JPS62267438A - 低温での恒温鍛造が可能なTi合金材およびこれを用いたTi合金部材の製造法 - Google Patents
低温での恒温鍛造が可能なTi合金材およびこれを用いたTi合金部材の製造法Info
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- JPS62267438A JPS62267438A JP10763886A JP10763886A JPS62267438A JP S62267438 A JPS62267438 A JP S62267438A JP 10763886 A JP10763886 A JP 10763886A JP 10763886 A JP10763886 A JP 10763886A JP S62267438 A JPS62267438 A JP S62267438A
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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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、殊に、高温強度および耐熱性(耐酸化性)
などが要求される航空機用部品の製造に用いるのに好適
であり、しかも、上記のような部品に容易に熱間および
冷間加工することができる高強度11合合材およびその
製造方法に関するものである。
などが要求される航空機用部品の製造に用いるのに好適
であり、しかも、上記のような部品に容易に熱間および
冷間加工することができる高強度11合合材およびその
製造方法に関するものである。
従来、強度、耐酸化性および熱間加工性の三部性が良好
でバランスが取れていることが要求される分野、例えば
、航空機用ノエットエンソンには、Ti −6%Al−
4%Vの組成に代表されるα+β型Ti合金材、あるい
は熱間加工性は劣るが、Tt−sチAl−1%V−1%
Moの組成を有し、組織の大部分がα相であるα+β型
、即ち準α型Ti合金材が用いられていた。
でバランスが取れていることが要求される分野、例えば
、航空機用ノエットエンソンには、Ti −6%Al−
4%Vの組成に代表されるα+β型Ti合金材、あるい
は熱間加工性は劣るが、Tt−sチAl−1%V−1%
Moの組成を有し、組織の大部分がα相であるα+β型
、即ち準α型Ti合金材が用いられていた。
なぜならば、α型Ti合金材は、強度と熱間加工性が悪
く、また、β型Ti合金材は、耐酸化性が悪いからであ
る。
く、また、β型Ti合金材は、耐酸化性が悪いからであ
る。
そして、Ti−6%Al−4%VやTi−8%Al−1
%V−1%Moなどのα+β型Ti合金材は、850℃
以上、とりわけ前者については900℃以上、後者につ
いては950℃以上の温度で熱間加工され、焼鈍後に9
50℃以上の高温で溶体化処理され、さらに、前者のT
i合金材については、500〜600 ’Cの範囲内の
温度で時効処理されて製造されていた。
%V−1%Moなどのα+β型Ti合金材は、850℃
以上、とりわけ前者については900℃以上、後者につ
いては950℃以上の温度で熱間加工され、焼鈍後に9
50℃以上の高温で溶体化処理され、さらに、前者のT
i合金材については、500〜600 ’Cの範囲内の
温度で時効処理されて製造されていた。
なお、後者のTi合金材は、時効効果能が小さいために
、時効処理はなされない。
、時効処理はなされない。
しかしながら、前述のように、上記の従来のα+β型T
i合金材は、その熱間加工温度が850’C以上と高い
ために、例えば恒温鍛造で最終製品の形状や寸法に近い
鍛造品を得ようとする場合には、耐熱性が高く、しかも
最終製品の形状に対応した複雑かつ滑らかな内面を有す
る高価な合壁が必要となる。
i合金材は、その熱間加工温度が850’C以上と高い
ために、例えば恒温鍛造で最終製品の形状や寸法に近い
鍛造品を得ようとする場合には、耐熱性が高く、しかも
最終製品の形状に対応した複雑かつ滑らかな内面を有す
る高価な合壁が必要となる。
また、これらの従来α+β型Ti合金材は、熱間加工温
度だけでなく、溶体化処理温度も高いために熱経済性が
悪く、かつスケールなどの発生も多い0 〔問題点を解決するだめの手段〕 そこで、本発明者等は、上述のような観点から、より低
温で熱間加工および溶体化処理することができ、しかも
時効処理することもでき、かっこの時効処理により高強
度を確保できるT1合金材を開発すべく研究を行なった
結果、 Al: 2〜5%、 v :5〜12%、 Mo: 0.5〜8%、 を含有し、さらに、 Zr : 0.5〜8%、 cr : o、i〜3%、 Fe : 0.1〜3%、 Sn : 0.1〜4%、 のうち1種または2種以上を含有し、かつ、14%≦t
、sx■(%)+Mo(%)+ 0.6 X zr(%
)+1.9XCr(%)+1.IXFe(@≦21%、
および、2%≦AA(’#+Sn(@≦6% の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組
成(以上、重量ヴ)を有するTi合金材は、比較的低温
(例えば700℃)でα+β組織を示し、しかもα相と
β相の容量比が1:1に近いものであるために従来より
も低い温度で容易に熱間加工することができるばかりで
なく、従来条件よりも低い温度で溶体化処理をすること
もでき、さらに時効処理することができ、しかもその時
効処理後の強度は、Ti−6%Al−4%Vの従来Ti
合金の時効材と同等ないしそれ以上の強度特性を有する
ことを見い出した。
度だけでなく、溶体化処理温度も高いために熱経済性が
悪く、かつスケールなどの発生も多い0 〔問題点を解決するだめの手段〕 そこで、本発明者等は、上述のような観点から、より低
温で熱間加工および溶体化処理することができ、しかも
時効処理することもでき、かっこの時効処理により高強
度を確保できるT1合金材を開発すべく研究を行なった
結果、 Al: 2〜5%、 v :5〜12%、 Mo: 0.5〜8%、 を含有し、さらに、 Zr : 0.5〜8%、 cr : o、i〜3%、 Fe : 0.1〜3%、 Sn : 0.1〜4%、 のうち1種または2種以上を含有し、かつ、14%≦t
、sx■(%)+Mo(%)+ 0.6 X zr(%
)+1.9XCr(%)+1.IXFe(@≦21%、
および、2%≦AA(’#+Sn(@≦6% の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組
成(以上、重量ヴ)を有するTi合金材は、比較的低温
(例えば700℃)でα+β組織を示し、しかもα相と
β相の容量比が1:1に近いものであるために従来より
も低い温度で容易に熱間加工することができるばかりで
なく、従来条件よりも低い温度で溶体化処理をすること
もでき、さらに時効処理することができ、しかもその時
効処理後の強度は、Ti−6%Al−4%Vの従来Ti
合金の時効材と同等ないしそれ以上の強度特性を有する
ことを見い出した。
この発明は、1肥知見に基いて発明されたものであり、
11)Al:2〜5%、
V :5〜12%、
Mo : 0.5〜8%、
を含有し、さらに、
Zr : 0.5〜8%、
Cr : 0.1〜3 %、
Fe : 0.1〜3 %、
Sn : 0.1〜4 %、
のうち1種または2種以上を含有し、かつ、14%≦1
.!5 xv(%)+Mo(%)+ 0.6 x Zr
(%)+1.9 xCr(%)+ 1.1 x F’e
(%)≦21%、および2%≦AA(’#+Sn(@≦
6% の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組
成(以上、重量幅)を有する加工性の優れたTi合金材
。
.!5 xv(%)+Mo(%)+ 0.6 x Zr
(%)+1.9 xCr(%)+ 1.1 x F’e
(%)≦21%、および2%≦AA(’#+Sn(@≦
6% の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組
成(以上、重量幅)を有する加工性の優れたTi合金材
。
+21Al:2〜5%、
v ;5〜12%、
Mo : 0.5〜8%、
を含有し、さらに、
Zr : 0.5〜8%、
Cr : O,L〜3%、
Fe : 0.1〜3%、
Sn : 0.1〜4%、
のうち1種または2種以上を含有し、かつ。
■4%≦1,5×V(%i)+Mo(%9+0.6XZ
r(@+1.9 XCr(@+ l 、I X Fe(
1≦21%、および2優≦AJ(イ)+Sn(イ)≦6
% の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組
成(以上、重量幅)を有するT1合金インゴットに対し
て、600〜950℃の範囲内の温度で最終熱間加工を
施した後、700〜800℃の範囲内の温度において溶
体化処理し、ついで300〜600℃の範囲内の温度で
時効処理することからなる加工性の優れた高強度Ti合
金材の製造方法に特徴を有するものである。
r(@+1.9 XCr(@+ l 、I X Fe(
1≦21%、および2優≦AJ(イ)+Sn(イ)≦6
% の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組
成(以上、重量幅)を有するT1合金インゴットに対し
て、600〜950℃の範囲内の温度で最終熱間加工を
施した後、700〜800℃の範囲内の温度において溶
体化処理し、ついで300〜600℃の範囲内の温度で
時効処理することからなる加工性の優れた高強度Ti合
金材の製造方法に特徴を有するものである。
つぎに、この発明のTi合金材の成分組成および製造条
件を上記の通りに限定した理由を説明する。
件を上記の通りに限定した理由を説明する。
(I) 成分組成
(a) AA
Al成分にはα相を強化する作用があるが、その含有量
が2%未満ではα相の強度ひいてはTi合金全体の強度
を所望の値に保持することができず、一方、その含有量
が5チを越えると、β変態点を低く抑えるためのβ安定
化元素であるV及びMoの含有量を多くしなければなら
なくなり、その結果。
が2%未満ではα相の強度ひいてはTi合金全体の強度
を所望の値に保持することができず、一方、その含有量
が5チを越えると、β変態点を低く抑えるためのβ安定
化元素であるV及びMoの含有量を多くしなければなら
なくなり、その結果。
Ti 合金材の熱間加工性が劣化する(具体的には、
変形抵抗が増大し、鍛造の際に大きなプレスが必要とな
る。)ので、その含有量を2〜5チと定めた。
変形抵抗が増大し、鍛造の際に大きなプレスが必要とな
る。)ので、その含有量を2〜5チと定めた。
(b) v
■成分は、特にβ変態点を低く抑え、かつβ相安定化領
域を広げる作用を有する他、全91i合金の延性を害す
ることなく Moはどではないがβ相を強化する作用を
有するが、その含有量が5チ未満では、β変態点を低く
抑えることができないばかりでなく、700℃付近での
α相とβ相との容量比をほぼ1:1にすることが不可能
となシ、その結果、熱間加工温度や溶体化処理温度が従
来条件と余り変わらなくなり、一方、その含有量が12
係を越えると、Ti合金の熱間加工性が劣化する(具体
的には、変形抵抗が増大し、鍛造の際に大きなプレスが
必要となる。)ので、その含有量を5〜12%と定めた
。
域を広げる作用を有する他、全91i合金の延性を害す
ることなく Moはどではないがβ相を強化する作用を
有するが、その含有量が5チ未満では、β変態点を低く
抑えることができないばかりでなく、700℃付近での
α相とβ相との容量比をほぼ1:1にすることが不可能
となシ、その結果、熱間加工温度や溶体化処理温度が従
来条件と余り変わらなくなり、一方、その含有量が12
係を越えると、Ti合金の熱間加工性が劣化する(具体
的には、変形抵抗が増大し、鍛造の際に大きなプレスが
必要となる。)ので、その含有量を5〜12%と定めた
。
(e) M。
Mo成分は、特にβ相を強化する作用を有すると共に、
β変態点を低く抑え、かつβ相安定化領域を広げる作用
を有するが、その含有量が0.5%未満では、β相強化
ひいてはTi合金全体を強化する効果が低く、一方、そ
の含有量が8%を越えると、Ti合金の延性が低下する
ようになるので、その含有量を0.5〜8チと定めた。
β変態点を低く抑え、かつβ相安定化領域を広げる作用
を有するが、その含有量が0.5%未満では、β相強化
ひいてはTi合金全体を強化する効果が低く、一方、そ
の含有量が8%を越えると、Ti合金の延性が低下する
ようになるので、その含有量を0.5〜8チと定めた。
(d) Zr 、 Cr 、 F’eおよびSnこれ
ら成分には、11合合材の強度を一段と向上させる作用
があるが、それらの含有量がそれぞれZr : 0.5
%未満、Cr : 0.1%未満、Fe:0.1%未満
およびSn : 0.1%未満では所望の強度向と効果
が得られず、また、Zr : 8 % 、 Cr :
3%。
ら成分には、11合合材の強度を一段と向上させる作用
があるが、それらの含有量がそれぞれZr : 0.5
%未満、Cr : 0.1%未満、Fe:0.1%未満
およびSn : 0.1%未満では所望の強度向と効果
が得られず、また、Zr : 8 % 、 Cr :
3%。
Fe : 3%およびSn : 4 %をそれぞれ越え
て含有するとTi合金材の加工性が低下するようになる
ことから、それらの成分の含有量をそれぞれZr :0
.5〜8%、 Cr: 0.1〜3%、 Fe : 0
.1〜3%、 Sn :0.1〜4%と定めた。
て含有するとTi合金材の加工性が低下するようになる
ことから、それらの成分の含有量をそれぞれZr :0
.5〜8%、 Cr: 0.1〜3%、 Fe : 0
.1〜3%、 Sn :0.1〜4%と定めた。
(e) 14%≦1.5×V(%)+Mo(%)+0
.6XZr(%)+1.9XCr(19+1.IXFe
(%)521%および2%≦Al(@ + S n(%
)<6% 上記Ti合金材添加元素であるAJ 、V、Mo 、
Zr 。
.6XZr(%)+1.9XCr(19+1.IXFe
(%)521%および2%≦Al(@ + S n(%
)<6% 上記Ti合金材添加元素であるAJ 、V、Mo 、
Zr 。
Cr 、 FeおよびSnは、それぞれと記成分組成範
囲内にあることが必要であるが、さらに加工性を低下さ
せることなく高強度を確保するための条件として、β相
安定化能力が、Moを1とするとV : 1.5倍、Z
r : 0.6倍、Cr:1.9倍、F’e:1.1倍
となるから、これら係数を成分組成率にかけた総和が1
4チ未満となるときは変態点の低下が不充分となり。
囲内にあることが必要であるが、さらに加工性を低下さ
せることなく高強度を確保するための条件として、β相
安定化能力が、Moを1とするとV : 1.5倍、Z
r : 0.6倍、Cr:1.9倍、F’e:1.1倍
となるから、これら係数を成分組成率にかけた総和が1
4チ未満となるときは変態点の低下が不充分となり。
熱間加工性が低下し、21チを越えると変形抵抗が増大
し、同様に熱間加工性が低下する。また、SnはAlと
の関係が強く、AlとSnの総和がTi合金材の強度と
加工性に影響し、Al(イ)十Sn(イ)が2チ未満の
場合は強度を保持することが難しくなり、かつ6チを越
えると変態温度が上るので熱間加工性を劣化させる。し
たがって、成分組成の条件を14多≦1.5XV(%)
+Mo(19+0.6XZr(%)+1−9XCr%+
1,1xFe(%9≦21チおよび2%≦AJ(1+S
n(#≦6係となるように定めた。
し、同様に熱間加工性が低下する。また、SnはAlと
の関係が強く、AlとSnの総和がTi合金材の強度と
加工性に影響し、Al(イ)十Sn(イ)が2チ未満の
場合は強度を保持することが難しくなり、かつ6チを越
えると変態温度が上るので熱間加工性を劣化させる。し
たがって、成分組成の条件を14多≦1.5XV(%)
+Mo(19+0.6XZr(%)+1−9XCr%+
1,1xFe(%9≦21チおよび2%≦AJ(1+S
n(#≦6係となるように定めた。
(TI) 裂造条1牛
(a) 最終熱間加工温度
(1)で述べた成分組成を有し、かつ上記成分組成条件
を満足するT1合金インゴットに熱間鍛造、熱間圧延、
熱間押し出し等の熱間加工を行なうが、その最終熱間加
工温度が600℃未満では再結晶が難しく、変形抵抗が
高くなシ、一方、その温度が950℃を越えると、結晶
粒の粗大化が起こって望ましくないばかりでなく、恒温
鍛造の場合には高価な金型が必要となることから、最終
熱間加工温度を600〜950□℃に定めた。特に鋳造
組織を消す必要がある場合には、900℃近くあるいは
これ以上の温度で熱間加工を開始することが好ましく、
また、仕上げ工程では熱間加工のし易さから、650〜
750℃の範囲内の温度が好ましい。これは、この発明
のTi合金材は650〜750°Gの範囲内の温度で熱
間加工に適するα相とβ相の共存状態となる(即ち、α
相とβ相の容量比が1:1に近くなる)からである。
を満足するT1合金インゴットに熱間鍛造、熱間圧延、
熱間押し出し等の熱間加工を行なうが、その最終熱間加
工温度が600℃未満では再結晶が難しく、変形抵抗が
高くなシ、一方、その温度が950℃を越えると、結晶
粒の粗大化が起こって望ましくないばかりでなく、恒温
鍛造の場合には高価な金型が必要となることから、最終
熱間加工温度を600〜950□℃に定めた。特に鋳造
組織を消す必要がある場合には、900℃近くあるいは
これ以上の温度で熱間加工を開始することが好ましく、
また、仕上げ工程では熱間加工のし易さから、650〜
750℃の範囲内の温度が好ましい。これは、この発明
のTi合金材は650〜750°Gの範囲内の温度で熱
間加工に適するα相とβ相の共存状態となる(即ち、α
相とβ相の容量比が1:1に近くなる)からである。
(b) 焼鈍
この工程は、必須の工程ではないが、°後工程として冷
間加工を行なう場合に、必要に応じて行なわれる。焼鈍
条件は、650〜750℃の範囲内の温度で0.5〜2
時間行なうことが望ましい。
間加工を行なう場合に、必要に応じて行なわれる。焼鈍
条件は、650〜750℃の範囲内の温度で0.5〜2
時間行なうことが望ましい。
(c)溶体化処理温度
熱間加工されたTi合金材、あるいは熱間加工し、必要
に応じて焼鈍した後、冷間加工されたTi合金材には、
次に、溶体化処理が施されるが、その温度は、従来条件
よりも低温の700〜800℃の範囲内の温度で行なう
必要がある。これは、その温度が700℃未満ではα相
安定化元素であるAlがβ相中に充分溶解せず、このた
め、この工程の後に時効処理を行なっても所望の強度を
確保することができず、一方、その温度が800℃を越
えるとβ変態点を越えるか、あるいは近くになシすぎ、
初析α相の量が少なくなりすぎるために、組織が不均一
になるという理由にもとづくものである。なお、溶体化
処理時間は、材料が均一に加熱される時間で充分である
。
に応じて焼鈍した後、冷間加工されたTi合金材には、
次に、溶体化処理が施されるが、その温度は、従来条件
よりも低温の700〜800℃の範囲内の温度で行なう
必要がある。これは、その温度が700℃未満ではα相
安定化元素であるAlがβ相中に充分溶解せず、このた
め、この工程の後に時効処理を行なっても所望の強度を
確保することができず、一方、その温度が800℃を越
えるとβ変態点を越えるか、あるいは近くになシすぎ、
初析α相の量が少なくなりすぎるために、組織が不均一
になるという理由にもとづくものである。なお、溶体化
処理時間は、材料が均一に加熱される時間で充分である
。
(d) 時効処理温度
その温度が300℃未満では、拡散速度が遅いためにβ
相中の微小なα相の析出が起こらないことから、時効硬
化せず、一方、その温度が600℃を越えると、過時効
となり強度が低下するようになることから、その温度を
300〜600℃に定めた。
相中の微小なα相の析出が起こらないことから、時効硬
化せず、一方、その温度が600℃を越えると、過時効
となり強度が低下するようになることから、その温度を
300〜600℃に定めた。
また、時効処理時間は、その温度によっても異なるが、
経済性も考慮して0.5〜10時間が好ましい。なお、
必要な場合は、焼鈍後、あるいは焼鈍しない場合には溶
体化処理後に、すなわち時効処理前に冷間加工を行なっ
てもよい。
経済性も考慮して0.5〜10時間が好ましい。なお、
必要な場合は、焼鈍後、あるいは焼鈍しない場合には溶
体化処理後に、すなわち時効処理前に冷間加工を行なっ
てもよい。
つぎに、この発明のTi合金材およびその製造方法を実
施例により具体的に説明する。
施例により具体的に説明する。
真空アーク溶解炉を用いた2段溶解により、それぞれ第
1表に示される成分組成をもったTi合金を溶製し、直
径:200m1φ×長さ:50011の寸法をもったイ
ンゴットとした後、1ooo’cで熱間鍛造して、厚さ
:5Q+acX巾:5QQm×長さ:5001E&の寸
法をもったスラブとし、ついで、このスラブを720℃
で熱間圧延して厚さ:3uの熱延板とし、この際、これ
らの熱延板における熱間加工割れの有無を観察すると共
に、600℃および700℃(以下焼鈍状態という)に
おける機械的性質を測定し、さらに溶体化処理を750
℃に1時間保持後水冷の条件で行ない、最後に、520
℃に4時間保持の条件で時効処理を行なうことによシ、
本発明Ti合金材1〜■6および比較合金1〜8をそれ
ぞれ製造した。この結果得られたTi合金材の常温およ
び300℃における機械的性質も測定し、これらの測定
結果を第2表に示した。
1表に示される成分組成をもったTi合金を溶製し、直
径:200m1φ×長さ:50011の寸法をもったイ
ンゴットとした後、1ooo’cで熱間鍛造して、厚さ
:5Q+acX巾:5QQm×長さ:5001E&の寸
法をもったスラブとし、ついで、このスラブを720℃
で熱間圧延して厚さ:3uの熱延板とし、この際、これ
らの熱延板における熱間加工割れの有無を観察すると共
に、600℃および700℃(以下焼鈍状態という)に
おける機械的性質を測定し、さらに溶体化処理を750
℃に1時間保持後水冷の条件で行ない、最後に、520
℃に4時間保持の条件で時効処理を行なうことによシ、
本発明Ti合金材1〜■6および比較合金1〜8をそれ
ぞれ製造した。この結果得られたTi合金材の常温およ
び300℃における機械的性質も測定し、これらの測定
結果を第2表に示した。
なお、上記第1表に示した比較Ti合金材のうち比較T
i合金材1〜3は、AJ 、 V tたはMoのうちい
ずれか1種が含有されていないTi合金材であシ、比較
Ti合金7および8は、条件式2%≦AJ((ホ)+S
n(悄≦6% を満足しないTi合金材であシ、比較T
i合金材5および6は、条件式14%≦1.5XV(秀
+Mo(%9+ 0.6 X Zr(%)+ 1.9
X Cr(%)+ 1.I X F’e(%)≦21を
満足しないTi合金材であり、また、比較Ti合金材4
は、上記条件式をいずれも満足しないTi合金材である
。
i合金材1〜3は、AJ 、 V tたはMoのうちい
ずれか1種が含有されていないTi合金材であシ、比較
Ti合金7および8は、条件式2%≦AJ((ホ)+S
n(悄≦6% を満足しないTi合金材であシ、比較T
i合金材5および6は、条件式14%≦1.5XV(秀
+Mo(%9+ 0.6 X Zr(%)+ 1.9
X Cr(%)+ 1.I X F’e(%)≦21を
満足しないTi合金材であり、また、比較Ti合金材4
は、上記条件式をいずれも満足しないTi合金材である
。
第2表に示される結果から、本発明Ti合金材1〜16
は、いずれも720℃という極めて低温での熱間加工に
おいても割れの発生がないのに対し、比較Ti合金材1
〜8においては、熱間加工時に割れの発生を避けること
ができず、また、本発明Ti合金材1〜16は、いずれ
も常温および使用上重要な300℃でも比較Ti合金材
1〜8よシは優れた機械的強度を示すことが明らかであ
る。
は、いずれも720℃という極めて低温での熱間加工に
おいても割れの発生がないのに対し、比較Ti合金材1
〜8においては、熱間加工時に割れの発生を避けること
ができず、また、本発明Ti合金材1〜16は、いずれ
も常温および使用上重要な300℃でも比較Ti合金材
1〜8よシは優れた機械的強度を示すことが明らかであ
る。
さらに第2表の焼鈍状態における機械的性質から明らか
なように、本発明Ti合金材1〜16は、いずれも60
0℃および700℃における低温での強度が低く、かつ
伸びもきわめて大きい、すなわち200%前後、あるい
はこれ以上の伸びを示すことから、これらの特性、すな
わちできるだけ低温で変形抵抗が小さく、かつ伸びが大
きいという特性が重要な恒温鍛造などにおいて、優れた
加工性を示すものである。
なように、本発明Ti合金材1〜16は、いずれも60
0℃および700℃における低温での強度が低く、かつ
伸びもきわめて大きい、すなわち200%前後、あるい
はこれ以上の伸びを示すことから、これらの特性、すな
わちできるだけ低温で変形抵抗が小さく、かつ伸びが大
きいという特性が重要な恒温鍛造などにおいて、優れた
加工性を示すものである。
このように、本発明Ti合金材は、比較Ti合全合材く
らべて低温での熱間加工性が良好であることから、比較
的安価な型を用いて型鍛造を行うことができ、かつ結晶
粒の成長も抑制できることから容易に微細組織とするこ
とができ、さらに、常温および高温における強度も優れ
ていることから、常温および高温で強度を必要とする軽
量で複雑な形状の部品、例えば航空機部品の材料として
工業上有用な性能を発揮するものである。
らべて低温での熱間加工性が良好であることから、比較
的安価な型を用いて型鍛造を行うことができ、かつ結晶
粒の成長も抑制できることから容易に微細組織とするこ
とができ、さらに、常温および高温における強度も優れ
ていることから、常温および高温で強度を必要とする軽
量で複雑な形状の部品、例えば航空機部品の材料として
工業上有用な性能を発揮するものである。
Claims (2)
- (1)Al:2〜5%、 V:5〜12%、 Mo:0.5〜8%、 を含有し、さらに、 Zr:0.5〜8%、 Cr:0.1〜3%、 Fe:0.1〜3%、 Sn:0.1〜4%、 のうち1種または2種以上を含有し、かつ、14%≦1
.5×V(%)+Mo(%)+0.6×Zr(%)+1
.9×Cr(%)+1.1×Fe(%)≦21%、およ
び、2%≦Al(%)+Sn(%)≦6% の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組
成(以上、重量%)を有することを特徴とする加工性の
優れた高強度Ti合金材 - (2)Al:2〜5%、 V:5〜12%、 Mo:0.5〜8% を含有し、さらに、 Zr:0.5〜8% Cr:0.1〜3% Fe:0.1〜3% Sn:0.1〜4% のうち1種または2種以上を含有し、かつ、14%≦1
.5×V(%)+Mo(%)+0.6×Zr(%)+1
.9×Cr(%)+1.1×Fe(%)≦21%、およ
び2%≦Al(%)+Sn(%)≦6% の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組
成(以上、重量%)を有するTi合金インゴットに対し
て、600〜950℃の温度範囲で最終熱間加工を施し
た後、700〜800℃の温度範囲で溶体化処理し、つ
いで300〜600℃の温度範囲で時効処理することを
特徴とする加工性の優れた高強度Ti合金材の製造方法
。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10763886A JPS62267438A (ja) | 1986-05-13 | 1986-05-13 | 低温での恒温鍛造が可能なTi合金材およびこれを用いたTi合金部材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10763886A JPS62267438A (ja) | 1986-05-13 | 1986-05-13 | 低温での恒温鍛造が可能なTi合金材およびこれを用いたTi合金部材の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62267438A true JPS62267438A (ja) | 1987-11-20 |
JPH0457734B2 JPH0457734B2 (ja) | 1992-09-14 |
Family
ID=14464264
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10763886A Granted JPS62267438A (ja) | 1986-05-13 | 1986-05-13 | 低温での恒温鍛造が可能なTi合金材およびこれを用いたTi合金部材の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62267438A (ja) |
Cited By (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH11229058A (ja) * | 1998-02-13 | 1999-08-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金 |
JP2008106317A (ja) * | 2006-10-26 | 2008-05-08 | Nippon Steel Corp | β型チタン合金 |
CN103243235A (zh) * | 2013-05-22 | 2013-08-14 | 哈尔滨工业大学 | 一种高强度钛合金 |
CN103276242A (zh) * | 2013-06-04 | 2013-09-04 | 哈尔滨工业大学 | 一种超高强度钛合金及其制备方法 |
JP2014513197A (ja) * | 2010-09-27 | 2014-05-29 | パブリックストックカンパニー “ヴイエスエムピーオー アヴィスマ コーポレーション” | (4.0〜6.0)%のAl−(4.5〜6.0)%のMo−(4.5〜6.0)%のV−(2.0〜3.6)%のCr−(0.2〜0.5)%のFe−(0.1〜2.0)%のZrからなる近β型チタン合金の溶解方法 |
US8771590B2 (en) * | 2005-05-16 | 2014-07-08 | Vsmpo-Avisma Corporation | Titanium base alloy |
CN104694863A (zh) * | 2013-12-10 | 2015-06-10 | 陕西宏远航空锻造有限责任公司 | 一种新型钛合金的热处理方法 |
CN106967897A (zh) * | 2016-11-18 | 2017-07-21 | 中国科学院金属研究所 | 一种新型低成本、高性能钛合金 |
JP2017218660A (ja) * | 2016-06-10 | 2017-12-14 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン合金鍛造材 |
JP2017218661A (ja) * | 2016-06-10 | 2017-12-14 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン合金鍛造材 |
CN108913942A (zh) * | 2018-08-03 | 2018-11-30 | 中鼎特金秦皇岛科技股份有限公司 | 一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法 |
CN112195365A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-08 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Zr-Fe合金及其制备方法 |
JP2021523295A (ja) * | 2018-05-07 | 2021-09-02 | エイティーアイ・プロパティーズ・エルエルシー | 高強度チタン合金 |
US11268179B2 (en) | 2018-08-28 | 2022-03-08 | Ati Properties Llc | Creep resistant titanium alloys |
CN114592142A (zh) * | 2020-12-07 | 2022-06-07 | 中国科学院金属研究所 | 一种海洋工程用屈服强度800MPa中强高韧钛合金及其制备工艺 |
US11384413B2 (en) | 2018-04-04 | 2022-07-12 | Ati Properties Llc | High temperature titanium alloys |
-
1986
- 1986-05-13 JP JP10763886A patent/JPS62267438A/ja active Granted
Cited By (23)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH11229058A (ja) * | 1998-02-13 | 1999-08-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金 |
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JP2014513197A (ja) * | 2010-09-27 | 2014-05-29 | パブリックストックカンパニー “ヴイエスエムピーオー アヴィスマ コーポレーション” | (4.0〜6.0)%のAl−(4.5〜6.0)%のMo−(4.5〜6.0)%のV−(2.0〜3.6)%のCr−(0.2〜0.5)%のFe−(0.1〜2.0)%のZrからなる近β型チタン合金の溶解方法 |
CN103243235A (zh) * | 2013-05-22 | 2013-08-14 | 哈尔滨工业大学 | 一种高强度钛合金 |
CN103243235B (zh) * | 2013-05-22 | 2015-05-13 | 哈尔滨工业大学 | 一种高强度钛合金 |
CN103276242A (zh) * | 2013-06-04 | 2013-09-04 | 哈尔滨工业大学 | 一种超高强度钛合金及其制备方法 |
CN104694863A (zh) * | 2013-12-10 | 2015-06-10 | 陕西宏远航空锻造有限责任公司 | 一种新型钛合金的热处理方法 |
JP2017218661A (ja) * | 2016-06-10 | 2017-12-14 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン合金鍛造材 |
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CN106967897A (zh) * | 2016-11-18 | 2017-07-21 | 中国科学院金属研究所 | 一种新型低成本、高性能钛合金 |
CN106967897B (zh) * | 2016-11-18 | 2019-02-19 | 中国科学院金属研究所 | 一种低成本、高性能钛合金 |
US11384413B2 (en) | 2018-04-04 | 2022-07-12 | Ati Properties Llc | High temperature titanium alloys |
JP2021523295A (ja) * | 2018-05-07 | 2021-09-02 | エイティーアイ・プロパティーズ・エルエルシー | 高強度チタン合金 |
US11674200B2 (en) | 2018-05-07 | 2023-06-13 | Ati Properties Llc | High strength titanium alloys |
CN108913942B (zh) * | 2018-08-03 | 2019-08-02 | 中鼎特金秦皇岛科技股份有限公司 | 一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法 |
CN108913942A (zh) * | 2018-08-03 | 2018-11-30 | 中鼎特金秦皇岛科技股份有限公司 | 一种高强耐腐蚀钛合金及其制备方法 |
US11268179B2 (en) | 2018-08-28 | 2022-03-08 | Ati Properties Llc | Creep resistant titanium alloys |
US11920231B2 (en) | 2018-08-28 | 2024-03-05 | Ati Properties Llc | Creep resistant titanium alloys |
CN112195365A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-08 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Zr-Fe合金及其制备方法 |
CN112195365B (zh) * | 2020-09-29 | 2022-02-15 | 中国科学院金属研究所 | 一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Zr-Fe合金及其制备方法 |
CN114592142A (zh) * | 2020-12-07 | 2022-06-07 | 中国科学院金属研究所 | 一种海洋工程用屈服强度800MPa中强高韧钛合金及其制备工艺 |
CN114592142B (zh) * | 2020-12-07 | 2023-02-28 | 中国科学院金属研究所 | 一种海洋工程用屈服强度800MPa中强高韧钛合金及其制备工艺 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0457734B2 (ja) | 1992-09-14 |
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