JP6230885B2 - α＋β型チタン合金および同合金の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、粉末法によるチタン合金部材の製造方法に係り、特に、焼結密度の高いチタン合金部材の製造方法に関する。

チタン合金は、従来、航空機を中心に利用が進んでおり、６Ａｌ−４Ｖ合金（以下、６４合金と略称する場合がある）や同合金の改良型が広く実用化されている。

しかしながら、航空機に利用されるチタン合金部材は、大半が削り出しにより製作されているため、製品の歩留まりという観点からすると改善の余地が残されている。

上記した削り出しにより発生するチタン合金切粉や、鍛造加工時に発生する端材は、回収され、溶解原料としてリサイクル使用されてインゴットの形で再利用されているが、リサイクル工程においては、依然として削出しという工程が残り、その結果、スクラップの発生量が削減されないという課題が残る。

一方、航空機に使用されるチタン合金部材に対する機械的特性に対する要求も日ごとに高まりつつあり、この点からも、チタン合金部材の品質には改善の余地が残されている。

上記チタン合金部材の品質の課題を解決する手段としては、粉末法によるチタン合金部材の製造方法が考えられる。粉末法によるチタン合金の手法としては、チタン合金を構成する元素粉、例えば６４合金であればＴｉ粉末、Ａｌ粉末、Ｖ粉末等を準備して、これを均一混合した後、成形および焼結工程を経てチタン合金部材を得ている。

また、目的のチタン合金部材に使用される合金組成となるよう構成したチタンやチタン合金を溶解原料として用い、これを冷却凝固させる溶解法は、粉末法によって製造されたものと同等の強度レベルにあるとして、歩留まりの点では、改善されている。

しかしながら、上記した近年の要求特性を満足させる程度の機械的特性を得るには、改善の余地が残されている。

このような観点においては、例えば、６４合金を原料として製造した６４合金粉に対して、銅、鉄あるいはクロムのような第３の金属粉を添加・配合した６４合金粉を緻密化処理後、塑性加工処理することにより、従来の６４合金に比べて、強度と伸びがバランスよく担保されたチタン合金を製造することができる、という技術が知られている（例えば、特許文献１参照）。

また、６４合金に対して酸化チタン等のセラミック粉を添加することにより、６４合金粉に対して、さらに強度および伸びの優れたチタン合金を製造することができる、という方法も知られている（例えば、特許文献２参照）。

しかしながら、前記したような方法で製造されたチタン合金部材は、従来の６４合金に比べて高い強度を示すものの、結晶組織中に欠陥が残留する場合があり、実用化までには更なる改善の余地が求められている。

ＷＯ２０１２／１４７９９８号（本文） ＷＯ２０１３／０８０３９０号（本文）

本発明は、従来に比べて高い強度を有し、特に、伸びと引っ張り強度を兼備し、かつ歩留まりの高いチタン合金部材の製造方法および同製造方法で得られたチタン合金部材の提供を目的とする。

かかる実情に鑑み前記課題について鋭意検討を進めたところ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖの組成を有するα＋β型チタン合金の中で、同チタン合金中のα相に対するβ相の存在比が５０％〜７０％の範囲にあって、前記α相の平均結晶粒径が、５μｍ〜１５μｍの範囲にあり、β相の平均結晶粒径が１５μｍ〜３０μｍの範囲にあるチタン合金は、高い引っ張り強度を有しているのみならず、優れた伸びを示すという効果を奏することを見出し、本願発明を完成するに至った。

即ち、本願発明に係るＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの組成を有するα＋β型チタン合金は、該チタン合金中のα相に対するβ相の存在比が５０％〜７０％の範囲にあって、α相の平均結晶粒径が５μｍ〜１５μｍであり、β相の平均結晶粒径が１５μｍ〜３０μｍであることを特徴とするものである。

また、本願発明に係るα＋β型チタン合金においては、前記α＋β型チタン合金を構成するα相の結晶方位の中で六方晶（１ ０ −１ １）面を構成する結晶の存在比が最大であり、かつ、β相の結晶方位の中で立方晶（１ １ ０）面を構成する結晶の存在比が最大であることを好ましい態様とするものである。

本願発明に係るα＋β型チタン合金においては、前記α＋β型チタン合金の引っ張り強度が１２００ＭＰａ〜１４００ＭＰａの範囲内にあることを好ましい態様とするものである。

本願発明に係る本願発明に係るα＋βチタン合金においては、前記α＋β型チタン合金の伸びが１０％〜２１％の範囲にあることを好ましい態様とするものである。

本願発明に係るα＋β型チタン合金の製造方法は、チタン合金を構成するような比率でチタン粉またはチタン合金粉に対して合金組成粉を均一混合した後、緻密化処理して、次いで塑性加工を付与してから、更に熱処理することを特徴とするものである。

また、本願発明に係るα＋β型チタン合金の製造方法においては、前記チタン合金のβ変態点をＴ_β（℃）とした場合に、緻密化処理温度が、（Ｔ_β−１２０）℃〜（Ｔ_β＋１００）℃の温度範囲であることを好ましい態様とするものである。

更には、本願発明に係るα＋β型チタン合金の製造方法においては、塑性加工温度が、（Ｔ_β−１２０）℃〜Ｔ_β℃の温度範囲であることを好ましい態様とするものである。

また、本願発明に係るα＋β型チタン合金の製造方法においては、熱処理温度が、（Ｔ_β−１２０）℃〜Ｔ_β℃の温度範囲であることを好ましい態様とするものである。なお、本願発明においては、β変態点として、６４合金の場合にはＴ_β＝９２０℃と定義するが、合金の種類により適宜、選択することができる。

本願発明に係る上記の特徴を有するチタン合金は、従来から知られているチタン合金に比べて、優れた機械的性質を有しており、また、同チタン合金部材を歩留まりよく、製造することができる、という効果を奏するものである。

本発明の最良の実施形態について以下に詳細に説明する。
本願発明に係るα＋β型チタン合金は、該チタン合金中のα相に対するβ相の存在比が５０％〜７０％の範囲にあって、前記α相の平均結晶粒径が、５μｍ〜１５μｍの範囲にあり、β相の平均結晶粒径が１５μｍ〜３０μｍの範囲にあることを特徴とするものである。

ここでいうところのα相に対するβ相の存在比とは、本願発明に係るチタン合金の任意の部位を観察した際の結晶組織中に存在するα相とβ相がそれぞれ占める面積の占有率を意味する。

上記した面積の占有率は、α相とβ相の結晶粒の大きさを測定し、同測定データを公知の方法で面積に換算して求めることができる。

前記したような特徴を有するチタン合金は、引っ張り強度が１２００ＭＰａ〜１４００ＭＰという高い値を有しており、また、伸びも、従来に比べて、１０％〜２１％という高い値を示すという効果を奏するものである。

本願発明に係るチタン合金は、前記α＋β型チタン合金を構成するα相の結晶方位の中で六方晶（１ ０ −１ １）面を構成する結晶の存在比が最大であり、かつ、β相の結晶方位の中で立方晶（１ １ ０）面を構成する結晶の存在比が最大であることを好ましい態様とするものである。

ここでいうところのα相の結晶方位のうちその結晶方位が最大とは、α＋β型チタン合金の任意のα相またはβ相の個々の結晶に対してＸ線を照射した際に観察される結晶方位を調査し、同結晶方位の分布を整理し、その分布の中で個数が最大の結晶方位を意味する。

本願発明においては、α相においては六方晶（１ ０ −１ １）面を構成する結晶の存在比が最大であり、β相においては、立方晶（１ １ ０）面を構成する結晶の存在比が最大であることを好ましい態様とするものである。

前記したような特性を有するチタン合金は、引っ張り強度が１２００ＭＰａ〜１４００ＭＰａで、かつ、引っ張り強度が、１０％〜２１％という優れた機械的強度を有する、という効果を奏するものである。

また、繰り返し疲労の点でも、３１５０ｒｐｍの回転速度により５００ＭＰａの応力において１０^７回に及ぶ繰り返し数でも未破断という優れた疲労特性を示すという効果を奏するものである。

本発明に係るチタン合金の製造方法は、チタン粉あるいはチタン合金粉に対して、目的とする合金組成を有する合金粉をブレンドした後、緻密化処理して焼結体を得た後、次いで、同焼結体に塑性加工を加えてから熱処理することを好ましい態様とするものである。

本願発明においては、前記緻密化処理温度は、（Ｔ_β−１２０）℃〜（Ｔ_β＋１００）℃であることを好ましい態様とするものである。ここで、Ｔ_βは、チタン合金のβ変態点（温度）を意味する。（Ｔ_β＋１００）℃超では、チタン合金粉末とＨＩＰカプセルまたは、真空ホットプレスダイスとの焼きつき等の問題が発生する。（Ｔ_β−１２０）℃未満では合金の変形抵抗が高すぎ緻密化が進まない。

前記した温度範囲にて緻密化処理を行うことにより、内部欠陥の少ない緻密な焼結体を製造することができる、という効果を奏するものである。

本願発明においては、前記塑性加工処理温度は、(Ｔ_β−１２０) ℃〜Ｔ_β℃を好ましい態様とするものである。ここで、塑性加工プロセスとしては、熱間鍛造、熱間圧延等が該当する。Ｔ_β℃超では組織が粗大な板状または針状になり伸びが低下する。（Ｔ_β−１２０）℃未満では鍛造割れや圧延での割れが発生する。

前記したような温度範囲にて、緻密化処理されたチタン合金部材に対して組成加工処理を施すことにより、前記チタン合金部材に対して割れの発生部位を生成することなく、効率よく塑性歪を蓄積させることができる、という効果を奏するものである。

前記したような塑性歪は、３．５％〜１６％の範囲とするこことが好ましい。前記した範囲に塑性歪を付与させることにより、その後行う焼鈍により効率よく結晶粒の微細化を進めることができる、という効果を奏するものである。

更には、本願発明においては、前記熱処理温度は、（Ｔ_β−１２０) ℃〜T_β℃の温度範囲にあることを好ましい態様とするものである。（Ｔ_β−１２０）℃未満ではβ相の割合が低くなり、伸びが低下する。Ｔ_β℃超では粒子が粗大になり伸びが低下する。

前記した温度範囲で熱処理を行うことにより、前記処理でチタン合金内部に蓄積された内部歪を効果的に開放でき、その結果、チタン合金焼結体の結晶粒を微細化することができる、という効果を奏するものである。

チタン合金部材の大きさにもよるが、本願発明における熱処理時間は、６０〜３６０分の範囲を好ましい態様とするものである。前記したような熱処理時間を施すことにより、チタン合金中の結晶粒を効果的に微細化することができる、という効果を奏するものである。

本願発明に係るチタン合金の製造に用いるチタン合金粉は、前記チタン合金粉末を構成する個々のチタン合金粉粒子に、アルミニウム、バナジウムが含まれている。

更には、同チタン合金粉のどの一粒をとってみても、前記した合金成分組成が均一であることを意味する。

また、本願発明に係るチタン合金の製造に用いる合金組成粉は、前記チタン合金粉末あるいは純チタン粉末に対して必要な合金成分を追加するものであり、合金組成粉を構成する個々の粒子に、アルミニウム、バナジウムの元素が含まれており、同合金組成粉のどの一粒をとってみても、当該粒子には、アルミニウム、バナジウムの元素が均一に含まれていることを意味する。

前記したような特徴を有するチタン合金粉および合金組成粉を原料に使用することにより、均一な組成を有するチタン合金を製造することができる、という効果を奏するものである。

以下、実施例および比較例を例示することにより本発明をより具体的かつ詳細に説明する。
実施例で使用した設備および条件を以下に列記する。
１．チタン合金粉
１）原料：チタン６４合金のスクラップ
２）チタン合金粉：ＨＤＨ法により製造
３）粒度：１０μｍ〜２５０μｍ
２．緻密化処理
１）手段：熱間押し出し、真空プレスまたはＨＩＰ処理
２）緻密化温度：８７０℃〜９３０℃
３．塑性加工
１）手段
熱間圧延：圧延比３．５％〜１６％
熱間鍛造：鍛造比３．５％〜２８％
２）加工温度：８５０℃〜９３０℃
４．焼鈍処理
前記塑性加工処理を施したチタン材に対して焼鈍処理を進めた。
１）温度：８３０℃〜９００℃
２）雰囲気：不活性ガス雰囲気

［実施例１］
上記のチタン合金粉を原料とし、これをカプセルに入れて熱間押出しにより緻密化を行なった。緻密化処理された前記チタン焼結体を熱間圧延して、径９．５ｍｍの棒材を得た。同棒材の結晶組織を調査したところ、α相に対するβ相の結晶組織の比率は６０％であった。また、α相の結晶の平均の大きさは５μｍ〜１５μｍであり、β相の結晶の平均の大きさは１５μｍ〜３０μｍであった。当該チタン合金の引っ張り強度は、１２８０ＭＰａで伸びは、１９．３％であった。

［実施例２］
実施例１のチタン合金の結晶組織を構成するα相およびβ相のそれぞれの結晶方位を調査した。その結果、α相の結晶方位の中で、六方晶（１ ０ −１ １）面を示す結晶方位が一番多く、また、β相の結晶方位の中で、立方晶（１ １ ０）面を示す結晶方位を示す結晶粒が一番多く観察されたチタン合金について、引っ張り強度および伸びを調査したところ、引っ張り強度は１３０３ＭＰａ、伸びは２１．０％であり、実施例１の合金よりも、更に優れた機械的性質を示した。

［実施例３］
実施例１で使用したチタン合金の原料粉の緻密化温度を変更し、それ以降の塑性加工温度は８５０℃で一定とし、また、その後の熱処理温度は８７０℃で一定として、それぞれの緻密化処理温度で製造されたチタン合金材の引っ張り強度および伸びを測定し、表１に整理した。

［実施例４］
実施例１で使用したチタン合金材の焼鈍温度は一定にし、熱間圧延処理温度を種々変更して、それぞれの際に得られたチタン合金材の引っ張り強度と伸びを調査し、その結果を、表２に示した。

表２の結果より、本願発明に係るチタン合金の製造方法に係る塑性加工処理温度（熱間圧延処理温度）は、(Ｔ_β−１２０) ℃〜Ｔ_β℃が好ましい範囲であることが確認された。

［実施例５］
実施例１で使用したチタン合金材の塑性加工温度を一定にし、焼鈍温度を種々変更して、それぞれの際に得られたチタン合金材の引っ張り強度と伸びを調査し、その結果を、表３に示した。

表３の結果より、本願発明に係るチタン合金の製造方法に係る熱処理温度（焼鈍温度）は、（Ｔ_β−１２０) ℃〜Ｔ_β℃が好ましい範囲であることが確認された。

［比較例１］
実施例１において、α相に対するβ相の結晶組織の比率が、８０％である点を除き、α相の平均結晶粒径が１０μｍと、β相の平均結晶粒径が３０μｍのチタン合金に対する引っ張り強度および伸びを調べた。その結果、引っ張り強度は１１５０ＭＰａ、伸びは１９．７％であった。実施例１と比較すると、伸びについては、実施例１と遜色ないが、引っ張り強度については劣っていた。

［比較例２］
実施例１において、α相の平均結晶粒径が４０μｍ、β相の平均結晶粒径が６０μｍである点を除き、ほぼ同じチタン合金材に対して引っ張り強度および伸びを調べたところ、引っ張り強度は１３３０ＭＰａ、伸びは２．４％であった。実施例１と比較すると、引っ張り強度については、実施例１と遜色ないが伸びについては劣っていた。

上記した実施例および比較例により、本願発明に係るチタン合金部材は、従来の方法で製造されたチタン合金部材に比べて、高い強度と伸びを兼備していることが確認された。

本願発明は、粉末法によるチタン合金の製造方法および同法により製造されたチタン合金素材に対して、好適に適用される。

Claims (8)

1. Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖの組成を有するチタン合金であって、該チタン合金中のα相に対するβ相の存在比が５０％〜７０％の範囲にあって、前記α相の平均結晶粒径が５μｍ〜１５μｍであり、前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ〜３０μｍであることを特徴とするα＋β型チタン合金。
2. 前記α相の結晶方位の中で六方晶（１ ０ −１ １）面を構成する結晶の存在比が最大であり、かつ、前記β相の結晶方位の中で立方晶（１ １ ０）面を構成する結晶の存在比が最大であることを特徴とする請求項１に記載のα＋β型チタン合金。
3. 前記α＋β型チタン合金の引っ張り強度が１２００ＭＰａ〜１４００ＭＰａの範囲内にあることを特徴とする請求項１または２に記載のα＋β型チタン合金。
4. 前記α＋β型チタン合金の伸びが１０％〜２１％の範囲にあることを特徴とする請求項１または２に記載のα＋β型チタン合金。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載のα＋β型チタン合金の製造方法であって、前記チタン合金を構成するような比率でチタン粉またはチタン合金粉に対して合金組成粉を均一混合した後、緻密化処理して、次いで塑性加工を付与してから、更に、熱処理することを特徴とするα＋β型チタン合金の製造方法。
6. 前記チタン合金のβ変態点をＴ_β（℃）とした場合に、前記緻密化処理温度が、（Ｔ_β−１２０）℃〜（Ｔ_β＋１００）℃の温度範囲であることを特徴とする請求項５に記載のα＋β型チタン合金の製造方法。
7. 前記チタン合金のβ変態点をＴ_β（℃）とした場合に、前記塑性加工温度が、（Ｔ_β−１２０）℃〜Ｔ_β℃の温度範囲であることを特徴とする請求項５に記載のα＋β型チタン合金の製造方法。
8. 前記チタン合金のβ変態点をＴ_β（℃）とした場合に、前記熱処理温度が、（Ｔ_β−１２０）℃〜Ｔ_β℃の温度範囲であることを特徴とする請求項５に記載のα＋β型チタン合金の製造方法。