β型チタン合金の引張性質に及ぼす時効処理の影響
隠岐貴史 倉本英哲 柳沢 平*

Effect of Aging Treatment on Tensile Properties for Beta Ti Alloy
Takashi OKI, Hideaki KURAMOTO and Osamu YANAGISAWA＊

Effect of the solution treatment and the aging treatment (STA) on the tensile properties for the vacuum
sintered plus HIP’ed Ti-13mass%V-11mass%Cr-3mass%Al alloy which are produced by blending
elemental powder method has been investigated. The HIP’ed material showed the remarkableembrittlement, and the equivalent high strength by the aging in short time with the heat treatment ingot
material, when STA condition equal to the ingot material alloy was carried out. It was proven that theprocessing which combined the HIP treatment with the STA processing was possible for this material
produced from the element powder.
Keywords：Ti-13mass%V-11mass%Cr-3mass%Al alloy, HIP, tensile properties, STA, precipitation
素粉末混合法により作製した Ti‑13mass%V‑11mass%Cr‑3mass%Al 合金の引張性質に及ぼす溶体化時効処理の影響を検討したところ、本材料の溶製材と同じ条件の溶体化時効処理を施した場合、著しい脆化を示すが、短時間の時効処理により熱処理溶製材と同程度の高強度が得られた。また、素粉末から作製した本材料は HIP 処理と STA 処理を組み合わせた処理が可能であることを明らかにした。
キーワード：Ti-13mass%V-11mass%Cr-3mass%Al alloy, HIP, 引張性質, 溶体化時効, 析出1 緒

言

ン合金と安定β型チタン合金に分けられ、このうち準チタンの結晶構造は、変態点温度以下の低温域では安定β型チタン合金は室温において、（α＋β）2 相を

稠密六方晶(hcp)構造を持ち、変態点温度以上の高温域示すが、マルテンサイト変態点が室温以下にある組成では体心立方晶(bcc)構造へと同素変態する。一般に、の合金であり、安定β型チタン合金はβトランザスがhcp 構造をα相、bcc 構造をβ相と呼び、この変態温度室温以下にあり室温でβ単相からなる合金である。

をβ変態点（βトランザス）と言う。一方、チタン合

これまでの研究で、α型チタン材として純チタン、金においては、種々の合金元素が添加されβトランザ（α＋β）型チタン合金として Ti-6mass%Al-4mass%Vスが変わる。チタン合金は室温における構成相の種類（特に断らない限り組成は mass%である）およびβ型に応じて、α型、（α＋β）型およびβ型の各チタン合チタン合金として Ti-13V-11Cr-3Al 合金について、CIP

金に大別され、β安定化元素の種類と量により室温で→真空焼結→HIP プロセスからなる焼結法を適用し、安定に存在する構成相が変わる。チタン合金のうち、組織と引張性質に及ぼす真空焼結温度と HIP 処理温度

純チタンとα型チタン合金はα単相からなり、（α＋について検討した。その結果、同じように真密度を示β）型チタン合金はα相とβ相の 2 相が共存する合金す材料であっても、これらの組織を制御することによ系で、マルテンサイト変態点が室温以上にある組成のり、引張性質の最適化が図れることを報告した(1)〜(3)。

合金である。また、β型チタン合金は準安定β型チタ

β型チタン合金は、（α+β）型合金と比べて加工性*広島大学大学院工学研究科

に富み、熱処理による組織調製により、強度と延性のまた、HIP 処理と STA 処理を同時に行うことを目的と(4)〜(7)、高強度材料が作られている。しして 1073K-7.2ks の HIP 処理を行った後、753K まで炉かしこれらのほとんどは溶製材が主であり、β型チタ冷し、28.8ks 間保持した材料を作製した（HSTA 材とン合金の多くは粉砕が可能な母合金が少ないため粉末呼ぶ）。

法による試みはほとんどなされていない (8)〜(12)。

2.2 試験方法

最適化が図られ

そこで本研究では、素粉末混合法により、実用β型密度測定は、JIS に準拠したアルキメデス法によってチタン合金の基礎材料である Ti-13V-11Cr-3Al 合金の行った。ここで、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微製造を試みるため、HIP 処理を施した後、引張性質の鏡（SEM）レベルで、空洞が観察されない HIP 処理材

優れた材料に対し溶体化時効処理を行い、溶製材と比で得られた値（4.817Mg/m3、文献値：4.816Mg/m3 (14)）

較した。

を真密度として用いた(3)。また、焼結組織の観察には、光学顕微鏡および SEM を用いた。合金元素の拡散状
2 実験方法況および結晶構造の確認には X 線マイクロアナライザ

2.1 試 料 の作 製（EPMA）およびＸ線回折装置（XRD）を用いた。

供試粉末は Table 1 に示すような水素化脱水素法に直径が約 16mm、長さが約 55mm の円柱形状の真空より製造された 150μm 以下の粒径（平均粒径約 40μ焼結材および HIP 処理材から直径が 6mm、平行部長さm）のチタン粉末（住友シチックス㈱製）、325μm メが 25mm の引張試験片を旋盤により切出し、引張試験ッシュ以下の粒径のバナジウム粉末（三津和化学薬品に供した。引張試験は、ひずみ速度 4.3×10‑4s‑1 の条件㈱製）、200μm メッシュ以下の粒径のクロム粉末（三で行い、ひずみゲージ式の伸び計を用いて破壊に至る

津和化学薬品㈱製）
および 75μm 以下の粒径の Al-42Vまでの伸びを測定した。引張破面の観察には SEM を合金粉（福田金属箔粉工業㈱製）である。各粉末を重用いた。

量比 Ti：V：Cr：Al＝73：13：11：3 になるように秤

2.3 真空焼結材と HIP 処理材

量し、V 型混合機およびボールミルにより乾式混合しこれまでの研究(3)で得られた各焼結材の相対密度をた。混合した粉末を CIP により成形（392ＭPa 下で 240s

Fig. 1 に示す。真空焼結温度が 1458K 以上の真空焼結‑4間保持）した後、この圧粉体を 1×10 Pa 下で 1458〜材に対して HIP 処理を施すことにより、ほぼ 100%の1678K の 3 温度で 10.8ks 間焼結した（真空焼結材と呼相対密度を有する材料を得ている。また、Fig. 2 に焼ぶ）。さらに、この真空焼結材に、196MPa で、βトラ結組織の概略を整理した。図中に示した黒丸は各材料(13)）の上下（973K、1073K および 1273K）において延性の優れた製造条件であり、未拡散の 3 温度において 7.2ks 間 HIP 処理を施した（HIP 処（imperfect diffusion）と示したのは、EPMA でクロム理材と呼ぶ）。これらの HIP 処理材に、溶体化処理後やバナジウムの未拡散部分が観察された材料を意味す

ンザス（993K(4),(13)〜(17)を施した（STA と呼ぶ）
。溶体化処理る。βトランザス以下の低温 HIP 処理材の場合、真空は、1073K で 2.4ks 間アルゴン雰囲気中にて保持した焼結温度が 1403K 以下の真空焼結材で示された元素の後水冷（w.q.）した。この溶体化した材料を、753K で未拡散組織は、99%以上の相対密度を有する低温 HIP

3.6ks、64.8ks および 270ks 間真空中で時効処理した。

処理材にも観察された(3)。

時効処理Table 1 Chemical compositions of received powders (mass%)
PowderFeSiCl

MnMgNCHOTi

VAlCuPPbS

Titanium

0.016 <0.010 <0.010 0.001 <0.003 0.005 0.009 0.015 0.20 Bal.

−

−

−

−

−

−

−

−

−

−

Vanadium 0.012 0.025

−

−

−

0.068 0.024 0.006 0.504 −

Bal.

0.034

Chromium 0.028 0.010

−

−

−

0.002 0.002

−

0.07

−

−

<0.001 <0.001 <0.001 <0.001 0.0008

−

−

−

−

−

−

− 41.75

Al-V

−

−−

Bal.

−

−

−−

Relative density, D1.00

図中に示される黒色部がα相で、白色部がβ相である。

0.99

一部の低温 HIP 処理材で観察された不均一組織(3)は見0.98られず、バナジウム等の添加元素の拡散が進行してい0.97るものと思われる。

0.96（a）

（b）

0.95
0.94
VS+HIP(1273K)
VS+HIP(1073K)
VS+HIP(1023K)
VS+HIP(973K)
VS

0.93
0.92
0.91

200μｍ

（c）

0.90
1200

1400
1600
Vacuum sintering temperature, T /K

50μｍ（d）

1800

Fig. 1 Effect of vacuum sintering temperature on relative
densities of vacuum sintered and vacuum sintered +HIP'ed Ti-13V-11Cr-3Al alloys.

200μｍ（e）

50μｍ（f）

1400

HIP temperature, T /K

1300
1200200μｍ（g）

1100（h）

1000
900
800200μｍ

Vacuum sintering

70050μｍ

Fig. 3 Typical optical micrographs of STA’ed (aging time,

600
1000

Fig. 250μｍt=270Hr, except for (g),(h) ) Ti-13V-11Cr-3Al alloy compacts,
1200
1400
1600
1800
Vacuum sintering temperature, T /Kvacuum sintered at (a),(b)1678K + HIP’ed at 973K, (c),(d)1568K + HIP'ed at 1073K, (e),(f)1458K + HIP'ed at 1273K

Effect of vacuum sintering temperature on theand (g),(h)1568K + HIP'ed at 1073K (aging time, t=18Hr).

microstructures of vacuum sintered and vacuum sintered +HIP'edTi-13V-11Cr-3Al

alloys.

○:diffusion,

×:imperfect diffusion (V,Cr), △: imperfect diffusion (Cr),●: the material of highest ductility.

3.2 引張強さ
STA 処理した HIP 処理材の引張性質を Fig. 4 に示す。
このとき STA 処理を施す HIP 処理材は、それぞれ添加元素の拡散が十分で、延性に優れているもの(3)を選択

3 結果と考察
3.1 相対密度の変化及び組織した。1568K で真空焼結した後 1073K-7.2ks で HIP 処理を施した材料に STA 処理（HIP(1073K)+STA）を行

ほぼ 100％の相対密度を示す各 HIP 処理材では STAったところ、時効時間 64.8ks で 1424MPa の引張強さ

処理後の密度の変化は見られなかった。また、STA 処が得られ、さらに、270ks 間の時効処理を行うと引張理を施した HIP 処理材の組織は、真空焼結材と HIP 処強さは低下した。この STA 処理材における引張強さの理材の組織と同様に、等軸結晶粒組織を示した（Fig. 3）。 増加は時効処理の時間とともに大きくなり、析出α相

60作製した HIP 処理材では短い時効時間で引張強さの増1400加が見られる。HIP 効果によりα相の析出サイトの空50孔が均一で多く生じたためと考えられる。

1200

3.3 破断延性

401000σ
HIP(1073K)
HSTA
HIP(1273K)+STA
εHIP(1073K)
HSTA
HIP(1273K)+STA

800600

STA 処理を行った HIP 処理材の伸びを Fig. 4 に示す。
HIP(1073K)+STA
HIP(973K)+STA
R.A.Wood et al.

30HIP(1073K)+STAHIP(973K)+STA
R.A.Wood et al.

2040010200HIP(1073K)+STA 材の伸びは、時効処理時間が 3.6ks でElongation, εT /%Ultimate tensile strength, σＴ /MPa

般に 252〜360ks の時効処理が行われるが、素粉末から16004%まで急激に低下し、さらに、270ks 間時効処理を行うとほとんど延性を示さなくなる。973K および 1273K
における HIP 処理材を 270ks 間時効処理した材料においても同様に延性の向上は見られない。また、HSTA材は引張強さと同様に HIP 処理温度の同じ STA（00100200Aging time, t /ks

3000400HIP(1073K)+STA）材と同一傾向を示した。STA 処理された溶製材では、約 8%(16),(19)、2〜4%(17)が報告されてFig. 4 Effect of aging time on ultimate tensile strength andelongation of
Ti-13V-11Cr-3Alalloys.
Theexperimental alloys were HIP’ed and STA’ed aftervacuum sintering.

おり、as-HIP 材への本条件での STA 処理は著しい脆化の量と大きさによるものと考えられ、α相の析出間隔化は、ω脆性、β脆性、TiCr2 金属間化合物が生じてい(3),(10)をもたらす。また、A.DeLeon 等(4)は 1073K-3.6ks, w.q.
+773K-360ks の STA 処 理 を 行 う こ と に よ り σ ＝1489MPa，ε＜2%の引張性質を報告している。この脆。その後の強度低下は過時効によるもることとクロムが粒界を優先的に拡散することから粒のと思われる。さらに、1273K の温度で HIP 処理を行界強度が低下した（後述のとおり、本 STA 処理材の引った STA 処理材には、as-HIP 処理材と同様に PFZ（無張破断面はほとんど粒界破壊している。Fig. 5 参照）

析出帯、Fig. 3 (f)）が観察されることと、973K およびことが考えられるが詳細は不明であり、今後の検討を1073K の温度で HIP 処理を行った STA 処理材より析出必要とする。に依存するα相の量が少ないことから、これらの強度より低かっ各材料の引張り試験後の破断面を Fig. 5 に示す。

たと考えられる。一般的にβ型チタン合金の強度は、引張り試験後の試料には、すべて延性破面が示されてホール・ペッチ則に従わずα相の析出間隔に依存するいる。高温 HIP 処理材および STA 処理材では粒界破断(18)が多く、特に STA 処理材はほとんど粒界破断を示す。

ことが明らかにされており、粉末材では著者らも確(3)認している 。

真空焼結温度の高い低温 HIP 処理材では、粒内破断がまた、HSTA 材の引張強さは、HIP(1073K)+STA 材の増え、ディンプルの直径が小さい平面的な破面を呈しそれと滑らかな同一曲線で表すことができる。ている。ディンプルの直径が小さくなるのはα相の析

HIP(1073K)+STA 材は前述したように、真空焼結後出が増加することでボイドの析出サイトが増加するた

1073K-7.2ks で HIP 処理した材料を 1073K で溶体化後めである(6)。また、破断面および破断面近傍の組織観水冷し、753K で時効処理を行った材料であり、HSTA察から、亀裂の進展は黒色部（α相）の多い低温 HIP

材は 1073K-7.2ks で HIP 処理した後そのまま HIP 処理処理材においては析出α相を介して見られ、白色部の状態で 753K まで炉冷し時効処理を行った材料である。

多い高温 HIP 処理材および STA 処理材では粒界に沿っ本材料のようにβ相が安定な材料では、溶体化後必ずて進行している様子が見られた。STA 処理材の内、低しも急冷を必要としないことから HIP 処理と STA 処理

温およびβトランザス近傍の温度で HIP 処理を施したを組み合わせた処理が可能であった。これとほぼ同じ材料では粒界近傍へのα相の析出が多く見られ、一方温度で STA 処理された溶製材では、1129〜1489MPa

高温 HIP 処理材では PFZ が見られたことから、STA 処の引張強さが報告(4),(13)〜(17),(19)されている。本材料は一理材はともに粒界破断を示したものと考えられる。

（a）

（b）

装置（三菱重工業㈱製，Labo HIP）
、遊星型ボールミル（フリッチュ社製, P-6 型）等は日本自転車振興会の補助金により整備したものであることを記し、関係各位に深く感謝の意を表します。
参 考 文 献（c）（d）(1)隠岐貴史，松木一弘，畑山東明，柳沢 平：日本金属学会誌，59(1995),746(2)隠岐貴史，松木一弘，畑山東明，柳沢 平：軽金属，Vol.46,No.8(1996),371(3)隠岐貴史，松木一弘，畑山東明，柳沢 平：広島市（e）

工業技術センター年報，14(2000),44（f）(4)A.DeLeon and D.O.Northwood：Microstructural Science, 11(1983)29(5)新家光雄,小林俊郎,本田弘之：材料とプロセス,3(1990),345.
(6)G.Terlinde,H.J.Rethjen and K.-H.Schwalbe ： Metall.
Trans. A, 19A(1988), 1037.

Fig. 5 SEM fractographs of tensile test specimens,(a),(b) vacuum sintered at 1678K + HIP'ed at 973K,(c),(d) vacuum sintered at 1568K + HIP'ed at 1073K and(e),(f) vacuum sintered at 1458K + HIP'ed at 1273K, and(7)岡田稔,西川富雄：日本金属学会誌, 50(1986),555.
(8)菅谷光司，池田保之，高木節雄：粉体および粉末冶
金，第 41 巻，第 8 号(1994)，964(9)萩原益夫,高橋順次,江村聡,河部義邦,海江田義也,川周治,鈴木洋夫：金属材料技術研究所研究報告集，17(1995),73.

(b),(d),(f) STA’ed after HIPing.

(10)萩原益夫,三浦伸,高橋順次,海江田義也,河部義邦：4 結言

素 粉 末 混 合 法 に よ り 作 製 し た HIP 焼 結
Ti-13V-11Cr-3Al 合金に溶体化時効処理を施し、室温における引張性質を調べ以下のような結果を得た。
(1) STA 処理材は真空焼結材と HIP 処理材の組織と同様に等軸結晶粒を示した。STA 処理した低温（973K）
HIP 処理材では粒界近傍へのα相の析出が多く、STA処理した高温（1273K）HIP 処理材には PFD が観察され、引張試験後の STA 処理材では粒界破壊が主に観察された。
(2) as-HIP 材では溶製材と同じ条件の STA 処理を施す場合、著しい脆化を示し、短時間の時効処理により熱処理溶製材と同程度の高強度が得られた。さらに、素粉末から作製した本材料では HIP 処理と STA 処理を組み合わせた処理が可能である。

材料とプロセス, 3(1990),1621(11)葭谷慎也,黒田大介,新家光雄,福永啓一,斉藤卓,古田忠彦：軽金属学会大会講演概要, 96th(1999),341(12)古田忠彦：材料とプロセス, 2(1993)618(13)鈴木洋夫，原田健一郎：チタンテクニカルガイド,内田老鶴圃(1993)63(14)K.H.Miska：Materials Engineering, 7(1974),61(15)丹羽直毅，郡司牧男，新井聖，伊藤邦夫：東京大学工学部総合試験場年報，第 47 巻(1988),241(16)R.A.Wood and H.R.Ogden："The All-Beta Titanium Alloy",Battelle Memorial Institute,DMIC Report 110, April(1959),25(17)H.W.Rosenberg ： "Ti-13V-11Cr-3Al Data Sheet," Beta
Titanium alloys in the 1980's, R.R.Boyer and H.W. Rosenberg,eds., TMS-AIME Publications, Warrendale, PA, (1980), 397-400(18)宗木政一，阿部義邦，貝沼紀夫，高橋順次：日本
金属学会誌,55(1991),158

おわりに、本研究を実施するに際して使用した HIP(19)日本金属学会：非鉄材料，日本金属学会(1987),138