CN101528956A

CN101528956A - β型钛合金

Info

Publication number: CN101528956A
Application number: CNA200780039806XA
Authority: CN
Inventors: 高桥一浩; 藤井秀树; 森健一
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-10-26
Filing date: 2007-10-24
Publication date: 2009-09-09
Anticipated expiration: 2027-10-24
Also published as: US20120189487A1; JP2008133531A; EP2078760A4; US10125411B2; CN101528956B; ES2389571T3; US9816158B2; JP5130850B2; RU2009119712A; US9822431B2; US20170362686A1; EP2078760B1; RU2418087C2; WO2008050892A1; EP2078760A1; US20100074795A1

Abstract

本发明提供一种对如V、Mo那样比较昂贵的β稳定化元素的含有量进行抑制使其按合计量计低为10质量％以下，且缓和Fe和Cr的成分偏析的影响，而且可使杨氏模量和密度比较低的β型钛合金。本发明的β型钛合金，以质量％计，在Al为2～5％时，分别为：1)Fe：2～4％、Cr：6.2～11％、V：4～10％；2)Fe：2～4％、Cr：5～11％、Mo：4～10％；3)Fe：2～4％、Cr：5.5～11％、Mo+V(Mo和V的合计量)：4～10％，其余量实质上由Ti构成。本发明还包括在这些β型钛合金中添加有1～4质量％的Zr的β型钛合金。进而，通过使氧当量Q为0.15～0.30，或形成为加工硬化态的状态，或者实施该两者，进一步提高了时效热处理前的抗拉强度。由此，即使杨氏模量高的α相的析出量少，也可得到所需要的强度。

Description

β型钛合金

技术领域

本发明涉及β型钛合金。

背景技术

β型钛合金是添加V、Mo等的β型稳定化元素，在室温下残留有稳定的β相的钛合金。β型钛合金，冷加工性优异，且通过时效热处理，α相微细地析出，可得到抗拉强度约为1400MPa的高强度，并且杨氏模量比较低，因此可适用于弹簧、高尔夫球杆头、拉链等各种用途。

以往的β型钛合金，若由Ti-15质量％V-3质量％Cr-3质量％Sn-3质量％Al(以后省略质量％的记载)、Ti-13V-11Cr-3Al、Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr所代表的那样，大量地含有V、Mo，其合计量为12质量％以上。

与此相对，提出了抑制V、Mo的添加量，并添加了作为比较廉价的β型稳定化元素的Fe、Cr的β型钛合金的方案。

日本专利第2859102号公报中记载的发明，为Ti-Al-Fe-Mo系的β型钛合金，Moeq(Mo当量)大于16，其代表性的组成是：Al为1～2质量％、Fe为4～5质量％、Mo为4～7质量％、O(氧)为0.25质量％以下。

日本特开平03-61341号公报、日本特开2002-235133号公报、日本特开2005-60821号公报中记载的发明，为Ti-Al-Fe-Cr系的β型钛合金，没有添加V、Mo，以质量％计，Fe分别为1～4％、8.8％以下(但是，Fe+0.6Cr为6～10％)、5％以下，Cr分别为6～13％、2～12％(但是，Fe+0.6Cr为6～10％)、10～20％的范围。

日本特开2005-154850号公报、日本特开2004-270009号公报、日本特开2006-111934号公报中记载的发明，分别为Ti-Al-Fe-Cr-V-Mo-Zr系、Ti-Al-Fe-Cr-V-Sn系、Ti-Al-Fe-Cr-V-Mo系的β型钛合金。上述任一种β型钛合金都同时添加有Fe和Cr，且含有V、Mo二者或其中的任一种。而且，在日本特开2005-154850号公报、日本特开2004-270009号公报中，分别添加有2～6质量％的Zr、2～5质量％的Sn。

发明内容

如上所述，日本专利第2859102号公报、日本特开平03-61341号公报、日本特开2002-235133号公报、日本特开2005-60821号公报、日本特开2005-154850号公报、日本特开2004-270009号公报、日本特开2006-111934号公报，是抑制V、Mo的添加量，并添加了作为比较廉价的β型稳定化元素的Fe、Cr的β型钛合金。

但是，作为廉价的β稳定化元素的Fe，在熔化工序的凝固时容易偏析，因此在日本专利第2859102号公报(Ti-Al-Fe-Mo系)中，含有4～5质量％的Fe，超过4质量％而大量地添加时，由于成分偏析，材质特性、时效硬化特性产生偏差的可能性提高。另外，日本专利第2859102号公报不含有Cr。

在日本特开平03-61341号公报、日本特开2002-235133号公报、日本特开2005-60821号公报中，除了Fe之外，还大量地使用作为比较廉价的β稳定化元素的Cr，没有使用V、Mo。但是，Cr以与Fe同样的倾向进行成分偏析，因此即使是β稳定化元素仅为Fe和Cr，且大量地添加有它们的这些β型钛合金，由于成分偏析，材质特性、时效硬化特性产生偏差，产生强度高的区域和强度低的区域，在这些区域间的强度之差较大时，将该材料应用于螺旋形弹簧等的弹簧时，强度低的区域成为疲劳破坏的起点，寿命变低的可能性提高。

日本特开2005-154850号公报、日本特开2004-270009号公报、日本特开2006-111934号公报，以Ti-Al-Fe-Cr-V-Mo系为基础，也添加了V、Mo。日本特开2005-154850号公报和日本特开2006-111934号公报，Cr量分别为4质量％以下、0.5～5质量％，比较少，可认为成分偏析的影响比上述的日本专利第2859102号公报、日本特开平03-61341号公报、日本特开2002-235133号公报、日本特开2005-60821号公报小。但是，由于Cr量较少，因此对于成为基础的固溶强化的贡献不充分，为了高强度化，较大地依赖于由时效热处理引起的α相的析出强化。另外，如日本特开2006-111934号公报的实施例中记载的那样，时效热处理前的抗拉强度为886MPa以下。因此，当为了提高强度而通过时效热处理使α相析出时，杨氏模量变高，不能充分有效利用作为β型钛合金的特征的低杨氏模量。其原因是，α相的杨氏模量比β相大20～30％左右。为了维持比较低的杨氏模量并得到较高的强度，需要提高成为基础的时效热处理前的强度，将由时效热处理引起的α相的析出量抑制为较少。即，作为强化机制，将α相的析出强化的贡献抑制为较小，更多地有效利用固溶强化和加工强化(加工硬化)是有效的。另外，当添加一定量以上的Cr时，可减小偏析的影响，但日本特开2005-154850号公报和日本特开2006-111934号公报都是Cr的添加量较少，其效果不充分。

在这方面，日本特开2004-270009号公报的Cr量为6～10质量％，比上述的日本特开2005-154850号公报和日本特开2006-111934号公报多，该多出的部分有助于固溶强化。但是，在日本特开2004-270009号公报中，含有2～5质量％的作为中性元素(既不是α稳定化也不是β稳定化的元素)的Sn，由元素周期表可知，该Sn的原子量为118.69，超过了Ti、Fe、Cr、V的2.1倍，提高了钛合金的密度。在以轻量化(高比强度化)为目的应用钛合金的用途(弹簧、高尔夫球杆头、拉链等)中，避免添加Sn是有利的。

由以上所述来看，本发明的目的是提供一种对如V、Mo那样比较昂贵的β稳定化元素的含有量进行抑制使其按合计量计低为10质量％以下，且缓和Fe和Cr的成分偏析的影响，而且可使杨氏模量和密度比较低的β型钛合金。进而，本发明的目的是通过将本发明的β型钛合金应用作为汽车、两轮车的螺旋形弹簧等的弹簧、高尔夫球杆头、螺栓和螺母等、拉链类等的原材料，以比较廉价的原材料费提供具有稳定的材质特性、低杨氏模量、高比强度的特性的制品。

用于解决上述课题的本发明的要旨如下。

(1)一种β型钛合金，以质量％计，含有Al：2～5％、Fe：2～4％、Cr：6.2～11％、V：4～10％，其余量由Ti以及不可避免的杂质构成。

(2)一种β型钛合金，以质量％计，含有Al：2～5％、Fe：2～4％、Cr：5～11％、Mo：4～10％，其余量由Ti以及不可避免的杂质构成。

(3)一种β型钛合金，以质量％计，含有Al：2～5％、Fe：2～4％、Cr：5.5～11％、Mo：0.5％以上、V：0.5％以上，且Mo+V(Mo和V的合计量)为4～10％，其余量由Ti以及不可避免的杂质构成。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的β型钛合金，其特征在于，以质量％计，还含有Zr：1～4％。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的β型钛合金，其特征在于，〔1〕式的氧当量Q为0.15～0.30，

氧当量Q＝[O]+2.77[N]...〔1〕式

其中，[O]为O(氧)含有量(质量％)，[N]为N含有量(质量％)。

(6)一种加工品，其是使上述(1)～(5)的任一项所述的β型钛合金加工硬化而成的加工品。

在此，所谓本发明中的方案(6)的“加工硬化而成的加工品”，是实施了轧制、拉丝、锻造、冲压成形等加工的状态的板、棒线、其他成形加工品，与退火态的状态相比，为硬质即高强度。

附图说明

图1是表示进行了时效热处理的棒的L截面的宏观组织的图。

图2是表示进行了时效热处理的本发明的棒的L截面的宏观组织的图，(a)、(b)、(c)均表示本发明例。

具体实施方式

本发明者们发现，作为β稳定化元素，较多地含有比较廉价的Fe和Cr这两者，且含有各规定量～10质量％的、V、Mo中的任一种或两者(合计量)，由此可抑制成分偏析的影响并实现稳定的特性，并且可提高时效热处理前的抗拉强度，从而完成了本发明。进而发现，通过使〔1〕式的氧当量Q(＝[O]+2.77[N])为0.15～0.30，或者成为加工硬化态的状态，或者实施这两方，可进一步提高时效热处理前的抗拉强度。这样，可一边通过提高时效热处理前的抗拉强度来维持比较低的杨氏模量，一边通过时效热处理来实现较高的抗拉强度。

以下对于本发明的各要素的设定根据进行说明。

Al为α稳定化元素，促进时效热处理时的α相的析出，因此有助于析出强化。Al不到2质量％时，对α相的析出强化的贡献过小，另一方面，当超过5质量％时，不能得到优异的冷加工性。因此，在本发明中使Al为2～5质量％的范围。在重视冷加工性时，优选为2～4质量％的Al。

接着，对于β稳定化元素进行说明。在为单独的Fe时，成分偏析的影响大，在进行大型熔化的工业生产中可添加的量有限度，因此在本发明中，作为比较廉价的β稳定化元素，同时添加Fe和Cr两者。

作为缓和成为课题的Fe、Cr的成分偏析的影响的方法，有：通过添加一定量以上的Cr，来减少相对于Cr平均浓度的由Cr部位引起的浓度差的比例(＝浓度差/平均浓度)，使偏析的影响小的方法。另外，可考虑有效利用作为比较昂贵的β稳定化元素的V、Mo的以下方法。V凝固时的偏析较小，大致均匀地分布，Mo以与Fe、Cr相反的倾向进行浓度分配。即，在Mo浓度高的部位，Fe、Cr的浓度低，在Mo浓度低的部位则相反。可将均匀分布的V作为基础来保证β相的稳定度，而且利用Mo来缓和Fe、Cr的偏析的影响。

成分偏析的程度，可通过观察将使α相析出的时效热处理后的截面腐蚀后的组织来判定。由于β稳定化元素的偏析，α相的析出速度、析出量不同，根据偏析部位，金属组织可显现出差异。图1是对于β型钛合金，由于β相稳定化元素的单方的偏析，而显著产生微细的α相析出量分布的不均匀的例子，图2表示对于β型钛合金，通过研究β相稳定化元素的配合，而抑制了微细的α相析出量分布的不均匀的例子。图1、图2都是将热轧出的β型钛合金制的棒在β单相区中进行固溶退火后，在500℃下实施24小时的时效热处理的情况的例子。图1、图2都是研磨了棒的L截面(与棒的纵向平行的截面)后，浸渍于钛用的腐蚀液(含有氢氟酸和硝酸)中，容易观察组织。图1中较大地表现出成分偏析的影响，即使目视也可明确识别α相析出量少的部分(被暗灰色的区域夹着的亮灰色的区域)和α相析出量多的部分(暗灰色的区域)。该暗灰色的区域由于α相较多地微细析出而较硬，另一方面，亮灰色的区域与其相比较柔软，在图1的例中，暗灰色的区域的维氏硬度约为440，与此相对，亮灰色带内为约低105点(point)的值。这是如上述那样起因于β稳定化元素的偏析的现象，当然对于材质有很大影响。另一方面，图2的(a)、(b)、(c)，是看不到如图1那样的亮灰色的粗大区域，α相大致均匀地析出的例子。另外，在图2的(a)、(b)、(c)的各截面内，随机测定6点的维氏硬度时，维氏硬度值的幅度为10～20左右，与图1的例相比非常小。在本发明中，使用该判定方法，以后称为“偏析判定法”。另外，上述的维氏硬度在载荷9.8N下进行测定。

另外，为了将时效热处理后的杨氏模量抑制为较低，如上述那样，在时效热处理中有必要通过较少的α相的析出来提高强度。因此需要提高成为基础的时效热处理前的抗拉强度。时效热处理前的抗拉强度在特开2006-111934号公报中平均约为830MPa，最高为886MPa，相对于此，在本发明中，可实现时效热处理前的抗拉强度下限为作为超过830MPa的10％的值的920MPa。

成分偏析的影响较小、且时效热处理前的抗拉强度为920MPa以上的上述β稳定化元素(Fe和Cr以及V、Mo)的各自含量，根据其组合而不同，以质量％计，Al为2～5％时，“Fe为2～4％、Cr为6.2～11％、V为4～10％的范围”(本发明(1))，“Fe为2～4％、Cr为5～11％、Mo为4～10％的范围”(本发明(2))，“Fe为2～4％、Cr为5.5～11％、Mo+V(Mo和V的合计量)为4～10％的范围”(本发明(3))。因此，本发明的(1)、(2)、(3)将成分范围定为上述的范围。但是，在本发明(3)中，含有Mo和V两者，Mo为0.5％以上、V为0.5％以上。Fe、Cr、Mo、V小于上述下限时，有时得不到稳定的β相。另一方面，比较昂贵的V、Mo没有必要超过上限而过度添加，Fe和Cr超过上限时，有时成分偏析的影响显著化。在本发明中，优选：以质量％计，在Al为2～4％时，“Fe为2～4％、Cr为6.5～9％、V为5～10％”(本发明(1))，“Fe为2～4％、Cr为6～10％、Mo为5～10％”(本发明(2))，“Fe为2～4％、Cr为6～10％、Mo+V(Mo和V的合计量)为5～10％”(本发明(3))。在该优选的范围中，即使在时效热处理不足24小时的短时间的情况下，在通过偏析判定法进行的评价中，也呈现出图2所示的良好的情况，成分偏析的影响更小。

另一方面，在本发明中，从通过更短时间的时效热处理更高效地进行硬化(高强度化)的观点出发，优选：以质量％计，在Al为2～4％时，“Fe为2～4％、Cr为6.2～8％、V为4～6％”(本发明(1))，“Fe为2～4％、Cr为5～7％、Mo为4～6％”(本发明(2))，“Fe为2～4％、Cr为5.5～7.5％、Mo+V(Mo和V的合计量)为4～6％”(本发明(3))。这样的范围，在本发明(1)、本发明(2)、本发明(3)中，相当于作为β稳定化元素的Cr、V、Mo的量较少的区域。

Zr，与Sn同样是中性元素，通过含有1质量％以上，有助于高强度化，即使在含有4质量％以下的情况下，与Sn相比，使密度增加的倾向也小。从兼顾提高强度和增加密度出发，本发明(4)为在权利要求1～3的任一项所述的β型钛合金中还含有1～4质量％的Zr的发明。

上述组成的β型钛合金，也可通过O、N来提高时效热处理前的强度。另一方面，O、N的含量过高时，有时不能维持优异的冷加工性。O、N对强度的贡献，可通过〔1〕式的氧当量Q(＝[O]+2.77×[N])来评价。该Q，由于将每1质量％氧浓度的β型钛合金的固溶强化能力，即对抗拉强度增大的贡献设为1时，氮对固溶强化能力的贡献为氧的2.77倍，因此氮浓度乘以2.77而换算成氧浓度从而进行处理。在本发明(5)中，从可使强度的提高和优异的冷加工兼备的方面出发，针对本发明(1)～(4)的任一项所述的β型钛合金，使氧当量Q为0.15～0.30的范围。

另外，除了化学组成以外，通过加工硬化，也可提高时效热处理前的强度，因此本发明(6)的特征是，针对本发明(1)～(5)的任一项所述的β型钛合金，通过轧制(冷轧等)、拉丝(冷拉丝等)以及冲压、锻造等加工而使其为加工硬化态的状态。其形状为板、棒线以及将它们成形而成的各种成形品。

另外，本发明的钛合金，与通常的纯钛或钛合金同样，不可避免地含有H、C、Ni、Mn、Si、S等，但其含量通常分别小于0.05质量％。但是，只要不损害本发明的效果，其含量可以不是小于0.05质量％的限度。H为β稳定化元素，有延迟时效热处理时的α相的析出的倾向，因此优选为0.02质量％以下的H浓度。

以上说明的本发明的β型钛合金，从其组成来看，除了Fe、Cr金属单质以外，作为比较廉价的原料，还可使用钼铁、钒铁、铬铁、由SUS430所代表的铁素体系不锈钢、低级海绵钛、纯钛、各种钛合金的废料等。

实施例

〔实施例1〕

对于本发明(1)～(3)，使用以下的实施例进一步详细地说明。

将经真空熔化制成的锭在1100～1150℃加热，进行热锻造，从而制作中间材后，在900℃下加热，热锻造成直径约15mm的棒。然后，在850℃下进行固溶退火，进行空冷。

将该固溶退火材加工成平行部的直径为6.25mm、长度为32mm的拉伸试件，在室温下实施拉伸试验，测定时效热处理前的抗拉强度。为了评价冷加工性，将固溶退火材进行脱氧化皮(喷丸后浸渍于硝氟酸中)后，实施润滑处理，利用模具实施冷拉丝至截面减少率为50％。用肉眼观察在冷拉丝的各道次间是否有表面裂纹、断裂。将在截面减少率达到50％之前就发生了断裂、裂纹的情况评价为“×”，没有发生时评价为“○”。另外，用上述的偏析判定法评价了成分偏析的影响。该方法，是对固溶退火材进一步在500℃下实施24小时的时效热处理后，研磨L截面，采用钛用腐蚀液进行腐蚀，目视观察其金属组织，对照图1、图2的例子，其情况为图1那样时，判定为“×”，如图2那样时判定为“○”。

在表1、表2、表3中，显示出其成分、可否冷拉丝、时效热处理前(固溶退火材)的抗拉强度、偏析判定法的评价结果等。表1、表2、表3，分别涉及本发明(1)、(2)、(3)。另外，H浓度均为0.02质量％以下。

成分在本发明(1)(Al、Fe、Cr、V)的范围中的表1的No.1～8，即使截面减少率50％的冷拉丝，也没有裂纹等缺陷，固溶退火材的抗拉强度超过920MPa，偏析判定法的结果也呈现均匀的宏观组织，判断为“○”。在表2的No.16～23、表3的No29～36中，其成分分别在本发明(2)(Al、Fe、Cr、Mo)、本发明(3)(Al、Fe、Cr、Mo、V)的范围内，与表1的No.1～8同样，即使截面减少率50％的冷拉丝，也没有裂纹等缺陷，固溶退火材的抗拉强度超过920MPa，偏析判定法的结果也呈现出均匀的宏观组织，判断为“○”。与后面叙述的Cr浓度偏离出下限的比较例相比，固溶退火材的抗拉强度高达920MPa以上，即使α相的析出强化余量小，也能达到所需要的强度。

相对于此，Al含量偏离出下限的No.10、No.24，即使在500℃下实施24小时的时效热处理，宏观组织也为亮灰色，截面硬度的增加也少，与以往的β型钛合金相比，α相的析出较慢。Al含量偏离出上限的No.11，在冷拉丝的中途发生裂纹，不能说具有优异的冷加工性。

Fe浓度超过上限的No.12、No.25，Cr浓度超过上限的No.15、28、38，进而V、Mo的含量偏离出下限的No.9、14、27、37，成分偏析的影响显著，偏析判定法的评价结果为“×”。

Cr浓度偏离出下限的No.13、26、39，固溶退火材的抗拉强度没有达到作为目标的920MPa。

另外，在表1～3的本发明的发明例中，氧当量Q约为0.15～0.2，但即使如后述那样Q约为0.1这样小时，固溶退火材的抗拉强度也为920MPa以上。

〔实施例2〕

对于本发明(4)，使用以下的实施例进一步详细说明。

表4表示出添加了Zr的本发明(4)的实施例。另外，制造方法、评价方法等与上述的〔实施例1〕相同。表4中的任一个试样，H浓度都为0.02质量％以下。

由表4可知，Zr在本发明(4)的范围内的No.2-1～2-7，与表1、表2、表3的不含有Zr的发明例相比，固溶退火材的抗拉强度较高，为980MPa以上。No.2-1～2-7，即使截面减少率50％的冷拉丝也均没有裂纹等缺陷，偏析判定法的结果也呈现出均匀的宏观组织，判定为“○”，Zr在1～4质量％的范围时，具有优异的冷加工性，抑制了偏析。

Fe浓度超过上限的No.2-8、Cr浓度超过上限的No.2-9、进而V、Mo、Mo+V的量偏离出下限的No.2-10～2-12，成分偏析的影响显著，偏析判定法的评价结果为“×”。另外，Cr浓度偏离出下限的No.2-13～2-15，固溶退火材的抗拉强度没有达到作为目标的920MPa。

〔实施例3〕

对于本发明(5)，使用以下的实施例更详细地说明。

表5表示出将对O、N的浓度进行了各种改变的本发明(5)的实施例。另外，制造方法、评价方法等与上述的〔实施例1〕相同。表5的任一个试样，H浓度均为0.02质量％以下。

将氧当量Q以外的成分为同等的试样相互比较，Q越大，固溶退火材的抗拉强度越显示高的值。与Q约为0.102～0.115而小于0.15的表5的No.3-1、3-6、3-10、3-14、3-18，3-22相比，Q为0.15以上的试样，固溶退火材的抗拉强度明显地高。另一方面，Q超过0.3的表5的No.3-5、3-9、3-13、3-17、3-21、3-26，直到冷拉丝的截面减少率(拉丝率)50％也没有裂纹等缺陷，可进行冷拉丝，但极限的冷拉丝率(没有裂纹等缺陷而可进行冷拉丝的截面减少率)为69％、65％。

Q为0.15～0.3的范围时，固溶退火材的抗拉强度比较高，即使冷拉丝率超过80％也没有发生裂纹等缺陷，极限的冷拉丝率大于80％，具有非常良好的冷加工性。另外，偏析判定法的结果，均呈现出均匀的宏观组织，判定为“○”。

另外，Q约为0.102～0.115而小于0.15的表5的No.3-1、3-6、3-10、3-14、3-18、3-22，固溶退火材的抗拉强度超过920MPa，相当于本发明(1)～(4)的发明例。

如表5所示可知，拉丝率50％的冷拉丝状态下的抗拉强度，相比于固溶退火材，高30～40％左右。这样，在冷加工状态下已加工硬化的材料，时效热处理前的强度高，容易得到更高的强度、更低的杨氏模量的材质。这相当于本发明(6)的发明例。另外，在表1～4的发明例中，拉丝率50％后的冷拉丝状态的材料，抗拉强度比时效热处理前的固溶退火材高30～40％，已加工硬化。

在表1～5的试样中，作为本发明的优选的范围的、以质量％计Al为2～4％时“Fe为2～4％、Cr为6.5～9％、V为5～10％”的试样，“Fe为2～4％、Cr为6～10％、Mo为5～10％”的试样，“Fe为2～4％、Cr为6～10％、Mo+V(Mo和V的合计量)为5～10％”的试样，进一步含有1～4％的Zr的试样，在时效热处理不足24小时的10小时的时刻，偏析判定法的评价已为“○”的状态，成分偏析的影响更小。

〔实施例4〕

对于本发明，从通过更短时间的时效热处理高效地进行硬化(高强度化)的观点出发，使用以下的实施例进一步详细地说明本发明(1)、本发明(2)、本发明(3)。

表6中显示出成分、可否冷拉丝、时效热处理前(固溶退火材)的抗拉强度、冷拉丝性、偏析判定法的评价结果，进而通过在550℃下保持8小时而引起的截面维氏硬度的增加量(以后称为在550℃下的时效硬化量)等。另外，制造方法、评价方法等与上述的〔实施例1〕相同。表6的任一个试样，H浓度都为0.02质量％以下。另外，作为参考，也显示出表1的No.8、表2的No.21、表3的No.36的在550℃下的时效硬化量。

在此，上述的在550℃下的时效硬化量，是将在850℃下固溶退火了的坯材在550℃下保持了8小时的情况的“相对于固溶退火材的截面维氏硬度的增加量”。当将时效热处理温度提高至550℃时，原子的扩散速度提高，以更短的时间析出α相，与500℃的情况相比，硬化量降低。这样，通过比较来自成为基础的固溶退火材的在550℃下的硬化量，可评价其坯材的时效硬化能力。另外，截面维氏硬度，在载荷9.8N下将L截面内随机测定6点，使用其平均值。

表6的试样No.40～53都为实施例，试样No.40～44，以质量％计，Al为2～4％、Fe为2～4％、Cr为6.2～8％、V为4～6％，试样No.45～48，以质量％计，Al为2～4％、Fe为2～4％、Cr为5～7％、Mo为4～6％，试样No.49～53，以质量％计，Al为2～4％、Fe为2～4％、Cr为5.5～7.5％、Mo+V(Mo和V的合计量)为4～6％的范围。这些试样，在550℃下的时效硬化量都为80以上，为83～117。固溶退火材的截面维氏硬度为320左右，因此硬度增加率约为25～35％。相对于此，作为参考而显示的、作为β稳定化元素的Fe、Cr、V、Mo的任一个为比上述范围大的值的表1的No.8、表2的No.21、表3的No.36，在550℃下的时效硬化量都小于70，硬度增加率约为20％。这样可知，以质量％计，“Al为2～4％、Fe为2～4％、Cr为6.2～8％、V为4～6％”或“Al为2～4％、Fe为2～4％、Cr为5～7％、Mo为4～6％”或“Al为2～4％、Fe为2～4％、Cr为5.5～7.5％、Mo+V(Mo和V的合计量)为4～6％”的范围时，通过更短时间的时效热处理，可高效地进行硬化(高强度化)。

另外，如表6所示，试样No.40～53，固溶退火材的抗拉强度为980MPa以上，极限的冷拉丝率大于80％，显示出良好的冷加工性。并且，拉丝率50％的冷拉丝状态下的抗拉强度，相比于固溶退火材，高约40％左右，如在〔实施例3〕中所述那样，冷加工状态下已加工硬化的材料，时效热处理前的强度高，容易得到更高的强度、更低的杨氏模量的材质。

在以上的实施例中，对于棒形状的材料进行了详细说明，但即使是由热锻造的中间材热轧成约10mm厚度的板形状的材料，也可得到与上述的棒同样的本发明的效果。

产业上的可利用性

根据本发明，可提供一种对如V、Mo那样比较昂贵的β稳定化元素的含有量进行抑制使其按合计量计低为10质量％以下，且缓和Fe和Cr的成分偏析的影响，并可使杨氏模量和密度比较低的β型钛合金。由此，在弹簧、高尔夫球杆头、拉链等所代表的各种用途中，能够以比较廉价的原材料费得到稳定的材质，并且可制造具有低杨氏模量、高比强度的特性的制品。

本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims

1.一种β型钛合金，以质量％计，含有Al：2～5％、Fe：2～4％、Cr：6.2～11％、V：4～10％，其余量由Ti以及不可避免的杂质构成。

2.一种β型钛合金，以质量％计，含有Al：2～5％、Fe：2～4％、Cr：5～11％、Mo：4～10％，其余量由Ti以及不可避免的杂质构成。

3.一种β型钛合金，以质量％计，含有Al：2～5％、Fe：2～4％、Cr：5.5～11％、Mo：0.5％以上、V：0.5％以上，且Mo+V(Mo和V的合计量)为4～10％，其余量由Ti以及不可避免的杂质构成。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的β型钛合金，其特征在于，以质量％计，还含有Zr：1～4％。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的β型钛合金，其特征在于，〔1〕式的氧当量Q为0.15～0.30，

氧当量Q＝[O]+2.77[N] …〔1〕式，

其中，[O]为氧含量(质量％)，[N]为氮含量(质量％)。

6.一种加工品，其是使权利要求1～5的任一项所述的β型钛合金加工硬化而成的加工品。