JP5858417B2 - Ｔｉ合金の接合継手、Ｔｉ合金の加工方法及び構造体 - Google Patents

Description

本発明は、Ｔｉ合金の接合継手、Ｔｉ合金の加工方法及び構造体に関する。

摩擦攪拌接合（ＦＳＷ＝Friction Stir Welding）は、継手特性を始めとして種々の優れた特性を有し、アルミニウム合金に対しては、開発されて間もなく産業分野で適用されてきた。一方、鉄鋼材料やＴｉ合金のように比較的に融点の高い材料の摩擦攪拌接合に関しては、回転ツールの耐久性が問題となり、完全に実用化には至っていない。そのため、従来は、下記の特許文献１のように回転ツールの高強度化によって長寿命化を図る研究が数多く行われている。しかしながら、回転ツールの高強度化によって長寿命化を図る方法には限界がある。

Ｔｉ合金は、常温では、最密立方格子の構造を有するα相あるいはα相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相であり、高温に至るにつれて、α相からβ相への相変態が生じ、β相の１相からなる金属組織となる。Ｔｉ合金はα相ではすべり系の数が少なく、組成変形し難いため、摩擦攪拌接合は難しいとされてきた。そのため、一般にＴｉ合金の摩擦攪拌接合は、α相から１００％β相へ相変態する温度であるβトランザス（β相が１００％となる温度）を超える温度で行われている。

特開２００８−１１４２５８号公報

しかしながら、α相から１００％β相へ相変態する温度であるβトランザスを超える温度で摩擦攪拌接合を行った場合には、接合時の高温で安定なβ相への相変態が生じた後に、接合終了後に常温に戻る際に常温で安定なα相あるいはα＋β相への相変態が再度行われる。この場合、旧β粒内にラメラ状（針状）のα相が生成し、靱性及び疲労特性が大幅に低下する。

本発明は、このような実情を考慮してなされたものであり、その目的は、接合部の強度を高めることが可能なＴｉ合金の接合継手、Ｔｉ合金の加工方法及び構造体を提供することにある。

本発明は、Ｔｉ合金の接合後の金属組織が、最密立方格子の構造を有するα相の等軸組織、α相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相の等軸組織、及びβ相の等軸組織のいずれかであるＴｉ合金の接合継手である。

この構成によれば、Ｔｉ合金の接合継手において、Ｔｉ合金の接合後の金属組織が、最密立方格子の構造を有するα相の等軸組織、α相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相の等軸組織、及びβ相の等軸組織のいずれかである。そのため、従来のＴｉ合金の接合継手のように、β粒内にラメラ状のα相が含まれていないため、靱性や、疲労特性が大幅に向上したＴｉ合金の接合継手とすることができる。

また、本発明は、Ｔｉ合金の加工部の温度を、最密立方格子の構造を有するα相、及びα相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相のいずれから、１００％β相へ変態する温度であるβトランザスを通過して変化しないようにしつつ加工するＴｉ合金の加工方法である。

この構成によれば、Ｔｉ合金の加工方法において、Ｔｉ合金の加工部の温度を、最密立方格子の構造を有するα相、及びα相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相のいずれから、１００％β相へ変態する温度であるβトランザスを通過して変化しないようにしつつ加工する。このため、加工中にα相からβ相への変態が生じず、加工後に加工部のβ粒内にラメラ状のα相が生成しない。したがって、加工後の加工部の金属組織は、α相の等軸組織や、α相とβ相とが共存しているα＋β相の等軸組織や、β相の等軸組織とすることができ、加工部の靱性や、疲労特性を大幅に向上させることができる。

この場合、加工部の温度を、βトランザス以下の温度に制御しつつ加工するものとできる。

この構成によれば、加工部の温度を、βトランザス以下の温度に制御しつつ加工する。このため、加工中にα相からβ相への変態が生じず、加工後に加工部のβ粒内にラメラ状のα相が生成しない。したがって、加工後の加工部の金属組織は、α相の等軸組織や、α相とβ相とが共存しているα＋β相の等軸組織とすることができ、加工部の靱性や、疲労特性を大幅に向上させることができる。

また、加工前の加工部が１００％β相であるＴｉ合金を加工するものとできる。

この構成によれば、加工前の加工部が１００％β相であるＴｉ合金を加工する。このため、加工により加工部の温度が上昇したとしても、加工中にα相からβ相への変態が生じず、加工後に加工部のβ粒内にラメラ状のα相が生成しない。したがって、加工後の加工部の金属組織は、β相の等軸組織とすることができ、加工部の靱性や、疲労特性を大幅に向上させることができる。また、この構成によれば、加工部を変形能に優れ、加工しやすいβ相の状態で加工を行うことにより、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

また、本発明は、Ｔｉ合金の加工後の加工部の冷却速度を４０℃／ｓ以上に制御しつつ加工するＴｉ合金の加工方法である。

この構成によれば、Ｔｉ合金の加工方法において、Ｔｉ合金の加工後の加工部の冷却速度を４０℃／ｓ以上に制御しつつ加工する。このため、α相あるいはα＋β相から１００％β相への変態する温度であるβトランザスを超える温度に加工部が達したとしても、加工後に加工部のβ粒内に生成するラメラ状のα相が微細化する。このため、加工部の静的な引張特性や、靱性や、疲労特性を向上させることができる。また、この構成によれば、加工部をβトランザス以上の温度とし、変形能に優れ、加工しやすいβ相の状態で加工を行うことにより、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

また、本発明は、Ｔｉ合金の加工後の加工部の冷却速度を１００℃／ｓ以上に制御しつつ加工するＴｉ合金の加工方法である。

この構成によれば、Ｔｉ合金の加工方法において、Ｔｉ合金の加工後の加工部の冷却速度を１００℃／ｓ以上に制御しつつ加工する。このため、α相あるいはα＋β相から１００％β相への変態する温度であるβトランザスを超える温度に加工部が達したとしても、加工後に加工部のβ粒内に生成するラメラ状のα相がさらに微細化する。このため、加工部の静的な引張特性や、靱性や、疲労特性を向上させることができる。また、この構成によれば、加工部をβトランザス以上の温度とし、変形能に優れ、加工しやすいβ相の状態で加工を行うことにより、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

この場合、最密立方格子の構造を有するα相、及びα相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相のいずれから、１００％β相へ変態する温度であるβトランザスを上昇させるＡｌ以外の物質が少なくとも加工部に添加されたＴｉ合金を加工することが好適である。

この構成によれば、最密立方格子の構造を有するα相、及びα相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相のいずれから、１００％β相へ変態する温度であるβトランザスを上昇させるＡｌ以外の物質が少なくとも加工部に添加されたＴｉ合金を加工する。このため、加工部の温度をβトランザス以下の温度に制御しつつ加工を行うことが容易となる。また、βトランザスを上昇させる物質としてＡｌ以外が添加されているため、加工性への悪影響が抑えられ、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

この場合、βトランザスを上昇させる物質として、Ｈ、Ｈｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｎ及びＯから選択される少なくともいずれか１つの物質が少なくとも加工部に添加されたＴｉ合金を加工することが好適である。

この構成によれば、βトランザスを上昇させる物質として、Ｈ、Ｈｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｎ及びＯから選択される少なくともいずれか１つの物質が少なくとも加工部に添加されたＴｉ合金を加工する。α安定化元素であるＣ、Ｎ等が添加されることにより、βトランザスを上昇させることができる。また、置換型元素よりも拡散係数が大きいこれらの侵入型元素がＴｉ合金の格子間に入ることにより、同じα安定化元素であるＡｌ等が添加されるよりも、加工性への影響を抑え、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

また、加工部のＡｌ濃度を５．０重量％以下とし、かつβトランザスを上昇させる物質として、下式（１）で示されるＡｌ当量［Ａｌ］ｅｑが４．５重量％以上となる物質が加工部に添加されたＴｉ合金を加工することが好適である。
［Ａｌ］ｅｑ＝［Ａｌ］＋（［Ｚｒ］／６）＋（［Ｓｎ］／３）＋１０［Ｏ］ （［］内は重量％） （１）

この構成によれば、加工部のＡｌ濃度を５．０重量％以下とし、かつβトランザスを上昇させる物質として、上式（１）で示されるＡｌ当量［Ａｌ］ｅｑが４．０重量％以上となる物質が加工部に添加されたＴｉ合金を加工する。加工部のＡｌ濃度を５．０重量％以下とし、加工部のα安定化元素であるＡｌの濃度を減少させることにより、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。また、Ａｌ当量［Ａｌ］ｅｑが４．０重量％以上となる物質が加工部に添加されていることにより、加工部のＡｌ濃度が５．０重量％以下であっても、βトランザスの低下を抑えつつ、α安定化元素を添加することによる加工性の悪化を抑えることができる。

また、Ｖより拡散係数が大きい物質が少なくとも加工部に添加されたＴｉ合金を加工することが好適である。

この構成によれば、Ｖより拡散係数が大きい物質が加工部に添加されたＴｉ合金を加工する。このため、β安定化元素であり、Ｖより拡散係数が大きいＣｒ，Ｆｅ等が加工部に添加されていることで、同じβ安定化元素であるＶが添加されているよりも、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

この場合、加工部のＶ濃度を３．５重量％以下とし、且つ下式（２）で示されるＭｏ当量［Ｍｏ］ｅｑが５．０重量％以上となる物質が加工部に添加されたＴｉ合金を加工することが好適である。
［Ｍｏ］ｅｑ＝［Ｍｏ］＋（［Ｔａ］／５）＋（［Ｎｂ］／３．６）＋（［Ｗ］／２．５）＋（［Ｖ］／１．５）＋１．２５［Ｃｒ］＋１．２５［Ｎｉ］＋１．７［Ｍｎ］＋１．７［Ｃｏ］＋２．５［Ｆｅ］ （［］内は重量％） （２）

この構成によれば、加工部のＶ濃度を３．５重量％以下とし、且つ上式（２）で示されるＭｏ当量［Ｍｏ］ｅｑが５．０重量％以上となる物質が加工部に添加されたＴｉ合金を加工する。このため、加工部のＶ濃度が３．５重量％以下であっても、Ｍｏ当量［Ｍｏ］ｅｑが５．０重量％以上となる物質が加工部に添加されていることにより、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

また、Ｔｉ合金の加工部に棒状の回転ツールを挿入し、回転ツールを回転させてＴｉ合金を加工することが好適である。

この構成によれば、Ｔｉ合金の加工部に棒状の回転ツールを挿入し、回転ツールを回転させてＴｉ合金を加工する。本発明の加工方法は、このような摩擦攪拌接合によりＴｉ合金を加工した場合でも、加工部の靱性や、疲労特性を向上させることができる。

なお、本発明のＴｉ合金の加工方法においては、（１）板状のＴｉ合金の端部同士を突き合わせて加工部（接合部）とし、回転ツールをその加工部の長手方向に沿って回転させつつ移動させてＴｉ合金同士を接合する摩擦攪拌接合、（２）板状のＴｉ合金の端部同士を突き合わせて加工部（接合部）とし、回転ツールをその加工部で移動させずに回転させて接合するスポット摩擦攪拌接合（スポットＦＳＷ）、（３）Ｔｉ合金同士を加工部（接合部）において重ね合わせ、加工部に回転ツールを挿入し、回転ツールをその箇所で移動させずに回転させてＴｉ合金同士を接合するスポット摩擦攪拌接合、（４）Ｔｉ合金同士を加工部（接合部）において重ね合わせ、加工部に回転ツールを挿入し、回転ツールをその加工部の長手方向に沿って回転させつつ移動させてＴｉ合金同士を接合する摩擦攪拌接合の（１）〜（４）の４つの態様およびこれらの組み合わせを含む。あるいは、本発明のＴｉ合金の加工方法においては、Ｔｉ合金の加工部に回転ツールを当接し、回転ツールを回転させて接合部におけるＴｉ合金の表面部位を改質する態様を含む。これにより、Ｔｉ合金の強度と伸びを改善することができる。

また、本発明は、上記本発明のＴｉ合金の加工方法によって、２つ以上のＴｉ合金を接合して形成された構造物である。

上記本発明のＴｉ合金の加工方法によって、２つ以上のＴｉ合金を接合して形成された構造物は、接合部の靱性や、疲労特性が向上したものとできる。

本発明のＴｉ合金の接合継手、Ｔｉ合金の加工方法及び構造体によれば、靱性や、疲労特性が大幅に向上したＴｉ合金の接合継手とすることができる。

本発明の実施形態に係るＴｉ合金の接合方法を示す斜視図である。 β安定化元素密度と温度をパラメータにしたＴｉ合金の相図である。 Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金の代表的な接合条件における接合温度と冷却速度とを示す表である。 接合温度（最高到達温度）ごとの金属組織を示す図である。 図４の微細組織を示す図である。 接合温度と冷却速度との金属組織への影響を示す図である。 各種のＴｉ合金の性質を示す表である。 各種のＴｉ合金の組成を示す表である。 各種のＴｉ合金の回転ツールの回転速度と最大荷重との関係を示すグラフ図である。 各種のＴｉ合金の接合時の荷重を示すグラフ図である。 各種のＴｉ合金の接合条件ごとの平均荷重を示すグラフ図である。 接合時の温度を示すグラフ図である。 実験例において、接合部の温度を測定する方法を示す斜視図である 各種のＴｉ合金の接合条件ごとの金属組織を示す図である。 図１５の拡大視を示す図である。 各種のＴｉ合金の接合条件ごとの金属組織を示す図である。 各種のＴｉ合金の接合部の硬さ試験の結果を示す図である。 各種のＴｉ合金の接合継手の引張強度を示すグラフ図である。 Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金の接合条件ごとの衝撃強度を示す図である。 合金Ａの接合条件ごとの衝撃強度を示す図である。 合金Ｂの接合条件ごとの衝撃強度と金属組織とを示す図である。 各種のＴｉ合金の接合時の温度を示すグラフ図である。 接合速度と最高到達温度との関係を示すグラフ図である。 接合条件と最高到達温度との関係を示すグラフ図である。 接合速度と冷却速度との関係を示すグラフ図である。 合金Ｂの接合条件（冷却速度）ごとの接合部の金属組織を示す図である。 合金Ｂの接合条件（冷却速度）ごとの接合部の硬さ試験の結果を示すグラフ図である。 純Ｔｉを接合時の温度を示すグラフ図である。 各接合条件における純Ｔｉの摩擦攪拌接合後の接合部を示す図である。 純Ｔｉの摩擦攪拌接合後のＳＥＭによる金属組織であり、（ａ）は回転数３００ｒｐｍ−接合速度５０ｍｍ／ｍｉｎの場合の金属組織であり、（ｂ）は回転数３５０ｒｐｍ−接合速度５０ｍｍ／ｍｉｎの場合の金属組織であり、（ｃ）は純Ｔｉ母材の金属組織である。 Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金の接合条件ごとの最高到達温度と冷却速度とを示すグラフ図である。 Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金の接合部のＳＥＭによる金属組織であり、（ａ）は母材の金属組織であり、（ｂ）（ｅ）は回転数４００ｒｐｍ−接合速度１００ｍｍ／ｍｉｎの場合の金属組織であり、（ｃ）（ｆ）は回転数４００ｒｐｍ−接合速度５０ｍｍ／ｍｉｎの場合の金属組織であり、（ｄ）は回転数４００ｒｐｍ−接合速度２５ｍｍ／ｍｉｎの場合の金属組織である。 Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金の接合条件ごとの引張強度を示すグラフ図である。

以下、図面を参照して本発明の実施形態に係るＴｉ合金の接合継手、Ｔｉ合金の接合方法及び構造体について説明する。本実施形態では、図１に示すように、板状のＴｉ合金１，２の端部同士を接合部（加工部）３において突き合わせ、接合部３の表面側から回転ツール５のプローブ６を挿入してＴｉ合金１，２同士を接合する。接合部３の表面側では、回転ツール５を囲繞するようにシールドカバー８が配置されている。

回転ツール５は、図１に示すように略円筒状をなし、先端に本体の径（ショルダー径）より小径の略円柱状のプローブ６を備えている。回転ツール５の材質は、ＷＣ等の超硬合金、Ｓｉ_３Ｎ_４，ＰＣＢＮ等のセラミックス、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｉｒ合金等の高融点金属等が望ましいが、本実施形態の接合方法によれば、回転ツール５への負担も軽減されるため、破壊靱性が高く比較的に安価なＷＣ合金からなる従来の形式の回転ツール５を適用することができる。

シールドカバー８は略円筒形をなし、回転ツール５を囲繞するように配置されている。シールドカバー８は、接合時に回転ツール５が接合部３の長手方向に沿って移動するとともに、回転ツール５を囲繞しつつ同方向に移動することができるようになっている。接合時には、シールドカバー８内に不活性ガスがシールドガスとして供給される。シールドガスとして用いられる不活性ガスとしては、例えば、Ａｒガス等を用いることができる。

図１に示すように、本実施形態では、接合部３に回転ツール５のプローブ６を挿入し、シールドカバー８内にシールドガスを供給しながら、回転ツール５を回転させつつ接合部３の長手方向に沿って移動させることによって、Ｔｉ合金１，２を接合することができる。後述するように、本実施形態では、接合部３の最高到達温度と冷却速度とを制御する必要があるため、回転ツール５の回転速度と移動速度（接合速度）は、条件となる最高到達温度と冷却速度とを満たすように制御される。

以下、本実施形態のＴｉ合金の接合条件について説明する。図２に示すように、Ｔｉ合金の結晶構造は、低温においては、最密立方格子の構造（ｈｃｐ構造）を有するα相である。Ｔｉ合金の結晶構造は、βトランザスと呼ばれる変態点を超える高温においては、体心立方格子の構造（ｂｃｃ構造）を１００％有するβ相となる。βトランザスは、例えば、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金では９８０℃であり、Ｔｉ‐４．５Ａｌ‐３Ｖ‐２Ｆｅ‐２Ｍｏ合金（以下、合金Ａとする）では９００℃である。Ｔｉ‐４．５Ａｌ‐２．５Ｃｒ‐１．２Ｆｅ‐０．１Ｃ合金（以下、合金Ｂとする）では９７０℃である。また、Ｔｉ合金は、α安定化元素やβ安定化元素といった添加元素の量や割合によって、常温での結晶構造をα相の単相、α相とβ相との２相共存、及びβ相の単相とすることができ、それぞれα合金、α‐β合金及びβ合金と呼ばれている。なお、上記のβトランザスは平衡温度であり、摩擦攪拌接合により歪が導入された場合には、実質のβトランザスが上記温度よりも下がる可能性がある。

β相ではＴｉ合金はｂｃｃ構造を有する。ｂｃｃ構造では、すべり系の数が１２個と多いため、Ｔｉ合金が塑性変形し易く、摩擦攪拌接合等により加工し易い。一方、α相ではＴｉ合金はｈｃｐ構造を有する。ｈｃｐ構造では、すべり系の数が３個と少ないため、Ｔｉ合金が塑性変形し難く、摩擦攪拌接合等により加工し難い。そのため、従来はＴｉ合金の摩擦攪拌接合は、βトランザスを超える温度でＴｉ合金がβ相に相変態をした状態で行われている。しかしながら、この場合、接合終了後に常温で安定なα相あるいはα＋β相への相変態が再度行われ際に、旧β粒内にラメラ状（針状）のα相が生成し、接合部の靱性が劣化することは上述した通りである。

そこで、本発明では、逆転の発想で、βトランザス温度以下の温度で旧β粒内にラメラ状のα相が生成しないように接合を行いつつ、接合温度付近におけるＴｉ合金の塑性変形能を向上させることにより、接合部の特性の向上と接合のし易さとの両立を図る手法を開発した。あるいは、βトランザス温度を超える温度で摩擦攪拌接合を行ったとしても、旧β粒内に生成したラメラ状のα相の悪影響を抑制して、接合部の特性の向上と接合のし易さとの両立を図る手法を開発した。

図３に示すように、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金を図１に示すような装置により３種類の接合条件で摩擦攪拌接合を行う。Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金の融点は１６００℃であり、βトランザスは９８０℃である。ここで、摩擦攪拌接合時の接合部３の最高到達温度と冷却速度とは、回転ツール５の回転速度と接合速度とを変化させることにより制御できる。例えば、回転ツール５の回転速度（ｒｐｍ）及び接合速度（ｍｍ／ｍｉｎ）について、１０００ｒｐｍ、４００ｍｍ／ｍｉｎのときは、接合部３の最高到達温度は１０３２℃でβトランザスを超え、接合部３の冷却速度は１００．３℃／ｓと高冷却速度となる。４００ｒｐｍ、２５ｍｍ／ｍｉｎのときは、接合部３の最高到達温度は９９４．２℃でβトランザスを超え、接合部３の冷却速度は１５．１８℃／ｓと低冷却速度となる。３００ｒｐｍ、２５ｍｍ／ｍｉｎのときは、接合部３の最高到達温度は９２１．１℃でβトランザス以下となり、接合部３の冷却速度は９．８９℃／ｓと低冷却速度となる。

図４及び図５に示すように、接合部３の最高到達温度がβトランザスを超える１０００ｒｐｍ、４００ｍｍ／ｍｉｎのときと、４００ｒｐｍ、２５ｍｍ／ｍｉｎのときとでは、旧β粒にラメラ状のα相が生成していることが判る。一方、接合部３の最高到達温度がβトランザス以下となる３００ｒｐｍ、２５ｍｍ／ｍｉｎのときは、相変態が生じないため、旧β粒が見られず、α＋β相の等軸組織となっていることが判る。また、接合部３の最高到達温度がβトランザスを超える１０００ｒｐｍ、４００ｍｍ／ｍｉｎのときは、接合部３の最高到達温度がβトランザスを超えるものの、ラメラ状のα相は、４００ｒｐｍ、２５ｍｍ／ｍｉｎのときより、微細化していることが判る。これは、図６に示すように、１０００ｒｐｍ、４００ｍｍ／ｍｉｎのときは、冷却速度が極めて大きいため、ラメラ状のα相が微細化したものと考えられる。

以上より、接合部３の最高到達温度及び冷却速度の接合条件を制御することにより、接合後のＴｉ合金の接合部３の金属組織を制御することが可能であることが判る。すなわち、以下の手法が考えられる。
（１）接合部の温度をβトランザスを通過して変化しないようにしつつ接合する。
（i）接合部の最高到達温度をβトランザス以下とする。
（ii）接合前の接合部が１００％β相であるＴｉ合金を接合する。
（２）接合部の冷却速度を４０℃／ｓ以上、より好ましくは１００℃／ｓ以上とする。

一方、本発明では、従来の回転ツールの素材を改良する手法とは逆に、接合されるＴｉ合金１，２の組成について考察が行われた。図７に示すように、Ｔｉ合金には、強度、延性のバランスがとれ、広く使用されているが高強度であるが故に加工性が悪いＴｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金の他に、合金Ａや、合金Ｂがある。図７に示すように、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金は、βトランザスが９８０℃なのに対し、合金Ａが９００℃と低く、合金Ｂはほぼ同じ９７０℃である。また、合金Ａ及び合金Ｂ合金は、室温での引張強度においてＴｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金より優れている。一方、合金Ａ及び合金Ｂ合金は、ＦＳＷの接合温度においては、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金よりも強度が低く、加工性が高いという特徴を有する。

図８に示すように、広く用いられるＴｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金に対して、合金Ａ及び合金Ｂ等の組成は種々の元素が添加されている。ここで、α安定化元素であるＡｌ、Ｃ、Ｏ、Ｎ等は、添加量が多くなるほど、βトランザスが上昇し、加工性が低下する。一方、β安定化元素であるＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｆｅ等は、添加量が多くなるほど、βトランザスが低下し、加工性が向上する。合金Ａでは、β安定化元素であるＶの含有量がＴｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金よりも低下し、同じβ安定化元素であるＶよりも拡散係数が大きいＦｅが添加されることにより、熱間加工性が向上する。合金Ａでは、β安定化元素であるＭｏが添加されることにより、ミクロ組織が微細化することにより、加工性が向上する。β安定化元素の例えばＭｏ当量が大きくなることにより、超塑性発現温度が低下し、加工性が向上する。また、合金Ａでは、α安定化元素であって、Ｏ以上に置換速度が速い置換元素であるＯ、Ｃ及びＮが添加されていることにより、α安定化元素であるＡｌが５重量％以下に少なくされているにも関わらず、βトランザスの低下を防ぎ、Ａｌが添加されているよりも、加工性への影響を抑えることができる。

また、Ｔｉ‐４．５Ａｌ‐４Ｃｒ‐０．５Ｆｅ‐０．２Ｃ合金を基に開発された合金Ｂでは各種特性のバランスに優れる。また、β安定化元素であるＶは含まれなくなり、Ｖの替わりにＶより拡散係数の大きいＣｒが添加されることにより、熱間加工性が向上するとともに、脆性が改善される。また、Ｖより拡散係数の大きいＦｅが添加されることにより、熱間加工性が向上するとともに、偏析が抑制される。また、Ｏ以上に置換速度が速いＣが０．１０重量％と多く添加されていることにより、α安定化元素であるＡｌが５重量％以下に少なくされているにも関わらず、βトランザスの低下を防ぎ、Ａｌが添加されているよりも、加工性への影響を抑えることができる。また、合金Ｂでは、引張、曲げ、組織等の溶接性にも優れる。

以上より、添加元素の影響をまとめると、
α安定化元素：Ａｌ、Ｃ、Ｏ、Ｎ等。添加量が多くなるほど、βトランザスが上昇し、加工性が低下する。
β安定化元素：Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｆｅ等。添加量がおおくなるほど、βトランザスが低下し、加工性が向上する。
Ａｌ：引張強度、弾性率、クリープ強さを著しく増加させる。７重量％以上の添加ではα_２(ＴｉＡｌ_３）が形成され、著しく脆化する。５重量％以下の添加により、β相が安定化し、熱間加工性が向上する。
Ｏ，Ｃ及びＮ：α安定化元素。拡散速度大。α安定化元素の添加による加工性の影響を低減。
Ｖ：β安定化元素。加工性向上。
Ｍｏ：拡散速度抑制、粒径が微細化する。硬化。超塑性発生温度低下。
Ｆｅ：拡散速度大。β安定化元素。加工性向上。
Ｃｒ：熱間加工性が向上。脆性改善。
Ｓｉ：０．１〜０．２％添加で転位のピン止め効果(転移運動抑制)があり、クリープ強さを向上させる。
Ｂｉ：０．１〜２．０％添加で、転位のピン止め効果があり、クリープ強さを向上させる。
Ｓｎ(中立的)：クリープ強度改善（０．２〜１％）。
Ｚｒ(中立的)：αおよびβ相強化(固溶強化)（２〜８％）。

特に、合金Ａ，Ｂのような特性を得るためには、接合部３のＡｌ濃度を５．０重量％以下とし、かつβトランザスを上昇させる物質として、下式（１）で示されるＡｌ当量［Ａｌ］ｅｑが４．０重量％以上となる物質が接合部３に添加されたＴｉ合金１，２を接合することが好ましい。
［Ａｌ］ｅｑ＝［Ａｌ］＋（［Ｚｒ］／６）＋（［Ｓｎ］／３）＋１０［Ｏ］ （［］内は重量％） （１）

あるいは、合金Ａ，Ｂのような特性を得るためには、接合部３のＶ濃度を３．５重量％以下とし、且つ下式（２）で示されるＭｏ当量［Ｍｏ］ｅｑが５．０重量％以上となる物質が接合部３に添加されたＴｉ合金１，２を加工することが好適である。
［Ｍｏ］ｅｑ＝［Ｍｏ］＋（［Ｔａ］／５）＋（［Ｎｂ］／３．６）＋（［Ｗ］／２．５）＋（［Ｖ］／１．５）＋１．２５［Ｃｒ］＋１．２５［Ｎｉ］＋１．７［Ｍｎ］＋１．７［Ｃｏ］＋２．５［Ｆｅ］ （［］内は重量％） （２）

図９に示すように、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金に対して、上記の添加元素が添加された合金Ａ及び合金Ｂは、接合速度１００ｍｍ／ｍｉｎで接合した場合は、いずれの回転ツールの回転速度であっても、摩擦攪拌接合時の回転ツールへの最大荷重が低減されていることが判る。また、図１０に示すように、回転速度４００ｒｐｍ、接合速度１００ｍｍ／ｍｉｎで接合した場合は、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金に対して合金Ａ及び合金Ｂは、摩擦攪拌接合中の回転ツールへの荷重が低減されていることが判る。また、図１１に示すように、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金に対して合金Ｂは、いずれの接合条件であっても、摩擦攪拌接合中の回転ツールへの平均荷重が低減されていることが判る。以上より、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金に対して合金Ａ及び合金Ｂは、いずれの接合条件においても、より低荷重で接合が可能となり、合金Ｂでは、平均で約２０％も回転ツールへの荷重を低減可能となる。したがって、従来型の回転ツールにより、βトランザス以下の温度で接合を行った場合であっても、回転ツールの寿命が向上し、コスト低減が可能となる。なお、これらの添加元素は、接合されるＴｉ合金１，２の全体の組成として添加されていても良いし、接合部３のみに添加されていても良い。例えば、接合部（加工部）３のみに添加元素を添加するには、接合部３に粉末、顆粒状の添加材を供給しつつ、接合（加工）を行なったり、層状、板状の添加材をＴｉ合金１，２同士の間に挟み込むことにより、接合部３のみに添加元素を添加することができる。

本実施形態では、Ｔｉ合金１，２の接合部（加工部）３において、Ｔｉ合金１，２の接合後の金属組織が、最密立方格子の構造を有するα相の等軸組織、α相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相の等軸組織、及びβ相の等軸組織のいずれかである。そのため、従来のＴｉ合金の接合継手のように、β粒内にラメラ状のα相が含まれていないため、靱性や、疲労特性が大幅に向上したＴｉ合金１，２の接合継手とすることができる。

また、本実施形態によれば、Ｔｉ合金１，２の加工方法において、Ｔｉ合金の接合部（加工部）３の温度を、最密立方格子の構造を有するα相、及びα相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相のいずれから、１００％β相へ変態する温度であるβトランザスを通過して変化しないようにしつつ接合（加工）する。このため、接合中にα相からβ相への変態が生じず、接合後に接合部３のβ粒内にラメラ状のα相が生成しない。したがって、接合後の接合部３の金属組織は、α相の等軸組織や、α相とβ相とが共存しているα＋β相の等軸組織や、β相の等軸組織とすることができ、接合部３の靱性や、疲労特性を大幅に向上させることができる。

また、本実施形態によれば、接合部（加工部）３の温度を、βトランザス以下の温度に制御しつつ接合する。このため、接合中にα相からβ相への変態が生じず、接合後に接合部３のβ粒内にラメラ状のα相が生成しない。したがって、接合後の接合部３の金属組織は、α相の等軸組織や、α相とβ相とが共存しているα＋β相の等軸組織とすることができ、接合部３の靱性や、疲労特性を大幅に向上させることができる。

また、本実施形態によれば、接合前の接合部３が１００％β相であるＴｉ合金１，２を接合する。このため、接合により接合部３の温度が上昇したとしても、接合中にα相からβ相への変態が生じず、接合後に接合部３のβ粒内にラメラ状のα相が生成しない。したがって、接合後の接合部３の金属組織は、β相の等軸組織とすることができ、接合部３の靱性や、疲労特性を大幅に向上させることができる。また、この構成によれば、接合部３を変形能に優れ、加工しやすいβ相の状態で接合を行うことにより、Ｔｉ合金１，２の接合を容易なものとすることができる。

また、本実施形態によれば、Ｔｉ合金の加工方法において、Ｔｉ合金１，２の接合後の接合部（加工部）３の冷却速度を４０℃／ｓ以上、より好ましくは１００℃／ｓ以上に制御しつつ接合（加工）する。このため、α相あるいはα＋β相から１００％β相へ変態する温度であるβトランザスを超える温度に接合部３が達したとしても、接合後に接合部３のβ粒内に生成するラメラ状のα相が微細化する。このため、接合部３の靱性や、疲労特性を向上させることができる。また、この構成によれば、接合部３をβトランザス以上の温度とし、変形能に優れ、加工しやすいβ相の状態で接合を行うことにより、Ｔｉ合金１，２の接合を容易なものとすることができる。

また、本実施形態によれば、最密立方格子の構造を有するα相、及びα相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相のいずれから、１００％β相へ変態する温度であるβトランザスを上昇させるＡｌ以外の物質が少なくとも接合部３に添加されたＴｉ合金１，２を接合する。このため、接合部３の温度をβトランザス以下の温度に制御しつつ接合を行うことが容易となる。また、βトランザスを上昇させる物質としてＡｌ以外が添加されているため、加工性への悪影響が抑えられ、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

また、本実施形態によれば、βトランザスを上昇させる物質として、Ｈ、Ｈｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｎ及びＯから選択される少なくともいずれか１つの物質が少なくとも接合部３に添加されたＴｉ合金１，２を接合する。α安定化元素であるＣ、Ｎ等が添加されることにより、βトランザスを上昇させることができる。また、置換型元素よりも拡散係数が大きいこれらの侵入型元素がＴｉ合金１，２の格子間に入ることにより、同じα安定化元素であるＡｌ等が添加されるよりも、加工性への影響を抑え、Ｔｉ合金の加工を容易なものとすることができる。

また、本実施形態によれば、接合部３のＡｌ濃度を５．０重量％以下とし、かつβトランザスを上昇させる物質として、上式（１）で示されるＡｌ当量［Ａｌ］ｅｑが４．０重量％以上となる物質が接合部３に添加されたＴｉ合金１，２を加工する。接合部３のＡｌ濃度を５．０重量％以下とし、接合部３のα安定化元素であるＡｌの濃度を減少させることにより、Ｔｉ合金１，２の接合を容易なものとすることができる。また、Ａｌ当量［Ａｌ］ｅｑが４．０重量％以上となる物質が接合部３に添加されていることにより、接合部３のＡｌ濃度が５．０重量％以下であっても、βトランザスの低下を抑えつつ、α安定化元素を添加することによる加工性の悪化を抑えることができる。

また、本実施形態によれば、Ｖより拡散係数が大きい物質が接合部３に添加されたＴｉ合金１，２を接合する。このため、β安定化元素であるＶより拡散係数が大きいβ安定化元素であるＣｒ，Ｆｅ等が接合部３に添加されていることで、Ｖが添加されているよりも、Ｔｉ合金１，２の接合を容易なものとすることができる。

また、本実施形態によれば、接合部３のＶ濃度を３．５重量％以下とし、且つ上式（２）で示されるＭｏ当量［Ｍｏ］ｅｑが５．０重量％以上となる物質が接合部３に添加されたＴｉ合金１，２を加工する。このため、接合部３のＶ濃度が３．５重量％以下であっても、Ｍｏ当量［Ｍｏ］ｅｑが５．０重量％以上となる物質が接合部３に添加されていることにより、Ｔｉ合金１，２の接合を容易なものとすることができる。

また、本実施形態によれば、Ｔｉ合金１，２の接合部３に棒状の回転ツール５を挿入し、回転ツール５を回転させてＴｉ合金１，２を接合する。本実施形態の接合方法は、このような摩擦攪拌接合よりＴｉ合金を接合した場合でも、接合部３の靱性や、疲労特性を向上させることができる。

また、本実施形態のＴｉ合金１，２の接合方法によって、２つ以上のＴｉ合金１，２を接合して形成された構造物は、接合部３の靱性や、疲労特性が向上したものとできる。

尚、本発明は、上記した実施の形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内において種々変更を加え得ることは勿論である。例えば、上記実施形態では、摩擦攪拌接合により接合及び加工されたＴｉ合金や、摩擦攪拌接合によってＴｉ合金を接合及び加工する方法の例について中心に説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、上記本発明の手法により、摩擦圧接や圧延等の塑性変形を伴う接合法等によって接合されたＴｉ合金や、摩擦圧接や圧延等の塑性変形を伴う接合法等によってＴｉ合金を接合する方法も本発明の範囲に含まれる。

また、上記実施形態においては、Ｔｉ合金１，２同士を接合する態様を中心に説明したが、Ｔｉ合金とＴｉ合金以外の異材とを接合する態様も、上記本発明の手法をＴｉ合金の側に施すことにより、本発明の範囲に含まれる。

（実験例１）
以下、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金、合金Ａ及び合金Ｂを接合条件を変えつつ、図１に示した摩擦攪拌接合により接合した。試料として、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金は長さ３００ｍｍ×幅３５ｍｍ×厚さ２ｍｍの物を用い、合金Ａ及び合金Ｂは長さ３００ｍｍ×幅５０ｍｍ×厚さ２ｍｍの物を用いた。使用した回転ツール５は、材質はＷＣ合金からなり、ショルダー径は１５ｍｍ、プローブ６の径は６ｍｍ、プローブ６の長さは１．８ｍｍの物を用いた。シールドガスとしてはＡｒガスを使用した。回転ツール５の前進角はいずれの測定においても３°とした。この装置により、図１２に示すように、例えば接合条件が、回転ツール５の回転速度が４００ｒｐｍ、接合速度が２５ｍｍ／ｍｉｎのときに、最高到達温度は８８７℃となった。なお、接合部３の温度の測定は、図１３に示すように、接合部３の中央部であって、回転ツール５が挿入される表面とは反対側の裏面に熱電対２０を設置することにより測定した。

接合された試料については、金属組織をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡：Scanning Electron Microscope）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡：Transmission Electron Microscope）により観察し、硬さ試験、引張試験及び靱性を測定する微小衝撃試験を行った。

図１４のＳＥＭによる拡大視及び図１５のＴＥＭによる拡大視に示すように、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金及び合金Ａのいずれも、βトランザスを超える最高到達温度となる接合条件では、β粒内にラメラ状のα相が生成していることが判る。一方、βトランザス以下の最高到達温度となる接合条件では、β粒内にラメラ状のα相が生成していない接合前の母材（試料）と同様の等軸組織であることが判る。

図１６のＳＥＭによる拡大視に示すように、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金では、βトランザスを超える最高到達温度となる接合条件では、ラメラ組織が生成していることが判る。一方、合金Ａ及び合金Ｂでは、βトランザスを超える最高到達温度となる接合条件では、ラメラ組織が生成しているものの、より微細なラメラ組織であることが判る。一方、βトランザス以下の最高到達温度となる接合条件では、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金、合金Ａ及び合金Ｂのいずれも、接合前の母材と同様の等軸組織であることが判る。

図１７に示すように、図１６のβトランザスを超える最高到達温度となる接合条件により接合後にラメラ組織が生成している試料についての硬さ試験の結果は、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金では、接合部３付近の硬さは母材と同程度なのに対し、合金Ａ及び合金Ｂでは、母材よりも硬度が向上していることが判る。これは、いずれの試料についても、比較的に冷却速度が高く生成したラメラ組織が微細であり、特に合金Ａ及び合金Ｂでは、添加元素のためにラメラ組織が微細となり、硬度が向上したものと考えられる。また、図１８に示すように、これらの試料の引張試験の結果は、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金、合金Ａ及び合金Ｂのいずれも、母材よりも引張強度が増加していることが判る。特に、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金に比べて、合金Ａ及び合金Ｂは、接合の前後において引張強度に優れることが判る。

図１９〜図２１に示すように、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金、合金Ａ及び合金Ｂのいずれも、βトランザスを超える最高到達温度となる接合条件による物よりも、βトランザス以下の最高到達温度となる接合条件による物の方が衝撃強度に優れ、母材よりも衝撃強度の高い物とできることが判る。なお、βトランザス以下とする接合条件は、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金で回転速度２００ｒｐｍ−接合速度２５ｍｍ／ｍｉｎであり、合金Ａで回転速度１５０ｒｐｍ−接合速度５０ｍｍ／ｍｉｎであり、合金Ｂで１５０ｒｐｍ-接合速度２５ｍｍ／ｍｉｎである。図２１に示すように、合金Ｂについては、βトランザス以下の最高到達温度となる接合条件では、ラメラ組織が９％低下し、等軸組織が２３％増加しており、母材よりも高い衝撃強度が得られる物となった。一方、βトランザスを超える最高到達温度となる接合条件のものについても、後述するように、冷却速度が１００℃／ｓ以上に高いため、ラメラ組織が微細化しており、母材と同程度の衝撃強度となっている。

図２２〜図２５に示すように、回転ツール５の回転速度及び接合速度の接合条件を変化させることにより、接合部３の最高到達温度と冷却速度を制御することができることが判る。なお、図２２は、回転速度４００ｒｐｍ、接合速度１００ｍｍ／ｍｉｎによる値を示す。また、図２３は、回転速度１０００ｒｐｍによる値を示す。図２４については、回転速度が異なる場合でも、同じ接合速度ではほとんど同じ冷却速度を示すため、種々の回転速度で得られた結果を合せて示した。また、回転ツール５の前進角はいずれも、３°である。ここで、合金Ｂについて、いずれもβトランザスを超える最高到達温度となる接合条件で摩擦攪拌接合を行ったものについては、図２６に示すように、トランザスを超える最高到達温度となる接合条件であっても、冷却速度が１００℃／ｓ以上に高いものは、ラメラ組織の大きさが小さくなっていることが判る。図２７に示すように、これらの試料について、硬度試験を行うと、冷却速度が１００℃／ｓ以上に高いものは、より高い硬度を示し、その硬度は母材よりも向上していることが判る。

（実験例２）
以下、純Ｔｉを接合条件を変えつつ、図１に示した摩擦攪拌接合により接合した。試料として、純Ｔｉの試料は厚さ２ｍｍの物を用いた。使用した回転ツール５は、材質はＷＣ合金からなり、ショルダー径は１５ｍｍ、プローブ６の径は６ｍｍ、プローブ６の長さは１．８ｍｍの物を用いた。シールドガスとしてはＡｒガスを使用した。接合条件として、回転ツール５の回転速度を３００ｒｐｍとし、接合速度を７５ｍｍ／ｍｉｎとした場合は、接合中の接合部３の温度は、図２８に示すようになり、最高到達温度がβトランザス以下の温度となる。

図２９に示すように、接合条件として、回転ツール５の回転速度及び接合速度が、３００ｒｐｍ−５０ｍｍ／ｍｉｎ、３００ｒｐｍ−７５ｍｍ／ｍｉｎ、３５０ｒｐｍ−５０ｍｍ／ｍｉｎ及び３５０ｍｍ−７５ｍｍ／ｍｉｎの場合は、いずれも最高到達温度がβトランザス以下となり、良好な接合が得られていることが判る。また、図３０（ｃ）に示す純Ｔｉ母材のＳＥＭにより観測された金属組織にくらべて、図３０（ａ）に示す回転ツール５の回転速度及び接合速度が、３００ｒｐｍ−５０ｍｍ／ｍｉｎの場合の金属組織や、図３０（ｂ）に示す３５０ｒｐｍ−５０ｍｍ／ｍｉｎの場合の金属組織は、α相からβ相へ変態せず、結晶粒が母材よりも小さくなっていることが判る。

（実験例３）
以下、Ｔｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金について、接合条件を変えつつ、図１に示した摩擦攪拌接合により接合した。試料として、純Ｔｉの試料は厚さ２ｍｍの物を用いた。使用した回転ツール５は、材質はＷＣ合金からなり、ショルダー径は１５ｍｍ、プローブ６の径は６ｍｍ、プローブ６の長さは１．８ｍｍの物を用いた。シールドガスとしてはＡｒガスを使用した。

図３１に示すように、回転ツール５の回転速度及び接合速度が、３００ｒｐｍ−２５ｍｍ／ｍｉｎ、４００ｒｐｍ−５０ｍｍ／ｍｉｎ及び４００ｒｐｍ−１００ｍｍ／ｍｉｎの場合は、最高到達温度がＴｉ‐６Ａｌ‐４Ｖ合金のβトランザス以下となっていると考えられる。しかしながら、図３２（ｂ）（ｅ）に示す４００ｒｐｍ−１００ｍｍ／ｍｉｎの金属組織や、図３２（ｃ）（ｆ）に示す４００ｒｐｍ−５０ｍｍ／ｍｉｎの場合の金属組織には、図３２（ａ）に示す母材や、図３２（ｄ）に示す４００ｒｐｍ−２５ｍｍ／ｍｉｎに比べて、β粒内にラメラ状のα相が生成していることが判る。これは、摩擦攪拌接合による歪みが導入されたことにより、実質的なβトランザスが低下して、１００％β相へ変態が生じたためと考えられる。

しかしながら、図３１に示すように、４００ｒｐｍ−５０ｍｍ／ｍｉｎの冷却速度が２０℃／ｓであるのに比べて、４００ｒｐｍ−１００ｍｍ／ｍｉｎの場合は冷却速度が４０℃／ｓと速くなっている。そのため、図３２（ｂ）（ｅ）に示す４００ｒｐｍ−１００ｍｍ／ｍｉｎの金属組織では、図３２（ｃ）（ｆ）に示す４００ｒｐｍ−５０ｍｍ／ｍｉｎの金属組織に比べて、ラメラ組織が微細化していることが判る。

図３３に示すように、引張強度についても、実質的にβトランザスを超える最高到達温度で接合されたにも関わらず、冷却速度が４０℃／ｓとなる４００ｒｐｍ−１００ｍｍ／ｍｉｎの場合は、引張強度が母材よりも著しく高くなっていることが判る。

１，２…Ｔｉ合金、３…接合部、５…回転ツール、６…プローブ、８…シールドカバー、２０…熱電対。

Claims (8)

1. Ｔｉ合金の加工部に棒状の回転ツールを挿入し、前記回転ツールを回転させて前記Ｔｉ合金を加工するＴｉ合金の加工方法であって、
   前記加工部の温度を、最密立方格子の構造を有するα相、及び前記α相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相のいずれから、１００％前記β相へ変態する温度であるβトランザスを通過して変化しないように、
   前記加工部の温度が前記βトランザス以下の温度になるように前記回転ツールの回転速度と移動速度とを制御しつつ前記Ｔｉ合金を加工する、Ｔｉ合金の加工方法。
2. Ｔｉ合金の加工後の加工部の冷却速度が４０℃／ｓ以上になるように前記回転ツールの回転速度と移動速度とを制御しつつ前記Ｔｉ合金を加工する、請求項１に記載のＴｉ合金の加工方法。
3. Ｔｉ合金の加工後の加工部の冷却速度が１００℃／ｓ以上になるように前記回転ツールの回転速度と移動速度とを制御しつつ前記Ｔｉ合金を加工する、請求項１又は２に記載のＴｉ合金の加工方法。
4. 最密立方格子の構造を有するα相、及び前記α相と体心立方格子の構造を有するβ相との２相が共存しているα＋β相のいずれから、１００％前記β相へ変態する温度であるβトランザスを上昇させるＡｌ以外の物質が少なくとも前記加工部に添加されたＴｉ合金を加工する、請求項１〜３のいずれか１項に記載のＴｉ合金の加工方法。
5. 前記βトランザスを上昇させる物質として、Ｈ、Ｈｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｂ、Ｃ、Ｎ及びＯから選択される少なくともいずれか１つの物質が少なくとも前記加工部に添加されたＴｉ合金を加工する、請求項４に記載のＴｉ合金の加工方法。
6. 前記加工部のＡｌ濃度を５．０重量％以下とし、かつ前記βトランザスを上昇させる物質として、下式（１）で示されるＡｌ当量［Ａｌ］ｅｑが４．０重量％以上となる物質が前記加工部に添加されたＴｉ合金を加工する、請求項４又は５に記載のＴｉ合金の加工方法。
   ［Ａｌ］ｅｑ＝［Ａｌ］＋（［Ｚｒ］／６）＋（［Ｓｎ］／３）＋１０［Ｏ］ （［］内は重量％） （１）
7. Ｖより拡散係数が大きい物質が少なくとも前記加工部に添加されたＴｉ合金を加工する、請求項１〜６のいずれか１項に記載のＴｉ合金の加工方法。
8. 前記加工部のＶ濃度を３．５重量％以下とし、且つ下式（２）で示されるＭｏ当量［Ｍｏ］ｅｑが５．０重量％以上となる物質が前記加工部に添加されたＴｉ合金を加工する、請求項７に記載のＴｉ合金の加工方法。
   ［Ｍｏ］ｅｑ＝［Ｍｏ］＋（［Ｔａ］／５）＋（［Ｎｂ］／３．６）＋（［Ｗ］／２．５）＋（［Ｖ］／１．５）＋１．２５［Ｃｒ］＋１．２５［Ｎｉ］＋１．７［Ｍｎ］＋１．７［Ｃｏ］＋２．５［Ｆｅ］ （［］内は重量％） （２）