JPH09209099A - α＋β型チタン合金製シームレス管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 材質異方性が少なく、優れた機械的性質を有
する、α＋β型チタン合金製シームレス管を製造する方
法を提供する。 【解決手段】 α＋β型チタン合金からなるシームレス
管を、穿孔・圧延方式にて製造する方法において、中実
ビレットを当該合金のβ変態点以上でβ変態点＋４００
℃未満の温度に加熱し造管を行い、次いでβ変態点以下
で当該合金のα相とβ相の体積比が平行状態にて１：１
となる温度以上に２０分以上加熱保持した後、空冷以上
の冷却速度で冷却する第１の熱処理を行い、次いで５５
０℃以上で当該合金のα相とβ相の体積比が平行状態で
７：３となる温度以下に２０分以上２時間未満の時間保
持する第２の熱処理を行うことを特徴とするα＋β型チ
タン合金製シームレス管の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、α＋β型チタン合
金からなるシームレス管の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】チタン合金は、軽量、高強度、高耐食性
を有することから、近年、地熱開発、海底油田・ガス田
開発などの、大深度、高温、高腐食の極限環境に対応し
うる素材として注目されている。特に、航空機等で実績
の高いα＋β型チタン合金やこれに少量のＰｄやＲｕを
添加し耐食性をさらに高めた高耐食性α＋β型チタン合
金は、上記極限環境用素材として有力視されている。上
記の用途では管が主要製品形状であり、チタン合金製管
材の製造方法としては、板を曲げ加工し溶接する方法
（溶接管）、熱間押し出しによる方法（シームレス
管）、プラグミルを使用して穿孔・圧延により造管する
方法（シームレス管）などが考えられる。このうち、プ
ラグミルを使用した穿孔・圧延方式が最も歩留が高く、
また製造効率も高いことから、材料そのものが既に高価
なチタン合金では特に有利な方法である。加えて、特性
の劣化が懸念される溶接部のないシームレス管が製造で
きることも上記極限環境用途としては適している。

【０００３】この方法でα＋β型チタン合金からなるシ
ームレス管を製造する場合、α＋β型合金はβ変態点以
下の温度域では著しく変形抵抗が高く、また熱間延性も
乏しいことから、β変態点以上のβ単相域で熱間加工の
大部分を行わなくてはならない。しかし、一般に、この
ようなβ単相域での強加工を行いこの歪みが十分に解放
されないと、β変態点以下の温度で冷却中に析出するα
相の結晶方位がある特定方位を優先的に持つようにな
り、その結果著しい材質異方性を生じるようになる。こ
の異方性は、熱間加工の後段階で素材がα＋β二相温度
域にまで冷却され、そこで少量の加工が加わったとして
もほとんど解消せず、依然として強い異方性が残存す
る。

【０００４】このような強い異方性を解消するには、
α＋β域で高圧下の加工を行い、しかも圧延方向を９０
゜回転させるいわゆるクロス圧延を行う、β単相域の
高温域で熱間加工を終了し、β変態点にまで冷却される
間にβ相中の塑性歪みを排除し、その後β変態点以下で
析出するα相の結晶方位が特定化しないようにする、
熱間加工後の素材を一度β変態点以上の温度にまで加熱
し、新たな塑性歪みのないβ結晶粒を生じさせ、その後
で冷却し、析出するα相の結晶方位が特定化しないよう
にする、などの方法が考えられる。しかし、は、α＋
β域での強加工を必要としており、プラグミルによる穿
孔・圧延法には適用できない。また板の場合、クロス圧
延が可能であるが、プラグミルではこれも困難である。
およびは、β相中の歪みが開放されると同時に、β
結晶粒が粗大化するため、冷却後の機械的性質、特に延
性が乏しくなるという欠点があった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、以上のよう
な問題を解決し、材質異方性が少なく、優れた機械的性
質を有する、α＋β型チタン合金製シームレス管を製造
する方法を提供することを目的としている。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、以下の
通りである。 （１）α＋β型チタン合金からなるシームレス管を、穿
孔・圧延方式にて製造する方法において、中実ビレット
を当該合金のβ変態点以上でβ変態点＋４００℃未満の
温度に加熱し造管を行い、次いでβ変態点以下で当該合
金のα相とβ相の体積比が平行状態にて１：１となる温
度以上に２０分以上加熱保持した後、空冷以上の冷却速
度で冷却する第１の熱処理を行い、次いで５５０℃以上
で当該合金のα相とβ相の体積比が平行状態で７：３と
なる温度以下に２０分以上２時間未満の時間保持する第
２の熱処理を行うことを特徴とするα＋β型チタン合金
製シームレス管の製造方法。 （２）α＋β型チタン合金が、酸素＋窒素を合計で０．
２５％重量％以上含有することを特徴とする（１）記載
のα＋β型チタン合金製シームレス管の製造方法。

【０００７】

【発明の実施の形態】α＋β型チタン合金とは、室温に
おける平衡状態でα＋βの二相を主相とし、β単相温度
域からから焼き入れた場合に、全体あるいは一部がマル
テンサイト変態する種類の合金で、Ｔｉ−６Ａｌ−４
Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓ
ｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−１．７Ｆｅ−０．
２Ｓｉ、Ｔｉ−５．５Ａｌ−１Ｆｅ−０．１５酸素−
０．０５窒素、Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｆｅなどがこれに
相当する。また、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−０．２％Ｐｄな
ど、ＰｄやＲｕなどの白金族元素をさらに添加し耐食性
を向上させた合金や侵入型不純物元素量を低減させたＴ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩ（Extra-Low Interstitials
）などもα＋β型チタン合金に属する。これらα＋β
チタン合金は、平衡状態において、ＦｅＴｉ相、ω相、
シリサイド、Ｔｉ−Ａｌ系規則相、Ｔｉ−Ｏ系規則相、
Ｔｉ−Ｎ系規則相、金属間化合物相などを含有するもの
があるが、実質的にはβ変態点以下の温度域ではα＋β
の二相を基本としており、β変態点以上ではα相の体積
分率は０で、それ以下の温度では温度の低下とともにα
相の割合が増加し、室温では、合金種によって異なる
が、大体７５〜９５％のα相と残部β相で構成されてい
る。

【０００８】さて、このようなα＋β型チタン合金製シ
ームレス管を、穿孔・圧延方式によって製造する方法に
おいて、本発明ではまず、中実ビレットを当該合金のβ
変態点以上でβ変態点＋４００℃未満の温度に加熱し造
管を行うこととした。ここで、造管とは、熱間加工工程
を指しており、穿孔および延伸、磨管、定形、絞り等の
一連の圧延加工工程を指している。

【０００９】β変態点以上に加熱することとしたのは、
以下の理由による。すなわち、造管工程のうち加工量が
多いのは、初期加工工程である穿孔、延伸の工程であ
り、この工程は熱間変形抵抗が低く熱間延性の高いβ変
態点以上のβ単相域で行う必要があるからである。この
工程では、加工量が多いため加工時に発熱しやすく、急
激な温度変化は起こらないので、ビレットの加熱温度を
β変態点以上にしておけば、大部分あるいは全ての加工
を加工性に優れたβ単相域で行うことができる。延伸以
降の後段階の加工工程は、加工量が小さいので、変形抵
抗が高く熱間延性の乏しいα＋β域で行うことも可能で
ある。また、加熱温度をβ変態点＋４００℃未満の温度
としたのは、これ以上の温度に加熱すると生成した酸化
スケールによるスリップが激しくこれも造管が不可能と
なるからである。

【００１０】次に、熱間加工を終了した管を、β変態点
以下で、当該合金のα相とβ相の体積比が１：１となる
温度以上に２０分以上の時間加熱保持した後、空冷以上
の冷却速度で冷却する第１の熱処理を行う。これは、α
＋β域の高温に加熱することにより、異方性の原因であ
る特定結晶方位に方位集積したα相の多くをβ相に変態
させ、しかもこのβ相中の塑性歪みを解放するための工
程である。ここで、加熱温度をβ変態温度以下で、当該
合金のα相とβ相の体積比が平衡状態にて１：１となる
温度以上としたのは、β変態点を超える温度に加熱する
とβ粒が粗大化し、機械的性質、特に延性が劣化するた
めであり、また、当該合金のα相とβ相の体積比が平衡
状態にて１：１となる温度未満に加熱しても、特定方位
に集積したα相の多くがそのまま残存するため、異方性
の低減効果があまり現れず、本発明の効果が不十分とな
るからである。また、２０分以上の時間加熱することを
必要としたのは、２０分未満の時間の加熱では、α相か
らβ相への変態が不十分で、平衡状態にはほど遠く、特
定方位に方位集積したα相が十分に消失しないからであ
る。ここで、加熱時間の上限は特に指定しないが、これ
はα＋β二相域での加熱中にはα相およびβ相ともに結
晶粒成長速度が遅く、１０時間を超えるような長時間保
持を行っても組織に大きな変化はないからである。しか
し、エネルギー的観点から、また大気酸化の場合酸化損
耗の観点から、管のサイズに応じた適切な時間加熱する
ことが望ましい。

【００１１】さて、この工程では、冷却を空冷以上に限
定したが、その理由は以下の通りである。すなわち、空
冷以上の冷却速度で冷却すると、特定方位に方位集積し
たα相の体積分率はほぼそのまま室温まで凍結され、β
相は、微細なマルテンサイト組織に変態するか、特定方
位に方位集積していないランダムな方位の微細針状α相
が析出するか、あるいは、β相が準安定状態で室温まで
凍結される。これらのどの変化を生じるかは合金成分や
加熱温度（冷却開始温度）によって異なるが、本発明に
関する限りではどのような変化を生じるかは問題ではな
く、特定温度域に加熱することにより、方位集積したα
相を減少させ、冷却中にこれを再び増やさないようにす
ることがポイントとなる。もし空冷よりも遅い冷却速度
で冷却すると、β相は冷却中に上記の組織変化、すなわ
ち、マルテンサイト組織への変態、ランダム方位の微細
針状α相の析出、準安定β相の凍結のいずれの変化も生
ぜず、減少はするものの残存している特定方位に集積し
たα相が冷却中に再び成長し、結局熱処理前の強い異方
性を有する状態に戻ってしまい、熱処理を行った効果が
なくなってしまう。

【００１２】さて、上記第１の熱処理に続いて、５５０
℃以上で当該合金のα相とβ相の体積比が平行状態で
７：３となる温度以下に２０分以上２時間未満の時間保
持する第２の熱処理を行う。この第２の熱処理の目的
は、第１の熱処理の最終工程である空冷以上の冷却速度
での冷却により生じた非平衡の不安定組織を安定化する
ことである。この第２の熱処理温度では、平衡状態のα
相の体積分率は、先の第１の熱処理温度におけるα相の
体積分率よりも大きいため、第２の熱処理中にα相の体
積分率は増加する。

【００１３】この増加分は以下に示す組織変化によりも
たらされる。すなわち、第１の熱処理でマルテンサイト
へ変態した組織は、微細な針状のα相とβ相に分解し、
このときのα相の結晶方位はランダムである。また、第
１の熱処理の冷却中に析出したランダムな方位の微細針
状α相は、若干の成長と合金元素の分配を通して安定化
する。さらに、第１の熱処理の冷却で室温まで凍結され
た、準安定β相中には、ランダムな結晶方位の微細な針
状α相が析出する。これらいずれの変化を経由しても、
新たに生成するα相の結晶方位はランダムで、特定結晶
方位に集積していない。したがって、熱間加工直後の管
の有する材質異方性は軽減される。しかも、本発明の工
程を経て最終的に得られる組織は、第１の熱処理で消失
しなかった比較的粗大なα相（一次α相）とその間に生
成した微細な針状α相（二次α相）からなっており、特
に微細な二次α相の効果で、長さ方向と周方向の平均強
度も通常の焼鈍材に比べると同等以上となる。

【００１４】ここで、第２の熱処理の加熱温度を、５５
０℃以上で当該合金のα相とβ相の体積比が平行状態で
７：３となる温度以下としたのは、以下の理由による。
すなわち、５５０℃未満の温度では、マルテンサイトが
分解したり、凍結β相に析出することにより生成する二
次α相が微細すぎて、延性の低下を招く。また、第１の
熱処理の冷却中に微細針状α相が生成していた場合で
も、５５０℃未満の温度で熱処理をすると、この針状α
相が若干の成長をするのではなく、この針状α相間に存
在するβ相中に極微細二次α相が析出し、延性の低下を
招く。以上のように、いずれの場合にも、５５０℃未満
の温度で第２の熱処理を行うことは、延性低下を生じ
る。また、当該合金のα相とβ相の体積比が平行状態で
７：３となる温度以上だと、ランダムな方位の二次α相
の量が少なく、異方性の改善効果が小さくなるためであ
る。

【００１５】また、第２の熱処理の時間を２０分以上２
時間未満としたのは、２０分未満では元素の拡散が不十
分で、平衡状態に近い十分安定な組織が得られないから
であり、２時間以上の熱処理を行うと、既に形成された
安定組織がさらに極端に安定な組織となるべく変化を生
ずるためである。その変化とは、一次α相が二次α相を
食って成長を始め、α相とβ相の界面やα相間の結晶粒
界の少ない組織を目指そうとする現象であり、このよう
な現象が起こると、特定方位に集積したα相の割合が増
え再び異方性が強くなることに加え、強度の上昇に寄与
してきた二次α相の割合が減少するため、材料の強度も
減少する傾向が現れる。

【００１６】以上のように、本発明にて規定された、温
度、時間、冷却速度等の範囲内で、中実ビレットを加
熱、造管し、さらに熱処理を行えば、材質異方性が少な
く、優れた機械的性質を有する、α＋β型チタン合金製
シームレス管を製造することができる。なお、冷間矯
正、切削加工等の少量の冷間加工は、第１の熱処理と第
２の熱処理の中間で行うと、第２の熱処理が歪み取り焼
鈍を兼ねるので便利である。

【００１７】さて、α＋β型チタン合金において、酸素
＋窒素を合計で０．２５重量％以上含有させることによ
り、本発明の製造法を有利に行うことができる。すなわ
ち、酸素および窒素添加が、β変態点以下の温度におけ
るα相とβ相の体積比の変化を緩やかにする効果があ
り、特に、０．２５重量％以上の酸素＋窒素を含有させ
ると、第１の熱処理の温度範囲が顕著に拡大し、第１の
熱処理が行いやすくなる。Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖの酸素お
よび窒素含有量を高めに設定したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ−
Ｘ［Ｏ＋Ｎ］合金（Ｘは０．２５重量％以上）や酸素お
よび窒素を主要元素として添加したＴｉ−１．５Ｆｅ−
０．５％酸素−０．０４％窒素などがこれに相当する。

【００１８】

【実施例】

［試験１］真空アーク溶解により、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ
（酸素：０．１８重量％、窒素：０．０３重量％）、Ｔ
ｉ−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩ（酸素：０．１０重量％、窒
素：０．０２重量％）、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−０．２９
［Ｏ＋Ｎ］（酸素：０．１９重量％、窒素：０．１０重
量％）、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩ−０．１Ｐｄ（酸
素：０．１０重量％、窒素：０．０２重量％、Ｐｄ：
０．１０重量％）の４種類の合金を溶解した。上記４種
類の合金の、α相とβ相の体積分率の温度依存性を図１
に、また図１から読みとったβ変態点、α相とβ相の体
積分率が１：１になる温度、α相とβ相の体積分率が
７：３になる温度を表１に示す。ここで、Ｔｉ−６Ａｌ
−４Ｖ−ＥＬＩとＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩ−０．１
Ｐｄの間にはほとんど差が検出されず、α相とβ相の体
積分率の温度依存性は両者とも同じであった。

【００１９】

【表１】

【００２０】これら鋳塊を分塊圧延によって２１５mm×
２１５mmの正方形断面の中実ビレットとし、プラグミル
方式により内径１５０mm、肉厚２０mmに造管し、さらに
５０cm長さに切断後熱処理を行った。そして周方向およ
び長さ方向と平行に、評点距離３０mm、評点間の直径
６．２５mmの丸棒試験片を切り出し引張試験を行った。
ビレットの加熱条件、熱処理条件および引張試験結果は
表２、表３、表４、表５に示す通りである。

【００２１】

【表２】

【００２２】

【表３】

【００２３】

【表４】

【００２４】

【表５】

【００２５】表２は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに対して行っ
た試験の条件とその結果である。試験番号１は、β変態
点直上にビレットを加熱し、造管し、通常の焼鈍を行っ
た従来例である。長さ方向の引張特性は１０％以上の高
い伸びを有しているものの、引張強さは９５０ＭＰａ以
下の低い値であり、一方で周方向の引張特性は引張強さ
は１０００ＭＰａ以上の高い値であるが、伸びが８％未
満の低い値になっており、長さ方向と周方向で強い異方
性が生じている。周方向と長さ方向の引張強さの差は１
００ＭＰａ以上にもなっている。

【００２６】これに対し、本発明の実施例である試験番
号２、４、５、８、９、１１、１３では、長さ方向と周
方向の引張強度の差がいずれも７０ＭＰａ以下に軽減さ
れている。また、長さ方向の引張特性は、いずれも９５
０ＭＰａ以上の高い引張強さと１０％以上の伸び値を有
しており、周方向の引張特性も、１０００ＭＰａ以上の
高い引張強さと８％以上の高い伸び値を有しており、材
質異方性が小さくなっていることに加え、高い強度と延
性が得られている。

【００２７】一方、比較例である試験番号３は、ビレッ
トの加熱温度が本発明における下限値であるβ変態点未
満であったため、α相が析出し変形抵抗が高くなり熱間
加工ができなかった。また、試験番号６では、ビレット
の加熱温度が本発明における上限値を超えたため、酸化
スケールによるスリップが激しくこれも造管が不可能で
あった。

【００２８】試験番号７は第１の熱処理の加熱温度が本
発明の上限値であるβ変態点を超えたため、異方性は解
消しているが、β粒が粗大化し機械的性質、特に延性が
劣化した。また、試験番号１０、１２、１４は長さ方向
と周方向の引張強さの差がいずれも９０ＭＰａ以上あり
強い異方性を有しており、また長さ方向の強度が９５０
ＭＰａ以下、周方向の伸びが８％以下の低い値となって
いる。この理由は、試験番号１０では第１の熱処理の加
熱温度が本発明の下限値未満であったためであり、試験
番号１２では、第１の熱処理の保持時間が本発明の下限
値より短かったためであり、試験番号１４では第１の熱
処理後の冷却速度が本発明で規定された空冷以上ではな
く、炉冷であったためである。

【００２９】表３は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩに対
して行った試験の条件とその結果である。試験番号１５
は、β変態点以上にビレットを加熱し、造管し、通常の
焼鈍を行った従来例である。長さ方向の引張特性は１２
％以上の高い伸びを有しているものの引張強さは９００
ＭＰａ以下の低い値であり、一方で周方向の引張特性
は、引張強さは９５０ＭＰａ以上の高い値であるが伸び
が１０％未満の低い値になっており、長さ方向と周方向
で強い異方性が生じている。周方向と長さ方向の引張強
さの差は１００ＭＰａ以上にもなっている。

【００３０】これに対し、本発明の実施例である試験番
号１７、１８では、長さ方向と周方向の引張強度の差が
いずれも６０ＭＰａ以下に軽減されている。また、長さ
方向の引張特性は、いずれも９００ＭＰａ以上の高い引
張強さと１２％以上の高い伸び値を有しており、周方向
の引張特性も９５０ＭＰａ以上の高い引張強さと１０％
以上の高い伸び値を有しており、材質異方性が小さくな
っていることに加え、高い強度と延性が得られている。

【００３１】一方、試験番号１６は第１の熱処理の加熱
温度が本発明の上限値であるβ変態点を超えたため、異
方性は解消しているが、β粒が粗大化し機械的性質、特
に延性が劣化した。また、試験番号１９は長さ方向と周
方向の引張強さの差が１００ＭＰａあり強い異方性を有
しており、また長さ方向の強度が９００ＭＰａ以下、周
方向の伸びが１０％以下の低い値となっている。この理
由は、第１の熱処理の加熱温度が本発明の下限値未満で
あったためである。

【００３２】表４は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−０．２９
［Ｏ＋Ｎ］に対して行った試験の条件とその結果であ
る。試験番号２０は、β変態点以上にビレットを加熱
し、造管し、通常の焼鈍を行った比較例である。長さ方
向の引張特性は９％以上の高い伸びを有しているものの
引張強さは１０５０ＭＰａ以下で高濃度の酸素、窒素を
含有している割には低い値であり、一方で周方向の引張
特性は、引張強さ１１００ＭＰａ以上の高い値であるが
伸びが７％未満の低い値となっており、長さ方向と周方
向で強い異方性が生じている。周方向と長さ方向の引張
強さの差は１００ＭＰａ以上にもなっている。

【００３３】これに対し、本発明の実施例である試験番
号２２、２３、２４では、長さ方向と周方向の引張強度
の差がいずれも６０ＭＰａ以下に軽減されている。ま
た、長さ方向の引張特性は、いずれも１０５０ＭＰａ以
上の高い引張強さと９％以上の高い伸び値を有してお
り、周方向の引張り特性も１１００ＭＰａ以上の高い引
張強さと８％以上の高い伸び値を有しており、材質異方
性が小さくなっていることに加え、高い強度と延性が得
られている。

【００３４】一方、試験番号２１は第１の熱処理の加熱
温度が本発明の上限値であるβ変態点を超えたため、異
方性は解消しているが、β粒が粗大化し機械的性質、特
に延性が劣化した。また、試験番号２５は長さ方向と周
方向の引張強さの差が１００ＭＰａあり強い異方性を有
しており、また長さ方向の強度が１０５０ＭＰａ以下、
周方向の伸びが８％以下の低い値となっている。この理
由は、第１の熱処理の加熱温度が本発明の下限値未満で
あったためである。

【００３５】さて、表１に示したように、酸素＋窒素の
総量は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖでは０．２１重量％、Ｔｉ
−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩでは０．１２重量％、Ｔｉ−６
Ａｌ−４Ｖ−０．２９［Ｏ＋Ｎ］では０．２９重量％で
ある。また図１および表１に示したように本発明の第１
の熱処理の温度範囲はＴｉ−６Ａｌ−４Ｖでは９２５〜
９９０℃間の６５℃、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩでは
９１０〜９７０℃間の６０℃、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−
０．２９［Ｏ＋Ｎ］では９３５〜１０４０℃間の１０５
℃であり、０．２５重量％以上の酸素＋窒素を含むＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖ−０．２９［Ｏ＋Ｎ］では第１の熱処理
温度範囲が明らかに拡大しており、実際この広い温度範
囲において本発明の効果が現れることが、試験番号２
２、２３、２４に示されている。

【００３６】表５は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−０．１Ｐｄ
に対して行った試験の条件とその結果である。試験番号
２６は、β変態点以上にビレットを加熱し、造管し、焼
鈍を行った従来例である。長さ方向の引張特性は１２％
以上の高い伸びを有しているものの引張強さは９００Ｍ
Ｐａ以下で低い値であり、一方で周方向の引張特性は、
引張強さは９５０ＭＰａ以上の高い値であるが伸びが１
０％未満の低い値になっており、長さ方向と周方向で強
い異方性が生じている。周方向と長さ方向の引張強さの
差は１００ＭＰａ以上にもなっている。

【００３７】これに対し、本発明の実施例である試験番
号２８、２９、３０、３１、３４、３５では、長さ方向
と周方向の引張強度の差がいずれも５０ＭＰａ以下に軽
減されている。また、長さ方向の引張特性は、いずれも
９００ＭＰａ以上の高い引張強さと１２％以上の高い伸
び値を有しており、周方向の引張特性も９５０ＭＰａ以
上の高い引張特性と１０％以上の高い伸び値を有してお
り、材質異方性が小さくなっていることに加え、高い強
度と延性が得られている。

【００３８】一方、試験番号２７では、第２の熱処理に
おける加熱温度が本発明の上限値を超えたため、異方性
の軽減効果が小さく、また長さ方向の強度が９００ＭＰ
ａ以下の低い値となり、周方向の伸びも１０％未満の低
い値となった。また、試験番号３２では、第２の熱処理
の加熱温度が低すぎたため、長さ方向、周方向ともに延
性が低下し（１０％未満の伸び値）、試験番号３３で
は、第２の熱処理の保持時間が短すぎたため、組織が安
定化されず延性が劣化した。また、試験番号３６では本
発明における上限値を超えて、第２の熱処理を行ったた
め、周方向と長さ方向の引張強さの差が８０ＭＰａ以上
の大きな値になり、しかも長さ方向の強度が９００ＭＰ
ａ以下、周方向の伸びが１０％以下の低い値になった。

【００３９】［試験２］真空アーク溶接後分塊圧延によ
って、２１５mm×２１５mmの正方形断面のＴｉ−１．５
重量％Ｆｅ−０．５重量％酸素−０．０４重量％窒素合
金（以下Ｔｉ−１．５Ｆｅ−０．５［Ｏ］−０．０４
［Ｎ］と記す）の中実ビレットを作製し、プラグミル方
式により内径１５０mm、肉厚２０mmに造管し、さらに５
０cm長さに切断後熱処理を行った。本合金のα相とβ相
の体積分率の温度依存性は図２に示す通りであり、β変
態点は９６５℃、α相とβ相の体積比が１：１になる温
度は８２０℃、α相とβ相の体積比が７：３になる温度
は７５５℃である。この合金では酸素＋窒素が０．２５
重量％をはるかに超える０．５４重量％添加されてお
り、そのため、第１の熱処理の加熱温度範囲は８２０〜
９６５℃間の１４５℃となっており、試験１で示した例
よりもさらに広くなっている。この管から周方向および
長さ方向と平行に、評点距離３０mm、評点間の直径６．
２５mmの丸棒試験片を切り出し引張試験を行った。ビレ
ットの加熱条件、熱処理条件および引張試験結果は表６
に示す通りである。

【００４０】

【表６】

【００４１】表６において、試験番号３７は、β変態点
以上にビレットを加熱し、造管し、焼鈍を行った比較例
である。長さ方向の引張特性は１５％以上の高い伸びを
有しているものの、引張強さは９５０ＭＰａ以下の低い
値であり、一方で周方向の引張特性は、引張強さは１０
００ＭＰａ以上の高い値であるが、伸びが１０％未満の
低い値になっており、長さ方向と周方向で強い異方性が
生じている。周方向と長さ方向の引張強さの差は１００
ＭＰａ以上にもなっている。

【００４２】これに対し、本発明の実施例である試験番
号３８、４０、４２、４３、４５、４７、５１、５３、
５４では、長さ方向と周方向の引張強度の差がいずれも
７０ＭＰａ以下に軽減されている。また、長さ方向のの
引張特性は、いずれも９５０ＭＰａ以上の高い引張強さ
と１５％以上の高い伸び値を有しており、周方向の引張
特性も１０００ＭＰａ以上の高い引張強さと１０％以上
の高い伸び値を有しており、材質異方性が小さくなって
いることに加え、高い強度と延性が得られている。

【００４３】一方、比較例である試験番号３９は、ビレ
ットの加熱温度が本発明における下限値であるβ変態点
未満であったため、α相が析出し変形抵抗が高くなり、
熱間加工ができなかった。

【００４４】試験番号４１は第１の熱処理の加熱温度が
本発明の上限値であるβ変態点を超えたため、異方性は
解消しているが、β粒が粗大化し機械的性質、特に延性
が劣化した。また、試験番号４４、４６、４８は長さ方
向と周方向の引張強さの差がいずれも９０ＭＰａ以上あ
り強い異方性を有しており、また長さ方向の強度が９５
０ＭＰａ以下、周方向の伸びが１０％以下の低い値とな
っている。この理由は、試験番号４４では第１の熱処理
の加熱温度が本発明の下限値未満であったためであり、
試験番号４６では第１の熱処理の保持時間が本発明の下
限値より短かったためであり、試験番号４８では第１の
熱処理後の冷却速度が本発明で規定された空冷以上では
なく、炉冷であったためである。

【００４５】また、試験番号４９では第２の熱処理にお
ける加熱温度が本発明の上限値を超えたため、異方性解
消効果が小さく、また長さ方向の強度が９５０ＭＰａ以
下の低い値となり、周方向の伸びも１０％未満の低い値
となった。また、試験番号５５では、第２の熱処理の加
熱温度が低すぎたため、長さ方向、周方向ともに延性が
劣化し、長さ方向では１５％未満、周方向では１０％未
満の値しか得られなかった。試験番号５０では第２の熱
処理の保持時間が短すぎたため、組織の安定化がされず
延性が低下した。また試験番号５２では本発明における
上限値を超えて第２の熱処理を行ったため、周方向と長
さ方向の引張強さの差が７０ＭＰａ以上の大きな値にな
り、しかも長さ方向の強度が９５０ＭＰａ以下、周方向
の伸びが１０％以下の低い値となった。

【００４６】

【発明の効果】以上説明したように、本発明により材質
異方性が少なく、優れた機械的性質を有するα＋β型チ
タン合金製シームレス管を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−Ｅ
ＬＩ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−０．２９［Ｏ＋Ｎ］、Ｔｉ
−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩ−０．１Ｐｄの平行状態におけ
るβ相およびα相の体積分率の温度依存性を示す図であ
る。ここで、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−ＥＬＩとＴｉ−６Ａ
ｌ−４Ｖ−ＥＬＩ−０．１Ｐｄには顕著な差が認められ
なかったので、両者は同一曲線で示されている。

【図２】Ｔｉ−１．５Ｆｅ−０．５［Ｏ］−０．０４
［Ｎ］の平行状態におけるβ相およびα相の体積分率の
温度依存性を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 α＋β型チタン合金からなるシームレス
   管を、穿孔・圧延方式にて製造する方法において、中実
   ビレットを当該合金のβ変態点以上でβ変態点＋４００
   ℃未満の温度に加熱し造管を行い、次いでβ変態点以下
   で当該合金のα相とβ相の体積比が平行状態にて１：１
   となる温度以上に２０分以上加熱保持した後、空冷以上
   の冷却速度で冷却する第１の熱処理を行い、次いで５５
   ０℃以上で当該合金のα相とβ相の体積比が平行状態で
   ７：３となる温度以下に２０分以上２時間未満の時間保
   持する第２の熱処理を行うことを特徴とするα＋β型チ
   タン合金製シームレス管の製造方法。
2. 【請求項２】 α＋β型チタン合金が、酸素＋窒素を合
   計で０．２５％重量％以上含有することを特徴とする請
   求項１記載のα＋β型チタン合金製シームレス管の製造
   方法。