JPH0665697A - チタン合金の製造方法 - Google Patents
チタン合金の製造方法Info
- Publication number
- JPH0665697A JPH0665697A JP21890192A JP21890192A JPH0665697A JP H0665697 A JPH0665697 A JP H0665697A JP 21890192 A JP21890192 A JP 21890192A JP 21890192 A JP21890192 A JP 21890192A JP H0665697 A JPH0665697 A JP H0665697A
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- Japan
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- temperature
- cooling
- titanium alloy
- sec
- cooling rate
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ti−Al−Ｖ系のα＋β型チタン合金の鋳造品
の簡単な方法による靭性及び疲れ強さの向上法の提案。 【構成】 鋳造冷却後、βトランザス温度とその温度よ
り 200℃近い温度との間に加熱し、次いで冷却するチタ
ン合金の製造法において、鋳造冷却時、少なくともマル
テンサイト状変態温度を通過するときの冷却速度を 250
℃／sec 〜12℃／sec に制御する。
の簡単な方法による靭性及び疲れ強さの向上法の提案。 【構成】 鋳造冷却後、βトランザス温度とその温度よ
り 200℃近い温度との間に加熱し、次いで冷却するチタ
ン合金の製造法において、鋳造冷却時、少なくともマル
テンサイト状変態温度を通過するときの冷却速度を 250
℃／sec 〜12℃／sec に制御する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ti−Al−Ｖ系のα＋β
型チタン合金の製造方法に関するものである。
型チタン合金の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、α＋β型チタン合金の製造はβ
トランザス温度（α＋β二相領域からβ相に変態する温
度）以上の温度域やそれ以下の温度域において所定量の
熱間加工を行い、その後溶体化処理後時効処理を行うの
が一般的である。しかし、熱間加工を行うことができな
い鋳造品においては、特公昭56−52992号公報及び特公
昭59−35987 号公報に示されているように、鋳造まま材
や異状組織を有する材料に常温から 600℃の温度範囲及
び 850℃から1000℃までの温度範囲間で２回から10回の
加熱冷却を繰り返すことにより組織を改良し、鍛造材に
通常の熱処理を施した場合とほぼ同等な材料特性を得る
方法が知られている。
トランザス温度（α＋β二相領域からβ相に変態する温
度）以上の温度域やそれ以下の温度域において所定量の
熱間加工を行い、その後溶体化処理後時効処理を行うの
が一般的である。しかし、熱間加工を行うことができな
い鋳造品においては、特公昭56−52992号公報及び特公
昭59−35987 号公報に示されているように、鋳造まま材
や異状組織を有する材料に常温から 600℃の温度範囲及
び 850℃から1000℃までの温度範囲間で２回から10回の
加熱冷却を繰り返すことにより組織を改良し、鍛造材に
通常の熱処理を施した場合とほぼ同等な材料特性を得る
方法が知られている。
【０００３】また、特公平１−36551 号公報においては
AlとＶを含むチタン合金鋳造品をβトランザス温度より
高い温度に加熱してから急冷しマルテンサイト単一組織
とした後、その材料を 816〜996 ℃で安定化処理した後
に、 538〜704 ℃で１〜８時間エージングする熱処理方
法により鍛造材の疲れ強さに匹敵するチタン合金鋳造羽
根の熱処理法が知られている。
AlとＶを含むチタン合金鋳造品をβトランザス温度より
高い温度に加熱してから急冷しマルテンサイト単一組織
とした後、その材料を 816〜996 ℃で安定化処理した後
に、 538〜704 ℃で１〜８時間エージングする熱処理方
法により鍛造材の疲れ強さに匹敵するチタン合金鋳造羽
根の熱処理法が知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公昭
56−52992 号公報及び特公昭59−35987 号公報のような
方法では加熱冷却の繰り返しにより金属間化合物などの
析出物が出現し、靭性を劣化させる問題があり、また作
業性が非常に悪い欠点を有する。一方、特公平１−3655
1 号公報では上記の問題は解決しているが、鋳造品の厚
みが大きすぎると急冷工程により材料内部に十分大きな
冷却速度が得られないため、均一なマルテンサイト状組
織が生成しない欠点がある。また、約 816℃での安定化
処理は結晶粒内にα相成長の核が多く存在する場合には
有効であるが、変態時に核となる歪みや析出物が少ない
場合、特に Ti-6Al-4V ELI(Extra Low Interstitial)材
のような場合、旧β粒界からα相が優先的に生成し、粒
内に方向性を持った層状のα相が生成し材料が不均質に
なる問題点がある。
56−52992 号公報及び特公昭59−35987 号公報のような
方法では加熱冷却の繰り返しにより金属間化合物などの
析出物が出現し、靭性を劣化させる問題があり、また作
業性が非常に悪い欠点を有する。一方、特公平１−3655
1 号公報では上記の問題は解決しているが、鋳造品の厚
みが大きすぎると急冷工程により材料内部に十分大きな
冷却速度が得られないため、均一なマルテンサイト状組
織が生成しない欠点がある。また、約 816℃での安定化
処理は結晶粒内にα相成長の核が多く存在する場合には
有効であるが、変態時に核となる歪みや析出物が少ない
場合、特に Ti-6Al-4V ELI(Extra Low Interstitial)材
のような場合、旧β粒界からα相が優先的に生成し、粒
内に方向性を持った層状のα相が生成し材料が不均質に
なる問題点がある。
【０００５】また、熱間加工後溶体化、時効処理を行う
方法では、材料の接合部や補修部（溶接部）を有する場
合、材料の均質性を失う。しかも、溶接等により一旦β
トランザス温度以上に加熱された場合は針状組織が生成
され、疲労特性を著しく低下させ、通常の熱処理方法で
はこれを改善することができない問題点がある。そこ
で、本発明者らは前記問題点を解決するために、Ti-Al-
Ｖ系のα＋β型チタン合金の鋳造時の1000℃〜 700℃の
間の平均冷却速度を 300℃／sec 〜15℃／sec に制御し
て冷却し、組織率85％以上のマルテンサイト状組織を生
成し、次いでこのマルテンサイト状組織を持った鋳造品
をβトランザス温度とその温度より200 ℃低い温度との
間に加熱し、次いで冷却することにより靭性、疲労特性
に優れたアシキュラー状組織を有するチタン合金を得る
ことを特願平４−18604 号で既に提案している。
方法では、材料の接合部や補修部（溶接部）を有する場
合、材料の均質性を失う。しかも、溶接等により一旦β
トランザス温度以上に加熱された場合は針状組織が生成
され、疲労特性を著しく低下させ、通常の熱処理方法で
はこれを改善することができない問題点がある。そこ
で、本発明者らは前記問題点を解決するために、Ti-Al-
Ｖ系のα＋β型チタン合金の鋳造時の1000℃〜 700℃の
間の平均冷却速度を 300℃／sec 〜15℃／sec に制御し
て冷却し、組織率85％以上のマルテンサイト状組織を生
成し、次いでこのマルテンサイト状組織を持った鋳造品
をβトランザス温度とその温度より200 ℃低い温度との
間に加熱し、次いで冷却することにより靭性、疲労特性
に優れたアシキュラー状組織を有するチタン合金を得る
ことを特願平４−18604 号で既に提案している。
【０００６】この場合の鋳造に用いた鋳型の断面図の一
例を図１に示すが、鋳型の作成方法はワックス製のツリ
ーを作った後耐火材をコーティング（この場合は８mm
厚）し、次いで低温にてワックスを溶かし出した後高温
にて焼成している。この場合、ほぼ全組織でマルテンサ
イト状組織が得られるのは製品各部位の融点から 700℃
までの平均冷却速度（以下、冷却速度とする）が約20℃
／sec 以上の時であり、複雑製品ではかなり部位で差が
出る。この場合は製品厚みの厚いところに冷し金を取り
付ける方法、または強制的に冷却する方法があるが、現
実問題として1000℃〜 700℃間の平均冷却速度を 300℃
／sec 〜15℃／sec に制御して冷却することは、かなり
面倒な現場操作を要した。
例を図１に示すが、鋳型の作成方法はワックス製のツリ
ーを作った後耐火材をコーティング（この場合は８mm
厚）し、次いで低温にてワックスを溶かし出した後高温
にて焼成している。この場合、ほぼ全組織でマルテンサ
イト状組織が得られるのは製品各部位の融点から 700℃
までの平均冷却速度（以下、冷却速度とする）が約20℃
／sec 以上の時であり、複雑製品ではかなり部位で差が
出る。この場合は製品厚みの厚いところに冷し金を取り
付ける方法、または強制的に冷却する方法があるが、現
実問題として1000℃〜 700℃間の平均冷却速度を 300℃
／sec 〜15℃／sec に制御して冷却することは、かなり
面倒な現場操作を要した。
【０００７】そこで、本発明の目的は、より簡単な操作
で同様な材質特性を有する鋳造チタン合金の製造方法を
提案することである。
で同様な材質特性を有する鋳造チタン合金の製造方法を
提案することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明は、Ti
−Al−Ｖ系のα＋β型チタン合金を鋳造冷却した後、β
トランザス温度とその温度より 200℃低い温度との間に
加熱し、次いで冷却するチタン合金の製造方法におい
て、鋳造冷却時の少なくともマルテンサイト変態温度を
通過するときの冷却温度を 250℃／sec 〜12℃／sec に
制御することを特徴とするチタン合金の製造方法であ
る。
−Al−Ｖ系のα＋β型チタン合金を鋳造冷却した後、β
トランザス温度とその温度より 200℃低い温度との間に
加熱し、次いで冷却するチタン合金の製造方法におい
て、鋳造冷却時の少なくともマルテンサイト変態温度を
通過するときの冷却温度を 250℃／sec 〜12℃／sec に
制御することを特徴とするチタン合金の製造方法であ
る。
【０００９】本発明においても、図１に示す鋳型と同様
な鋳型を用いることができる。また、鋳型の材質はMgO
、Al2O3 、CaO 、Y2O3、黒鉛等が用いられ、形状は特
に指定はなく複雑形状でも構わない。但し冷し金の取り
付け位置等は形状に応じて対応する必要がある。なお、
本発明ではマルテンサイト状変態温度通過時の冷却速度
を限定しているが、実際には安全のためマルテンサイト
状変態温度より５℃程度高い温度に到達した時点から制
御冷却を開始し、変態温度より５℃程度低い温度に到達
した時点で制御冷却を終了することが望ましい。
な鋳型を用いることができる。また、鋳型の材質はMgO
、Al2O3 、CaO 、Y2O3、黒鉛等が用いられ、形状は特
に指定はなく複雑形状でも構わない。但し冷し金の取り
付け位置等は形状に応じて対応する必要がある。なお、
本発明ではマルテンサイト状変態温度通過時の冷却速度
を限定しているが、実際には安全のためマルテンサイト
状変態温度より５℃程度高い温度に到達した時点から制
御冷却を開始し、変態温度より５℃程度低い温度に到達
した時点で制御冷却を終了することが望ましい。
【００１０】
【作用】本発明では、前述したように実質的にマルテン
サイト状変態温度を通過する時のみの冷却速度を制御す
ればよいことを究明した。その点現場での操作が容易に
なるとともにArガス等の冷却ガスの使用量の削減にもつ
ながり経済的である。本発明でマルテンサイト状変態点
を通過する時の冷却速度を 250℃／sec 〜12℃／sec に
限定するのは、 250℃超ではマルテンサイト単一組織が
15％以上生成し、マルテンサイト状組織率が85％未満と
なるので好ましくない。また冷却速度が12℃／sec 未満
になると鋳造まま状態で粒界α相が多くなり好ましくな
いからである。
サイト状変態温度を通過する時のみの冷却速度を制御す
ればよいことを究明した。その点現場での操作が容易に
なるとともにArガス等の冷却ガスの使用量の削減にもつ
ながり経済的である。本発明でマルテンサイト状変態点
を通過する時の冷却速度を 250℃／sec 〜12℃／sec に
限定するのは、 250℃超ではマルテンサイト単一組織が
15％以上生成し、マルテンサイト状組織率が85％未満と
なるので好ましくない。また冷却速度が12℃／sec 未満
になると鋳造まま状態で粒界α相が多くなり好ましくな
いからである。
【００１１】また、マルテンサイト状組織をβトランザ
ス温度とその 200℃以下の間の温度に保持した後冷却す
ることで粒界、粒内α相の核をランダムに生成させ、そ
の後の冷却工程にて核を成長させることができる。その
場合βトランザス温度以下 200℃に満たない低い温度に
加熱した場合には、旧β粒界に粒界α相が成長するとと
もにその粒界から方向性を持った層状のα相が成長する
ため均質性が失われて疲労特性が劣化する。またβトラ
ンザスを超える温度に加熱すると針状のα相が長く成長
しアシキュラー状の組織が得られなくなり、この場合に
も不均一な組織となり疲労特性が劣化する。
ス温度とその 200℃以下の間の温度に保持した後冷却す
ることで粒界、粒内α相の核をランダムに生成させ、そ
の後の冷却工程にて核を成長させることができる。その
場合βトランザス温度以下 200℃に満たない低い温度に
加熱した場合には、旧β粒界に粒界α相が成長するとと
もにその粒界から方向性を持った層状のα相が成長する
ため均質性が失われて疲労特性が劣化する。またβトラ
ンザスを超える温度に加熱すると針状のα相が長く成長
しアシキュラー状の組織が得られなくなり、この場合に
も不均一な組織となり疲労特性が劣化する。
【００１２】
実施例および比較例 Ti- ６Al- ４Ｖ合金を水冷銅製のるつぼにて１×10-4To
rrの真空下で電子ビームにより溶解し、ジルコニアにて
作製した鋳型に鋳造し90mm×35mm×35mmの鋳造品を作製
した。なお、この材料のマルテンサイト状変態点は約 8
00℃であり、βトランザス温度は995 ℃であった。
rrの真空下で電子ビームにより溶解し、ジルコニアにて
作製した鋳型に鋳造し90mm×35mm×35mmの鋳造品を作製
した。なお、この材料のマルテンサイト状変態点は約 8
00℃であり、βトランザス温度は995 ℃であった。
【００１３】各試料の1000℃〜 700℃間の平均冷却速度
を表１に示す。なお、各部位の冷却速度はその表面温度
を測定して求めた。また、本実施例では電子ビーム溶解
を採用したが、溶解方法は高周波、プラズマビーム、ア
ーク溶解でもよく、鋳型材は MgO、Al2O3 、CaO 、Y
2O3、黒鉛を用いてもよい。
を表１に示す。なお、各部位の冷却速度はその表面温度
を測定して求めた。また、本実施例では電子ビーム溶解
を採用したが、溶解方法は高周波、プラズマビーム、ア
ーク溶解でもよく、鋳型材は MgO、Al2O3 、CaO 、Y
2O3、黒鉛を用いてもよい。
【００１４】得られた鋳造品の温度が 800℃に達する直
前に鋳型にArガスを吹き付け、その流量を制御すること
によって 800℃での冷却速度を制御した。因みに 50l／
minの流量のArガスを鋳型温度が 810℃に達したときに
５sec 間吹き付けることにより800 ℃での冷却速度を15
℃／sec とすることができた。各試料の 800℃での冷却
速度及びマルテンサイト状組織率を表１に併せて示す。
前に鋳型にArガスを吹き付け、その流量を制御すること
によって 800℃での冷却速度を制御した。因みに 50l／
minの流量のArガスを鋳型温度が 810℃に達したときに
５sec 間吹き付けることにより800 ℃での冷却速度を15
℃／sec とすることができた。各試料の 800℃での冷却
速度及びマルテンサイト状組織率を表１に併せて示す。
【００１５】次に得られた鋳造部品をそれぞれ 850℃安
定化処理後＋ 600℃エージング処理、780 ℃、900 ℃、
950 ℃で２ｈ保持後10℃／min で室温まで冷却の熱処理
をAr雰囲気中で行った。それぞれの機械的特性を表１に
示す。この結果、 800℃での冷却速度が 250℃／sec 〜
12℃／sec であったものをβトランザス温度とその 200
℃以下の温度間で熱処理したものは旧β粒界及び粒内か
らα相が成長し、アシキュラー状の金属組織が得られ、
靭性（シャルピー）、疲労強度ともに良好な結果が得ら
れた。
定化処理後＋ 600℃エージング処理、780 ℃、900 ℃、
950 ℃で２ｈ保持後10℃／min で室温まで冷却の熱処理
をAr雰囲気中で行った。それぞれの機械的特性を表１に
示す。この結果、 800℃での冷却速度が 250℃／sec 〜
12℃／sec であったものをβトランザス温度とその 200
℃以下の温度間で熱処理したものは旧β粒界及び粒内か
らα相が成長し、アシキュラー状の金属組織が得られ、
靭性（シャルピー）、疲労強度ともに良好な結果が得ら
れた。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【発明の効果】本発明は、鋳造時の冷却過程においてマ
ルテンサイト状変態温度での冷却速度を制御し、またそ
れを一定条件で加熱冷却処理することで均一なアシキュ
ラー状組織とし、靭性や疲労強度を向上させることを可
能にした。
ルテンサイト状変態温度での冷却速度を制御し、またそ
れを一定条件で加熱冷却処理することで均一なアシキュ
ラー状組織とし、靭性や疲労強度を向上させることを可
能にした。
【図１】鋳型の断面図の一例を示す。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ti−Al−Ｖ系のα＋β型チタン合金を鋳
造冷却した後、βトランザス温度とその温度より 200℃
低い温度との間に加熱し、次いで冷却するチタン合金の
製造方法において、鋳造冷却時の少なくともマルテンサ
イト状変態温度を通過するときの冷却温度を 250℃／se
c 〜12℃／sec に制御することを特徴とするチタン合金
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21890192A JPH0665697A (ja) | 1992-08-18 | 1992-08-18 | チタン合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21890192A JPH0665697A (ja) | 1992-08-18 | 1992-08-18 | チタン合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0665697A true JPH0665697A (ja) | 1994-03-08 |
Family
ID=16727093
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21890192A Pending JPH0665697A (ja) | 1992-08-18 | 1992-08-18 | チタン合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0665697A (ja) |
-
1992
- 1992-08-18 JP JP21890192A patent/JPH0665697A/ja active Pending
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