JP3365190B2 - α＋β型チタン合金溶接部材の後熱処理方法 - Google Patents
α＋β型チタン合金溶接部材の後熱処理方法Info
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- JP3365190B2 JP3365190B2 JP01296196A JP1296196A JP3365190B2 JP 3365190 B2 JP3365190 B2 JP 3365190B2 JP 01296196 A JP01296196 A JP 01296196A JP 1296196 A JP1296196 A JP 1296196A JP 3365190 B2 JP3365190 B2 JP 3365190B2
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高靭性、および高
延性を有するα+ β型チタン合金溶接部材の後熱処理方
法に関する。
延性を有するα+ β型チタン合金溶接部材の後熱処理方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】チタン合金は高強度、および高靭性等の
特徴を生かして宇宙航空分野のみならず、民生分野にお
いても広く用いられている。近年、軽量構造部材として
のチタン合金の機械的性質に対する要求は厳しくなって
おり、特にチタン合金の溶接部に対しても良好な延性、
靭性が求められている。従来よりチタン合金の溶接部に
対しては、その残留応力を除去することを目的に溶接後
熱処理を施すことが行われている。
特徴を生かして宇宙航空分野のみならず、民生分野にお
いても広く用いられている。近年、軽量構造部材として
のチタン合金の機械的性質に対する要求は厳しくなって
おり、特にチタン合金の溶接部に対しても良好な延性、
靭性が求められている。従来よりチタン合金の溶接部に
対しては、その残留応力を除去することを目的に溶接後
熱処理を施すことが行われている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかるに、純チタンや
α型チタン合金は溶接性に優れるものの、それらに比べ
て高強度を有するα+ β型チタン合金やβ型チタン合金
では、「チタンの加工技術」（社）チタニウム協会編
１０３頁に記載されているように、溶接により強度や靭
性が低下する場合があった（従来技術１）。
α型チタン合金は溶接性に優れるものの、それらに比べ
て高強度を有するα+ β型チタン合金やβ型チタン合金
では、「チタンの加工技術」（社）チタニウム協会編
１０３頁に記載されているように、溶接により強度や靭
性が低下する場合があった（従来技術１）。
【０００４】一方、本発明者らは先に特開平３ー２７４
２３８号公報において、強度、靭性、並びに加工性等に
優れたα+ β型チタン合金を提案した（従来技術２）。
本合金は、代表的なα+ β型チタン合金である従来のＴ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に比べて、β相の安定度が比較的
高いβリッチα+ β型チタン合金であり、Ｔｉ−６Ａｌ
−４Ｖ合金と同様にＴＩＧ溶接、電子ビーム溶接等の溶
融溶接が可能であるものの、溶接後の冷却時に溶接部、
並びに溶接熱影響部での相変態によって延性や靭性が低
下する等の問題点があった。特に、従来技術２に開示さ
れたβリッチα+ β型チタン合金では、従来のチタン合
金に比べて優れた母材の強度ー延靭性を有していること
から、溶接部に於ても従来合金以上の強度ー延靭性特性
が要求されていた。
２３８号公報において、強度、靭性、並びに加工性等に
優れたα+ β型チタン合金を提案した（従来技術２）。
本合金は、代表的なα+ β型チタン合金である従来のＴ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に比べて、β相の安定度が比較的
高いβリッチα+ β型チタン合金であり、Ｔｉ−６Ａｌ
−４Ｖ合金と同様にＴＩＧ溶接、電子ビーム溶接等の溶
融溶接が可能であるものの、溶接後の冷却時に溶接部、
並びに溶接熱影響部での相変態によって延性や靭性が低
下する等の問題点があった。特に、従来技術２に開示さ
れたβリッチα+ β型チタン合金では、従来のチタン合
金に比べて優れた母材の強度ー延靭性を有していること
から、溶接部に於ても従来合金以上の強度ー延靭性特性
が要求されていた。
【０００５】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
ので、母材の特性を害することなく溶接部、および溶接
熱影響部の前記特性が構造部材として十分満足すること
ができるβリッチα+ β型チタン合金溶接部材の後熱処
理方法を提供することを目的とする。
ので、母材の特性を害することなく溶接部、および溶接
熱影響部の前記特性が構造部材として十分満足すること
ができるβリッチα+ β型チタン合金溶接部材の後熱処
理方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決すべく鋭意研究した結果、所定範囲のモリブデン
当量（以下「Ｍｏ ｅｑ」と記す）で定義されるβリッ
チα+ β型チタン合金を同種または異種材料と溶接した
後、所定の後熱処理を施すことによって上記目的を達成
できること、更に上記βリッチα＋β型チタン合金の成
分組成を限定することにより、得られる効果がより向上
することを見いだし、本発明を完成したものである。
を解決すべく鋭意研究した結果、所定範囲のモリブデン
当量（以下「Ｍｏ ｅｑ」と記す）で定義されるβリッ
チα+ β型チタン合金を同種または異種材料と溶接した
後、所定の後熱処理を施すことによって上記目的を達成
できること、更に上記βリッチα＋β型チタン合金の成
分組成を限定することにより、得られる効果がより向上
することを見いだし、本発明を完成したものである。
【０００７】即ち、第一の発明は、 （１）式で規定さ
れるＭｏ ｅｑを２〜７重量％とする合金元素（各成分
は重量％）を含有するα＋β型チタン合金を、同種また
は異種チタン材料と溶接した後、前記α＋β型チタン合
金のβ変態温度をＴβと表したとき（Ｔβー２３０）℃
以上（Ｔβー８０）℃以下の温度に加熱保持することを
特徴とするα+ β型チタン合金部材の後熱処理方法であ
る。
れるＭｏ ｅｑを２〜７重量％とする合金元素（各成分
は重量％）を含有するα＋β型チタン合金を、同種また
は異種チタン材料と溶接した後、前記α＋β型チタン合
金のβ変態温度をＴβと表したとき（Ｔβー２３０）℃
以上（Ｔβー８０）℃以下の温度に加熱保持することを
特徴とするα+ β型チタン合金部材の後熱処理方法であ
る。
【０００８】
Ｍｏ ｅｑ＝［Ｍｏ］＋０．６７×［Ｖ］＋０．４４×［Ｗ］＋０．２８×［
Ｎｂ］＋０．２２×［Ｔａ］＋２．９×［Ｆｅ］＋１．６×［Ｃｒ］＋１．１×
［Ｎｉ］＋１．４×［Ｃｏ］＋０．７７×［Ｃｕ］−［Ａｌ］
（１）
【０００９】更に、第二の発明は、 Ａｌ：３．４２〜
５．０％、Ｖ：２．１〜３．７％、Ｍｏ：０．８５〜
２．３７％、Ｆｅ：０．８５〜３．１５％、Ｏ：０．０
１〜０．２５％、残り不可避的不純物からなり、且つＡ
ｌ，Ｖ，Ｍｏ，及びＦｅの含有量が（２）式で規定され
る範囲であるα＋β型チタン合金を、同種または異種チ
タン材料と溶接した後、（Ｔβー２３０）℃以上（Ｔβ
ー８０）℃以下の温度に加熱保持することを特徴とする
α+β型チタン合金部材の後熱処理方法である。 ２％≦［Ｍｏ］＋０．６７×［Ｖ］＋２．９×［Ｆｅ］−［Ａｌ］≦７％ （ ２）
５．０％、Ｖ：２．１〜３．７％、Ｍｏ：０．８５〜
２．３７％、Ｆｅ：０．８５〜３．１５％、Ｏ：０．０
１〜０．２５％、残り不可避的不純物からなり、且つＡ
ｌ，Ｖ，Ｍｏ，及びＦｅの含有量が（２）式で規定され
る範囲であるα＋β型チタン合金を、同種または異種チ
タン材料と溶接した後、（Ｔβー２３０）℃以上（Ｔβ
ー８０）℃以下の温度に加熱保持することを特徴とする
α+β型チタン合金部材の後熱処理方法である。 ２％≦［Ｍｏ］＋０．６７×［Ｖ］＋２．９×［Ｆｅ］−［Ａｌ］≦７％ （ ２）
【００１０】第一の発明において、α+ β型チタン合金
の成分組成を上記のように限定した理由について述べ
る。（１）式で表されるＭｏ ｅｑはチタンのβ相の安
定度を示すパラメータで、大きいほどβ相が安定である
ことを意味する。該Ｍｏ ｅｑが２％未満であると、延
靭性や加工性に優れるβ相の体積率が小さくなり過ぎ、
本来の目的の一つである優れた延靭性が損なわれる。一
方、該Ｍｏ ｅｑが７％を越えると、β相が室温におい
ても準安定相として存在するβ型チタン合金になる。β
型チタン合金は時効硬化処理によって高い強度が得られ
るものの、溶接部においてβ結晶粒の粗大化が起こり、
溶接部の延靭性が著しく劣化することが知られている。
この粗大化したβ結晶粒は、後熱処理によって微細化す
ることができず、β型チタン合金の欠点になっている。
従って、Ｍｏ ｅｑは２％以上７％以下の範囲に限定す
べきである。
の成分組成を上記のように限定した理由について述べ
る。（１）式で表されるＭｏ ｅｑはチタンのβ相の安
定度を示すパラメータで、大きいほどβ相が安定である
ことを意味する。該Ｍｏ ｅｑが２％未満であると、延
靭性や加工性に優れるβ相の体積率が小さくなり過ぎ、
本来の目的の一つである優れた延靭性が損なわれる。一
方、該Ｍｏ ｅｑが７％を越えると、β相が室温におい
ても準安定相として存在するβ型チタン合金になる。β
型チタン合金は時効硬化処理によって高い強度が得られ
るものの、溶接部においてβ結晶粒の粗大化が起こり、
溶接部の延靭性が著しく劣化することが知られている。
この粗大化したβ結晶粒は、後熱処理によって微細化す
ることができず、β型チタン合金の欠点になっている。
従って、Ｍｏ ｅｑは２％以上７％以下の範囲に限定す
べきである。
【００１１】次に、第二の発明において、成分組成を上
記のように限定した理由について述べる。 Ａｌ（アル
ミニウム）はα相安定化元素の一つであり、α+ β型チ
タン合金には必須の元素である。しかし、Ａｌ含有量が
３．４２％未満ではα+ β型チタン合金になりにくく、
十分な強度が得られない。一方、Ａｌ含有量が５．０％
を越えると、延靭性を低下させると共に、加工性、特に
冷間での加工性を著しく劣化させる。従って、Ａｌ含有
量は３．４２〜５．０％にすべきである。
記のように限定した理由について述べる。 Ａｌ（アル
ミニウム）はα相安定化元素の一つであり、α+ β型チ
タン合金には必須の元素である。しかし、Ａｌ含有量が
３．４２％未満ではα+ β型チタン合金になりにくく、
十分な強度が得られない。一方、Ａｌ含有量が５．０％
を越えると、延靭性を低下させると共に、加工性、特に
冷間での加工性を著しく劣化させる。従って、Ａｌ含有
量は３．４２〜５．０％にすべきである。
【００１２】Ｏ（酸素）は通常のα＋β型チタン合金と
同量が好ましいが、Ｏ含有量が０．０１％未満では強度
上昇への寄与が十分ではなく、一方、Ｏ含有量が０．２
５％を越えるとAlと同様に延靭性を劣化させる。従っ
て、Ｏ含有量は０．０１〜０．２５％の範囲に限定すべ
きである。
同量が好ましいが、Ｏ含有量が０．０１％未満では強度
上昇への寄与が十分ではなく、一方、Ｏ含有量が０．２
５％を越えるとAlと同様に延靭性を劣化させる。従っ
て、Ｏ含有量は０．０１〜０．２５％の範囲に限定すべ
きである。
【００１３】Ｖ（バナジウム）は、β相を安定化させる
効果は小さいが、β変態点を大きく低下させる重要な元
素である。しかしながら、Ｖ含有量が2.1％未満ではβ
変態点の低下が十分でなく、またβ相を安定化する効果
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過ぎて強度上昇が十分に得られ
ず、またＶは高価な元素であるためコスト高となる。従
って、Ｖ含有量は2.1〜3.7 ％の範囲に限定すべきであ
る。
効果は小さいが、β変態点を大きく低下させる重要な元
素である。しかしながら、Ｖ含有量が2.1％未満ではβ
変態点の低下が十分でなく、またβ相を安定化する効果
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過ぎて強度上昇が十分に得られ
ず、またＶは高価な元素であるためコスト高となる。従
って、Ｖ含有量は2.1〜3.7 ％の範囲に限定すべきであ
る。
【００１４】Ｍｏ（モリブデン）は、β相を安定化さ
せ、結晶粒の成長を抑制する効果を有する。しかし、Ｍ
ｏ含有量が0.85％未満では焼鈍中に結晶粒が粗大化し上
述した効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が2.37％を
越えると、β相が安定化しすぎて強度の上昇が望めな
い。従って、Ｍｏ含有量は0.85〜2.37％の範囲に限定す
べきである。
せ、結晶粒の成長を抑制する効果を有する。しかし、Ｍ
ｏ含有量が0.85％未満では焼鈍中に結晶粒が粗大化し上
述した効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が2.37％を
越えると、β相が安定化しすぎて強度の上昇が望めな
い。従って、Ｍｏ含有量は0.85〜2.37％の範囲に限定す
べきである。
【００１５】Ｆｅ（鉄）は、β相を安定化させ、特にβ
相を強化すると共に、溶体化時効処理後の強度上昇に大
きく寄与する。また、チタンの中での拡散速度が大きい
ことから、超塑性成形時の変形抵抗を下げる効果を有す
ると共に、拡散接合性を向上させる作用がある。しか
し、Ｆｅ含有量が0.85％未満では強化の効果が十分でな
く、また超塑性成形時の変形抵抗を低下させる効果およ
び拡散接合性を向上させる効果がいずれも十分でない。
一方、Ｆｅ含有量が3.15％を越えると、β相が安定化し
すぎて超塑性特性が劣化すると共に、時効処理時の強度
の上昇が望めない。従って、Ｆｅ含有量は0.8 〜3.15％
の範囲に限定すべきである。
相を強化すると共に、溶体化時効処理後の強度上昇に大
きく寄与する。また、チタンの中での拡散速度が大きい
ことから、超塑性成形時の変形抵抗を下げる効果を有す
ると共に、拡散接合性を向上させる作用がある。しか
し、Ｆｅ含有量が0.85％未満では強化の効果が十分でな
く、また超塑性成形時の変形抵抗を低下させる効果およ
び拡散接合性を向上させる効果がいずれも十分でない。
一方、Ｆｅ含有量が3.15％を越えると、β相が安定化し
すぎて超塑性特性が劣化すると共に、時効処理時の強度
の上昇が望めない。従って、Ｆｅ含有量は0.8 〜3.15％
の範囲に限定すべきである。
【００１６】また、（２）式は第二の発明において限定
した成分により（１）式を書き換えたものであり、その
限定理由は前記Ｍｏ ｅｑと同様である。
した成分により（１）式を書き換えたものであり、その
限定理由は前記Ｍｏ ｅｑと同様である。
【００１７】次に、熱処理条件の限定理由について説明
する。溶接部および溶接部近傍の熱影響部は、溶接時に
β変態点以上の温度に加熱された後、室温に冷却され
る。（１）式で規定されるＭｏ ｅｑが2 ％以上7 ％以
下のチタン合金においては、冷却時にβ相中に微細なα
相が析出し、その部分の硬度が上昇し、その結果延靭性
が低下する場合がある。このような材料の溶接後熱処理
は通常のチタン合金の後熱処理と同様に残留応力の緩和
および除去を目的とするのはもちろん、併せて上述の硬
化部が軟化、回復するような条件で行うことが必要であ
る。後熱処理温度が低すぎると軟化が十分でないか、あ
るいは非常に長い熱処理時間を要し実用的でない。ま
た、場合によっては後熱処理時にかえって時効硬化して
しまう。従って、後熱処理温度の下限はＴβー２３０℃
にすべきである。一方、後熱処理温度が高すぎると加熱
中に十分軟化はするものの、その後の冷却中にβ相中に
微細なα相が再び析出し硬化してしまい後熱処理の効果
が得られない。従って、後熱処理温度の上限はＴβー８
０℃にすべきである。
する。溶接部および溶接部近傍の熱影響部は、溶接時に
β変態点以上の温度に加熱された後、室温に冷却され
る。（１）式で規定されるＭｏ ｅｑが2 ％以上7 ％以
下のチタン合金においては、冷却時にβ相中に微細なα
相が析出し、その部分の硬度が上昇し、その結果延靭性
が低下する場合がある。このような材料の溶接後熱処理
は通常のチタン合金の後熱処理と同様に残留応力の緩和
および除去を目的とするのはもちろん、併せて上述の硬
化部が軟化、回復するような条件で行うことが必要であ
る。後熱処理温度が低すぎると軟化が十分でないか、あ
るいは非常に長い熱処理時間を要し実用的でない。ま
た、場合によっては後熱処理時にかえって時効硬化して
しまう。従って、後熱処理温度の下限はＴβー２３０℃
にすべきである。一方、後熱処理温度が高すぎると加熱
中に十分軟化はするものの、その後の冷却中にβ相中に
微細なα相が再び析出し硬化してしまい後熱処理の効果
が得られない。従って、後熱処理温度の上限はＴβー８
０℃にすべきである。
【００１８】
【実施例】以下、本発明の実施例を示す。
実施例１
表１に示す化学成分を有する各種α+ β型チタン合金同
志を真空チャンバー内において電子ビーム溶接を行っ
た。それらの接合材料を種々の温度により後熱処理を行
った上で、溶接線が引張試験片の長手方向となるように
ＡＳＴＭタイプ平板引張り試験片を採取し、室温におい
て引張試験を行った。尚、後熱処理時間はいずれも１．
５時間であった。結果を表２、及び図１に示す。 図１
から明らかなように、Ｍｏ ｅｑが２〜７重量％の範囲
内にあるβリッチα+ β型チタン合金は、本発明のＴβ
ー２３０℃以上、Ｔβー８０℃以下の温度における後熱
処理を施すことにより溶接まま材に対して３％以上の伸
びの改善と１０％以上の室温伸びが得られたが、Ｍｏ
ｅｑが２〜７重量％の範囲を外れるチタン合金では伸び
の改善が３％未満と小さいか、または望めないことが分
かる。
志を真空チャンバー内において電子ビーム溶接を行っ
た。それらの接合材料を種々の温度により後熱処理を行
った上で、溶接線が引張試験片の長手方向となるように
ＡＳＴＭタイプ平板引張り試験片を採取し、室温におい
て引張試験を行った。尚、後熱処理時間はいずれも１．
５時間であった。結果を表２、及び図１に示す。 図１
から明らかなように、Ｍｏ ｅｑが２〜７重量％の範囲
内にあるβリッチα+ β型チタン合金は、本発明のＴβ
ー２３０℃以上、Ｔβー８０℃以下の温度における後熱
処理を施すことにより溶接まま材に対して３％以上の伸
びの改善と１０％以上の室温伸びが得られたが、Ｍｏ
ｅｑが２〜７重量％の範囲を外れるチタン合金では伸び
の改善が３％未満と小さいか、または望めないことが分
かる。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】実施例２
Ａｌ：４．４８％、Ｖ：２．９８％、Ｍｏ：１．８９
％、Ｆｅ：１．９９％、Ｏ：０．０８３％、Ｃ：０．０
１％、Ｎ：０．００７％、Ｈ：０．００４８％を含有す
るβリッチα+ β型チタン合金（β変態点：９０５℃、
Ｍｏ ｅｑ：５．１８％）のインゴットをβ相域に加熱
・鍛造後、α+ β相域に加熱し、熱間圧延により厚さ３
ｍｍの薄板とした。この材料に開先加工を施した後、予
めアルゴンガスを充填したチャンバー内において２パス
のＴＩＧ溶接を行った。この溶接材を表３に示す条件に
て熱処理を行った上で、実施例１と同様の方法により引
張試験を行った。熱処理時間はいずれも１．５時間であ
った。結果を表３及び図２に示す。これらの結果より、
後熱処理温度範囲として、Ｔβー２３０℃以上、Ｔβー
８０℃以下の温度に加熱処理することにより、室温伸び
として１０％以上が得られた。
％、Ｆｅ：１．９９％、Ｏ：０．０８３％、Ｃ：０．０
１％、Ｎ：０．００７％、Ｈ：０．００４８％を含有す
るβリッチα+ β型チタン合金（β変態点：９０５℃、
Ｍｏ ｅｑ：５．１８％）のインゴットをβ相域に加熱
・鍛造後、α+ β相域に加熱し、熱間圧延により厚さ３
ｍｍの薄板とした。この材料に開先加工を施した後、予
めアルゴンガスを充填したチャンバー内において２パス
のＴＩＧ溶接を行った。この溶接材を表３に示す条件に
て熱処理を行った上で、実施例１と同様の方法により引
張試験を行った。熱処理時間はいずれも１．５時間であ
った。結果を表３及び図２に示す。これらの結果より、
後熱処理温度範囲として、Ｔβー２３０℃以上、Ｔβー
８０℃以下の温度に加熱処理することにより、室温伸び
として１０％以上が得られた。
【００２２】
【表３】
【００２３】実施例３
実施例２で用いた厚さ３ｍｍのＡｌ：４．４８％、Ｖ：
２．９８％、Ｍｏ：１．８９％、Ｆｅ：１．９９％、
Ｏ：０．０８３％、Ｃ：０．０１％、Ｎ：０．００７
％、Ｈ：０．００４８％を含有するβリッチα+ β型チ
タン合金（β変態点：９０５℃、Ｍｏ ｅｑ：５．１８
％）の薄板を異種チタン合金に溶接し、各種温度にて熱
処理を行った上で、実施例１と同様の方法により引張試
験を行った。溶接はＴＩＧ溶接により行い、アルゴンガ
スによるシールド（トーチシールドはアフターシールド
およびバックシールド）を行った。尚、上記異種チタン
合金の化学成分はＡｌ：６．４７％、Ｖ：４．１２％、
Ｍｏ：１．８９％、Ｆｅ：０．２０４％、Ｏ：０．１６
％、Ｃ：０．０３４％、Ｎ：０．０１２％、Ｈ：０．０
０７９％である。また、熱処理時間は２時間で、熱処理
後は空冷により室温まで冷却した。結果を表４及び図３
に示す。これらの結果より、後熱処理温度範囲として、
Ｔβー２３０℃以上、Ｔβー８０℃以下の温度に加熱処
理することにより、室温伸びとして１０％以上が得られ
た。
２．９８％、Ｍｏ：１．８９％、Ｆｅ：１．９９％、
Ｏ：０．０８３％、Ｃ：０．０１％、Ｎ：０．００７
％、Ｈ：０．００４８％を含有するβリッチα+ β型チ
タン合金（β変態点：９０５℃、Ｍｏ ｅｑ：５．１８
％）の薄板を異種チタン合金に溶接し、各種温度にて熱
処理を行った上で、実施例１と同様の方法により引張試
験を行った。溶接はＴＩＧ溶接により行い、アルゴンガ
スによるシールド（トーチシールドはアフターシールド
およびバックシールド）を行った。尚、上記異種チタン
合金の化学成分はＡｌ：６．４７％、Ｖ：４．１２％、
Ｍｏ：１．８９％、Ｆｅ：０．２０４％、Ｏ：０．１６
％、Ｃ：０．０３４％、Ｎ：０．０１２％、Ｈ：０．０
０７９％である。また、熱処理時間は２時間で、熱処理
後は空冷により室温まで冷却した。結果を表４及び図３
に示す。これらの結果より、後熱処理温度範囲として、
Ｔβー２３０℃以上、Ｔβー８０℃以下の温度に加熱処
理することにより、室温伸びとして１０％以上が得られ
た。
【００２４】
【表４】
【００２５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明の方法によ
ればα+ β型チタン合金溶接部材の特性を向上させるこ
とができるので、本発明の方法により製造されたチタン
合金部材は、宇宙航空および民生分野等において広く利
用することができる。
ればα+ β型チタン合金溶接部材の特性を向上させるこ
とができるので、本発明の方法により製造されたチタン
合金部材は、宇宙航空および民生分野等において広く利
用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接後熱処理を行った材料の伸びの改善に及ぼ
すＭｏ ｅｑの影響を示す図
すＭｏ ｅｑの影響を示す図
【図２】溶接後熱処理を行った材料の伸びに及ぼす熱処
理温度の影響を示す図
理温度の影響を示す図
【図３】溶接後熱処理を行った材料の伸びに及ぼす熱処
理温度の影響を示す図
理温度の影響を示す図
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(56)参考文献 特開 平５−195120（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−274238（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−202389（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−136499（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−290317（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−224327（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−9629（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22F 1/18
B23K 31/00
Claims (2)
- 【請求項１】 （１）式で規定されるＭｏ ｅｑを２〜
７重量％（以下％は重量％を示す）とする合金元素を含
有するα＋β型チタン合金を、同種または異種チタン材
料と溶接した後、前記α＋β型チタン合金のβ変態温度
をＴβと表したとき（Ｔβー２３０）℃以上（Ｔβー８
０）℃以下の温度に加熱保持することを特徴とするα+
β型チタン合金部材の後熱処理方法。 Ｍｏ ｅｑ＝［Ｍｏ］＋０．６７×［Ｖ］＋０．４４×［Ｗ］＋０．２８×［Ｎ ｂ］＋０．２２×［Ｔａ］＋２．９×［Ｆｅ］＋１．６×［Ｃｒ］＋１．１×［ Ｎｉ］＋１．４×［Ｃｏ］＋０．７７×［Ｃｕ］−［Ａｌ］ ・・・（１） - 【請求項２】 Ａｌ：３．４２〜５．０％、Ｖ：２．１
〜３．７％、Ｍｏ：０．８５〜２．３７％、Ｆｅ：０．
８５〜３．１５％、Ｏ：０．０１〜０．２５％、残り不
可避的不純物からなり、且つＡｌ，Ｖ，Ｍｏ，及びＦｅ
の含有量が（２）式で規定される範囲であるα＋β型チ
タン合金を、同種または異種チタン材料と溶接した後、
（Ｔβー２３０）℃以上（Ｔβー８０）℃以下の温度に
加熱保持することを特徴とするα+ β型チタン合金部材
の後熱処理方法。 ２％≦［Ｍｏ］＋０．６７×［Ｖ］＋２．９×［Ｆｅ］−［Ａｌ］≦７％ （ ２）
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|---|---|---|---|
| JP01296196A JP3365190B2 (ja) | 1996-01-29 | 1996-01-29 | α＋β型チタン合金溶接部材の後熱処理方法 |
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|---|---|
| JPH09209100A JPH09209100A (ja) | 1997-08-12 |
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