JP3417844B2 - 加工性に優れた高強度Ｔｉ合金の製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は高強度Ｔｉ合金の製
法に関し、より詳細には高強度で且つ加工性に優れたチ
タン合金の製法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】高強度Ｔｉ合金としては、Ｔｉ−１０Ｖ
−２Ｆｅ−３ＡｌやＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４
Ｍｏ−４Ｃｒに代表される所謂ｎｅａｒβ型Ｔｉ合金が
あり、これらＴｉ合金に対し強度と靱性のバランスを向
上させる処理技術としてβプロセスと呼ばれる方法があ
る。

【０００３】このプロセスは、Ｔｉ合金をβ変態点以上
の温度に加熱し、その後α相が析出する以前に塑性加工
を施すことで多数の析出サイトをβ粒内に導入すること
により、冷却あるいは時効後の析出により強度特性を劣
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るところに特
徴を有している。即ちこのプロセスでは、β相を塑性加
工することによって加工硬化させ、しかも塑性加工途中
ではα相の析出を極力抑制し、未再結晶βからβ変態点
未満の適正な温度でα相を析出させることが基本になっ
ている。

【０００４】一方、鍛造等で形状を整える場合、Ｔｉ合
金素材は通常冷却されているため再加熱しなければなら
ないが、上記βプロセスでは基本的に再加熱が許されず
（なぜなら、再加熱するとその前の加工組織が解消され
てしまうからである）、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ないた
め、加工品としての歩留りロスが大きくなるといった問
題が生じてくる。

【０００５】他の高強度Ｔｉ合金として、例えばＴｉ−
１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３ＡｌやＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３
Ｓｎ−３Ａｌに代表されるβ型Ｔｉ合金があり、この種
のＴｉ合金は冷間加工性に優れており、しかも最終的に
は時効処理により準安定β相からα相を析出させること
によって析出強化することができる。そしてこの種のＴ
ｉ合金は時効前の冷延が可能であるので、純Ｔｉ板と同
様に熱間圧延を行なってコイル状に巻取り、必要により
溶体化処理してから冷延／焼鈍（焼鈍温度範囲は溶体化
処理とほぼ同じ温度領域が採用される）して板を製造す
るのが、β型Ｔｉ合金の特長を生かした最も効率の良い
展伸材の製法とされている。

【０００６】ところが時効硬化性の高いβ型Ｔｉ合金、
例えばＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌでは、熱間圧延
を行なってコイル状に巻取った後の余熱で時効硬化が進
行し、巻き解きができなくなるという問題が生じてく
る。こうした問題を回避するためコイル状態で箱焼鈍す
ることも考えられる。しかし、時効処理後の強度特性面
からすると、熱間圧延による加工硬化状態を維持したま
ま、或は望ましくは無焼鈍で更に冷間加工を加えること
により、微細均一なα相を析出させることが望まれるに
も拘わらず、β変態点以上で焼鈍を行なうと再結晶が起
こるばかりでなく結晶粒が粗大化し、一方、β変態点未
満で焼鈍を行なうとα相の析出が進行し、その後の冷間
加工性や時効処理後の強度特性が大幅に損なわれる。

【０００７】こうした問題を回避するため、現在汎用さ
れているＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌでは、生産性
を高める上で極めて不利な切り板状態での所謂シート圧
延法を採用せざるを得ないのが実情である。

【０００８】上述したｎｅａｒβ型Ｔｉ合金やβ型Ｔｉ
合金に指摘される問題点の根本は、特性面からは高強度
を得るため合金組成的に過飽和度を高め、かつ、熱間加
工でマトリックスを加工硬化状態にして微細均一なα相
の析出能力を高めることが好ましいにも拘らず、加工面
からはα相の析出能力が高くなって加工途中でα相析出
による弊害が生じてくる、という相反する傾向を克服で
きないところにある。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであり、その目的は、前述し
た様な相反する傾向を実生産レベルで両立させ、コイル
状での巻取りを可能にすると共に、機械的特性にも優れ
た高強度Ｔｉ合金の製法を確立しようとするものであ
る。

【００１０】

【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チタン合金の製法とは、
１．０％（質量％を意味する、以下同じ）以下（０％を
含まない）のＳｉを含むβ型Ｔｉ合金またはｎｅａｒβ
型Ｔｉ合金を加熱して該Ｔｉ合金中のＳｉ化合物が固溶
した状態で塑性加工を行ない、β変態点以上の温度域を
維持しつつＳｉ化合物を微細析出させることにより再結
晶を抑えるところに要旨があり、この製法を採用すれ
ば、加工性に優れると共に時効処理後は高い強度を示す
チタン合金を得ることができる。

【００１１】このとき、チタン合金中に他の元素として
１０％以下のＳｎを含有させておけば、時効硬化を遅延
させることができ、それにより、コイル圧延を行なった
時の余熱による時効硬化（硬質化）とそれに伴う巻き解
き障害を防止することができ、その結果としてコイル圧
延による連続圧延にも容易に対応できるので、熱延後の
加工効率を大幅に高めることが可能となる。

【００１２】また本発明の製造対象となるチタン合金
は、チタン合金の中でも加工性の優れたものとされてい
るβ型もしくはｎｅａｒβ型チタン合金であるが、本発
明の特徴がより効果的に発揮されるのは、チタン合金中
に含まれるβ安定化元素の総含有量が下記式の関係を満
たすものである。0.60≦%Mo/10+%V/15+%Fe/4+%Cr/8+%Mn
/6+%Co/6+％Ni/8+%W/25+%Nb/36+%Ta/50≦2.0

【００１３】中でも特に好ましいチタン合金をより具体
化して示すと、主な合金元素としてＭｏ：１３〜１７
％、Ｚｒ：３〜７％およびＡｌ：１．５〜４．５％を含
有するｎｅａｒβ型チタン合金（代表的には、Ti-15Mo-
5Zr-3Al-3Sn 系合金）および、主な合金元素としてＡ
ｌ：３〜７％、Ｍｏ：２〜６％、Ｃｒ：２〜６％および
Ｚｒ：１〜６％を含有するｎｅａｒβ型チタン合金（代
表的には、Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr系合金）が挙げられ
る。

【００１４】

【発明の実施の形態】本発明者らは、前述した様な従来
技術の問題点に着目して鋭意研究を進めた結果なされた
もので、まず第一の特徴点は、ｎｅａｒβ型Ｔｉ合金や
β型Ｔｉ合金に属する合金組成に適量のＳｉを含有させ
ると、β変態点以上の高温域でＳｉ化合物からなる第２
相が析出し、これを更に高温に加熱すると、該第２相が
固溶して消失するという現象を利用するところにある。

【００１５】即ちｎｅａｒβ型Ｔｉ合金やβ型Ｔｉ合金
に適量のＳｉを含有させると、β変態点以上のα相析出
とは無関係な１０５０℃前後の温度域でシリサイド（Ｓ
ｉ化合物）と思われる第２相が析出し、しかも該第２相
は、一般に工業レベルで加熱可能な１２００℃程度の高
温では消失（完全固溶）するという特異な現象を起こ
す。

【００１６】本発明ではこうした現象をうまく活用し、
ｎｅａｒβ型Ｔｉ合金やβ型Ｔｉ合金に、１２００℃程
度の高温では固溶して第２相が消失し、且つ１０５０℃
前後の温度では第２相が微細析出し得る様に適量のＳｉ
を含有させ、該Ｓｉ含有Ｔｉ合金を１２００℃程度以上
に加熱して第２相を完全固溶させてから塑性加工を行な
うことにより、塑性加工途中でＳｉに由来する第２相
（Ｓｉ化合物）を微細析出させ、微細析出した該第２相
の存在によって再加熱時の再結晶を抑え、焼鈍・圧延の
繰り返しを可能にするものである。

【００１７】また本発明における第二の特徴点は、ｎｅ
ａｒβ型Ｔｉ合金やβ型Ｔｉ合金にＳｉと共に適量のＳ
ｎを含有させると、前記第２相の過飽和度には殆んど影
響を及ぼすことなく、すなわちα相の析出強化能力を損
なうことなく、該α相析出のキネティックス（速度）
を、製造途中の余熱（例えば、熱延コイルで巻取った
後、室温まで冷却されるまでの間の余熱）による時効硬
化が回避できる程度にまで低下させることができる、と
いう事実の確認にある。

【００１８】本発明はこれらの現象を活用するもので、
当該合金をまず第２相が消失する温度域まで加熱し、完
全固溶の状態から塑性加工を開始することにより、冷却
途中の約１０５０℃前後の温度域で、第２相（Ｓｉ化合
物）をマトリックス内に微細均一に分散した状態で析出
させる。この析出物は、マトリックスの加工硬化は促進
する（すなわち、結晶の回復と再結晶は抑制する）が、
その後のβ変態点未満でのα相析出領域では析出のキネ
ティックスを低下させる機能を果たし、その結果として
余熱によるα相の析出を抑制するのである。

【００１９】また、前述の如くｎｅａｒβ型合金のβプ
ロセスでは再加熱が許されず、あるいは、β型合金で
は、熱間圧延後に溶体化処理を行なうと再結晶が起こる
ため溶体化処理は行なえないが、本発明では、上記の様
に微細分散状態で析出した第２相の存在によって再結晶
が抑制されるため、第２相が消失しない温度範囲である
限り、再加熱しても未再結晶組織を維持することが可能
となる。

【００２０】上記の様に本発明では、ｎｅａｒβ型Ｔｉ
合金またはβ型Ｔｉ合金へのＳｉもしくはこれとＳｎの
添加によって生じる第２相の微細分散析出による再結晶
抑制効果をうまく活用するところに特徴を有するもの
で、Ｔｉ合金の成分組成は特に制限されないが、ｎｅａ
ｒβ型合金またはβ型合金の目安として、経験的なβ安
定化度指標を基に、β安定化元素の総量が下記式の範囲
内に納まるＴｉ合金を使用することが望ましい。0.60≦
%Mo/10+%V/15+%Fe/4+%Cr/8+%Mn/6+%Co/6+％Ni/8+%W/25+
%Nb/36+%Ta/50≦2.0

【００２１】ちなみに、β安定化元素の総量が０．６０
を下回るものはｎｅａｒβ型Ｔｉ合金領域を外れ、一方
２．０を上回るものは、β型合金ではあっても本発明が
意図する過飽和度の高いβ型Ｔｉ合金領域を外れ、本発
明の前記特徴が有効に発揮され難くなる。

【００２２】またＳｉの含有率については、β変態点以
上で第２相を析出させるための下限値は、他の含有元素
の種類や含有量によってかなり違ってくるため一律に定
めることはできず、Ｔｉ合金の種類に応じて「第２相が
析出可能な量」が下限値となるが、第２相の微細分散析
出による前記効果を有効に発揮させるための標準的な下
限値は、０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以
上である。一方上限は、第２相の析出過多とそれに伴う
析出硬化による脆化防止の観点から１．０％とした。

【００２３】またＳｎ量についても、Ｔｉ合金中に含ま
れる他の元素の種類や量によりα相析出のキネティック
スをどの程度低下させる必要があるか、という基準が異
なるため一律に定めることはできず、その程度に応じて
当該Ｔｉ合金に必要なＳｎ量の下限値を決めるべきであ
るが、通常は０．３％程度以上、好ましくは０．５％以
上、より確実には１．０％程度以上添加すれば、十分な
α相析出のキネティックス低下効果を得ることができ
る。Ｓｎ量の上限は、Ｔｉ合金マトリックスの冷間加工
性を阻害することなく、また常識的な範囲として１０％
に定めたが、好ましくは６％以下、より好ましくは５％
以下に抑えることが望ましい。

【００２４】本発明では、上記の様に適量のＳｉを含有
させ、或はＳｉと共に適量のＳｎを含有せしめたところ
に特徴があり、その他の含有元素については、Ｔｉ合金
としてｎｅａｒβ型またはβ型を構成し得る限り、様々
の元素が含まれてもよく、β安定化元素であるＭｏ，
Ｖ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ等
はもとより、Ａｌ，Ｃ等のα安定化元素やＺｒ等の中性
的元素を少量含むものであっても構わない。

【００２５】しかし、本発明の上記作用効果が最も有効
に発揮されるのは、下記合金組成ＡまたはＢに示す合金
組成のＴｉ合金である。

【００２６】合金組成Ａ：ＴｉおよびＳｉ，Ｓｎ以外の
合金元素量（質量％） Ｍｏ：１３〜１７％、Ｚｒ：３〜７％、Ａｌ：１．５〜
４．５％、上記合金組成Ａにおける各元素の好ましい含
有比率を定めた理由は下記の通りである。

【００２７】Ｍｏは、時効硬化能を高める元素であり、
この成分系でその作用を有効に発揮させるには、Ｍｏを
１３％以上、より好ましくは１４％以上含有させるべき
であるが、多過ぎるとβ安定化性が高まり過ぎて時効硬
化能が低下し、時効処理後の強度が乏しくなるので、１
７％以下、好ましくは１６％以下に抑えるのがよい。

【００２８】Ｚｒ：３〜７％ Ｚｒはα相とβ相の両相に固溶して強化効果を発揮する
元素であり、この成分系でその作用を有効に発揮させる
には、Ｚｒを３％以上、より好ましくは４％以上含有さ
せるべきであるが、多過ぎると熱間加工性および冷間加
工性に悪影響を及ぼす様になるので、７％以下、好まし
くは６％以下に抑えるのがよい。

【００２９】Ａｌ：１．５〜４．５％ Ａｌは時効析出するα相を強化して強度を高める作用が
あり、この成分系でその作用を有効に発揮させるには、
Ａｌを１．５％以上、より好ましくは２．５％以上含有
させるべきであるが、多過ぎると熱間および冷間加工性
を劣化させるので、４．５％以下、好ましくは４．０％
以下に抑えるのがよい。

【００３０】上記合金組成Ａを満たす最も好ましいＴｉ
合金としては、Ti-15Mo-5Zr-3Al 系チタン合金が挙げら
れ、これらと共に前述した適正量のＳｉあるいはＳｉと
Ｓｎを含有するＴｉ合金は、本発明における代表的な高
強度Ｔｉ合金として推奨される。

【００３１】合金組成Ｂ：ＴｉおよびＳｉ，Ｓｎ以外の
合金元素量（質量％） Ａｌ：３〜７％、Ｍｏ：２〜６％、Ｃｒ：２〜６％、Ｚ
ｒ：１〜６％、上記合金組成Ｂにおける各元素の好まし
い含有比率を定めた理由は下記の通りである。

【００３２】Ａｌ：３〜７％、 Ａｌは時効析出するα相を強化して強度を高める作用が
あり、この成分系でその作用を有効に発揮させるには、
Ａｌを３％以上、より好ましくは４％以上含有させるべ
きであるが、多過ぎると熱間加工性を劣化させるので、
７％以下、好ましくは６％以下に抑えるのがよい。

【００３３】Ｍｏ：２〜６％ Ｍｏは、時効硬化能を高める元素であり、この成分系で
その作用を有効に発揮させるには、Ｍｏを２％以上、よ
り好ましくは２．５％以上含有させるべきであるが、多
過ぎるとβ安定化性が高まり過ぎて時効硬化能が低下
し、時効処理後の強度が乏しくなるので、６％以下、好
ましくは５％以下に抑えるのがよい。

【００３４】Ｃｒ：２〜６％ Ｃｒも、上記Ｍｏと同様に時効硬化能を高める元素であ
り、この成分系でその作用を有効に発揮させるには、Ｃ
ｒを２％以上、より好ましくは２．５％以上含有させる
べきであるが、多過ぎるとβ安定化性が高まり過ぎて時
効硬化能が低下し、時効処理後の強度が乏しくなるの
で、６％以下、好ましくは５％以下に抑えるのがよい。

【００３５】Ｚｒ：１〜６％ Ｚｒは、α相とβ相の両相に固溶して強化効果を発揮す
る元素であり、この成分系でその作用を有効に発揮させ
るには、Ｚｒを１％以上、より好ましくは２％以上含有
させるべきであるが、多過ぎると熱間加工性や引張延性
に悪影響を及ぼす様になるので、６％以下、好ましくは
５％以下に抑えるのがよい。

【００３６】上記合金組成Ｂを満たす最も好ましいＴｉ
合金としては、Ti-5Al-2Zr-4Mo-4Cr系チタン合金が挙げ
られ、これらと共に前述した適正量のＳｉあるいはＳｉ
とＳｎを含有するＴｉ合金は、本発明における代表的な
高強度Ｔｉ合金として推奨される。

【００３７】上記好適合金組成Ａ，Ｂにおける残部成分
は実質的にＴｉであり、前述した本発明の特徴を阻害し
ない限度で、少量の許容元素や不可避不純物元素を含む
ものであっても勿論構わない。

【００３８】

【実施例】次に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可能であり、それ
らはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

【００３９】実施例１ 従来技術では熱間圧延後の余熱で時効硬化が起こり、巻
き解きができなくなるためシート圧延を余儀なくされて
いるＴｉ合金としてＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌを
選択し、これをそのまま使用して比較材とする他、これ
にＳｎ：３％の単独添加、Ｓｉ：０．３％または０．５
％の単独添加、および、Ｓｎ：３％とＳｉ：０．３％の
同時添加を行なった５種類のＴｉ合金をボタン溶解・鋳
造した後、１２００℃に加熱してから圧延率５０％で熱
間圧延し、その後１０５０℃に１０分間保持して第２相
の析出を促進させた後、更に熱間圧延して全圧延率７５
％の熱延板を作製した。

【００４０】得られた各熱延板を各々β変態点以上（１
０５０℃）で熱処理し、第２相析出の有無と再結晶抑制
効果の有無を電子顕微鏡写真観察によって調べた。ま
た、加工硬化促進効果および時効によるα相析出のキネ
ティックス低下効果を、熱延前後の硬度差および５００
℃×０．５〜８時間時効後の硬度変化によって評価し
た。最後に、各Ｔｉ合金板に５００℃×８時間の時効処
理を施した後、それぞれの板について引張試験を行な
い、強度と伸びを測定した。結果を表１に示す。また、
表１に示した各合金の電子顕微鏡による組織写真を図１
〜５に示した。

【００４１】図１：Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ−
０．５Ｓｉ合金の組織変化、倍率はいずれも１００倍。 図１（Ａ）−熱延ままでシリサイドが析出。 図１（Ｂ）−１０５０℃×３０分熱処理したもので、シ
リサイドの顕著な析出により再結晶が抑制され、未再結
晶組織を維持している。 図１（Ｃ）−１２００℃×３０分熱処理したもので、シ
リサイドが消失（固溶）し、再結晶を起こしている。

【００４２】図２：Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ−
３Ｓｎ−０．３Ｓｉ合金の組織変化、倍率はいずれも１
００倍。 図２（Ａ）−熱延ままでシリサイドが析出。 図２（Ｂ）−１０５０℃×３０分熱処理したもので、シ
リサイドの顕著な析出により再結晶が抑制され、未再結
晶組織を維持している。 図２（Ｃ）−１２００℃×３０分熱処理したもので、シ
リサイドが消失（固溶）し、再結晶を起こしている。

【００４３】図３：Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合
金の組織変化、倍率はいずれも１００倍。 図３（Ａ）−熱延ままで加工硬化状態。 図３（Ｂ）−１０５０℃×３０分熱処理したもので、再
結晶を抑制するシリサイドの析出がないので再結晶を起
こしている。 図３（Ｃ）−１２００℃×３０分熱処理したもので、再
結晶による結晶粒の粗大化が進行している。

【００４４】図４：Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ−
０．３Ｓｉ合金の組織変化、倍率はいずれも１００倍。 図４（Ａ）−熱延ままで加工硬化状態。 図４（Ｂ）−１０５０℃×３０分熱処理したもので、再
結晶を抑制するシリサイドの析出量が不足するため再結
晶を起こしている。 図４（Ｃ）−１２００℃×３０分熱処理したもので、再
結晶による結晶粒の粗大化が進行している。

【００４５】図５：Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ−
３Ｓｎ合金の組織変化、倍率はいずれも１００倍。 図５（Ａ）−熱延ままで加工硬化状態。 図５（Ｂ）−１０５０℃×３０分熱処理したもので、再
結晶を抑制するシリサイドの析出がないため再結晶を起
こしている。 図５（Ｃ）−１２００℃×３０分熱処理したもので、再
結晶による結晶粒の粗大化が進行している。

【００４６】尚、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌのβ
変態点は７８５℃で、これに上記の範囲でＳｎやＳｉを
添加してもβ変態点に大きな変動はなく、熱延後に行な
った１０５０℃の熱処理は十分にβ変態点を上回る温度
である。

【００４７】

【表１】

【００４８】表１には、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａ
ｌ合金をベースとし、これにＳｉ添加による第２相の１
０５０℃での析出と１２００℃での消失現象の有無、お
よび第２相による再結晶抑制効果の有無を示した。

【００４９】ベース合金であるＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ
−３Ａｌ合金（３）では、ＳｉとＳｎが含まれていない
ため第２相の微細分散析出が認められず、それによる再
結晶抑制効果が発揮されないため、再加熱後に再結晶が
起こっている。また、ベース合金に０．３％のＳｉを添
加した比較合金（４）でも、この成分系ではＳｉ量が不
足するため第２相の微細分散析出が起こらず、再結晶抑
制効果が得られていない。

【００５０】これらに対し、ベース合金に０．５％のＳ
ｉを単独添加した実施例合金（１）では、１０５０℃で
第２相の微細分散析出が起こり、再加熱処理後の再結晶
が抑制されている。しかし１２００℃に加熱すると第２
相が消失し、再結晶抑制効果も失われるため再結晶を起
こしている。

【００５１】Ｓｉの適正添加量は、先に述べた様にその
他の合金元素の種類や含有率によっても変わってくるの
で一義的には決められないが、他の合金元素量等との兼
ね合いで適正なＳｉ量を選べば、β変態点以上で第２相
を微細分散状態で析出させることができ、これにより再
結晶を抑制できることが分かる。

【００５２】また、ベース合金に３％のＳｎを単独添加
した比較合金（５）でも、第２相の析出は認められない
が、これにＳｉを０．３％複合添加すると、実施例合金
（２）にみられる如く第２相の微細析出と消失現象が発
現する。従って、Ｓｉを添加することが、第２相の微細
析出と消失現象を与えるのに必須の要件であることが分
かる。更にＳｎ無添加では、０．５％Ｓｉ添加で初めて
第２相の微細析出効果が認められたのに対し、適正量の
Ｓｎを複合添加すると、０．３％のＳｉ添加で同様の効
果が得られている。Ｓｉは多量に析出し過ぎると析出硬
化により脆化を招く恐れがあるので、少量のＳｉ添加で
十分な効果を発現させるには、適量のＳｎを複合添加す
ることが望ましい。

【００５３】次に、上記表１に示した合金のうち、実施
例として示したＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ−３Ｓ
ｎ−０．３Ｓｉ（２）合金と、比較例として示したベー
スのＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ（３）合金および
Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ−３Ｓｎ（５）合金に
ついて、熱延まま、短時間時効（０．５時間）および長
時間時効（８時間）でのビッカース硬度を測定し、表２
に示す結果を得た。

【００５４】

【表２】

【００５５】表２からも明らかである様に、熱延ままで
の硬度を比較すると、ＳｎとＳｉを同時添加した実施例
合金（２）では２８５．８であるのに対し、比較例合金
（３）では２６７．０、比較例合金（５）では２６４．
８であり、無加工状態での硬度は、実施例合金（２）の
方が比較例合金（３），（５）よりも若干高い。図２の
組織写真からも分かる様に、１０５０℃で十分に第２相
を微細分散析出させてもその量自体は少量であり、熱延
ままでは光学顕微鏡のレベルでは検出できないほどの少
量である。このことから、実施例合金（２）の熱延まま
での硬度上昇は第２相の析出に伴う析出硬化とは考え難
く、第２相の析出により加工硬化が促進された結果と理
解される。

【００５６】また、比較例合金（３）と（５）について
時効硬化挙動を比較すると、Ｓｎ添加により短時間時効
による硬化は若干抑制されている様にみえるが、Ｓｉを
同時添加した実施例合金（２）では０．５時間までは実
質的に時効硬化を起こしておらず、α相析出のキネティ
ックスが十分低下している。それにも拘わらず、８時間
の長時間時効ではベース合金（３）に近いレベルの硬度
にまで達しており、析出強化能自体は殆んど損なわれて
いない。時効硬化を０．５時間程度遅延できれば、例え
ば熱延コイル巻取り後の余熱による時効硬化は十分に回
避できるので、コイル巻取り後の余熱による時効硬化は
ＳｎとＳｉの同時添加で十分に回避することができ、コ
イル巻取り後の余熱による硬化とそれに伴う巻き解き障
害を十分に回避できるので、コイル巻取りによる大幅な
生産性向上が可能となる。

【００５７】図６は表２の結果を分かり易い様にグラフ
化して示したもので、比較合金、特にＳｎを含まないベ
ース合金（３）では、時効の初期から急激な硬度上昇が
見られ、またＳｎのみを含有させた比較合金（５）で
も、時効の開始初期から硬度上昇が見られるのに対し、
本発明合金（２）では、コイル巻取り後の余熱に相当す
る約３０分程度の時効初期における硬度上昇は殆んど認
められず、コイル巻取り後の巻き解き障害を解消できる
ことが分かる。しかも、その後は時効時間の経過につれ
て時効硬化は十分に進行するので、最終的に強度不足と
なることもない。次に、前記実施例合金（２）および比
較例合金（３），（５）について最終的な強度特性を評
価するため、５００℃で８時間時効した後の引張試験を
行ない、表３に示す結果を得た。なお実施例合金（２）
の板製造条件は、前述の如く実施例合金（２）に対し第
２相が消失する温度（１２００℃）に加熱してから塑性
加工をおこなったもので、１０５０℃で保持しても第２
相の存在により未再結晶状態が維持され、第２相消失温
度以上に上げることなく時効している。

【００５８】

【表３】

【００５９】この結果をみると、実施例合金（２）の引
張強度は、比較例のベース合金（３）や比較合金（５）
の引張強度に比べると若干低くなっているが、伸び率は
大幅に改善されている。尚この程度の強度低下は、時効
条件の最適化（例えば、時効温度を若干下げるか、ある
いは時効時間を幾分長くする等）によって十分に補うこ
とができるので、強度不足が実用上問題になることはな
い。これに対し、実施例合金（２）に見られる如く高々
数十ＭＰａの強度低下で延性を３〜６倍に向上させるこ
とは、非現実的な加工熱処理手法は別とし、工業レベル
の従来技術でこの様な高度の延性向上を図ることはでき
ない。しかるに本発明でこの様な特異な結果が得られた
のは、前述の如く塑性加工途中で生じる第２相の析出が
加工硬化を促進し、α相析出サイトがマトリックス中に
多数導入されたことにより、時効後に極めて均一微細な
α相析出形態に制御されたためと考えられる。

【００６０】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、β
型Ｔｉ合金またはｎｅａｒβ型Ｔｉ合金に適量のＳｉを
含有させ、加熱温度による該Ｔｉ合金内でのＳｉ化合物
の固溶と微細析出、および該Ｓｉ化合物の微細析出によ
る再結晶防止作用をうまく活用することによって、焼鈍
・加工の繰り返しを可能とし、更にはＳｉとＳｎの複合
添加による時効遅延効果を有効に活用することによっ
て、コイル巻取り後の余熱による硬化を抑えて巻き解き
障害をなくし、しかも十分な強度を備えたＴｉ合金を提
供し得ることになった。

【図面の簡単な説明】

【図１】実験で得た実施例合金（１）における熱延まま
［図１（Ａ）］、１０５０℃で３０分間熱処理後［図１
（Ｂ）］および１２００℃で３０分間熱処理後［図１
（Ｃ）］の各金属組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。

【図２】実験で得た実施例合金（２）における熱延まま
［図２（Ａ）］、１０５０℃で３０分間熱処理後［図２
（Ｂ）］および１２００℃で３０分間熱処理後［図２
（Ｃ）］の各金属組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。

【図３】実験で得たベース合金（３）における熱延まま
［図３（Ａ）］、１０５０℃で３０分間熱処理後［図３
（Ｂ）］および１２００℃で３０分間熱処理後［図３
（Ｃ）］の各金属組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。

【図４】実験で得た比較合金（４）における熱延まま
［図４（Ａ）］、１０５０℃で３０分間熱処理後［図４
（Ｂ）］および１２００℃で３０分間熱処理後［図４
（Ｃ）］の各金属組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。

【図５】実験で得た比較合金（５）における熱延まま
［図５（Ａ）］、１０５０℃で３０分間熱処理後［図５
（Ｂ）］および１２００℃で３０分間熱処理後［図５
（Ｃ）］の各金属組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。

【図６】実験で得た各Ｔｉ合金の５００℃での焼鈍時間
と硬さの関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８４Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９４ ６９４Ｂ (56)参考文献 特開 昭63−223154（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−78213（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−49609（ＪＰ，Ａ) 特開 平11−256257（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22F 1/00 - 49/14 C22C 14/00

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 １．０％（質量％を意味する、以下同
   じ）以下（０％を含まない）のＳｉを含むβ型Ｔｉ合金
   またはｎｅａｒβ型Ｔｉ合金を加熱して該Ｔｉ合金中の
   Ｓｉ化合物が固溶した状態で塑性加工を行ない、β変態
   点以上の温度域を維持しつつＳｉ化合物を微細析出させ
   ることにより再結晶を抑えることを特徴とする加工性に
   優れた高強度Ｔｉ合金の製法。
2. 【請求項２】 Ｔｉ合金が１０％以下（０％を含まな
   い）のＳｎを含むものである請求項１に記載の製法。
3. 【請求項３】 チタン合金中に含まれるβ安定化元素の
   総含有量が下記式の関係を満たすものである請求項１ま
   たは２に記載の製法。0.60≦%Mo/10+%V/15+%Fe/4+%Cr/8
   +%Mn/6+%Co/6+％Ni/8+%W/25+%Nb/36+%Ta/50≦2.0
4. 【請求項４】 チタン合金が、Ｍｏ：１３〜１７％、Ｚ
   ｒ：３〜７％およびＡｌ：１．５〜４．５％を含有する
   ものである請求項１〜３のいずれかに記載の製法。