JP6214217B2 - チタン合金の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、チタン合金の製造方法に関する。
チタン合金は、比強度が高く耐食性に優れるという特性を有することから、様々な分野で利用されている。その一方で、チタン合金は難削であり、塑性加工も難しいため、加工性の向上が求められていた。そこで、従来、チタン合金に水素を含有させることによって、より高強度のチタン合金を得る手法が提案された（例えば、特許文献１参照）。特許文献１記載の方法によれば、ニアーα型のチタン合金に水素を含有させ、酸化雰囲気中で加熱保持して溶体化処理を行った後で冷却し、時効処理と脱水素処理を行う。これにより、均質な針状組織が形成され、高い引張強度、及び、疲労強度を実現し、加工性が向上する。
チタン合金としては、上述したニアーα型の他に、α＋β型（α−β型と表記されることもある）及びニアーα＋β型のチタンが知られている。α＋β型及びニアーα＋β型のチタン合金は、強度においてより優れているため、様々な分野における活用が期待されている。しかしながら、α＋β型及びニアーα＋β型のチタンは、ニアーα型のチタンとは結晶構造が異なることから、特許文献１に記載の方法を適用しても望ましい結果が得られない。このため、α＋β型及びニアーα＋β型のチタンの加工性の向上が強く望まれていた。
本発明は、上述した事情に鑑みてなされたものであり、チタンの加工性を高めることにより、強度と加工性に優れた材料を提供することを目的とする。
本発明は、上述した事情に鑑みてなされたものであり、チタンの加工性を高めることにより、強度と加工性に優れた材料を提供することを目的とする。
また、上記目的を達成するために、本発明は、α＋β型のチタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎに、水素を吸蔵させる水素吸蔵工程と、前記水素吸蔵工程で水素を吸蔵した前記チタン合金を加熱する溶体化工程と、前記チタン合金を冷却してマルテンサイト変態させる冷却工程と、マルテンサイト変態した前記チタン合金を所定の変態点以下の温度に加熱して圧延する熱間圧延工程と、圧延された前記チタン合金から脱水素する脱水素工程と、前記チタン合金を、を９２３Ｋ以上１０７３Ｋ以下の温度で、初期ひずみ速度０．００１ｓ −１ 以上０．０５ｓ −１ 以下の速度で変形させる超塑性加工工程と、を含み、前記水素吸蔵工程は、不活性ガス雰囲気下において前記チタン合金を加熱する工程と、８２３Ｋ以上１２２３Ｋ以下の温度範囲に設定された加工温度に達してから前記不活性ガス雰囲気下から水素雰囲気下に切り替える工程と、前記水素雰囲気下で所定時間を経過させる工程と、前記水素雰囲気下から前記不活性ガス雰囲気下に切り替える工程と、前記チタン合金を冷却する工程とを含むことを特徴とする。
本発明によれば、チタン合金に水素を吸蔵させてマルテンサイト化し、熱間圧延することにより、結晶粒を微細化して、超塑性特性を付与できる。これにより、チタン合金の超塑性成形を可能とし、加工性を高めることができる。また、塑性形成によってチタン合金を材料とした様々な製品を製造可能できる。例えば、耐薬品性及び耐食性に優れ、軽量化が可能な輸送機器用部品、機械部品、衛生器具類を製造できる。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、初期ひずみ速度０．００５ｓ −１ 以上０．０５ｓ −１ 以下の速度で変形させることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、初期ひずみ速度０．０１ｓ −１ 以上０．０５ｓ −１ 以下の速度で変形させることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、９７３Ｋ以上１０７３Ｋ以下の温度で変形させることを特徴とする。
本発明によれば、チタン合金に水素を吸蔵させてマルテンサイト化し、熱間圧延することにより、結晶粒を微細化して、超塑性特性を付与できる。これにより、チタン合金の超塑性成形を可能とし、加工性を高めることができる。また、塑性形成によってチタン合金を材料とした様々な製品を製造可能できる。例えば、耐薬品性及び耐食性に優れ、軽量化が可能な輸送機器用部品、機械部品、衛生器具類を製造できる。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、初期ひずみ速度０．００５ｓ −１ 以上０．０５ｓ −１ 以下の速度で変形させることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、初期ひずみ速度０．０１ｓ −１ 以上０．０５ｓ −１ 以下の速度で変形させることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、９７３Ｋ以上１０７３Ｋ以下の温度で変形させることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記水素吸蔵工程において、前記水素雰囲気下で所定時間を経過させる工程は、前記不活性ガス雰囲気下から前記水素雰囲気下に切り替える加工温度と同じ温度で行われることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記水素吸蔵工程において、前記不活性ガス雰囲気下から前記水素雰囲気下に切り替える加工温度、及び、前記水素雰囲気下で所定時間を経過させる工程の温度のうち少なくともいずれかは、前記チタン合金のβ変態点以下の温度であること、を特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記チタン合金の前記脱水素工程後の結晶粒の平均粒径が３．０μｍ以下であることを特徴とする。
本発明によれば、熱間圧延を施して結晶粒の平均粒径が３．０μｍ以下となるように結晶を微細化するので、優れた超塑性特性を付与できる。このチタン合金を輸送機器用部品や機械部品として用いる場合、塑性形成により例えばタンクや圧力容器を製造できる。従って、耐薬品性及び耐食性に優れ、軽量化を実現可能な材料を提供できる。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記水素吸蔵工程において、前記不活性ガス雰囲気下から前記水素雰囲気下に切り替える加工温度、及び、前記水素雰囲気下で所定時間を経過させる工程の温度のうち少なくともいずれかは、前記チタン合金のβ変態点以下の温度であること、を特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記チタン合金の前記脱水素工程後の結晶粒の平均粒径が３．０μｍ以下であることを特徴とする。
本発明によれば、熱間圧延を施して結晶粒の平均粒径が３．０μｍ以下となるように結晶を微細化するので、優れた超塑性特性を付与できる。このチタン合金を輸送機器用部品や機械部品として用いる場合、塑性形成により例えばタンクや圧力容器を製造できる。従って、耐薬品性及び耐食性に優れ、軽量化を実現可能な材料を提供できる。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記チタン合金の前記脱水素工程後の結晶粒の最大粒径が３．０μｍ以下であることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記チタン合金の前記脱水素工程後の結晶粒の平均粒径が１．０μｍ以下であることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記チタン合金の前記脱水素工程後の結晶粒の平均粒径が１．０μｍ以下であることを特徴とする。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記溶体化工程は、大気中で前記チタン合金をβ変態点以上の温度に加熱し、前記β変態点以上の温度で所定時間以上保持する処理を含むことを特徴とする。
本発明によれば、水素を吸蔵したチタン合金において確実にマルテンサイト化を進行させることができる。また、大気中で加熱するためにチタン合金の表面に酸化皮膜が形成されるので、チタン合金に吸蔵された水素の放出を防ぎ、より確実にマルテンサイト化を進行させることができる。
本発明によれば、水素を吸蔵したチタン合金において確実にマルテンサイト化を進行させることができる。また、大気中で加熱するためにチタン合金の表面に酸化皮膜が形成されるので、チタン合金に吸蔵された水素の放出を防ぎ、より確実にマルテンサイト化を進行させることができる。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記熱間圧延工程は、大気中で前記チタン合金をβ変態点以下かつ常温以上の温度に加熱して、前記チタン合金を圧延し、前記チタン合金のマルテンサイトを粉砕して高密度転移領域を形成させ、水素化物を析出させる処理を含むことを特徴とする。
本発明によれば、マルテンサイト化したチタン合金の結晶をより確実に微細化できる。また、大気中で熱間圧延を行うためチタン合金に吸蔵された水素の放出を防ぐことができる。
本発明によれば、マルテンサイト化したチタン合金の結晶をより確実に微細化できる。また、大気中で熱間圧延を行うためチタン合金に吸蔵された水素の放出を防ぐことができる。
また、本発明は、上記チタン合金の製造方法において、前記脱水素工程は、前記熱間圧延工程で処理された後の前記チタン合金表面の酸化被膜を除去する処理と、酸化皮膜を除去された前記チタン合金を真空中で少なくとも８２３Ｋ（５５０℃）以上９７３Ｋ（７００℃）以下の範囲に設定された加工温度以上に加熱して、所定時間保持する処理と、を含むことを特徴とする。
本発明によれば、チタン合金から水素を除去して、確実に再結晶粒を形成させることにより、超塑性特性を有するチタン合金を得ることができる。
本発明によれば、チタン合金から水素を除去して、確実に再結晶粒を形成させることにより、超塑性特性を有するチタン合金を得ることができる。
また、本発明は、上記チタン合金の加工方法において、前記チタン合金を８５０Ｋ以上１１５０Ｋ以下の温度で変形させることを特徴とする。
本発明によれば、高い伸び率で塑性成形を施すことができる。
本発明によれば、高い伸び率で塑性成形を施すことができる。
本発明によれば、チタン合金の結晶粒を小さくすることにより超塑性特性を発現させることができ、超塑性成形を可能とする。これにより、α＋β型のチタン合金の加工性を大幅に高めることができる。
また、チタン合金の超塑性特性をより一層高めることができる。
また、比強度が高く耐食性に優れた材料として広く利用されているチタン合金を処理して、超塑性特性を発現させることにより、汎用的なチタン合金による超塑性成形を実現できる。
また、チタン合金の結晶粒を微細化して、超塑性特性を付与できる。これにより、チタン合金の超塑性成形を可能とし、加工性を高めることができる。
また、チタン合金に優れた超塑性特性を付与できる。このチタン合金を輸送機器用部品や機械部品として用いる場合、塑性形成により例えばタンクや圧力容器を製造できる。従って、耐薬品性及び耐食性に優れ、軽量化を実現可能な材料を提供できる。
また、水素吸蔵工程で吸蔵される水素量を適切にコントロールすることが可能となり、安定した品質のチタン合金を得ることが可能である。
また、チタン合金の超塑性特性をより一層高めることができる。
また、比強度が高く耐食性に優れた材料として広く利用されているチタン合金を処理して、超塑性特性を発現させることにより、汎用的なチタン合金による超塑性成形を実現できる。
また、チタン合金の結晶粒を微細化して、超塑性特性を付与できる。これにより、チタン合金の超塑性成形を可能とし、加工性を高めることができる。
また、チタン合金に優れた超塑性特性を付与できる。このチタン合金を輸送機器用部品や機械部品として用いる場合、塑性形成により例えばタンクや圧力容器を製造できる。従って、耐薬品性及び耐食性に優れ、軽量化を実現可能な材料を提供できる。
また、水素吸蔵工程で吸蔵される水素量を適切にコントロールすることが可能となり、安定した品質のチタン合金を得ることが可能である。
また、本発明によれば、水素を吸蔵したチタン合金において確実にマルテンサイト化を進行させることができる。また、大気中で加熱するためにチタン合金の表面に酸化皮膜が形成されるので、チタン合金に吸蔵された水素の放出を防ぎ、より確実にマルテンサイト化を進行させることができる。
また、マルテンサイト化したチタン合金の結晶をより確実に微細化できる。また、大気中で熱間圧延を行うためチタン合金に吸蔵された水素の放出を防ぐことができる。
また、チタン合金から水素を除去して、確実に再結晶粒を形成させることにより、超塑性特性を有するチタン合金を得ることができる。
また、塑性形成によってチタン合金を材料とした様々な製品を製造可能できる。例えば、耐薬品性及び耐食性に優れ、軽量化が可能な輸送機器用部品、機械部品、衛生器具類を製造できる。
また、高い伸び率で塑性成形を施すことができる。
また、マルテンサイト化したチタン合金の結晶をより確実に微細化できる。また、大気中で熱間圧延を行うためチタン合金に吸蔵された水素の放出を防ぐことができる。
また、チタン合金から水素を除去して、確実に再結晶粒を形成させることにより、超塑性特性を有するチタン合金を得ることができる。
また、塑性形成によってチタン合金を材料とした様々な製品を製造可能できる。例えば、耐薬品性及び耐食性に優れ、軽量化が可能な輸送機器用部品、機械部品、衛生器具類を製造できる。
また、高い伸び率で塑性成形を施すことができる。
以下、本発明を適用した実施形態について説明する。
発明者らは、チタン合金の塑性加工を可能とするため、チタン合金の結晶粒を微細化することに着目した。結晶粒が微細化されたチタン合金は、一般的に知られる純チタンやチタン合金に比べて、後述するように極めて高い塑性加工性（超塑性加工性）を有し、例えばプレス加工により様々な形状に成形できる。また、チタン合金に特有の、比強度が高く耐食性に優れるといった有利な特性は、結晶粒を微細化しても維持されるので、二輪車や四輪車等の車両用の部品、航空・宇宙分野で使用される部品、医療用の素材等として有用である。
結晶粒が微細化されたチタン合金の好ましいものとして、水素を吸蔵させる水素吸蔵工程と、水素吸蔵工程で水素を吸蔵したチタン合金を加熱する溶体化工程と、チタン合金を冷却してマルテンサイト変態させる冷却工程と、マルテンサイト変態したチタン合金を所定の変態点以下の温度に加熱して圧延する熱間圧延工程と、圧延されたチタン合金から脱水素する脱水素工程と、を含む処理を施して超塑性特性を付与したチタン合金が挙げられる。
このチタン合金は、原料であるチタン合金に水素を吸蔵させてマルテンサイト化し、熱間圧延することにより、結晶粒が効果的に微細化される。
発明者らは、チタン合金の塑性加工を可能とするため、チタン合金の結晶粒を微細化することに着目した。結晶粒が微細化されたチタン合金は、一般的に知られる純チタンやチタン合金に比べて、後述するように極めて高い塑性加工性（超塑性加工性）を有し、例えばプレス加工により様々な形状に成形できる。また、チタン合金に特有の、比強度が高く耐食性に優れるといった有利な特性は、結晶粒を微細化しても維持されるので、二輪車や四輪車等の車両用の部品、航空・宇宙分野で使用される部品、医療用の素材等として有用である。
結晶粒が微細化されたチタン合金の好ましいものとして、水素を吸蔵させる水素吸蔵工程と、水素吸蔵工程で水素を吸蔵したチタン合金を加熱する溶体化工程と、チタン合金を冷却してマルテンサイト変態させる冷却工程と、マルテンサイト変態したチタン合金を所定の変態点以下の温度に加熱して圧延する熱間圧延工程と、圧延されたチタン合金から脱水素する脱水素工程と、を含む処理を施して超塑性特性を付与したチタン合金が挙げられる。
このチタン合金は、原料であるチタン合金に水素を吸蔵させてマルテンサイト化し、熱間圧延することにより、結晶粒が効果的に微細化される。
また、水素吸蔵工程では、不活性ガス雰囲気下においてチタン合金を加熱する工程と、８２３Ｋ（５５０℃）以上１０２３Ｋ（９５０℃）以下の温度範囲に設定された加工温度に達してから、上記チタン合金を不活性ガス雰囲気下から水素雰囲気下に置く工程と、上記温度範囲において水素雰囲気下で所定時間を経過させる工程と、上記チタン合金を水素雰囲気下から不活性ガス雰囲気下に置く工程と、チタン合金を冷却する工程とを含む処理を含むことが好ましい。
より好ましくは、不活性ガス気流下においてチタン合金を加熱する工程と、８２３Ｋ以上１０２３Ｋ以下の温度範囲に設定された加工温度に達してから不活性ガス気流を水素ガス気流に切り替える工程と、上記温度範囲において設定された温度で、水素ガス気流下で所定時間を経過させる工程と、水素ガス気流を不活性ガス気流に切り替える工程と、チタン合金を冷却する工程とを含む処理を行う。さらに、水素ガス気流下で所定時間を経過させることによりチタン合金に水素を吸蔵させる工程は、８２３Ｋ以上１０２３Ｋ以下の範囲に設定された温度で行われる。この工程の温度は、不活性ガス気流を水素ガス気流に切り替える加工温度と同一であってもよいし、異なる温度であってもよい。
この水素吸蔵工程の後、いったんチタン合金を室温まで放冷（空冷）すると、より好ましい。
また、吸蔵させる水素量は、０．１重量％以上０．５重量％以下とすることが好ましく、０．３重量％とすることがより好ましい。
水素吸蔵工程で用いる不活性ガスは、アルゴン、ヘリウム、窒素等を用いることができる。不活性ガス気流の圧力は、例えば０．００５ＭＰａとすることができ、水素ガス気流の圧力は、例えば０．００５ＭＰａとすることができる。
より好ましくは、不活性ガス気流下においてチタン合金を加熱する工程と、８２３Ｋ以上１０２３Ｋ以下の温度範囲に設定された加工温度に達してから不活性ガス気流を水素ガス気流に切り替える工程と、上記温度範囲において設定された温度で、水素ガス気流下で所定時間を経過させる工程と、水素ガス気流を不活性ガス気流に切り替える工程と、チタン合金を冷却する工程とを含む処理を行う。さらに、水素ガス気流下で所定時間を経過させることによりチタン合金に水素を吸蔵させる工程は、８２３Ｋ以上１０２３Ｋ以下の範囲に設定された温度で行われる。この工程の温度は、不活性ガス気流を水素ガス気流に切り替える加工温度と同一であってもよいし、異なる温度であってもよい。
この水素吸蔵工程の後、いったんチタン合金を室温まで放冷（空冷）すると、より好ましい。
また、吸蔵させる水素量は、０．１重量％以上０．５重量％以下とすることが好ましく、０．３重量％とすることがより好ましい。
水素吸蔵工程で用いる不活性ガスは、アルゴン、ヘリウム、窒素等を用いることができる。不活性ガス気流の圧力は、例えば０．００５ＭＰａとすることができ、水素ガス気流の圧力は、例えば０．００５ＭＰａとすることができる。
このように、チタン合金を、８２３Ｋ以上１０２３Ｋ以下の範囲に設定された温度で、不活性ガス雰囲気下から水素雰囲気下に置くことで、チタン合金に水素を確実に、かつ十分に吸蔵させることが可能である。また、原料のチタン合金を不活性ガス気流下で加熱することにより、確実に水素が吸蔵される温度に達してからチタン合金を水素に晒すことになるので、不確実な水素吸蔵の発生を防止し、チタン合金に吸蔵される水素の量を確実に、適切な量に制御できる。また、不活性ガス気流と水素ガス気流とを切り換えることで、水素吸蔵の開始および終了を容易に制御できる。これにより、安定した品質のチタン合金を得ることが可能である。
さらに、チタン合金を不活性ガス雰囲気下から水素雰囲気下に置く際の温度、及び、水素雰囲気下で所定時間を経過させる温度は、上記チタン合金のβ変態点以下とすることが、より好ましい。この場合、チタン合金に水素を吸蔵させる間の溶体化の進行が促進されない。このため、チタン合金のマルテンサイト化を確実にコントロールできる。この温度のさらに好ましい例は、水素の吸蔵の速度及び効率が高まることから１０７３Ｋ（８００℃）以上であり、最も好ましい温度としては１０７３Ｋが挙げられる。
さらに、チタン合金を不活性ガス雰囲気下から水素雰囲気下に置く際の温度、及び、水素雰囲気下で所定時間を経過させる温度は、上記チタン合金のβ変態点以下とすることが、より好ましい。この場合、チタン合金に水素を吸蔵させる間の溶体化の進行が促進されない。このため、チタン合金のマルテンサイト化を確実にコントロールできる。この温度のさらに好ましい例は、水素の吸蔵の速度及び効率が高まることから１０７３Ｋ（８００℃）以上であり、最も好ましい温度としては１０７３Ｋが挙げられる。
溶体化工程では、大気中でチタン合金をβ変態点以上の温度に加熱し、β変態点以上の温度で所定時間以上保持する処理を含むことが好ましい。水素を吸蔵したチタン合金をβ変態点以上の温度で保持することにより、確実に、かつ十分にマルテンサイト化を進行させることができる。また、溶体化工程では大気中においてチタン合金を加熱するので、チタン合金の表面に酸化皮膜が形成される。このため、溶体化工程でチタン合金に吸蔵された水素の放出を防ぎ、より確実にマルテンサイト化を進行させることができる。溶体化工程の後、チタン合金を、空冷または水冷によりいったん室温まで冷却すると、より好ましい。
熱間圧延工程では、大気中でチタン合金をβ変態点以下かつ常温以上の温度に加熱して、チタン合金を圧延し、チタン合金のマルテンサイトを粉砕して高密度転移領域を形成させ、水素化物を析出させる処理を含むことが好ましい。この熱間圧延工程では、溶体化工程においてマルテンサイト化したチタン合金の結晶をより確実に微細化できる。また、大気中で熱間圧延を行うため、チタン合金の表面の酸化皮膜が維持される。このため、チタン合金に吸蔵された水素の放出を防いで、結晶粒を微細化できる。熱間圧延工程の温度条件は、より好ましくは、７７３Ｋ（５００℃）以上９２３Ｋ（６５０℃）以下である。７７３Ｋ未満の温度では圧下率を高めることが困難であり、７７３Ｋ以上とすることで、例えば圧下率を８０％以上とすることができ、結晶粒をより微細にすることが可能となる。また、９２３Ｋ以下とすることで、結晶粒の粗大化を防ぐことができる。
熱間圧延工程の後、チタン合金を、空冷によりいったん室温まで冷却すると、より好ましい。
熱間圧延工程の後、チタン合金を、空冷によりいったん室温まで冷却すると、より好ましい。
脱水素工程では、熱間圧延工程で処理された後のチタン合金表面の酸化被膜を除去する処理と、酸化皮膜を除去されたチタン合金を真空中で少なくとも８２３Ｋ（５５０℃）以上９７３Ｋ（７００℃）以下の範囲に設定された加工温度以上に加熱して、所定時間保持する処理を含むことが好ましい。この処理により、チタン合金から水素を除去して、確実に再結晶粒を形成させることができる。また、脱水素工程の温度条件を９７３Ｋ以下とすることで、結晶粒の粗大化を防止できる。さらに、脱水素工程の温度条件を８７３Ｋ以上とすれば、チタン合金からより確実に水素を除去することができるので、最も好ましい。脱水素工程では、チタン合金を上記温度に所定時間保持した後、８７３Ｋ未満の温度まで、より好ましくは室温まで、真空の炉内で放冷する。
上記の処理により結晶粒を微細化したチタン合金を得るための材料としては、チタン合金としてα＋β型またはニアーα＋β型のチタン合金が挙げられる。
より具体的には、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ＪＩＳ６０種、ＪＩＳ６０Ｅ種及び同組成の他の合金を含む）、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ（ＡＭＳ４９１８，ＡＭＳ４９３６，ＡＭＳ４９３７，ＡＭＳ４９７１，ＡＭＳ４９７８，ＡＭＳ４９７９及び同組成の他の合金を含む）、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ合金（ＡＭＳ４９８１及び同組成の他の合金を含む）、及び、Ｔｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ（ＡＭＳ４９６４及び同組成の他の合金を含む）の中から選択されたチタン合金を処理して、結晶粒が微細化された上記チタン合金を得ることができる。
これらのα＋β型またはニアーα＋β型のチタン合金は、上記の熱間圧延工程において、圧下率を８０％以上とすることが可能である。この高い圧下率で圧延することによって、結晶粒をより微細にすることが可能になる。
より具体的には、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ＪＩＳ６０種、ＪＩＳ６０Ｅ種及び同組成の他の合金を含む）、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ（ＡＭＳ４９１８，ＡＭＳ４９３６，ＡＭＳ４９３７，ＡＭＳ４９７１，ＡＭＳ４９７８，ＡＭＳ４９７９及び同組成の他の合金を含む）、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ合金（ＡＭＳ４９８１及び同組成の他の合金を含む）、及び、Ｔｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ（ＡＭＳ４９６４及び同組成の他の合金を含む）の中から選択されたチタン合金を処理して、結晶粒が微細化された上記チタン合金を得ることができる。
これらのα＋β型またはニアーα＋β型のチタン合金は、上記の熱間圧延工程において、圧下率を８０％以上とすることが可能である。この高い圧下率で圧延することによって、結晶粒をより微細にすることが可能になる。
そして、脱水素工程後の結晶粒の平均粒径が３．０μｍ以下であることが好ましく、結晶粒の最大粒径が３．０μｍ以下であることがより好ましく、結晶粒の平均粒径が１．０μｍ以下であることが最も好ましい。
図１は、本発明を適用したチタン合金の例について、結晶状態を示すＴＥＭ（Transmission Electron Microscope）写真である。図１に示すチタン合金は、α＋β型のチタン合金の一例としてＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金を用い、後述する実施例１の処理により得られたものである。
図１に示すチタン合金の結晶粒は、図中のスケールと比較して明らかなように、多くの結晶粒の粒径は０．３〜０．５μｍ程度であり、大きいもので粒径が１μｍ程度である。平均粒径は１．０μｍ以下である。
図１に示すチタン合金の結晶粒は、図中のスケールと比較して明らかなように、多くの結晶粒の粒径は０．３〜０．５μｍ程度であり、大きいもので粒径が１μｍ程度である。平均粒径は１．０μｍ以下である。
図２は、本発明を適用したチタン合金の別の例について、結晶状態を示すＴＥＭ写真である。図２に示すチタン合金は、α＋β型のチタン合金の一例としてＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金を用い、後述する実施例２の処理により得られたものである。
図２に示すチタン合金の結晶粒は、図中のスケールと比較して明らかなように、多くの結晶粒の粒径は０．３〜０．５μｍ程度であり、大きいものであっても粒径が１μｍ未満である。
図２に示すチタン合金の結晶粒は、図中のスケールと比較して明らかなように、多くの結晶粒の粒径は０．３〜０．５μｍ程度であり、大きいものであっても粒径が１μｍ未満である。
Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金やＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金等のチタン合金を単に圧延しただけでは、平均粒径が１．０μｍとなるまで結晶粒を微細化することはできない。
例えば、比較例１で得られたＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金は、大気中において温度９２３Ｋ（６５０℃）、圧下率８０％で熱間圧延加工を行った後で、ＴＥＭ写真に基づく目視により計測した結晶粒の平均粒径は、約１０μｍであった。同様に、比較例２で得られたＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金は、実施例３と同様の熱間圧延加工を行った後で、ＴＥＭ写真に基づく目視により計測した結晶粒の平均粒径は、約１０μｍであった。
従って、図１及び図２に示したような結晶粒の微細化は、α＋β型及びニアーα＋β型のチタン合金に本発明に係る処理を施した場合に可能となる。
例えば、比較例１で得られたＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金は、大気中において温度９２３Ｋ（６５０℃）、圧下率８０％で熱間圧延加工を行った後で、ＴＥＭ写真に基づく目視により計測した結晶粒の平均粒径は、約１０μｍであった。同様に、比較例２で得られたＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金は、実施例３と同様の熱間圧延加工を行った後で、ＴＥＭ写真に基づく目視により計測した結晶粒の平均粒径は、約１０μｍであった。
従って、図１及び図２に示したような結晶粒の微細化は、α＋β型及びニアーα＋β型のチタン合金に本発明に係る処理を施した場合に可能となる。
図３は、チタン合金の特性を示す図表であり、縦軸を公称応力δ［ＭＰａ］、横軸を公称ひずみεとした応力−ひずみ線図である。図３中の（１）及び（２）は実施例１で得られたチタン合金の特性を示し、（１）は結晶粒の平均粒径が０．４０μｍのチタン合金であり、（２）は結晶粒の平均粒径が２．１μｍのチタン合金である。この図４の応力−ひずみ線図は後述する実施例３により得られたものである。
（１）及び（２）はいずれもＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金であるが、上述したように結晶粒の粒径が異なっており、（１）は微細粒、（２）は粗粒ということができる。（１）に示すチタン合金の降伏点は（２）に示すチタン合金に比べて有意に高いが、（１）及び（２）ともに１０００ＭＰａを超えている。
（１）及び（２）はいずれもＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金であるが、上述したように結晶粒の粒径が異なっており、（１）は微細粒、（２）は粗粒ということができる。（１）に示すチタン合金の降伏点は（２）に示すチタン合金に比べて有意に高いが、（１）及び（２）ともに１０００ＭＰａを超えている。
図４も同様に、チタン合金の特性を示す図表であり、縦軸を公称応力δ［ＭＰａ］、横軸を公称ひずみεとした応力−ひずみ線図である。図４中の（１）及び（２）は実施例２で得られたチタン合金の特性を示し、（１）は結晶粒の平均粒径が０．２６μｍのチタン合金であり、（２）は結晶粒の平均粒径が０．５８μｍのチタン合金である。この図４の応力−ひずみ線図は後述する実施例４により得られたものである。
（１）及び（２）はいずれもＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金であるが、上述したように結晶粒の粒径が異なっており、（１）は微細粒、（２）は粗粒ということができる。（１）に示すチタン合金の降伏点は（２）に示すチタン合金に比べて有意に高いが、（１）及び（２）ともに１０００ＭＰａを超えている。
（１）及び（２）はいずれもＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金であるが、上述したように結晶粒の粒径が異なっており、（１）は微細粒、（２）は粗粒ということができる。（１）に示すチタン合金の降伏点は（２）に示すチタン合金に比べて有意に高いが、（１）及び（２）ともに１０００ＭＰａを超えている。
図３及び図４から明らかなように、α＋β型チタン合金に対し、上述した水素吸蔵工程、溶体化工程と、冷却工程、熱間圧延工程、及び脱水素工程を含む処理を施して得られたチタン合金は、粒径が異なっていても、当該処理を施していない一般的なα＋β型チタン合金と同等以上の比強度を有する。つまり、上記処理による比強度の低下はなく、後述するように超塑性特性が付与されたことにより、材料としての有用性が高められたといえる。
図５及び図６は、チタン合金の結晶粒径と降伏強度との相関を示す図表であり、縦軸を降伏強度δy［ＭＰａ］とし、横軸を結晶粒径ｄ-1/2［μｍ-1/2］としている。図５は実施例１と同様の操作により得られるＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金の平均粒径と降伏強度とをプロットしたものである。この降伏強度は、実施例５と同様の操作により計測された。結晶粒径は、熱間圧延工程における圧下率を調整することにより変化させることができる。また、図６は、実施例２と同様の操作により得られるＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金の平均粒径と、実施例５と同様の操作により計測される降伏強度とをプロットしたものである。
図５にはＡ（平均粒径０．４０μｍ）、Ｂ（平均粒径０．７０μｍ）、Ｃ（平均粒径１．０μｍ）、Ｄ（平均粒径１．２μｍ）、及びＥ（平均粒径２．１μｍ）の各粒径について降伏強度をプロットした。降伏強度δｙの近似曲線は、δy＝２２７．６９・ｄ-1/2＋９１５ であった。
また、図６にはＡ（平均粒径０．２６μｍ）、Ｂ（平均粒径０．５８μｍ）、Ｃ（平均粒径０．８７μｍ）、Ｄ（平均粒径１．９μｍ）、及びＥ（平均粒径２．５μｍ）の各粒径について降伏強度をプロットした。降伏強度δｙの近似曲線は、δy＝２１０ｄ-1/2＋７９３ であった。
また、図６にはＡ（平均粒径０．２６μｍ）、Ｂ（平均粒径０．５８μｍ）、Ｃ（平均粒径０．８７μｍ）、Ｄ（平均粒径１．９μｍ）、及びＥ（平均粒径２．５μｍ）の各粒径について降伏強度をプロットした。降伏強度δｙの近似曲線は、δy＝２１０ｄ-1/2＋７９３ であった。
図５及び図６に明らかなように、チタン合金の結晶粒径が微細化するほど、降伏強度が高くなる傾向にある。図３及び図４に示した各例が、いずれも結晶粒の平均粒径が１．０μｍ未満であったことから、結晶粒の粒径を小さくするほど比強度が高い材料を得ることができ、好ましい範囲は平均粒径が１．０μｍ以下であるということができる。
続いて、上記のチタン合金の超塑性成形について説明する。
本発明に係るチタン合金の加工方法では、α＋β型またはニアーα＋β型のチタン合金を、初期ひずみ速度１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下の速度で変形させる。
さらに、チタン合金を８５０Ｋ以上１１５０Ｋ以下の温度で変形させてもよい。
この加工方法を用いれば、チタン合金の超塑性特性を生かして、伸びが２０００％程度、またはそれ以上となる超塑性加工を行い、様々な形状に加工できる。
本発明に係るチタン合金の加工方法では、α＋β型またはニアーα＋β型のチタン合金を、初期ひずみ速度１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下の速度で変形させる。
さらに、チタン合金を８５０Ｋ以上１１５０Ｋ以下の温度で変形させてもよい。
この加工方法を用いれば、チタン合金の超塑性特性を生かして、伸びが２０００％程度、またはそれ以上となる超塑性加工を行い、様々な形状に加工できる。
図７〜図１２は、チタン合金の引張試験における初期ひずみ速度［ｓ-1］と伸び［％］または変形応力［ＭＰａ］との相関を温度別に示す図表である。また、図１３及び図１４は、伸びと変形応力に対する温度の影響を示す図表である。これら図７〜図１４では、実施例１により得られた試験片の結果を（１）、比較例１の試験片の結果を（２）として示す。
図７には、温度を９７３Ｋ（７００℃）とした場合の初期ひずみ速度と伸びとの相関を示し、図８には温度を９７３Ｋとした場合の初期ひずみ速度と変形応力との相関を示す。
（１）に示す実施例１の試験片は、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下の範囲において２０００％以上の伸びを示し、特に初期ひずみ速度が１０-2ｓ-1の場合には６０００％以上の高い伸びを示した。変形応力は初期ひずみ速度が早いほど高い傾向にあるが、初期ひずみ速度が１０-1ｓ-1の場合であっても１５１ＭＰａに止まる。従って、初期ひずみ速度を１０-1ｓ-1に高速化しても、容易に超塑性加工を行えることが明らかになった。また、（２）に示す比較例１の試験片も、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-2ｓ-1の範囲においては２０００％以上の高い伸びを示し、この範囲における変形応力は低いといえる。
（１）に示す実施例１の試験片は、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下の範囲において２０００％以上の伸びを示し、特に初期ひずみ速度が１０-2ｓ-1の場合には６０００％以上の高い伸びを示した。変形応力は初期ひずみ速度が早いほど高い傾向にあるが、初期ひずみ速度が１０-1ｓ-1の場合であっても１５１ＭＰａに止まる。従って、初期ひずみ速度を１０-1ｓ-1に高速化しても、容易に超塑性加工を行えることが明らかになった。また、（２）に示す比較例１の試験片も、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-2ｓ-1の範囲においては２０００％以上の高い伸びを示し、この範囲における変形応力は低いといえる。
図９には、温度を１０２３Ｋ（７５０℃）とした場合の初期ひずみ速度と伸びとの相関を示し、図１０には温度を１０２３Ｋとした場合の初期ひずみ速度と変形応力との相関を示す。
（１）に示す実施例１の試験片は、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下の範囲においてほぼ２０００％以上の伸びを示し、特に初期ひずみ速度が１０-2ｓ-1の場合には８０００％以上の極めて高い伸びを示した。変形応力は初期ひずみ速度が早いほど高い傾向にあるが、初期ひずみ速度が１０-1ｓ-1の場合であっても１０８ＭＰａに止まり、容易に超塑性加工を行えることが明らかになった。また、（２）に示す比較例１の試験片も、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-2ｓ-1の範囲においては２０００％以上の高い伸びを示し、この範囲における変形応力は低いといえる。
（１）に示す実施例１の試験片は、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下の範囲においてほぼ２０００％以上の伸びを示し、特に初期ひずみ速度が１０-2ｓ-1の場合には８０００％以上の極めて高い伸びを示した。変形応力は初期ひずみ速度が早いほど高い傾向にあるが、初期ひずみ速度が１０-1ｓ-1の場合であっても１０８ＭＰａに止まり、容易に超塑性加工を行えることが明らかになった。また、（２）に示す比較例１の試験片も、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-2ｓ-1の範囲においては２０００％以上の高い伸びを示し、この範囲における変形応力は低いといえる。
図１１には、温度を１０７３Ｋ（８００℃）とした場合の初期ひずみ速度と伸びとの相関を示し、図１２には温度を１０７３Ｋとした場合の初期ひずみ速度と変形応力との相関を示す。
（１）に示す実施例１の試験片は、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下の範囲においてほぼ２０００％以上の伸びを示し、特に初期ひずみ速度が１０-2ｓ-1の場合には６０００％以上の極めて高い伸びを示した。変形応力は初期ひずみ速度が早いほど高い傾向にあるが、初期ひずみ速度が１０-1ｓ-1であっても８４．２ＭＰａに止まり、容易に超塑性加工を行えることが明らかになった。また、（２）に示す比較例１の試験片も、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-2ｓ-1の範囲においては２０００％以上の高い伸びを示し、この範囲における変形応力は低いといえる。
上記の結果をまとめて表１に示す。表中、初期ひずみ速度の単位は［ｓ-1］、伸びの単位は［％］、変形応力の単位は［ＭＰａ］である。
（１）に示す実施例１の試験片は、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下の範囲においてほぼ２０００％以上の伸びを示し、特に初期ひずみ速度が１０-2ｓ-1の場合には６０００％以上の極めて高い伸びを示した。変形応力は初期ひずみ速度が早いほど高い傾向にあるが、初期ひずみ速度が１０-1ｓ-1であっても８４．２ＭＰａに止まり、容易に超塑性加工を行えることが明らかになった。また、（２）に示す比較例１の試験片も、初期ひずみ速度が１０-3ｓ-1以上１０-2ｓ-1の範囲においては２０００％以上の高い伸びを示し、この範囲における変形応力は低いといえる。
上記の結果をまとめて表１に示す。表中、初期ひずみ速度の単位は［ｓ-1］、伸びの単位は［％］、変形応力の単位は［ＭＰａ］である。
表１中の「微細粒チタン合金」は、実施例１で得られた試験片を指し、図中の（１）に対応する。「粗粒チタン合金」は、比較例１で得られた試験片を指し、図中の（２）に対応する。
この表１に明らかなように、実施例１で得られた試験片はほぼ全ての条件で２０００％以上の高い伸びを示し、ひずみ速度感受性指数（ｍ値）は超塑性の基準とされる０．３を大きく超える値となっており、超塑性特性が現れている。
また、比較例１で得られた粗粒チタン合金についても、初期ひずみ速度が１０-3以上１０-1以下の範囲においては１０００％を超える伸びを示し、ひずみ速度感受性指数（ｍ値）が０．３を大きく超える値となっている。従って、粗粒チタン合金を加工した場合にも超塑性特性が得られたといえる。
この表１に明らかなように、実施例１で得られた試験片はほぼ全ての条件で２０００％以上の高い伸びを示し、ひずみ速度感受性指数（ｍ値）は超塑性の基準とされる０．３を大きく超える値となっており、超塑性特性が現れている。
また、比較例１で得られた粗粒チタン合金についても、初期ひずみ速度が１０-3以上１０-1以下の範囲においては１０００％を超える伸びを示し、ひずみ速度感受性指数（ｍ値）が０．３を大きく超える値となっている。従って、粗粒チタン合金を加工した場合にも超塑性特性が得られたといえる。
また、図１３に示すように、（１）の実施例１の試験片はほぼ８５０Ｋから１１５０Ｋの範囲において概ね２０００％以上の伸びを示している。特に、９２３Ｋ以上１１００Ｋ以下の範囲においては４０００％以上の伸びを示しており、９５０Ｋ以上１０７３Ｋ以下の範囲では６０００％以上の高い伸びを示している。（２）に示す比較例１の試験片も、９４０Ｋ以上では２０００％以上の伸びを示し、１０００Ｋ以上１１００Ｋ以下の範囲では４０００％以上の高い伸びを示している。
図１４に示すように、変形応力は温度が高いほど低下する傾向を示したが、最も低い試験条件である８７３Ｋにおいて、比較例１の試験片の変形応力は４００未満である。従って、変形応力は図１４に示す全温度体で良好であった。
図１３及び図１４に示した結果を表２にまとめて示す。
図１３及び図１４に示した結果を表２にまとめて示す。
従来知られている、いわゆる超塑性加工は伸びが５００％〜１０００％程度である。表１及び表２に示した結果のうち、２０００％程度の伸びが得られたケースは、明らかに従来技術と比較して優れている。従って、２０００％以上の伸びが得られた加工条件は、好ましい条件ということができる。
さらに、市販されているα＋β型チタン合金の伸びは最大で２５００％程度であることが知られているので、これを超える伸び、例えば４０００％以上の伸びが得られた加工条件は、より好ましい条件といえる。さらに、６０００％以上の優れた伸びが得られた加工条件を、最も好ましい条件ということができる。
さらに、市販されているα＋β型チタン合金の伸びは最大で２５００％程度であることが知られているので、これを超える伸び、例えば４０００％以上の伸びが得られた加工条件は、より好ましい条件といえる。さらに、６０００％以上の優れた伸びが得られた加工条件を、最も好ましい条件ということができる。
この観点から、図７〜図１２及び表１に示した結果から、初期ひずみ速度を１０-3ｓ-1以上１０-1ｓ-1以下とすれば、実施例１の試験片においてほぼ２０００％またはそれ以上の伸びが得られ、比較例１の試験片によっても高い伸びが得られたことから、好ましい条件であるといえる。
また、初期ひずみ速度を１０-3ｓ-1以上１０-2ｓ-1以下とすれば、実施例１の試験片においてほぼ４０００％またはそれ以上の伸びを示し、比較例１の試験片においても３０００％以上の伸びが得られたため、より好ましい条件であるといえる。
さらに、初期ひずみ速度を５×１０-3ｓ-1以上１×１０-2ｓ-1以下とすれば、実施例１の試験片は６０００％以上の高い伸びを得ることができるので、最も好ましい条件ということができる。
また、初期ひずみ速度を１０-3ｓ-1以上１０-2ｓ-1以下とすれば、実施例１の試験片においてほぼ４０００％またはそれ以上の伸びを示し、比較例１の試験片においても３０００％以上の伸びが得られたため、より好ましい条件であるといえる。
さらに、初期ひずみ速度を５×１０-3ｓ-1以上１×１０-2ｓ-1以下とすれば、実施例１の試験片は６０００％以上の高い伸びを得ることができるので、最も好ましい条件ということができる。
図１３及び図１４と表２に示した結果から、超塑性加工の温度条件は、８５０Ｋ以上１１５０Ｋ以下とすれば、実施例１の試験片により２０００％以上の伸びを得られるので好ましい。
また、温度を９２３Ｋ以上１１００Ｋ以下とすれば、実施例１の試験片において４０００％以上の伸びが得られたことから、より好ましい。９４０Ｋ以上とすれば比較例１の試験片においても２０００％以上の伸びが得られたことから、さらに好ましい。
そして、温度条件を９５０Ｋ以上１０７３Ｋ以下とすれば、実施例１の試験片において６０００％以上の高い伸びが得られたことから、最も好ましい。
また、温度条件を９２３Ｋ以上とした場合には、変形応力が実施例１の試験片において９０ＭＰａ以下、比較例１の試験片において２００ＭＰａ以下となるため、加工容易性の面でも好ましい。
また、温度を９２３Ｋ以上１１００Ｋ以下とすれば、実施例１の試験片において４０００％以上の伸びが得られたことから、より好ましい。９４０Ｋ以上とすれば比較例１の試験片においても２０００％以上の伸びが得られたことから、さらに好ましい。
そして、温度条件を９５０Ｋ以上１０７３Ｋ以下とすれば、実施例１の試験片において６０００％以上の高い伸びが得られたことから、最も好ましい。
また、温度条件を９２３Ｋ以上とした場合には、変形応力が実施例１の試験片において９０ＭＰａ以下、比較例１の試験片において２００ＭＰａ以下となるため、加工容易性の面でも好ましい。
このように、本発明を適用した実施形態によれば、α＋β型またはニアーα＋β型のチタン合金に超塑性特性を与えることができ、比強度と耐食性とともに加工性に優れたチタン合金、及びその加工方法を提供できる。
なお、上記実施形態は本発明を適用した一例に過ぎず、例えば、チタン合金としてはα＋β型またはニアーα＋β型のチタン合金を用いることが可能である。また、引張試験の温度条件等も上記に示したものはあくまで一例であって、本発明を限定するものではない。
なお、上記実施形態は本発明を適用した一例に過ぎず、例えば、チタン合金としてはα＋β型またはニアーα＋β型のチタン合金を用いることが可能である。また、引張試験の温度条件等も上記に示したものはあくまで一例であって、本発明を限定するものではない。
以下に本発明に係る実施例を説明するが、本発明は実施例の構成に限定されない。
実施例１：チタン合金の水素処理
α＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金の試験片（１２．５ｍｍ×２５ｍｍ×５０ｍｍの直方体）に対し、（１）水素吸蔵工程、（２）溶体化工程、（３）熱間圧延工程、（４）脱水素工程の処理を施した。
（１）水素吸蔵工程
チタン合金の試験片をアルゴンガス気流（圧力：０．００５ＭＰａ）中で室温から加熱した。温度が１０７３Ｋに達した後に、アルゴンガス気流を水素ガス気流（０．００５ＭＰａ）に切り換えて、５分間保持した。その後、水素ガス気流を再びアルゴンガス気流（圧力：０．００５ＭＰａ）に切り換えて、室温まで冷却した。この結果、試験片の０．３重量％の水素を吸蔵した水素吸蔵チタン合金を得た。
（２）溶体化工程
水素吸蔵工程（１）で得た水素吸蔵チタン合金の試験片を、大気中で１２７３Ｋ（１０００℃）に加熱して３０分間保持し、その後、室温まで水冷した。
（３）熱間圧延工程
溶体化工程（２）後の試験片に対し、大気中において、温度９２３Ｋ（６５０℃）、圧下率８０％で熱間圧延加工を行った。加工後の試験片は室温まで放冷した。
（４）脱水素工程
熱間圧延工程（３）で処理された試験片を真空中で加熱し、８７３Ｋ（６００℃）で２時間保持した。その後、加熱を停止して炉内で放冷した。
α＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金の試験片（１２．５ｍｍ×２５ｍｍ×５０ｍｍの直方体）に対し、（１）水素吸蔵工程、（２）溶体化工程、（３）熱間圧延工程、（４）脱水素工程の処理を施した。
（１）水素吸蔵工程
チタン合金の試験片をアルゴンガス気流（圧力：０．００５ＭＰａ）中で室温から加熱した。温度が１０７３Ｋに達した後に、アルゴンガス気流を水素ガス気流（０．００５ＭＰａ）に切り換えて、５分間保持した。その後、水素ガス気流を再びアルゴンガス気流（圧力：０．００５ＭＰａ）に切り換えて、室温まで冷却した。この結果、試験片の０．３重量％の水素を吸蔵した水素吸蔵チタン合金を得た。
（２）溶体化工程
水素吸蔵工程（１）で得た水素吸蔵チタン合金の試験片を、大気中で１２７３Ｋ（１０００℃）に加熱して３０分間保持し、その後、室温まで水冷した。
（３）熱間圧延工程
溶体化工程（２）後の試験片に対し、大気中において、温度９２３Ｋ（６５０℃）、圧下率８０％で熱間圧延加工を行った。加工後の試験片は室温まで放冷した。
（４）脱水素工程
熱間圧延工程（３）で処理された試験片を真空中で加熱し、８７３Ｋ（６００℃）で２時間保持した。その後、加熱を停止して炉内で放冷した。
実施例２：チタン合金の水素処理
α＋β型チタン合金であるＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金の試験片（形状及びサイズは実施例１と同様）を用い、実施例１と同様の処理を施した。
α＋β型チタン合金であるＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金の試験片（形状及びサイズは実施例１と同様）を用い、実施例１と同様の処理を施した。
比較例１：チタン合金の熱間圧延処理
α＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金の試験片（形状及びサイズは実施例１と同様）に対し、大気中において、温度９２３Ｋ（６５０℃）、圧下率８０％で熱間圧延加工を行った。加工後の試験片は放冷した。
α＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ合金の試験片（形状及びサイズは実施例１と同様）に対し、大気中において、温度９２３Ｋ（６５０℃）、圧下率８０％で熱間圧延加工を行った。加工後の試験片は放冷した。
比較例２：チタン合金の熱間圧延処理
α＋β型チタン合金であるＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金の試験片（形状及びサイズは実施例１と同様）を用い、比較例１と同様の処理を施した。
α＋β型チタン合金であるＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ合金の試験片（形状及びサイズは実施例１と同様）を用い、比較例１と同様の処理を施した。
実施例３：引張試験
実施例１、２及び比較例１、２で得られたチタン合金の試験片から、引張試験用の板状の試験片（板厚２ｍｍ、幅５ｍｍ、標点間距離４ｍｍ）を作成し、引張試験機に装着して真空（１０-6Ｔｏｒｒ）中において試験を行った。試験後の標点間距離を測定し、試験前の標点間距離（４ｍｍ）に基づいて伸び［％］を算出した。また、塑性変形時の引張荷重［Ｎ］と初期断面積（２０ｍｍ2）から変形応力［ＭＰａ］を算出した。さらに、試験結果に基づき、応力−ひずみ曲線を作成するとともに、速度感受性指数（ｍ値）を算出した。
実施例１、２及び比較例１、２で得られたチタン合金の試験片から、引張試験用の板状の試験片（板厚２ｍｍ、幅５ｍｍ、標点間距離４ｍｍ）を作成し、引張試験機に装着して真空（１０-6Ｔｏｒｒ）中において試験を行った。試験後の標点間距離を測定し、試験前の標点間距離（４ｍｍ）に基づいて伸び［％］を算出した。また、塑性変形時の引張荷重［Ｎ］と初期断面積（２０ｍｍ2）から変形応力［ＭＰａ］を算出した。さらに、試験結果に基づき、応力−ひずみ曲線を作成するとともに、速度感受性指数（ｍ値）を算出した。
上記各試験片を用い、温度条件を、８７３Ｋ（６００℃）、９２３Ｋ（６５０℃）、９７３Ｋ（７００℃）、１０２３Ｋ（７５０℃）、１０７３Ｋ（８００℃）の５通りとして上記要領で引張試験を行った。初期ひずみ速度は、０．００１ｓ-1、０．００１ｓ-1、０．００５ｓ-1、０．０１ｓ-1、０．０５ｓ-1、０．１ｓ-1の６通りとした。
試験の結果は表１に示した。また、応力−ひずみ線図を図３、図４に示し、初期ひずみ速度と伸びとの相関、および、初期ひずみ速度と変形応力との相関を、温度別に図７〜図１２に示した。また、温度と伸びとの相関を図１３に示し、温度と変形応力との相関を図１４に示した。
試験の結果は表１に示した。また、応力−ひずみ線図を図３、図４に示し、初期ひずみ速度と伸びとの相関、および、初期ひずみ速度と変形応力との相関を、温度別に図７〜図１２に示した。また、温度と伸びとの相関を図１３に示し、温度と変形応力との相関を図１４に示した。
Claims (12)
- α＋β型のチタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎに、水素を吸蔵させる水素吸蔵工程と、
前記水素吸蔵工程で水素を吸蔵した前記チタン合金を加熱する溶体化工程と、
前記チタン合金を冷却してマルテンサイト変態させる冷却工程と、
マルテンサイト変態した前記チタン合金を所定の変態点以下の温度に加熱して圧延する熱間圧延工程と、
圧延された前記チタン合金から脱水素する脱水素工程と、
前記チタン合金を、９２３Ｋ以上１０７３Ｋ以下の温度で、初期ひずみ速度０．００１ｓ −１ 以上０．０５ｓ −１ 以下の速度で変形させる超塑性加工工程と、を含み、
前記水素吸蔵工程は、不活性ガス雰囲気下において前記チタン合金を加熱する工程と、８２３Ｋ以上１２２３Ｋ以下の温度範囲に設定された加工温度に達してから前記不活性ガス雰囲気下から水素雰囲気下に切り替える工程と、前記水素雰囲気下で所定時間を経過させる工程と、前記水素雰囲気下から前記不活性ガス雰囲気下に切り替える工程と、前記チタン合金を冷却する工程とを含むことを特徴とするチタン合金の製造方法。 - 前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、初期ひずみ速度０．００５ｓ −１ 以上０．０５ｓ −１ 以下の速度で変形させることを特徴とする請求項１記載のチタン合金の製造方法。
- 前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、初期ひずみ速度０．０１ｓ −１ 以上０．０５ｓ −１ 以下の速度で変形させることを特徴とする請求項２記載のチタン合金の製造方法。
- 前記超塑性加工工程において、前記チタン合金を、９７３Ｋ以上１０７３Ｋ以下の温度で変形させること、を特徴とする請求項１から３のいずれかに記載のチタン合金の製造方法。
- 前記水素吸蔵工程において、前記水素雰囲気下で所定時間を経過させる工程は、前記不活性ガス雰囲気下から前記水素雰囲気下に切り替える加工温度と同じ温度で行われることを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載のチタン合金の製造方法。
- 前記水素吸蔵工程において、前記不活性ガス雰囲気下から前記水素雰囲気下に切り替える加工温度、及び、前記水素雰囲気下で所定時間を経過させる工程の温度のうち少なくともいずれかは、前記チタン合金のβ変態点以下の温度であること、を特徴とする請求項１から５のいずれかに記載のチタン合金の製造方法。
- 前記チタン合金の前記脱水素工程後の結晶粒の平均粒径が３．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１から６のいずれかに記載のチタン合金の製造方法。
- 前記チタン合金の前記脱水素工程後の結晶粒の最大粒径が３．０μｍ以下であることを特徴とする請求項７記載のチタン合金の製造方法。
- 前記チタン合金の前記脱水素工程後の結晶粒の平均粒径が１．０μｍ以下であることを特徴とする請求項７または請求項８記載のチタン合金の製造方法。
- 前記溶体化工程は、大気中で前記チタン合金をβ変態点以上の温度に加熱し、前記β変態点以上の温度で所定時間以上保持する処理を含むことを特徴とする請求項１から９のいずれかに記載のチタン合金の製造方法。
- 前記熱間圧延工程は、大気中で前記チタン合金をβ変態点以下かつ常温以上の温度に加熱して、前記チタン合金を圧延し、前記チタン合金のマルテンサイトを粉砕して高密度転移領域を形成させ、水素化物を析出させる処理を含むことを特徴とする請求項１から１０のいずれかに記載のチタン合金の製造方法。
- 前記脱水素工程は、前記熱間圧延工程で処理された後の前記チタン合金表面の酸化被膜を除去する処理と、酸化皮膜を除去された前記チタン合金を真空中で少なくとも８２３Ｋ以上９７３Ｋ以下の範囲に設定された加工温度以上に加熱して、所定時間保持する処理と、を含むことを特徴とする請求項１から１１のいずれかに記載のチタン合金の製造方法。
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