JPH0635065B2 - チタン合金の接合方法 - Google Patents
チタン合金の接合方法Info
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- JPH0635065B2 JPH0635065B2 JP63277127A JP27712788A JPH0635065B2 JP H0635065 B2 JPH0635065 B2 JP H0635065B2 JP 63277127 A JP63277127 A JP 63277127A JP 27712788 A JP27712788 A JP 27712788A JP H0635065 B2 JPH0635065 B2 JP H0635065B2
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Description
【発明の目的】 （産業上の利用分野） この発明は、とくにβ安定化元素であるＶを多量に含有
するチタン合金同士を接合するのに利用されるチタン合
金の接合方法に関するものである。 （従来の技術） チタンにＶ，Ｍｏ等のβ安定化元素を固溶させると、β
→αの変態点が低下し、室温において比較的容易にβ相
を残留させることができる。一般的にこのβ相は準安定
相であって、時効処理を加えることにより相分解を起こ
し、α相を析出して硬化していく。 この種のβ型チタン合金としては種々のものがあるが、
なかでもβ安定化元素であるＶを多量に含有する１５％
Ｖ−３％Ａ−３％Ｃｒ−３％Ｓｎ系のチタン合金は、
比強度が大であるとともに冷間における加工性や熱処理
性に優れた合金であるため、近年、α安定化元素である
Ａをα−Ｔｉ中の室温での固溶限近くまで多量に含有
させた従来の６％Ａ−４％Ｖ系のチタン合金に代わっ
て、ロケットや航空機の素材として積極的に採用する試
みがなされるようになってきている。 そして、ロケットや航空機の素材として使用されるに際
し、ボルトや鋲などによる機械的な接合のほか、冶金的
な接合である溶接法が採用されることも多く、溶接法と
しては、レーザービーム溶接，電子ビーム溶接，プラズ
マアーク溶接あるいはＴＩＧ溶接などの高エネルギ密度
熱源を用いる方法があった。 （発明が解決しようとする課題） しかしながら、上記した１５％Ｖ−３％Ａ−３％Ｃｒ
−３％Ｓｎ系のβ型チタン合金同士の接合に際して高エ
ネルギ密度熱源を用いた溶接法を採用し、溶接後の時効
処理時における時効処理条件を母材部分に対応させて設
定した場合に、溶接部分の硬化速度が大きいものとなる
ことから、溶接部分の破壊靱性（ＫＩＣ）が劣ったもの
になりやすく、母材部分のＫＩＣ値に比べて溶接部分の
ＫＩＣ値がかなり低いものとなることがあり、継手とし
ての実用性に乏しいことがあるという課題を有してい
た。 （発明の目的） この発明は、上述した従来の課題を解決すべくなされた
もので、１５％Ｖ−３％Ａ−３％Ｃｒ−３％Ｓｎを主
成分とするチタン合金の延性および破壊靱性（ＫＩＣ）
は、強度と結晶粒度に大きく依存し、とくに結晶粒度が
粗大である場合に著しい脆化を生ずることに着目し、こ
の種のチタン合金の溶接部分における信頼性を向上させ
るためには、溶接部分の結晶粒の粗大化をおさえるこ
と、溶接部分の強度を母材部分の強度よりも低くおさえ
た階段状の硬度分布を与えること、などの方策が考えら
れることを考慮し、とくに後者の階段状の硬度分布を与
えることによって母材部分の強度を低下させることなく
溶接部分の靱性を向上させた接合継手を得ることが可能
であるチタン合金の接合方法を提供することを目的とし
ている。
するチタン合金同士を接合するのに利用されるチタン合
金の接合方法に関するものである。 （従来の技術） チタンにＶ，Ｍｏ等のβ安定化元素を固溶させると、β
→αの変態点が低下し、室温において比較的容易にβ相
を残留させることができる。一般的にこのβ相は準安定
相であって、時効処理を加えることにより相分解を起こ
し、α相を析出して硬化していく。 この種のβ型チタン合金としては種々のものがあるが、
なかでもβ安定化元素であるＶを多量に含有する１５％
Ｖ−３％Ａ−３％Ｃｒ−３％Ｓｎ系のチタン合金は、
比強度が大であるとともに冷間における加工性や熱処理
性に優れた合金であるため、近年、α安定化元素である
Ａをα−Ｔｉ中の室温での固溶限近くまで多量に含有
させた従来の６％Ａ−４％Ｖ系のチタン合金に代わっ
て、ロケットや航空機の素材として積極的に採用する試
みがなされるようになってきている。 そして、ロケットや航空機の素材として使用されるに際
し、ボルトや鋲などによる機械的な接合のほか、冶金的
な接合である溶接法が採用されることも多く、溶接法と
しては、レーザービーム溶接，電子ビーム溶接，プラズ
マアーク溶接あるいはＴＩＧ溶接などの高エネルギ密度
熱源を用いる方法があった。 （発明が解決しようとする課題） しかしながら、上記した１５％Ｖ−３％Ａ−３％Ｃｒ
−３％Ｓｎ系のβ型チタン合金同士の接合に際して高エ
ネルギ密度熱源を用いた溶接法を採用し、溶接後の時効
処理時における時効処理条件を母材部分に対応させて設
定した場合に、溶接部分の硬化速度が大きいものとなる
ことから、溶接部分の破壊靱性（ＫＩＣ）が劣ったもの
になりやすく、母材部分のＫＩＣ値に比べて溶接部分の
ＫＩＣ値がかなり低いものとなることがあり、継手とし
ての実用性に乏しいことがあるという課題を有してい
た。 （発明の目的） この発明は、上述した従来の課題を解決すべくなされた
もので、１５％Ｖ−３％Ａ−３％Ｃｒ−３％Ｓｎを主
成分とするチタン合金の延性および破壊靱性（ＫＩＣ）
は、強度と結晶粒度に大きく依存し、とくに結晶粒度が
粗大である場合に著しい脆化を生ずることに着目し、こ
の種のチタン合金の溶接部分における信頼性を向上させ
るためには、溶接部分の結晶粒の粗大化をおさえるこ
と、溶接部分の強度を母材部分の強度よりも低くおさえ
た階段状の硬度分布を与えること、などの方策が考えら
れることを考慮し、とくに後者の階段状の硬度分布を与
えることによって母材部分の強度を低下させることなく
溶接部分の靱性を向上させた接合継手を得ることが可能
であるチタン合金の接合方法を提供することを目的とし
ている。
（課題を解決するための手段） この発明に係るチタン合金の接合方法は、重量％で、
Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ：２．５〜３．５％、
Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％を基
本成分として含有し、その他必要に応じてＯ：０．１８
％以下、Ｆｅ：０．２５％以下を含有し、同じく必要に
応じてＮ：０．０３％以下、Ｈ：０．０１５％以下、
Ｃ：０．０３％以下に規制し、同じく必要に応じて上記
以外の不純物成分の各々の上限を０．１０％に規制し、
すべての不純物の合計量を０．３０％以下に規制したチ
タン合金同士を接合するに際し、前記チタン合金に予備
時効処理を施したのち各々の接合部で接触させ、接触部
分に高エネルギ密度熱源を付与して溶融接合したあと少
なくとも溶接部分もしくは母材部分と溶接部分の両方に
第２回目の時効処理を施すようにして、母材部分の強度
は予備時効処理によって確保すると共に溶接部分の靱性
は溶接後の第２回目の時効処理によって確保するように
したことを特徴としており、このようなチタン合金の接
合方法の構成を上述した従来の課題を解決するための手
段としている。 この発明が適用されるチタン合金は、上述したように、
Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ：２．５〜３．５％、
Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％を基
本成分として含有するものである。この場合、Ｖはチタ
ンに対しβ安定化元素として作用してチタン合金のβ組
織が室温において安定して残留し、加工性の優れたチタ
ン合金が得られるようにするのに有効な元素であるが、
１４．０％未満ではこのような効果を十分に得ることが
できず、１６．０％を超えるとα相の析出速度の低下を
招き、高密度化および強度低下を引き起こすことになる
ので好ましくない。また、Ａはチタンに対してα安定
化元素として作用するが、β型チタン合金においては強
度の増大ならびにクリープ特性の向上に寄与する元素で
あって、そのような効果を十分に得るためには２．５〜
３．５％の範囲とするのが好ましい。さらに、Ｃｒはチ
タンに対しβ安定化元素として作用し、チタン合金の強
度および靱性を向上させるのに有効な元素であって、そ
のような効果を十分得るためには２．５〜３．５％の範
囲とするのが好ましい。さらにまた、Ｓｎはチタンのα
安定化およびβ安定化にとって中立的な作用を有し、チ
タン合金の耐熱性を向上させるのに有効な元素であっ
て、そのような効果を十分得るためには２．５〜３．５
％の範囲とするのが好ましい。 また、Ｏはチタンに対してα安定化元素として作用する
が、β型チタン合金においてはその強度の向上に寄与す
るので、強度コントロールのために必要に応じて適量含
有させるのもよいが、０．１８％を超えると靱性の低下
をもたらすので好ましくなく、Ｆｅも強度の向上に寄与
するので、強度コントロールのために必要に応じて適量
含有させるのもよいが、０．２５％を超えると靱性の低
下をもたらすこととなるので好ましくない。 さらに、不純物元素において、Ｎが多いと母材部分の靱
性が低下するので０．０３％以下に抑制することが望ま
しく、Ｈが多いときにも母材部分の靱性の低下をもたら
すこととなるので０．０１５％以下に抑制することが望
ましく、Ｃが多いときにも母材部分の靱性を低下させる
こととなるので０．０３％以下に抑制することが望まし
い。 さらにまた、上記以外の不純物成分においても母材部分
の靱性を低下させることなく良好な機械的性質が得られ
るようにするために各々０．１０％以下に抑えることが
望ましく、同様の理由から不純物元素の合計量において
０．３０％以下に抑えることが望ましい。 そして、このような成分をもつチタン合金同士を接合す
るに際しては、まず、前記チタン合金に対する第１回目
の時効処理として予備時効処理を施す。この予備時効処
理は母材部分の強度を確保するために行うもので、例え
ば、７００〜８００°Ｋの範囲で行うのが望ましい。す
なわち、予備時効処理の温度が低すぎると、予備時効処
理に要する時間が長くなりすぎて実際的ではなく、反対
に予備時効処理の温度が高すぎると母材部分の強度が低
下するので好ましくない。 そして、各チタン合金に対し上記の予備時効処理を施し
たのち、各々の接合部で接触させた状態とし、この接触
部分に高エネルギ密度熱源を付与して溶融接合する。 この高エネルギ密度熱源を用いる溶接に際しては、電子
ビーム溶接（ＥＢＷ）法，レーザビーム溶接（ＬＢＷ）
法，ＴＩＧ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ｉｎｅｒｔ Ｇａｓ）
溶接法などを採用することができる。 そして、溶接後において、少なくとも溶接部分または母
材部分と溶接部分の両方に対して第２回目の時効処理を
施す。この時効処理は溶接部分の靱性を確保するために
行うもので、この場合に少なくとも溶接部分に施す時効
処理の温度Ｔｃは、チタン合金に施す第１回目の予備時
効処理の温度Ｔｐよりも高い（Ｔｃ＞Ｔｐの関係を有す
る）ものとすることがとくに望ましく、例えば、７００
〜９００°Ｋの範囲とすることが望ましい。すなわち、
第２回目の時効処理の温度が低すぎると、溶接部分の靱
性を向上させる効果が少なくなり、反対に時効処理の温
度が高すぎると母材部分の強度が低下してしまうので好
ましくない。そして、この溶接部分の靱性向上を考慮し
た第２回目の処理は、必らずしも１回のみの時効処理に
限定されないものである。 （発明の作用） この発明に係るチタン合金の接合方法においては、上記
の特定成分を有するβ型チタン合金同士を接合するに際
し、前記チタン合金に第１回目の予備時効処理を施した
のち各々の接合部で接触させ、接触部分に高エネルギ密
度熱源を付与して溶融接合したあと少なくとも溶接部分
もしくは母材部分および溶接部分の両方に対し第２回目
の時効処理を施すようにしており、第１回目の予備時効
処理においてはとくに母材部分の強度向上を考慮して予
備時効処理条件を設定し、溶接後の第２回目の時効処理
においてはとくに溶接部分の靱性向上を考慮して時効処
理条件を設定するようになすことによって、予備時効処
理後に母材部分の強度が向上したものになると共に、溶
接後の溶接部分はその後に行われる第２回目の時効処理
によって、靱性に優れたものとなり、母材部分の強度を
低下させることなく溶接部分の靱性が良好なものとなっ
ているチタン合金の継手部分が形成される。 （実施例） この実施例では、第１表に示す組成をもつ板厚１０mmの
チタン合金同士を接合した。 接合にあたっては、まず、第１表に示した成分のチタン
合金に対して、１０７３°Ｋで１．８Ｋｓの溶体化処理
を施し、一部については本発明に従って溶体化処理後に
５７３°Ｋ，６７３°Ｋおよび７５３°Ｋの予備時効処
理を施した。 次いで、溶体化処理を施したチタン合金同士を各々接合
部で突き合わせて接触させ、また各温度で予備時効処理
を施したチタン合金同士を各々接合部で突き合わせて接
触させ、一部に対しては第２表に示す条件により各接触
部分でＴＩＧ溶接を行い、他の一部に対しては第３表に
示す条件により各接触部分で電子ビーム溶接を行った。 次に、第２表および第３表に示した条件でＴＩＧ溶接お
よび電子ビーム溶接を行ったのち、７７３°Ｋおよび８
２３°Ｋで第２回目の時効処理を行った。そして、溶融
部分の中心から母材部分に沿って、時効による硬さ分布
の変化と、機械的性質すなわち強度，延性および破壊靱
性（ＫＩＣ）を求めた。 これらのうち時効による硬さ分布はマイクロビッカース
（荷重５００ｇ）により測定し、機械的性質については
引張試験片（ＡＳＴＭ Ｅ８ φ６．２５mm）と破壊靱
性試験片（ＡＳＴＭ Ｅ３９９ ＣＴ ＴＹＰＥ）をそ
れぞれ作製して測定した。この場合、いずれも引張方向
は溶接線に対して直交する方向とし、母材部分は圧延方
向とした。 第１図は１０７３°Ｋ×１．８ｋｓの溶体化処理を施し
た溶体化処理材と、前記溶体化処理後に７５３°Ｋ×５
７．６ｋｓの予備時効処理を施した予備時効処理材とに
ついて、それぞれ溶接条件Ｌによる電子ビーム溶接を行
った後の溶接のままの硬さ分布を調べた結果を例示する
ものである。 第１図に示すように、溶体化処理材の溶接のままの状態
（第１図の○印）では硬さに変化はなく、ほぼ平坦な分
布になっている。これに対して、７５３°Ｋでの予備時
効処理材では、母材部分が予備時効処理によってビッカ
ース硬さＨｖ４２０程度となっており、母材部分の強度
が高いものになっているとともに、溶接によって溶融部
から熱影響部にかけて再溶体化により軟化した領域が生
じていることが明らかである。 第２図は溶体化処理材に第３表の条件Ｌにより電子ビー
ム溶接を行った予備時効処理なしの接合合金（第２図の
○，●印）と、溶体化処理材に７５３°Ｋの予備時効処
理を施したあと第３表の条件Ｌにより電子ビーム溶接を
行った予備時効処理ありの接合合金（第２図の□，■
印）とに対して、８２３°Ｋで７．２ｋｓおよび同じく
８２３°Ｋで３６ｋｓの第２回目の時効処理を施したあ
との硬さ分布を調べた結果を例示するものである。 第２図に示すように、熱影響部に相当する溶融中心部か
ら約７〜１２mmのところでの硬化が最も速く、次いで溶
融部，母材部分の順になっていることが明らかであり、
時効処理によって硬さがほぼ飽和する３６ｋｓの時効処
理では、予備時効処理を施さなかった場合（第２図の●
印）に比較的平坦な硬さ分布になっているが、この発明
に従って７５３°Ｋで予備時効処理を施した場合（第２
図の■印）には予備時効された母材部分の硬さは若干低
下しているものの溶接部分のほうが母材部分に比べて低
い硬さ分布となっており、階段状の硬さ分布が実現され
ていることが明らかである。 次に、溶接後に７７３°Ｋで第２回目の時効処理を施し
たあとの硬さ分布の測定を行った結果を第３図に例示す
る。 第３図に示すように、熱影響部の硬化が速いこと、およ
び時効処理開始後３６ｋｓで硬化がほぼ飽和することは
第２図に示した場合とほぼ同じであるが、飽和後の硬さ
分布は第２図の場合と異なってほぼ平坦である。 第４図は１０７３°Ｋで１．８ｋｓの溶体化処理を行っ
たのち、７５３°Ｋで５７．６ｋｓの予備時効処理を行
った前記チタン合金に第３表に示した条件Ｎおよび条件
Ｌで電子ビーム溶接を行い、その後第２回目の時効処理
の温度を変数としたときの母材部分および溶接部分の強
度および靱性を調べた結果を例示している。この場合、
第２回目の時効処理時間は、硬化が飽和する３６ｋｓと
している。 第４図より明らかなように、７７３°Ｋの時効処理では
溶接部（第４図の○，●印）と母材（第４図の□印）と
の強度差は小さい。また、破壊靱性（ＫＩＣ）も低い。 これに対して８２３°Ｋの時効処理では、時効処理温度
の上昇に伴う母材強度の低下は溶接部分に比べて小さ
く、母材部分と溶接部分とにおける強度差は約１７０Ｍ
Ｐａである。さらに、溶接部分のＫＩＣはほぼ母材部分
のＫＩＣに近い値（約５０〜７０ＭＰａ・ｍ１／２）と
なっている。 そして、母材部分の強度および溶接部分の強度は時効処
理温度の上昇とともに低下していくのに対して、溶接部
分の破壊靱性は強度と反対の傾向を示しており、とくに
８００°Ｋ付近を境にして時効処理温度の上昇とともに
破壊靱性値は急激に上昇している。このようなことか
ら、母材部分の強度と溶接部分の靱性とを同時に良好な
ものとするためには、溶体化処理→溶接→時効処理の工
程を経るよりも、溶体化処理→予備時効処理→溶接→時
効処理の工程を経るようにしてそれぞれの時効処理条件
を設定することがより望ましく、したがって、この発明
によれば、母材部分の強度を損なうことなく溶接部分の
靱性を向上させたチタン合金の溶接継手を得ることが可
能であることが確かめられた。 なお、溶体化処理後に予備時効処理を施したチタン合金
に対して、第２表に示したＴＩＧ溶接条件により溶接を
行い、溶接後に第２回目の時効処理を施した場合にも、
上述した電子ビーム溶接により溶接した場合と同様の優
れた結果が得られ、第１回目の予備時効処理においては
とくに母材部分の強度向上を考慮して予備時効処理条件
を設定し、ＴＩＧ溶接後の第２回目の時効処理において
はとくに溶接部分の靱性向上を考慮して時効処理条件を
設定することによって、母材部分の強度を低下させるこ
となく溶接部分の靱性が良好なものとなっているチタン
合金溶接継手を得ることができた。 さらに、予備時効処理の温度を５７３°Ｋ，６７３°Ｋ
とした場合には、溶接後の時効処理を７７３°Ｋ，８２
３°Ｋとする高温時効硬化に対してはとくに顕著な効果
を示さなかった。
Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ：２．５〜３．５％、
Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％を基
本成分として含有し、その他必要に応じてＯ：０．１８
％以下、Ｆｅ：０．２５％以下を含有し、同じく必要に
応じてＮ：０．０３％以下、Ｈ：０．０１５％以下、
Ｃ：０．０３％以下に規制し、同じく必要に応じて上記
以外の不純物成分の各々の上限を０．１０％に規制し、
すべての不純物の合計量を０．３０％以下に規制したチ
タン合金同士を接合するに際し、前記チタン合金に予備
時効処理を施したのち各々の接合部で接触させ、接触部
分に高エネルギ密度熱源を付与して溶融接合したあと少
なくとも溶接部分もしくは母材部分と溶接部分の両方に
第２回目の時効処理を施すようにして、母材部分の強度
は予備時効処理によって確保すると共に溶接部分の靱性
は溶接後の第２回目の時効処理によって確保するように
したことを特徴としており、このようなチタン合金の接
合方法の構成を上述した従来の課題を解決するための手
段としている。 この発明が適用されるチタン合金は、上述したように、
Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ：２．５〜３．５％、
Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％を基
本成分として含有するものである。この場合、Ｖはチタ
ンに対しβ安定化元素として作用してチタン合金のβ組
織が室温において安定して残留し、加工性の優れたチタ
ン合金が得られるようにするのに有効な元素であるが、
１４．０％未満ではこのような効果を十分に得ることが
できず、１６．０％を超えるとα相の析出速度の低下を
招き、高密度化および強度低下を引き起こすことになる
ので好ましくない。また、Ａはチタンに対してα安定
化元素として作用するが、β型チタン合金においては強
度の増大ならびにクリープ特性の向上に寄与する元素で
あって、そのような効果を十分に得るためには２．５〜
３．５％の範囲とするのが好ましい。さらに、Ｃｒはチ
タンに対しβ安定化元素として作用し、チタン合金の強
度および靱性を向上させるのに有効な元素であって、そ
のような効果を十分得るためには２．５〜３．５％の範
囲とするのが好ましい。さらにまた、Ｓｎはチタンのα
安定化およびβ安定化にとって中立的な作用を有し、チ
タン合金の耐熱性を向上させるのに有効な元素であっ
て、そのような効果を十分得るためには２．５〜３．５
％の範囲とするのが好ましい。 また、Ｏはチタンに対してα安定化元素として作用する
が、β型チタン合金においてはその強度の向上に寄与す
るので、強度コントロールのために必要に応じて適量含
有させるのもよいが、０．１８％を超えると靱性の低下
をもたらすので好ましくなく、Ｆｅも強度の向上に寄与
するので、強度コントロールのために必要に応じて適量
含有させるのもよいが、０．２５％を超えると靱性の低
下をもたらすこととなるので好ましくない。 さらに、不純物元素において、Ｎが多いと母材部分の靱
性が低下するので０．０３％以下に抑制することが望ま
しく、Ｈが多いときにも母材部分の靱性の低下をもたら
すこととなるので０．０１５％以下に抑制することが望
ましく、Ｃが多いときにも母材部分の靱性を低下させる
こととなるので０．０３％以下に抑制することが望まし
い。 さらにまた、上記以外の不純物成分においても母材部分
の靱性を低下させることなく良好な機械的性質が得られ
るようにするために各々０．１０％以下に抑えることが
望ましく、同様の理由から不純物元素の合計量において
０．３０％以下に抑えることが望ましい。 そして、このような成分をもつチタン合金同士を接合す
るに際しては、まず、前記チタン合金に対する第１回目
の時効処理として予備時効処理を施す。この予備時効処
理は母材部分の強度を確保するために行うもので、例え
ば、７００〜８００°Ｋの範囲で行うのが望ましい。す
なわち、予備時効処理の温度が低すぎると、予備時効処
理に要する時間が長くなりすぎて実際的ではなく、反対
に予備時効処理の温度が高すぎると母材部分の強度が低
下するので好ましくない。 そして、各チタン合金に対し上記の予備時効処理を施し
たのち、各々の接合部で接触させた状態とし、この接触
部分に高エネルギ密度熱源を付与して溶融接合する。 この高エネルギ密度熱源を用いる溶接に際しては、電子
ビーム溶接（ＥＢＷ）法，レーザビーム溶接（ＬＢＷ）
法，ＴＩＧ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ｉｎｅｒｔ Ｇａｓ）
溶接法などを採用することができる。 そして、溶接後において、少なくとも溶接部分または母
材部分と溶接部分の両方に対して第２回目の時効処理を
施す。この時効処理は溶接部分の靱性を確保するために
行うもので、この場合に少なくとも溶接部分に施す時効
処理の温度Ｔｃは、チタン合金に施す第１回目の予備時
効処理の温度Ｔｐよりも高い（Ｔｃ＞Ｔｐの関係を有す
る）ものとすることがとくに望ましく、例えば、７００
〜９００°Ｋの範囲とすることが望ましい。すなわち、
第２回目の時効処理の温度が低すぎると、溶接部分の靱
性を向上させる効果が少なくなり、反対に時効処理の温
度が高すぎると母材部分の強度が低下してしまうので好
ましくない。そして、この溶接部分の靱性向上を考慮し
た第２回目の処理は、必らずしも１回のみの時効処理に
限定されないものである。 （発明の作用） この発明に係るチタン合金の接合方法においては、上記
の特定成分を有するβ型チタン合金同士を接合するに際
し、前記チタン合金に第１回目の予備時効処理を施した
のち各々の接合部で接触させ、接触部分に高エネルギ密
度熱源を付与して溶融接合したあと少なくとも溶接部分
もしくは母材部分および溶接部分の両方に対し第２回目
の時効処理を施すようにしており、第１回目の予備時効
処理においてはとくに母材部分の強度向上を考慮して予
備時効処理条件を設定し、溶接後の第２回目の時効処理
においてはとくに溶接部分の靱性向上を考慮して時効処
理条件を設定するようになすことによって、予備時効処
理後に母材部分の強度が向上したものになると共に、溶
接後の溶接部分はその後に行われる第２回目の時効処理
によって、靱性に優れたものとなり、母材部分の強度を
低下させることなく溶接部分の靱性が良好なものとなっ
ているチタン合金の継手部分が形成される。 （実施例） この実施例では、第１表に示す組成をもつ板厚１０mmの
チタン合金同士を接合した。 接合にあたっては、まず、第１表に示した成分のチタン
合金に対して、１０７３°Ｋで１．８Ｋｓの溶体化処理
を施し、一部については本発明に従って溶体化処理後に
５７３°Ｋ，６７３°Ｋおよび７５３°Ｋの予備時効処
理を施した。 次いで、溶体化処理を施したチタン合金同士を各々接合
部で突き合わせて接触させ、また各温度で予備時効処理
を施したチタン合金同士を各々接合部で突き合わせて接
触させ、一部に対しては第２表に示す条件により各接触
部分でＴＩＧ溶接を行い、他の一部に対しては第３表に
示す条件により各接触部分で電子ビーム溶接を行った。 次に、第２表および第３表に示した条件でＴＩＧ溶接お
よび電子ビーム溶接を行ったのち、７７３°Ｋおよび８
２３°Ｋで第２回目の時効処理を行った。そして、溶融
部分の中心から母材部分に沿って、時効による硬さ分布
の変化と、機械的性質すなわち強度，延性および破壊靱
性（ＫＩＣ）を求めた。 これらのうち時効による硬さ分布はマイクロビッカース
（荷重５００ｇ）により測定し、機械的性質については
引張試験片（ＡＳＴＭ Ｅ８ φ６．２５mm）と破壊靱
性試験片（ＡＳＴＭ Ｅ３９９ ＣＴ ＴＹＰＥ）をそ
れぞれ作製して測定した。この場合、いずれも引張方向
は溶接線に対して直交する方向とし、母材部分は圧延方
向とした。 第１図は１０７３°Ｋ×１．８ｋｓの溶体化処理を施し
た溶体化処理材と、前記溶体化処理後に７５３°Ｋ×５
７．６ｋｓの予備時効処理を施した予備時効処理材とに
ついて、それぞれ溶接条件Ｌによる電子ビーム溶接を行
った後の溶接のままの硬さ分布を調べた結果を例示する
ものである。 第１図に示すように、溶体化処理材の溶接のままの状態
（第１図の○印）では硬さに変化はなく、ほぼ平坦な分
布になっている。これに対して、７５３°Ｋでの予備時
効処理材では、母材部分が予備時効処理によってビッカ
ース硬さＨｖ４２０程度となっており、母材部分の強度
が高いものになっているとともに、溶接によって溶融部
から熱影響部にかけて再溶体化により軟化した領域が生
じていることが明らかである。 第２図は溶体化処理材に第３表の条件Ｌにより電子ビー
ム溶接を行った予備時効処理なしの接合合金（第２図の
○，●印）と、溶体化処理材に７５３°Ｋの予備時効処
理を施したあと第３表の条件Ｌにより電子ビーム溶接を
行った予備時効処理ありの接合合金（第２図の□，■
印）とに対して、８２３°Ｋで７．２ｋｓおよび同じく
８２３°Ｋで３６ｋｓの第２回目の時効処理を施したあ
との硬さ分布を調べた結果を例示するものである。 第２図に示すように、熱影響部に相当する溶融中心部か
ら約７〜１２mmのところでの硬化が最も速く、次いで溶
融部，母材部分の順になっていることが明らかであり、
時効処理によって硬さがほぼ飽和する３６ｋｓの時効処
理では、予備時効処理を施さなかった場合（第２図の●
印）に比較的平坦な硬さ分布になっているが、この発明
に従って７５３°Ｋで予備時効処理を施した場合（第２
図の■印）には予備時効された母材部分の硬さは若干低
下しているものの溶接部分のほうが母材部分に比べて低
い硬さ分布となっており、階段状の硬さ分布が実現され
ていることが明らかである。 次に、溶接後に７７３°Ｋで第２回目の時効処理を施し
たあとの硬さ分布の測定を行った結果を第３図に例示す
る。 第３図に示すように、熱影響部の硬化が速いこと、およ
び時効処理開始後３６ｋｓで硬化がほぼ飽和することは
第２図に示した場合とほぼ同じであるが、飽和後の硬さ
分布は第２図の場合と異なってほぼ平坦である。 第４図は１０７３°Ｋで１．８ｋｓの溶体化処理を行っ
たのち、７５３°Ｋで５７．６ｋｓの予備時効処理を行
った前記チタン合金に第３表に示した条件Ｎおよび条件
Ｌで電子ビーム溶接を行い、その後第２回目の時効処理
の温度を変数としたときの母材部分および溶接部分の強
度および靱性を調べた結果を例示している。この場合、
第２回目の時効処理時間は、硬化が飽和する３６ｋｓと
している。 第４図より明らかなように、７７３°Ｋの時効処理では
溶接部（第４図の○，●印）と母材（第４図の□印）と
の強度差は小さい。また、破壊靱性（ＫＩＣ）も低い。 これに対して８２３°Ｋの時効処理では、時効処理温度
の上昇に伴う母材強度の低下は溶接部分に比べて小さ
く、母材部分と溶接部分とにおける強度差は約１７０Ｍ
Ｐａである。さらに、溶接部分のＫＩＣはほぼ母材部分
のＫＩＣに近い値（約５０〜７０ＭＰａ・ｍ１／２）と
なっている。 そして、母材部分の強度および溶接部分の強度は時効処
理温度の上昇とともに低下していくのに対して、溶接部
分の破壊靱性は強度と反対の傾向を示しており、とくに
８００°Ｋ付近を境にして時効処理温度の上昇とともに
破壊靱性値は急激に上昇している。このようなことか
ら、母材部分の強度と溶接部分の靱性とを同時に良好な
ものとするためには、溶体化処理→溶接→時効処理の工
程を経るよりも、溶体化処理→予備時効処理→溶接→時
効処理の工程を経るようにしてそれぞれの時効処理条件
を設定することがより望ましく、したがって、この発明
によれば、母材部分の強度を損なうことなく溶接部分の
靱性を向上させたチタン合金の溶接継手を得ることが可
能であることが確かめられた。 なお、溶体化処理後に予備時効処理を施したチタン合金
に対して、第２表に示したＴＩＧ溶接条件により溶接を
行い、溶接後に第２回目の時効処理を施した場合にも、
上述した電子ビーム溶接により溶接した場合と同様の優
れた結果が得られ、第１回目の予備時効処理においては
とくに母材部分の強度向上を考慮して予備時効処理条件
を設定し、ＴＩＧ溶接後の第２回目の時効処理において
はとくに溶接部分の靱性向上を考慮して時効処理条件を
設定することによって、母材部分の強度を低下させるこ
となく溶接部分の靱性が良好なものとなっているチタン
合金溶接継手を得ることができた。 さらに、予備時効処理の温度を５７３°Ｋ，６７３°Ｋ
とした場合には、溶接後の時効処理を７７３°Ｋ，８２
３°Ｋとする高温時効硬化に対してはとくに顕著な効果
を示さなかった。
この発明に係るチタン合金の接合方法では、重量％で、
Ｖ：１４．０％〜１６．０％、Ａ：２．５〜３．５
％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％
を基本成分として含有するチタン合金同士を接合するに
際し、前記チタン合金に予備時効処理を施したのち各々
の接合部で接触させ、接触部分に高エネルギ密度熱源を
付与して溶融接合したあと少なくとも溶接部分に時効処
理を施す構成としたから、溶接に先立つ予備時効処理に
よって母材部分の強度が確保されるとともに、溶接後の
時効処理によって溶接部分の靱性が確保されたものとな
り、母材部分の強度を低下させることなく溶接部分の靱
性を向上させた接合継手を得ることが可能であることか
ら、比強度，耐食性ならびに冷間加工性等に優れた１５
％Ｖ−３％Ａ−３％Ｃｒ−３％Ｓｎのβ型チタン合金
の適用範囲をさらに拡大することができるようになると
いう著しく優れた効果がもたらされる。
Ｖ：１４．０％〜１６．０％、Ａ：２．５〜３．５
％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓｎ：２．５〜３．５％
を基本成分として含有するチタン合金同士を接合するに
際し、前記チタン合金に予備時効処理を施したのち各々
の接合部で接触させ、接触部分に高エネルギ密度熱源を
付与して溶融接合したあと少なくとも溶接部分に時効処
理を施す構成としたから、溶接に先立つ予備時効処理に
よって母材部分の強度が確保されるとともに、溶接後の
時効処理によって溶接部分の靱性が確保されたものとな
り、母材部分の強度を低下させることなく溶接部分の靱
性を向上させた接合継手を得ることが可能であることか
ら、比強度，耐食性ならびに冷間加工性等に優れた１５
％Ｖ−３％Ａ−３％Ｃｒ−３％Ｓｎのβ型チタン合金
の適用範囲をさらに拡大することができるようになると
いう著しく優れた効果がもたらされる。
第１図は１０７３°Ｋ×１．８ｋｓの溶体化処理を施し
た溶体化処理材と、前記溶体化処理後に７５３°Ｋ×５
７．６ｋｓの予備時効処理を施した予備時効処理材とに
ついて、それぞれ溶接後の溶接のままの硬さ分布を調べ
た結果を例示するグラフ、第２図は予備時効処理なしの
接合合金と、予備時効処理ありの接合合金とに対して、
８２３°Ｋで７．２ｋｓおよび同じく８２３°Ｋで３６
ｋｓの時効処理を施したあとの硬さ分布を調べた結果を
例示するグラフ、第３図は溶接後に７７３°Ｋで時効処
理を行った場合の硬さ分布の測定結果を例示するグラ
フ、第４図は第２回目の時効処理の温度を変数としたと
きの母材部分および溶接部分の強度および靱性を調べた
結果を例示するグラフである。
た溶体化処理材と、前記溶体化処理後に７５３°Ｋ×５
７．６ｋｓの予備時効処理を施した予備時効処理材とに
ついて、それぞれ溶接後の溶接のままの硬さ分布を調べ
た結果を例示するグラフ、第２図は予備時効処理なしの
接合合金と、予備時効処理ありの接合合金とに対して、
８２３°Ｋで７．２ｋｓおよび同じく８２３°Ｋで３６
ｋｓの時効処理を施したあとの硬さ分布を調べた結果を
例示するグラフ、第３図は溶接後に７７３°Ｋで時効処
理を行った場合の硬さ分布の測定結果を例示するグラ
フ、第４図は第２回目の時効処理の温度を変数としたと
きの母材部分および溶接部分の強度および靱性を調べた
結果を例示するグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 堀内 良 神奈川県相模原市由野台３丁目１番１号 文部省宇宙科学研究所内 (72)発明者 白砂 洋志夫 東京都千代田区紀尾井町７番１号 上智大 学内 (72)発明者 野末 章 東京都千代田区紀尾井町７番１号 上智大 学内 (72)発明者 大久保 忠恒 東京都千代田区紀尾井町７番１号 上智大 学内 (72)発明者 石本 誠二 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 佐藤 博 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｖ：１４．０〜１６．０％、Ａ
：２．５〜３．５％、Ｃｒ：２．５〜３．５％、Ｓ
ｎ：２．５〜３．５％を基本成分として含有するチタン
合金同士を接合するに際し、前記チタン合金に予備時効
処理を施したのち各々の接合部で接触させ、接触部分に
高エネルギ密度熱源を付与して溶融接合したあと少なく
とも溶接部分に時効処理を施すことを特徴とするチタン
合金の接合方法。 - 【請求項２】少なくとも溶接部分に施す時効処理の温度
は、チタン合金に施す予備時効処理の温度よりも高いも
のとすることを特徴とする特許請求の範囲第（１）項に
記載のチタン合金の接合方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63277127A JPH0635065B2 (ja) | 1988-11-01 | 1988-11-01 | チタン合金の接合方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63277127A JPH0635065B2 (ja) | 1988-11-01 | 1988-11-01 | チタン合金の接合方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02127980A JPH02127980A (ja) | 1990-05-16 |
| JPH0635065B2 true JPH0635065B2 (ja) | 1994-05-11 |
Family
ID=17579169
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63277127A Expired - Fee Related JPH0635065B2 (ja) | 1988-11-01 | 1988-11-01 | チタン合金の接合方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0635065B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3576899A4 (en) * | 2017-01-31 | 2021-02-24 | Nuburu, Inc. | BLUE LASER COPPER WELDING PROCESSES AND SYSTEMS |
-
1988
- 1988-11-01 JP JP63277127A patent/JPH0635065B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02127980A (ja) | 1990-05-16 |
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