(57)【要約】  【課題】ハイドロフォームに適するチタン管、その製造方法、およびそれを用いた成形品を提供する。【解決手段】 溶接部のビッカース硬度の平均値が、下記式を満足することを特徴とするハイドロフォーム用チタン溶接管。  ＨｖＷ−ＨｖＭ    ＞  0・・・・・・（1）ＨｖＷ：溶接部のビッカース硬度の平均値ＨｖＭ：母材のビッカース硬度の平均値 さらに、好ましくは溶接部の熱影響部の幅が管肉厚の1.0以下である。【選択図】    図３
2005290448.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接部のビッカース硬度の平均値が、下記式を満足することを特徴とするハイドロフォーム用チタン溶接管。
ＨｖＷ−ＨｖＭ    ＞  0・・・・・・（1）
ＨｖＷ：溶接部のビッカース硬度の平均値
ＨｖＭ：母材のビッカース硬度の平均値
【請求項２】
溶接部の熱影響部の幅が管肉厚の1.0以下であることを特徴とする請求項１に記載のハイドロフォーム用チタン溶接管。  
【請求項３】
チタン溶接管であって、溶接部の最大の結晶粒径Ｄwと母材の結晶粒径Ｄmとが、
log(Ｄw)/log(Ｄm)＞0.65
を満たすことを特徴とするハイドロフォーム用チタン溶接管。
【請求項４】
造管溶接後冷間加工を行い、溶体化熱処理を行うことを特徴とする、ハイドロフォーム用チタン溶接管の製造方法。
【請求項５】
前記チタン溶接管がチタン合金管の場合、請求項４に記載の製造方法に続いて、ハイドロフォーム成形を施した後に、時効熱処理を行うことを特徴とする、ハイドロフォーム成形品の製造方法。
【請求項６】
板の圧延方向を管の周方向として造管されたことを特徴とするハイドロフォーム成形用純チタン溶接管。
【請求項７】
前記チタン溶接管がチタン合金管の場合、請求項１または２のチタン溶接管にハイドロフォーム成型を施した後に、時効熱処理を行うことを特徴とする、ハイドロフォーム成形品の製造方法。
【請求項８】
シームレス管を用いることを特徴とするハイドロフォーム用チタン合金管。
【請求項９】
全のびに対する一様延びの割合が２％以下、全のびが10％以上、降伏点が700MPa以下であり、時効処理によって引張強さを増加できるβ型チタン合金から構成したことを特徴とするハイドロフォーム用チタン合金管。
【請求項１０】
合金組成が、質量％で、Ｖ：15〜20％、Al:2.5〜５％、Sn：0.25〜２％、残部がTi及び不純物からなることを特徴とする請求項７記載のハイドロフォーム用チタン合金管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金型内に装着され、管内に内圧をかけ、必要に応じて軸方向に押し込みつつ所定の形状に加工されるハイドロフォーム用チタン管、その製造方法およびそのハイドロフォームによる成形品に関する。
【背景技術】
【０００２】
純チタン、チタン合金(以下、単にチタンと略称することもある)は比強度に優れるため、航空、軍事、宇宙、自動車、スポーツ用品等の分野で使用されてきた。また、耐食性にも優れるため、化学プラントでの配管部材等にも用いられている。これら分野ではさらなる軽量化、高強度化が望まれている。
【０００３】
一方、中実部材の中空化による軽量化手法としてハイドロフォームによる部品成形が注目されてきている。 
ここに、「ハイドロフォーム」とは素材となる中空管(素管という)を加工用金型内に装着し、この素管内部に加工液を注入して圧力を加えると同時に、必要に応じて管端から軸押しを負荷して膨出加工を行いつつ所定の異形管状製品を製造する加工方法である。
【０００４】
図1は、ハイドロフォーミングの加工要領を説明する図であり、同図(a) は加工前の素管２の形状を一部断面で示し、同図(b)はこれをハイドロフォームして得られた製品１の形状を一部断面で示す。
【０００５】
図１(a)に示すハイドロフォーム用素管である金属管２は加工用金型（図示せず）内に装着し、この金属管内部に加工液を注入して圧力を加えると同時に、必要に応じて管端から軸押しを負荷しつつ、図１（b）に示す所定の異形管状製品１を製造する。通常、ハイドロフォームにおける加工性の評価指標として拡管率［（ハイドロフォーム後の周長）―(素管の周長）/（素管の周長）］が用いられ、拡管率が大きい製品ほどハイドロフォームが難しいとされる。換言すれば、拡管率の大きな素管ほど加工性がよいと云える。
【０００６】
一方、通常、製品の断面には矩形等の異形断面が含まれる場合があり、成形時に破断や著しい減肉を生じずによりシャープなコーナ部を成形する、つまり、コーナ部により小さなＲ部(以下、コーナＲ部という)を成形できるほど、そのような異形断面を有する複雑で精密な形状の部品の成形に適した素材といえる。
【０００７】
このようなハイドロフォームに用いる素管としてのチタン管を製造する方法としては条材を穿孔して製作するシームレス管と、板材を管状に丸めて突き合わせ部を溶接する溶接管がある。本明細書において、単に「チタン(合金)管」と云うときは、シームレス管および溶接管の両者を包含する。
【０００８】
一般に、純チタン溶接管またはチタン合金溶接管(以下、単にチタン溶接管と総称することもある)の造管では、不活性ガスでシールドして行うTIG溶接が用いられている。チタン合金は窒素、酸素、水素等の含有量が多いほど硬化することが知られており、製管時にアルゴン等の不活性ガスでシールドして、不純ガスの混入を防止している。
【０００９】
しかしながら、従来のチタン溶接管をハイドロフォームに適用しようとすると、本来の母材の成形限界よりも小さい拡管しかできない という問題がある。
特許文献１には、β型チタン合金管の造管時の溶接方法についての技術が開示してあるが、管そのものの強度（靭性）を向上させるものであって、管の加工時の成型性を向上させるためのものではない。
【００１０】
特許文献２には、冷間加工性に優れたβ型チタン合金が示されているが、特に冷間鍛造を対象としたもので、ハイドロフォームを想定したものではない。
特許文献３には、溶接部の幅を狭めることでハイドロフォーム等での成形性のよい純チタン管を提案しているが、3t≧Ｗ＞(３/6.5)ｔの関係を満たすように、溶接幅(Ｗ)を板厚(ｔ)で規定されるある範囲に制限するというのである。
【００１１】
しかし、この方法はレーザ溶接を前提にしており、溶接条件としてはかなり厳しい条件といわなければなず、実用的とは云えない。
【特許文献１】特開平11-114684号公報
【特許文献２】特許2669004号
【特許文献３】特開2003−311322号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明の課題は、ハイドロフォームで成形するのに適したチタン管、その製造方法およびそれを用いたハイドロフォーム成形品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
自動車及び２輪車部品等において、金属管をハイドロフォームにより成形した部品が採用されている。一方、純チタン材は高温で独自の発色を生じるため意匠性が高く高級感があり、２輪車のマフラー等に用いられており、更なる加工性の向上が望まれている。
【００１４】
さらに、航空機部品等ではより精密な形状がもとめられ、製品としては高い強度が求められる。
製品の軽量化と高強度化を両立させるためには、形状を閉断面構造とし、素材としては比強度の高いものを用いるのが有効である。そこで、閉断面構造部材の製法としてハイドロフォームの採用が、そして素材の軽量化のためには、チタン材の適用が考えられるが、従来のチタン溶接管でのハイドロフォームでは膨出成形中に溶接部で破断することがあるため、成形可能な形状が制限されていた。
【００１５】
本発明者は鋭意調査の結果、チタン合金の場合、溶接部の存在しないシームレス管とすれば、素材のもつ成形限界で成形できることを見出した。
ところで、シームレス管は製造コストが高く、今日のようにコスト削減が強く求められている状況下からは、特殊用途以外にその採用が難しく、通常は溶接管が用いられている。
【００１６】
ここに、チタン溶接管の製管の溶接方法としては、不活性ガスでシールして行うTIG溶接が一般的である。しかしながら、そのようなチタン溶接管をハイドロフォームしたところ、シームレス管で得られた拡管率以下で、溶接部より破断することが判明した。
【００１７】
そこで、本発明者らが、更に破断現象をさらに詳細に調査した結果、拡管中に母材よりも熱影響部が集中的に延びて破断することが判明した。
つまり、熱影響部の強度が、母材よりも低くならなければ溶接管としても、素材自体の持つ成形性を得られるのである。本明細書では溶金部と熱影響部とを含めて「溶接部」と云い、熱影響部の強度の指標としてこの溶接部の平均硬度を用いるのである。したがって、本発明では、少なくともこの溶接部の平均硬度をもって母材の平均硬度より高くすることで、チタン溶接管のハイドロフォーム時の拡管率の向上を図るのである。
【００１８】
特許文献3には溶接金属が凝固冷却されるまでに結晶粒が粗大化し軟化が起こると記載されているが、溶接に際して用いられる不活性ガスに不純ガスを混入させることにより、そのような軟化が防止できることを見出した。
【００１９】
さらに、素材の比強度を上げるためには、望ましいチタン合金の適用が考えられる。
従来、冷間加工性に優れた、チタン合金が提案されているが、これらは冷間及び熱間鍛造、プレス成形を対象としたものであって、ハイドロフォームはその範疇になかった。鍛造での成形性は円柱状の試験片を軸方向に潰し、表面での割れ発生で評価するが、この割れは軸方向の圧縮と周方向の引張により生じるせん断応力に起因するものである。プレス成形での判断では板厚方向を含まない2軸引張応力下での引張に起因するものである。
一方、ハイドロフォームでの破断は基本的に3軸応力状態での割れ発生であり、従来の鍛造やプレス成形にて成形性の優れた素材が必ずしもハイドロフォームにおいて優れる訳ではない。
【００２０】
そのため、ハイドロフォームでの成形に優れたチタン合金は特にこれまで提案されていない。
本発明者らは、これら要求を満たす手法としては、冷間加工性のよい体心立方晶の結晶構造を持ち、溶体化処理を施した状態で成形し、成形後に時効処理を施しα相を析出させることにより強度を高められるβ型チタン合金が有望であると考えた。
【００２１】
ここに、β型チタン合金としては、Ti-３Al-８Ｖ-６Cr-４Mo-４ZrやTi-15Ｖ-３Cr-３Al-３Znなどのβ型チタン合金が知られているが、これらは変形抵抗が高いため、液圧によって成形するハイドロフォームでは成形できる形状に制限があり、より変形抵抗が低い素材が望まれる。
【００２２】
一方、航空機部品等のように精密な形状が要求される場合、よりシャープなコーナＲ部の形成が必要である。一般に液圧を上げることにより、コーナ部のＲを小さくできるが、無限に小さなＲが選られる訳でなく、成形中にＲ止まり又はＲ頂点で破断することが知られている。
ここに、本発明者らは鋭意検討の結果、低い液圧で、しかも割れることなくシャープなコーナＲ部を得るためには、(1)降伏点が低い、(2)加工硬化し難い（一様のびが小さく、局部のびが大きい）材料がよいことを見いだした。
【００２３】
そこで、上記の、ハイドロフォーム成形時に熱影響部での破断を防止する方法について検討し、溶接時に溶金部、熱影響部が再結晶により結晶粒が粗大化することは不可避であるが、結晶粒の粗大化による強度低下を別の手法で補えばよいことを見出した。
【００２４】
ここに、以上を総括するに、チタン溶接管のハイドロフォーム時に破断部位となる熱影響部の強度を上げる方法としては、溶接時のシールド用不活性ガスに不純ガスを混入させればよい。不純ガスの中でも酸素はとくに強度増加に効果的である。
【００２５】
熱影響部の強度上昇の指標としては、溶金部と熱影響部とを含む溶接部の硬度分布の平均と母材とのビッカース硬度の差を用い、それをゼロ超とすればよい。
さらに、上記効果をさらに高める手法として、上述のような条件下で熱影響部の幅を小さくすることが効果的である。熱影響部の幅を十分短くすれば、硬質な母材の拘束を受けるため、軟質な熱影響部が変形しようとしても変形し難くなる。
【００２６】
熱影響部の幅を短くするためには溶接時の入熱を集中させればよく、溶接法としては例えばレーザ溶接が有効である。
一方、造管溶接時に熱影響部の結晶粒が粗大化するが、そのような場合にあっても、その後に結晶粒を微細化させ、熱影響部の強度を母材の強度と同等とすれば、ハイドロフォームに際しての溶接部での破断を阻止し、拡管率を高めることができる。このとき結晶粒を微細化する手法としては、溶接部を冷間加工し、塑性ひずみを与えた後、溶体化熱処理を行えばよい。
【００２７】
さらに、純チタン溶接管では、溶接に際して上記現象に加え以下の現象が生じるため、熱影響部の強度は、母材以上に高くしなければならない。
すなわち、純チタン溶接管の母材である純チタン板は集合組織であって塑性異方性が大きい、通常、圧延方向のｒ値が２前後、圧延直角方向のｒ値は特に大きく４〜６に達する。一方、造管溶接時に溶接部を構成する溶金部、熱影響部は、一旦β変態点を超えて加熱冷却されるためにトランスフォームト゛β相となってｒ値は１程度まで減少する。そのため、一軸引張では熱影響部の方が母材よりも強度が高くとも、ハイドロフォームのような長手方向の変形が拘束された平面ひずみ引張に近い２軸引張応力下では母材に比べ熱影響部の強度が著しく低下するのである。
【００２８】
よって、純チタン溶接管の熱影響部は母材に比べてｒ値が小さいため、たとえ、一軸引張で同等の強さを持っていても、ハイドロフォームのような軸方向の変形が拘束された平面ひずみ引張に近い２軸引張応力下では熱影響部のほうが軟質な挙動を示す。
【００２９】
従って、純チタン溶接管では、ハイドロフォーム時の熱影響部の破断を防止する手法として、前述の２つの方法に加えて以下の方法が有効である、
つまり、純チタン板は幅方向のｒ値は４〜６と大きいが、圧延方向のｒ値は２前後である。従って、板の圧延方向を、管の周方向となるように造管すれば、熱影響部のｒ値が下がっても、母材との差はそれほど広がらないため、ハイドロフォーム時に破断しにくくなる。
【００３０】
次に、好ましいチタン合金素材について述べるが、この場合には、シームレス管であっても溶接管であってもよく、いずれの場合も包含する。ハイドロフォームは基本的に拡管加工であるため、全のびは少なくとも10％以上あることが求められる。また、よりシャープなコーナＲ部を得るためにはほとんど加工硬化せず、コーナ部へ材料が流入しやすいことが必要である。つまり、一様延びが２％以下、全伸びが10％以上であることが好ましい。
【００３１】
さらに、製品として強度を得るため、成形後強度を上げる手段が必要であり、成形後製品の引張強度1200MPa以上をあげられることが望ましい。
しかし、このような観点からは、純チタン、α型チタン合金は熱処理性が無いため上記条件を達成できない。α＋β型チタン合金は、強度が高く、一様のびも大きいため、上記条件を達成できず、β型チタン合金のみが、上記条件を達成できる。
【００３２】
さらに、β形チタン合金の中でも、下記組成のものが特に有効である。
Ｖ：10〜25％、Al：2.5〜５％、Sn：0.5〜４％、を有し、残部がTi及び不可避不純物からなるβ型チタン合金。
【発明の効果】
【００３３】
本発明により、ハイドロフォーム成形において成形性が優れ、成形後製品の強度が高くなるチタン管、つまり純チタン溶接管またはチタン合金シームレス管あるいはチタン合金溶接管が提供でき、従来よりも厳しい加工を要する成形品、精密な成形品の加工が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３４】
次に、ハイドロフォーム時のチタン溶接管の溶接部での破断を防止するための製管時の溶接について作用効果、および限定理由を説明する。
図２は、溶接管の溶接部の模式的説明図であり溶接管は溶金部において付き合わせ溶接が行われ、その両側には熱影響部が存在する。すでに述べたように、両者を併せて「溶接部」という。溶金部および熱影響部の結晶粒は、母材部に比べ著しく粗大化する。
【００３５】
したがって、結晶粒が粗大化している溶接部は母材に比べ軟質となっているのである。
例えば、ハイドロフォームにより、内圧ｐにより、曲率半径 r1で拡管している場合、そのときの肉厚がt1なら、その曲面の周方向応力σθは一様に
σθ＝（r1・ｐ）/t1
となる。そのため、周方向で部分的に軟質な部分があるとその部分が集中してのび、ついには破断にいたることになる。
【００３６】
そこで、熱影響部の強度アップの方法であるが、硬度は引張強さ、降伏点と相関があり、硬度が上がれば、これらも増加する。溶接部の硬度を上げる方法としては溶接時のシールドガス（アルゴン等の不活性ガス）に不純ガス（酸素、窒素、水素等）混入させればよい。チタン素材は不純ガスの含有量が多いほど硬度が上昇するから、溶接時溶融したチタンに固溶させるのである。
【００３７】
β型チタン合金溶接管に見られる溶接部の硬度分布の一例を図３に示すが、これは溶接部の硬度上昇を行わなかった場合です。なお、図示の「溶接部硬度差」は、溶接部の最少硬度をもって示す場合である。このような硬度分布であっても、溶接時に不純ガスが混入することで、溶接部の硬度は上昇する。前述のように、不純ガスがチタンに固溶するためと考えられる。ここで、溶接部の硬度アップの指標として、熱影響部を含む溶接部に分布する硬度の平均値と、母材の硬度との差を用いることとする。以下、溶接部硬度差と呼ぶ。
【００３８】
チタン合金溶接管では溶接部硬度差が０（ゼロ）超から、ハイドロフォームの限界拡管率が著しく向上した。
一方、純チタン溶接管では溶接部硬度差が０超から向上し、さらに20以上から、ハイドロフォームの限界拡管率が著しく向上した。なお、本明細書において硬度はビッカース硬度を云う。
【００３９】
純チタン溶接管の場合、チタン合金溶接管の場合よりも溶接部硬度差が大きくないとハイドロフォームの限界拡管率が向上しないのは以下の理由による。
純チタン溶接管の素材の純チタン板は集合組織のためｒ値が４〜５と高いのに対し、溶接部は変態点を超えて加熱されるため、ｒ値が１程度にまで低下してしまう。そのため、一軸引張では熱影響部と母材の強度が同程度であったとしても、ハイドロフォームのような長手方向の変形が拘束された平面ひずみ引張に近い２軸引張応力下では母材に比べ熱影響部の強度が著しく低下する。したがって、純チタン溶接管の場合、平面ひずみ引張による変形下で、溶接部近傍が母材よりも軟質な挙動を示すのである。
【００４０】
一方、溶接部への不純ガスの混入が多すぎると、溶接部が脆化する問題があり、ハイドロフォームの前工程のプリフォームや曲げ工程時に破断する危険があるため、純チタン、チタン合金のいずれの溶接管にあっても溶接硬度差は50以下とすることが望ましい。
【００４１】
次に、溶接管の拡管率を向上させる第２の方法として溶接部の結晶粒を微細化すればよい。
溶接時の再結晶によって粗大化した結晶粒を微細化するためには、一旦冷間加工を施して塑性ひずみを付与し、変態点以上の温度に加熱後急冷すればよい。これは純チタン溶接管、チタン合金溶接管のいずれにおいても適用できるが、チタン合金溶接管の場合がその効果が大きく好ましい。
【００４２】
図４に、後述する実施例７の結果を示す、β型チタン合金溶接管における結晶粒径と拡管率の関係を示す。
図示結果からも、溶接部の最大の結晶粒径Dwと母材の結晶粒径Dmとの拡管率との関係が:
log(Dw)/log(Dm)＞0.65
を満足するとき、拡管率が大幅に向上することがわかる。
【００４３】
冷間加工する方法としては、冷間抽伸、冷間圧延等がある。
冷間加工で与えるひずみ量と熱処理条件で結晶粒は任意に変更できるが、例えば、本発明の望ましいβ型チタン合金の場合、冷間加工により10％の相当塑性ひずみを付与し、不活性雰囲気で800℃、15分加熱し、次いで20℃/分で冷却すれば上記条件を満たす。
【００４４】
更に上記に加え熱影響部幅の幅が十分に短ければ、母材と熱影響部の強度差から境界面のせん断応力が熱影響部の板厚方向に引張りとなって働き、周方向の変形を拘束することになる。
【００４５】
本発明者による種々の実験によれば、熱影響部の幅が小さくなるほど限界拡管率が大きくなる、特に熱影響部の幅が板厚の１倍以下から著しく限界拡管率が増大することが判明した。
【００４６】
熱影響部の幅を短くする方法であるが、従来チタン溶接で行われているTIG溶接では、入熱量が大きいため、熱影響部の幅を狭くすることは困難である。そこで、本発明のチタン溶接管は以下の製造方法により製造できる。
【００４７】
チタンコイルを成形ロール群に供給し、連続的にオープンパイプ状に成形した開先部にレーザビームを照射し溶融させ、アップセットをかけて接合し溶接管とする製管方法において熱影響部の幅を板厚の１ 倍以下となるようにする。
【００４８】
ハイドロフォームは基本的に液圧による拡管加工であるため、成形のためには素材の強度が高すぎると、成形困難であるため、加工時には比較的軟質であることが望ましく、一般的なハイドロフォーム用の設備を考慮すると、望ましいチタン合金としては、降伏点は800MP以下であることが望ましい。
次に、変形特性について説明する。
【００４９】
一般に、最高荷重に達するまでののびを一様延び、最高荷重から、破断までののびを局部伸び、これらを合計したのびを全のびと称する。全のびが同じなら一様延びの大きい材料ほど、加工硬化しやすいといえる。
【００５０】
一般に、自動車部材などに用いられるハイドロフォーム用鋼管においては加工硬化しやすい鋼管が望ましいとされているが、これは自動車部材においては引張強さで400〜600MPa程度の鋼管が用いられ、コーナＲも８mm以上と比較的大きくても良いためでであって、材料の強度レベルに対して十分な圧力が比較的容易に得られ、コーナＲをシャープにしたいというニーズが低いため、そのような条件では加工硬化し易い素材が望ましいとされているのである。
【００５１】
高強度、軽量化をねらう部材においては、ハイドロフォーム時には成形のため強度が小さいことが望まれるが、成形後の製品としては強度が高いことが望ましい。そこで、冷間加工性の良い体心立方晶の結晶構造を持つβ単層型チタン合金（β型チタン合金）に着目し、溶体化処理にて強度を下げて加工性を上げた素材をハイドロフォームにて成形後、時効熱処理を施しα相を析出させて強度を高めることで、上記目的を達することができる。
【００５２】
α型チタン合金はひずみの増加と共に応力が上昇し、高い最高荷重に到達後すぐに破断する。α+βチタン合金もα合金ほどでないが強度が高く、局所のびが小さく、ハイドロフォームに不適である。
【００５３】
一方、本発明に用いるβ型チタン合金は、降伏後、ひずみ増加の初期段階で最高荷重に達し、その後応力は漸減しながら大きな延びが得られる。
一方、チタン合金が適するとされる航空機分野などにおいては、より精密な形状で高強度な製品が要求される。従って、加工硬化し易い素材は、成形中に強度が上昇するため、特に成形終期のコーナＲ部へ材料を流入させるためには莫大な液圧を必要する。従って、精密な形状を要求するものに対しては加工硬化しにくい素材、つまり、一様のびが小さく、局部のびが大きい材料が望ましく、例えば一様のびが２％以下、全のびが10％以上である材料が望ましい。
【００５４】
本発明のβ型チタン合金管の中でも更にハイドロフォームに望ましい成分について各成分の作用効果、及び限定理由を説明する。なお、合金組成を示す「％」はとくにことわりがないかぎり、「質量％」である。
【００５５】
Ｖ：15〜25％
Ｖはチタン合金素地に固溶してβ相を安定化し、室温に置いてβ相単体組織となし、冷間加工性を向上させる。しかし、Ｖ含有量が15％よりも小さい場合は溶体化処理を行ってもβ相単体とすることができず、マルテンサイト組織となる。25％より多い場合はβ相単体とはなるが、時効硬化性が悪く、時効処理に要する時間が長くなる。また、Ｖを過大に添加すると原料費が嵩み経済的でない。
【００５６】
なお、β相安定化元素としてはＶの他にMo、Ta、Nb、Cr、Fe、Mn等があるがこれらの中で安価で、かつ溶体化の状態で強度の低いβ相単体合金となる元素は、MoとＶに限られる。Moは融点が高く、溶解しにくいため偏析が生じやすい。結局、β相安定化元素として事実上好ましいのはＶであり、その含有量は前記の理由で15〜25％とする。
【００５７】
Al：2.5〜５％
本発明のチタン合金は、溶体化の状態で準安定β相単体であり、これを時効処理したときα相が析出して強度の上昇が得られるものである。α相の時効析出により強度を高めるためにはα層の分散強化だけでなく、析出したα相自身の強化が有効である。αチタンの固溶強化に最も有効な合金元素はAlである。また、Alの添加は合金を脆化させるω相の析出を抑制し、α相の析出を促進するという効果もある。
【００５８】
そのようなAlの効果はその含有量が、2.5％未満では顕著に現れない。一方、Alの含有量が５％を越えると溶体化処理状態での強度が高くなって加工性が低下する。即ち、Alの適正含有量は2.5〜５％である。
【００５９】
Sn：0.5％〜4.0％
Snはα相の時効析出を促進安定化し、ω相の生成を抑えるため、時効処理のための適正温度範囲を広くする効果があり、かつ時効強度を高くする。更にAlが合金素地を固溶強化するのに対し、Snはあまり素地を硬化させないのでAlを減らしてSnに置き換えることが変形抵抗を減少させるためには有効である。Snの効果は0.5％未満では乏しく、４％を越えると素地の硬度上昇が避けられない。従ってSnの含有量は0.5〜４％とする。
【００６０】
以上の合金成分の外、残部は実質的にTiである。実質的にTiであるというのは工業的に製造される場合の不可避的に含まれる不純物を伴うと言う意味である。しかし、本発明の合金に於いては不純物中の酸素及び水素が特に下記のように抑制される。
【００６１】
酸素：0.12％以下
酸素はα相安定化元素であり、多量にあるとβ相単体化を阻害し、また、素地を硬化させ、ハイドロフォーム加工性を劣化させる。すなわち、変形抵抗を大きくし、変形能を低下させ、ハイドロフォーム時に割れを発生させる原因となる。0.12％以下であれはかかる影響が小さいので0.12％以下とした。
【００６２】
水素：0.05％以下
水素はβ相安定化元素であり、その含有量が過剰な場合には時効析出を遅らせるのでできるだけ少ない方がよい。しかし、0.05％以下であればかかる影響が小さいので0.05％以下とした。
【００６３】
これら条件を満たすことによってハイドロフォーム用溶接管に適した素材が提供でき、これら素材を用いたシームレス管を用いれば、素材の特性をそのまま有するハイドロフォーム用チタン管を提供できることは自明である。
次に、実施例によって、本発明をさらに具体的に説明する。
【００６４】
実施例１〜2
図５に、本発明においてハイドロフォーム成形性の評価試験に用いた金型を示す。
金型寸法はＤ1＝φ50.9mm、Ｄ2＝φ120mm、L1=140mm、Ｌ2＝30mmである。
【００６５】
金型は下形、上形から構成され孔型に素管がセットされる。
加工性の評価は、限界拡管率により行った。すなわち、ハイドロフォームの昇圧パターンは内圧一定の下で管端に軸押しを付与して、金型キャビィティー内で膨出させ、膨出部で割れが発生した時点で加工を停止し、同径部の周長を測定して破断発生時の最大拡管率を算出した。内圧は種々の圧力で試験し、最も破断発生時の最大拡管率が大きかったものを限界拡管率として評価に用いた。
【００６６】
このときの試験には、外径φ50.8mm、全長480mmで、肉厚が1.5mmと2.0ｍｍのJIS１種とJIS２種の純チタンの溶接管を用意した。
【実施例１】
【００６７】
シールドガス（アルゴンガス）に０〜５％の窒素ガスを混入させてTIG溶接を行い、熱影響部の硬度を変化させたチタン溶接管を製作した。
図６は、溶接部のビッカース硬度分布を示すグラフである。溶接部の硬度はどの箇所においても母材のそれを上回っているのが分かる。
【００６８】
図７は、溶接部硬度差と拡管率との関係を示すグラフであるが、これからも分かるように、溶接部硬度差の差が大きくなると大きな拡管率が得られ、０Hv超から拡管率が向上し、20Hv以上からさらに拡管率が向上した。
【実施例２】
【００６９】
製管はTIG溶接又は、レーザ溶接を用い溶接速度をコントロールすることにより種々の熱影響部幅の試験材を製作した。熱影響部／肉厚の比と限界拡管率の関係を求めた。
試験結果を図８に示すが、板厚に対する熱影響部幅の比Wh/tが小さいほど、大きな拡管率が得られた。
【００７０】
実施例３〜７
VAR法を用いて、表１に示す組成のチタン合金を溶解し、次いで、これらインゴットに熱間鍛造、および熱間圧延を施した後、溶体化処理、スケール除去（フッ硝酸酸洗）して、最終的に厚さ1.75mmにまで冷間圧延を行い、冷延板を得た。
一方、ピアサー穿孔、マンドレル圧延により外径φ25.4、肉厚1.75mmのシームレスパイプを製作した。
各材質の機械特性は前記板材から切り出したJIS５号試験片により調査した。
【００７１】
（加工性評価方法１）
図９(a)、(b)は、本例においてハイドロフォームの拡管特性の評価試験に用いた金型を示す模式的説明図である。
【００７２】
金型寸法はD１＝25.5mm、D２＝33mm、L１＝100mmである。金型形状に拡管した場合、拡管率は30％となる、金型は下形、上形から構成され孔型に素管がセットされる。
加工性の評価は、ハイドロフォームの昇圧パターンは内圧一定の下で管端に軸押しを付与して、金型キャビィティー内で膨出させ、膨出部で割れが発生した時点で加工を停止し、同径部の周長を測定して破断発生時の最大拡管率を算出した。内圧は種々の圧力で試験し、最も破断発生時の最大拡管率が大きかったものを限界拡管率として評価に用いた。
【００７３】
（加工性評価方法２）
図10(a)、(b)は、本例においてハイドロフォームのコーナＲ成形性の評価試験に用いた金型を示す模式的説明図である。
【００７４】
金型寸法はD１＝25.5、Ｌ３＝25.5mm、L２＝100mmである。
金型は下形、上形から構成され孔型に素管がセットされる。
加工性の評価は、ハイドロフォームの昇圧パターンは内圧を200MPa一定と20mm軸押したときの成形品の中央断面のコーナＲを測定した。
【実施例３】
【００７５】
表１に示す素材を用いシームレス管にて加工性評価方法１の試験を行った。
なお、表１には時効処理後の引張強さの測定値を併せて揚げた。
時効処理はβ型チタン合金は475℃×20時間とし、No.14のα＋β型チタン合金は750℃加熱後炉冷の熱処理を行った。No. 16のα型チタン合金は熱処理性が無いため熱処理は行わず、ハイドロフォーム後の素材の値を示す。
【００７６】
表１に示す様に本発明のハイドロフォーム用チタン合金管はいずれも拡管率30％を達成した。
比較合金のα＋β型チタン合金であるNo. 14は拡管率10％であり、α型チタン合金であるNo. 16に至っては５％とハイドロフォームには適さないことがわかる。
【００７７】
本発明のハイドロフォーム用チタン合金管の内、望ましい範囲を見ると、No. １〜７、15は引張強さ800MPa以下であり、成形容易な低強度のチタン合金となっており、時効熱処理後の引張強さが1200MPa以上となっている。
【００７８】
Ｖの含有量の低いNo. ８はβ単体組織とならないため強度が高すぎ、Al、Sn、酸素の含有量の高すぎるNo.９、10、11も引張強さが800MPa以上となり、ハイドロフォームで成形するには強度がやや高くなっている。
【００７９】
No. 12はＶの含有量が多すぎるので溶体化状態での強度は低く問題ないが、時効処理後の引張強さが110MPaであり、ハイドロフォーム後の製品として望ましい、120MPaに達さない。
【００８０】
No. 15はβ型チタン合金としてよく知られるTi−15Ｖ−３Cr−３Snであるが、若干引張強度が高い。
【実施例４】
【００８１】
表１に示すNo. ５、８、15のシームレス管を用いて、加工性評価方法２の試験を行い、成形性を調査した。
得られた最小コーナＲはNo. 15は半径10mmが限界であったが、No. ５、８は半径５mmまで成形できた。
【００８２】
これは、No. ５、８は一様伸びが小さく、ほとんど加工硬化しないため、金型コーナ部を充填すべく材料の流入が起こったためである。
【実施例５】
【００８３】
表１に示すNo. ５の素材の板材から造管し、ArガスにてシールしつつTIG溶接または、レーザ溶接を用い、溶接速度をコントロールすることにより、種々の熱影響幅の試験材を製作し前述の加工性評価方法1において評価試験を行った。
【００８４】
試験結果を図11に示すが、板厚に対する熱影響部幅の比が小さいほど大きな拡管率が得られ、熱影響部幅／肉厚1.0以下から著しく限界拡管率が向上した。
ハイドロフォームで成形された部材を475℃、20時間で時効熱処理を行ったものから、引張試験片を切出し、引張試験を行った結果、引張強さは1300MPaに達した。
【実施例６】
【００８５】
表１に示すNo. ５の素材の板材から造管し、TIG溶接にてシールドガス（アルゴンガス）に種々の割合の不純ガスを混入させ、溶接部の硬度を変化させたチタン合金溶接管を製作した。
前述の加工性評価方法1において評価試験を行った。TIG溶接のため溶金部、熱影響部の幅は大きく、完全にガスシールした状態では結晶粒の粗大化による高度低下が生じるが、不純ガスの混入により結晶粒が粗大化しつつも、硬度低下を低減でき、試験結果を図12に示すが、母材の硬度と溶接部の平均硬度との差が大きくなれば大きな拡管率が得られ、０Hv超から著しく拡管率が向上した。
【実施例７】
【００８６】
本発明の素材にてアルゴンガスにてシールドし、TIG溶接にて各外径の溶接管を製作し、次に冷間抽伸を行って管全体を塑性変形させ、外径φ25.4、肉厚1.75 mmの管を製作し、溶体化処理を行って溶接部の結晶粒を微細化させた。結果を図４にグラフで示すが、溶接部から十分離れた位置での平均結晶粒径Dm、溶接部の最大結晶粒径Dwとしたとき、DwがDmに近づくほど、つまりはlog(Dw)/log’Dw)が大きくなるほど大きな拡管率が得られ、0.65以上から著しく拡管率が向上した。
【００８７】
【表１】
2005290448.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００８８】
【図１】ハイドロフォーミングの加工要領の説明図であり、図１(a)は加工前の素管の形状を示し、図１(b)はハイドロフォームで得られた形状例を示す。
【図２】溶接管の溶接部を模式的に示した図である。
【図３】溶接管の溶接部の硬度分布を説明する図である。
【図４】本発明の実施の形態に係わる母材の結晶粒径に対する溶接部の最大結晶粒径の割合と限界拡管率との関係を示す図である。
【図５】本発明の実施例に用いた金型の図である。
【図６】溶接管の溶接部の硬度分布を説明する図である。
【図７】純チタン溶接管での本発明の実施の形態に係わる溶接部の平均硬度と限界拡管率との関係を示す図である。
【図８】本発明の実施の形態に係わる肉厚に対する熱影響部幅の割合と限界拡管率との関係を示す図である。
【図９】本発明の実施例に用いた金型の図であり、図10(a)は側面図、図10(b)は断面図である。
【図１０】本発明の実施例に用いた金型の図であり、図11(a)は側面図、図11(b)は断面図である。
【図１１】本発明の実施の形態に係わる肉厚に対する熱影響部幅の割合と限界拡管率との関係を示す図である。
【図１２】チタン合金溶接管での本発明の実施の形態に係わる溶接部の平均硬度と限界拡管率との関係を示す図である。
【図１】
2005290448.tif 000004
【図２】
2005290448.tif 000005
【図３】
2005290448.tif 000006
【図４】
2005290448.tif 000007
【図５】
2005290448.tif 000008
【図６】
2005290448.tif 000009
【図７】
2005290448.tif 000010
【図８】
2005290448.tif 000011
【図９】
2005290448.tif 000012
【図１０】
2005290448.tif 000013
【図１１】
2005290448.tif 000014
【図１２】
2005290448.tif 000015