JPH03166350A

JPH03166350A - 冷間加工用チタン合金材の熱処理方法

Info

Publication number: JPH03166350A
Application number: JP18491190A
Authority: JP
Inventors: Atsushi Ogawa; 厚小川; Kazuhide Takahashi; 和秀高橋; Kuninori Minagawa; 邦典皆川
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1989-08-29
Filing date: 1990-07-12
Publication date: 1991-07-18
Anticipated expiration: 2011-09-18
Also published as: JP2536673B2

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。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕この発明はチタン合金の熱処理に関し、特に冷間加工用
α＋β型チタン合金の熱処理方法に関するものである。

〔従来の技術〕

チタン合金は、軽量で且つ強靭なことから、近年飛行機
、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用いら
れている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料で
あり、その製造コストが他の材料に比べ極めて高いこと
が問題となっている。例えば、代表的チタン合金である
Ｔｉ−６Ａｌ４■合金の薄板製造にあたっては、パック
圧延法と呼ばれるプロセスが用いられている。これは、
圧延中の材料の温度低下を防ぐために、数枚のＴｉ−６
Ａｊ７−４Ｖ合金製の板を層状に重ね、軟鋼製の箱に入
れて圧延するものであるが、チタン合金板への剥離材塗
布、軟鋼製カバー材の作製、溶接等を要し、多大な手間
とコストがかかる。そこで、特開平１−１２７６５３号
公報においては、α＋β型チタン合金に施す熱処理を工
夫することにより、冷間圧延性を向上させる方法が開発
されている。

〔発明が解決しようとする課題〕

Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に代表されるα＋β型合金は、
各種機械的特性に優れ、また溶接性・耐食性も良好なこ
とがら最も広く用いられている。

しかしながら、本合金は、冷間圧延が殆ど不可能であり
、しかも熱間加工の可能な温度範囲が著しく制限されて
いるために、その薄板製造にあたっては、多大な手間と
コストがかがるパック圧延法によらねばならなかった。

特開平１　−１２７６５３号公報に開示されている製造
方法（熱処理方法）によれば、本合金の限界冷間圧延率
を最大４０％にまで高めることが可能となっているが、
いまだこの値は十分ではない。そこで、これらの問題点
を解決し、製造コストの安いチタン合金を供給するため
に、本発明者等はＴｉ−６Ａ１−４Ｖ合金より高強度で
あり、しかも冷間加工が可能なチタン合金を発明した（
特願平１−１７７７５９号）。

本発明の目的は、さらに、この合金の冷間加工性を向上
させる製造方法を開発しようとするものである。

〔課題を解決するための手段〕

発明者等は、これらの開発合金について鋭意研究を重ね
た結果、冷間加工が可能なチタン合金の冷間加工用素材
を、下記Ｃｌｌ式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変態点
−２５０℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点（１）そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、Ｔ（℃）≦６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１２０（２
）ａ＜１０℃／分の場合、Ｔ（℃）≦−６０Ｘｌｏｇ（ａｔ＋β変態点　（３）１
０分以上３時間以下の間保持した後、冷却することを特
徴とする冷間加工用チタン合金材の熱処理法により、チ
タン合金材の冷間加工性を著しく向上させることに成功
した。

この発明は、Ａ１：３．０　　〜５．０　　ｗｔ．ＬＶ　　：２．１
　　〜　３．７　　Ｗｔ．ＬＭ　ｏ　：　０．８５　　
〜３．１５　　ｗｔ．Ｘ，０　　：０．１５　　ｗｔ．
％以下、を含有し、さらに、Ｆｅ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｒのうちの１種または２種以
上を含有し、且つ、０．　８５ｗｔ．　Ｘ≦Ｆ　ｅ　（ｗｔ．％）　＋　Ｎ
　ｉ　（ｗｌ．％）＋Ｃ　ｏ　（ｗｔ．％）＋〇，９　
　ｘ　Ｃ　ｒ　（ｗｔ．％）≦３，　１５ｗｔ．　％，
および、７ｗｔ．％≦２　ｘ　Ｆ　ｅ　（ｗｔ．％）＋　２　ｘ
　Ｎ　ｉ　（ｗｔ．％）＋２　Ｘ　Ｃ　ｏ（ｗｔ．％）
＋１．８　ｘ　Ｃ　ｒ　（ｗｔ．％）＋１．５　ｘＶ（
　ｗｌ．Ｘ）　＋　Ｍ　ｏ　（ｗｔ．Ｘ）≦１３ｗｔ．
Ｘの条件を満足し、残部二Ｔｉおよび不可避的不純物、からなる成分組成を有するチタン合金の冷間加工用素材
を、下記（１１式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変
態点−２５０℃）≦Ｔ　（℃）　＜β変態点＋１１そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、Ｔ（℃）≦６０　Ｘ　ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１２０
　−　（２１ａ＜１０℃／分の場合、Ｔ（℃）≦−６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点　（３）Ｉ
Ｏ分以上３時間以下の間保持した後、冷却することに特
徴を有するものである。

次に、本発明において、戒分組戒範囲を上述のように限
定した理由を以下に述べる。

（１）ＡＡ’（アルミニウム）：チタン合金は、通常熱間鍛造あるいは熱間圧延またはそ
の両者により製造される。しかしながら、熱間加工中に
温度低下が起きると、変形抵抗が急激に増大するととも
に割れ等の欠陥の発生が起きやすくなり、製造性を著し
く低下させる。

これらの製造性はＡｊＦの含有量と密接な関係がある。

すなわち、ＡＩはα＋β組織を得るためのα相安定化元
素として添加され、強度上昇に寄与する。しかしながら
、ＡＩ含有量がａ　Ｗｔ．％未満では、十分な強度が得
られない。一方、Ａｌｌ含有量が５ｗｔ．％を超えると
、熱間変形抵抗が増大するとともに冷間加工性が劣化し
、製造性が悪くなる。従って、Ａｎ含有量は３．０〜５
．０ｗｌ．％の範囲に限定すべきである。

（２）Ｆｅ（鉄）、Ｎｉ（−：ッケル）　、Ｃｏ　（：
７バルト）およびＣｒ（クロム）：一般にα＋β型チタン合金のミクロ組織はα相とβ相の
２相からなっているが、このうちα相が著しく加工性に
劣っており、これがチタン合金の加工性の悪い原因であ
る。すなわち、冷間加工性に優れたチタン合金を得るた
めには、加工性に劣ったａ相の体積率を減らし、逆に加
工性に富んだβ相の体積率を大きくすることが有効であ
る。そこで、β相安定化元素である、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ
およびＣｒのうちの１種または２種以上ならびに後述す
るＭｏを添加する。Ｆｅ，Ｎｉ、ＣｏおよびＣｒは、β
相安定化元素として添加され、上記効果をもたらす。さ
らに、これらの元素は主にβ相に固溶し強度を上昇させ
るとともに、合金の超塑性発現温度を下げる作用を有す
る。しかしながら、Ｆｅ，ＮｉＳＣｏおよびＣｒの含有
量がそれぞれ０．　ｌｗｔ．％未満では、上述した作用
に所望の効果が得られない。一方、ＦｅＳＮｉ％Ｃｏお
よびＣｒの含有量がそれぞれ３．　１５ｗｔ．　Ｘを超
えると、これらの元素とＴｉとの間に脆化相である金属
間化合物が形成され、さらに、溶解時にβフレックと呼
ばれる偏析相が形威され、その結果、合金の機械的性質
、特に延性が劣化する。従って、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏおよ
びＣｒの１種または２種以上の含有量は０．１〜３．１
５ｗｔ．％の範囲に限定することが好ましい。

（３）　　　Ｆｅ　　（ｗｔ．％）　　＋Ｎｉ（ｗｔ．
Ｘ）＋Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ）＋０．９　Ｘ　Ｃ　ｒ　（ｗｔ
−Ｘ）　：Ｆ　ｅ　（ｗｔ．Ｘ）　　＋　Ｎ　ｉ　（ｗ
ｔ．Ｘ）　＋　Ｃ　ｏ　（ｗｔ．％）＋０．９Ｘ　Ｃ　
ｒ　（ｗｔ．％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し
、チタン合金のβ相の体積率と密接な関係がある。この
値が０．　８５ｗｔ．％未満であると、β相の体積率が
小さく、冷間加工性に劣り、好ましくない。

また、この値が３．　１５ｗｔ．％を超えると、Ｆｅ，
ＮｉＣｏ．ＣｒとＴｉとの間に脆化相である金属間化合
物が形威され、さらに、溶解時にβフレックが形成され
、その結果。合金の機械的性質、とくに室温延性が劣化
する。従って、Ｆｅ（ｗｔ．％）十Ｎ　ｉ　（ｗｔ．Ｘ
）　＋　Ｃ　ｏ　（ｗｌ．％）　＋０、９ｘＣｒ（ｗｔ
．％）の値は、０．　８５ｗｔ．　％〜３．　１５ｗｔ
．　Ｘの範囲に限定すべきである。

（４１Ｍｏ（モリブデン）：Ｍｏも上述したＦｅ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｒと同様に、
β相安定化元素として添加され、β相の体積率を増大さ
せることにより、冷間加工性を向上させる作用を有する
。さらに、Ｍｏは主にβ相に固溶し強度を上昇させる作
用を有する。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．　８５ｗ
ｔ．％未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、Ｍｏ含有量が３，　１５ｗｌ．　Ｘを超える
と、Ｍｏが重い元素であることから合金の密度を増大さ
せ、高比強度であるというチタン合金の特徴を損なう。

さらに、Ｍｏはチタン中での拡散速度が小さいために、
超塑性戒形時の変形応力が増大する。従って、Ｍｏ含有
量は、０．８５ｗｔ．％〜３．　１５ｗｔ．％の範囲に
限定すべきである。

（％Ｖ（バナジウム）： ■はα＋β組織を得るためのβ相安定化元素として添加
され、Ｔ１との間に脆化相である金属間化合物を形或す
ることなく強度を上昇させる作用を有する。すなわち、
■は主にβ相に固溶しこれを強化する。しかしながら、
■含有量が２．ｌｗｔ．％未満では上述した作用に所望
の効果が得られない一方、■含有量が３．　７ｗｔ．　
％を超えると、β変態点が低《なり過ぎ、その結果、超
塑性延びが不十分となる。従って、■含有量は　２．　
ｌｗｔ．ｘ〜３．７ｗｔ．％の範囲に限定すべきである
。

ｆ６Ｊｏ（酸素）：Ｏはα相に固溶して強度を上昇させる作用を有する。し
かしながら、Ｏ含有量が０．　Ｏｌｗｔ．　Ｘ未満では
、強度上昇への寄与が十分でなく、所望の強度が得られ
ないのでＯ含有量は０．　Ｏｌｗｔ．％以上が好ましい
。また、０含有量が０．　１５ｗｔ．％を超えると、冷
間加工性を劣化させるので好ましくない。従って０含有
量は０．　１５ｗｉ．％以下とすべきである。

（７）　　２ｘＦｅ（＊ｔ．Ｘ）＋２ｘＮｉ（ｗｔ．％
）＋２×Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ）＋１．８　　ｘ　Ｃ　　ｒ　
（ｗｔ．Ｌ）＋１．５　　ｘ　Ｖ（　　ｗｔ．％）　　
＋Ｍ　ｏ　（ｗｔ．！）　：２　ｘ　Ｆ　ｅ　（ｗｔ．％）＋２ｘＮｉ（ｗｔ．％）
＋２×Ｃｏ（ｗｔ．Ｘ）　＋１．８　　ｘ　Ｃ　　ｒ　
（ｗｔ．％）＋１．５　　Ｘ　Ｖ（　　ｗｔ．Ｘ）　　
＋Ｍ　ｏ　（ｗｔ．％）は、チタン合金のβ相の安定度
を示しチタン合金のβ相の体積率と密接な関係があるこ
の値が７　ｗｔ．Ｘ未満では、β相の体積率が小さく、
冷間加工性に優れるという本合金の特長を損なうととも
に、室雇強度上昇への寄与が十分でない。一方、この値
が１３ｗｔ．Ｘを超えると、β相の体積率が多くなり過
ぎ、冷間加工性は良くなるが、超塑性特性や溶接性等、
他の特性が悪くなり好ましくない。従って、２　ｘ　Ｆ
　ｅ　（ｗｔ．％）＋２×Ｎｉ（冑１−％）＋　　２　
　Ｘ　　Ｃ　　ｏ（ｗｔ．％）＋１．８　　Ｘ　　Ｃ　
　ｒ　（ｗｔ．％）＋１．５　ｘ　Ｖ［　ｗｔ．Ｘ）　
＋Ｍ　ｏ（ｗｔ．％）の値は、７ＷＬ．′Ａ〜１３ｗｔ
．％の範囲に限定すべきである。

次に、熱処理方法について説明する。

本発明は冷間加工を行うチタン合金の素材を、下記ｆｌ
ｌ式を満足する温度範囲Ｔであり、（β変態点−２５０
℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点．（ｌ）そして、加熱保持後の冷却速度（ａｌにより、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、Ｔ（℃）≦６０×ｌｏｇ（ａｔ＋β変態点−１　２０　
．．．　（２１ａ＜１０゜Ｃ／分の場合、Ｔ　（　℃）≦−６０Ｘｌｏｇｆａｌ＋β変態点　（３
）１０分以上３時間以下の間保持した後、冷却すること
を特徴とする熱処理を行うものである。これにより、素
材は■初析α相とβ相の２相、■初析α相と冷却中に生
じるα相とβ相の層状組織からな”るミクロ組織、ある
いは■初析α相とマルテンサイトからなるミクロ組織の
いずれかとなる。優れた冷間加工性を得るためには、熱
処理により素材が十分軟化するとともに、加熱保持中あ
るいは冷却中に素材の硬度を上昇させるような好ましく
ない相の析出を防ぐ必要がある。

本発明で、前記熱処理温度の下限を（β変態点２５０℃
）以上としたのは、この温度未満で熱処理を行うと、熱
処理による焼鈍の効果（素材の軟化）が十分でな＜、伶
間加工性に劣り好ましくないからである。一方、熱処理
温度の上限をβ変態点未満としたのは、この温度以上に
おいて熱処理を行うと、加熱中にβ粒の粗大化が起こり
、材料の室温延性が低下し、冷間加工性に劣るため好ま
しくないからである。

さらに、熱処理温度の範囲として以下の条件を設けた。

６０×ｌｏｇ（ａｌ＋β変態点−１２０（℃）以下（ａ
≧１０℃／分の場合）、６０ＸＩＯｆ（ａ）＋β変態点（℃〉以下（ａ＜ＩＱ℃／分の場合）、ただし、ａは加熱保持後の冷却速度（℃／分）。

このような条件を設けたのは、これらの条件を満たさな
い温度で熱処理をすると、冷却中β相中に微細なα品が
析出して素材の硬度を上昇させるため好ましくないから
である。

熱処理の保持時間をＩＯ分以上３時間以下としたのは以
下の理由による。熱処理時間が１０分未満では、素材の
軟化が十分でなく、冷間加工性に劣り、好ましくない。

また、保持時間が３時間を超えると、設備の稼働率の点
から経済的でないばかりか、素材のミクロ組織を粗大化
させ冷間加工性を低下させるので好ましくない。

〔実施例〕

次にこの発明を実施例によりさらに詳しく説明する。

第１表に示した成分組成を有するチタン合金をアルゴン
雰囲気アーク炉にて溶製し、断面の寸法が２５ｍＸ４０
ｍのインゴットとした。次いで、インゴットに熱間鍛造
を行い、次いで、熱間圧延を行い、厚さ５ｆｆｌＩ１の
板材に仕上げた。熱処理後に等軸α品組織とするために
、熱間圧延時の加熱温度はβ変態点以下の（α＋β）２
相域とした。これらの材料について、各熱処理条件で熱
処理を行った後、酸洗により表層のスケール、酸化皮膜
を除去し、冷間圧延用素材とした。冷間圧延はｌバス当
たりの圧下量を０．０５ｍとし、長さｌｍｍ以上の耳割
れまたは被圧延材の後端部に割れが発生するまで繰り返
し行って冷間圧延性を評価した。

合金番号弘１についての熱処理後の冷間圧延性評価試験
結果を第２表および第１図に示す。以上の結果から、魔
Ａｌ〜ＮｌｌＡ２５の本発明の熱処理を行ったものは、
いずれも５０％以上の冷間圧延が可能であり、本発明の
規定から外れる熱処理を行ったＮａ　Ｂ　ｌ　−Ｎ（Ｌ
　Ｂ　１０の材料と比べて冷間圧延性が著しく改善され
ていることがわかる。

合金番号Ｎａ２、Ｎａ３、ＩＪａ４およびＮａ５につい
て行った熱処理後の冷間圧延性評価試験結果をそれぞれ
第３表および第２図、第４表および第３図、第５表およ
び第４図、第６表および第５図に示す。以上の結果から
、合金Ｎａ２、Ｎα３、弘４およびＮａ　５についても
同様に、本発明の熱処理を行ったものは、本発明の規定
から外れる処理を行ったものに比べ、優れた冷間圧延性
を有することが分かる。

合金番号Ｎａｌに５０％の冷間圧延を施した材料につい
て行った熱処理後の冷間圧延性評価試験結果を第７表お
よび第６図に示す。以上の結果からも同様に、本発明の
熱処理を行ったものは、本発明の規定から外れる処理を
行ったものに比べ、優れた冷間圧延性を有することが分
かる。

第２表の！第２表の２ ※：長さ１一以上の耳割れが生じる冷間圧延率。

第３表 ※：長さ１ｍｍ以上の耳割れが生じる冷間圧延率。

第４表 ※：長さｌｍ以上の耳割れが生じる冷間圧延率。

第５表 ※：長さｌａｎ以上の耳割れが生じる冷間圧延率。

第６表 ※：長さｌｍ以上の耳割れが生じる冷間圧延率。

こ発明の効果〕以上説明したように、本発明は冷間加工用α＋β型チタ
ン合金の冷間圧延性を著しく改善させ、製造コストの低
減に貢献するとともに、この優れた冷間加工性により、
冷間において曲げ加工や鍛造、転造等の加工が可能とな
り、すでに用いられている宇宙航空分野での需要拡大だ
けでなく、今までコストの点からチタン合金の使用が制
限されていた分野への適用が期待される産業上有用な効
果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図〜第６図は、熱処理後の冷間圧延性評価試験結果
を示すグラフである。いずれも横軸に熱処理温度を、縦
軸に熱処理後の冷却速度を示している。図中の数字は、
長さｌＩＩＩ！１以上の耳割れが生じる冷間圧延率であ
る。この数字が○印で囲んであるものが本発明例であり
、斜線で囲まれた範囲の内側が本発明の請求範囲である
。第１図は合金番号Ｎａｉ，第２図はＮａ　２、第３図は
磁３、第４図は恥４、第５図はＮａ　５について実験を
行った結果である。第６図は、合金番号Ｎｉｌに５０％
の冷間圧延を施した材料について、同様の実験を行った
結果である。

Claims

【特許請求の範囲】１　Ａｌ：３．０〜５．０ｗｔ．％、Ｖ：２．１〜３．７ｗｔ．％、Ｍｏ：０．８５〜３．１５ｗｔ．％，Ｏ：０．１５ｗｔ．％以下、を含有し、さらに、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏおよびＣｒのうちの１種または２種以上を含有し、且つ、０．８５ｗｔ％≦Ｆｅ（ｗｔ．％）＋Ｎｉ（ｗｔ．％）
＋Ｃｏ（ｗｔ．％）＋０．９×Ｃｒ（ｗｔ．％）≦３．
１５ｗｔ．％、および、７ｗｔ．％≦２×Ｆｅ（ｗｔ．％）＋２×Ｎｉ（ｗｔ．
％）＋２×Ｃｏ（ｗｔ．％）＋１．８×Ｃｒ（ｗｔ．％
）＋１．５×Ｖ（ｗｔ．％）＋Ｍｏ（ｗｔ．％）≦１３
ｗｔ．％の条件を満足し、残部：Ｔｉおよび不可避的不純物、からなる成分組成を有するチタン合金の冷間加工用素材
を、下記（１）式を満足する温度範囲Ｔであり（β変態
点−２５０℃）≦Ｔ（℃）＜β変態点・・・（１）そして、加熱保持後の冷却速度（ａ）により、選択され
る下記（２）式または（３）式により、ａ≧１０℃／分
の場合、Ｔ（℃）≦６０×ｌｏｇ（ａ）＋β変態点−１２０・・
・（２）ａ＜１０℃／分の場合、Ｔ（℃）≦−６０×ｌ
ｏｇ（ａ）＋β変態点・・・（３）１０分以上３時間以
下の間保持した後、冷却することを特徴とする冷間加工
用チタン合金材の熱処理方法。