JPH0686638B2 - 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、殊に、高比強度および耐熱性（耐酸化性）
などが要求される航空機用部品の製造に用いるのに好適
であり、しかも、前記のような部品に容易に熱間および
冷間加工することができる高強度Ti合金材及びその製造
方法に関するものである。

〔従来の技術〕

従来、強度、耐酸化性および熱間加工性の三特性が良好
でバランスが取れていることが要求される分野、例え
ば、航空機用ジェットエンジンには、Ti-6％Al-4％Ｖの
組成に代表されるα＋β型Ti合金材、あるいは熱間加工
性は劣るが、Ti-8％Al-1％V-1％Moの組成を有し、組織
の大部分がα相であるα＋β型、即ち準α型Ti合金材が
用いられていた。

なぜならば、α型Ti合金材は強度と熱間加工性が悪く、
又、β型Ti合金材は、耐酸化性が悪いからである。

そしてTi-6％Al-4％ＶやTi-8％Al-1％V-1％Moなどのα
＋β型Ti合金材は、850℃以上、とりわけ前者について
は900℃以上、後者については950℃以上の温度で熱間加
工され、更に前者のTi合金材については、焼鈍後に950
℃以上の高温で溶体化処理され、500〜600℃の範囲内の
温度で時効処理されて製造されていた。なお、後者のTi
合金材は、時効硬化能が小さいために、時効処理はなさ
れない。

〔発明が解決しようとする問題点〕

しかしながら、前述したように、上記の従来のα＋β型
Ti合金材は、その熱間加工温度が850℃以上と高いため
に、例えば恒温鍛造で最終製品の形状や寸法に近い鍛造
品を得ようとする場合には、耐熱性が高く、しかも最終
製品の形状に対応した複雑かつ滑らかな内面を有する高
価な金型が必要となる。

又、これらの従来α＋β型Ti合金材は、熱間加工温度だ
けでなく、溶体化処理温度も高いために、熱経済性が悪
く、かつスケールなどの発生も多い。

〔問題点を解決するための手段〕

そこで本発明者等は、上述のような観点から、より低温
で熱間加工及び溶体化処理することができ、しかも時効
処理することもでき、かつこの時効処理により高強度を
確保できるTi合金材を開発すべく研究を行なった結果、 重量％で（以下％は重量％を示す）、 Al:2〜５％， V:5〜12％， Mo:0.5〜８％， を含有し、かつ、 14％≦1.5×（Ｖ含有量）＋（Mo含有量）≦21％， の条件を満足し、残りがTiが不可避不純物からなる組成
を有するTi合金は、比較的低温（例えば700℃）でα＋
β組織を示し、しかもα相とβ相の容量比が1:1に近い
ものであるために従来条件よりも低い温度で容易に熱間
加工をすることができるばかりでなく従来条件よりも低
い温度で溶体化処理をすることもでき、さらにTi-Al-V-
Mo合金であるのにもかかわらず、Ti-8％Al-1％V-1％Mo
の従来Ti合金材と異なり時効処理することができ、しか
もその時効材処理後の強度はTi-6％Al-4％Ｖの従来Ti合
金の時効材と同等乃至それ以上の強度特性を有すること
を見い出した。

この発明は、上記知見に基いて発明されたものであり、 （１）Al:2〜５％， V:5〜12％， Mo:0.5〜８％， を含有し、かつ、 14％≦1.5×（Ｖ含有量）＋（Mo含有量）≦21％， の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組成
を有する加工性の優れた高強度Ti合金材。

並びに、 （２）Al:2〜５％， V:5〜12％， Mo:0.5〜８％， を含有し、かつ、 14％≦1.5×（Ｖ含有量）＋（Mo含有量）≦21％， の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組成
を有するTi合金インゴットに対して、最終加工温度を60
0〜950℃の温度範囲内とする熱間加工を施した後、700
〜800℃の範囲内の温度において溶体化処理し、ついで3
00〜600℃の範囲内の温度で時効処理することからなる
加工性の優れた高強度Ti合金材の製造方法に特徴を有す
るものである。

つぎに、この発明のTi合金材の成分組成及び製造条件を
上記の通りに限定した理由を説明する。

（Ｉ）成分組成 （ａ）Al Al成分にはα相を強化する作用があるが、その含有量が
２％未満ではα相の強度ひいてはTi合金材全体の強度を
所望の値に保持することができず、一方、その含有量が
５％を越えると、β変態点を低く抑えるためのβ安定化
元素であるＶ及びMoの含有量を多くしなければならなく
なり、その結果、Ti合金材の熱間加工性が劣化する（具
体的には、変形抵抗が増大し、鍛造の際に大きなプレス
が必要となる。）ので、その含有量を２〜５％と定め
た。

（ｂ）Ｖ Ｖ成分は、特にβ変態点を低く抑え、かつβ相安定化領
域を広げる作用を有する他、余りTi合金材の延性を害す
ることなくMoほどではないがβ相を強化する作用を有す
るが、その含有量が５％未満では、β変態点を低く抑え
ることができないばかりでなく、700℃付近でのα相と
β相との容量比をほぼ1:1にすることが不可能となり、
その結果、熱間加工温度や溶体化処理温度が従来条件と
余り変わらなくなり、一方、その含有量が12％を越える
と、Ti合金材の熱間加工性が劣化する（具体的には、変
形抵抗が増大し、鍛造の際に大きなプレスが必要とな
る。）ので、その含有量を５〜12％と定めた。

（ｃ）Mo Mo成分は、特にβ相を強化する作用を有すると共に、β
変態点を低く抑え、かつβ相安定化領域を広げる作用を
有するが、その含有量が0.5％未満では、β相強化ひい
てはTi合金材全体を強化する効果が低く、一方、その含
有量が８％を越えると、Ti合金材の延性が低下するよう
になるので、その含有量を0.5〜８％と定めた。

（ｄ）1.5×（Ｖ含有量）＋（Mo含有量） Mo及びＶ成分は、前述したように、ともにβ相安定化元
素であるが、β安定化の能力に差異があり、Ｖ成分の方
がMoよりも1.5倍その能力が大きいため、1.5×（Ｖ含有
量）＋（Mo含有量）の値が問題となり、この値が14％未
満のときはβ変態点の低下が不充分となり、熱間加工温
度や溶体化処理温度が従来条件と余り変わらなくなる
し、一方、前記の値が21％を越えるときはTi合金材の熱
間加工性を劣化させる（具体的には、変形抵抗が大きく
なりすぎ、鍛造の際に大きなプレスが必要となる。）の
で、14％≦1.5×（Ｖ含有量）＋（Mo含有量）≦21％と
定めた。

（II）製造条件 （ａ）最終熱間加工温度 （Ｉ）で述べた成分組成を有するTi合金に対して、熱間
鍛造、熱間圧延、熱間押し出し等の熱間加工を行なう
が、その最終熱間加工温度が600℃未満では再結晶が難
しく変形抵抗が高くなり、一方、その温度が950℃を越
えると、結晶粒の粗大化が起こって望ましくないばかり
でなく、恒温鍛造の場合には高価な金型が必要となるこ
とから、最終熱間加工温度を600〜950℃に定めた。特
に、インゴット鍛造の場合のような鋳造組織を消す必要
がある場合には900℃近く、あるいはこれ以上の温度で
熱間加工を開始することが好ましく、又、仕上げ工程で
は、材料特性および熱間加工のし易さからは、650〜750
℃の範囲内の温度が好ましい。これは、この発明のTi合
金は650〜750℃の範囲内の温度で熱間加工に適するα相
とβ相の共存状態となる（即ち、α相とβ相の容量比が
1:1に近くなる）からである。

（ｂ）焼鈍 この工程は必須の工程ではないが、後工程として冷間加
工を行なう場合に、必要に応じて行なわれる。焼鈍条件
は、650〜800℃の範囲内の温度で、0.5〜２時間行なう
ことが望ましい。

（ｃ）溶体化処理温度 熱間加工されたTi合金材、あるいは熱間加工し、必要に
応じて焼鈍した後、冷間加工されたTi合金材には、次
に、溶体化処理が施されるが、その温度は、従来条件よ
りも低温の700〜800℃の範囲内の温度で行なう必要があ
る。これは、その温度が700℃未満ではα安定化元素で
あるAlがβ相中に充分に溶解せず、このため、この工程
後に時効処理を行なっても所望の強度を確保することが
できず、一方、その温度が800℃を越えると、β変態点
を越えるか、あるいはβ変態点近くになりすぎ、初析α
相の量が少くなりすぎるために、組織が不均一になると
いう理由に基づくものである。なお、溶体化処理時間は
材料が均一に加熱される時間で充分である。

（ｄ）時効処理温度 その温度が300℃未満では、拡散速度が遅いためにβ相
中の微小なα相の析出が起こらないことから、時効硬化
せず、一方、その温度が600℃を越えると、過時効とな
り強度が低下するようになることから、その温度を300
〜600℃に定めた。

又、時効処理時間は、その温度によっても異なるが経済
性も考慮して0.5〜10時間が好ましい。

なお、必要な場合は、焼鈍後あるいは、焼鈍しない場合
には溶体化処理後に、すなわち時効処理前に冷間加工を
行なってもよい。

〔実施例〕

つぎに、この発明のTi合金材及びその製造法を実施例に
より具体的に説明する。

真空アーク溶解炉を用いた２段溶解により、それぞれ第
１表に示される成分組成をもったTi合金を溶製し、直
径:200mmφ×長さ:500mmの寸法をもったインゴットとし
た後、1000℃で熱間鍛造して、厚さ:50mm×巾:600mm×
長さ:500mmの寸法をもったスラブとし、ついで、このス
ラブに対して、それぞれ第１表に示される温度で最終熱
間圧延を施して厚さ:3mmの熱延板とし、この際、これら
の熱延板における熱間加工割れの有無を観察すると共
に、この熱延板の一部を用いて、600℃および700℃（高
温） における機械的性質、並びに700℃に２時間保持の条件
で焼鈍を施した後の機械的性質（常温）を測定し、さら
に残りの熱延板に対して、同じく第１表に示される条件
で溶体化処理（冷却はいずれも水冷）と時効処理（冷却
はいずれも空冷）を施すことによって本発明法１〜22お
よび従来法1,2を実施し、これによって本発明Ti合金材
１〜22および従来Ti合金材1,2をそれぞれ製造した。

この結果得られた各種のTi合金材の機械的性質も測定
し、上記の熱間加工割れの有無、高温での機械的性質お
よび焼鈍後の機械的性質と共に、第２表に示した。

〔発明の効果〕

第２表に示される結果から明らかなように、本発明Ti合
金材１〜22は、いずれも600〜950℃という相対的に低温
での最終熱間加工でも割れの発生が皆無で、かつ時効処
理後の機械的性質が従来Ti合金材1,2と同等、あるいは
これ以上であるのに対して、従来Ti合金材1,2 は、相対的に高い温度での最終熱間加工を行なわなけれ
ば割れが発生するものであり、ちなみに720℃および880
℃の温度での最終熱間圧延ではすべてに割れが発生する
のを避けることができないものであった。

又、第２表に示されるように、本発明Ti合金材１〜22
は、いずれも600℃の温度で200％前後の大きい伸びと約
20kg/mm²の低い引張強さ（変形抵抗）を示し、さらに70
0℃では500％前後の一段と大きい伸びと約5kg/mm²のよ
り一層低い引張強さを示し、これらの特性が望まれる恒
温鍛造などの加工を有利に行なうことができるのに対し
て、従来Ti合金材1,2においては、700℃でも100％以下
の低い伸びと22kg/mm²以上の高い引張強さ（変形抵抗）
を示し、恒温鍛造などの低温での熱間加工には不利であ
ることが明らかである。

このように本発明Ti合金材は、従来Ti合金材に比して、
極めて低温での熱間加工が可能なので、比較的安価な型
を用いての型鍛造を行なうことができ、結晶粒の成長も
抑制されることから、平均粒径が１μｍ以下の微細組織
をもつようになるのである。又、熱間加工中に割れが生
じないので、仕上げのための切削加工を余り必要としな
い最終製品寸法に近い熱間加工材を形成することができ
ることから、必ずしも冷間加工を必要としないのであ
る。

又、第２表に示される結果から明らかなように、本発明
Ti合金材は、焼鈍状態における引張強さおよび0.2％耐
力が時効処理後のそれに比して極めて低く、一方伸びが
大きい特性をもつので、極めて良好な冷間加工性を示
し、冷間加工による最終製品への加工を容易に行なうこ
とができる。

さらに、本発明Ti合金材に対する溶体化処理も、上記実
施例に示されるように従来Ti合金材に比して近い温度で
行なうことができるのである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Al:2〜５％， V:5〜12％， Mo:0.5〜８％， を含有し、かつ、 14％≦1.5×（Ｖ含有量）＋（Mo含有量）≦21％， の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組成
   （以上、重量％）を有することを特徴とする加工性の優
   れた高強度Ti合金材。
2. 【請求項２】Al:2〜５％， V:5〜12％， Mo:0.5〜８％， を含有し、かつ、 14％≦1.5×（Ｖ含有量）＋（Mo含有量）≦21％， の条件を満足し、残りがTiと不可避不純物からなる組成
   （以上、重量％）を有するTi合金インゴットに対して、
   最終加工温度を600〜950℃の温度範囲内とする熱間加工
   を施した後、 700〜800℃の範囲内の温度において溶体化処理し、つい
   で300〜600℃の範囲内の温度で時効処理することを特徴
   とする加工性の優れた高強度Ti合金材の製造方法。