JPH03274238A - 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

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−６＾ｊ−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−６Ａｊ−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、Ｔ１６＾ｊ−
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−６Ａｊ−４Ｖ合金にＦｅ
、　Ｃｏ等を添加した合金が、ＵＳ特許公報４゜２９９
、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、ｔＪｓ特許公報４．２９０．６２６号に
開示された、既存のＴｉ−６＾１−４Ｖ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−
６Ａｊ−４Ｖ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ合金においても、その
超塑性加工温度は、Ｔｉ−６Ａｊ−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４；！　Ｔｉ−６Ａ／−４Ｖ合金と同様、Ａ／を
６　ｗｔ％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−６Ａｊ−４Ｖ合金は
勿論ノコと、上記Ｔｉ−６＾／−４Ｖ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃ
ｏ　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、Ｅ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
。 Ｔｉ）　　前記合金に所定量のＡＺ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．％）＋Ｎ１（ｗｔ．％）十Ｃ０（ｗｔ．％）＋
０．９ＸＣｒ（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
（ｖｔ　　％　）＋　　２　×Ｎｉ（ｗｔ．　　％　）
　　＋　２ＸＣＯ（ｉｌｔ　　％　）＋１．８×Ｃｒ（
ｗｔ．％）＋１．５ＸＶ（ｗｔ．％）＋Ｍ。 （ｉｌｔ％）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★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）　　Ａｎ　：　３．０−５．０１７ｔ％、Ｖ　　
：２１〜３．７ｉｉｊ％、 Ｍｏ　：　０．８５〜３．１５針％、 ０：０．１５１ｔｔ％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、８５　ｉｔｔ％≦Ｆｅ（ｌｌｔ％）十Ｎ１（ｗｔ．
％）＋Ｃｏ（ｗｔ．％）＋０．９ｘＣｒ（Ｉｌｔ％）≦
３．　ｌ　５　ＩＩｆ％、および、 ７針％≦２×Ｆｅ（ｗｔ．％）＋２ｘＮｉ（ｉｒ、％〉
＋２ＸＣＯ（ＩＩｔ％）＋１，８×Ｃｒ（ｗｔ．％）＋
１．５ｘ　Ｖ　（ｉｆｆ、Ｘ）　十Ｍ　ｏ　（ｉｌｔ、
Ｘ）　≦１３ｗｔ．、Ｘ、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）八ｌ　：　３．　０〜５．０　ｉ１ｔ％、Ｖ：２
．１〜３．７　ｉ１ｔ％、 Ｍ　ｏ　　：　　０．８５〜３．１５１ｆｔ　％、０：
０．１５針％以下、 を含有し、さらに、 Ｆ６．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、８５　ｗｔ．％≦Ｆｅ（ｉｆ↑％）＋Ｎ１（ｗｔ．
％）十Ｃｏ（ｗｔ．％）＋０．９ＸＣｒ（ｗｔ．％）≦
３．１５４１ｔ％、および、 ７針％≦２×Ｆｅ（ｗｔ．％）＋２×Ｎｉ（ｗｔ．％）
＋２×Ｃｏ（ｗｔ％）＋１．８ｘＣｒ（Ｍ１％）＋１．
５ＸＶ（ｖｔ　　％　）＋Ｍｏ（Ｗｔ　　％　）　≦　
１３１７１　％、の条件を満足し、 残部：Ｔｉおよび不可避的不純物、 からなり、０品粒径が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：３．０〜５．００ｘ、 Ｖ　　：　２．１〜３．７ｗｔ．％、 Ｍ　　ｏ　　：　　０．８５〜３．　　ｌ　　　５　　
ｗｔ．　　％　、０：０．１５針％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、８５　ｗｔ．％≦Ｆｅ（ｗｔ．％）＋Ｎｉ（ｗｔ．
％）＋ＣＯ（ｗｔ．％）　＋、０．９ＸＣｒ　（ｗｔ．
％）≦３．１５　ｗｔ．％、および、 ７−十　％　≦　２×Ｆｅ（ｌｔｔ　　％）　　＋　２
×Ｎｉ（ｗｔ．　％　）４−２×Ｃｏ（ｗｔ．％）＋１
．８ＸＣｒ（ｗｔ．％）＋１，５ｘＶ（ｉｔｔ％）　＋
ＭＯ（Ｗｔ、Ｘ）　≦ｌ　３　ｌｌｔ％、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ａ晶粒径
ならびに製造条件、超塑性加工条件を上述のように限定
した理由を以下に述べる。 ■、成分組成 ＋１１Ａｊ（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１ｔの含有量と密接な
関係がある。 即ち、＾ｌはα十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、Ａ
ｔ含有量が３１ｔｔ％未満では、十分な強度が得られな
い。一方、Ａｔ含有量が５　ｗｔ．％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、Ａｔ含有量は３，０〜５．０４
１℃％の範囲に限定すべきである。 １２１Ｆｅ（鉄）、Ｎｉにッケル）、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０品を有する
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−６Ａｊ−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、　Ｎ１．　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時に加工性の良い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を抑えられる効果が
ある。 しかしながら、Ｆｅ、　Ｎｌ、ＣｏおよびＣｒの含有量
がそれぞれ０．１　針％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
Ｃ「の含有量がそれぞれ３．１５ｉ１ｔ％を超えると、
これらの元素とＴ１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
Ｃ「の１種または２種以上の含有量は０．１〜３．１５
ｗｔ．％の範囲に限定することが好ましい。 （３）Ｆｅ（ｉｆｆ％）＋Ｎ１（ｗｔ．％）＋Ｃｏ（ｉ
ｌｔ％）十０．９×Ｃ「（ｌｌｔ％）： Ｆｅ（ｉｆｆ％）十Ｎ１（ｖｔ％）＋Ｃ０（ｔｉｔ％）
＋０．９ＸＣｒ（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０．８５１７４％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３．１５針
％を超えると、Ｆｅ、　Ｎｉ、Ｃｏ、　ＣｒとＴ１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　（ｌｌｔ％）＋ＣｏＮＨ％）＋０．９ＸＣｒ（
ｗｔ．％）の値は、０、８５ｗｔ．％〜３．１５針％の
範囲に限定すべきである。 （４１Ｍｏ（モリブデン〉　： ＭＯも上述したＦｅ、　Ｎｉ、　ＣｏおよびＣ「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、Ｍ
Ｏ含有量が０．８５１℃％未満では、上述した作用に所
望の効果が得られない。一方、Ｍｅ含有量が３．１５針
％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、Ｍｅ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針％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、Ｔ１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〜
３．７ｉ１＋％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−
６Ａｊ−４Ｖ合金スクラップを使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．
１　針％未満では上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、■含有量が３．７１ｉ％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２．１〜３．７ｉ１↑％の範囲
に限定すべきである。 ＋６）　　０　　（酸素）： ０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、０含有量が０．０１Ｍｔ％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０含有量は０．０１針％以上が好ましい。また、Ｏ含
有量が０．１５針％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、０含有量は０．１５ｗｔ
．％とすべきである。 （７１２ＸＦｅ（ｗｔ．％）＋２×Ｎｉ（ｗｔ．％）＋
２×Ｃｏ−（ｗｔ．％）＋１．８ＸＣｒ（ｌｌｔ％）＋
１．５ＸＶ（ｗｔ．１％）　＋Ｍｏ　（ｉｌｉ％）：ｚ
×Ｆｅ（４１４％）＋２×Ｎｉ（ｗｔ．％）＋２×Ｃｏ
（ｉｔ％）＋１．８ＸＣｒ（４１４％）＋１．５ＸＶ（
ｗｔ．％）　＋Ｍｏ　（ｉｆ↑％）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７１ｔ％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１３１１１
％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、２ＸＦ’ｅ　（計
％）＋２×Ｎ１（ｗｔ．１％）＋２×Ｃｏ（ｉｌｔ％）
＋１．８ｘＣｒ（計、Ｘ）　＋　１．５　ＸＶ　（ｌｔ
％）＋Ｍｏ（ｗｔ．％）の値は７針％〜１３７ｊ％の範
囲に限定すべきである。 ■、α晶粒径： 優れた超塑性特性が求められる場合、０品粒径を５μｍ
以下にすることが好ましい。即ち、０品粒径は超塑性特
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、０品粒径が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。 ■、製造条件： （１）　　熱間加工条件： ■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柱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（７、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。

【実施例】

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ＮａＡ１−Ａ
２８、従来合金弘Ｂ１−８４、比較合金部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５■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５−巾、５ｗｊｌ長さ４１
ｆｌ厚さの試験片を採取して、５　ｘｌＯ’ｔｏｒｒ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０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／龜
−以下と従来合金であるＴＩ−６＾／−１１Ｖ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ＮａＣ１，Ｃ３、Ｃ５は、室温で（７）
　引ッ張’）　強すカ９０ｋｇｆ／ａｓ”　以下とＴト
ロＡｊ−４Ｖ合金よりも低いため、また、比較合金Ｎｃ
Ｃ２、Ｃ８、Ｃ９、Ｃ１４、Ｃ１６、ＣＩ？、Ｃ２０は
、耳割れ無しに可能な冷間圧延率が３０％以下と実用的
でなら０ため、熱間圧縮試験を行わなかった。 第 ２ 表 第１図は、Ｔｉ−Ａｊ−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（−十％）＋Ｎ１（ｉｌｔ％
）＋ＧＯ（ｗｔ．％）　＋０．９　ｘＣｒ　（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−Ａｔ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×Ｎ１（
ｗｔ．　　％　）＋２ＸＣＯ（ｉｌｔ、　　％　）−）
１．８ＸＣｒ（ｙ↑％）　＋１．５　Ｘ　Ｖ　（ｗｔ％
）　＋Ｍｏ　（ｉｆｆ％）の値が７針％〜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７　Ｍｔ％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５μ園以下にお
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＾２
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、Ａｊ含有量が５　ｗｔ．％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ＮａＡ１−Ａ
２８の室温引張特性は、引張強さ（ＴＳ）が９２ｋｇｆ
／■２以上で、伸び（ＥＬ）が１３％以上であり、Ｔ１
−６＾１−４Ｖ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、０品粒径が５μｍ以下である本発明合金ＮａＡ
ｌ−Ａ２６においては、最大超塑性伸びを示す温度が８
００℃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Ｎ１Ｃ１、Ｃ３、Ｃ５は、室温での引張
り強さが９０ｋｇｆ／鱈２以下とＴｉ−６Ａｊ−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ｋＣ２、Ｃ８、Ｃ９、Ｃ１４、Ｃ１６、Ｃ
１７、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ＤＩ、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ＮａＤｌ−ＩＤＩ−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
上と冷間加工性にも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８園、高さ！２■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
。 第６表 第７表 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　　’））　、遅い歪速度（１０３（ｓ　’））と
も、従来合金に比べ３０〜ｂ 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−６Ａ／−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。

【図面の簡単な説明】 第１図はＴｉ−Ａｊ−Ｖ−Ｍｏ合金にＦｅ、　Ｎｉ、Ｃ
ｏ、　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．％）＋Ｎ１（ｉｌｔ％
）　十Ｃ。 （ｖｔ％）＋０．９ｘＣｒ（ｗｔ．％）の値を、縦軸は
超塑性伸びの値を示す。第２図は、Ｔｉ−ＡＪ合金にＶ
、　Ｍｅ、Ｆｅ５Ｎｉ、　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
（４１４％）　＋２ｘＮｉ　　（ｗｔ．％）＋２×Ｃｏ
（４１４％）十１．８ｘＣｒ（Ｉｔ％）＋１．５ＸＶ（
ｗｔ．％）　＋Ｍ。 （Ｖｔ％）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０
品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或分を有する合金の４
品粒径を、縦軸は超塑性伸びの鎧を示す。第４図は、耳
割れ無しに可能な冷間圧延率に及ぼすＡｔ含有量の影響
を調べたグラフである。横軸はＡｔ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 (1)

1. 【特許請求の範囲】 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．％）≦１３
   ｗｔ．％、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．％）≦１３
   ｗｔ．％、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．％）≦１３
   ｗｔ．％、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　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。