JPS634908B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPS634908B2 JPS634908B2 JP16556884A JP16556884A JPS634908B2 JP S634908 B2 JPS634908 B2 JP S634908B2 JP 16556884 A JP16556884 A JP 16556884A JP 16556884 A JP16556884 A JP 16556884A JP S634908 B2 JPS634908 B2 JP S634908B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- titanium alloy
- rolling
- transformation point
- phase
- blooming
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は均質かつ等軸α晶組織を有し、機械的
特性の優れたチタン合金の製造方法に関する。 一般にチタン合金鋳塊の製造後、熱間圧延用の
スラブに形状を整え、かつ鋳造組織を破壊するた
めに熱間鍛造又は分塊圧延によるインゴツトブレ
ークダウンが行なわれる。前記チタン合金の鋳造
組織を破壊し、また変形抵抗を小さくするために
通常β変態点以上に加熱し、このβ変態点以上の
領域で鍛造又は分塊圧延の大半が行なわれる。そ
して加工の終了後又は加工の途中においてβ域か
らβ変態点を通過してα＋β域に空冷（徐冷）さ
れる。 メタルスエンジニアリングインステイテユート
（1969）に記載されたチタン合金鍛造温度は第１
表に示す通りである。この第１表には鍛造温度の
みが示されているが分塊圧延の場合の温度も同様
である。 前記の鍛造又は分塊圧延後の冷却の段階では、
旧β粒界にそつてネツトワーク状の粗大粒界α相
が析出し、また旧β粒内にはα＋βlamellar組織
が粗大化する（なおα＋βlamellar相は板状のα
相とβ相が層状にならんだ組織である。）。 この工程で製造された熱間圧延用スラブは、次
にα＋β域で熱間圧延、その後の熱処理が行なわ
れるが、この熱間圧延、及びその後の熱処理は微
細かつ均質な等軸α晶組織として機械的特性の向
上を図ることを目的としている。例えば、特開昭
58−25423においては表面温度を980℃〜700℃に
制御しつつ70％以上の加工度をとりその後再結晶
させることが記載されている。 一般にはα＋β域での加工度を大きくすればす
るほど等軸晶組織とならないα相は減少していく
傾向にはあるが、この加工度にも製造段階におけ
る制限があり、またいくら加工度を増大させても
等軸晶とならない組織が残存し機械的特性に悪影
響を与えている。 本発明者はこの点を鋭意研究の結果、熱間圧延
及びその後の熱処理の後も等軸晶とならないα相
は、鋳壊の熱間鍛造又は分塊圧延工程で生ずる旧
β粒界に析出したネツトワーク状の粗大粒界α相
や旧β粒内におけるα＋βlamellar相の粗大化に
起因することを知つた。 そこでα＋β型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は
分塊圧延の工程後、該工程で発生した粗大粒界α
相及び粗大lamellar相を消失させるために、前記
熱間鍛造又は分塊圧延によつて得られたスラブを
β変態点以上β変態点＋150℃以下の範囲に加熱
した後、50℃／min以上の冷却速度で急冷し、そ
の後α＋β域で断面減少率50％以上の熱間圧延を
行なうことを特徴とするチタン合金板の製造方法
を開発した。 このようにして得られた熱間圧延板は製品用途
に応じて、焼鈍、溶体化時効処理等の熱処理が行
なわれる。 前記α＋β型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は分
塊圧延はβ変態点以上のβ域で行なわれるが、こ
の鍛造又は圧延の途中においてα＋β域に材料の
温度が低下する場合もある。しかし、この工程に
おいて鍛造組織を完全に破壊するという品質面及
び変形抵抗の小さいβ域での加工度を大きくとつ
て製造コストを減少させるという面からみてβ変
態点以上での鍛造又は分塊圧延を行なうことが好
ましい。 この工程によつて、スラブが形成され空冷され
るが、スラブは、旧β粒界にネツトワーク状に粗
大粒界α相が析出し、また旧β粒内には粗大α＋
βlamellar相が発達した組織となる。しかし、こ
のスラブをβ変態点以上β変態点＋150℃以下の
範囲に加熱した後、50℃／min以上の冷却速度で
急冷することにより前記ネツトワーク状の粗大粒
界α相や粗大α＋βlamellar相を消失させα′（マル
テンサイト）あるいは微細なα＋βlamellar相組
織とすることができる。 さらにその後該スラブをα＋β域で断面減少率
50％以上の熱間圧延を行なうことにより、加工歪
をたくわえて、これをドライビングフオースとし
て再結晶させ均質かつ微細な等軸α晶組織を得る
ことができる。これによつて機械的特性に優れた
チタン合金板を容易に製造することに成功した。 前記スラブの加熱温度はネツトワーク状の粗大
粒界α相や粗大α＋βlamellar相を消失させるた
めにα変態点以上の加熱が必要であるが、高すぎ
ると表面の酸化が激しくなり、またβ粒の粗大化
が著しくなるので上限はβ変態点＋150℃とする
必要がある。再結晶のためのドライビングフオー
スとなる加工歪をたくわえるためにα＋β域で断
面減少率50％以上の熱間圧延を必要とする。この
時の温度はα＋β域であれば特に規制はないが、
β変態点直下では、加工熱により材料温度がβ変
態点以上になる可能性があり、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変態点以
下50℃〜β変態点以下200℃までの範囲の温度が
好ましい。 このα＋β域での熱間圧延工程を経た板はその
後、焼鈍や溶体化時効処理等によつて均質かつ等
軸α晶組織が得られる。 次に実施例について説明する。 実施例 代表的なα＋β型チタン合金であるTi−6Al−
4V合金における本発明の実施例及び従来工程等
の比較結果を第２表に示す。試験材のβ変態点は
1000℃であつた。スラブは直径550mmのインゴツ
トを用いて分塊圧延により製造した。第２表の引
張り特性については板厚中心部より平行部8.75mm
φ、GL35mmの試験片を最終圧延方向にサンプリ
ングして測定した。圧延後の熱処理（STA処理）
は12.5mm（厚）×100mm（巾）×125mm（長さ）の板
で行なつた。非等軸α晶の発生率は任意の70ケ所
のミクロ組織写真を撮影し、その中で明らかに等
軸となつていないα晶が観察された写真の割合で
示した。ミクロ組織観察面は最終圧延方向平行断
面（Ｌ−Ｚ面）とし、また一枚の写真の視野は
180×120μｍとした。 第２表から明らかなように、本発明方法による
工程No.1〜３については比較工程No.4〜７に比
べ非等軸α晶の発生率が大巾に低下し、引張り強
さ、耐力、伸び、絞り等の強度、延性が格段に優
れていることが分る。 比較工程No.6は加工度が30％であり他は本発
明の方法を満足していても充分な特性が得られて
いないのが分る。なお、この第２表でα＋β域圧
延でクロス圧延を行つているが、一方向圧延でも
同様の結果が得られた。 以上本発明方法は均質かつ等軸の組織の機械的
特性に優れたチタン合金板を得ることができる優
れた方法である。
特性の優れたチタン合金の製造方法に関する。 一般にチタン合金鋳塊の製造後、熱間圧延用の
スラブに形状を整え、かつ鋳造組織を破壊するた
めに熱間鍛造又は分塊圧延によるインゴツトブレ
ークダウンが行なわれる。前記チタン合金の鋳造
組織を破壊し、また変形抵抗を小さくするために
通常β変態点以上に加熱し、このβ変態点以上の
領域で鍛造又は分塊圧延の大半が行なわれる。そ
して加工の終了後又は加工の途中においてβ域か
らβ変態点を通過してα＋β域に空冷（徐冷）さ
れる。 メタルスエンジニアリングインステイテユート
（1969）に記載されたチタン合金鍛造温度は第１
表に示す通りである。この第１表には鍛造温度の
みが示されているが分塊圧延の場合の温度も同様
である。 前記の鍛造又は分塊圧延後の冷却の段階では、
旧β粒界にそつてネツトワーク状の粗大粒界α相
が析出し、また旧β粒内にはα＋βlamellar組織
が粗大化する（なおα＋βlamellar相は板状のα
相とβ相が層状にならんだ組織である。）。 この工程で製造された熱間圧延用スラブは、次
にα＋β域で熱間圧延、その後の熱処理が行なわ
れるが、この熱間圧延、及びその後の熱処理は微
細かつ均質な等軸α晶組織として機械的特性の向
上を図ることを目的としている。例えば、特開昭
58−25423においては表面温度を980℃〜700℃に
制御しつつ70％以上の加工度をとりその後再結晶
させることが記載されている。 一般にはα＋β域での加工度を大きくすればす
るほど等軸晶組織とならないα相は減少していく
傾向にはあるが、この加工度にも製造段階におけ
る制限があり、またいくら加工度を増大させても
等軸晶とならない組織が残存し機械的特性に悪影
響を与えている。 本発明者はこの点を鋭意研究の結果、熱間圧延
及びその後の熱処理の後も等軸晶とならないα相
は、鋳壊の熱間鍛造又は分塊圧延工程で生ずる旧
β粒界に析出したネツトワーク状の粗大粒界α相
や旧β粒内におけるα＋βlamellar相の粗大化に
起因することを知つた。 そこでα＋β型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は
分塊圧延の工程後、該工程で発生した粗大粒界α
相及び粗大lamellar相を消失させるために、前記
熱間鍛造又は分塊圧延によつて得られたスラブを
β変態点以上β変態点＋150℃以下の範囲に加熱
した後、50℃／min以上の冷却速度で急冷し、そ
の後α＋β域で断面減少率50％以上の熱間圧延を
行なうことを特徴とするチタン合金板の製造方法
を開発した。 このようにして得られた熱間圧延板は製品用途
に応じて、焼鈍、溶体化時効処理等の熱処理が行
なわれる。 前記α＋β型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は分
塊圧延はβ変態点以上のβ域で行なわれるが、こ
の鍛造又は圧延の途中においてα＋β域に材料の
温度が低下する場合もある。しかし、この工程に
おいて鍛造組織を完全に破壊するという品質面及
び変形抵抗の小さいβ域での加工度を大きくとつ
て製造コストを減少させるという面からみてβ変
態点以上での鍛造又は分塊圧延を行なうことが好
ましい。 この工程によつて、スラブが形成され空冷され
るが、スラブは、旧β粒界にネツトワーク状に粗
大粒界α相が析出し、また旧β粒内には粗大α＋
βlamellar相が発達した組織となる。しかし、こ
のスラブをβ変態点以上β変態点＋150℃以下の
範囲に加熱した後、50℃／min以上の冷却速度で
急冷することにより前記ネツトワーク状の粗大粒
界α相や粗大α＋βlamellar相を消失させα′（マル
テンサイト）あるいは微細なα＋βlamellar相組
織とすることができる。 さらにその後該スラブをα＋β域で断面減少率
50％以上の熱間圧延を行なうことにより、加工歪
をたくわえて、これをドライビングフオースとし
て再結晶させ均質かつ微細な等軸α晶組織を得る
ことができる。これによつて機械的特性に優れた
チタン合金板を容易に製造することに成功した。 前記スラブの加熱温度はネツトワーク状の粗大
粒界α相や粗大α＋βlamellar相を消失させるた
めにα変態点以上の加熱が必要であるが、高すぎ
ると表面の酸化が激しくなり、またβ粒の粗大化
が著しくなるので上限はβ変態点＋150℃とする
必要がある。再結晶のためのドライビングフオー
スとなる加工歪をたくわえるためにα＋β域で断
面減少率50％以上の熱間圧延を必要とする。この
時の温度はα＋β域であれば特に規制はないが、
β変態点直下では、加工熱により材料温度がβ変
態点以上になる可能性があり、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変態点以
下50℃〜β変態点以下200℃までの範囲の温度が
好ましい。 このα＋β域での熱間圧延工程を経た板はその
後、焼鈍や溶体化時効処理等によつて均質かつ等
軸α晶組織が得られる。 次に実施例について説明する。 実施例 代表的なα＋β型チタン合金であるTi−6Al−
4V合金における本発明の実施例及び従来工程等
の比較結果を第２表に示す。試験材のβ変態点は
1000℃であつた。スラブは直径550mmのインゴツ
トを用いて分塊圧延により製造した。第２表の引
張り特性については板厚中心部より平行部8.75mm
φ、GL35mmの試験片を最終圧延方向にサンプリ
ングして測定した。圧延後の熱処理（STA処理）
は12.5mm（厚）×100mm（巾）×125mm（長さ）の板
で行なつた。非等軸α晶の発生率は任意の70ケ所
のミクロ組織写真を撮影し、その中で明らかに等
軸となつていないα晶が観察された写真の割合で
示した。ミクロ組織観察面は最終圧延方向平行断
面（Ｌ−Ｚ面）とし、また一枚の写真の視野は
180×120μｍとした。 第２表から明らかなように、本発明方法による
工程No.1〜３については比較工程No.4〜７に比
べ非等軸α晶の発生率が大巾に低下し、引張り強
さ、耐力、伸び、絞り等の強度、延性が格段に優
れていることが分る。 比較工程No.6は加工度が30％であり他は本発
明の方法を満足していても充分な特性が得られて
いないのが分る。なお、この第２表でα＋β域圧
延でクロス圧延を行つているが、一方向圧延でも
同様の結果が得られた。 以上本発明方法は均質かつ等軸の組織の機械的
特性に優れたチタン合金板を得ることができる優
れた方法である。
【表】
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ α＋β型チタン合金鋳塊の熱間鍛造又は分塊
圧延の工程後、該工程で発生した粗大粒界α相及
び粗大α＋βlamellar相を消失させるために、前
記熱間鍛造又は分塊圧延によつて得られたスラブ
をβ変態点以上β変態点＋150℃以下の範囲に加
熱した後、50℃／min以上の冷却速度で急冷し、
その後α＋β域で断面減少率50％以上の熱間圧延
を行なうことを特徴とするチタン合金板の製造方
法。 ２ 製品用途に応じて焼鈍、溶体化時効処理等の
熱処理を行なうことを特徴とする特許請求の範囲
第１項記載のチタン合金板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16556884A JPS6144167A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16556884A JPS6144167A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6144167A JPS6144167A (ja) | 1986-03-03 |
| JPS634908B2 true JPS634908B2 (ja) | 1988-02-01 |
Family
ID=15814831
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16556884A Granted JPS6144167A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | チタン合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6144167A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012115242A1 (ja) * | 2011-02-24 | 2012-08-30 | 新日本製鐵株式会社 | 冷延性及び冷間での取扱性に優れたα＋β型チタン合金板とその製造方法 |
| JP5196083B2 (ja) | 2011-02-24 | 2013-05-15 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間でのコイル取扱性に優れた高強度α＋β型チタン合金熱延板及びその製造方法 |
| CN102581188B (zh) * | 2012-02-29 | 2014-07-30 | 湖南金天钛业科技有限公司 | 一种tc4-dt钛合金大规格厚板锻件加工方法 |
| JP6372373B2 (ja) * | 2015-01-27 | 2018-08-15 | 新日鐵住金株式会社 | α相を主とするチタン材の製造方法およびチタン製熱間圧延用素材 |
| CN110508732B (zh) * | 2019-08-29 | 2021-11-19 | 陕西天成航空材料有限公司 | 消除tc4钛合金板坯端头月牙痕的锻造成型方法 |
-
1984
- 1984-08-09 JP JP16556884A patent/JPS6144167A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6144167A (ja) | 1986-03-03 |
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