JPH07116577B2 - チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材 - Google Patents

チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材

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JPH07116577B2
JPH07116577B2 JP63093271A JP9327188A JPH07116577B2 JP H07116577 B2 JPH07116577 B2 JP H07116577B2 JP 63093271 A JP63093271 A JP 63093271A JP 9327188 A JP9327188 A JP 9327188A JP H07116577 B2 JPH07116577 B2 JP H07116577B2
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エドワール・アレリテイエール
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コンパニー・ユーロペンヌ・ドユ・ジルコニウム・セジユス
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
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Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、例えば航空機推進システム用圧縮機ディスク
に使用するための高品質のチタン合金部材の製造方法、
及びこの方法によって製造した部材に係わる。
仏国特許明細書FR第2 144 205号（GB 1356734）には、
下記の組成（重量％） Al:3〜７％、Sn:1〜３％、Zr:1〜４％、Mo:2〜６％、C
r:2〜６％、O:約0.2％以下、V:6％、Bi:0.5％、残り:Ti
及び不純物 を有し、好ましくは下記の組成 Al＝4.5〜5.5％、Sn＝1.5〜2.5、Zr＝1.5〜2.5、Mo:3.5
〜4.5、Cr＝3.5〜4.5、O:約0.12％以下 を有する合チタン合金が開示されている。
対応する鍛造部材は、先ず730℃〜870℃、次いで675℃
〜815℃で二重の溶体化処理にかけられ、その後595℃〜
650℃で時効化熱処理即ち焼鈍にかけられる。試料４（A
l:5、Sn:2、Zr:2、Mo:4、Cr:4、O:0.08）の機械的特性
は下記の通りである。
破断荷重:1204MPa、0.2％での弾性限界:1141MPa、耐亀
裂伝搬性： 425℃及び525MPaでのクリープ:7.2時間で伸び率0.2％、
55時間で伸び率0.5％。破断伸びは明示されていない。
実際には、前記組成及び方法に基づいて製造した部材は
しばしば大きな偏析を有し、そのため延性及び耐亀裂伝
搬性（靭性）が失われ、且つ耐クリープ性も低いことが
判明した。特に、前記偏析はCr含量の高い領域に対応す
るため脆化を誘起し、Cr含量を低下させると機械的特性
が低くなることが判明した。
そこで本出願人は、前記タイプの合金製であって、偏析
のない規則的な構造を有し、適当な伸び率で20℃での機
械的特性（Rm−Rp0.2−K1C）に優れ、且つ400℃での耐
クリープ性も明らかに改善されているような部材の製造
を目指した。
本発明では、新規の組成範囲と新規の変形加工方法とを
用いることによって前述の問題を解消する。これらの組
成範囲、熱間加工条件及び熱処理条件は互いに分離する
ことのできないものである。
本発明の第１の目的は、下記の諸ステップからなるチタ
ン合金製部材の製造方法を提供することにある。
ａ）Al:3.8〜5.4、Sn:1.5〜2.5、Zr:2.8〜4.8、Mo:1.5
〜4.5、Cr:2.5以下、Cr＋Ｖ＝1.5〜4.5、Fe＜2.0、Si＜
0.3、Ｏ＜0.15、残り:Ti及び不純物という組成（重量
％）のインゴットを製造し、 ｂ）前記インゴットを、熱間ブランクを得るため荒形削
りと、ベータ範囲での予加熱と、目的の部材のブランク
を形成するための前記ブランクの少なくとも一部分の最
終加工とを順次含む熱間加工処理にかけ、 ｃ）熱間加工によって得た前記部材ブランクを、実際の
「ベータトランザス」−40℃から実際の「ベータトラン
ザス」−10℃までの間の温度に維持しながら溶体化熱処
理にかけ、次いで室温に冷却し、 ｄ）前記部材ブランク又は該ブランクから形成した部材
を550〜650℃で４〜12時間時効化熱処理にかける。
但し、ステップｂ）の「熱間加工（hot working）」と
は、例えば鍛造、圧延、ダイ鍛造又は押出し等のごとき
総ての熱間変形加工を意味する。
添加元素量の限界値は、変形加工した部材に偏析が生じ
る可能性を最大限に抑えながら所望の優れ機械的特性が
得られるように、観察を行いながら調整した。これらの
含量範囲に関しては後で好ましい範囲を示して説明す
る。これらの範囲は個々に又は任意に組合わせて使用し
得る。含量を好ましい範囲内の値にすれば最小限の特性
が増加し、鉄及び酸素の場合には脆化又は延性欠失に対
する安全性が補強される。
アルファジェニック（alphagenic）元素Al及びSnはその
他の添加元素と組み合わせて使用した場合に、選択した
最小値より小さい含量では硬度を不十分にし、且つ所定
最大値より大きい含量では偶発的な又は頻繁な析出を生
起させる。これらの元素の好ましい含量範囲はAlの場合
が4.5〜5.4％、Snの場合が1.8〜2.5％である。
Zrは硬化作用が大きく、５％を超えると脆化効果を及ぼ
す。Zrの好ましい含量範囲は3.5〜4.8％、より特定的に
は4.1〜4.8％である。これらの３つの元素Al、Sn及びZr
を一緒に使用すると脆化作用は生じない。仏国特許明細
書第2 144 205号に化合物Ti3Alの形成性に関する基準と
して記載されているこれら元素の合計％、即ち ％Al＋％Sn/＋３％Zr/6 は、これら元素の含量を最大にした場合には７に等し
い。
Moは硬化作用は僅かであるが、アルファ−ベータ構造が
完全なベータ構造に変わる時の変態点、即ち本明細書で
「ベータトランザス（beta transus）」と称する温度を
低下させるという重大な効果を有する。「ベータトラン
ザス」が例えば４％のMoによって約 40℃低下すれば、この温度に近い温度での熱間加工に影
響が生じる。Moの好ましい含量範囲は2.0〜4.5％であ
る。ＶはMoとほぼ同じ効果をもち、Crのごとき析出物を
生じさせることによってベータ硬化作用を示す。Ｖの添
加は任意的であり、（Cr＋Ｖ）は1.5〜4.5％の範囲にす
る。Crは偏析の危険に鑑みて最高2.5％に制限する。こ
の偏析（例えばCr＋Zrに富んだ「ベータフレック（beta
flecks）」と称する偏析）は、仏国特許明細書第2 144
205号で推奨されているCr含量3.5〜4.5％では、使用性
能に極めて不利な作用を及ぼす。Cr含量は、硬度のため
には1.5％より大きい値に維持するのが好ましい。
Feは金属間化合物の析出による硬化を生起せしめる。Fe
は高温（約550〜600℃）での熱間クリープに対する耐性
を低下させることが知られているが、これは前記析出物
が或る程度の脆性をもたらすからである。Fe含量はいず
れの場合も２％未満にし、好ましくは0.5〜1.5％の間に
調整する。このようにすると、意外なことに、400℃で
の耐クリープ性が著しく改善されるからである。これ
は、例えば航空機用圧縮機の「平均温度（通常は350以
上500℃未満）段階」で使用される部材にとっては有利
なことである。
周知のように、Ｏの含量を増加すると機械的強度が増加
し且つ靭性（K1C）が少し低下する。従ってＯの含量は
0.15％以下、好ましくは0.13％以下にする。Siを少し加
えると500〜550℃での耐クリープ性が改善されるが、十
分な延性を得るためにはSi含量を0.3％以下にする。
熱間加工を、ベータ範囲での予加熱の後で行われる、即
ちベータ範囲で少なくとも開始される最終加工、例えば
圧延又はより一般的に鍛造もしくはダイ鍛造によって完
了するようにすると、特性が明らかに改善されることが
判明した。
この最終加工の加工率（working ratio）「S/s」（初期
断面積／最終断面積）は２以上であるのが好ましい。
また、一般に言われていることに反して、熱間加工合金
の実際の「ベータトランザス」温度は正確に、例えば±
10〜15℃内の正確さで検出するのが好ましいことも判明
した。そのためには、荒形削り（鍛造又は圧延）によっ
て得た熱間ブランクから試料を採取し、これらの試料を
段階的に異なる種々の温度に加熱してその温度に維持
し、次いで水焼入れした後、顕微鏡写真で構造を調べ
る。「ベータトランザス」は場合によっては補間により
評価され、この温度になると総てのアルファ相が消失す
る。このように実験を通して測定される熱間加工合金の
実際の「ベータトランザス」温度は、計算によって推算
されるトランザス温度とかなり異なることもある（第１
テストグループ参照）。
実際の「ベータトランザス」又は単に「ベータトランザ
ス」と称する前記温度に関する認識が、最終ベータ加工
温度（ステップｂ）の選択と、その後の熱間加工部材ブ
ランク溶体化処理（ステップｃ）の温度調整とに及ぼす
結果は重大なものである。実際、所望の構造及び特性を
得るためには、又は前述の方法もしくは一連の鍛造テス
ト及びそれに次ぐ焼入れと得られた構造の検査とによっ
て測定され得るか、又は実験的に求めた「ベータトラン
ザス」よりわずかに低い、高アルファ−ベータ温度範囲
で溶体化処理を実施することが強く望まれる。より特異
的には、この溶体化処理は通常「ベータトランザス」−
40℃と「ベータトランザス」−10℃との間で選択した温
度で実施する。この選択温度の維持時間は20分〜２時
間、通常は30分〜１時間30分である。この溶体化処理の
後は室温までの水冷、又はより一般的には空冷を行う。
その後、550〜650℃の温度で焼鈍にかけて、十分な機械
的強度及び靭性（Rm−Rp0.2及びK1C）を維持しながら破
断伸びＡ％と400℃での耐クリープ性とを向上させる。
最終熱間加工を、必要であればこれら一連の変形操作の
操作間隔を大きくして、前記「ベータトランザス」より
少なくとも10℃高い温度でベータ状態を開始し且つアル
ファ−ベータ状態で終了するように実施したところ、特
に破断伸びＡ％と400℃での耐クリープ性とが改善され
た。操作はすべて前記「ベータトランザス」±60℃の範
囲の温度で実施した。この加工処理は、「ベータトラン
ザス」＋20℃から「ベータトランザス」＋40℃の範囲の
温度で開始し、「ベータトランザス」より低く且つ「ベ
ータトランザス」−50℃より高いか等しい温度で、又は
より好ましくは「ベータトランザス」−10℃から「ベー
タトランザス」−40℃の範囲の温度で終了するように行
うのが好ましい。このようにすると、微細析出物を含む
均質な特性状態に対応し、従って優れた特性をもたらす
アルファ−ベータ型の微細針状構造が再現性をもって得
られる。
好ましくは、前述の最終熱間加工に先立つインゴットの
熱間荒形削りの少なくとも最終部分を、「ベータトラン
ザス」−100℃から「ベータトランザス」−20℃の範囲
のアルファ−ベータ温度で実施する。このようにする
と、微細構造が前もって微細な状態になるため、最終的
に形成される部材の品質に有利な効果を及ぼす。ここで
は、熱間加工の最終温度を製品の核の温度とし、例えば
最終熱間加工の条件を変えることによって得られる種々
の微細構造の予備検査によって推算する。
最終熱間加工の好ましい実施法では、時効化熱処理温度
を570〜640℃にし且つこの温度の維持時間を６〜10時間
にする。
本発明の第２の目的は、通常500℃以下の温度で使用さ
れるチタン合金部材の変形加工方法を提供することにあ
る。前記合金は前述の好ましい条件に従い、Fe＝0.7〜
1.5％、Zr＝3.5〜4.8％好ましくは4.1〜4.8％である。
この方法では、荒形削り加工の少なくとも最終部分が
「ベータトランザス」−100℃から「ベータトランザ
ス」−20℃の範囲の温度で鍛造を含み、この鍛造によっ
て少なくとも1.5の加工率が得られる。時効処理は通常5
80〜630℃で６〜10時間行うようにする。
本発明の第３の目的は、本発明の第２の目的である前記
変形加工方法によって形成した優れた特性をもつ部材に
ある。この部材はZr含量が3.5〜4.8％であり、下記の機
械的特性を有する。
Rm≧1200MPa、Rp0.2≧1100MPa、Ａ％≧５、20℃での靭
性（耐亀裂伝搬性） 600MPaでの400℃耐クリープ性:200時間以上で0.5％。
本発明の方法は下記の利点を有する。
− いかなる型の偏析も全く伴わずに微細針状構造を再
現性をもって得ることができる。
− 脆化の危険が回避される。
− 所望の性質、即ち前述のごとき構造及び機械的特性
が総て同時に得られる。
テスト 第１テストグループ（表１〜６） 真空電弧式炉で二重溶融により６つのインゴットＡ−Ｄ
−Ｅ−Ｈ−Ｊ−Ｋを製造した。得られた組成は表１に示
す。
各インゴットをベータ状態1050℃/1100℃で第１の荒形
削りにかけて初期直径φ200mmから正方形 にした。次いで各インゴットの一部分を、６つの合金の
各々について計算したトランザス温度（表２）より50℃
低い温度で鍛造して70x30mmの平板状にすることによっ
て、アルファ−ベータ構造における第２の調質荒形削り
にかけた。前記トランザス温度の計算は、添加元素の含
量を考慮する内部アプローチ法（internal approach ru
le）によって行った。
次いで、この段階で採取した試料を10℃ずつ段階的に異
なる温度で30分間加熱し、各加熱の後で水焼入れにか
け、得られた構造を顕微鏡写真で調べた。このようにし
て各熱間加工合金毎にアルファ相消滅温度、即ち実際の
「ベータトランザス」温度を求めた（表２）。
この実際の「ベータトランザス」温度によれば、前記ア
ルファ−ベータ第２荒形削りの温度は、合金によって
「ベータトランザス」−170℃（符号Ｈ）から「ベータ
トランザス」−40℃（符号Ｅ）又は「ベータトランザ
ス」−60℃（符号Ｋ）まで様々に異なっていたことにな
る。
次いで、下記の３種類の変形及び熱処理条件に従って３
組の試料を製造し、長手方向Ｌの機械的特性を調べ、場
合によっては横方向Ｔの機械的特性も調べた。
第１操作条件（表３）：この場合には最終鍛造に相当す
る前記アルファ−ベータ鍛造の後で、「ベータトランザ
ス」−50℃（表２）で１時間溶体化処理し、その結果得
られた状態で室温での機械的特性を測定した。引っ張り
クリープテストは、表２に各合金毎に示した温度で更に
８時間時効処理した後、600MPa、400℃で行った。
第２操作条件（表４）：ベータ第１荒形削りの結果得ら
れた正方形Ｈ以外の正方形80mmの一部分を、先に測定し
た実際の「ベータトランザス」より50℃低い温度でアル
ファ−ベータ第２荒形削りにかけて正方形 にした。
次いで、この正方形を最終鍛造にかけて70x30mmの平板
状にした。この操作は、「ベータトランザス」＋10℃で
30分予加熱した状態で始まり且つアルファ−ベータ状態
で終了するように行った。その結果アルファ−ベータ微
細針状構造が得られた。その後、第１操作条件の場合と
同様に、これらの部材を実際の「ベータトランザス」−
30℃（表２）で１時間溶体化処理し、次いで550℃（A
2）又は500℃（D2−E2−J2−K2）で８時間時効処理し
た。20℃での機械的特性及び400℃での耐クリープ性を
この時効状態で測定した。
第３操作条件（表５）：第２の操作条件で得た70x30mm
の平板の一部分を更に最終鍛造にかけて60x30mmにし
た。この操作は、「ベータトランザス」＋30℃から始め
てアルファ−ベータで終了するように行った（顕微鏡写
真で検査したところ、アルファ相で縁取りされた針状構
造が観察された）。
次いで各合金毎に第２操作条件の場合と同じ熱処理（溶
体化及び時効）を行った。
これらの結果から下記の所見が得られる。
− 第１組及び第２組の合金は、機械的強度及び400℃
での耐クリープ性によって下記のように分級される。
この分級はこれら２つの操作条件下の合金の間でかなり
異なっている。第１操作条件の試料は第２操作条件の試
料より低い温度で最終鍛造にかけたものである。更に、
この鍛造は合金の実際の「ベータトランザス」と処理温
度との差を、例えばAlの場合はこのトランザス110℃低
い温度、E1の場合は40℃低い温度というように変えて実
施した。
− Ｋは仏国特許明細書第2 144 205号で推奨されてい
る分析に基づく対照である。ＨはSn及びZrを含まない別
の対照であり、この第１テストグループでは不十分な機
械的強度及び耐クリープ性を示す。
− 第１及び第２操作条件の結果の比較から、ベータで
開始した最終鍛造の重要性が知見される。第２及び第３
操作条件の結果の比較からは、この最終鍛造の開始温度
を「ベータトランザス」より高い温度にすると予加熱段
階でより良い均質性が得られ且つベータ範囲での最終加
工の割合がより大きくなるため機械的強度が向上し、そ
の結果時効条件を調整すれば種々の特性がよりバランス
良く得られることがわかる。これは、合金の実際の「ベ
ータトランザス」と最終鍛造温度との差を正確に調整す
ることの重要性も意味する。
− 合金Ｄ、Ｊ及びＥは、時効温度を550℃より高くす
ると、特に有利な性質を示すと思われる（第２操作条件
の試料について観察した機械的強度及び耐クリープ性参
照）。合金Ｄ及びＪは鉄を夫々2.1％及び1.9％含む。
第２テストグループ（表７〜９） Al含量を約５％にし且つZr含量を第１テストグループで
使用した量より多くして、新たにインゴットを製造し
た。この実施例で選択したこれら５つのインゴットの組
成を表７に示す。符号FBのインゴットのみが鉄を含み、
その含量は1.1％である。
各インゴットを先ずプレスにより1050℃でベータの第１
荒形削りにかけて、初期直径φ200mmから正方形 にした。第１グループのテストと同じ方法に従い、この
段階でこれら５つのインゴットの実際の「ベータトラン
ザス」を測定した。
次いで、「ベータトランザス」−50℃での予加熱から出
発して140mmの正方形を80mmの正方形に鍛造し、その後
実際の「ベータトランザス」＋30℃の温度で最終鍛造を
開始して70x30mmの平板状にした。得られた構造を調べ
た結果、合金KB以外の合金に関してはこの鍛造の最終状
態は「ベータトランザス」−80℃より大きい温度でアル
ファ−ベータであった。合金KBの顕微鏡写真では、不変
ベータ粒子の輪郭をもつ完全なベータ構造が観察され
た。
最終鍛造の後は、得られた熱間加工ブランクを「当該合
金のベータトランザス」−30℃で１時間溶体化処理し、
次いで空冷し、その後特定の方法で選択した温度（表
８）で８時間時効処理した。
前記特定の方法は、複数の小さい試料を段階的に異なる
温度で処理し、次いで微小硬度Hv30gを測定し、且つ硬
度曲線を処理温度の関数として形成することからなる。
焼鈍温度として選択する温度は最小硬度＋10％に相当す
る。
最終鍛造温度及び熱処理温度は表８に示し、機械的テス
トの結果は表９に示した。
合金KBは伸びＡ％が著しく低いが、これは、十分な延性
を得るためには最終鍛造をアルファ−ベータ状態（アル
ファで縁取られた針状構造）で終了することが重要であ
ることを意味する。この合金は、最終鍛造をアルファ−
ベータで終了するように実施していれば有利な特性を示
したかもしれない。得られた試料のうちFB及びGBはＡ％
及び400℃での耐クリープ性を含む種々の性質を最もバ
ランス良く有する。中でもFBは特に好ましく、特に耐ク
リープ性に優れ（0.5％の伸びで384時間）、Alを5.4
％、Zrを4.2％、Feを1.1％含む。AB2は顕微鏡写真で見
ると、4.1％のCr含量に起因して偏析（ベータフレッ
ク）を有する。従って、Cr含量は、優れた特性が得られ
るように2.5％以下にするのが好ましい（FBの結果参
照）。

Claims (14)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】チタン合金部材の製造方法であって、 ａ） Al:3.8〜5.4、Sn:1.5〜2.5、Zr:2.8〜4.8、Mo:1.
    5〜4.5、Cr:2.5以下、Cr＋Ｖ＝1.5〜4.5、Fe＜2.0、Si
    ＜0.3、Ｏ＜0.15、残り:Ti及び不純物という組成（重量
    ％）のインゴットを製造し、 ｂ） 前記インゴットを、熱間ブランクを得るためベー
    タ荒形削りよりなる熱間加工の第１ステップを行ない、
    遅くともステップｃ）の前に、熱間加工合金の実際の
    「ベータトランザス」を熱間加工中又はその後で採取し
    た試料に基づいて実験的に測定し、目的の部材の熱間加
    工ブランクを形成するため前記ブランクの少なくとも一
    部分の最終加工を実際の「ベータトランザス」より少な
    くとも10℃高い温度で始め且つ前記「ベータトランザ
    ス」より低い温度で終了するようにし、この最終熱間加
    工処理全体を前記「ベータトランザス」±60℃の温度範
    囲で行うことを含む熱間加工処理にかけ、 ｃ） 熱間加工によって得た前記部材ブランクを、実際
    の「ベータトランザス」−40℃から実際の「ベータトラ
    ンザス」−10℃までの間の温度に維持しながら溶体化熱
    処理にかけ、次いで室温に冷却し、 ｄ） 前記部材ブランク又は該ブランクから形成した部
    材を550〜650℃で４〜12時間時効化熱処理にかける 諸ステップからなる前記方法。
  2. 【請求項２】Al＝4.5〜5.4、Sn＝1.8〜2.5、Zr＝3.5〜
    4.8であることを特徴とする特許請求の範囲第１項に記
    載の方法。
  3. 【請求項３】Zr＝4.1〜4.8であることを特徴とする特許
    請求の範囲第２項に記載の方法。
  4. 【請求項４】Mo＝2.0〜4.5、Cr＝1.5〜2.5であることを
    特徴とする特許請求の範囲第１項、第２項又は第３項の
    いずれかに記載の方法。
  5. 【請求項５】Fe≦1.5であることを特徴とする特許請求
    の範囲第１項に記載の方法。
  6. 【請求項６】Ｏ＝0.07〜0.13であることを特徴とする特
    許請求の範囲第１項に記載の方法。
  7. 【請求項７】Fe＝0.7〜1.5であることを特徴とする特許
    請求の範囲第１項に記載の方法。
  8. 【請求項８】ブランク又はブランク部分の最終熱間加工
    を実際の「ベータトランザス」＋20℃から実際の「ベー
    タトランザス」＋40℃までの範囲の温度で開始し、且つ
    前記「ベータトランザス」より低くて実際の「ベータト
    ランザス」−50℃より高いか等しい温度で終了すること
    を特徴とする特許請求の範囲第１項から第７項のいずれ
    かに記載の方法。
  9. 【請求項９】最終熱間加工を実際の「ベータトランザ
    ス」−10℃から実際の「ベータトランザス」−40℃まで
    の範囲の温度で終了することを特徴とする特許請求の範
    囲第８項に記載の方法。
  10. 【請求項１０】インゴットの荒形削りの少なくとも最終
    部分を実際の「ベータトランザス」−100℃から実際の
    「ベータトランザス」−20℃までの範囲の温度で実施す
    ることを特徴とする特許請求の範囲第１項から第９項の
    いずれかに記載の方法。
  11. 【請求項１１】部材ブランク又は該ブランクから形成し
    た部材を570〜640℃で６〜10時間時効処理することを特
    徴とする特許請求の範囲第９項に記載の方法。
  12. 【請求項１２】チタン合金部材の製造方法であって、 a1） Al:4.5〜5.4、Sn:1.8〜2.5、Zr:3.5〜4.8、Mo:2.
    0〜4.5、Cr:1.5〜2.5、Cr＋Ｖ＝1.5〜4.5、Fe:0.7〜1.
    5、O:0.07〜0.13、残り:Ti及び不純物という組成（重量
    ％）のインゴットを製造し、 b1） 前記インゴットを、最終熱間ブランクを得るため
    の荒形削りにかけ、但しこの処理の少なくとも最終部分
    は実際の「ベータトランザス」−100℃から実際の「ベ
    ータトランザス」−20℃までの範囲の温度での鍛造から
    なり、この鍛造の加工率は最低1.5であり、 c1） 熱間加工合金の前記実際の「ベータトランザス」
    温度を前記鍛造によって得た熱間ブランクから採取した
    試料に基づいて実験的に求め、 d1） 前記ブランクの最終加工を、実際の「ベータトラ
    ンザス」＋20℃から実際の「ベータトランザス」＋40℃
    までの範囲の温度で開始し且つ実際の「ベータトランザ
    ス」−40℃から実際の「ベータトランザス」−10℃まで
    の範囲の温度で終了するようにして鍛造及び／又はダイ
    鍛造によって行い、 e1） このようにして得た熱間加工部材ブランクを、実
    際の「ベータトランザス」−40℃から実際の「ベータト
    ランザス」−10℃までの間の温度に維持しながら溶体化
    処理にかけ、次いで室温に冷却し、 f1） 前記部材ブランク又は該ブランクから形成した部
    材を580〜630℃で６〜10時間時効化熱処理にかける 諸ステップからなる方法。
  13. 【請求項１３】Zr＝4.1〜4.8であることを特徴とする特
    許請求の範囲第12項に記載の方法。
  14. 【請求項１４】下記の構造及び機械的特性： Ａ） 微細で規則的なアルファ−ベータ構造； Ｂ） 組成（重量％）:Al＝4.5〜5.4、Sn＝1.8〜2.5、Z
    r＝3.5〜4.8、Mo＝2.0〜4.5、Cr＝1.5〜2.5、Cr＋Ｖ＝
    1.5〜4.5、Fe＝0.7〜1.5、Ｏ＝0.07〜0.13、残り＝Ti及
    び不純物； Ｃ） Rm≧1200MPa Rp0.2≧1000MPa Ａ％≧５ 20℃での 600MPa、400℃での耐クリープ性:200時間以上で0.5％ を有することを特徴とするチタン合金部材。
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