JPS61204359A - β型チタン合金材の製造方法 - Google Patents
β型チタン合金材の製造方法Info
- Publication number
- JPS61204359A JPS61204359A JP4384485A JP4384485A JPS61204359A JP S61204359 A JPS61204359 A JP S61204359A JP 4384485 A JP4384485 A JP 4384485A JP 4384485 A JP4384485 A JP 4384485A JP S61204359 A JPS61204359 A JP S61204359A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- transformation point
- ingot
- titanium alloy
- beta
- type titanium
- Prior art date
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Forging (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】
発明の目的
この出願の発明は機械的強度に優れ、しかも延性に富む
β型チタン合金材の製造方法に関する。
β型チタン合金材の製造方法に関する。
従来技術及び問題点
チタン及びチタン合金はその優れた比強度・耐食性及び
耐熱性を保有しているために、宇宙航空機材料、各種化
学プラント、海水淡水化装置等の広範囲な用途に利用さ
れている。
耐熱性を保有しているために、宇宙航空機材料、各種化
学プラント、海水淡水化装置等の広範囲な用途に利用さ
れている。
チタン合金の中ではα＋β型チタン合金であるＴｉ−６
ＡＩ−４Ｖ合金がよく知られているが、このα＋β型チ
タン合金は一般に加工性が悪く、最終製品に到るまでに
多くの煩雑な工程を要するといった欠点があった。
ＡＩ−４Ｖ合金がよく知られているが、このα＋β型チ
タン合金は一般に加工性が悪く、最終製品に到るまでに
多くの煩雑な工程を要するといった欠点があった。
これに対し、β域からの急冷によって常温でもβ単−相
となるβ型チタン合金は加工性に優れ、また、時効硬化
性をもつという点で優れているといわれているが、その
製造工程が充分に解明されているわけではない。
となるβ型チタン合金は加工性に優れ、また、時効硬化
性をもつという点で優れているといわれているが、その
製造工程が充分に解明されているわけではない。
そしてまた、実際の製造に際しては、上記のよ５な特性
を充分に引出すことは難しいとされていた。
を充分に引出すことは難しいとされていた。
発明の構成
この出願の発明は、この点に鑑みてなされたもので、β
型チタン合金鋳造インゴットをβ変態点＋１００℃以上
の温度に加熱し、引続き上記温度範囲で１０％以上の加
工率の鍛造又は分塊圧延を行い、次にβ変態点＋１００
℃〜β変態点−１５０℃の温度域に加熱し、引続き上記
温度範囲において少くとも２ ｈｅａｔ 以上で全加工
率５０％以上の鍛造又は分塊圧延を行うととくよるイン
ゴットブレイクダウンを行うことを％微とするβ屋チタ
ン合金材の製造方法及びβ型チタン合金鋳造インゴット
を、β変態点＋１００℃以上の温度に加熱し、引続き上
記温度範囲で、１０チ以上の加工率の鍛造又は、分塊圧
延を行い、次にβ変態点＋１００℃〜β変態点−１５０
℃の温度域に加熱し引続き上記温度範囲において少くと
も２ ｈｅａｔ 以上で全加工率５０ｑ６以上の鍛造又
は分塊圧延を行うことによるインゴットブレイクダウン
を行った後、β変態点−２５０℃〜β変態点で熱間圧延
等を行うことを特徴とするβ凰チタン合金材の製造方法
を提供するものである。
型チタン合金鋳造インゴットをβ変態点＋１００℃以上
の温度に加熱し、引続き上記温度範囲で１０％以上の加
工率の鍛造又は分塊圧延を行い、次にβ変態点＋１００
℃〜β変態点−１５０℃の温度域に加熱し、引続き上記
温度範囲において少くとも２ ｈｅａｔ 以上で全加工
率５０％以上の鍛造又は分塊圧延を行うととくよるイン
ゴットブレイクダウンを行うことを％微とするβ屋チタ
ン合金材の製造方法及びβ型チタン合金鋳造インゴット
を、β変態点＋１００℃以上の温度に加熱し、引続き上
記温度範囲で、１０チ以上の加工率の鍛造又は、分塊圧
延を行い、次にβ変態点＋１００℃〜β変態点−１５０
℃の温度域に加熱し引続き上記温度範囲において少くと
も２ ｈｅａｔ 以上で全加工率５０ｑ６以上の鍛造又
は分塊圧延を行うことによるインゴットブレイクダウン
を行った後、β変態点−２５０℃〜β変態点で熱間圧延
等を行うことを特徴とするβ凰チタン合金材の製造方法
を提供するものである。
上記のβ裂チタン合金は厳密に言えば準安定β型合金で
あり、このような準安定β型チタン合金としで、Ｔｉ−
１５Ｖ−！１Ｃｒ−３Ｓｎ−３ＡＩ合金、Ｔｉ−１３Ｖ
−１１Ｃｒ−！ｉＡ１合金、’ｌ’ｌ−１１５ＭＯ−１
−１ｌ５．５Ｓｎ合金、Ｔｌ−８Ｍｏ−８Ｖ−２Ｆｅ−
５Ａ１合金などがあるが、本発明はこのような合金を含
むβ凰テタｙ合金に適用される。
あり、このような準安定β型チタン合金としで、Ｔｉ−
１５Ｖ−！１Ｃｒ−３Ｓｎ−３ＡＩ合金、Ｔｉ−１３Ｖ
−１１Ｃｒ−！ｉＡ１合金、’ｌ’ｌ−１１５ＭＯ−１
−１ｌ５．５Ｓｎ合金、Ｔｌ−８Ｍｏ−８Ｖ−２Ｆｅ−
５Ａ１合金などがあるが、本発明はこのような合金を含
むβ凰テタｙ合金に適用される。
発明の詳細な説明
一般に溶解、鋳造されたインゴットは、その鋳造組織を
破壊するとともに、その後の工程に適した中間素材をつ
くるためにインゴットブレイクダウン空行なわれるが、
本発明のβ凰チタン合金材の製造に際しで、まずβ型チ
タン合金鋳造インゴットをβ変態点＋１００℃以上の温
度に加熱し、引続き上記温度範囲で１０−以上の加工率
の鍛造又は分塊圧延することに特徴を有している。
破壊するとともに、その後の工程に適した中間素材をつ
くるためにインゴットブレイクダウン空行なわれるが、
本発明のβ凰チタン合金材の製造に際しで、まずβ型チ
タン合金鋳造インゴットをβ変態点＋１００℃以上の温
度に加熱し、引続き上記温度範囲で１０−以上の加工率
の鍛造又は分塊圧延することに特徴を有している。
この工程においてインゴットの鋳造組織が破壊されるが
、拡散速度が速くかつ加工性の良好な高温領域が望まし
い。加工率が低いと鋳造組織を破壊する前記の目的が達
成されない。また温度が低過ぎると割れなどが生じ易く
危険である。
、拡散速度が速くかつ加工性の良好な高温領域が望まし
い。加工率が低いと鋳造組織を破壊する前記の目的が達
成されない。また温度が低過ぎると割れなどが生じ易く
危険である。
より好ましくはβ変態点＋２００℃〜β変態点＋３００
℃で、３０チ以上の加工率を与えて鍛造又は圧延を行う
とより良好な結果が得られる。
℃で、３０チ以上の加工率を与えて鍛造又は圧延を行う
とより良好な結果が得られる。
以上の工程のみでは材料のβ粒径が粗大化しているため
に、延性に劣る。
に、延性に劣る。
次に本発明は、β変態点＋１００℃〜β変態点−１５０
’Ｃの温度域に加熱し、引続き上記温度範囲において少
くとも２ ｈｅａｔ 以上で全加工率３０嘩以上の鍛造
又は分塊圧延を行うことにさらに特徴を有している。
’Ｃの温度域に加熱し、引続き上記温度範囲において少
くとも２ ｈｅａｔ 以上で全加工率３０嘩以上の鍛造
又は分塊圧延を行うことにさらに特徴を有している。
これによってβ粒が細かくなり、延性が著しく向上する
。上記においてβ−１５０℃未満の温度では変形抵抗が
高く、表面割れを生ずるため不適である。またβ変態点
＋１００℃を超える温度ではβ粒の粗大化の傾向がある
ため延性向上の効果は期待できない。
。上記においてβ−１５０℃未満の温度では変形抵抗が
高く、表面割れを生ずるため不適である。またβ変態点
＋１００℃を超える温度ではβ粒の粗大化の傾向がある
ため延性向上の効果は期待できない。
さらにこの工程においては少くとも２回以上繰り返し全
加工率３０チ以上の加工を行うことが必要である。
加工率３０チ以上の加工を行うことが必要である。
以上の工程によってインゴットブレイクダウンを終了す
るわけであるが、本方法によって得られたβ屋チタン合
金材は極めて優れた延性を有するため、次工程における
加工が容易であり、熱間圧延、温間圧延、仕上鍛造、押
出し、冷間圧延材などの中間素材として適用される。
るわけであるが、本方法によって得られたβ屋チタン合
金材は極めて優れた延性を有するため、次工程における
加工が容易であり、熱間圧延、温間圧延、仕上鍛造、押
出し、冷間圧延材などの中間素材として適用される。
本発明は、以上のインゴットブレイクダウンを終了した
材料をさらにβ変態点−２５０℃〜β変態点の温度域に
加熱後熱間圧延等の加工を行うことによっで、一層優れ
た延性と強度を付与することができる。
材料をさらにβ変態点−２５０℃〜β変態点の温度域に
加熱後熱間圧延等の加工を行うことによっで、一層優れ
た延性と強度を付与することができる。
この熱間圧延等の加工は、β変態点−２５０℃保持を数
次繰り返して行い、通常２〜２０回程度縁り返す。この
加熱と圧延等の加工のくり返しは、特に５回〜１５回で
優れた上記の特性が得られる。
次繰り返して行い、通常２〜２０回程度縁り返す。この
加熱と圧延等の加工のくり返しは、特に５回〜１５回で
優れた上記の特性が得られる。
前記熱間圧延等の加工後のβ変態点−４５０℃〜β変態
点の加熱によっで、α相などが析出する。
点の加熱によっで、α相などが析出する。
この析出は前工程における加工歪のため短時間側ヘシフ
トし析出が良好に打力われる。また前記圧延等の加工で
たくわえられた歪すなわち転位は析出サイトとなり５る
ため、析出が粒界へ集中することがないので、材料の延
性が失われることはない。前記熱間圧延等の加工に際し
で、加工中に若干のα相などの析出が認められることが
あるが、これは本発明の効果をなんら妨げるものではな
い。
トし析出が良好に打力われる。また前記圧延等の加工で
たくわえられた歪すなわち転位は析出サイトとなり５る
ため、析出が粒界へ集中することがないので、材料の延
性が失われることはない。前記熱間圧延等の加工に際し
で、加工中に若干のα相などの析出が認められることが
あるが、これは本発明の効果をなんら妨げるものではな
い。
前記熱間圧延加工に加えで、熱間における鍛造、押出し
絞りなどの加工を行っても同様の効果が得られ、本発明
においては、これらの加工を全て包含するものである。
絞りなどの加工を行っても同様の効果が得られ、本発明
においては、これらの加工を全て包含するものである。
本発明の効果
本発明は単にβ変態点以上の高温のみでインゴットブレ
イクダウンを行う従来の方法に比べ、極めて延性に優れ
たチタン合金材を提供できるものである。
イクダウンを行う従来の方法に比べ、極めて延性に優れ
たチタン合金材を提供できるものである。
また本発明のインゴットブレイクダウン後、前記に示す
温度域で熱間圧延を行うことにより、優れた延性を維持
しかつ強度を付与することができる著しい効果を有する
ものである。
温度域で熱間圧延を行うことにより、優れた延性を維持
しかつ強度を付与することができる著しい効果を有する
ものである。
次に実施例について説明する。
実施例
Ｔｉ−１５Ｖ−５Ｃｒ−３Ｓｎ−５ＡＩ合金に適用した
場合のインゴットブレイクダウン条件及び熱間圧延条件
並びにこれらによって生ずる特性を第１表及び第２表に
示す。また同表には本発明の条禅と異なる比較例も同時
に示す。
場合のインゴットブレイクダウン条件及び熱間圧延条件
並びにこれらによって生ずる特性を第１表及び第２表に
示す。また同表には本発明の条禅と異なる比較例も同時
に示す。
なお前記チタン合金のβ変態点は７６０℃であり、７１
０φのインゴットを用いインゴットブレイクダウンは鍛
造でおこなった。
０φのインゴットを用いインゴットブレイクダウンは鍛
造でおこなった。
第１表は種々のインゴットブレイクダウン条件を経た材
料を、溶体化（ＳＴ）状態７８８℃×２０ ｍ１ｎＡＣ
の引張り特性を表面割れ状態で評価したものである。引
張り試片は１−のＪＩＳ１３号Ｂ試片を用いた。また表
面割れ状態は表面積１００ ｃｍ” における深さα
５ｆｉ以上の表面割れの合計長さによって評価した。
料を、溶体化（ＳＴ）状態７８８℃×２０ ｍ１ｎＡＣ
の引張り特性を表面割れ状態で評価したものである。引
張り試片は１−のＪＩＳ１３号Ｂ試片を用いた。また表
面割れ状態は表面積１００ ｃｍ” における深さα
５ｆｉ以上の表面割れの合計長さによって評価した。
また表中の工程■、工程■は工程Ｉを行った後に工程■
を行っている。以上第１表の本発明の実施例１〜４から
明らかなように、工程Ｉにおいで、１０％以上の加工率
を与えることにより、比較例に比べ著しい延性が得られ
ることがわかる。また加工率が次第に増していくと伸び
の値はさらに向上する。
を行っている。以上第１表の本発明の実施例１〜４から
明らかなように、工程Ｉにおいで、１０％以上の加工率
を与えることにより、比較例に比べ著しい延性が得られ
ることがわかる。また加工率が次第に増していくと伸び
の値はさらに向上する。
実施例３．５〜８では工程■のヒート回数及び全加工率
において異っているが、ヒート回数が５回以上になると
伸びの値がさらに向上していることがわかる。このヒー
ト回数は、２回以上であれば比較例に比べて優れた延性
が得られていることがわかる。
において異っているが、ヒート回数が５回以上になると
伸びの値がさらに向上していることがわかる。このヒー
ト回数は、２回以上であれば比較例に比べて優れた延性
が得られていることがわかる。
また実施例３．１０．１１では工程■の加工温度域を異
ならしめた例を示しているが、いずれも比較例に比べて
優れた延性を示している。この中で加熱温度８００℃に
おいて最も優りていることがわかる。
ならしめた例を示しているが、いずれも比較例に比べて
優れた延性を示している。この中で加熱温度８００℃に
おいて最も優りていることがわかる。
比較例１２〜１７は、いずれも本発明を満していない条
件において行なわれたものであるが、延性（伸びの値）
及び表面割れ等の面で劣っている。
件において行なわれたものであるが、延性（伸びの値）
及び表面割れ等の面で劣っている。
第２表は本発明によるインゴットブレイクダウン後、さ
らに本発明の熱間圧延を行った材料を評価したもの、及
び本発明と異なる実施条件の比較例を示したものである
。評価方法は第１表と同じであるが、熱処理は溶体化時
効処理（ＳＴＡ） ７８ ｓ”ＣＸ２０ｍ１ｎＡＣ＋５
１０℃Ｘ ８ ｈｒＡｃを行っている。
らに本発明の熱間圧延を行った材料を評価したもの、及
び本発明と異なる実施条件の比較例を示したものである
。評価方法は第１表と同じであるが、熱処理は溶体化時
効処理（ＳＴＡ） ７８ ｓ”ＣＸ２０ｍ１ｎＡＣ＋５
１０℃Ｘ ８ ｈｒＡｃを行っている。
この第２表から明らかなように、本発明を満すものは強
度、延性、表面状態のすべての点で良好であるが、比較
例ではこれらの点で本発明に比べ劣っている。
度、延性、表面状態のすべての点で良好であるが、比較
例ではこれらの点で本発明に比べ劣っている。
Claims (2)
- （１）β型チタン合金鋳造インゴットをβ変態点＋１０
０℃以上の温度に加熱し、引続き上記温度範囲で１０％
以上の加工率の鍛造又は分塊圧延を行い、次にβ変態点
＋１００℃〜β変態点−１５０℃の温度域に加熱し、引
続き上記温度範囲において少くとも２ｈｅａｔ以上で全
加工率３０％以上の鍛造又は分塊圧延を行うことによる
インゴットブレイクダウンを行うことを特徴とするβ型
チタン合金材の製造方法。 - （２）β型チタン合金鋳造インゴットをβ変態点＋１０
０℃以上の温度に加熱し、引続き上記温度範囲で、１０
％以上の加工率の鍛造又は、分塊圧延を行い、次にβ変
態点＋１００℃〜β変態点−１５０℃の温度域に加熱し
引続き上記温度範囲において少くとも２ｈｅａｔ以上で
全加工率３０％以上の鍛造又は分塊圧延を行うことによ
るインゴットブレイクダウンを行つた後、β変態点−２
５０℃〜β変態点で熱間圧延等の加工を行うことを特徴
とするβ型チタン合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4384485A JPS61204359A (ja) | 1985-03-07 | 1985-03-07 | β型チタン合金材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4384485A JPS61204359A (ja) | 1985-03-07 | 1985-03-07 | β型チタン合金材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61204359A true JPS61204359A (ja) | 1986-09-10 |
| JPS634912B2 JPS634912B2 (ja) | 1988-02-01 |
Family
ID=12675040
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4384485A Granted JPS61204359A (ja) | 1985-03-07 | 1985-03-07 | β型チタン合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61204359A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63171862A (ja) * | 1987-01-08 | 1988-07-15 | Nkk Corp | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 |
| US4802930A (en) * | 1987-10-23 | 1989-02-07 | Haynes International, Inc. | Air-annealing method for the production of seamless titanium alloy tubing |
| US4902355A (en) * | 1987-08-31 | 1990-02-20 | Bohler Gesellschaft M.B.H. | Method of and a spray for manufacturing a titanium alloy |
| WO2021020808A1 (ko) * | 2019-07-26 | 2021-02-04 | 주식회사 포스코 | 티타늄 슬라브 및 그 제조방법 |
-
1985
- 1985-03-07 JP JP4384485A patent/JPS61204359A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63171862A (ja) * | 1987-01-08 | 1988-07-15 | Nkk Corp | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 |
| US4902355A (en) * | 1987-08-31 | 1990-02-20 | Bohler Gesellschaft M.B.H. | Method of and a spray for manufacturing a titanium alloy |
| US4802930A (en) * | 1987-10-23 | 1989-02-07 | Haynes International, Inc. | Air-annealing method for the production of seamless titanium alloy tubing |
| WO2021020808A1 (ko) * | 2019-07-26 | 2021-02-04 | 주식회사 포스코 | 티타늄 슬라브 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS634912B2 (ja) | 1988-02-01 |
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