JP3409278B2 - 高強度・高延性・高靱性チタン合金部材およびその製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、例えば航空機エン
ジン部材等として有用な高強度・高延性・高靱性のチタ
ン合金部材とその製法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】代表的な高強度チタン合金であるｎｅａ
ｒβ型チタン合金に対し強度−靱性バランスを向上させ
る方法として、βプロセスと呼ばれる方法が知られてい
る。このプロセスは、ｎｅａｒβ型チタン合金をβ変態
点以上の温度に加熱し、その後α相が析出する前に塑性
加工を施すことによって結晶粒内に多数の析出サイトを
導入し、その後の冷却あるいは時効処理後のα相析出時
に、強度特性（殊に延性）を劣化させるα相の粒界への
優先析出を抑制すると共に、その後の熱処理で全面に針
状組織を発達させて破壊靱性を向上させることにある。
即ち塑性加工することによってβ相を加工硬化させ、し
かも塑性加工途上ではα相の析出を極力抑制し、β変態
点未満の適正な温度で未再結晶β相内にα相を析出させ
ることが基本となっている。

【０００３】ところで一般に鍛造等で形状を整える際に
は、当該チタン素材は殆んどの場合冷却されているので
加工前に再加熱されるが、βプロセスでは基本的に再加
熱が行なえない（再加熱すると、その前の金属組織が解
消されてしまう）ので、一度の加熱で短時間に仕上げる
ことのできる粗い形状に塑性加工しなければならず、そ
のため加工時の歩留ロスが大きくなるばかりでなく加工
効率も悪いという大きな問題点がある。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明はこの様な問題
点に着目してなされたものであって、その目的は、上記
の様なｎｅａｒβ型チタン合金の加工性不良を改善し、
高強度で且つ延性と靱性に優れたｎｅａｒβ型チタン合
金部材を提供すると共に、その様な高強度・高延性・高
靱性のチタン合金部材を効率よく確実に製造することの
できる方法を提供することにある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明にかかる高強度・高延性・高靱性チタン
合金部材は、０．２〜１．０質量％のＳｉを含むｎｅａ
ｒβ型チタン合金からなり、β相マトリックス中の実質
的全面に針状α相が晶出しており、強度、延性、靱性の
いずれにおいても優れた特性を示すものである。

【０００６】また本発明の製法は、強度、延性、靱性の
いずれにおいても優れた特性を示す上記チタン合金を確
実に得ることのできる方法で、その構成は、０．２〜
１．０質量％のＳｉを含むｎｅａｒβ型チタン合金に、
加工終了温度が１０００℃を下回る熱間加工を施し、そ
の後１０００℃以上に加熱することなく、β変態点未満
の２相域で時効処理もしくは溶体化処理と時効処理を施
し、β相マトリックス中の実質的全面に針状α相を晶出
させるところに特徴を有している。

【０００７】またこの方法を実施するに当たっては、上
記熱間加工の後、β変態点以上１０００℃未満の温度に
加熱してから時効処理もしくは溶体化処理と時効処理を
行なえば、未結晶状態のβ相内に針状のα相が微細均一
に析出し、その析出硬化により更に高強度のチタン合金
部材を得ることができる。また、チタン合金鋳塊を用い
て上記方法によりチタン合金部材を製造する際に、加工
終了温度が１０００℃を下回る熱間加工を行なう他、そ
の後のいずれかの段階で９５０℃を上回る温度で熱処理
を行なえば、該熱処理工程で、Ｓｉに由来するＳｉ化合
物（シリサイド）からなる微細晶出物が一旦固溶するこ
とによってβ相の再結晶が起こってβ相自体の結晶粒も
微細化され、その後のＳｉ化合物の微細析出と針状α相
の晶出が相まって、時効処理後のチタン合金部材の強度
と靱性を一段と高めることができるので好ましい。

【０００８】

【発明の実施の形態】０．２％以上のＳｉを含むｎｅａ
ｒβチタン合金は、９５０℃を上回る約１０００℃以上
の温度ではＳｉが固溶しているのに対し、β変態点以上
であっても約９５０℃では第２相としてシリサイドが析
出する。ｎｅａｒβ型チタン合金で強度・延性・靱性に
優れた全面針状組織を得るには、前述の如く未再結晶β
相単相組織を溶体化処理あるいは時効処理の前に得てお
くことが不可欠となる。

【０００９】従来技術では、前述の如く一度の加熱で熱
間加工を完了しなければならない。これは、再加熱によ
ってβ変態温度以上に昇温してから熱間加工を行なう
と、顕著な結晶粒界の形成が起こり、最終的に時効硬化
させた後の延性が低下し、他方β変態点未満で加熱した
場合は、α相が等軸化して時効処理後の破壊靱性が大幅
に低下するからである。

【００１０】これに対し本発明によれば、加工終了温度
をシリサイドが析出する温度である１０００℃未満の温
度に抑え、その後いずれの工程でもシリサイドが消失す
る温度である１０００℃以上の温度に昇温しない様に加
工温度を制御する。そうすると、β変態点以上の温度に
加熱したとしても、最初に析出したシリサイドはそのま
ま微結晶状態で残存し、該シリサイドの存在により前加
工での未再結晶状態を維持できるのである。従って、１
０００℃を下回る温度範囲であれば何回でも熱処理と熱
間加工を繰り返すことが可能となり、容易且つ任意に形
状調整できるので、成形加工品としての歩留を大幅に高
めることが可能となる。

【００１１】しかしながら加工終了温度が１０００℃以
上になると、その後の冷却途中でβ相の再結晶化が進行
し、最終的に高強度を与えるために必要となる時効処
理、もしくは、溶体化処理および時効処理の後で粒界α
相が形成され、延性低下をもたらすため、加工終了温度
を１０００℃未満に抑えることが必須の要件となる。ま
た加工終了温度が１０００℃未満であっても、その後の
加工工程で再加熱処理により１０００℃以上に加熱する
とβ相が再結晶を起こし、粒界α相の生成による延性低
下を阻止できなくなる。

【００１２】こうしたシリサイドの析出による効果はＳ
ｉを０．２％以上添加することによって有効に発揮され
る。しかしＳｉ量が１．０％を超えると、最終的な組織
形態そのものに大きな影響を及ぼすことはないが、シリ
サイドの析出量が過多となり、粒界α相が存在しなくて
も満足な延性が得られなくなるため、Ｓｉの上限は１．
０％と規定した。Ｓｉの上記特徴を有効に発揮させる上
でより好ましい下限値は０．３％、より好ましい上限値
は０．７％である。そして、Ｓｉ含有量を適正な範囲、
即ち０．２〜１．０％の範囲に調整されたｎｅａｒβ型
チタン合金であって、βマトリックスの実質的全面に針
状α相が分散した組織形態のチタン合金部材は、強度・
延性・靱性共に優れたものとなる。

【００１３】尚、ここで実質的に全面針状α相が分散し
た組織形態とは、分散状態で晶出したα相の殆んどが針
状α相であることを意味し、極く一部が粒界α相として
存在する場合を包含しており、例えば添付の図面代用写
真組織写真に見られる程度の析出は全面針状の範疇に含
まれる。ちなみに、粒界α相を完全に無くして全てを針
状α相として分散状態で生成させることは実質的に不可
能であり、また一部が粒界α相として存在する場合で
も、大部分が針状α相として分散状態で存在しておれ
ば、本発明で意図する高強度・高延性・高靱性の目標特
性は十分に満足できるからである。

【００１４】なお熱間加工をすべてβ変態点以上の温度
で行なった場合、靱性を阻害する等軸α相は存在しない
ので問題はないが、実際の成形加工では、熱間加工時の
加熱がたとえβ変態点以上であったとしても、加工途中
で温度低下が起こるため大抵の場合は実質的にα＋β２
相域加工とならざるを得ない。この時に起こるα相の等
軸化は、たとえ適量のＳｉを添加したとしても防止でき
ず、靱性低下をもたらすので回避すべきである。

【００１５】また、最終的な熱処理（時効処理もしくは
溶体化処理と時効処理）後の組織形態は、未再結晶β相
のβ温度域からの冷却条件に大きく左右される。そして
熱間加工後にそのまま熱処理を施すと、成形加工品の形
状やサイズによっては場所場所で加工終了温度が不均一
になって組織のバラツキが生じたり、あるいは製品間で
バラツキを生じることがある。従って成形加工品のサイ
ズや形状によっては、均質な熱処理前素材を得ておく必
要がある。こうしたことを実現するための好ましい実施
態様の一つが、請求項３で規定する方法、すなわち加工
終了温度が１０００℃未満の熱間加工を施した後に、β
変態点以上１０００℃未満のシリサイド析出温度域で加
熱する方法であり、この方法を採用すると、シリサイド
晶出物の存在によってβ相の再結晶化が抑制され、未再
結晶状態を維持したままで、加工途中に析出したα相を
全て固溶させることができ、この状態から適切な冷却を
行なえば、等軸α相の存在しない均質な熱処理前素材を
容易に得ることが可能となる。

【００１６】最後に請求項４に記載した発明は、微細な
マクロ組織を有する成形加工品を得るための方法として
極めて有効である。即ち、上述の如くシリサイド存在系
ではβ相の再結晶が抑制される。チタン鋳塊内に形成さ
れているβ粒の組織単位は数ｃｍと極めて大きく、この
粗い組織単位（マクロ組織）は熱間加工によってある程
度偏平化されるが、この組織はβ粒を再結晶させない限
り成形加工品にまで残ることになり、各種特性にバラツ
キを生じることが懸念される。

【００１７】こうした懸念を解消してマクロ組織を微細
化するには、鋳塊から成形加工品を製造するまでのいず
れかの工程でβ相が再結晶するのに必要な歪みを導入す
るため、加工終了温度が１０００℃を下回る熱間加工を
施し、その後の何れかの段階でシリサイドが消失（固
溶）する温度範囲、すなわち９５０℃を上回る温度に加
熱することで再結晶させる工程を含ませる（シリサイド
晶出物の存在系ではβ相の再結晶が抑制されるため）こ
とである。この加熱工程は、ビレット製造工程で単に熱
処理するだけでも良いし、あるいはコスト高となる加熱
回数を低減する意味から、熱間加工時の加熱を９５０℃
を上回る温度に設定しても良く、要は１０００℃を超え
ない限り如何なる時期に如何なる方法で加熱しても構わ
ない。

【００１８】しかしβ相を再結晶させるには、加工終了
温度が１０００℃を下回るシリサイド析出領域まで下げ
てβ相に十分な歪みを与えることが必要であり、１００
０℃以上ではβ相は再結晶しないか、たとえ再結晶した
としても結晶が粗大なものとなる。また加熱温度が１０
００℃を下回るシリサイド析出領域では、シリサイドが
再結晶を阻害するため、９５０℃を上回るシリサイド消
失温度域まで加熱することが必須である。

【００１９】なお本発明の対象となるｎｅａｒβ型チタ
ン合金は、一般に『マルテンサイト変態温度が室温近傍
に存在するβ安定化度の比較的高いα＋β型チタン合
金』と定義されており、その定義は定性的で且つ曖昧で
あるが、本発明は上記の様にｎｅａｒβ型チタン合金の
組織形態を制御することによって強度・延性・靱性を高
めるところに特徴があり、従ってｎｅａｒβ型チタン合
金の定義を定量的に規定するものではないが、本発明の
特徴をより効果的に発揮させる上では、チタン合金のβ
安定化度の指標として経験的に採用されているＭｏ当量
式を用いたβ安定化元素総量が、下記式の関係を満たす
チタン合金が好ましい。 6.5 ≦Mo% + 1/5Ta% + 1/3.6Nb% + 1/1.5V% + 1.25Cr%+
1.25Ni% + 1.7Mn% + 1.7Co% + 2.5Fe%≦ 12.0 （％は質量％を表わす）を満たすチタン合金である。

【００２０】金属学的には、２相域での溶体化処理後室
温において初析α相（溶体化時に加熱状態で存在するα
相）と残留β相（溶体化時に加熱状態で存在するβ相が
準安定的に過飽和固溶体として残留する相）の２相混合
組織が得られるチタン合金として定義される。

【００２１】既存の代表的なｎｅａｒβ型チタン合金と
しては、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ（Ｍｏ当量：１
１．７）、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４
Ｃｒ（Ｍｏ当量：９．０）、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−４
Ｚｒ−２Ｃｒ−１Ｆｅ（Ｍｏ当量：９．０）などが挙げ
られ、これら既存のｎｅａｒβ型チタン合金に０．２〜
１．０％の範囲でＳｉを添加した本発明のチタン合金
も、ｎｅａｒβチタン合金の範疇に含まれる。

【００２２】

【実施例】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であ
り、それらは何れも本発明の技術的範囲に包含される。

【００２３】実施例１ 代表的なｎｅａｒβ型チタン合金であるＴｉ−５Ａｌ−
２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ（Ｔｉ−１７）合金
に、Ｓｉを０％（無添加）〜１．２％まで添加した合金
を溶製してから鋳造し、その各々約１０ｋｇを用いて、
１２００℃加熱の鍛造により６０ｍｍ幅×４５ｍｍ厚×
８００ｍｍ長のビレットを製造した。鍛造終了温度は約
８００℃であった。得られたビレットを夫々約２００ｍ
ｍの長さに切断して実験に供した。

【００２４】このビレットを用いて、先ず１２００℃に
加熱して４５ｍｍ厚から圧延により２２ｍｍ厚まで熱間
加工し、その時の加工終了温度を８５０℃〜１０００℃
に変えた。一部の試料については、該熱間加工品を切断
してから９５０℃に再加熱し、２２ｍｍ厚から１８ｍｍ
厚まで再圧延した後空冷した。

【００２５】かくして得られた熱処理前素材に対し、８
００℃×４時間／水冷＋６２０℃×８時間／空冷の溶体
化処理および時効処理を施し、引張試験を行なって延性
（伸び、絞り）と破壊靱性を評価すると共に、組織形態
を調べた。一部の試料については、８００℃×４時間／
水冷＋６２０℃×８時間／空冷の溶体化処理および時効
処理に先だって、所定の温度で２時間加熱してから空冷
（熱処理前加熱）し、また他の一部の試料については溶
体化処理を省いて時効処理のみを行い、同様の評価を行
った。

【００２６】評価に際しての基準は、Ｓｉ無添加のＴｉ
−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ合金に標準
的な熱間加工（βプロセス）を施した後、溶体化処理お
よび時効処理を施した場合の材料特性値であり、最小で
引張強さは１１５ｋｇｆ／ｍｍ² 、伸びは６％、破壊靱
性は１６０ｋｇｆ／ｍｍ^3/2 であった。それと同等以上
であれば良好（○）、劣るものは不良（×）とした。そ
の結果を表１に示す。なお用いたチタン合金のβ変態点
は約８９０℃であった。

【００２７】

【表１】

【００２８】表１からも分かる様に、Ｓｉ無添加（番号
９）では加工終了温度が９５０℃で粒界αの析出が顕著
となり延性が低くなっているのに対し、Ｓｉを０．３％
以上添加すると（番号１、２、３）、加工終了温度が９
５０℃でも延性低下が起こっていない。また加工終了温
度が１０００℃未満では、その後１０００℃を下回る温
度に再加熱しても、加工前再加熱、熱処理前加熱を問わ
ず、延性の低下は見られない（番号４、５）。これに対
しＳｉ無添加のものでは、この様な加熱を受けると延性
は明らかに低下している（番号１０、１１、１３）。

【００２９】Ｓｉ無添加で加工終了温度がβ変態点以下
の８５０℃である場合、熱処理前に加熱すると（番号１
３）延性が低下する。かといって加熱しないと（番号１
２）、等軸αが形成されて靱性が低下する。これらに対
し適正量のＳｉを含有させると、たとえ加工終了温度が
β変態点を下回る場合でも、β変態点以上１０００℃未
満に再加熱することにより（番号７）良好な特性が得ら
れる。しかし、適正量のＳｉが含まれていても、加工終
了温度が１０００℃以上の場合（番号１８）、あるいは
１０００℃以上に再加熱した場合（番号１９）は、粒界
αが顕著に形成される結果延性が低下している。

【００３０】更にＳｉ量が０．１％では、無添加の場合
と同様に満足な延性が得られない（番号１４、１５）。
またＳｉ量が１．０％を上回る場合（番号１６、１
７）、組織的には適正Ｓｉ量の場合と同様の結果が得ら
れるものの、シリサイドの析出強化によって延性が低下
している。

【００３１】尚この種のチタン合金は、最終的な時効処
理に先立ってβマトリックスを先ず均質にするため２相
域で溶体化処理を行うのが通常であるが、本発明の様に
適正量のＳｉを含有させたチタン合金は、熱間加工まま
（再加熱／加工が可能なので上がり温度をβ変態点以上
にし易いため）、あるいはβ変態点以上への加熱後（た
だし、１０００℃未満）に均質なβマトリックスを得る
ことが可能なので、２相域での溶体化処理は行わなくて
も差し支えない（番号６、７）。

【００３２】実施例２ 上記実施例１の実施例は、いずれも請求項４の規定要件
を満たしており、その結果として、マクロ組織は鋳塊状
態（約２０ｍｍ程度の粗いβ粒）に比べて極めて小さ
く、高々０．５ｍｍ程度の微細なマクロ組織であること
が組織観察によって確認された。

【００３３】そこでこのマクロ組織微細化の要件を追及
すべく、鋳塊から直接４５ｍｍ厚の圧延素材を切り出
し、１２００℃に加熱した後、圧延終了温度を１１００
℃〜８５０℃の範囲で５０℃間隔で変動させて５０％の
圧延を行ない、更に１１００℃〜８５０℃の範囲で５０
℃間隔の温度に２時間加熱してからマクロ組織観察を行
なった。

【００３４】その結果、加工終了温度が１０００℃以上
の試料では何れの温度に２時間再加熱しても、マクロ組
織は偏平しているものの微細化が起こらないのに対し、
９５０℃以下で加工を終了した試料では、マクロ組織が
格段に微細化することが確認された。しかし、９５０℃
以下に加熱しても加工終了温度が１０００℃以上の場合
と同様、粗いマクロ組織であった。

【００３５】実施例３ 次に、本発明の根幹をなすＳｉ添加の有無による組織変
化の相違をボタン溶解材により再確認した。比較材は既
存合金であるＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−
４Ｃｒ合金であり、実施例材としては、０．５％のＳｉ
を添加したＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４
Ｃｒ−０．５Ｓｉ合金を使用した。

【００３６】上記チタン合金を用いてボタン溶解により
１２０ｇ（厚さ約２０ｍｍ）の鋳塊を作製し、１２００
℃加熱で再加熱することなく５ｍｍ厚まで熱間加工（圧
延）を行なった。加工終了温度は７００℃で、この熱間
加工は典型的なβプロセスである。

【００３７】得られた各熱延材を使用し、標準的な熱処
理条件である８００℃×４時間／水冷＋６２０℃×８時
間／空冷なる溶体化処理と時効処理を施し、Ｓｉ添加合
金でも、βプロセスで全面針状組織が得られるか否かを
調べた。結果は、熱処理後の金属組織を示す図面代用写
真である図１［Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｎ
−４Ｃｒ合金（Ｓｉ無添加材）のβプロセス後の組織写
真：図１（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）の各倍率は２０倍、１
００倍、４００倍……未再結晶βマトリックス中の全面
に針状α層が分散している］および図２［Ｔｉ−５Ａｌ
−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｎ−４Ｃｒ−０．５Ｓｉ合金
（Ｓｉ：０．５％添加材）のβプロセス後の組織写真：
図２（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）の各倍率は２０倍、１００
倍、４００倍……図１のＳｉ無添加材と同様に未再結晶
βマトリックス中の全面に針状α層が分散しており、Ｓ
ｉは全面針状化を阻害しなていない］に示す通りで、い
ずれもβマトリックスは未再結晶状態であり、高倍率
（４００倍）写真に見られる様に粒界αの析出が抑制さ
れて粒内に針状αが多数析出した全面針状組織が得られ
ている。即ちＳｉ添加は、通常のβプロセスによる組織
針状化を阻害することはない様である。

【００３８】次に、熱間加工時の再加熱、あるいは熱間
加工後のβ変態点以上の加熱が、上記組織針状化に悪影
響を及ぼさないかどうかを確認すべく、９５０℃で２時
間加熱後、上記と同様（８００℃×４時間／水冷＋６２
０℃×８時間／空冷）の溶体化処理と時効処理を施して
組織観察を行った。結果は、熱処理後の金属組織を示す
図面代用写真である図３［Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚ
ｒ−４Ｍｎ−４Ｃｒ合金（Ｓｉ無添加材）の熱間加工後
９５０℃で加熱し溶体化処理および時効処理したものの
組織写真：図３（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）の各倍率は２０
倍、１００倍、４００倍……βマトリックスは再結晶し
て等軸粒を呈し、その粒界上にα相がフィルム状に析出
しており、これが延性低下を招く］および図４［Ｔｉ−
５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｎ−４Ｃｒ−０．５Ｓｉ
合金（Ｓｉ：０．５％添加材）の熱間加工後９５０℃で
加熱し溶体化処理および時効処理したものの組織写真：
図４（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）の各倍率は２０倍、１００
倍、４００倍……図１，２と同様に未再結晶βマトリッ
クス中の全面に針状α相が分散している］に示す通りで
あり、Ｓｉ無添加材（図３）ではβ粒が９５０℃の加熱
で再結晶したため、延性低下を招く粒界αが顕著に析出
している。該粒界αの析出が、従来技術のβプロセスで
再加熱ができない所以であるが、これに対し、Ｓｉ：
０．５％添加材（図４）では、９５０℃に再加熱した場
合でも、前記図２と同様に全面針状の組織が得られてい
る。

【００３９】更に図５は、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚ
ｒ−４Ｍｎ−４Ｃｒ−０．５Ｓｉ合金（Ｓｉ：０．５％
添加材）を１０００℃で３０分間加熱した後、水冷して
得た試料である。この場合は、溶体化処理および時効処
理を施していないのでα相は析出しておらず、前記図３
と様相は異なるが、β粒の状態に着目すると再結晶した
等軸粒となっており、シリサイドが消失する温度範囲
（１０００℃以上）では再結晶抑制効果が得られないこ
とを確認できる。

【００４０】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、強
度・延性・靱性を高めるため従来から実施されているｎ
ｅａｒβ型チタン合金のβプロセスでは、仕上熱間加工
においては一回のβ温度域加熱と熱間加工のみで、しか
も理想的にはβ温度域内で実施しなければ全面針状組織
を得ることができなかったのに対し、β温度域への再加
熱を何度行なっても同様の全面針状組織を得ることが可
能となり、成形加工性の極めて優れた高強度・高延性・
高靱性チタン合金部材を提供し得ることになった。

【図面の簡単な説明】

【図１】標準となるＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４
Ｍｎ−４Ｃｒ（Ｓｉ無添加材）合金を用いた従来のβプ
ロセス後の断面金属組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。

【図２】Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｎ−４Ｃ
ｒ−０．５Ｓｉ合金を用いたβプロセス後の断面金属組
織を示す図面代用顕微鏡写真である。

【図３】標準となるＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４
Ｍｎ−４Ｃｒ（Ｓｉ無添加材）合金を用いて熱間加工を
行なった後、９５０℃で加熱してから溶体化処理および
時効処理を行なったものの断面金属組織を示す図面代用
顕微鏡写真である。

【図４】Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｎ−４Ｃ
ｒ−０．５Ｓｉ合金を用いて熱間加工を行なった後、９
５０℃で加熱してから溶体化処理および時効処理を行な
ったものの断面金属組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。

【図５】Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｎ−４Ｃ
ｒ−０．５Ｓｉ合金を用いて熱間加工を行なった後、１
０００℃に加熱しシリサイドを固溶させた状態で、溶体
化処理および時効処理を施すことなく水冷したものの断
面金属組織を示す図面代用顕微鏡写真である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３ ６８４ ６８４Ｃ ６９１ ６９１Ｂ ６９４ ６９４Ｂ (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 14/00 C22F 1/18

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ０．２〜１．０質量％のＳｉを含むｎｅ
   ａｒβ型チタン合金からなり、β相マトリックス中の実
   質的全面に針状α相が晶出したものであることを特徴と
   高強度・高延性・高靱性チタン合金部材。
2. 【請求項２】 ０．２〜１．０質量％のＳｉを含むｎｅ
   ａｒβ型チタン合金に、加工終了温度が１０００℃を下
   回る熱間加工を施し、その後１０００℃以上に加熱する
   ことなく、β変態点未満の２相域で時効処理もしくは溶
   体化処理と時効処理を施し、β相マトリックス中の実質
   的全面に針状α相を晶出させること特徴とする高強度・
   高延性・高靱性チタン合金部材の製法。
3. 【請求項３】 熱間加工の後、β変態点以上１０００℃
   未満の温度に加熱してから時効処理もしくは溶体化処理
   と時効処理を行なう請求項２に記載の製法。
4. 【請求項４】 チタン合金鋳塊を用いて請求項２または
   ３に記載の製法を実施するに際し、加工終了温度が１０
   ００℃を下回る熱間加工を行なう他、その後のいずれか
   の段階で９５０℃を上回る温度での加熱を行なう請求項
   ２または３に記載の製法。