JPH08134615A - 機械的性質の均衡性に優れた高力Ｔｉ合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 引張強度、疲労強度、クリープ強度、破壊靭
性値、疲労亀裂伝播特性および弾性係数等の機械的性質
が、いずれもＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等以上を示し
て該合金を凌駕する様な、機械的性質の均衡性に優れた
高力Ｔｉ合金を製造する為の有用な方法を提供する。 【構成】 Ａｌ：４．５〜５．５％，Ｓｎ：１．５〜
２．５％，Ｚｒ：３．５〜４．５％，Ｃｒ：２．５〜
３．５％，Ｍｏ：２．５〜３．５％を夫々含有し、残部
がＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ合金を、（β変
態点−３５℃）〜（β変態点未満）の温度範囲で保持し
た後冷却して溶体化処理を行ない、その後（β変態点−
２２０℃）〜（β変態点−１６０℃）の温度範囲で４〜
６時間保持するという時効処理を行なう。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、航空機用ジェットエン
ジンや航空機々体部品等に適用して航空機の軽量化・高
強度化を達成することのできる高力Ｔｉ合金を製造する
為の方法に関し、特に各種の機械的性質の均衡性に優
れ、従来のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を凌駕する高力Ｔｉ
合金の製造を可能にした方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】Ｔｉ合金は、比強度、靭性および耐熱性
等に優れた特性を有していることから、航空機用材料と
して重要な位置を占めており、その使用量も益々増加す
る傾向にある。特に航空機の軽量化への要求から、板材
等の非回転構造物に限らず、ジェットエンジンのファン
・ディスク等の回転構造物にも適用されている。こうし
たＴｉ合金は、航空機等の軽量化・高強度化を実現する
為に、夫々の使用目的に応じたＴｉ合金の種類と熱処理
が採用されている。

【０００３】ところでＴｉ合金は、大きく分けてα型、
α＋β型およびβ型の３種類が知られているが、３５０
℃以下の比較的低温の使用条件で最も多く使用されてい
るＴｉ合金は、α＋β型であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金
（以下、Ｔｉ−６−４合金と略記する）である（例え
ば、「チタン合金に於ける最近の進歩」、チタニウム協
会創立３０周年記念国際シンポジウム、1982年、第161
〜170 頁）。またこのようなＴｉ合金の高強度化を達成
するには、α＋β２相高温域の溶体化を含む溶体化時効
処理または溶体化過時効処理が行なわれるのが一般的で
ある。

【０００４】Ｔｉ−６−４合金が最も多く使用されてい
る理由は、この合金が引張強度、疲労強度（高サイクル
疲労強度、低サイクル疲労強度等）、破壊靭性値等の機
械的性質が共に優れ、換言すれば機械的性質の均衡性に
優れていると言われているからである。即ち、航空機用
の素材として設計上必要とされる機械的性質は、引張強
度、疲労強度、クリープ強度、破壊靭性値、疲労亀裂伝
播特性および弾性係数等様々であるが、上記Ｔｉ−６−
４合金は、要求される機械的特性を最も多く具備した合
金であると言われている。

【０００５】上記の様なＴｉ−６−４合金に対して、前
記α型Ｔｉ合金やβ型Ｔｉ合金について機械的性質の均
衡性という観点から考察すれば、いずれも航空機用の素
材として設計上必要とされる機械的性質を必ずしも具備
しているとは言えない。即ち、前記α型Ｔｉ合金はクリ
ープ強度に優れ、且つ弾性係数も高いという利点を有し
ているものの、強度的に不十分であり、且つ熱間鍛造性
が悪いという欠点がある。また前記β型Ｔｉ合金は、引
張強度や破壊靭性に優れているが、クリープ強度や弾性
係数が低いという欠点がある（前記「チタン合金に於け
る最近の進歩」）。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】上記の如く、航空機用
の素材としてはその機械的性質の均衡性から、Ｔｉ−６
−４合金が汎用されてきたのであるが、航空機等の軽量
化・高強度化に対する要求は益々高まっており、上記Ｔ
ｉ−６−４合金の機械的性質を凌駕する様なＴｉ合金の
実現が望まれているのが実情である。

【０００７】本発明はこうした技術的背景の下になされ
たものであって、その目的は、引張強度、疲労強度（高
サイクル疲労強度、低サイクル疲労強度等）、クリープ
強度、破壊靭性値、疲労亀裂伝播特性および弾性係数等
の機械的性質が、いずれも上記Ｔｉ−６−４合金よりも
同等以上を示して該合金を凌駕する様な、機械的性質の
均衡性に優れた高力Ｔｉ合金を製造する為の有用な方法
を提供することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成すること
のできた本発明方法とは、Ａｌ：４．５〜５．５％，Ｓ
ｎ：１．５〜２．５％，Ｚｒ：３．５〜４．５％，Ｃ
ｒ：２．５〜３．５％，Ｍｏ：２．５〜３．５％を夫々
含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ合
金を、（β変態点−３５℃）〜（β変態点未満）の温度
範囲で保持した後冷却して溶体化処理を行ない、その後
（β変態点−２２０℃）〜（β変態点−１６０℃）の温
度範囲で４〜６時間保持する時効処理を行なう点に要旨
を有する機械的性質の均衡性に優れた高力Ｔｉ合金の製
造方法である。尚この方法において、溶体化処理の際
に、上記温度範囲で保持する時間は２〜５時間程度が好
ましく、また冷却する手段は水冷または空冷のいずれも
採用できるが、水冷である方が好ましい。

【０００９】また本発明においては、前記の溶体化処理
を行なった後、（β変態点−１１５℃）〜（β変態点−
５５℃）の温度範囲で保持した後冷却して再度溶体化処
理を行ない、その後（β変態点−２２０℃）〜（β変態
点−１６０℃）の温度範囲で４〜６時間保持する前記時
効処理を行なう様にしても良く、これによって本発明の
効果をより一層向上させることができる。

【００１０】

【作用】本発明者は、航空機用の素材として要求される
機械的性質のうち、近年特に注目されている疲労亀裂伝
播特性を改善するという観点から、Ｔｉ合金成分組成に
ついて、かねてより検討を重ねてきた。その結果、少な
くとも疲労亀裂伝播特性に有利なＴｉ合金成分組成は、
上記した様な成分組成、即ちＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−４
Ｚｒ−３Ｃｒ−３Ｍｏの合金成分系であることを明らか
にし（以下、この成分系の合金をＴｉ−５−２−４−３
−３合金と略称する）、その技術的意義が認められたの
で、同一出願人によって先に出願している（特願平６−
２０５６４６号）。また上記Ｔｉ−５−２−４−３−３
合金は、上記疲労亀裂伝播特性が良好である他、０．２
％耐力が約１１５kgf/mm² の強度レベルが得られ、疲労
強度（高サイクル疲労強度、低サイクル疲労強度等）、
クリープ強度および破壊靭性値等の機械的特性について
も比較的良好な値が得られたのである。

【００１１】まず上記Ｔｉ合金が完成された経緯および
合金成分限定理由について説明する。本発明者は、Ｔｉ
合金の基本的な合金成分系として「Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｎ−
Ｚｒ−Ｃｒ−Ｍｏ」系を選び、疲労亀裂伝播特性を改善
するという観点から各合金元素（Ａｌ，Ｓｎ，Ｚｒ，Ｃ
ｒおよびＭｏ）の最適な範囲について種々検討を重ね
た。

【００１２】そして本発明者らは、Ｍｏ当量＝Ｍｏ
（％）＋１．６Ｃｒ（％）とし、Ｃｒが０〜４％で且つ
Ｍｏ当量が６〜１０％の範囲内のＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ
−４Ｚｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系合金（但し、０≦ｘ≦４，
２≦ｙ≦６）について、主に疲労亀裂伝播特性の観点か
ら最適なＣｒ，Ｍｏの範囲について検討した。具体的に
は、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ，Ｔｉ−６
Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ
−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２
Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ−３Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ
−４Ｚｒ−４Ｃｒ−２Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４
Ｚｒ−４Ｃｒ−４Ｍｏの各種合金系について比較検討し
た。

【００１３】疲労亀裂伝播特性を検討するに当たって
は、疲労強度（高サイクル疲労強度、低サイクル疲労強
度）、クリープ強度および破壊靭性値等の機械的特性に
与える影響についても加味して総合的に判断した。尚用
いたＴｉ合金のミクロ組織は等軸α組織とし、強度レベ
ルとしては０．２％耐力が約１１５kgf/mm² となる様
に、β変態点温度未満での２回の溶体化処理および時効
処理を施した。またＴｉ合金中の酸素含有量は、ほぼ
０．１重量％の一定とし、Ｎ，Ｃ等の不純物元素は低い
レベルに一定に保った。

【００１４】上記と同様にして、Ａｌ，ＳｎおよびＺｒ
についても検討した。このとき、Ａｌの効果について
は、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏと
Ｔｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏに
ついて比較検討し、ＳｎおよびＺｒの効果については、
Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏを基本系とし
て、Ｔｉ−６Ａｌ−１Ｓｎ−４Ｚｒ−６ＭｏとＴｉ−６
Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−６Ｍｏについて比較検討した。
尚Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ以外の比較材
として、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｃｒ−４Ｍ
ｏについても適宜使用した。

【００１５】そして上記の各合金元素の最適範囲の検討
の結果、前記の如く、各合金元素をＡｌ：４．５〜５．
５％，Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚｒ：３．５〜４．５
％，Ｃｒ：２．５〜３．５％，Ｍｏ：２．５〜３．５％
とすれば、疲労亀裂伝播特性の良好なＴｉ合金が実現で
きることを見出したのである。次に、各合金元素の範囲
限定理由について、更に詳細に説明する。

【００１６】Ａｌ：４．５〜５．５％ Ａｌはα相に固溶してα相を強化し、材料の強度を上げ
るのに有効な合金元素である。ところでＡｌは、Ｓｎと
Ｚｒとの関係で、下記（１）式を満足する必要があるこ
とが知られており（「Beta Titanium Alloys in the 8
0's」,A publication of the Metallurgical Society o
f AIME(1983),第239 〜255 頁）、この式を満足しない
ときは、α₂ 相（Ｔｉ₃ Ａｌ）という規則相を生じ、脆
化の原因になると言われている。 Ａｌ当量（％）＝Ａｌ（％）＋１／３Ｓｎ（％）＋１／
６Ｚｒ（％）＋１０×Ｏ₂ （％）＜９ …（１）

【００１７】上記（１）式におけるパラメーターのう
ち、ＳｎおよびＺｒについては、後述する様に平均的に
２％（１．５〜２．５％）および４％（３．５〜４．５
％）と夫々規定した。従って、上記（１）式からＡｌ
（％）は、＜６．６７（％）となる。

【００１８】上記の範囲内においてＡｌの含有量を下げ
ると、破壊靭性値および疲労亀裂伝播特性が良好になる
ことが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍ
ｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍ
ｏの比較によって明らかであった。しかしながら、Ａｌ
の含有量を下げると強度およびクリープ強度が下がるこ
とが、前記Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
Ｍｏの比較、およびＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３
Ｃｒ−３ＭｏとＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ
−３Ｍｏの比較によって明らかであった。またＡｌの含
有量を上げると、高サイクル疲労にとって不利であるこ
とが、前記Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
Ｍｏの比較によって明らかであった。以上の結果から、
特に疲労亀裂伝播特性を良好にしつつ他の機械的特性も
劣化させないＡｌ含有量の範囲としては、４．５〜５．
５％が最適であると判断できた。

【００１９】Ｓｎ：１．５〜２．５％およびＺｒ：３．
５〜４．５％ ＳｎおよびＺｒは、α相とβ相にほぼ均等に固溶し、合
金の強度を上げるのに有効な合金元素である。ＳｎやＺ
ｒの含有量を下げると、クリープ強度が大きく低下し且
つ強度も低下することが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚ
ｒ−６Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−１Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏお
よびＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−６Ｍｏの比較によ
って明らかであった。またＳｎやＺｒの含有量を下げて
も、破壊靭性や疲労亀裂伝播特性にはそれほど有利には
作用しないことが、上記と同様の比較によって明らかで
あった。

【００２０】以上の実験事実、従来のＴｉ合金Ｔｉ−６
Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６ＭｏにおけるＳｎやＺｒの含
有量、および前記（１）式を考慮し、ＳｎおよびＺｒの
含有量は平均的には夫々２％および４％必要であると判
断できた。こうしたことから、Ｓｎ：１．５〜２．５
％，Ｚｒ：３．５〜４．５％と規定した。

【００２１】Ｃｒ：２．５〜３．５％およびＭｏ：２．
５〜３．５％ ＣｒおよびＭｏは、β相に固溶し、β相を強化するのに
有効な合金元素である。本発明者らは、疲労亀裂伝播特
性および破壊靭性の観点から、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−
４Ｚｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系におけるＣｒおよびＭｏの最
適含有量について検討した。

【００２２】その結果、下記に示す様な知見が得られ
た。まず同じＭｏ当量であっても、Ｍｏの単独添加より
もＣｒとＭｏとの複合添加の方が、疲労亀裂伝播特性お
よび破壊靭性には有利であることが、Ｔｉ−６Ａｌ−２
Ｓｎ−４Ｃｒ−６ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ
−２Ｃｒ−３Ｍｏの比較によって明らかであった。また
同じＭｏ添加量であっても、Ｃｒを添加した方が疲労亀
裂伝播特性が良好である（即ち、疲労亀裂伝播速度が小
さい）ことが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ
とＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏの比
較によって明らかであった。更に、Ｃｒ添加量が同じで
あっても、Ｍｏ添加量が少ない方が疲労亀裂伝播特性お
よび破壊靭性には有利であることが、Ｔｉ−６Ａｌ−２
Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ
−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏの比較によって明らかであっ
た。一方Ｃｒ添加量が４％にもなると、疲労亀裂伝播特
性が急激に悪化し、且つ破壊靭性も大きく低下すること
が、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−４Ｃｒ−４Ｍｏと
Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−４Ｃｒ−２Ｍｏによっ
て明らかであった。

【００２３】以上のことから、少なくともＴｉ−６Ａｌ
−２Ｓｎ−４Ｚｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系については、Ｃｒ
添加量は４％未満（即ち、上記Ｘ＜４）とする必要があ
り、Ｃｒ添加量が４％以上になるとＣｒ化合物の析出す
る可能性があることが推定された。

【００２４】そこで本発明者は、Ｍｏの添加量を３％の
一定とし、Ｃｒ添加量を３％から２％と変えて検討した
ところ、Ｃｒの添加量が３％であるときの方が疲労亀裂
伝播特性に良好な結果をもたらすことが、Ｔｉ−６Ａｌ
−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ−３ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２
Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏの比較によって明らかに
なった。以上のことから、Ｃｒ添加量は３％が最適であ
ると判断できた。本発明ではその許容量も考慮してＣｒ
添加量を２．５〜３．５％とした。

【００２５】一方、Ｃｒ添加量を一定として、Ｍｏの添
加量を下げると疲労亀裂伝播特性や破壊靭性に有利であ
ることが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏ
の比較によって明らかになった。即ち、合金系にも依存
することは当然予想されるが、Ｍｏの添加量としては６
％よりも３％の方が疲労亀裂伝播特性や破壊靭性にとっ
て有利であることがわかった。このＭｏ添加量の範囲内
で既述の機械的性質が単調に変化するものと考えると、
Ｍｏ添加量は実験範囲内では３％以下であることが好ま
しい。ここで、Ｍｏ添加量を２％とし、最適Ｃｒ添加量
の３％を採用すると、Ｍｏ当量は６．８％となってＮｅ
ａｒβ型Ｔｉ合金（後述する）としてはβ安定化能が若
干低くなる。従って、Ｍｏ添加量は３％が妥当なところ
であると判断できた。またこのときのＭｏ当量は、７．
８％である。尚本発明に係る合金では、許容量も考慮し
てＭｏ添加量の範囲を２．５〜３．５％と規定した。

【００２６】本発明に係るＴｉ−５−２−４−３−３合
金は、α＋β型の中でもβ型に近いＮｅａｒβ型Ｔｉ合
金であり、前記Ｔｉ−６−４合金に比べて、よりβ型に
近いものである。β型に近いということは、熱処理硬化
性が高く、熱処理によって厚肉材であっても高強度化が
図れることを意味する。

【００２７】本発明に係るＴｉ−５−２−４−３−３合
金の高強度熱処理材は、他の従来合金を同一レベルの強
度に熱処理したものに比較して疲労強度等の機械的性質
が優れているものであるが、高強度の為に破壊靭性値は
若干低くなる。０．２％耐力が約１１５kgf/mm² の強度
レベルというのは、Ｔｉ−６−４合金で言えば、図１に
示される様に、１／２インチ（１２．７ｍｍ）以下の薄
肉材で、熱処理によって得られる最高の値に近いもので
ある。また図１から明らかな様に、Ｔｉ−６−４合金に
おいても、厚肉材になれば、強度が下がるのである。

【００２８】本発明に係るＴｉ−５−２−４−３−３合
金においても、時効熱処理温度を上げていき、完全焼鈍
させれば、強度が下がることが予想される。しかしなが
ら、上記Ｔｉ−５−２−４−３−３合金は、元来高強度
材となる様にその合金成分組成を設計してあるので、同
一厚みではＴｉ−６−４合金よりも高強度となることが
予測される。この完全焼鈍したＴｉ−５−２−４−３−
３合金が、同一寸法のＴｉ−６−４合金に比べて、引張
強度以外の他の重要な機械的性質である破壊靭性値の絶
対値そのものも高く、且つ疲労強度やクリープ強度が優
れていれば、従来のＴｉ−６−４合金よりも優れたＴｉ
合金材料として使用できることが期待できる。

【００２９】本発明者は、こうした着想に基づき、上記
Ｔｉ−５−２−４−３−３合金の最適な熱処理条件につ
いて検討を重ねた。その結果、溶体化処理および時効処
理（焼鈍処理も含む）の条件を適切にすれば、各種の機
械的性質の優れた、即ち機械的性質の均衡性に優れた、
前記Ｔｉ−６−４合金を凌駕するＴｉ合金が得られるこ
とを見い出し、本発明を完成した。本発明における熱処
理条件について、更に詳細に説明する。尚以下の説明で
は、β変態点を「Ｔβ」と略記する。

【００３０】本発明において、最初に行なう溶体化処理
は、（Ｔβ−３５℃）〜（Ｔβ未満）の温度範囲で保持
した後冷却して行なう必要がある。この溶体化処理の目
的は、初析α粒（等軸α粒）の微細化を図るものである
が、その為には溶体化温度を（Ｔβ−３５℃）以上にす
る必要がある。また初析α粒を微細にするという観点か
らすれば、溶体化温度はできるだけ高い方が良いが、Ｔ
β以上になると針状組織になるので、Ｔβ未満にする必
要がある。

【００３１】上記溶体化処理における保持時間は、溶質
原子を十分に拡散させるという観点から、１時間以上と
すべきであるが、あまり長時間保持するとα粒が成長す
るので、５時間以下とすべきである。上記溶体化処理に
おいては、上記温度に保持された後冷却され、その冷却
する手段は水冷または空冷のいずれでも採用できるが、
初析α粒の粗大化を防止するという観点からすれば、で
きるだけ早い冷却速度で行なうのが良いので、水冷を行
なう方が好ましい。

【００３２】本発明においては、上記の溶体化処理を行
なった後、（Ｔβ−２２０℃）〜（Ｔβ−１６０℃）の
温度範囲で４〜６時間保持する時効処理を行なう必要が
ある。このときの熱処理は、引張強度を下げる目的で行
なわれる所謂焼鈍であるが、本発明者は比較的高温であ
る７００℃程度が適当であると考え、その最適範囲を検
討した。即ち、本発明で対象とするＴｉ−５−２−４−
３−３合金を開発した時点では、比較的低温である６１
０℃程度で時効を行なうことによって、初期の目的が達
成されたのであるが、本発明では前述した如く、比較的
高い温度領域で完全焼鈍を行なうことによって、機械的
性質の均衡性に優れたＴｉ合金が得られたのである。ま
たこのときの熱処理には、初析α粒のマトリックスであ
る微細針状組織（ラメラーα相）を粗大化して機械的性
質を向上させるという作用も発揮する。即ち、Ｔｉ合金
における破壊靭性等の特性を良好にするには、初析α粒
が微細で且つ前記微細針状組織がある程度粗大であるこ
とが必要であることが知られているが、この熱処理には
前記微細針状組織を粗大化する作用も発揮するのであ
る。これらの作用を発揮させる為には、焼鈍温度は少な
くとも（Ｔβ−２２０℃）以上とする必要があるが、こ
の温度があまり高くなり過ぎると強度上昇をもたらすの
で、（Ｔβ−１６０℃）以下とすべきである。

【００３３】また上記焼鈍熱処理における保持時間は、
十分原子拡散させる、且つ針状αの粗大化させるという
観点から、４時間以上とする必要があるが、あまり長時
間保持すると針状α相が粗大化し過ぎるので、６時間以
下とする必要がある。また上記温度に保持された後の冷
却は、空冷で良く、熱応力による残留応力の発生を防止
するという観点からも空冷であることが好ましい。

【００３４】本発明においては、上記の溶体化処理を行
った後、必要によって２回目の溶体化処理を、（Ｔβ−
１１５℃）〜（Ｔβ−５５℃）の温度範囲で保持した後
冷却する条件で行なっても良い。この２回目の溶体化処
理は、１回目の溶体化処理で生じた初析α粒のマトリッ
クスである前記微細針状組織を粗大化して破壊靭性等の
機械的性質を向上させるものである。即ち、前記焼鈍熱
処理だけでは、前記微細針状組織を粗大化するには不十
分な場合があるので、こうした溶体化処理を行なうこと
は前記微細針状組織を粗大化する上で極めて有効であ
り、これによってＴｉ合金の機械的性質を更に向上させ
ることができる。こうした作用を発揮させるためには、
１回目の溶体化温度の様に高温にする必要はないが、２
回目の溶体化処理の際の熱処理温度は、少なくとも（Ｔ
β−１１５℃）以上とする必要がある。また溶体化温度
の上限については、α相を増加させるという観点から、
（Ｔβ−５５℃）と規定した。

【００３５】この２回目の溶体化処理における保持時間
は、前記微細針状組織を粗大化し機械的性質を向上させ
るという観点から、４時間以上とする必要があるが、あ
まり長時間保持するとα相が粗大化し過ぎるので、５時
間以下とすべきである。また上記温度に保持された後の
冷却は、１回目の溶体化処理のとき程速く冷却する必要
はなく、空冷以上の冷却速度であれば良い。

【００３６】以下実施例によって、従来のＴｉ合金との
比較を通じて、本発明合金の有用性を具体的に示す。

【００３７】

【実施例】本発明に係るＴｉ−５−２−４−３−３合金
について、真空アーク２重溶解法によって直径：２６０
ｍｍ，重量：１００ｋｇの鋳塊を製造した。得られた鋳
塊の化学成分を下記表１に示す。但し、表１中において
水素（Ｈ）含有量だけは、熱処理後の値である。

【００３８】

【表１】

【００３９】得られた鋳塊について、β温度域の１２０
０℃でアップセットおよび鍛伸を施して２１０×２１０
（ｍｍ）の角材とし、次いで（α＋β）温度域の（Ｔβ
−４０℃）の温度で鍛伸して１８０×１８０（ｍｍ）の
角材とした。引き続き、Ｔβ以上の温度である（Ｔβ＋
５０℃）の温度で１時間保持、および水冷却の条件でβ
処理を行なった。更に、（α＋β）温度域の（Ｔβ−４
０℃）の温度で減面率７０％の鍛伸を行ない、１００×
１００（ｍｍ）の角材とし、下記表２に示す条件で熱処
理を施した。尚表２には、当該合金材のＴβも同時に示
した。

【００４０】

【表２】

【００４１】熱処理後のＴｉ合金材のミクロ組成につい
て調査したところ、等軸α粒と比較的粗大なラメラー相
からなる組織であり、当初意図していた組織が得られて
いた。上記Ｔｉ合金材の室温引張試験結果（０．２％耐
力、引張強さ、伸びおよび絞り）を表３に示す。その結
果、０．２％耐力値は１００ｋｇｆ／ｍｍ² であり、延
性は十分高い値を示していることが分かる。

【００４２】

【表３】

【００４３】上記で得られたＴｉ−５−２−４−３−３
合金の機械的特性について、Ｔｉ−６−４合金の強度と
寸法（厚みまたは直径）の関係について示した前記図１
に基づいて比較検討すれば、次の様に考察できる。即
ち、１００×１００（ｍｍ）の角材についての上記本発
明材は、Ｔｉ−６−４合金と比べ平均的に見て約１０ｋ
ｇｆ／ｍｍ² 高い０．２％耐力値が得られていることが
分かる。尚図１から明らかな様に、０．２％耐力値が１
００ｋｇｆ／ｍｍ² という値は、Ｔｉ−６−４合金では
約２０ｍｍ以下の厚みでしか達成できない値である。

【００４４】Ｔｉ合金の弾性係数が高いことは、航空機
等への適用に当たって極めて有用な要件である。上記で
得られたＴｉ−５−２−４−３−３合金の弾性係数につ
いて、Ｔｉ−６−４合金の弾性係数と比較して下記表４
に示すが、両者はほぼ同等の値を示していることが分か
る。β型Ｔｉ合金は高強度であるが、α＋β型Ｔｉ合金
に比べて弾性係数が約１５％程度低いことが欠点である
とされている。しかしながら、Ｎｅａｒβ型Ｔｉ合金で
ある上記Ｔｉ−５−２−４−３−３合金は、代表的なα
＋β型Ｔｉ合金であるＴｉ−６−４合金とほぼ同等の値
を示しているのである。

【００４５】

【表４】

【００４６】上記で得られたＴｉ−５−２−４−３−３
合金において、高サイクル疲労強度、低サイクル疲労強
度、クリープ強度、破壊靭性値および疲労亀裂伝播特性
等の機械的性質について、従来のＴｉ−６−４合金と比
較した結果を以下に示す。

【００４７】図２は、室温における高サイクル疲労試験
結果を示すグラフである。尚図２におけるＴｉ−６−４
合金のデータは、「Titanium Net Shape Technologies
」，（The Metallurgical Society of AIME(1984) ，
第１〜６頁）の記載内容に基づくものである。この結果
から明らかな様に、本発明に係るＴｉ−５−２−４−３
−３合金は、高サイクルにおいて、Ｔｉ−６−４合金よ
りも優れた疲労強度を示していることが分かる。

【００４８】図３は、室温における低サイクル疲労試験
結果を示すグラフである。この結果から明らかな様に、
本発明に係るＴｉ−５−２−４−３−３合金は、低サイ
クルにおいて、Ｔｉ−６−４合金と同等または若干優れ
た疲労強度を示していることがわかる。

【００４９】図４に、クリープ強度試験結果を示す。図
４において、Ｔ（°Ｋ）・［２０＋ｌｏｇｔ（ｈｒ）］
は、ある応力下で一定クリープ量に達する時間（ｔ）お
よび温度（Ｔ）を求めることによって決定されるラーソ
ン−ミラー常数である。この結果から明らかな様に、本
発明に係るＴｉ−５−２−４−３−３合金は、クリープ
特性に関しても、従来のＴｉ−６−４合金よりも、ラー
ソン−ミラー常数で１桁優れた値を示していることがわ
かる。

【００５０】図５に、破壊靭性値（Ｋ_IC）を比較して示
す。尚図５におけるＴｉ−６−４合金のデータは、「Ti
tanium Alloys Handbook」［METALS AND CERAMICS INFO
RMATION CENTER(1972),1-4:72-14］の記載内容に基づく
ものである。本発明に係るＴｉ−５−２−４−３−３合
金のＫ_ICは、Ｔｉ−６−４合金の上限値に位置している
ことが分かる。Ｔｉ−６−４合金のＫ_ICのバンド中の上
限は、仕上加工率が低い場合に対応し、その場合には疲
労強度が低くなる傾向がある。しかしながら、本発明に
係るＴｉ−５−２−４−３−３合金は仕上加工率が高い
場合である。この点は、本発明の上記Ｔｉ−５−２−４
−３−３合金が、従来のＴｉ合金と比べて優位であるこ
とを明白に示すものである。

【００５１】図６は、疲労亀裂伝播特性を比較して示し
たグラフである。この結果から明らかな様に、本発明に
係るＴｉ−５−２−４−３−３合金は、疲労亀裂伝播特
性においても、Ｔｉ−６−４合金とほぼ同等であること
がわかる。

【００５２】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、本
発明によって得られたＴｉ合金は、従来最も使用されて
いるＴｉ−６−４合金と比べて、広範囲の機械的性質が
改善できるので、より軽量で機能性を向上した合金材料
として航空機等の素材として有用である。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｔｉ−６−４合金における寸法と０．２％耐力
の関係を示すグラフである。

【図２】室温における高サイクル疲労試験結果を示すグ
ラフである。

【図３】室温における低サイクル疲労試験結果を示すグ
ラフである。

【図４】クリープ強度試験結果を示すグラフである。

【図５】破壊靭性値を比較して示したグラフである。

【図６】疲労亀裂伝播特性を比較して示したグラフであ
る。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ａｌ：４．５〜５．５％（重量％の意
   味、以下同じ），Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚｒ：３．
   ５〜４．５％，Ｃｒ：２．５〜３．５％，Ｍｏ：２．５
   〜３．５％を夫々含有し、残部がＴｉおよび不可避不純
   物からなるＴｉ合金を、（β変態点−３５℃）〜（β変
   態点未満）の温度範囲で保持した後冷却して溶体化処理
   を行ない、その後（β変態点−２２０℃）〜（β変態点
   −１６０℃）の温度範囲で４〜６時間保持する時効処理
   を行なうことを特徴とする機械的性質の均衡性に優れた
   高力Ｔｉ合金の製造方法。
2. 【請求項２】 前記の溶体化処理を行なった後、（β変
   態点−１１５℃）〜（β変態点−５５℃）の温度範囲で
   保持した後冷却して再度溶体化処理を行ない、その後
   （β変態点−２２０℃）〜（β変態点−１６０℃）の温
   度範囲で４〜６時間保持する前記時効処理を行なう請求
   項１に記載の製造方法。