JP2932914B2 - （α＋β）型Ｔｉ 合金鍛造材の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はＴi 合金鍛造材の製造方
法に関し、特に強度および延性が共に優れ、かつ均質度
の高い（α＋β) 型Ｔi 合金鍛造材の製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】Ｔi合金は、比強度が高いという特性を
いかし宇宙航空機器用の材料に多用されているが、近年
では各種機器部品も大型化し、厚物部品へのニーズが高
まっている。Ｔi 合金の場合、厚物部品は型鍛造法によ
り製造されているが、高強度部材が得られない 均
質部材が得られない、という問題があった。

【０００３】厚物部品の強度の問題（上記）：Ｔi-6
Ａl-4 Ｖ合金に代表される（α＋β) 型Ｔi 合金は、強
度・延性等の機械的性質に優れ、溶接性や加工性にも優
れた用途の広いＴi 合金である。鍛造材としても種々利
用されているが、溶体化時効により高強度を実現してい
るため、溶体化後の冷却条件の制限から、厚物部品にお
ける高強度化は未だ実現していない。従来の（α＋β)
型合金の場合、高強度化には溶体化後に水冷のような冷
却速度の速い冷却が必要であり、他方、厚物部品におい
ては、水冷によっても部品中心部まで急冷することが難
しいためである。

【０００４】型鍛造材の均質性の問題（上記）：型鍛
造材においては、以下の理由により、鍛造後の部材のミ
クロ組織や歪み分布、機械的性質に内部バラツキが生じ
る。 （１) 加熱した素材を型にセットして鍛造する際に、接
触する型あるいは雰囲気を介して抜熱が起こる。このた
め素材温度が均一に保てず、鍛造後の歪み分布やミクロ
組織が不均一になる。この問題は、鍛造工程が複雑で鍛
造開始から鍛造終了までの時間が部位により大幅に異な
る場合に、特に顕著となる。

【０００５】（２) 鍛造により生じる加工歪みの分布
は、部品形状によって大きく左右される。形状が複雑に
なるに従い、ミクロ組織や機械的性質の不均質度も高く
なる。 （３) 鍛造中の素材温度は、加工発熱により著しく上昇
する。発熱量は素材自体の温度と加工量によって異なる
が、（１) および（２）の問題と相まって、厚物部品の
各部は、その形状や部位により著しく異なる熱履歴を受
ける。

【０００６】以上の問題点に対して、これまでに解決策
が種々提案されているが、強度の問題（）について
は、溶体化処理とそれに続く急冷処理を回避する目的
で、（α＋β）型に代えてβ型Ｔi合金を用い、これを
650〜1200℃の温度域で鍛造した後、350 〜650 ℃の温
度域で直接時効することによって高強度のＴi 合金を得
る方法が、特開平４-63239号公報に開示されている。

【０００７】しかしながら、ここに示された時効処理で
は時効温度が低いため、鍛造時に生じた加工歪みやミク
ロ組織の部材内部における不均質が時効後の素材に残る
ことになり、部位によって機械的性質にバラツキを生じ
る問題は解消できない。

【０００８】また、特開平５-59510号公報には、本願発
明に用いる合金と同じ組成を有する合金を（β変態点−
150 ℃) 〜β変態点の範囲の温度に加熱した後、0.5 〜
10℃/secの冷却速度で冷却して溶体化処理を施し、さら
に400 〜600 ℃の範囲の温度で時効処理を施すことによ
り1105MPa 以上の高い引張強度を得る技術が開示されて
いる。しかし、ここに開示された技術は鍛造材に関する
ものではなく、したがって、本願発明で問題としている
鍛造材特有の機械的性質のバラツキを制御することにつ
いては、何ら言及されていない。

【０００９】部位による機械的性質のバラツキの問題
（）に関しては、特開昭63-157846号公報に、Ｔi-6
Ａl-4 Ｖ合金を（α＋β) 鍛造した後、（β変態点−18
0 ℃)〜β変態点の温度域で焼鈍し、空冷以下の冷却速
度で冷却することにより、内部バラツキの小さい鍛造部
材を得る技術が開示されている。実施例として、酸素含
有量が0.20％（重量％、以下同じ）のＴi-6 Ａl-4 Ｖ合
金について、（α＋β）鍛造に続く900 ℃×２時間の焼
鈍とその後の炉冷により、バラツキが小さく、しかも強
度の高い鍛造部材が得られたとの記載がある。

【００１０】しかしながら、実施例の数値を比較例の数
値と較べてみると、バラツキ自体は確かに小さくなって
いるものの、強度および延性のいずれについても実施例
の最低値は比較例の最低値を下回っており、また、伸び
の最低値は12.4％であって、部材全体として見た場合に
は、機械的性質はむしろ低下していると言わざるを得な
い。

【００１１】さらに上記実施例において、（α＋β) 型
鍛造Ｔi 合金の鍛造材としては比較的高い引張強度(928
〜956MPa）が得られているが、これは実施合金の酸素含
有量が高いことによる。ＡＭＳ規格4928Ｋによれば、0.
20％という数値は酸素の許容最大値に相当し、これ以上
の量は延性との関係から規格外とされている。ちなみ
に、十分な延性を確保するため酸素量を0.08％程度に抑
えた場合の引張強度は、上記実施例と同じ再結晶焼鈍の
条件で、900 〜930MPa程度というのが実状である。（例
えば、AEROSPACE STRUCTURAL METALS HANDBOOK, Vol.
4, code 3707, p.10, Army Materials and Mechanics R
eserch Center, U.S.A., 1980)

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、Ｔi
合金ならびにその鍛造材に関しては合金組成や熱処理条
件について種々検討されているにも拘らず、各合金組成
本来の強度・延性を確保しつつ、同時にミクロ組織や機
械的性質の内部バラツキを小さく抑えた均質度の高い厚
物鍛造材を得る技術については、未だに知られていな
い。

【００１３】Ｔi合金における鍛造材製造技術のこのよ
うな現状に鑑み、本願発明では、厚物鍛造材のように熱
処理後の冷却において部材内部の冷却速度が遅い場合に
あっても十分な高強度化が達成でき、しかも加工歪みや
ミクロ組織をコントロールすることで機械的性質につい
ても高い均質度を有する鍛造材の得られるＴi 合金鍛造
材の製造方法、特にそのための最適な合金組成と熱処理
条件を明らかにすることを目的とする。

【００１４】工業的な見地からは、溶体化時効処理のよ
うな２段の熱処理でなく、焼鈍のみというような単純な
熱処理で高強度化と均質化が同時に達成できれば望まし
いことはいうまでもない。

【００１５】

【課題を解決するための手段および作用】本願発明者は
これらの問題点を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、前
記特開平５-59510号公報に記載の合金組成の一部が、鍛
造材における強度・延性の確保と機械的性質の内部バラ
ツキの制御という上記二課題を同時に解決するに際して
最適な組成であり、この組成を有する合金に適切な熱処
理を施せば、所望の材料特性を有するＴi 合金鍛造材が
得られることを見出した。

【００１６】すなわち、本願第１発明は、被鍛造材に
Ａl ：3.0 〜5.0 ％、Ｖ：2.1 〜3.7 ％、Ｍo ：0.85〜
3.15％、Ｆe ：0.85〜3.15％、Ｏ：0.06〜0.20％（いず
れも重量％、以下同じ）を含有し、残部Ｔi および不可
避的不純物からなる（α＋β) 型Ｔi 合金を用い、これ
を（α＋β) 域の温度に加熱して鍛造した後、Ｔβ−75
℃≦Ｔ＜Ｔβ（Ｔβ：β変態点，℃）なる温度Ｔ℃に加
熱保持し、引続き冷却する工程からなる（α＋β) 型Ｔ
i 合金鍛造材の製造方法であって、これにより、強度お
よび延性に優れ、かつ均質度も高い（α＋β) 型Ｔi 合
金鍛造材の製造を可能にしたものである。

【００１７】ここで、上記のＴ℃加熱保持に次ぐ冷却は
空冷であっても水冷であってもよく、冷却速度について
特に限定されるものではないが、表現を簡単にするため
に、以下の第１発明に関する説明では、この熱処理が１
段の焼鈍である場合について説明する。

【００１８】一方、本願第２発明は、被鍛造材に第１発
明と同一の組成範囲にある（α＋β) 型Ｔi 合金を用
い、これを（α＋β) 域の温度に加熱して鍛造した後、
Ｔβ−100 ℃≦Ｔ≦Ｔβ−25℃（Ｔβ: β変態点，℃）
なる温度Ｔ℃で溶体化処理し、引続き400 〜600 ℃の温
度域で時効処理する工程からなる（α＋β) 型Ｔi 合金
鍛造材の製造方法であって、第１発明と同じく、強度お
よび延性に優れ、かつ均質度も高い（α＋β) 型Ｔi 合
金鍛造材の製造を可能にしたものである。

【００１９】ここで、溶体化後の冷却速度については、
第１発明における冷却速度と同様に、特に制限はない。
なお、上記合金の代表的組成として、本願実施例に記載
したＡl ：4.5 ％、Ｖ：3.0 ％、Ｍo ：2.0 ％、Ｆe ：
2.0 ％、Ｏ：0.08％、残部Ｔi および不可避的不純物か
らなる合金をあげることができる。この代表組成のβ変
態点は900 ℃、再結晶温度は800 ℃である。

【００２０】先ず、第一の課題である高強度化の問題に
ついて説明する。Ｔi-6Ａl-4Ｖ合金の場合、高温安定の
β相から低温安定のα相への変態が比較的容易に生ずる
ため、空冷のように冷却速度が遅い場合には、溶体化処
理後の冷却中に初析α相の粗大化や新規なα相の多量な
変態析出が生じてしまい、その後の時効において、強度
上昇に寄与するに十分なα相の生成が得られない点に問
題がある。

【００２１】それに対し本願発明に用いる合金は、β相
の安定度を増大させて溶体化処理後のα相の急速な生成
・増加を抑制し、かつ時効処理時にβ相中に適度な量の
α相を微細に析出させることで、空冷のような冷却速度
が遅い条件であっても高い材料強度が得られる点で大き
く異なる。これにより、厚物部品に特有の冷却速度の問
題が解決されている。

【００２２】この合金は、特開平３-274238 号公報に記
載されているようにそもそも超塑性成形能に優れた合金
であるが、β相の安定化元素であるＶ、Ｍo およびＦe
を所定量含有し、β相の安定性が極めて高いという特徴
を有している。これらのβ型安定化元素が、溶体化処理
後の冷却過程においてα相が急速かつ多量に析出するの
を抑制する働きをしている。また、このうちのＭo は他
の添加元素と異なりＴi 中における拡散速度が遅く、組
織全体を微細化する効果を有し、またβ相中に析出する
α相の冷却過程における粗大化を防止する。これらの作
用により組織が全体にわたって微細化され、材料として
の高強度化が達成されている。

【００２３】上記の特徴により、本発明に用いる合金で
は、Ｔi-6 Ａl-4 Ｖ合金の場合と異なり、鍛造材に対し
ても溶体化時効処理による高強度化が可能となる（第２
発明）。さらに、溶体化時効処理そのものを省略し、鍛
造後の熱処理は焼鈍のみという極めて簡単な熱処理で、
十分な強度と延性を確保することも可能となる（第１発
明）。

【００２４】次に、第二の課題である材料特性の内部バ
ラツキの制御について説明する。厚物鍛造材の内部にお
いて、加工歪みやミクロ組織に不均質が生じ、その結果
として機械的性質に部位によるバラツキが生じるのは、
鍛造という加工工程を経る以上は避けられない問題であ
って、鍛造の後工程で熱処理を施すことで除去する以外
に、このバラツキを解決する手段はないと考えられる。

【００２５】この点について本願第１発明では、被鍛造
材の熱処理温度のみを Ｔβ−75℃≦Ｔ＜Ｔβの範囲に
限定した簡単な熱処理、例えば焼鈍により解決してい
る。すなわち、前述の組成を有する合金を再結晶温度以
上の特定温度域で熱処理することにより、加工歪みを解
放し同時にミクロ組織をコントロールして、部材内部に
おける機械的性質のバラツキ低減を実現している。

【００２６】また第２発明では、被鍛造材をＴβ−100
℃≦Ｔ≦Ｔβ−25℃という限定された温度範囲で溶体化
処理し、引続き400 〜600 ℃の温度域で時効処理するこ
とにより、高強度化を図りつつ、第１発明の場合と同
様、部材内部における機械的性質のバラツキ低減を実現
している。

【００２７】本願第１発明において、Ｔ℃加熱保持後の
冷却速度が遅い場合であっても、加工歪みやミクロ組織
のコントロールに何ら支障はない。また、第２発明にお
いて溶体化後の冷却速度についても同じことがいえる。
このような熱処理を可能にした点に関して本願発明の合
金組成が大きな役割を果たしていることは、材料の高強
度化達成に合金組成の役割が大きいことと併せて、本願
発明の核心となる知見である。

【００２８】本願発明で用いるＴi 合金の成分が前記範
囲に限定される理由、すなわち、合金中で各成分の果た
す役割は以下の通りである。 Ａl ：代表的なα安定化元素で、（α＋β) 型Ｔi 合金
には必須の添加元素である。Ａl 量が3.0 ％未満では
（α＋β) 型合金になりにくく、材料として十分な強度
が得られない。一方、Ａl 量が5.0 ％を越えると、金属
間化合物のＴi3Ａl が生成し、靭性が著しく低下する。
従って、Ａl 量は3.0 〜5.0 ％に限定される。

【００２９】Ｖ：β相を安定化させると同時にβ変態点
を低化させる重要な添加元素である。焼鈍後あるいは溶
体化処理後のα相の急速な生成および増大を抑制し、α
相を微細に析出させる効果がある。Ｖ含有量が2.1％未
満では、β変態点を十分に低下させることができず、ま
たβ相を安定化する効果も小さくなるので、焼鈍中また
は溶体化後にα相の生成を抑制する効果が得られない。
一方、Ｖ含有量が3.7％を越えるとβ相の安定度が大き
くなりすぎ、（α＋β) の好ましい２相組織が得られな
いので、強度の点で不十分なものとなる。したがって、
Ｖ含有量は2.1〜3.7 ％の範囲内に限定される。

【００３０】Ｍo ：β相を安定化させ、同時に粒成長を
抑制する効果を有する。従って、Ｖと同様に、焼鈍後あ
るいは溶体化後のα相の急速な生成および増大を抑制
し、α相を微細に析出させるために重要であるだけでな
く、組織全体を微細化する効果があり、高強度化の上で
重要な位置を占める添加成分である。Ｍo 含有量が0.85
％未満では焼鈍中あるいは溶体化後に結晶粒が粗大化
し、上述した所望の効果が得られない。一方、Ｍo 含有
量が3.15％を越えると、β相が安定化し過ぎて好ましい
２相組織が得られないので、強度の上昇が望めない。し
たがって、Ｍo 含有量は0.85〜3.15％の範囲に限定され
る。

【００３１】Ｆe ：β相の安定度を効果的に増大させる
添加成分である。Ｖ、Ｍo の効果と相まって焼鈍後ある
いは溶体化後のα相の急速な生成および増大を抑制する
とともに、冷却段階でβ相中に微細な針状α相を析出さ
せる。

【００３２】Ｆe 含有量が0.85％未満の場合、β相の安
定度が十分でなく、焼鈍後あるいは溶体化後の冷却中に
α相の生成および増大を抑制することができず、焼鈍ま
たは溶体化時効処理によって高強度化を図ることができ
ない。また、含有量が3.15％を越えると、Ｆe とＴi と
の間で脆い金属間化合物が生成したり、あるいはβフレ
ックと呼ばれる偏析相が生成したりして、合金の機械的
性質が低下する。したがって、Ｆe の含有量は0.85〜3.
15％の範囲に限定される。

【００３３】Ｏ：酸素含有量は通常の（α＋β) 型Ｔi
合金と同程度の量とする。Ｏ量が0.06％未満では強度面
に問題を生じ、0.20％を越えると延性が急激に低下す
る。従って、Ｏ量は0.06〜0.20％の範囲に限定される。
強度- 延性バランスの立場からは、さらに0.08〜0.1％
の範囲に限定することが望ましい。

【００３４】次に、熱処理条件の限定理由について、代
表成分の場合を例にとって説明する。第１発明の熱処理
については、以下の通りである。先ず、本願発明に用い
た代表合金について焼鈍温度と機械的性質の関係を調査
した結果、再結晶温度以上の温度で熱処理を施せば、部
位による機械的性質のバラツキは除去できることが分っ
た。しかし、その一方で、加工歪みが解放されることに
より強度が低下し、ＡＭＳ4928Ｋに規定されている直径
100mm 品の強度規格値(895MPa)を下回る場合もある。し
たがって、加工歪みを除きつつ強度も確保するために
は、前述した温度範囲における熱処理が必要となる。

【００３５】この合金のβ変態点Ｔβは900 ℃である
が、再結晶温度である800 ℃からＴβまでの範囲で焼鈍
温度を変化させると、焼鈍過程で熱的平衡に存在するβ
相の体積率が温度の上昇につれて増加する。（α＋β)
型Ｔi 合金における強度の向上は冷却中にβ相中に微細
に析出する針状のα相が担っているが、焼鈍中のβ相の
体積率が増加すれば、結果として冷却中に析出する微細
な針状α相の体積率も増加し、高い強度を確保すること
ができる。しかも、（α＋β) ２相域での熱処理である
ため、αとβの両相がバランスして共存するので、組織
は微細に保たれる。

【００３６】このような効果は焼鈍温度が（Ｔβ−75
℃) である825 ℃から現れ始め、900℃のβ変態点直下
まで強度の上昇が見られる。さらに、焼鈍温度を上げて
Ｔβを越える温度になると、結晶粒の急激な粗大化をと
もないながら全面β組織となる。このため、針状の微細
α相の析出により強度は維持されるが、延性は急激に低
下する。したがって、焼鈍温度は（Ｔβ−75) ℃以上で
Ｔβ未満とすべきである。

【００３７】次に、第２発明の熱処理について説明す
る。溶体化時効処理による高強度化について種々条件を
検討した結果、第１発明と同一組成の合金に対し再結晶
温度〜（β変態点−25℃) の温度範囲で溶体化処理を施
し、引続き400 〜600 ℃の温度範囲で時効すれば、高強
度化が可能であることを見出した。この場合、溶体化処
理温度が再結晶温度未満では時効後の機械的性質に内部
バラツキが残り、一方、（β変態点−25℃) を超えると
延性の低下が問題となるので、ともに好ましくない。ま
た、時効温度が400 ℃未満では時効後の強度上昇が期待
できず、600 ℃以上では強度が上昇してもすぐに軟化し
てしまい、強度のコントロールが困難となる。以上の理
由により、溶体化時効処理の条件は前記所定の温度範囲
に限定される。

【００３８】以上述べたように、本願発明の（α＋β)
型Ｔi 合金鍛造材の製造方法においては、焼鈍のみのよ
うに単純な熱処理の工程を選択することも、また、さら
なる高強度化を指向して溶体化時効処理を選択すること
もできる。

【００３９】本発明の重要な技術的特徴として、冷却速
度のコントロールが難しい厚物鍛造材を炉冷や炉外放冷
のような比較的遅い速度で冷却した場合でも、部材とし
て十分な強度・延性の確保ができ、同時に内部バラツキ
の制御も可能であることがあげられる。したがって、焼
鈍後または溶体化処理後の冷却において水冷のような冷
却速度の速い冷却方法を用いても何ら差支えはなく、冷
却速度は特に限定されるものではない。

【００４０】

【実施例】

（実施例１）Ａl ：4.5 ％、Ｖ：3.0 ％、Ｍo ：2.0
％、Ｆe ：2.0 ％、Ｏ：0.08％、Ｃ：0.02％、Ｎ：0.01
％、Ｈ：0.01％を含有し、残部がＴi からなる（α＋
β) 型Ｔi 合金〔β変態点：900 ℃，再結晶温度：800
℃〕のインゴットを、β域の1100℃に加熱して鍛造し、
直径220mm の丸ビレットを得た。この丸ビレットを（α
＋β) 域である800 ℃に加熱して、直径152mm の丸ビレ
ットに鍛造した後、長さ方向の中央部で切断し、直径15
2mm 、長さ1200mmの丸ビレット２本を得た。（以下、こ
の一方を＃１ビレット、他方を＃２ビレットと呼ぶ) 。

【００４１】次に、＃１ビレットを（α＋β) 域の800
℃に加熱し、長さ方向に垂直な面内の４方向から加工を
加えて、トップ側から1/２の長さまでを鍛造し、この部
分の直径を94mmとした。その後、ビレット全体を加熱炉
内に戻して、再度800℃に加熱した後、ボトム側から1/
２長さの部分を同様に直径94mmまで鍛造し、長さ3000m
m、外径94mmのビレットに仕上げた。

【００４２】＃２ビレットも＃１ビレットと同サイズの
直径94mm、長さ3000mmのビレットに仕上げた。ただし、
＃２の場合には１ヒートのみとし、760 ℃に加熱後、ト
ップ側から1/2 長さ、ボトム側から1/2 長さの順に鍛造
した。以上のビレット製造工程を図１にまとめて示す。

【００４３】比較例として、代表的（α＋β) 型Ｔi 合
金であるＴi-6 Ａl-4 Ｖ合金についても同様の方法によ
り鍛造し、直径94mm、長さ3000mmの丸ビレット（＃３ビ
レット) を得た。用いたＴi-6 Ａl-4 Ｖ合金の組成は、
Ａl ：6.15％、Ｖ：4.02％、Ｆe ：0.17％、Ｏ：0.09
％、Ｃ：0.02％、Ｎ：0.01％、Ｈ：0.01％、残部がＴi
である〔β変態点：1000℃，再結晶温度：870 ℃〕。Ｔ
i-6 Ａl-4 Ｖ合金の場合、本発明に用いる合金とはβ変
態点や再結晶温度が異なるので、加熱温度は930℃とし
た。また、ヒート数は＃２ビレットと同じ１ヒートとし
た。このＴi-6Ａl-4 Ｖ合金の製造工程も図１に併せて
示した。

【００４４】これら３本のビレットのトップ側およびボ
トム側から長さ70mmの円柱状試験体を切りだし、表１に
示すような種々の温度で２時間焼鈍した後、空冷した。
このとき試験体の中心部に直径２mmの穴を開けて熱電対
を挿入し、冷却速度を測定したところ、中心部の冷却速
度は0.5 ℃/secであった。

【００４５】

【表１】

【００４６】このようにして得た各試験体の中心部か
ら、平行部直径6.25mm、ゲージ長さ25mmの引張試験片を
切り出し、クロスヘッドスピード0.15mm/minの条件で常
温引張試験を実施した。試験結果を表２および図２に示
す。

【００４７】

【表２】

【００４８】図２から分るように、本発明の実施例にお
いては、酸素含有量がほぼ等しいＴi-6 Ａl-4 Ｖ合金の
比較例の場合と比べて、はるかに優れた強度- 延性バラ
ンスを示している。これは、本発明に用いるＴi 合金が
Ｔi-6 Ａl-4 Ｖ合金と比べてβ相が安定なため、本実施
例のような遅い冷却速度でも、初析α相の冷却中の粗大
化が抑制されると共に、冷却過程でβ相中にＴi-6Ａl-4
Ｖ合金では見られない微細な針状α相が生成し、さらに
Ｍo の効果により、組織全体の平均結晶粒径を小さくコ
ントロールできることによるものである。

【００４９】また、図３から、焼鈍温度が800 ℃以下の
場合は、同じ熱処理条件でも円柱状試験体の採取位置に
より機械的性質に大きなバラツキが認められる。これ
は、鍛造中に蓄えられる歪エネルギーが、熱履歴の差異
のためビレット各部で異なり、焼鈍後もこの歪みエネル
ギーが完全に解放されていないためである。これに対
し、本発明例においてほとんど差異が認められないの
は、特定の温度範囲で焼鈍するという条件さえ満たして
いれば、鍛造で導入された歪みは他の熱履歴とは関係な
く解放され、焼鈍温度のみによって部材としての機械的
性質が決まるためである。

【００５０】（実施例２）実施例１の場合と同一の条件
で、＃１〜＃３の鍛造ビレットを得た。＃１および＃２
のビレットのトップ側およびボトム側から、長さ70mmの
円柱状試験体を切りだし、表３に示すような種々の温度
で溶体化（１時間均熱) 後、空冷し、引続き510 ℃にて
６時間時効後、空冷する溶体化時効処理を施した。＃３
ビレットからも同様の円柱状試験体を切りだし、こちら
は950 ℃で溶体化（１時間均熱) 後、水冷し、＃１およ
び＃２と同じ条件で時効および冷却して溶体化時効処理
を施した。

【００５１】以上の処理を施した円柱状各試験体の中心
部から、実施例１と同様に引張試験片を切り出し、実施
例１と同一の条件で常温引張試験を実施した。試験結果
を表３、表４および図４に示す。

【００５２】

【表３】

【００５３】

【表４】

【００５４】図４から分かるように、本発明実施例の場
合には時効処理により高強度化が達成され、酸素含有量
がほぼ等しいＴi-6 Ａl-4 Ｖ合金の比較例と比べ、はる
かに優れた強度- 延性特性を示している。これは、本発
明実施例のＴi 合金がＴi-6Ａl-4 Ｖ合金に比べてβ相
が安定なため、空冷のように冷却速度が遅い場合におい
ても、初析α相の粗大化が抑制され、またＴi-6Ａl-4Ｖ
合金では見られない微細な針状α相がβ相中に生成さ
れ、さらにＭo の効果により、組織全体の平均結晶粒径
を小さくコントロールできることによるものである。

【００５５】また、比較例では同じ溶体化時効処理温度
でも、部位によって機械的性質に大きなバラツキが生じ
ている。これは、鍛造中に蓄えられた歪みエネルギーの
差異が時効後も受け継がれているためと考えられる。

【００５６】

【発明の効果】本発明によれば、部材全体にわたって機
械的性質が均一で、しかも優れた強度- 延性バランスを
有する（α＋β) 型Ｔi 合金鍛造材の製造が可能とな
る。また、その製造に際しては、焼鈍のみのような単純
な熱処理工程を選択することも、あるいは高強度化を指
向して溶体化時効処理を選択することもできる。この方
法により製造されたＴi 鍛造材は、高い信頼度を要求さ
れるタービンブレードなどの厚物部品用として広く利用
することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】供試材ビレットの鍛造条件を示す図である。

【図２】焼鈍温度と引張強さおよび伸びとの関係を示す
図である。

【図３】焼鈍温度と鍛造材各部の機械的性質との関係を
示す図である。

【図４】溶体化時効条件と鍛造材各部の機械的性質との
関係を示す図である。

フロントページの続き (72)発明者 大内 千秋 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 昭62−284060（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−284560（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−179831（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−159564（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−59510（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−101006（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22F 1/18 C22C 14/00 B21J 5/00

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ａl ：3.0 〜5.0 ％、Ｖ：2.1 〜3.7
   ％、Ｍo ：0.85〜3.15％、Ｆe ：0.85〜3.15％、Ｏ：0.
   06〜0.20％（いずれも重量％）を含有し、残部がＴi お
   よび不可避的不純物からなる（α＋β) 型Ｔi 合金を
   （α＋β) 域の温度に加熱して鍛造した後、 Ｔβ−75℃ ≦ Ｔ ＜ Ｔβ （Ｔβ：β変態点，℃） なる温度Ｔ℃に加熱保持し、引続き冷却する工程からな
   る（α＋β) 型Ｔi 合金鍛造材の製造方法。
2. 【請求項２】 請求項１に記載された合金と同一の組成
   範囲にある（α＋β) 型Ｔi 合金を（α＋β) 域の温度
   に加熱して鍛造した後、 Ｔβ−100 ℃ ≦ Ｔ ≦ Ｔβ−25℃ （Ｔβ：β変態点，℃） なる温度Ｔ℃で溶体化処理し、引続き400 〜600 ℃の温
   度範囲において時効処理する工程からなる（α＋β) 型
   Ｔi 合金鍛造材の製造方法。