JPS60230968A - チタン合金圧延板の製造方法 - Google Patents
チタン合金圧延板の製造方法Info
- Publication number
- JPS60230968A JPS60230968A JP8405884A JP8405884A JPS60230968A JP S60230968 A JPS60230968 A JP S60230968A JP 8405884 A JP8405884 A JP 8405884A JP 8405884 A JP8405884 A JP 8405884A JP S60230968 A JPS60230968 A JP S60230968A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cross
- rolling
- ratio
- titanium alloy
- alpha
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- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、チタン合金圧延板の製造方法に関するもので
あり、特には再結晶焼鈍の前後にクロス圧延を行うこと
により強度及び延性に優れそして異方性のない等軸α晶
組織を有するチタン合金板の製造方法に関する。
あり、特には再結晶焼鈍の前後にクロス圧延を行うこと
により強度及び延性に優れそして異方性のない等軸α晶
組織を有するチタン合金板の製造方法に関する。
チタン合金は、その比強崖が高くしかも耐食性等に優れ
るところから、航空宇宙分野を始めとして陸上分計でも
各種設備において使用量が次第に増加しつつある。これ
に伴い、Ｔｉ−ＡＩ−Ｖ系、Ｔｉ−Ａｌ−８ｎ糸、Ｔｌ
−Ｍｎ糸、’ｉ’１−ＡＩ−Ｍ ｎ系、Ｔｉ−ＡＩ−Ｍ
ｏ−Ｖ系等の多くのチタン合金が開発されている。
るところから、航空宇宙分野を始めとして陸上分計でも
各種設備において使用量が次第に増加しつつある。これ
に伴い、Ｔｉ−ＡＩ−Ｖ系、Ｔｉ−Ａｌ−８ｎ糸、Ｔｌ
−Ｍｎ糸、’ｉ’１−ＡＩ−Ｍ ｎ系、Ｔｉ−ＡＩ−Ｍ
ｏ−Ｖ系等の多くのチタン合金が開発されている。
チタン合金は輪加工材の一つであり、その−漬方法に関
する報告は少ないが、一般に構造成いは圧延によりα＋
β域で出来るだけ多くの加工度をとって加工することに
より機械的特性に優れた等軸鉢α晶組１姻が得られると
されている。更には、構造品と関連して、一定の加工率
以上の構造加工とβ域温度での加熱処理と２組合せるこ
とにより組織の均一微細化を計れることが報告されてい
る（特公昭５６−８０９９号）。圧延材と関連しては、
少くとも７０％の熱間圧延と冷却及び再加熱を指定条件
の下で行う等軸晶形成処理とを組合せることにより結晶
の等方化及び微細化を計ることが提唱されている（特開
昭５８−２５４２５号）。
する報告は少ないが、一般に構造成いは圧延によりα＋
β域で出来るだけ多くの加工度をとって加工することに
より機械的特性に優れた等軸鉢α晶組１姻が得られると
されている。更には、構造品と関連して、一定の加工率
以上の構造加工とβ域温度での加熱処理と２組合せるこ
とにより組織の均一微細化を計れることが報告されてい
る（特公昭５６−８０９９号）。圧延材と関連しては、
少くとも７０％の熱間圧延と冷却及び再加熱を指定条件
の下で行う等軸晶形成処理とを組合せることにより結晶
の等方化及び微細化を計ることが提唱されている（特開
昭５８−２５４２５号）。
しかしながら、これら方法ではどうしても部分的に等軸
重組偵にならないα相が残存し、製品の信頼度に問題が
生じる。構造により製造した場合、鍜漬長手方向の組織
のバラツキ、断面内での組織のバラツキ等が著しい。圧
延により製造した場合でも、チタン合金のα相がｈｅｐ
結晶構造であるため圧延方向とその直角方向において
大きな機械的異方性が生じることが知られている。チタ
ン合金は高温、高腐食、高負荷等の苛酷な環境でこそ使
用される為、製品に高い信頼度が要求される。
重組偵にならないα相が残存し、製品の信頼度に問題が
生じる。構造により製造した場合、鍜漬長手方向の組織
のバラツキ、断面内での組織のバラツキ等が著しい。圧
延により製造した場合でも、チタン合金のα相がｈｅｐ
結晶構造であるため圧延方向とその直角方向において
大きな機械的異方性が生じることが知られている。チタ
ン合金は高温、高腐食、高負荷等の苛酷な環境でこそ使
用される為、製品に高い信頼度が要求される。
基本的に、圧延法は鍛造法に較べて、製品品質及び＃造
効率の面から有利であり、今後益々増大する斯界の要請
に答える為には、前記の等軸重組１にならないα相の残
存を大巾に抑制乃至解消し且つ機械的異方性を生じない
チタン合金圧延法を確立することが必要である。
効率の面から有利であり、今後益々増大する斯界の要請
に答える為には、前記の等軸重組１にならないα相の残
存を大巾に抑制乃至解消し且つ機械的異方性を生じない
チタン合金圧延法を確立することが必要である。
本発明は、こうした要求に答えて、局所的な等軸重組織
とならないα相の減少により製品信頼度の大巾に改善さ
れたそして機械的異方性も大巾に低減された高品質チタ
ン合金圧延板の製造方法を提供することを目的とする。
とならないα相の減少により製品信頼度の大巾に改善さ
れたそして機械的異方性も大巾に低減された高品質チタ
ン合金圧延板の製造方法を提供することを目的とする。
広範な研７℃の結果、本発明者等は、
（１） 圧延途中において再結晶焼鈍を組込むことによ
り局所的な等軸重組織とならないα相の残存が大巾に抑
制されること、及び （２）圧延をクロス圧延とすることにより機械的異方性
を大巾に低減しうろこと を知見した。上記再結晶焼鈍及びクロス圧延は特定範囲
の温度及び圧逸条件の下で実施せねばならない。こうし
て再結晶焼鈍を間に挾んで前後にクロス圧延を行うこと
により、局所的に残存する等軸重組織とならないα相の
ないそして機械的異方性のない等軸α晶組織を有するチ
タン合金板の製造が可能となる。得られるチタン合金板
は、強度及び延性の点でも改善され、高負荷、高温及び
高腐食性の環境において高い信頼性をもって使用するこ
とができる。
り局所的な等軸重組織とならないα相の残存が大巾に抑
制されること、及び （２）圧延をクロス圧延とすることにより機械的異方性
を大巾に低減しうろこと を知見した。上記再結晶焼鈍及びクロス圧延は特定範囲
の温度及び圧逸条件の下で実施せねばならない。こうし
て再結晶焼鈍を間に挾んで前後にクロス圧延を行うこと
により、局所的に残存する等軸重組織とならないα相の
ないそして機械的異方性のない等軸α晶組織を有するチ
タン合金板の製造が可能となる。得られるチタン合金板
は、強度及び延性の点でも改善され、高負荷、高温及び
高腐食性の環境において高い信頼性をもって使用するこ
とができる。
要約すると、本発明は、α型またはα＋β型のチタン合
金を、インボッ）ブレイクダウン後、（Ａ） α＋β域
において臣下比１２以上そしてクロス比α６〜ｔ４の下
でクロス圧伏を行う段階と、 （Ｂ） その後、β変態点以下２０°Ｃから１００℃ま
での間の温度で再結晶焼鈍を行う段階と、（Ｃ） 更に
、α＋β域において圧下比１．６以上そしてクロス比α
６〜１．４の下でクロス圧延を行う段階と を経て焼鈍、溶体化時効処理等の製品用途に応じた熱処
理を行うことを特徴とするチタン合金圧延板の製造方法
を提供する。
金を、インボッ）ブレイクダウン後、（Ａ） α＋β域
において臣下比１２以上そしてクロス比α６〜ｔ４の下
でクロス圧伏を行う段階と、 （Ｂ） その後、β変態点以下２０°Ｃから１００℃ま
での間の温度で再結晶焼鈍を行う段階と、（Ｃ） 更に
、α＋β域において圧下比１．６以上そしてクロス比α
６〜１．４の下でクロス圧延を行う段階と を経て焼鈍、溶体化時効処理等の製品用途に応じた熱処
理を行うことを特徴とするチタン合金圧延板の製造方法
を提供する。
一層異方性及び等軸重組織とならないα相の残存を低減
するために、必要に応じ、ＣＤ）前記（Ｂ）及び（Ｃ）
の段階を少くとも１回繰返す段階を付加することもでき
る。
するために、必要に応じ、ＣＤ）前記（Ｂ）及び（Ｃ）
の段階を少くとも１回繰返す段階を付加することもでき
る。
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の処理の対象とするチタン合金は、α型及びα＋
β型のものならいずれでもよい。α＋β型の代表的な実
用合金であるＴｌ−６ＡＩ−４Ｖを始めとして、Ｔｉ−
６ＡＩ−６Ｖ−２８ｎ。
β型のものならいずれでもよい。α＋β型の代表的な実
用合金であるＴｌ−６ＡＩ−４Ｖを始めとして、Ｔｉ−
６ＡＩ−６Ｖ−２８ｎ。
Ｔ１−５ＡＩ−２，５Ｖ、ＴＩ−８Ｍｎ％、ＴＩ−４Ａ
ｌ−４Ｍｎ、Ｔｉ−４ＡＴｉ−４ＡＩ−８、Ｔｉ−４Ａ
Ｔｉ−４ＡＩ−４’ｌＩが挙げラレル。
ｌ−４Ｍｎ、Ｔｉ−４ＡＴｉ−４ＡＩ−８、Ｔｉ−４Ａ
Ｔｉ−４ＡＩ−４’ｌＩが挙げラレル。
チタン合金圧延製品は、最初に生成されたインボッ（を
分塊圧延あるいは鍛造するインゴットブレイクダウンの
工程から出発して、スラブ材を所定の寸法に１−、Ｆ、
延する圧延工程を経て、最終的に製品の用途に応じて・
倖鈍処理、溶体化！寺効処理等の熱処理を実施すること
により製造される。前述したように、本発明を特徴づけ
るのは、インゴットブレイクダウン工程と最終熱処理と
の間の圧延工程であり、これは次の３段階から成る。
分塊圧延あるいは鍛造するインゴットブレイクダウンの
工程から出発して、スラブ材を所定の寸法に１−、Ｆ、
延する圧延工程を経て、最終的に製品の用途に応じて・
倖鈍処理、溶体化！寺効処理等の熱処理を実施すること
により製造される。前述したように、本発明を特徴づけ
るのは、インゴットブレイクダウン工程と最終熱処理と
の間の圧延工程であり、これは次の３段階から成る。
（Ａ） α＋β域における圧下比１．２以上、りｐス（
Ｂ） β変態点以下２０〜１００°Ｃにおける再結（Ｃ
） α＋β域における圧下比１，６以上、クロス比０．
６〜１．４のクロス圧延１２階 ここで、圧下比及びクロス比は次の通り定義される。
Ｂ） β変態点以下２０〜１００°Ｃにおける再結（Ｃ
） α＋β域における圧下比１，６以上、クロス比０．
６〜１．４のクロス圧延１２階 ここで、圧下比及びクロス比は次の通り定義される。
圧延のＪ”１ン終パス方向と同方向の圧下比β変態点以
上で行われたインゴットブレイクダウン工程を経たスラ
ブ材は、先ず（Ａ）段階において、インゴットブレイク
ダウン工程で生じたウィドマンステテン状のα相や、旧
β粒界に生じた結晶電界α相を次の（Ｂ）再結晶焼鈍工
程で等軸α晶に近づけるためのドライビングフォースと
して歪を貯えるべく、圧下比１２以上、そしてクロス比
α６〜１４の条件の下でクロス圧延される。クロス圧延
は、圧延方向を９０゛変更して圧延材をロールに４’ｌ
１次いで通ず圧延法である。圧勉蟲度は、α＋β域であ
れは特に温度の指定はないが、β変態点の直下近くでは
加工熱により材料温度がβ変態点以上となる可能性があ
り、また温度が低すぎると加工による割れが発生するた
め、β友想点以下５０°Ｃから２００℃程度までの温度
が好ましい〇この（Ａ）段階での圧下比は大きい程、次
の（Ｂ）段階での等軸α晶化のためには好ましいのであ
るが、ここでは完全な等軸α品にする必要はなく、ウィ
ツトマンステテン状のα相や結晶粒界α相を破壊して等
軸α晶に近づけることがホ要であり、そのためには圧下
比は最低１２程度が必要となる。圧下比の上限は、合金
種及び温度に依存するが、割れの発生がない８〜１０程
度まで可能であり、そして通常は上述した理由で１５程
度までで充分である。最終製品の機械的特性の異方性を
無くすためには（Ａ）段階からクロス圧延を実施すべき
である。クロス圧延を（Ｃ）段階のみで行って、（Ａ）
段階で通常のストレート圧延を行っても相応の効果は得
られるが、より異方性のない高品質の製品を信頼性を持
って製造するには、この（Ａ）段階からクロス圧延を行
うのがよいことが一１４ＩｕＪｉシた。クロス圧延比は
０．６〜１．４のクロス比において実施さバる。クロス
比は１に近い程効果があり、上記範囲外ではクロス圧延
の意ｉが失われる。（Ａ）段階は、最終的な等軸α晶化
に備えての予（ＩＩｌｉ段階とみなすことができる。
上で行われたインゴットブレイクダウン工程を経たスラ
ブ材は、先ず（Ａ）段階において、インゴットブレイク
ダウン工程で生じたウィドマンステテン状のα相や、旧
β粒界に生じた結晶電界α相を次の（Ｂ）再結晶焼鈍工
程で等軸α晶に近づけるためのドライビングフォースと
して歪を貯えるべく、圧下比１２以上、そしてクロス比
α６〜１４の条件の下でクロス圧延される。クロス圧延
は、圧延方向を９０゛変更して圧延材をロールに４’ｌ
１次いで通ず圧延法である。圧勉蟲度は、α＋β域であ
れは特に温度の指定はないが、β変態点の直下近くでは
加工熱により材料温度がβ変態点以上となる可能性があ
り、また温度が低すぎると加工による割れが発生するた
め、β友想点以下５０°Ｃから２００℃程度までの温度
が好ましい〇この（Ａ）段階での圧下比は大きい程、次
の（Ｂ）段階での等軸α晶化のためには好ましいのであ
るが、ここでは完全な等軸α品にする必要はなく、ウィ
ツトマンステテン状のα相や結晶粒界α相を破壊して等
軸α晶に近づけることがホ要であり、そのためには圧下
比は最低１２程度が必要となる。圧下比の上限は、合金
種及び温度に依存するが、割れの発生がない８〜１０程
度まで可能であり、そして通常は上述した理由で１５程
度までで充分である。最終製品の機械的特性の異方性を
無くすためには（Ａ）段階からクロス圧延を実施すべき
である。クロス圧延を（Ｃ）段階のみで行って、（Ａ）
段階で通常のストレート圧延を行っても相応の効果は得
られるが、より異方性のない高品質の製品を信頼性を持
って製造するには、この（Ａ）段階からクロス圧延を行
うのがよいことが一１４ＩｕＪｉシた。クロス圧延比は
０．６〜１．４のクロス比において実施さバる。クロス
比は１に近い程効果があり、上記範囲外ではクロス圧延
の意ｉが失われる。（Ａ）段階は、最終的な等軸α晶化
に備えての予（ＩＩｌｉ段階とみなすことができる。
続いて、クロス圧延後の材料は、β変態点以下２０°Ｃ
から１００℃までの温度で再結晶焼鈍を受ける。β変態
点は合金種により定まるが、例えばＴｉ−６ＡＩ−４Ｖ
合金では約１０００°Ｃであり、従って９８０〜９００
°Ｃの範囲内の温度で焼鈍が為される。β変Ｉｆ調点以
下２０℃より高い温度では、初晶α相の割合が極端に少
なくなり、最終の製品の機械的特性を劣化させる。ｊｌ
ｋ方、β変態点以下１００℃より低いｔｅａ Ｉ！では
、傳軸α舗化へのＰ多結晶は充分に行われず、効果がな
い。焼鈍時間は倣細な再結晶化が起るに充分のものであ
ればよく、合金種及び温度に依存する。
から１００℃までの温度で再結晶焼鈍を受ける。β変態
点は合金種により定まるが、例えばＴｉ−６ＡＩ−４Ｖ
合金では約１０００°Ｃであり、従って９８０〜９００
°Ｃの範囲内の温度で焼鈍が為される。β変Ｉｆ調点以
下２０℃より高い温度では、初晶α相の割合が極端に少
なくなり、最終の製品の機械的特性を劣化させる。ｊｌ
ｋ方、β変態点以下１００℃より低いｔｅａ Ｉ！では
、傳軸α舗化へのＰ多結晶は充分に行われず、効果がな
い。焼鈍時間は倣細な再結晶化が起るに充分のものであ
ればよく、合金種及び温度に依存する。
上記（Ａ）及び（Ｂ）段階だけでも、成る程度の等軸α
型組に掴のチタン合金板は得られるが、どうしても部分
的に等軸品組城とならないα相が残存することが知見さ
れた。（Ａ）段階における圧下比を大きくしていけは、
等軸型組織とならないα相の残存数は若干減少していく
が、抜本的な解決にはならず、等軸型組織とならないα
相が不可避的に残留する〇 そこで、本発明においては、（ｃ）Ｌ９階において再度
クロス圧延を行うことにより内部歪を充分に蓄積し、そ
して最終的熱処理において等軸α晶化を計ることによっ
て等軸型組織とならないα相の残存を大巾に低減するも
のである。その効果は、圧下比最低１．６以上、一般に
は２以上において顕果は（Ａ）工程でクロス圧延を行っ
ておくことにより一層顕著となり、クロス圧延を実施す
る意義が生きてくる。しかも、単にクロス圧延のみを行
うよりも、再結晶ｉ暁！ＩｆＩ段階を間に挾んでその前
後にクロス圧延を行うことにより異方性の発生を一層少
くすることができる。（Ｃ）段階においても、クロス比
は０．６〜ｔ４範囲内とすることが必要であり、１に近
い程その効果は大きい。（Ｃ）段階における材料温度は
α＋β域であれば特に温度の指定はないが、（Ａ）段階
と同じくβ変態点５０〜２００℃程度が好ましい。
型組に掴のチタン合金板は得られるが、どうしても部分
的に等軸品組城とならないα相が残存することが知見さ
れた。（Ａ）段階における圧下比を大きくしていけは、
等軸型組織とならないα相の残存数は若干減少していく
が、抜本的な解決にはならず、等軸型組織とならないα
相が不可避的に残留する〇 そこで、本発明においては、（ｃ）Ｌ９階において再度
クロス圧延を行うことにより内部歪を充分に蓄積し、そ
して最終的熱処理において等軸α晶化を計ることによっ
て等軸型組織とならないα相の残存を大巾に低減するも
のである。その効果は、圧下比最低１．６以上、一般に
は２以上において顕果は（Ａ）工程でクロス圧延を行っ
ておくことにより一層顕著となり、クロス圧延を実施す
る意義が生きてくる。しかも、単にクロス圧延のみを行
うよりも、再結晶ｉ暁！ＩｆＩ段階を間に挾んでその前
後にクロス圧延を行うことにより異方性の発生を一層少
くすることができる。（Ｃ）段階においても、クロス比
は０．６〜ｔ４範囲内とすることが必要であり、１に近
い程その効果は大きい。（Ｃ）段階における材料温度は
α＋β域であれば特に温度の指定はないが、（Ａ）段階
と同じくβ変態点５０〜２００℃程度が好ましい。
（Ｂ）段階から（Ｃ）段階への移行に際しては、材料を
一旦嵐、′晶まで冷却してもよいし、そのまま（Ｃ）Ｊ
２階へ移行してもよい。
一旦嵐、′晶まで冷却してもよいし、そのまま（Ｃ）Ｊ
２階へ移行してもよい。
以上説明したように、本発明における等軸型組織となら
ないα相の残存の抑制のメカニズムは、段階（Ａ）にお
いて内部歪を貯えまたウィツトマンステテン状のα相や
結晶粒界α相を壊し、段階（Ｂ）において等軸α晶化を
計り、更に段階（Ｃ）で再び内部歪を貯え、その後の最
終熱処理で再度等軸α晶化を計るという２回にわたる等
軸α晶化によって等軸型組織とならないα相の残存を極
力排除するものである。同時に、クロス圧延を再結晶焼
鈍の前後で実施することにより材料の機械的等方化をも
実現する。クロス圧延は材料の等方化のみならず、等軸
α晶化にも貢献しており、そしてクロス圧延途中の再結
晶焼鈍は等軸型組織とならないα相の残存の抑制のみな
らず、異方性を減少することにおいても重要な役割を行
っている。この点で、本発明においては、再結晶焼鈍と
その前後のクロス圧延の組合せによる重畳効果によって
、等軸型組織とならないα相の排除と機械的異方性の排
除がより完全な形で達成されるのである。
ないα相の残存の抑制のメカニズムは、段階（Ａ）にお
いて内部歪を貯えまたウィツトマンステテン状のα相や
結晶粒界α相を壊し、段階（Ｂ）において等軸α晶化を
計り、更に段階（Ｃ）で再び内部歪を貯え、その後の最
終熱処理で再度等軸α晶化を計るという２回にわたる等
軸α晶化によって等軸型組織とならないα相の残存を極
力排除するものである。同時に、クロス圧延を再結晶焼
鈍の前後で実施することにより材料の機械的等方化をも
実現する。クロス圧延は材料の等方化のみならず、等軸
α晶化にも貢献しており、そしてクロス圧延途中の再結
晶焼鈍は等軸型組織とならないα相の残存の抑制のみな
らず、異方性を減少することにおいても重要な役割を行
っている。この点で、本発明においては、再結晶焼鈍と
その前後のクロス圧延の組合せによる重畳効果によって
、等軸型組織とならないα相の排除と機械的異方性の排
除がより完全な形で達成されるのである。
この意味から、段階（Ａ）→段階ＣＢ）→段階（Ｃ）→
段階（Ｂ）→段階（Ｃ）→最終熱処理とし１うように、
段階（Ｂ）及び（Ｃ）を少くとも一回繰返すことによっ
て、本発明目的をより完全に実現しうろことが理解され
る。
段階（Ｂ）→段階（Ｃ）→最終熱処理とし１うように、
段階（Ｂ）及び（Ｃ）を少くとも一回繰返すことによっ
て、本発明目的をより完全に実現しうろことが理解され
る。
実施例１及び比較例
α＋β型の代表的実用合金であるＴｉ−６ＡＩ−４Ｖに
ついて、β域で鍛造した厚さ１６０鰭ｔのスラブに対し
て次の５つの試験を行った。尚、この材料のβ変態点は
１０００°Ｃであった。
ついて、β域で鍛造した厚さ１６０鰭ｔのスラブに対し
て次の５つの試験を行った。尚、この材料のβ変態点は
１０００°Ｃであった。
（１）本発明による工程（実施例１）
圧下比 ４．８０
クロス比 ０．９９
（２）クロス圧延のみを行った場合（比較例１）９５０
℃加熱圧延（１６０ｆｌ →２５露 ）圧下比 ６．４
０ クロス比 １．００ （３）ストレート圧延工程（比較例２）９５０℃加熱圧
延（１６０鰭 →２５酩 ）圧下比 ＆４０ クロス圧延 なし 上記工程を経た（１）、＋２）及び（３）の圧延材それ
ぞれに最終熱処理として溶体化時効処理を行った。溶体
化時効処理の条件は、ＡＭｇ規格にも定められる一般的
な条件として９５５℃Ｘｔ５ｈｒ水急冷と続いて５６８
℃Ｘ６ｈｒ空冷とした。
℃加熱圧延（１６０ｆｌ →２５露 ）圧下比 ６．４
０ クロス比 １．００ （３）ストレート圧延工程（比較例２）９５０℃加熱圧
延（１６０鰭 →２５酩 ）圧下比 ＆４０ クロス圧延 なし 上記工程を経た（１）、＋２）及び（３）の圧延材それ
ぞれに最終熱処理として溶体化時効処理を行った。溶体
化時効処理の条件は、ＡＭｇ規格にも定められる一般的
な条件として９５５℃Ｘｔ５ｈｒ水急冷と続いて５６８
℃Ｘ６ｈｒ空冷とした。
その後各材料のミクＯＭｉをｉ察した結果を写真１に示
す。観察面は最終の圧延方向に平行な断面である。写真
（＆）の本発明工程によるものは、微細な等軸α晶組織
となっている。これに対し、クロス圧延工程、ストレー
ト圧延工程によるものは、写真（ｂ）及び（ｅ）中に見
られるような等軸型組織とならないα相があちらこちら
に観察される。
す。観察面は最終の圧延方向に平行な断面である。写真
（＆）の本発明工程によるものは、微細な等軸α晶組織
となっている。これに対し、クロス圧延工程、ストレー
ト圧延工程によるものは、写真（ｂ）及び（ｅ）中に見
られるような等軸型組織とならないα相があちらこちら
に観察される。
また、それぞれの材料の引張試験結果を表１に
添付写ｔ″｛（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）は実施例１、比
較例１旋び比；咬例２それぞれの金ｆ−’ｉ ＃ｊｌ織
を示す頌｛１；ｉ鏡写真である。 代理人の氏名 倉 内 甚 弘 、′ 四 介 橋 ］ｃｌＱ
較例１旋び比；咬例２それぞれの金ｆ−’ｉ ＃ｊｌ織
を示す頌｛１；ｉ鏡写真である。 代理人の氏名 倉 内 甚 弘 、′ 四 介 橋 ］ｃｌＱ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １）α型またはα＋β型のチタン合金を、インゴットブ
レイクダウン後、 （Ａ） α＋β域において圧下比１２以上そしてクロス
比１６〜ｔ４の下でクロス圧延を行う段階と、 （Ｂ） その後、β変態点以下２０″Ｃから１００℃ま
での間の温度で再結晶焼鈍を行う段階と、（Ｃ） 更に
、α＋β域において圧下比１６以上そしてクロス比０．
６〜ｔ４の下でクロス圧延を行う段階と を経て焼鈍、溶体化時効処理等の製品用途に応じた熱処
理を行うことを特徴とするチタン合金圧延板の製造方法
。 ２）α型またはα＋β型のチタン合金を、インゴットブ
レイクダウン後、 （Ａ） α＋β域において圧下比１．２以上そしてクロ
ス比α６〜ｔ４の下でクロス圧延を行う段階と、 ＣＢ） その後、β変態点以下２０°Ｃから１００°Ｃ
までの間の温度で再結晶焼鈍を行う段階と、（Ｃ） 更
に、α＋β域において圧下比１６以上そしてクロス比α
６〜ｔ４の下でクロス圧延を行う段階と、 （Ｄ） 前記（Ｂ）及び（Ｃ）の段階を少くとも１回繰
返す段階と を経て焼鈍、溶体化時効処理等の製品用途に応じた熱処
理を行うことを特徴とするチタン合金圧延板の製造方法
。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8405884A JPS60230968A (ja) | 1984-04-27 | 1984-04-27 | チタン合金圧延板の製造方法 |
| US06/725,454 US4581077A (en) | 1984-04-27 | 1985-04-22 | Method of manufacturing rolled titanium alloy sheets |
| CA000479793A CA1257528A (en) | 1984-04-27 | 1985-04-23 | Method of manufacturing rolled titanium alloy sheets |
| FR8506421A FR2565252B1 (fr) | 1984-04-27 | 1985-04-26 | Procede de fabrication de feuilles d'alliage de titane laminees |
| GB08510702A GB2158373B (en) | 1984-04-27 | 1985-04-26 | Method of manufacturing rolled titanium alloy sheets |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8405884A JPS60230968A (ja) | 1984-04-27 | 1984-04-27 | チタン合金圧延板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60230968A true JPS60230968A (ja) | 1985-11-16 |
| JPS6224498B2 JPS6224498B2 (ja) | 1987-05-28 |
Family
ID=13819891
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8405884A Granted JPS60230968A (ja) | 1984-04-27 | 1984-04-27 | チタン合金圧延板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60230968A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63176452A (ja) * | 1987-01-19 | 1988-07-20 | Nkk Corp | α＋β型チタン合金板の製造方法 |
| JPH01156456A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Nippon Steel Corp | チタンインゴツトの熱間加工方法 |
| JP2012052213A (ja) * | 2010-09-03 | 2012-03-15 | Nippon Steel Corp | 圧延方向の０．２％耐力が大きい高耐食チタン合金とその製造方法 |
| JP2014019945A (ja) * | 2012-07-24 | 2014-02-03 | Toho Titanium Co Ltd | チタン合金及びその製造方法 |
| CN113351814A (zh) * | 2021-04-29 | 2021-09-07 | 洛阳双瑞精铸钛业有限公司 | 一种ta5-a钛合金中厚板的制备方法 |
| KR20230088655A (ko) * | 2020-12-15 | 2023-06-20 | 한국재료연구원 | 상온 성형성이 우수한 고강도 순수 타이타늄 판재 및 그 제조 방법 |
-
1984
- 1984-04-27 JP JP8405884A patent/JPS60230968A/ja active Granted
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| EPRI ELECTRIC POWER RESEARCH INSTITUTE CS-2933 PROJECT 1266-1 FINAL REPORT=1983 * |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63176452A (ja) * | 1987-01-19 | 1988-07-20 | Nkk Corp | α＋β型チタン合金板の製造方法 |
| JPH01156456A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Nippon Steel Corp | チタンインゴツトの熱間加工方法 |
| JP2012052213A (ja) * | 2010-09-03 | 2012-03-15 | Nippon Steel Corp | 圧延方向の０．２％耐力が大きい高耐食チタン合金とその製造方法 |
| JP2014019945A (ja) * | 2012-07-24 | 2014-02-03 | Toho Titanium Co Ltd | チタン合金及びその製造方法 |
| KR20230088655A (ko) * | 2020-12-15 | 2023-06-20 | 한국재료연구원 | 상온 성형성이 우수한 고강도 순수 타이타늄 판재 및 그 제조 방법 |
| CN113351814A (zh) * | 2021-04-29 | 2021-09-07 | 洛阳双瑞精铸钛业有限公司 | 一种ta5-a钛合金中厚板的制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6224498B2 (ja) | 1987-05-28 |
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