JPH03243740A - 超塑性加工性に優れたチタン合金及びその製造方法、並びにチタン合金の超塑性加工方法 - 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］ この発明は、高強度の超塑性加工性に優れたチタン合金
、及びその製造方法に関する。

［従来の技術］ チタン合金は、軽量でかつ強靭なことから、近時、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
られつつある。しかしながら、チタン合金は難加工性材
料であり、複雑形状部材を製造する場合には製品歩留り
が著しく低く、製造コストが著しく高くなってしまうと
いう問題点がある。

このような問題点を解消するために有効な加工法として
超塑性加工が知られている。超塑性加工は超塑性現象を
利用した加工方法であり、特に微細結晶粒で見られる微
細粒超塑性を利用したものが工業的に重要である。チタ
ン合金の中で最も広く用いられているＴ　１−６Ａｉ）
−４Ｖ合金においても、５〜１０μｍの微細粒組織を有
した材料は超塑性加工が行われているが、その加工温度
は８７５乃至９５０℃と高く、加工治具の寿命が短い、
治具として高温強度を有する高価な材料を用いざるを臀
ない等、設備上及び操業上の多くの問題点を含んでいる
。

そこで、Ｔ　１−６Ａｊ７−４Ｖ合金以上に優れた超塑
性特性をａすること、及び、超塑性加工温度を下げるこ
とを目的として、Ｔ　１−６Ａｐ　−４Ｖ合金にＦｅ、
Ｃｏ、又はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉを添加した合金が開発され
ている（米国特許４．２９９，６２６号）。

［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、このようなＴ　１−６ＡＮ　−４Ｖ−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金においても、超塑性加工温度がＴ　
ｉ　−６Ａ（１−４Ｖよりも５０乃至８０℃ａ、ｔ　ｉ
’　しているにすぎず、未だ充分とはいえない。

また、超塑性伸びも充分でない。

一方、たとえ超塑性加工温度を十分に低下させることが
できたとしても、超塑性加工時の変形抵抗が大きければ
加工が困難になってしまう。

この発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、
超塑性加工温度が低く、超塑性加工時の変形抵抗が小さ
く、従来のチタン合金よりも超塑性延びが大きい超塑性
加工性に優れたチタン合金及びその製造方法、並びにこ
のようなチタン合金の超塑性加工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及び作用コこの発明に係る
超塑性加工性に優れたチタン合金は、重量％で、Ａｉｌ
：６．５〜６６７５％、Ｖ：３．５〜４．５％、Ｏ：０
．２％以下、Ｃｒ：０．８５〜３．１５％、Ｍｏ　：　
０．８５〜３．１５％を含有し、かつ、 ３％≦ｆ１．８ｘ　（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）｝≦８％ の条件を満足し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり
、α晶の半均粒径が６μｍ以下であることを特徴とする
。

この発明に係る超塑性加工性に優れたチタン合金の製造
方法は、重量％で、ＡＩ！　：　６．５〜６．７５％、
Ｖ：３，５〜４．５％、Ｏ：０．２％以下、Ｃｒ：０．
８５〜３．１５％、ＭＯ：０．８５〜３，１５％、を含
有し、かつ、３％≦ｆ１．８ｘ　（Ｃｒ％）　＋（Ｍｏ
％）｝≦８％ の条件を満足し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなる
チタン合金を、（β変態点−２００℃）以上、β変態点
未満の温度で加熱し、引き続き、β変態点未満の温度で
圧下比を３以上とする圧下を施すことを特徴とする。

この発明に係るチタン合金の超塑性加工方法は、重量％
で、Ａ１Ａｌ：　６．５〜６．７５％、Ｖ：３，５〜４
．５％、Ｏ：０．２％以下、Ｃｒ：０．　８５〜３．　
１５％、Ｍｏ：０．８５〜３．１５％を含有し、かつ、 ３％≦（１，８Ｘ　（Ｃｒ％）　＋（Ｍｏ％））５８％ の条件を満足し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなる
チタン合金を、（β変態点−２００”Ｃ）以上、β変態
点未満の温度で加熱し、引き続き、β変態点未満の温度
で圧下比を３以上とする圧下を施し、（β変態点−２０
０℃）以上、β変態点未満の温度で再結晶熱処理を施し
、超塑性加工を施すことを特徴とする。

本願発明者らは、上述のような特性を有するチタン合金
を開発すべく以下に示す観点から種々検討した結果、上
記構成を有する本発明を完成させるに至った。

高強度であり、かつ超塑性加工が可能であるチタン合金
を得るためには、そのミクロ組織を微細な等軸０品を有
する組織にしなければならない。

また、チタン合金の超塑性現象が発現するためには、そ
のミクロ組織において、α相の体積率が４０〜６０％で
あることが必要である。従って、Ｔｉ−６Ａｊｌ　−４
Ｖ合金よりも超塑性加工温度を低下させるためには、β
変態点を低下させる元素、すなわちＣ「、Ｍｏを添加す
ればよい。

しかし、Ｃｒは強度゛上昇に大きく寄与するものの、こ
れらの含有量が多すぎると、Ｔｉとの間に脆化相である
金属間化合物を形成したり、溶解時にβフレックと称さ
れる偏析相を生威し、その結果機械的性質を劣化させる
ため好ましくない。

Ｍｏも同様に強度上昇に寄与するが、添加量が多すぎる
と、チタン合金の比重を増大させ、高比強度材料である
チタン合金の特色を損なうと共に、β相ψでの拡散速度
が小さい元素であるため、超塑性加工時の変形抵抗を増
大させ、好ましくない。

従って、これらの含有量をこれら不都合が生じない一定
範囲に規定する必要がある。

これらの元素によるチタン合金のβ相安定度は、１、　
８ｘ　（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）で示され、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、すなわち超塑性現象が
発現し得る温度は、上述したようにα相の体積率が４０
〜６０％になる温度であり、この温度はβ変態点と密接
な関係がある。

すなわち、この値が小さ過ぎると超塑性発現温度が低い
という利点を得ることができず、大き過ぎるとα相の体
積率が４０〜６０％になる温度が低くなり過ぎ、その温
度では原子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、優れた超塑性加工性を得るためには
、この値を適切な範囲に規定する必要がある。

また、微細粒超塑性特性はその結晶粒径に大きく依存し
、粒径が小さい程良好な特性を得ることができる。従っ
て、結晶粒径の上限を超塑性特性を損なわない程度に規
定する必要がある。このような結晶粒の微細化は、最終
熱間加工を、その後の再結晶熱処理により等軸α晶の微
細再結晶組織が得られるような条件で施すことにより達
成される。すなわち、最終熱間加工条件が適切でなけれ
ば、その後の再結晶熱処理によって等軸０品の微細再結
晶組織を得ることができない。

更に、最終熱間圧延後の再結晶熱処理は、超塑性加工を
行う上での前提であり、この処理を適切に行うことによ
り、その後の超塑性加工を良好に行うことができる。

次に、本発明においてこの発明に係るチタン合金の各成
分を上記範囲に限定した理由について説明する。

Ａｌｌ：Ａ１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、その含有量が６．５％未満では、目的とする強
度を得るのに不十分である。また、含有量が６．７５％
を超えると、脆化相であるα、相（Ｔ　ｉ　）　Ａｌ２
　）が析出し、機械的性質を劣化させるため好ましくな
い。従って１．Ｉ’１ｆｆｉを５，５〜６．７５％の範
囲に規定する。

■：　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上昇に寄与する。しかし、含有量
が３．５％未満では目的とする強度を得るのに不十分で
あり、また、含有量が４．５％を超えると超塑性伸びを
低減させると供に超塑性加工時の変形抵抗を増大させる
。従って、ｖ量を３．５〜４．５％に規定した。

Ｏ：　０はα相に固溶して強度上昇に寄与する。

しかし、その含有量が０．２％を超えるとβ変態点を上
Ｈさせ、また、室温での機械的性質、特に延性を劣化さ
せる。従って、ＯＨｉを０．２％以下に規定する。

Ｃｒ：　　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の向上（超塑性
伸びの増大及び変形抵抗の低減）に寄与すると共に、主
にβ相に固溶し、室温の強度上昇に寄与する。しかし、
その含有量が０．８５％未満ではこれら超塑性特性の向
上及び室温強度上昇への寄与が不十分である。また、３
．１５％を超えるとＴｉとの間に脆化相である金属間化
合物を形成したり溶解時にβフレックを生成し、その結
果延性を劣化させてしまう。従って、Ｃｒｆｆ１を０．
８５〜３．１５％の範囲に規定する。

Ｍｏ：Ｍｏも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の向上（超塑性発現
温度の低下）に寄与すると共に、主にβ相に固溶して強
度上昇に寄与する。しかし、含有量が０．８５％未満で
はこれら効果が不十分である。また、３．１５％を超え
ると、ＭＯが重い金属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徴を損なう
と共に、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を増大させてしまう。

従って、ＭＯ量を０．８５〜３．１５％の範囲に規定す
る。

１．８Ｘ　（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）は、チタン合金のβ
相安定度を示し、前述したように、これらの値が小さい
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、すなわち超塑性現象が発
現し得る温度は、上述したようにα相の体積率が４０〜
６０％になる温度であり、この温度はβ変態点と密接な
関係がある。

この値が３％未満であると超塑性発現温度が低いという
本発明の特徴を損ない、また、８％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
度では原子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、この値を、３％≦ｆ１．８Ｘ　（Ｃｒ％）＋（
Ｍｏ％）｝≦８％に規定する。

次に、α晶粒径の限定理由について説明する。

α晶粒径は超塑性特性と密接な関係があり、これが小さ
い捏上れた超塑性特性を示す。この発明に係るチタン合
金においては、α晶の平均粒径が６μｍを超えると超塑
性伸びが小さくなるばかりでなく、変形応力が大きくな
り好ましくない。従って、０品粒径を６μｍ以下に規定
する。

０品粒径を６μ以下にするためには以下に示す方法が採
用される。

先ず、熱間鍛造、又は熱間圧延、又はこの両方により、
チタン合金インゴットを加工製造してスラブとし、次い
で、このスラブを再加熱して熱間加工を施し最終４広と
する。最終熱間加工においては、以下の３つの条件を満
足させる必要がある。

■その加熱温度を（β変態温度−２００℃）以上、β変
態点未満とする。■加工中に被加工材の温度がβ変態点
以上にならないようにする。■加工の際の圧下比を３以
上とする。

このように条件を規定した理由は以下の通りである。

■については、加熱温度がβ変態点以上であると、加工
後に再結晶焼鈍を行っても、超塑性成形に適した等軸組
織ではなく、棒状のα晶組織となり、しかも旧β粒界に
α晶が生威し、超塑性特性及び室温での延性を劣化させ
る。また、加熱温度がβ変態点−２００℃未満であると
、温度が低すぎて加工中に割れ等の結果が発生する。

■については、加工中に被加工物の温度がβ変態点以上
になると、■と同様棒状のα組織となってしまう。

■については、圧下比が３未満と小さいと、α晶に再結
晶に十分な歪みが蓄えられず、再結晶熱処理を行っても
、超塑性成形に適した微細粒等軸組織ではなく、棒状の
α晶組織や粗大なα組織となり好ましくない。

次に、超咽性加工に先立って行われる再結晶熱処理条件
の限定理由について説明する。

再結晶熱処理が（β変態点−２００℃）未満では、温度
が低すぎて再結晶が十分に行われないため等軸位が得ら
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、等軸０品が消失してβ単相となり、超塑性が得
られないので好ましくない。従って、再結晶熱処理温度
を（β変態点２００℃）以上、β変態点未満と規定した
。

なお、超塑性加工は、再結晶熱処理に引き続いて行って
もよいし、再結晶熱処理と同時に行ってもよい。

［実施例］ 以下、この発明の実施例について詳細に説明する。

第１表に示す組成を有する合金について、アルゴン雰囲
気のアーク炉にてインゴットを溶製し、熱間鍛巡により
各極厚みのスラブを製造した。

次いで、これらのスラブを夫々第１表に示す温度に再加
熱し、引続き、これらスラブに対し夫々第１表に示す圧
下比で圧延加工を施して厚さ５■膳の板材に仕上げた。

そして、このようにして仕上げた板材に対し再結晶熱処
理を施した。この再結晶熱処理は、実験番号Ｃ１５以外
は、（β変態点−２００℃）以上、β変態点未満の温度
域で行った。この再結晶熱処理に引き続いて超塑性引張
試験を行った。また、再結晶熱処理を施した各板材につ
いてα品粒径（平均粒径）の測定、及び室温引張試験を
合わせて行った。α結晶粒の測定は線分法により行い、
アスペクト比（長袖と短軸との比）が３以上の棒状組織
のものについては粒径の測定を行わなかった。

各板材の再結晶熱処理の温度及びα結晶粒径を合わせて
第１表に示し、室温引張試験及び超塑性引張試験の結果
を第２表に示す。

なお、第１表中、実験番号Ａ１〜Ａ７は本発明の範囲内
である実施例を示し、８１〜Ｂ４は従来例（従来例中（
１）はＴ　Ｌ−６Ａ＃　−４Ｖ合金、（２）　はＴｉ−
６ＡＩ！　−４Ｖ−Ｃｏ−（Ｎｉ）合金）、Ｃ１〜Ｃ１
５は本発明の範囲から外れる比較例である。また、各実
験番号の組成におけるβ変態点も合わせて第１表に記し
た。

なお、超塑性引張試験は、平行部が５■幅、５同長さ、
４ｍｍ厚さの試験片を用いて、５Ｘ１０−６Ｔｏｒｒ以
下の真空ψで行った。また、最大変形応力は、最大加重
を初期断面積で除して求めた。

これら第１表及び第２表に示すように、実施例である実
験番号Ａ１〜Ａ７は、合金組成が本発明の範囲内であり
、しかも、製造条件が本発明に係る方法に沿っているた
め、０品粒径が極めて微細であり、６μｍ以下を十分に
満足している。また、室温引張特性においても引張強さ
が１０５　ｋｇｆ　／　ｍ１以上で、伸びが１７％以上
であり、Ｔ　ｉ−６／’１−４Ｖ合金よりも良好な値を
示すことが確認された。

次に、第２表に示す超塑性引張特性について、第１図乃
至第６図を参照しながら説明する。

第１図は、１．８Ｘ　（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）の値と超
塑性伸びとの関係を示すグラフである。この図から明ら
かなように、この値が本発明の範囲内である３〜８％の
範囲で１５００％以上の大きな伸びが得られることが確
認された。

第２図は、Ｃｒの含有量と超塑性伸びとの関係を示すグ
ラフである。この図から明らかなように、この値が本発
明の範囲内である０、８５〜３．１５％の範囲で１５０
０％以上の大きな伸びかられることが確認された。

第３図は、Ｍｏの含有量と超塑性伸びとの関係を示すグ
ラフである。この図から明らかなように、この値が本発
明の範囲内である０、８５〜３．１５％の範囲で１５０
０％以上の大きな伸びかられることが確認された。

第４図は、０品粒径と超塑性伸びとの関係を示すグラフ
である。この図から明らかなように、この値が本発明の
範囲内である６μｍ以下であれば１５００％以上の大き
な伸びかられることが確認された。

以上のように、本発明で規定された組成範囲及び粒径範
囲で優れた超塑性特性が得られることが確認された。

本発明の範囲内である試験番号Ａ１〜Ａ７は上述のよう
に超塑性伸びが１５００％以上と良好であるのみならず
、最大超塑性伸びを示す温度が８００℃以下とＴ　１−
６Ａｆｌ　−４Ｖ合金よりも７５〜１００℃も低く、更
にその温度が極めて低いのにもかかわらず、その温度に
おける変形応力が１　、４１　ｋｇ「／ｓ＋ｇａ２以下
と小さいことが確認された。

これに対し、比較例であるＣ１〜Ｃ１４では超塑性伸び
の値が実施例よりも低いことが確認された。

比較例の中でＣ１〜ＣＩＯは組成が本発明の範囲から外
れるものであり、これらのうちＣ３、Ｃ５、及びＣ９は
１３２０％以上と比較的大きな伸びを示すが、最大超塑
性伸びが得られた温度が８２５℃以上と実施例のものよ
りも２５〜５０’Ｃ高く、超塑性特性が実施例のものよ
りも明らかに劣っていることが確認された。Ｃ７、ｃｌ
ｏは最大超塑性伸びが得られた温度が７５０’Ｃと極め
て低いが、超塑性伸びが夫々１３００％、７８０％に止
まり、また変形応力が夫々２．８５ｋｇｒ　／　＊ｍ’
　　２　、　８０　ｋｇｌ’　／　ｇ＋ｖ’と極めて大
きい値となツタ。Ｃ１、Ｃ２、Ｃ４、Ｃ６においても、
超塑性伸びが１０００％前後と不十分であった。

なお、Ｃ８は常温での伸びが６％と小さく実用に耐えな
いため、超塑性引張り試験を行ゎながった。

Ｃ１〜Ｃ１４は製造条件及び０品粒径が本発明の範囲か
ら外れるものであり、Ｃ１〜Ｃ１４は圧下比が本発明の
範囲から外れ、Ｃ１４は最終熱間圧延加熱温度が本発明
の範囲から外れ、Ｃ１５は再結晶熱処理温度が本発明の
範囲から外れるものであるため、微細粒等軸組織となら
ず、塑性伸びが５５０〜１３８０％と実施例の値よりも
劣っていることが確認された。なお、Ｃ１２、Ｃ１４及
びＣ１５はα晶が等軸位にならずアスペクト比が３以上
の粗大な棒状晶となったため粒径を測定しなかった。

［発明の効果］ この発明によれば、優れた強度を維持しつつ、超塑性加
工温度が低く、超塑性加工時の変形抵抗が小さく、従来
のチタン合金よりも超塑性延びが大きいといった超塑性
加工性に優れたチタン合金及びその製造方法を提供する
ことができる。

また、この発明に係るチタン合金は、これら優れた特性
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。

更に、この発明に係るチタン合金は、変型抵抗が小さい
という特長から、超塑性を利用した加工法だけでム＜、
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
、極めて広範な適用が可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は１．３ｘ　（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）の値と超塑
性伸びとの関係を示すグラフ、第２図はＣｒの含有量と
超塑性伸びとの関係を示すグラフ、第３図はＭＯの含有
量と超塑性伸びとの関係を示すグラフ、第４図はａ晶粒
径と超塑性伸びとの関係を示すグラフである。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ａｌ：５．５〜６．７５％ Ｖ：３．５〜４．５％ Ｏ：０．２％以下 Ｃｒ：０．８５〜３．１５％ Ｍｏ：０．８５〜３．１５％ を含有し、かつ、 ３％≦｛１．８×（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）｝≦８％ の条件を満足し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり
   、α晶の平均粒径が６μｍ以下であることを特徴とする
   超塑性加工性に優れたチタン合金。
2. （２）重量％で、 Ａｌ：５．５〜６．７５％ Ｖ：３．５〜４．５％ Ｏ：０．２％以下 Ｃｒ：０．８５〜３．１５％ Ｍｏ：０．８５〜３．１５％ を含有し、かつ、 ３％≦｛１．８×（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）｝≦８％ の条件を満足し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなる
   チタン合金を、（β変態点−２００℃）以上、β変態点
   未満の温度で加熱し、引き続き、β変態点未満の温度で
   圧下比を３以上とする圧下を施すことを特徴とする超塑
   性加工性に優れたチタン合金の製造方法。
3. （３）重量％で、 Ａｌ：５．５〜６．７５％ Ｖ：３．５〜４．５％ Ｏ：０．２％以下 Ｃｒ：０．８５〜３．１５％ Ｍｏ：０．８５〜３．１５％ を含有し、かつ、 ３％≦｛１．８×（Ｃｒ％）＋（Ｍｏ％）｝≦８％ の条件を満足し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなる
   チタン合金を、（β変態点−２００℃）以上、β変態点
   未満の温度で加熱し、引き続き、β変態点未満の温度で
   圧下比を３以上とする圧下を施し、（β変態点−２００
   ℃）以上、β変態点未満の温度で再結晶熱処理を施し、
   超塑性加工を施すことを特徴とするチタン合金の超塑性
   加工方法。