JPH0417650A - チタン合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、チタン合金の製造方法に関する。さらに詳し
くは、本発明は、従来の製造方法よりも優れた機械的性
質を有するβ型チタン合金の製造方法であり、航空機部
品、自動車部品等に高強度材を利用することにより一層
の軽量化を可能とする強度および延性に優れたβ型チタ
ン合金の製造方法に関する。

（従来の技術） チタン合金は、鉄鋼材料と比較すると比重角たりの強度
（比重強度）が高いことから、従来は、α＋β型チタン
合金であるＴｉ−６Ｍ−４Ｖ合金を主として航空機用材
料に利用されてきており、近年さらに自動車部品等への
利用も検討され始めている。

この場合に、比重強度が高いというチタン合金の特徴を
更に活かすため、−層の高強度化への要求が強く、従来
から用いられているα＋β型チタン合金よりも、熱処理
による高強度化が可能なβ型チタン合金の開発が近年で
は積極的に行われている。

β型チタン合金は、従来工業用合金としてはＴ】１３Ｖ
　−１１Ｃｒ　−３八Ｑが用いられているに過き゛なが
ったが、β型チタン合金は高強度であるにもかかわらず
、加工性が優れているという特徴を有するため、近年に
至り、幾つかの合金が相次いで開発されている。

例えば、β型チタン合金であるＴｉ−１５Ｖ〜３Ｃｒ３
Ｓｎ−３Ａ（２合金の規格化された機械的性質は、Ａ？
ＩＳ　４９１４規格によれば第１表に示す通りである。

第１表 一方、特開昭６２−１７４３５８号公報には、Ｔｉ−１
５Ｖ３Ｃｒ　　３Ｓｎ−３ＡＱ合金を８３０〜１１５０
℃に加熱した後、３分〜５時間保持した後冷却して溶体
化処理を行い、続いて冷間加工し、更に再び溶体化処理
をした後時効することによる高強度、高延性材料の製造
方法が開示されている。このようにして、得られる合金
の機械的性質は第２表に示す通りである。

第２表 なお、β型チタン合金の熱間加工プロセスについては、
充分に解明されているわけではない。しかし、その研究
は着実に行われており、例えば、ＭＣＩＣＲｅｐｏｒｔ
／Ｓｅｐｔｅｍｂｅｒ　１９７２（Ｐ１７２）には、第
３表に示すように、β型Ｔｉ合金の熱間加工工程につい
ての説明が記載されている。これによれば、変形抵抗が
小さく、かつ変形能が優れたβ単相あるいはα十β二相
域の高温部で行われるのが一般的であり、熱間加工後急
冷を行う加工熱処理はその例（発明が解決しようとする
課題） ところで、β型チタン合金においては、時効処理により
、微細なα相を母相であるβ相中に析出させ強化を行っ
ているが、この場合析出するα相が超微細であると硬さ
は上昇するものの、早期破壊、すなわち巨視的な塑性変
形を起こす前に、例えば引張試験等においては０．２％
耐力以下の応力で破断してしまう現象が起こり、β型チ
タン合金が本来有する高強度が達成されないという問題
点があった。

すなわち、β型チタン合金は、時効処理によりα相を母
相であるβ相中に析出させることにより強化されており
、低温の時効処理で微細なα相を析出させれば高い強度
が得られる。しかし、α相の微細な析出を進めていくと
材料全体の均一な変形が妨げられ、局部的に変形が集中
することとなり、このような変形部に発生したクランク
が結晶粒界等を伝播して早期破壊に至ってしまう。

このように、従来のβ型チタン合金は、硬さは高い値が
得られるものの、それに相当する高い引張強度が得られ
なかった。つまり、強度および延性が十分でなかった。

本発明は、かかる事情に鑑み、β型チタン合金において
、強度および延性に優れた成品を得ることが可能なチタ
ン合金の製造方法を提供することを目的とする。

さらに具体的には、本発明では、引張強さ１５０ｋｇｆ
／ｍｍ２以上、伸び７％以上の機械的性質を５ｍ厚さ以
下の板について得ることが可能な、強度および延性に優
れたチタン合金の製造方法を提供することを目的とする
。

（課題を解決するための手段） 本発明者は、上記課題を解決するため、鋭意研究の結果
、母相であるβ相の結晶粒をも細粒化することにより、
α相の微細な析出後においても均一変形が促進され、さ
らに早期破壊を防止することが可能であることを知見し
た。

そして、さらに詳細に検討した結果、β型チタン合金を
、β変態点以下で熱間加工を行った後、再結晶化し、さ
らに冷間加工および再結晶化を行うことにより、母相で
あるβ相の結晶微細化が可能となって高延性化を図るこ
とができ、さらにその後の時効処理によりα相を前記β
相中に微細に析出させることにより高強度化を図ること
もできることを確認して、本発明を完成した。

ここに、本発明の要旨とするところは、β型チタン合金
に、β変態点〜（β変態点−１５０℃）の温度範囲で５
０％以上の断面減少率の熱間加工を行ってから、β変態
点〜（β変態点−７０℃）の温度範囲で５分間以上５時
間以内の保持を行い、次いで１℃／秒以上の冷却速度で
２５０℃以下に冷却した後、２０％以上の断面減少率の
冷間加ニーを行い、さらにβ変態点〜（β変態点−７０
℃）の温度範囲で５分間以上５時間以内の保持を行った
後、１℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却する溶体化
処理を行い、さらに４００〜５５０℃の温度範囲で時効
処理を行うことを特徴とする強度および延性に優れたチ
タン合金の製造方法である。

また、上記の本発明において、「β型チタン合金」は、
特に限定を要するものではなく、公知のβ型チタン合金
を等しく適用することができる。

（作用） 以下、本発明を作用効果とともに詳述する。なお、本明
細書において、「％」は特にことわりがない限り「重量
％」を意味するものとする。

本発明は、略述すると、母相であるβ相の結晶粒を細粒
化することを目的とする段階（第１プロセス）と、この
第１プロセスにより細粒化されたβ相中にα相を微細に
析出させることを目的とする段階（第２プロセス）とに
大別することができる。

すなわち、第１プロセスは、具体的には、（ｉ）　β型
チタン合金に、β変態点〜（β変態点−１５０℃）の温
度範囲で５０％以上の断面減少率の熱間加工を行う工程
、 （ｉｉ　）β変態点〜（β変態点−７０℃）の温度範囲
で５分間以上５時間以内の保持を行い、次いで１℃／秒
以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却する工程、程、 （ｉｉｉ　）２０％以上の断面減少率の冷間加工を行う
工程、および （１ｖ）β変態点〜（β変態点−７０℃）の温度範囲で
５分間以上５時間以内の保持を行った後、１　”Ｃ７秒
以上の冷却速度で室温まで冷却する溶体化処理を行う工
程 の４工程をこの順に行うことにより達成される。

また、第２プロセスは、具体的には、前記第１プロセス
終了後に、 （ｖ）４００〜５５０℃の温度範囲で時効を行う工程に
より行われる。

まず、本発明における第１プロセスおよび第２プロセス
において、加工温度範囲、保持温度範囲および加工時の
断面減少率を限定する理由を説明する。

加工温度範囲を、β変態点以下（β変態点−１５０”Ｃ
）以上の温度範囲に限定するのは、加工温度範囲がβ変
態点超の温度ではβ相の結晶粒の成長が著しく大きくな
って、β相の結晶粒の細粒化を図ることができなくなる
ためであり、また（β変態点−１５０℃）未満の温度で
はα相の析出が多くなり、α相析出後の変形抵抗が大き
くなって変形能が低下することから加工が困難になるた
めである。

したがって、本発明においては、加工温度範囲をβ変態
点〜（β変態点−１５０℃）と限定する。

次に、熱間加工時の加工率を断面減少率５０％以上と限
定しているのは、５０％未満の加工率では、目的とする
微細なβ結晶粒が得られないためである。微細なβ結晶
粒を得るという観点からは、断面減少率の上限を設ける
必要もよない。

なお、熱間加工の種類については、特に限定を要するも
のではない。例えば、圧延、鍛造、転造等を例示するこ
とができる。

そして、この熱間加工を行った後、β変態点〜（β変態
点−７０℃）の温度範囲で５分間以上５時間以内の保持
を行い１℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下に、例え
ば室温まで冷却する理由は以下に示す通りである。

すなわち、β変態点超の温度での加熱または５時間超の
保持を行うと、再結晶β粒が成長してしまい、やはり目
的とする微細なβ結晶粒が得られないからであり、また
（β変態点−７０℃）未満の温度での加熱または５分間
未満の保持を行うと、β結晶粒の再結晶が十分でなく、
この場合にも、本発明の目的である微細なβ結晶粒が得
られないからである。

したがって、前記熱間加工を行った後の加熱温度を、β
変態点以下（β変態点−７０℃）と、また保持時間を５
分間以上５時間以内とそれぞれ限定する。

また、冷却速度を１℃／秒以上と限定するのは、この値
未満であると、冷却がゆっくり行われてβ結晶粒が粗大
化してしまう。これを防ぐため１℃／秒以上の冷却速度
で急冷するのである。β結晶粒の粗大化を防止するとい
う観点からは、冷却速度の上限は特に設ける必要はない
が、水冷却では５０℃／秒以下となる。

このような冷却速度により、２５０℃以下、通常室温ま
で冷却するが、冷却温度として、室温〜２５０℃程度で
あってもよい。β結晶粒の成長が阻止されればよい。

本発明では、さらにβ結晶粒を微細化するため、この後
、（冷間加工＋溶体化処理）を行う。冷間加工の際の断
面減少率を２０％以上と限定しているのは、この値未満
の断面減少率では、この後に溶体化処理を行っても微細
なβ結晶粒が得られないためである。前記観点からは、
断面減少率の上限を設ける必要はない。

また、溶体化処理温度をβ変態点〜（β変態点−７０）
　℃の範囲に限定しているのは、β変態点超の溶体化処
理温度では再結晶β粒の成長が著しくなり、一方（β変
態点−７０℃）未満の温度では再結晶が十分進行しない
ことになり、いずれにしても母相であるβ相の細粒化を
図ることができないからである。

なお、溶体化処理温度における保持時間を５分間以上５
時間以内に限定する理由も同様である。

すなわち、保持時間が５分間未満ではβ結晶粒の再結晶
が充分ではなく、一方５時間超では再結晶β相が著しく
成長してしまい、やはり目的とするβ相の細粒化を図る
ことができないからである。

さらに、冷却速度を１℃／秒以上と限定するのも同様の
理由によるものであり、この値より小さな冷却速度では
再結晶β粒が著しく成長するためである。

次に、本発明の第２プロセス、すなわち前記第１プロセ
ス終了後に、細粒化された前記β相中に微細なα相を時
効により析出させて強化する工程について説明する。

時効処理温度を４００℃以上５５０℃以下の温度範囲と
限定しているのは、４００℃未満の時効温度では強化に
必要な量のα相が析出せず、一方５５０℃超の時効温度
では析出するα相が粗粒化してしまい、十分強化に寄与
しないため、時効温度は４００〜５５０℃と限定する。

なお、時効の効果を充分に確保するという観点からは、
時効時間は１〜１００（時間）とすることが望ましい。

本発明においては、β型チタン合金は特定種に限定する
必要はない。例えば、重量％で、Ｖ　：　１４〜１６％
、　　Ｃｒ　：　２．５〜３．５％、Ｓｎ　　：　　２
．５〜３．５　　％、　　　　八Ｑ：２．５〜３．５　
　％、残部：Ｔ１および不可避的不純物 からなる合金組成を有する合金であって、これは、特に
冷間圧延板に用いられ、冷延性の点で有利である。

または重量％で、 ＡＱ　　：　　３．０〜４．０　　％、　　　　Ｖニア
、５〜８．５　　％、Ｃｒ　：　５．５〜６．５％、　
Ｚｒ　：　３．５〜４．５％、Ｍｏ　：　３．５〜４．
５％、 残部二Ｔｉおよび不可避的不純物 からなる合金組成を有する合金であって、これは特に高
強度ファスナー等に用いられ、高強度の点で有利である
。

その他、β型チタン合金としては、Ｔｉ−１１，５Ｍ。

６　Ｚｒ　　４．５Ｓｎ等を例示できる。

以上、説明してきた本発明により、強度および延性に優
れた成品を得ることが可能なチタン合金が提供される。

このように、本発明によれば、引張強さ：１５０ｋｇｆ
／ｌｌ１ｍ２以上、伸びニア％以上という機械的性質を
備えた板厚５１以下のβ型チタン合金板を得ることがで
きる。

次に、実施例に基づいて本発明の詳細な説明するが、こ
れはあくまでも本発明の例示であり、これにより本発明
が限定されるものではない。

実施例 合金随１は、Ｔｉ　　１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３ＡＱ
合金の例である。

供試材は、径１００麟ｌのＶＡＲインゴットを用いた。

その化学組成の分析値およびβ変態点を第４表に示す。

第４表　　　　　（ｗｔ％） また、合金Ｎ［１２は、Ｔｔ　　３ＡＱ　−８Ｖ　　６
Ｃｒ　　４Ｍ。

４Ｚｒ合金の例であり、同じサイズのインゴントを用い
た。第５表には、その化学組成の分析値およびβ変態点
を示す。

第５表 （ｗｔ％） これらの合金Ｎｏ、　１および合金Ｎα２について、第
６表に示すように、 （ｉ）５８０〜７９０℃の温度範囲で、２０〜８０％の
断面減少率の熱間圧延を行い、 （ｉｉ）６６０〜７９０℃の温度範囲で、５分間〜１０
時間の保持を行い、０．５〜ｂ まで冷却し、 （ｉｊ）１０〜４０％の断面減少率の冷間圧延を行い、
（ｉｖ）６６０〜７９０℃の温度範囲で、５分間以上１
０時間の保持を行い、０．５〜ｂ 温まで冷却し、引き続いて （ｖ　）３５０〜６００℃の温度範囲で８〜２４時間保
持すること により、第６表に示す板厚を有する試料Ｎ［１１ないし
試料Ｎα１２を得た。

そして、これらの試料のそれぞれから、ＪＴＳ　Ｓ号引
張試験片を切り出して、機械的性質（０，２％耐力、引
張強さおよび伸び）を調査した。

結果を第６表にまとめて示す。

第６表からも明らかなように、本発明にかかる試料階１
ないし試料Ｎｏ、　７は、合金Ｎａ　１および合金Ｎｏ
、　２の両者について、引張強さ１５０　　ｋｇｆ／…
ｍ２以上、伸び７％以上の機械的性質を厚さ５１以下の
板について得ることができ、本発明の目的を達成するこ
とができた。

これに対し、試料Ｎα８〜試料階１２は比較例の試料で
あって、製造条件のうちの少なくとも一つが本発明の範
囲外である条件により製造された試料である。

すなわち、試料Ｎｏ、　８は、加工温度および保持温度
が本発明の範囲の上限を越えており、さらに冷間加工時
の断面減少率が本発明の範囲の下限を下回っているため
、β相の結晶粒の成長が著しくなり、延性を確保するこ
とが困難となってしまっている。

試料Ｎｔ１９は、熱間加工時の断面減少率および冷却速
度が本発明の範囲の下限を下回っているため、やはりβ
相の細粒化を達成することができず、延性が不足してい
ることがわかる。

試料Ｎα１０は、保持時間が本発明の上限を越えている
ため、β結晶粒が著しく成長してしまい、やはり延性が
不足していることがわかる。

試料Ｎｏ、　１１は、時効温度が本発明の下限を下回っ
ているため、必要なα相が析出せず、延性の劣化が著し
いことがわかる。

さらに、試料Ｎ０１２は、時効温度が本発明の上限を越
えているため、析出するα相が粗粒化してしまい、強度
の劣化が著しいことがわかる。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明により、強度および延性の
優れたβ型チタン合金を製造することが可能となった。

したがって、本発明は、航空機部品、自動車部品等にβ
型チタン合金を利用する途を拡大するものであり、航空
機、自動車等の一層の軽量化に大きく寄与でき、かかる
効果を有する本発明の意義は著しい。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 　β型チタン合金に、β変態点〜（β変態点−１５０℃
   ）の温度範囲で５０％以上の断面減少率の熱間加工を行
   ってから、β変態点〜（β変態点−７０℃）の温度範囲
   で５分間以上５時間以内の保持を行い、次いで１℃／秒
   以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却した後、２０％以
   上の断面減少率の冷間加工を行い、さらにβ変態点〜（
   β変態点−７０℃）の温度範囲で５分間以上５時間以内
   の保持を行った後、１℃／秒以上の冷却速度で室温まで
   冷却する溶体化処理を行い、さらに４００〜５５０℃の
   温度範囲で時効処理を行うことを特徴とする強度および
   延性に優れたチタン合金の製造方法。