JPS6289855A - 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法 - 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、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襲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
造方法に関り−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、Ｔｌ−６％Ａｔ　−
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％Ａｆｆｉ−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７ｉ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％Ａｔ　−４％■やＴｉ　−８％Ａｆ
ｆｉ−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Ｔ
ｉ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
７ｉ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
で熱間側■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
、 １旦％で（以下％は重Ｒ％を示す）、 Ａｌ：２〜５％。

ｖ　　：　５〜１２％。

ＭＯ：　　０．５〜８％。

を含有し、かつ、 １４％≦　１．５Ｘ（Ｖ含有１）＋　（Ｍｏ含有間）≦
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合金は、比較的低温（例えば７００℃）
でα十β組織を示し、しかもα相とβ相の容量化が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〈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　−Ａｔ−Ｖ−ＭＯ合金であるのにもかかわらず、
Ｔｉ−８％Ａｔ−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％Ａｔ−４％Ｖの従来Ｔｉ合金の時
効材と同等乃至それ以り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ちのであり、 （１）Ａｆｆｉ：２〜５％。

■　：５〜１２％。

ＭＯ：　　０．５〜８％。

を含有し、かつ、 １４％≦　１．５Ｘ（Ｖ含有量）＋（ＭＯ含有量）≦２
１％。

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％。

■　＝５〜１２％。

Ｍｏ　：　　０．５〜８％。

を含有し、かつ、 １４％≦　１．５Ｘ（Ｖ含有量）＋（ＭＯ含有聞）≦２
１％。

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６００〜９５０℃の温度範囲内とする熱間加工を施し
た後、７００〜８００　’Ｃ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）Ａｔ Ａｔｌ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ｊｙｌｏ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）■ ■成分は、特にβ変態点を低く抑え、かつβ相安定化領
域を広げる作用を右する伯、余りＴｉ合金材の延性を害
することなくＭｏぼとではないがβ相を強化する作用を
有するが、その含（１名が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１
２％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、鍛造の際に大ぎなプレ
スが必要となる。）ので、その含有量を５〜１２％と定
めた。

（Ｃ）ＭＯ ＭＯ酸成分、特にβ相を強化する作用を有ザると共に、
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、その含有間が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■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）　　１．５Ｘ　（Ｖ含有量）＋　（Ｍｏ含有場）
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、■成分の
方がＭＯよりも１．５倍その能力が大きいため、１．５
Ｘ　（Ｖ含有量）＋　（ＭＯ含含有）の値が問題となり
、この値が１４％未満のときはβ変（ぶ点の低下が不充
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％≦　１．５ｘ　（Ｖ
含有量）＋　（ＭＯ含有最）≦２１％と定めた。

（■）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合舎は６５０〜７５０　’Ｃ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（
’ｔは、６５０〜８００℃の範囲内の温度で０５〜２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Ａｔ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Ｍ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塁づくものである。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：２００ｍφ×長さ：５００ｍの寸法をもったインゴ
ットとした後、１０００℃で熱間鍛造して、厚ざ：　５
０ｍＸ　ｌｔｌ　：　６００ｍｍ×長さ：５００ＩＩＩ
ＩＲ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２３Ｍ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）によｊける）浅域的性質、並びに７００℃に２時間
法１４の条件で焼鈍を施した後の機械的性質（常温）を
エリ定し、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　）青　し　ｌこ　。

この結果（ｑられた各種のＴｉ合金材の機械的性質もａ
ｌＩＩ定し、上記の熱間加工割れの有無、高温での機械
的性￥！Ｘおよび焼鈍後の■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゛丁
１合金材１〜２２は、いずれも６００〜９５０″Ｃ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前照
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Ｔ
ｉ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’ＣＪ３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１〜２
２は、いずれも６００℃の温度で２００％前後の大きい
伸びと約２０Ｋｙ／−の低い引張強さく変形抵抗）を示
し、さらに７００℃では５００％前後の一段と大きい伸
びと約５に９／−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合金祠１，２におい
ては、７００℃でも１００％以下の低い伸びと２２に９
／−以上の高い引張強さく変形抵抗）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合金林に比し
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月を形成することが
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合金材に比して低い温
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. （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. （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。