JPH0627309B2 - 高強度、高延性β型チタン合金冷延板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は強度及び延性に優れたβ型チタン合金冷延板の
製造方法に関する。

〔従来の技術及びその問題点〕

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、冷延薄板として利用さ
れる場合がある。これらβ型チタン合金冷延板の強度は
冷間圧延率の増大とともに上昇し、この結果、例えば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％程度であり、このように強度の上昇
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
条件が選択されている。

β型チタン合金の冷延板は、冷延後溶体化−時効処理あ
るいは冷延−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され、強度を冷間加工率の
増大とともに上昇させることが可能となる。しかし一方
で、冷間加工率の増大に伴い、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ることになるた
め、冷間加工率の増大に伴い粒界破壊が起り易くなる。
このため従来の製法による冷延板では165Kgf／mm²程度
の強度の限界があり、また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る。第１図に、例とし
てTi−15％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金の製造条件
と得られる強度−延性バランスを示す。

本発明はこのような従来の問題に鑑みなされたもので、
高強度で且つ延性に富むβ型チタン合金冷延板の製造方
法を提供せんとするものである。

〔問題を解決するための手段〕

このため本発明は、β型チタン合金板を圧下率３０％以
上で冷間圧延した後、T_β〜T_β＋200℃（但し、T_β：β
変態点）の温度域で60−1/5（T_S−T_β）分以内（但し、
T_S：中間溶体化温度）の時間、中間溶体化処理を行い、
しかる後、３％以上、３０％未満の圧下率で最終冷間圧
延を行って、更に溶体化処理及び時効処理を実施するこ
とをその特徴とする。

以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。

本発明ではまず、β型チタン合金板の熱延板を圧下率３
０％以上で冷間圧延（最終冷延前の冷延）する。このよ
うに最終冷延の前段の冷間圧延の圧下率を３０％以上と
規定したのは、３０％未満の冷延では中間溶体化時に再
結晶が進展せず、最終製品が粗粒となるのみならず、中
間溶体化後の残留冷間加工歪の分布が不均一でかつ密度
が粗となるためである。この残留冷間加工歪の不均一性
に起因し、最終冷延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かつ密度が粗となる。この
ため、時効後高強度、高延性の材質特性をもつ冷延板を
得るのは不可能となつてしまう。

このような冷間圧延後、T_β〜T_β＋200℃（但し、T_β：
β変態点）の温度域で60−1/5（T_S−T_β）分以内（但
し、T_S：当該中間溶体化温度）の時間中間溶体化処理を
行う。このように中間溶体化処理で中間溶体化温度と時
間に制限を設けたのは、規定以上の温度と時間の中間溶
体化処理のものでは再結晶の完了と粒成長を生じてしま
い、冷間圧延に伴う細粒化の効果が失われてしまうのみ
なるず、冷間圧延による冷間加工歪の残存が失われ、最
終時効材の高強度、高延性の材質特性が失われてしまう
ためである。なお、中間溶体化処理温度の下限をT_βと
したのは、中間溶体化処理温度がT_β未満であると、中
間溶体化処理中にα晶の析出を生じ、このため最終冷間
圧延時の冷間加工性を劣化させ、最終冷間圧延を行うこ
とが困難となるためである。

このような中間溶体化処理後、３％以上、３０％未満の
圧下率で最終冷間圧延を行う。この最終冷延の圧下率を
３％以上と規定したのは、３％未満の圧下率では冷間圧
延による歪の分布が不均一であり、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ためである。一方、圧下率を３
０％未満と規定したのは、３０％以上の圧下率では最終
溶体化時に再結晶が進展し、最終冷延による冷間加工歪
付加の効果が失われてしまうためである。

冷延材はこのような最終冷間圧延後、溶体化処理さらに
時効処理が施される。

〔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
さに熱間鋳造してスラブを作成した。第１表に、使用し
た供試材の化学組成を示す（T_β＝729℃）。上記スラブ
を950℃に加熱後20mm厚さに熱間圧延した後、800℃で20
min溶体化処理を施して冷延素材とした。冷延では、上
記熱延板より板厚20mmから2.8mmのサンプルを切り出
し、これを１次の冷延（最終冷延前段の冷延：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２mm（一部１mm）の冷延板に仕上げた。冷
延材の最終熱処理条件は800℃×20min→空冷＋510℃×1
4hr→空冷であり、熱処理材の機械的性質は平行部12.5m
m、G.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・熱処理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。これによれば、本発明法
により強度170Kgf／mm²以上、伸び５％以上（第１図Ａ
領域）の優れた材質特性が得られていることが判る。

〔発明の効果〕 従来のβ型チタン合金冷延板は、熱延−溶体化処理−冷
間圧延−溶体化処理−時効処理の工程（但し、溶体化処
理は省略される場合もある）により製造される。冷間圧
延後の溶体化処理工程では再結晶が進展することとなる
が、溶体化条件の選択により粒内に均一微細な下部組織
が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はかられ、
したがつて冷間圧延材では熱間圧延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やすく時効時に粒界に層状に
α晶が時効析出しやすくなる。このため、従来製法によ
る時効材では粒界破壊を起し易くなり、β型チタン合金
冷延板では165Kgf／mm²程度が強度の限界であり、しか
も低延性値であつた。

これに対し本発明では、熱延−溶体化処理（但し、省略
される場合がある）−冷間圧延−中間溶体化処理−冷間
圧延−溶体化処理−時効処理の工程をとる。本発明では
中間溶体化処理を採用することが重要な構成要素の一つ
となつている。最終冷延の前段の冷間圧延により歪を導
入された組織は、中間溶体化処理により粒内に均一微細
な下部転位組織を残存した再結晶組織となる。この下部
転位組織を含んだ中間溶体化材に軽度の冷間圧延を加
え、さらに溶体化処理を行うと、回復現象のみが進展
し、粒内及び粒界を含めてさらに均一かつ微細な転位を
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、α晶の時効析出の促進と均一化が粒界及び粒内
をとおして図られることになる。この結果、粒界破壊を
起しにくくなり、従来製法材と比較して、高強度、高延
性の冷延板が製造される。

本発明の実施例としてTi−15%V−3%Cr−3%Sn−3%Al合金
をとりあげたが、本発明はTi−3%Al−8%V−6%Cr−4%Mo
−4%Zr合金等のβ型チタン合金全般に適用可能である。
また本発明では冷間圧延−中間焼鈍を繰り返し行なつて
も、最終冷延前段の冷延工程、最終冷延前段の中間溶体
化工程、最終冷延工程で本発明の製造条件を遵守する限
り、本発明の効果が確認された。

また本発明は、冷延板の製造においてみいだされたが、
冷間鍛造、冷間引きぬき等による丸棒の製造や冷間成形
においても、本発明の冷間加工条件を遵守する限り、冷
延板と同等の高強度と高延性をもつ製品を製造し得る。

【図面の簡単な説明】 図面はTi−15％Ｖ−３％Cr−３％Sn−３％Al合金の製造
条件と得られる強度−延性バランスを示す。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 末永 博義 東京都千代田区丸の内１丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 作山 秀夫 神奈川県高座郡寒川町倉見３番地 日本鉱 業株式会社倉見工場内 (72)発明者 高取 英男 神奈川県高座郡寒川町倉見３番地 日本鉱 業株式会社倉見工場内 審査官 影山 秀一

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】β型チタン合金板を圧下率３０％以上で冷
   間圧延した後、Ｔβ〜Ｔβ＋２００℃（但し、Ｔβ：β
   変態点）の温度域で60−1/5(Ts−Tβ)分以内（但し、Ｔ
   ｓ：中間溶体化温度）の時間、中間溶体化処理を行い、
   しかる後、３％以上、３０％未満の圧下率で最終冷間圧
   延を行って、更に溶体化処理及び時効処理を実施するこ
   とを特徴とする高強度、高延性β型チタン合金冷延板の
   製造方法。