(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比でＶ：5.０〜１5.０％、Ｃｒ：3.０〜6.０％、Ａｌ：3.５〜6.０％を含み、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるチタン合金に、β域からα＋β域において熱間加工を施すと共に、β域における加工度を５０％以上とし、α＋β域でその熱間加工を終了させた後に３００〜５５０℃のα＋β温度域において時効処理を施すことにより、時効処理後の室温における引張強さを１８００ＭＰａ以上とすることを特徴とする高強度チタン合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は航空機をはじめとする輸送関連機器、更には遠心分離機等の軽量高強度が要求される各種機器に使用されるチタン合金の製造方法に関し、更に詳しくは高強度で且つ冷間加工性に優れたβ単相型のチタン合金製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
チタン合金は軽量でありながら強度が高く、比重で標準化した比強度は金属材料の中で最も高く、耐食性も非常に優れることから、軽量高強度材料として航空宇宙分野を中心に多くの分野で使用されており、今後は遠心分離機等の分野でも需要が増大すると予想される。このチタン合金はα型、α＋β型およびβ型に大別されており、β型チタン合金は更に、高温のβ域から急冷されたときにマルテンサイト変態が起こらずにβ単相組織が得られる狭義のβ型チタン合金と、冷却までω相が生じるNearβ型チタン合金とに細分される。本明細書では狭義のβ型チタン合金をβ単相型チタン合金と称してNearβ型チタン合金から区別し、単にβ型というときは両方を意味するものとする。
【０００３】
β単相型チタン合金は、前述したようにβ単相域からの急冷により比較的安定なβ相が得られるので、冷間加工性に優れている。また熱処理性に優れ、高温からの急冷を伴う溶体化処理とこれに続く時効処理とにより高強度を得やすいという特徴もある。これに対し、Nearβ型チタン合金は、β単相型チタン合金よりも合金量が少なく、熱間変形抵抗が小さいために、鍛造性に優れており、また強度と破壊靱性のバランスが優れている。
【０００４】
いずれにしても、これらのβ型チタン合金は、特に比強度の点で他のチタン合金より有利なため、航空機を中心とする分野において従来の代表的なチタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金（α＋β型）に代わるものとして好んで使用されている。これまでに開発されたβ単相型チタン合金としてはＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３ＡｌやＴｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ等がある。またNearβ型チタン合金としてはＴｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３ＡｌやＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ等がある。
【０００５】
ところで、チタン合金はα＋β型、β型を問わず、溶体化処理とこれに続く時効処理とにより、高強度化を図ることができ、その強度はこれらの熱処理条件を調整することにより変化する。ここでβ型、とりわけβ単相型チタン合金は、その熱処理により高強度を得やすいことは前述した通りである。そのため、従来からも熱処理や加工熱処理の改良により、β単相型チタン合金の優れた特性である比強度を更に向上させる試みが多くなされている。またβ単相域からの急冷により比較的安定なβ相が得られ、溶体化処理の状態での冷間加工性が良好なことから、成分組成の改良によりその優れた加工性を更に高める試みもなされている。
【０００６】
例えば、鉄と鋼（１９８７−Ｓ１５１０）〔文献１〕には、冷間圧延と溶体化処理を繰り返して時効処理を行うことにより高強度を得る方法が開示されている。また特開昭６１−２５０１３８号公報〔文献２〕にはＶ：８〜２５％、Ａｌ：0.５〜５％、Ｃｒ：1.０％未満、Ｆｅ：1.０％以下、Ｍｎ：1.０％以下、残部実質的にＴｉよりなる冷間加工性に優れたβ単相型チタン合金が示され、特開昭６１−２５０１３９号公報〔文献３〕にはＶ：５〜１５％、Ａｌ：0.５〜５％、Ｃｒ：１〜３％、Ｓｉ：1.０％、Ｍｎ：1.０％以下、残部実質的にＴｉよりなる冷間加工性に優れたチタン合金が示されている。更に電気製鋼第６１巻第２号〔文献４〕では、代表的なβ単相型チタン合金であるＴｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌにおいてβ安定化元素であるＶ，Ｃｒの各量をそれぞれ３〜１６％，３〜１１％の範囲で変化させたときの冷間加工性および時効特性が調査されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、熱処理により高強度を得やすいβ単相型チタン合金と言えども、溶体化処理とこれに続く時効処理とによる通常の熱処理の場合は、塑性伸びが得られる最高引張強さは１７００MPa が限界であり、更なる高強度化は加工熱処理的な手法により行われてきた。前出の文献１に記載されている方法もその一つであり、通常の熱処理よりも高強度が得られるとしている。
【０００８】
この方法は冷間加工と溶体化処理を繰り返すことにより回復組織とした後に時効処理を施し、この時効処理により非常に微細なα相を均質に析出させるものである。しかし、回復という不安定な状態を利用するため、この方法は薄板の形状には適用可能なるも、製品の寸法や形状が大きくなる場合に安定した特性を得ることが難しいという欠点がある。そのため、冷間加工と溶体化処理を繰り返さなくとも従来以上の高強度が得られる合金組成の出現が待望されている。
【０００９】
一方、冷間加工性の改善については、溶体化処理後のβ単相状態で冷間加工を施す必要があるため、組織の調整幅が小さく、そのため専ら合金組成の面から改善が進められてきた。前出の文献２〜４ではＴｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ系において検討が加えられているが、いずれの場合も強度に関する検討はなされていない。また実際にその強度を調査しても、冷間加工と溶体化処理の繰り返しなしでは、従来以上の高強度を得ることは困難である。
【００１０】
本発明の目的は、冷間加工と溶体化処理を繰り返さずとも従来以上の高強度が容易に得られるβ単相型チタン合金の製造方法を提供することにある。
【００１１】
具体的には熱間加工と時効処理とからなる通常熱処理により、熱処理後の室温における引張強さが１８００MPa 以上を示すβ単相型チタン合金の製造方法を提供する。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
高強度を得るために、本発明者らはチタン合金の型としてβ単相型を選択し、更にそのβ単相型チタン合金において簡易なプロセスにより安定して高強度を得るために、熱間加工とこれに続く時効処理を施した状態で高強度が得られる成分構成をＴｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ系において検討した。
【００１３】
Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ系はβ安定元素としてＶおよびＣｒを添加し、α安定化元素としてＡｌを添加したもので、前出の文献２−４に示された合金もこれに属する。しかし、本発明者らの調査によると、これらはＣｒ量およびＡｌ量の少なくとも一方が不足するために高強度化が制限されており、通常の熱処理で１８００MPa 以上の高強度を得るためには3.０％以上のＣｒと3.５％以上のＡｌを複合添加する必要のあることが判明した。また、熱間加工については、その合金をβ域で加工しながらα＋β温度域まで冷却するのが有効なことが判明した。
【００１４】
本発明は上記知見に基づきなされたもので、重量比でＶ：5.０〜１5.０％、Ｃｒ：3.０〜6.０％、Ａｌ：3.５〜6.０％を含み、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるチタン合金にβ域からα＋β域において熱間加工を施すと共に、β域における加工度を５０％以上とし、α＋β域でその熱間加工を終了させた後に３００〜５５０℃のα＋β温度域において時効処理を施すことにより、時効処理後の室温における引張強さを１８００ＭＰａ以上とする高強度チタン合金の製造方法を要旨とする。本発明においては、より高い強度を得るためにＣｒは3.５％以上が特に望ましい。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明のチタン合金製造方法は、高強度が得られるβ単相型を製造するものであり、特にβ安定化元素としてＶおよびＣｒを添加し、α安定化元素としてＡｌを添加したＴｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ系において、Ｖ：5.０〜１5.０％、Ｃｒ：3.０〜6.０％、Ａｌ：3.５〜6.０％とすることにより前記目的を達成するものである。そのチタン合金における合金成分の添加理由は次の通りである。
【００１６】
Ｖ：5.０〜１5.０％
Ｖはβ全率固溶型のβ安定化元素であり、β単相型チタン合金を得るために不可欠なものである。本発明のチタン合金ではＣｒを3.０％以上添加するが、Ｖが5.０％未満ではＣｒが3.０％の場合に安定なβ単相が得られず、強度の低下を招く。逆にＶが１5.０％を超えるとＣｒが3.０％の場合でもβ相の安定化度が高くなりすぎ、時効による析出強化の割合が低下するため、目的とする高強度が得られない。従って、Ｖは5.０〜１5.０％とした。
【００１７】
Ｃｒ：3.０〜6.０％
Ｃｒは共折型のβ安定化元素であり、Ｖと同様にβ単相型合金を得るために必要である。このＣｒはＶよりもβ安定化能が大きい。本発明のチタン合金ではＣｒを3.０％以上、望ましくは3.５％以上と比較的多量に添加する。Ｃｒが少ないと冷間加工と溶体化処理の繰り返しがない場合にβ相の安定が不十分となって高強度が得られない。一方、6.０％を超えるとβ相の安定化が進みすぎるために、時効による析出強化が不十分となり高強度が得られない。
【００１８】
Ａｌ：3.５〜6.０％
Ａｌはα安定化元素であるが、α相やβ相の固溶強化および時効により析出するα相の微細化による高強度化のために不可欠である。本発明のチタン合金ではＡｌを3.５％と比較的多量に添加する。これにより冷間加工と溶体化処理の繰り返しなしでも時効処理後に十分な強度が得られる。Ａｌが3.５％未満では固溶強化や時効析出のα相の微細化が十分ではなく、目的とする高強度が得られない。逆に6.０％を超えるとα相の硬さが高くなり、時効処理によりα2 相と呼ばれるＴｉ3 Ａｌ金属間化合物が生成するために脆化が生じ、延性低下および強度低下が生じる。
【００１９】
本発明のチタン合金製造方法は、β→α＋β域での熱間加工とこれに続くα＋β域での時効処理とにより目的とする高強度を得ることができ、複雑な繰り返しプロセスを必要とせず、溶体化処理工程さえも省略できる。なお、溶体化処理を行った場合は、８０％以上の限界圧縮率の冷間加工も可能である。
【００２０】
すなわち本発明のチタン合金製造方法は、高強度化に特に有効で且つ簡易な合金製造法であり、上記チタン合金にβ域において５０％以上の熱間加工を施し、α＋β域でその熱間加工を終了させた後に３００〜５５０℃のα＋β温度域において時効処理を施すものである。本発明のチタン合金製造方法において高強度が得られる理由は次の通りである。
【００２１】
β単相型チタン合金において高強度を得るためには、母相のβ相を微細化すると共に、時効処理によりα相を微細に析出させた組織が必要である。しかし、β単相域においてはβ粒の成長が著しいために、その微細化は困難とされてきた。本発明者はβ粒の微細化を鋭意検討した結果、β域で加工を行いながらα＋β温度域まで冷却をすることにより、微細β粒組織が生成することを知見した。
【００２２】
このときの加工が全てβ域で行われた場合には、粗大なβ粒を基本とする組織となるために延性が大きく低下し、時効処理後も高強度が発現できない状況となる。また、このときのβ域における加工が５０％未満の場合には、α＋β域における加工度が増大するために細かい組織となり、延性は向上するものの、初析α相が多量に生成することにより、β相の量が減少し、目的とする高強度は得られない。
【００２３】
すなわち、初析α相が多量に生成した状態で時効を施すと、β相中に時効α相が細かく析出し、初析αと時効αを含むβ相からなる組織が得られる。このとき強度が高いのは後者の時効α相を含むβ相の領域であり、初析α相の生成にともない、この高強度の領域が減少するために強度が低下するのである。微細なβ粒とするには、全加工度におけるα＋β域における加工度は１０〜２０％が望ましい。
【００２４】
熱間加工後の時効はα相を均質且つ微細に析出させる点から、高強度を得るために不可欠である。このとき３００℃未満であると、目的とする組織を得るために非常に長い時間が必要となり、工業的価値が低下する。一方、５５０℃を超えると短時間のうちに粗大なα相が不均質に析出し、目的とする高強度の組織は得られない。望ましくは４００〜４５０℃での比較的長い時間の時効処理である。なお、最適な時効時間は温度により異なり、制限を受けない。
【００２５】
【実施例１】
表１に示す各種組成のＴｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ系β単相型チタン合金について、Ａｒアーク溶解で直径６０ｍｍ、重量１ｋｇの鋳塊を得た。各鋳塊をβ域の１１００℃に加熱してβ域での鍛造により直径３５ｍｍの丸棒とし、続いて９５０℃に加熱してβ域で鍛造を開始し、α＋βで鍛造を終了することにより直径１５ｍｍの丸棒とした。
【００２６】
得られた各種成分組成の丸棒を長さ１５０ｍｍに切断し、圧縮試験片を採取した後の各残材に対して、α＋β域の４００℃に１週間保持後に空冷する時効処理を施した。時効処理後の各材より直径４ｍｍ、平行部の長さ２０ｍｍの引張試験片を各２本採取し、0.２％耐力、引張強さ及び伸びを調査した。２回目の鍛造でのβ域における加工度、α＋β域における鍛造終了温度、及び試験結果を表１に示す。
【００２７】
【表１】
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【００２８】
Ｖを5.０〜１5.０％、Ｃｒを3.０〜6.０％、Ａｌを3.５〜6.０％添加した本発明のチタン合金製造方法（No. ２〜１０）は、冷間加工と溶体化処理の繰り返しを行っていないにもかかわらず、時効処理後に１８００MPa 以上の引張強さを示し、最高で２０００MPa に達する。また、このときの伸びはいずれも2.０％以上を示す。溶体化処理後の限界圧縮率についてはいずれも８０％以上を示す。従来のチタン合金においてはこのような強度レベルは冷間加工と溶体化処理の繰り返しなしでは達成できなかったものであり、本発明のチタン合金製造方法が如何に優れているかが明らかである。
【００２９】
ちなみに、本発明のチタン合金製造方法に属しないNo. １はＶが少ないため、時効処理後の強度が目標値に達していない。Ｖが過剰添加されたNo. １１，１２も強度が目標未達である。No. １３，１５，１７はＣｒが3.０％未満のため、強度が不足している。Ｃｒが過剰添加されたNo. １４，１６，１８は時効処理後の強度が目標値に達していない。No. １９，２１，２３はＡｌが3.５％未満のために強度が不足している。Ａｌが過剰添加されたNo. ２０，２２，２４は時効処理の強度が低い上にNo. ２２，２４については延性も著しく劣る。
【００３０】
【実施例２】
実施例１と同様にＴｉ−１０Ｖ−４Ｃｒ−４Ａｌ（ｗｔ％）の鍛造材について、１１００℃の加熱によりβ鍛造を行って直径４０ｍｍの丸棒を得た後に、条件を変化させた２回目の鍛造により直径１５ｍｍの丸棒を得た。各鍛造材に実施例１と同じ条件で直接時効を施し、引張試験片を採取して機械的性質を調査した。２回目の鍛造条件および調査結果を表２に示す。なお、本合金のβ変態点は８００℃であり、２回目の鍛造（４０ｍｍ→１５ｍｍ）における全体の加工度は約８６％である。
【００３１】
No. １はβ域で加工を終えたために、時効処理後の強度が目標値に達していない。No. ４，５はβ域における加工度が５０％未満のために、やはり強度が目標未達である。No. ６はα＋β域での加工のため、No. １と同様に強度が著しく低い。これらに対し、β域で加工度５０％以上の鍛造を行い、且つその鍛造をα＋β域で終了したNo. ２，３は、冷間加工と溶体化処理の繰り返しを行っていないにもかかわらず、１８００MPa 以上の引張強さを示す。また、これらの伸びはいずれも2.０％以上である。
【００３２】
【表２】
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【００３４】
【発明の効果】
以上に説明した通り、本発明のチタン合金の製造方法は冷間加工と溶体化処理を繰り返さずとも、熱間圧延とこれに続く時効処理の簡略な工程により、高強度化を図ることができるので、その繰り返しで問題となる強度の不安定が回避され、製品の形状や寸法にかかわらず安定して高強度を得ることができる。そして溶体化処理を行った場合は、８０％以上の限界圧縮率の冷間加工も可能である。従って、本発明はチタン合金の用途拡大等に大きく貢献する。