ （３） ０．８５≦Ｍｏ≦３．１５ （４） ０．０６≦Ｏ≦０．２０ （５） を含有し、且つ ８０≦２０ｘ（Ｆｅ）＋１３ｘ（Ｖ）＋１０ｘ（Ｍｏ）≦１３０ （６） - 【請求項２】 請求項１に記載の熱処理をした（α＋β
型）チタン合金を、更に時効処理を４００〜７５０℃で
行うことを特徴とする（α＋β）型合金の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3219557A JP2541042B2 (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | （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 |
|---|---|---|---|
| JP3219557A JP2541042B2 (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | （α＋β）型チタン合金の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559509A true JPH0559509A (ja) | 1993-03-09 |
| JP2541042B2 JP2541042B2 (ja) | 1996-10-09 |
Family
ID=16737379
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3219557A Expired - Fee Related JP2541042B2 (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | （α＋β）型チタン合金の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2541042B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5516375A (en) * | 1994-03-23 | 1996-05-14 | Nkk Corporation | Method for making titanium alloy products |
| JP2010070833A (ja) * | 2008-09-22 | 2010-04-02 | Jfe Steel Corp | α−β型チタン合金およびその溶製方法 |
| CN107513638A (zh) * | 2017-09-12 | 2017-12-26 | 西安庄信新材料科技有限公司 | 一种高强度钛合金管材的制备方法 |
| CN114182187A (zh) * | 2021-12-14 | 2022-03-15 | 长沙理工大学 | 一种提高油气用钛合金管材韧性的热处理方法 |
| CN114752877A (zh) * | 2022-05-30 | 2022-07-15 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种高声速均匀性Ti6Al4V合金棒材的制备方法 |
| CN115449665A (zh) * | 2022-07-08 | 2022-12-09 | 重庆大学 | 一种钛合金及其制备方法 |
| CN115852284A (zh) * | 2022-11-11 | 2023-03-28 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种tb18超高强韧钛合金热处理工艺 |
-
1991
- 1991-08-30 JP JP3219557A patent/JP2541042B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| CN115852284B (zh) * | 2022-11-11 | 2024-02-02 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种tb18超高强韧钛合金热处理工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2541042B2 (ja) | 1996-10-09 |
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