JPH0823053B2 - 加工性に優れた高強度チタン合金およびその合金材の製造方法ならびにその超塑性加工法 - Google Patents
加工性に優れた高強度チタン合金およびその合金材の製造方法ならびにその超塑性加工法Info
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- JPH0823053B2 JPH0823053B2 JP2175043A JP17504390A JPH0823053B2 JP H0823053 B2 JPH0823053 B2 JP H0823053B2 JP 2175043 A JP2175043 A JP 2175043A JP 17504390 A JP17504390 A JP 17504390A JP H0823053 B2 JPH0823053 B2 JP H0823053B2
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Description
〔産業上の利用分野〕 この発明は加工性に優れた高強度チタン合金および前
記合金の、高強度チタン合金材の製造方法ならびにその
超塑性加工法に関するものである。 〔従来の技術〕 チタン合金は、軽量で且つ強靭なことから、近年飛行
機、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用い
られている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料
であり、複雑形状部材の場合には、製品重量歩留りが著
しく低いこととあいまって、製造コストが極めて高いこ
とが問題となっている。チタン合金の中で、最も広く使
用されているTi−6Al−4V合金の場合、加工温度が800℃
以下になると急激に熱間変形抵抗が増大するとともに、
割れ等の欠陥が発生しやすくなることが問題である。製
造コストを低減する上で有効であるのが、超塑性現象を
利用した加工法（超塑性加工）である。超塑性とは、あ
る条件下で材料がくびれ（necking）なしに、数百％〜
千％、時には千％以上というような巨大な伸びを生じる
現象である。Ti−6Al−4V合金においても、５〜10μｍ
の微細粒組織を有する材料には、この超塑性現象を利用
した加工が行われているが、その加工温度が875〜950℃
と高温であるため、設備上および操業上の問題点が多
い。例えば、熱間加工温度が高温であるために加工治具
の寿命が短い。あるいは、高温強度を有する高価な材料
からなる治具を使用しなければならないなどの問題であ
る。そこで、Ti−6Al−4V合金以上に優れた加工性を有
し、特に超塑性特性を向上させた合金として、Ti−6Al
−4V合金にFe、Co等を添加した合金が、US特許公報4,29
9,626号に開示されている。 〔発明が解決しようとする課題〕 しかしながら、US特許公報4,299,626号に開示され
た、既存のTi−6Al−4V合金の超塑性加工温度を低下さ
せることを目的に開発された、Ti−6Al−4V−Fe−Ni−C
o合金においても、その超塑性加工温度は、Ti−6Al−4V
合金よりも50〜80℃低い程度の温度に留まっている。ま
た、前記合金は超塑性伸びも充分であるとはいえない。
さらに、前記合金はTi−6Al−4V合金と同様、Alを6wt.
％含有しているため、製造時の熱間加工性（鍛造および
圧延）が悪いという欠点を有している。 従って、この発明の目的は、Ti−6Al−4V合金は勿論
のこと、上記Ti−6Al−4V−Fe−Ni−Co合金よりも、超
塑性伸びが大きく、且つ、超塑性加工時の変形抵抗が小
さいといった超塑性加工性に優れ、さらに、製造時の熱
間加工性に優れる高強度チタン合金およびその合金材の
製造方法ならびにその超塑性加工法を提供することにあ
る。 〔課題を解決するための手段〕 本発明者等は、上述した特性を有するチタン合金を開
発すべく鋭意努力した。その結果、次のような知見を得
た。 （１） 前記合金に所定量のAlを添加することによっ
て、前記合金の強度を上昇することができる。 （２） 前記合金にFe、Ni、Co、Crのうち１種または２
種以上を所定量添加するとともに、Fe（wt.％）＋Ni（w
t.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr（wt.％）の値を、所定
値に限定することによって、前記合金の超塑性特性を向
上（超塑性伸びの増大および変形抵抗の低減）すること
ができ、さらに前記合金の強度を上昇することができ
る。 （３） 前記合金に所定量のMoを添加することによっ
て、前記合金の超塑性特性を向上（超塑性伸びの増大お
よび超塑性発現温度の低下）することができる。 （４） 前記合金に所定量のＶを添加することによっ
て、前記合金の強度を上昇することができる。 （５） 前記合金に所定量のＯ（酸素）を添加すること
によって、前記合金の強度を上昇することができる。 （６） チタン合金のβ相の安定度を示す、２×Fe（w
t.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr
（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.％）の値を、所
定値に限定することによって、前記合金に十分な超塑性
伸びをもたらし、且つ、前記合金の室温強度を上昇する
ことができる。 （７） 前記合金のα晶粒径を所定値に限定することに
より、前記合金の超塑性特性を向上することができる。 （８） 前記合金の製造において、加熱温度、圧下量を
所定値に限定することにより、前記合金の超塑性特性を
向上することができる。 （９） 前記合金の超塑性加工に先立って行う熱処理に
おいて、加熱温度を所定値に限定することによって、前
記合金の超塑性加工性を向上することができる。 この発明は、上述した知見に基づいてなされたもので
あり、その要旨は下記の通りである。 （１） A:3.0〜5.0wt.％、V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含
有し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなることを特徴とする加工性に優れたチタン合金。 （２） Al:3.0〜5.0wt.％、 V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなり、α晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とす
る加工性に優れたチタン合金。 （３） Al:3.0〜5.0wt.％、 V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなるチタン合金材を、（β変態点−250℃）以上β
変態点未満の温度範囲に加熱し、次いで、加熱したチタ
ン合金材に対して50％以上の圧下量で熱間加工を施すこ
とを特徴とするチタン合金材の製造方法。 （４） 上記（３）項に記載した方法で製造したチタン
合金材に（β変態点−250℃）以上β変態点未満の温度
において熱処理を施すことを特徴とするチタン合金材の
超塑性加工法。 次に、この発明において、成分組成範囲およびα晶粒
径ならびに製造条件、超組成加工条件を上述のように限
定した理由を以下に述べる。 I.成分組成 （１） Al（アルミニウム）： チタン合金は、通常熱間鍛造あるいは熱間圧延または
その両者により製造される。しかしながら、熱間加工中
に温度低下が起きると、変形抵抗が急激に増大するとと
もに割れ等の欠陥の発生が起きやすくなり、製造性を著
しく低下させる。これらの製造性はAlの含有量と密接な
関係がある。即ち、Alはα＋β組織を得るためのα相安
定化元素として添加され、強度上昇に寄与する。しかし
ながら、Al含有量が3wt.％未満では、十分な強度が得ら
れない。一方、Al含有量が5wt.％を超えると、熱間変形
抵抗が増大するとともに冷間加工性が劣化し、製造性が
悪くなる。従って、Al含有量は3.0〜5.0wt.％の範囲に
限定すべきである。 （２） Fe（鉄）、Ni（ニッケル）、Co（コバルト）お
よびCr（クロム）： 高強度且つ優れた超塑性特性を有するチタン合金を得
るためには、合金のミクロ組織を微細な等軸α晶を有す
る組織にしなければならず、しかも超塑性加工温度にお
いてα晶の体積率が40〜60％であることが必要である。
そこで、Ti−6Al−4V合金よりも、超塑性加工温度を低
下させるために、β変態点（高温側のβ単相から低温側
のα＋β２相へ変態する温度）を低下させるための元素
であるFe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上
および後述するMoを添加する。 即ち、Fe、Ni、CoおよびCrはβ相安定化元素として添
加され、β変態点を低下させることにより、超塑性特性
を向上（超塑性伸びの増大および変形抵抗の低減）させ
る作用を有する。さらに、これらの元素は主にβ相に固
溶し強度を上昇させる作用を有する。また、これらの元
素を添加すると熱間加工等に加工性の良いβ相の体積率
が増大することにより、熱間変形抵抗が減少するととも
に、割れ等の欠陥の発生が抑えられる効果がある。 しかしながら、Fe、Ni、CoおよびCrの含有量がそれぞ
れ0.1wt.％未満では、上述した作用に所望の効果が得ら
れない。一方、Fe、Ni、CoおよびCrの含有量がそれぞれ
3.15wt.％を超えると、これらの元素とTiとの間に脆化
相である金属間化合物が形成され、さらに、溶解、凝固
時にβフレックと呼ばれる偏析相が形成され、その結果
合金の機械的性質、特に延性が劣化する。従って、Fe、
Ni、CoおよびCrの１種または２種以上の含有量は0.1〜
3.15wt.％の範囲に限定することが好ましい。 （３） Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9
×Cr（wt.％）： Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr
（wt.％）は、チタン合金のβ相の安定度を示すととも
に、チタン合金の超塑性特性（超塑性発現温度および超
塑性加工時の変形抵抗）と密接な関係がある。この値が
0.85wt.％未満であると、超塑性発現温度が低いという
本合金の特長を損なうか、超塑性発現温度が低い場合に
は超塑性加工時の変形抵抗が大きくなるという欠点があ
る。また、この値が3.15wt.％を超えると、Fe、Ni、C
o、CrとTiの間に脆化相である金属間化合物が形成さ
れ、さらに、溶解時にβフレックが形成され、その結
果、合金の機械的性質、特に室温延性が劣化する。従っ
て、Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr
（wt.％）の値は、0.85wt.％〜3.15wt.％の範囲に限定
すべきである。 （４） Mo（モリブデン）： Moも上述したFe、Ni、CoおよびCrと同様に、β相安定
化元素として添加され、β変態点を低下させることによ
り、超塑性特性を向上（超塑性発現温度の低下）させる
作用を有する。さらに、Moは主にβ相に固溶し強度を上
昇させる作用を有する。しかしながら、Mo含有量が0.85
wt.％未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、Mo含有量が3.15wt.％を超えると、Moが重い
元素であることから合金の密度を増大させ、高比強度で
あるというチタン合金の特長を損なう。さらに、Moは、
チタン中での拡散速度が小さいために、超塑性成形時の
変形応力が増大する。従って、Mo含有量は、0.85〜3.15
wt.％の範囲に限定すべきである。 （５） Ｖ（バナジウム）： Ｖはα＋β組織を得るためのβ相安定化元素として添
加され、Tiとの間に脆化相である金属間化合物を形成す
ることなく強度を上昇させる作用を有する。即ち、Ｖは
主にβ相に固溶しこれを強化する。Ｖ含有量が2.1〜3.7
wt.％の範囲内にあることは、本発明合金の製造にあた
り、チタン合金の需要の大部分を占めるTi−6Al−4V合
金スクラップを移用することができるという大きな利点
がある。しかしながら、Ｖ含有量が2.1wt.％未満では上
述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｖ含有量
が3.7wt.％を超えると、β変態点が低くなり過ぎ、その
結果、超塑性延びが不十分となる。従って、Ｖ含有量は
2.1〜3.7wt.％の範囲に限定すべきである。 （６） Ｏ（酸素）： Ｏはα相に固溶して強度を上昇させる作用を有する。
しかしながら、Ｏ含有量が0.01wt.％未満では、強度上
昇への寄与が十分でなく、所望の強度が得られないので
Ｏ含有量は0.01wt％以上が好ましい。また、Ｏ含有量が
0.15wt.％を超えると、冷間圧延性を劣化させるので好
ましくない。従って、Ｏ含有量が0.15wt.％とすべきで
ある。 （７） ２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）： ２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.
％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.
％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し、この値が小
さいとβ変態点が高く、逆に大きいとβ変態点が低くな
る。チタン合金の最適超塑性温度は、α相の体積率が40
〜60％になる温度であり、この温度はベータ変態点と密
接な関係がある。この値が7wt.％未満では、超塑性発現
温度が高くなり、前記温度が低いという本合金の特徴を
損ない、室温強度上昇への寄与が十分でない。一方、こ
の値が13wt.％を超えると、α相の体積率が40〜60％に
なる温度が低くなり過ぎ、その温度では拡散が不十分と
なり十分な超塑性伸びが得られない。従って、２×Fe
（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.％）＋1.8×
Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.％）の値は、
7wt.％〜13wt.％の範囲に限定すべきである。 II.α晶粒径： 優れた超塑性特性が求められる場合、α晶粒径を５μ
ｍ以下にすることが好ましい。即ち、α晶粒径は超塑性
特性と密接な関係があり、小さいほど優れた超塑性特性
が得られ、α晶粒径が５μｍを超えると超塑性伸びが小
さくなる。また、超塑性加工は、通常、ガス圧等の比較
的小さな圧力によってなされることから、変形応力が小
さいことが特に求められる。 III.製造条件： （１） 熱間加工条件： Ｉで述べた成分組成を有するチタン合金は、分塊鍛造
あるいは分塊圧延により鋳造組織を壊し、組織的に均質
に近いものとした後、熱間鍛造、熱間圧延、熱間押し出
し等の熱間加工により製造されるが、この熱間加工の際
の加熱温度が（β変態点−250℃）未満では、変形抵抗
が大きくなり過ぎたり、割れ等の欠陥が発生するので好
ましくない。一方、この加熱温度がβ変態点以上になる
と結晶粒の粗大化が起こり、熱間加工性の低下（粗大化
した粒界に割れが発生する等）が起こり好ましくない。
また、この加工時の圧下量｛加工方向の長さ（板厚ある
いは対辺長さ）の減少率で表す｝が50％未満と小さい
と、α晶に十分な量の歪みが蓄えられず、再結晶焼鈍を
行っても、等軸微細粒組織とならず、棒状のα晶組織や
粗大なα晶組織となる。これらの組織は超塑性加工に適
していないだけでなく、熱間加工性や冷間加工性に劣っ
ており好ましくない。 以上より、熱間加工の加熱温度範囲を（β変態点−25
0℃）以上β変態点未満に限定し、さらにその加工量
（圧下量）を50％以上と定めた。 （２） 熱処理： この工程は必須の工程ではないが、超塑性加工を行う
場合に、等軸微細粒組織を得るために行われる。 熱処理温度が（β変態点−250℃）未満では、温度が
低いため再結晶が十分でなく等軸粒が得られず好ましく
ない。また、熱処理温度がβ変態点以上になるとβ単相
になり等軸α晶が消失し、超塑性が得られず好ましくな
い。 以上より、熱処理温度範囲を（β変態点−250℃）以
上β変態点未満と定めた。この熱処理は、超塑性加工に
先立ってその装置内で行っても差し支えない。
記合金の、高強度チタン合金材の製造方法ならびにその
超塑性加工法に関するものである。 〔従来の技術〕 チタン合金は、軽量で且つ強靭なことから、近年飛行
機、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用い
られている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料
であり、複雑形状部材の場合には、製品重量歩留りが著
しく低いこととあいまって、製造コストが極めて高いこ
とが問題となっている。チタン合金の中で、最も広く使
用されているTi−6Al−4V合金の場合、加工温度が800℃
以下になると急激に熱間変形抵抗が増大するとともに、
割れ等の欠陥が発生しやすくなることが問題である。製
造コストを低減する上で有効であるのが、超塑性現象を
利用した加工法（超塑性加工）である。超塑性とは、あ
る条件下で材料がくびれ（necking）なしに、数百％〜
千％、時には千％以上というような巨大な伸びを生じる
現象である。Ti−6Al−4V合金においても、５〜10μｍ
の微細粒組織を有する材料には、この超塑性現象を利用
した加工が行われているが、その加工温度が875〜950℃
と高温であるため、設備上および操業上の問題点が多
い。例えば、熱間加工温度が高温であるために加工治具
の寿命が短い。あるいは、高温強度を有する高価な材料
からなる治具を使用しなければならないなどの問題であ
る。そこで、Ti−6Al−4V合金以上に優れた加工性を有
し、特に超塑性特性を向上させた合金として、Ti−6Al
−4V合金にFe、Co等を添加した合金が、US特許公報4,29
9,626号に開示されている。 〔発明が解決しようとする課題〕 しかしながら、US特許公報4,299,626号に開示され
た、既存のTi−6Al−4V合金の超塑性加工温度を低下さ
せることを目的に開発された、Ti−6Al−4V−Fe−Ni−C
o合金においても、その超塑性加工温度は、Ti−6Al−4V
合金よりも50〜80℃低い程度の温度に留まっている。ま
た、前記合金は超塑性伸びも充分であるとはいえない。
さらに、前記合金はTi−6Al−4V合金と同様、Alを6wt.
％含有しているため、製造時の熱間加工性（鍛造および
圧延）が悪いという欠点を有している。 従って、この発明の目的は、Ti−6Al−4V合金は勿論
のこと、上記Ti−6Al−4V−Fe−Ni−Co合金よりも、超
塑性伸びが大きく、且つ、超塑性加工時の変形抵抗が小
さいといった超塑性加工性に優れ、さらに、製造時の熱
間加工性に優れる高強度チタン合金およびその合金材の
製造方法ならびにその超塑性加工法を提供することにあ
る。 〔課題を解決するための手段〕 本発明者等は、上述した特性を有するチタン合金を開
発すべく鋭意努力した。その結果、次のような知見を得
た。 （１） 前記合金に所定量のAlを添加することによっ
て、前記合金の強度を上昇することができる。 （２） 前記合金にFe、Ni、Co、Crのうち１種または２
種以上を所定量添加するとともに、Fe（wt.％）＋Ni（w
t.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr（wt.％）の値を、所定
値に限定することによって、前記合金の超塑性特性を向
上（超塑性伸びの増大および変形抵抗の低減）すること
ができ、さらに前記合金の強度を上昇することができ
る。 （３） 前記合金に所定量のMoを添加することによっ
て、前記合金の超塑性特性を向上（超塑性伸びの増大お
よび超塑性発現温度の低下）することができる。 （４） 前記合金に所定量のＶを添加することによっ
て、前記合金の強度を上昇することができる。 （５） 前記合金に所定量のＯ（酸素）を添加すること
によって、前記合金の強度を上昇することができる。 （６） チタン合金のβ相の安定度を示す、２×Fe（w
t.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr
（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.％）の値を、所
定値に限定することによって、前記合金に十分な超塑性
伸びをもたらし、且つ、前記合金の室温強度を上昇する
ことができる。 （７） 前記合金のα晶粒径を所定値に限定することに
より、前記合金の超塑性特性を向上することができる。 （８） 前記合金の製造において、加熱温度、圧下量を
所定値に限定することにより、前記合金の超塑性特性を
向上することができる。 （９） 前記合金の超塑性加工に先立って行う熱処理に
おいて、加熱温度を所定値に限定することによって、前
記合金の超塑性加工性を向上することができる。 この発明は、上述した知見に基づいてなされたもので
あり、その要旨は下記の通りである。 （１） A:3.0〜5.0wt.％、V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含
有し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなることを特徴とする加工性に優れたチタン合金。 （２） Al:3.0〜5.0wt.％、 V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなり、α晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とす
る加工性に優れたチタン合金。 （３） Al:3.0〜5.0wt.％、 V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなるチタン合金材を、（β変態点−250℃）以上β
変態点未満の温度範囲に加熱し、次いで、加熱したチタ
ン合金材に対して50％以上の圧下量で熱間加工を施すこ
とを特徴とするチタン合金材の製造方法。 （４） 上記（３）項に記載した方法で製造したチタン
合金材に（β変態点−250℃）以上β変態点未満の温度
において熱処理を施すことを特徴とするチタン合金材の
超塑性加工法。 次に、この発明において、成分組成範囲およびα晶粒
径ならびに製造条件、超組成加工条件を上述のように限
定した理由を以下に述べる。 I.成分組成 （１） Al（アルミニウム）： チタン合金は、通常熱間鍛造あるいは熱間圧延または
その両者により製造される。しかしながら、熱間加工中
に温度低下が起きると、変形抵抗が急激に増大するとと
もに割れ等の欠陥の発生が起きやすくなり、製造性を著
しく低下させる。これらの製造性はAlの含有量と密接な
関係がある。即ち、Alはα＋β組織を得るためのα相安
定化元素として添加され、強度上昇に寄与する。しかし
ながら、Al含有量が3wt.％未満では、十分な強度が得ら
れない。一方、Al含有量が5wt.％を超えると、熱間変形
抵抗が増大するとともに冷間加工性が劣化し、製造性が
悪くなる。従って、Al含有量は3.0〜5.0wt.％の範囲に
限定すべきである。 （２） Fe（鉄）、Ni（ニッケル）、Co（コバルト）お
よびCr（クロム）： 高強度且つ優れた超塑性特性を有するチタン合金を得
るためには、合金のミクロ組織を微細な等軸α晶を有す
る組織にしなければならず、しかも超塑性加工温度にお
いてα晶の体積率が40〜60％であることが必要である。
そこで、Ti−6Al−4V合金よりも、超塑性加工温度を低
下させるために、β変態点（高温側のβ単相から低温側
のα＋β２相へ変態する温度）を低下させるための元素
であるFe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上
および後述するMoを添加する。 即ち、Fe、Ni、CoおよびCrはβ相安定化元素として添
加され、β変態点を低下させることにより、超塑性特性
を向上（超塑性伸びの増大および変形抵抗の低減）させ
る作用を有する。さらに、これらの元素は主にβ相に固
溶し強度を上昇させる作用を有する。また、これらの元
素を添加すると熱間加工等に加工性の良いβ相の体積率
が増大することにより、熱間変形抵抗が減少するととも
に、割れ等の欠陥の発生が抑えられる効果がある。 しかしながら、Fe、Ni、CoおよびCrの含有量がそれぞ
れ0.1wt.％未満では、上述した作用に所望の効果が得ら
れない。一方、Fe、Ni、CoおよびCrの含有量がそれぞれ
3.15wt.％を超えると、これらの元素とTiとの間に脆化
相である金属間化合物が形成され、さらに、溶解、凝固
時にβフレックと呼ばれる偏析相が形成され、その結果
合金の機械的性質、特に延性が劣化する。従って、Fe、
Ni、CoおよびCrの１種または２種以上の含有量は0.1〜
3.15wt.％の範囲に限定することが好ましい。 （３） Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9
×Cr（wt.％）： Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr
（wt.％）は、チタン合金のβ相の安定度を示すととも
に、チタン合金の超塑性特性（超塑性発現温度および超
塑性加工時の変形抵抗）と密接な関係がある。この値が
0.85wt.％未満であると、超塑性発現温度が低いという
本合金の特長を損なうか、超塑性発現温度が低い場合に
は超塑性加工時の変形抵抗が大きくなるという欠点があ
る。また、この値が3.15wt.％を超えると、Fe、Ni、C
o、CrとTiの間に脆化相である金属間化合物が形成さ
れ、さらに、溶解時にβフレックが形成され、その結
果、合金の機械的性質、特に室温延性が劣化する。従っ
て、Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr
（wt.％）の値は、0.85wt.％〜3.15wt.％の範囲に限定
すべきである。 （４） Mo（モリブデン）： Moも上述したFe、Ni、CoおよびCrと同様に、β相安定
化元素として添加され、β変態点を低下させることによ
り、超塑性特性を向上（超塑性発現温度の低下）させる
作用を有する。さらに、Moは主にβ相に固溶し強度を上
昇させる作用を有する。しかしながら、Mo含有量が0.85
wt.％未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、Mo含有量が3.15wt.％を超えると、Moが重い
元素であることから合金の密度を増大させ、高比強度で
あるというチタン合金の特長を損なう。さらに、Moは、
チタン中での拡散速度が小さいために、超塑性成形時の
変形応力が増大する。従って、Mo含有量は、0.85〜3.15
wt.％の範囲に限定すべきである。 （５） Ｖ（バナジウム）： Ｖはα＋β組織を得るためのβ相安定化元素として添
加され、Tiとの間に脆化相である金属間化合物を形成す
ることなく強度を上昇させる作用を有する。即ち、Ｖは
主にβ相に固溶しこれを強化する。Ｖ含有量が2.1〜3.7
wt.％の範囲内にあることは、本発明合金の製造にあた
り、チタン合金の需要の大部分を占めるTi−6Al−4V合
金スクラップを移用することができるという大きな利点
がある。しかしながら、Ｖ含有量が2.1wt.％未満では上
述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｖ含有量
が3.7wt.％を超えると、β変態点が低くなり過ぎ、その
結果、超塑性延びが不十分となる。従って、Ｖ含有量は
2.1〜3.7wt.％の範囲に限定すべきである。 （６） Ｏ（酸素）： Ｏはα相に固溶して強度を上昇させる作用を有する。
しかしながら、Ｏ含有量が0.01wt.％未満では、強度上
昇への寄与が十分でなく、所望の強度が得られないので
Ｏ含有量は0.01wt％以上が好ましい。また、Ｏ含有量が
0.15wt.％を超えると、冷間圧延性を劣化させるので好
ましくない。従って、Ｏ含有量が0.15wt.％とすべきで
ある。 （７） ２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）： ２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.
％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.
％）は、チタン合金のβ相の安定度を示し、この値が小
さいとβ変態点が高く、逆に大きいとβ変態点が低くな
る。チタン合金の最適超塑性温度は、α相の体積率が40
〜60％になる温度であり、この温度はベータ変態点と密
接な関係がある。この値が7wt.％未満では、超塑性発現
温度が高くなり、前記温度が低いという本合金の特徴を
損ない、室温強度上昇への寄与が十分でない。一方、こ
の値が13wt.％を超えると、α相の体積率が40〜60％に
なる温度が低くなり過ぎ、その温度では拡散が不十分と
なり十分な超塑性伸びが得られない。従って、２×Fe
（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.％）＋1.8×
Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo（wt.％）の値は、
7wt.％〜13wt.％の範囲に限定すべきである。 II.α晶粒径： 優れた超塑性特性が求められる場合、α晶粒径を５μ
ｍ以下にすることが好ましい。即ち、α晶粒径は超塑性
特性と密接な関係があり、小さいほど優れた超塑性特性
が得られ、α晶粒径が５μｍを超えると超塑性伸びが小
さくなる。また、超塑性加工は、通常、ガス圧等の比較
的小さな圧力によってなされることから、変形応力が小
さいことが特に求められる。 III.製造条件： （１） 熱間加工条件： Ｉで述べた成分組成を有するチタン合金は、分塊鍛造
あるいは分塊圧延により鋳造組織を壊し、組織的に均質
に近いものとした後、熱間鍛造、熱間圧延、熱間押し出
し等の熱間加工により製造されるが、この熱間加工の際
の加熱温度が（β変態点−250℃）未満では、変形抵抗
が大きくなり過ぎたり、割れ等の欠陥が発生するので好
ましくない。一方、この加熱温度がβ変態点以上になる
と結晶粒の粗大化が起こり、熱間加工性の低下（粗大化
した粒界に割れが発生する等）が起こり好ましくない。
また、この加工時の圧下量｛加工方向の長さ（板厚ある
いは対辺長さ）の減少率で表す｝が50％未満と小さい
と、α晶に十分な量の歪みが蓄えられず、再結晶焼鈍を
行っても、等軸微細粒組織とならず、棒状のα晶組織や
粗大なα晶組織となる。これらの組織は超塑性加工に適
していないだけでなく、熱間加工性や冷間加工性に劣っ
ており好ましくない。 以上より、熱間加工の加熱温度範囲を（β変態点−25
0℃）以上β変態点未満に限定し、さらにその加工量
（圧下量）を50％以上と定めた。 （２） 熱処理： この工程は必須の工程ではないが、超塑性加工を行う
場合に、等軸微細粒組織を得るために行われる。 熱処理温度が（β変態点−250℃）未満では、温度が
低いため再結晶が十分でなく等軸粒が得られず好ましく
ない。また、熱処理温度がβ変態点以上になるとβ単相
になり等軸α晶が消失し、超塑性が得られず好ましくな
い。 以上より、熱処理温度範囲を（β変態点−250℃）以
上β変態点未満と定めた。この熱処理は、超塑性加工に
先立ってその装置内で行っても差し支えない。
次に、この発明のチタン合金を実施例により具体的に
説明する。 〔実施例１〕 第１表に示す成分組成を有する本発明合金No.A1〜A2
8、従来合金No.B1〜B4、比較合金No.C1〜C20を以下に示
す方法によって調製した。 アルゴン雰囲気アーク炉にてインゴットを溶製し、熱
間鍛造、熱間圧延を行い、厚さ5mmの板材に仕上げた。
熱間圧延時の加熱温度はβ変態点未満の（α＋β）２相
域とし、圧下量50〜80％の加工を行った。このようにし
て調製された供試体の各々に対して、（α＋β）２相域
において再結晶焼鈍を施し、超塑性引張試験および室温
引張試験を行った。 室温引張試験の結果を第２表に示す。 超塑性引張試験は、平行部が5mm巾、5mm長さ、4mm厚
さの試験片を採取して、５×10-6torr以下の真空中で行
った。この試験結果を、超塑性引張特性として第３表に
示す。最大変形応力は、最高荷重を初期断面積で除して
求めた。 また、熱間圧縮変形抵抗は、熱間圧延材より採取した
円筒状試験片を用いて真空中において700℃で単軸圧縮
加工を行い、高さ方向に50％圧縮した時の真応力で評価
した。 本発明合金は、この熱間圧縮変形抵抗24kgf/mm2以下
と従来合金であるTi−6Al−4V合金は勿論、比較合金と
比べても小さく熱間加工性に優れている。 なお、比較合金No.C1、C3、C5は、室温での引っ張り
強さが90kgf/mm2以下とTi−6Al−4V合金よりも低いた
め、また、比較合金No.C2、C8、C9、C14、C16、C17、C2
0は、耳割れ無しに可能な冷間圧延率が30％以下と実用
的でないため、熱間圧縮試験を行わなかった。 第１図は、Ti−Al−Ｖ−Mo合金にFe、Ni、Co、Crを添
加したときの超塑性伸びの変化を調べたグラフである。 第１図に示すように、Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co
（wt.％）＋0.9×Cr（wt.％）の値が0.85〜3.15wt.％に
おいて、1500％以上の大きな伸びが得られている。 第２図は、Ti−Al合金に、Ｖ、Mo、Fe、Ni、Co、Crを
添加したときの超塑性伸びの変化を調べたグラフであ
る。 第２図に示すように、２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.
％）＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ
（wt.％）＋Mo（wt.％）の値が7wt.％〜13wt.％におい
て、1500％以上の大きな伸びが得られている。ただし、
この値が7wt.％未満だと、最大超塑性伸びが得られる温
度が850℃以上である。 第３図は、本発明合金と同じ化学成分を有する合金の
α晶粒径を変化させたときの超塑性伸びを調べたグラフ
である。第３図に示すように、α晶粒径が５μｍ以下に
おいて、1500％以上の大きな伸びが得られている。 第４図は、耳割れ無しに可能な冷間圧延率に及ぼすAl
含有量の影響を調べたグラフである。 第４図に示すように、Al含有量が5wt.％以下の場合に
おいて50％以上の冷間圧延が可能である。 第５図は熱間加工時の圧下量を変化させたときの超塑
性伸びを示すグラフである。第５図に示すように、圧下
量が50％以上の場合において1500％以上の大きな伸びが
得られている。 第２表、第３表に示すように、本発明合金No.A1〜A28
の室温引張特性は、引張強さ（TS）が92kgf/mm2以上
で、伸び（EL）が13％以上であり、Ti−6Al−4V合金と
比べて同等もしくはそれ以上の強度と優れた延性を有し
ているとともに、50％以上の冷間圧延が可能であるとい
う特長を有している。 さらに、α晶粒径が５μｍ以下である本発明合金No.A
1〜A26においては、最大超塑性伸びを示す温度が800℃
以下と低く、しかもその温度における超塑性伸びが1500
％以上であり、良好な超塑性特性を示している。一方、
比較合金の超塑性伸びは1000％前後以下であるか、また
は、1500％程度の伸びを示してもその温度が850℃以上
と高く、本発明合金よりも超塑性特性が劣っていた。 なお、比較合金No.C1、C3、C5は、室温での引張り強
さが90kgf/mm2以下とTi−6Al−4V合金よりも低いため、
超塑性引張試験を行わなかった。また、比較合金No.C
2、C8、C9、C14、C16、C17、C20は、耳割れ無しに可能
な冷間圧延率が30％以下と実用的でないため、超塑性引
張試験を行わなかった。 〔実施例２〕 第４表に示す化学成分を有するチタン合金材D1、D2、
D3について、第５表に示す条件で熱間加工を行った後、
熱処理を施し超塑性引張試験に供した。試験方法は実施
例１に示した前述の通りである。熱間加工時に割れを生
じたNo.D1−１、D1−３、D2−１については熱処理、超
塑性引張試験、冷間圧延性評価試験および熱間加工性評
価試験を行わなかった。 第５表に示すように、熱間加工時の加熱温度が（β変
態点−250℃）以上β変態点未満でしかも圧下量が50％
以上のものは1500％以上の超塑性伸びを示しており、し
かも、耳割れ無しに可能な冷間圧延率が50％以上と冷間
加工性に優れている。一方これらの条件を満たさないも
のは、加工時に割れを生じたり、超塑性伸びが1500％未
満となっている。さらに、切欠付円筒状試験片を用いた
熱間加工性評価試験において割れを生じており、熱間加
工性に劣っていることを示している。 また、熱処理温度が（β変態点−250℃）未満の場合
とβ変態点超の場合は超塑性伸びが1500％未満となって
いる。 〔実施例３〕 第７表は、第６表に化学成分を示した本発明合金およ
び従来合金の熱間圧縮変形抵抗を測定したものである。
測定は、真空中において直径8mm、高さ12mmの円筒状試
験片を圧縮加工し、そのときの真歪−真応力曲線を求め
た。第７表に示す値は50％圧縮した時の応力値である。 特許請求の範囲の第１項に示す化学成分を有する発明
合金は、600℃および800℃において速い歪速度（１（s
-1））、遅い歪速度（10-3（s-1））とも、従来合金に
比べ30〜50％小さな変形抵抗を示していることから、本
発明合金は超塑性加工法だけでなく、恒温鍛造や通常の
熱間鍛造あるいは温間鍛造等の加工法においても優れた
加工性を有していることがわかる。 〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明合金はTi−6Al−4V合金
と同等もしくはそれ以上の室温引張強度を有し、超塑性
特性においても格段に優れているだけでなく、50％以上
の冷間圧延が可能である。従って、本発明合金によれ
ば、この優れた特性を生かして、航空宇宙機器用材料を
始めとして、超塑性加工性に優れた高強度チタン合金と
して広く用いることができる有用な効果が得られる。ま
た、本合金の優れた超塑性特性のうち、変形抵抗が低い
という特長から、超塑性を利用した加工法だけでなく、
恒温鍛造や通常の熱間鍛造あるいは温間鍛造等の加工法
においても優れた加工性を有することは明らかであり、
これらの合金は、この優れた特性を生かして、航空宇宙
機器用材料を始めとして、超塑性加工性に優れた高強度
チタン合金として広く用いることが可能である。
説明する。 〔実施例１〕 第１表に示す成分組成を有する本発明合金No.A1〜A2
8、従来合金No.B1〜B4、比較合金No.C1〜C20を以下に示
す方法によって調製した。 アルゴン雰囲気アーク炉にてインゴットを溶製し、熱
間鍛造、熱間圧延を行い、厚さ5mmの板材に仕上げた。
熱間圧延時の加熱温度はβ変態点未満の（α＋β）２相
域とし、圧下量50〜80％の加工を行った。このようにし
て調製された供試体の各々に対して、（α＋β）２相域
において再結晶焼鈍を施し、超塑性引張試験および室温
引張試験を行った。 室温引張試験の結果を第２表に示す。 超塑性引張試験は、平行部が5mm巾、5mm長さ、4mm厚
さの試験片を採取して、５×10-6torr以下の真空中で行
った。この試験結果を、超塑性引張特性として第３表に
示す。最大変形応力は、最高荷重を初期断面積で除して
求めた。 また、熱間圧縮変形抵抗は、熱間圧延材より採取した
円筒状試験片を用いて真空中において700℃で単軸圧縮
加工を行い、高さ方向に50％圧縮した時の真応力で評価
した。 本発明合金は、この熱間圧縮変形抵抗24kgf/mm2以下
と従来合金であるTi−6Al−4V合金は勿論、比較合金と
比べても小さく熱間加工性に優れている。 なお、比較合金No.C1、C3、C5は、室温での引っ張り
強さが90kgf/mm2以下とTi−6Al−4V合金よりも低いた
め、また、比較合金No.C2、C8、C9、C14、C16、C17、C2
0は、耳割れ無しに可能な冷間圧延率が30％以下と実用
的でないため、熱間圧縮試験を行わなかった。 第１図は、Ti−Al−Ｖ−Mo合金にFe、Ni、Co、Crを添
加したときの超塑性伸びの変化を調べたグラフである。 第１図に示すように、Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co
（wt.％）＋0.9×Cr（wt.％）の値が0.85〜3.15wt.％に
おいて、1500％以上の大きな伸びが得られている。 第２図は、Ti−Al合金に、Ｖ、Mo、Fe、Ni、Co、Crを
添加したときの超塑性伸びの変化を調べたグラフであ
る。 第２図に示すように、２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.
％）＋２×Co（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ
（wt.％）＋Mo（wt.％）の値が7wt.％〜13wt.％におい
て、1500％以上の大きな伸びが得られている。ただし、
この値が7wt.％未満だと、最大超塑性伸びが得られる温
度が850℃以上である。 第３図は、本発明合金と同じ化学成分を有する合金の
α晶粒径を変化させたときの超塑性伸びを調べたグラフ
である。第３図に示すように、α晶粒径が５μｍ以下に
おいて、1500％以上の大きな伸びが得られている。 第４図は、耳割れ無しに可能な冷間圧延率に及ぼすAl
含有量の影響を調べたグラフである。 第４図に示すように、Al含有量が5wt.％以下の場合に
おいて50％以上の冷間圧延が可能である。 第５図は熱間加工時の圧下量を変化させたときの超塑
性伸びを示すグラフである。第５図に示すように、圧下
量が50％以上の場合において1500％以上の大きな伸びが
得られている。 第２表、第３表に示すように、本発明合金No.A1〜A28
の室温引張特性は、引張強さ（TS）が92kgf/mm2以上
で、伸び（EL）が13％以上であり、Ti−6Al−4V合金と
比べて同等もしくはそれ以上の強度と優れた延性を有し
ているとともに、50％以上の冷間圧延が可能であるとい
う特長を有している。 さらに、α晶粒径が５μｍ以下である本発明合金No.A
1〜A26においては、最大超塑性伸びを示す温度が800℃
以下と低く、しかもその温度における超塑性伸びが1500
％以上であり、良好な超塑性特性を示している。一方、
比較合金の超塑性伸びは1000％前後以下であるか、また
は、1500％程度の伸びを示してもその温度が850℃以上
と高く、本発明合金よりも超塑性特性が劣っていた。 なお、比較合金No.C1、C3、C5は、室温での引張り強
さが90kgf/mm2以下とTi−6Al−4V合金よりも低いため、
超塑性引張試験を行わなかった。また、比較合金No.C
2、C8、C9、C14、C16、C17、C20は、耳割れ無しに可能
な冷間圧延率が30％以下と実用的でないため、超塑性引
張試験を行わなかった。 〔実施例２〕 第４表に示す化学成分を有するチタン合金材D1、D2、
D3について、第５表に示す条件で熱間加工を行った後、
熱処理を施し超塑性引張試験に供した。試験方法は実施
例１に示した前述の通りである。熱間加工時に割れを生
じたNo.D1−１、D1−３、D2−１については熱処理、超
塑性引張試験、冷間圧延性評価試験および熱間加工性評
価試験を行わなかった。 第５表に示すように、熱間加工時の加熱温度が（β変
態点−250℃）以上β変態点未満でしかも圧下量が50％
以上のものは1500％以上の超塑性伸びを示しており、し
かも、耳割れ無しに可能な冷間圧延率が50％以上と冷間
加工性に優れている。一方これらの条件を満たさないも
のは、加工時に割れを生じたり、超塑性伸びが1500％未
満となっている。さらに、切欠付円筒状試験片を用いた
熱間加工性評価試験において割れを生じており、熱間加
工性に劣っていることを示している。 また、熱処理温度が（β変態点−250℃）未満の場合
とβ変態点超の場合は超塑性伸びが1500％未満となって
いる。 〔実施例３〕 第７表は、第６表に化学成分を示した本発明合金およ
び従来合金の熱間圧縮変形抵抗を測定したものである。
測定は、真空中において直径8mm、高さ12mmの円筒状試
験片を圧縮加工し、そのときの真歪−真応力曲線を求め
た。第７表に示す値は50％圧縮した時の応力値である。 特許請求の範囲の第１項に示す化学成分を有する発明
合金は、600℃および800℃において速い歪速度（１（s
-1））、遅い歪速度（10-3（s-1））とも、従来合金に
比べ30〜50％小さな変形抵抗を示していることから、本
発明合金は超塑性加工法だけでなく、恒温鍛造や通常の
熱間鍛造あるいは温間鍛造等の加工法においても優れた
加工性を有していることがわかる。 〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明合金はTi−6Al−4V合金
と同等もしくはそれ以上の室温引張強度を有し、超塑性
特性においても格段に優れているだけでなく、50％以上
の冷間圧延が可能である。従って、本発明合金によれ
ば、この優れた特性を生かして、航空宇宙機器用材料を
始めとして、超塑性加工性に優れた高強度チタン合金と
して広く用いることができる有用な効果が得られる。ま
た、本合金の優れた超塑性特性のうち、変形抵抗が低い
という特長から、超塑性を利用した加工法だけでなく、
恒温鍛造や通常の熱間鍛造あるいは温間鍛造等の加工法
においても優れた加工性を有することは明らかであり、
これらの合金は、この優れた特性を生かして、航空宇宙
機器用材料を始めとして、超塑性加工性に優れた高強度
チタン合金として広く用いることが可能である。
第１図はTi−Al−Ｖ−Mo合金にFe、Ni、Co、Crを添加し
たときの超塑性伸びの変化を示すグラフである。横軸は
Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr（w
t.％）の値を、縦軸は超塑性伸びの値を示す。第２図
は、Ti−Al合金にＶ、Mo、Fe、Ni、Co、Crを添加したと
きの超塑性伸びの変化を示すグラフである。横軸は２×
Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.％）＋1.8
×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）Mo（wt.％）の値を、
縦軸は超塑性伸びの値を示す。第３図は、本発明合金と
同じ化学成分を有する合金のα晶粒径を変化させたとき
の超塑性伸びを示すグラフである。横軸は本発明合金と
同じ化学成分を有する合金のα晶粒径を、縦軸は超塑性
伸びの値を示す。第４図は、耳割れ無しに可能な冷間圧
延率に及ぼすAl含有量の影響を調べたグラフである。横
軸はAl含有量を、縦軸は耳割れ無しに可能な冷間圧延率
の値を示す。第５図は本発明合金と同じ化学成分を有す
る合金の熱間加工時の圧下量を変化させたときの超塑性
伸びを示すグラフである。横軸は本発明合金と同じ化学
成分を有する合金の熱間加工時の圧下量を、縦軸は超塑
性伸びの値を示す。図面において、 １……本発明のチタン合金の実験値をプロットしてなる
実線部分 ２……比較のチタン合金の実験値をプロットしてなる点
線部分。
たときの超塑性伸びの変化を示すグラフである。横軸は
Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋0.9×Cr（w
t.％）の値を、縦軸は超塑性伸びの値を示す。第２図
は、Ti−Al合金にＶ、Mo、Fe、Ni、Co、Crを添加したと
きの超塑性伸びの変化を示すグラフである。横軸は２×
Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co（wt.％）＋1.8
×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）Mo（wt.％）の値を、
縦軸は超塑性伸びの値を示す。第３図は、本発明合金と
同じ化学成分を有する合金のα晶粒径を変化させたとき
の超塑性伸びを示すグラフである。横軸は本発明合金と
同じ化学成分を有する合金のα晶粒径を、縦軸は超塑性
伸びの値を示す。第４図は、耳割れ無しに可能な冷間圧
延率に及ぼすAl含有量の影響を調べたグラフである。横
軸はAl含有量を、縦軸は耳割れ無しに可能な冷間圧延率
の値を示す。第５図は本発明合金と同じ化学成分を有す
る合金の熱間加工時の圧下量を変化させたときの超塑性
伸びを示すグラフである。横軸は本発明合金と同じ化学
成分を有する合金の熱間加工時の圧下量を、縦軸は超塑
性伸びの値を示す。図面において、 １……本発明のチタン合金の実験値をプロットしてなる
実線部分 ２……比較のチタン合金の実験値をプロットしてなる点
線部分。
Claims (4)
- 【請求項１】Al:3.0〜5.0wt.％、 V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなることを特徴とする加工性に優れたチタン合金。 - 【請求項２】Al:3.0〜5.0wt.％、 V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなり、α晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とす
る加工性に優れたチタン合金。 - 【請求項３】Al:3.0〜5.0wt.％、 V:2.1〜3.7wt.％、 Mo:0.85〜3.15wt.％、 O:0.15wt.％以下、 を含有し、さらに、 Fe、Ni、CoおよびCrのうちの１種または２種以上を含有
し、且つ、 0.85wt.％≦Fe（wt.％）＋Ni（wt.％）＋Co（wt.％）＋
0.9×Cr（wt.％）≦3.15wt.％、 および、 7wt.％≦２×Fe（wt.％）＋２×Ni（wt.％）＋２×Co
（wt.％）＋1.8×Cr（wt.％）＋1.5×Ｖ（wt.％）＋Mo
（wt.％）≦13wt.％、 の条件を満足し、 残部:Tiおよび不可避的不純物、 からなるチタン合金材を、（β変態点−250℃）以上β
変態点未満の温度範囲に加熱し、次いで、加熱したチタ
ン合金材に対して50％以上の圧下量で熱間加工を施すこ
とを特徴とするチタン合金材の製造方法。 - 【請求項４】請求項３記載の方法で製造したチタン合金
材に（β変態点−250℃）以上β変態点未満の温度にお
いて熱処理を施すことを特徴とするチタン合金材の超塑
性加工法。
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