CN108884517A - 钛合金、时钟外装部件用材料的制造方法 - Google Patents

Abstract

在本发明的钛合金中，含有28.0原子％以上且38.0原子％以下的比例的铝，含有2.0原子％以上6.0原子％以下的比例的铁，并且作为剩余部分而含有钛及不可避免的杂质，或者，含有28.0原子％以上且38.0原子％以下的比例的铝，含有4.0原子％以上8.0原子％以下的比例的锰，并且作为剩余部分而含有钛及不可避免的杂质，还可以含有0.3原子％以上1.50原子％以下的比例的硅。

Description

钛合金、时钟外装部件用材料的制造方法

技术领域

本发明涉及高硬度且在韧性及热锻性方面优异，并且皮肤过敏的诱发性非常小的钛合金、由钛合金形成的时钟外装部件用材料的制造方法。

本申请要求2016年4月14日在日本提出申请的特愿2016-081506号的优先权，其全部内容通过引用包含于此。

背景技术

近年来，作为时钟外装部件用材料，多使用Ti系合金(钛合金)。Ti系合金与以往使用的不锈钢相比轻得多，且对海水等的耐腐蚀性非常良好。此外，已知的存在引起皮肤过敏的可能性的元素有Hg、Ni、Cr、Co，但是Ti系合金能够不含这些元素而构成，在能够使引起皮肤过敏的可能性显著降低的构成方面优异。

但是，以往的Ti系合金为软质的，因此为了防止刮伤、提高表面的基于镜面研磨的审美性而必须进行如氮化处理那样的硬化处理。但是，存在如下问题：即，硬化处理使表面粗糙度变差，表面状态粗糙而上色，设计单调而高档感严重受损等问题。从而，一直以来追求无需进行硬化处理且材料自身够硬而能够进行镜面研磨的Ti系合金。具体地，追求作为表示硬度的单位的维氏硬度(Vickers hardness)为HV600以上的Ti系合金。

只是，通常使材料变硬的话，则变脆，据此极端追求硬度导致极脆，则存在无法加工成时钟外装部件并会在使用中破损等问题。从而，时钟外装部件要有不产生这些问题的程度的韧性。

此外，为了防止色斑、亮斑，需要材料的微细组织具有均匀性。因此，使用微细组织不均的铸造材料的是不妥的，而有必要使用微细组织均匀的锻造材料。此外，铸造材料存在铸造缺陷的可能性，因此从这个观点出发也有必要使用锻造材料。而为了根据这些必要性使用锻造材料，所使用的合金需要具有优异的锻造加工性。

为了提高Ti系合金的硬度，迄今为止已提出了在添加元素的组分上下功夫的很多方案，但任何方案也没能获得充分的硬度。在专利文献1中，公开了含有0.5重量％以上的铁的装饰用钛合金，但所公开的钛合金的维氏硬度的最高值为HV400左右，就防止刮伤、提高镜面研磨性的观点而言，其硬度还不够。

在专利文献2中，提出有含有4.5％(wt％，下同)的Al、3％的V、2％的Fe、2％的Mo、0.1％的O的钛合金，但该钛合金的维氏硬度为HV440，就防止刮伤、提高镜面研磨性的观点而言，其硬度依然不够。

在专利文献3中，公开了一种钛合金，其含有4.0～5.0重量％的铝、2.5～3.5重量％的钒、1.5～2.5重量％的钼、1.5～2.5重量％的铁，剩余部分为钛及不可避免的成分。在说明书中没有明确记载该钛合金的维氏硬度，但其组分与专利文献2的钛合金的组分并无较大差异，因此认为其硬度也同样地为HV440左右。

在专利文献4中，公开了一种冷加工性方面优异的含锗的高强度钛合金，其含有大于20质量％且小于40质量％的比例的Nb、0.2质量％～4.0质量％的比例的Ge，进而含有总计为15质量％以下的比例的Ta、W、Cr、Ni、Mn、Co、Fe、Cu、Si中的一种以上，剩余部分由Ti和不可避免的杂质组成。关于其维氏硬度并没有明确记载，但如说明书段落[0004]中所记载那样，该合金为β型钛合金，因此难以认为与上述的各种钛合金相比非常硬。

如此，为了提高Ti系合金的硬度，在添加元素方面下了各种功夫，但硬度的提高均微小，因此至少必须对表面进行硬化处理。因此，产生设计单调而高档感严重受损的问题。

(现有技术文献)

(专利文献)

专利文献1：日本特开平7-62466号公报

专利文献2：日本特开平7-150274号公报

专利文献3：日本特开平9-145855号公报

专利文献4：日本特开2008-127667号公报

发明内容

(发明所要解决的问题)

本发明是鉴于以上问题而做出的，其目的在于，提供一种硬度达到不需要表面的硬化处理的程度的材料，具体而言，维氏硬度为HV600以上，热锻性方面优异，且并非极脆的Ti系合金。

(用于解决问题的方案)

通常，金属材料的硬度和强度、延展性有密切的关系，若硬度增加，则强度增加，延展性下降。也就是说，在本发明中作为目标的硬材料的硬度虽高，但延展性小。延展性小，则热锻性当然低，从而产生在锻造作业中材料破裂等问题。也就是说，兼顾硬度和热锻性通常是困难的技术问题。

但是，在室温下要求硬度，而在高温下要求热锻性，因此本发明人们认为开发出在室温下非常硬，但在高温下急剧软化的Ti系合金即可。此外，为了实现此想法，想到有效的做法为利用存在于Ti系合金中的β相。

在Ti系合金中，β相为固溶体的高温相，因此如现有技术的说明书中所记载那样，能够通过添加Nb、V、Mo等的β稳定化元素的来使β相稳定，以使其也能够在室温下存在。但是，在通常的Ti系合金中，β相为从室温到高温都富有变形能力的柔软的固溶体。从而，虽然高温的热锻性良好，但如现有技术那样，在室温下的硬度的提高方面有限度。

于是，本发明人们考虑与现有技术相比大幅提高Al浓度。在提高了Al浓度的Ti-Al系合金中，在利用β稳定化添加元素来稳定β相的情况下，该β相在高温下虽保持为固溶体，但在室温下有序转变成金属间化合物的B2相。金属间化合物相为变形能力小的硬的相，因此能够期待硬度的提高。也就是说，考虑在存在于Ti-Al-M(M：β稳定化元素)中的β相中，利用高温的固溶体相有序转变成室温的金属间化合物相，能够获得在热锻时的高温下柔软且在室温下硬的合金。这是本发明的基本构思。

接着，研究了用于稳定化β相的适当的添加元素。一般来说，Ti系或Ti-Al系合金中的β稳定化元素有Cr、Mo、V、Mn、Fe、Nb、Nb、Co等多个，并在产业用部件中自由选择这些而开发出了具有各种特性的Ti系合金。但是，在作为本发明的对象的时钟外装部件中使用存在引起皮肤过敏的可能性的添加元素是不妥的。于是，不能使用Cr、Ni、Co，有必要研究基于其他元素的β相稳定化。

此外，添加元素以固溶状态置换至β相中，因此相的结晶结构本身不依赖于添加元素的种类，但该相的机械特性(例如高温的延展性、室温的硬度、室温的脆度等)根据固溶的添加元素及其量而不同。此外，Al浓度的影响也非常大。从而，为了获得在室温下硬且非极脆并且在高温下的锻造性优异的合金，有必要针对添加成分的种类及其添加量、Al浓度找出最优値，本发明人们从这些观点出发实施了多次实验。本发明是以这些实验为基础而做出的，其特征如下。

[1]在本发明的一个形态的钛合金中，含有28.0原子％以上且38.0原子％以下的比例的铝，2.0原子％以上且6.0原子％以下的比例的铁，并且作为剩余部分而含有钛及不可避免的杂质。

[2]在[1]中所述的钛合金中，还可以含有0.3原子％以上且1.5原子％以下的比例的硅。

[3]在本发明的另一形态的钛合金中，含有28.0原子％以上且38.0原子％以下的比例的铝，4.0原子％以上且8.0原子％以下的比例的锰，作为剩余部分而含有钛及不可避免的杂质。

[4]本发明的一个形态的时钟外装部件用材料的制造方法包括：对[1]～[3]中任一项所述的钛合金进行热加工的工序；以及对热加工的所述钛合金进行热处理的工序。

(发明的效果)

在本发明的钛合金中，与现有技术相比含有更高浓度的铝，并且作为β稳定化元素含有铁或锰。此外，使铝和这些添加元素的浓度为最优。因此，作为构成该合金的相的β相具有在高温下保持具有延展性的固溶体相，而在室温下有序转变成硬的金属间化合物相(B2相)的性质。从而，本发明的钛合金能够回避在热锻时的高温环境下在锻造过程中破损的问题，并能够施予必需程度的加工变形，因此根据其效果能使时钟外装饰件中产生所需的微细组织的均匀化。

此外，在作为时钟的外装饰部件来使用时的室温环境下，具有充分的硬度(维氏硬度为HV600以上)，并且还具有能够回避使用过程中破损等问题的程度的韧性。与现有的钛合金相比，显著改善了镜面研磨性、损伤防止性，因此适于用作时钟的外装饰部件等的优良材料。

附图说明

图1为本发明的实施例1的合金编号12的试样的照片。

图2A为本发明的实施例1的合金编号12的试样的热处理后的截面的微细组织。

图2B为本发明的比较例11的合金编号11的试样的热处理后的截面的微细组织。

图3A为示出本发明的实施例1的合金编号12的试样的热处理后的维氏硬度试验后的压痕周围的状况的照片。

图3B为示出本发明的比较例11的合金编号11的试样的热处理后的维氏硬度试验后的压痕周围的状况的照片。

图4A为示出本发明的实施例1的合金编号12的试样的锻造试验后的外观照片。

图4B为示出本发明的比较例11的合金编号11的试样的锻造试验后的外观照片。

具体实施方式

＜第一实施方式＞

(钛合金的构成)

本发明的第一实施方式的钛合金含有28.0原子％以上且38.0原子％以下比例的铝(Al)、2.0原子％以上且6.0原子％以下比例的作为β稳定化元素的铁(Fe)，并且作为剩余部分而含有钛(Ti)及不可避免的杂质。将这些组分换算为重量％换算，则Al约为17.8重量％以上且25.6重量％以下，Fe约为2.6重量％以上且8.3重量％以下。

(时钟外装部件用材料的制造方法的一例)

首先，用熔解炉将铝、铁、钛的原料熔解，将熔液放入铸模中使其凝固，据此获得钛合金(合金形成工序)。

接着，将该钛合金放入加热炉中并以1200℃以上且1300℃以下的温度加热。之后，从炉中取出材料而在室温、大气中进行热锻(热锻工序)。作为锻造的方法，能够使用例如顶锻(将材料向长度方向压缩的方法)、展锻(相对于材料的长度方向将材料向垂直方向延展的方法)。此外，并不限于锻造，也可以使用压延、挤出等其他的热加工方法。

接着，将热锻的钛合金放入热处理炉内进行热处理。在该热处理中，以1200℃以上且1300℃以下的温度加热之后从炉内取出并冷却(热处理工序)。冷却速度要快，以空冷以上的冷却速度为好。

(时钟外装部件用材料的构成)

通过上述制造方法获得的时钟外装部件用材料由本实施方式的钛合金形成，其微细组织均匀。此外，材料自身硬，且不需要表面处理就能够进行镜面研磨加工，因此其特征为色斑、亮斑少，且难以刮伤。

＜第二实施方式＞

本发明的第二实施方式的钛合金含有28.0原子％以上且38.0原子％以下比例的铝(Al)、4.0原子％以上且8.0原子％以下比例的作为β稳定化元素的锰(Mn)，并且作为剩余部分而含有钛(Ti)及不可避免的杂质。将这些组分换算为重量％，则Al约为17.7重量％以上且25.5重量％以下，Mn约为5.2重量％以上且10.9重量％以下。

关于本实施方式的钛合金，除了作为β稳定化元素含有Mn而并非Fe的点以外，其余构成与第一实施方式的钛合金的构成相同，并能够获得与第一实施方式的钛合金相同的效果。从而，针对本实施方式的钛合金，也能够适用第一实施方式中所说明的时钟外装部件用材料的制造方法，并能够获得与第一实施方式相同构成的时钟外装部件用材料。

＜第三实施方式＞

在本发明的第三实施方式的钛合金含中，含有分别与第一实施方式的钛合金相同比例的铝(Al)及铁(Fe)，还含有0.3原子％以上且1.5原子％以下比例的硅(Si)。此外，本发明的第三实施方式的钛合金中作为剩余部分含有钛(Ti)及不可避免的杂质。

关于第三实施方式的钛合金，除了含有Si的点以外，其余构成与第一实施方式的钛合金的构成相同，其特征为，即使在更慢的冷却速度下，也能够获得与第一实施方式的钛合金相同的硬度。

如以第一实施方式为例说明的那样，在本发明中，有必要将热锻的钛合金放入热处理炉内进行热处理。在该热处理中，首先以1230℃以上且1330℃以下的温度加热，然后从炉内取出而进行冷却。

此时的冷却速度要快，以空冷以上的冷却速度为好。作为冷却速度为空冷以上的处理，按照冷却速度从慢至快的顺序可列举空冷、油冷、水冷等，所获得的钛合金的硬度也按照该顺序提高。

若只考虑硬度的提高，则水冷为最佳，但另一方面，在材料尺寸大的情况下，冷却时产生的热应力变大。从而，在如水冷或油冷那样以非常快的速度进行冷却的情况下，对于尺寸在某种程度以上的材料，存在材料破裂的可能性。第三实施方式的钛合金的目的在于规避这种可能性，在与第一实施方式相同效果之外，还有在比油冷、水冷慢的空冷程度的冷却速度下获得所需硬度的效果。另外，第三实施方式的钛合金还可进行油冷、水冷而获得，在此情况下，与第一实施方式、第二实施方式的钛合金相比变得更硬。

实施例

以下，依据实施例，使本发明的效果更加清楚。另外，本发明并不限于以下的实施例，在不变更主旨的范围内能够适当变更而实施。

利用熔解鋳造法制作各种组分的铸锭，并通过小片的热处理试验来实施了作为本发明目的的从β相向B2相的有序转变。此外，对热处理试片的截面的研磨面实施了维氏硬度试验来求得维氏硬度，并且调查了压痕端部有无产生裂缝。根据该试验，评价了作为本发明的目的的室温下的硬度以及脆度的程度。接着，实施了1250℃下的热锻试验，调查了锻造后的材料有无破裂。根据该实验，评价了作为本发明的目的的热锻性。以下，使用附图更加具体地进行说明。

(实施例1)

将海绵状(sponge)Ti、Al颗粒(pellet)以及粒状的Fe(添加元素)作为熔解原料收纳在氧化钇坩埚内。调制了约500g的熔解原料，其中，Al的比例为30.0原子％，Fe的比例为2.0原子％，剩余部分主要为Ti。

接着，对放置有坩埚的高频溶解炉的腔室(chamber)内进行真空排气，之后在导入了氩气的状态下进行熔解。所有的原料熔解之后，在该状态下施加了约3分钟的高频输出，之后进行铸造。在铸造过程中，使用具有直径为30mm、长度为100mm的浇铸部的铁制铸模。此外，浇铸部的开口端放置氧化铝制漏斗，将熔液灌满至漏斗内的一部分。该漏斗内的熔液作为用于减少铸模内的铸锭的缺陷的补缩熔液来发挥作用。

图1中示出所获得的铸锭100的外观照片。铸锭100由圆锥状的部分100A和棒状的部分100B构成，圆锥状的部分100为在漏斗内凝固的补缩熔液部分，因此切断来去除，剩下的棒状的部分100B(直径为300mm、长度为90mm)作为后述的热处理试验、维氏硬度试验、热锻试验的试样。

(比较例11)

将海绵状Ti、Al颗粒以及粒状的Fe(添加元素)作为熔解原料收纳在氧化钇坩埚内。调制了约500g的熔解原料，其中，含有28.0原子％的比例的Al，1.0原子％的比例的Fe，剩余部分主要为Ti。

接着，对调制好的熔解原料，以与实施例1相同的步骤进行熔接和铸造，从而获得了作为热处理试验、维氏硬度试验、热锻试验的试样的铸锭。

[热处理试验]

从实施例1的试样、比较例11的试样的各个中切出包括与补缩熔液部分的切断面的10mm×10mm×10mm的部分的小片，并对各个小片进行了热处理试验。具体地，对各个小片，进行了在1250℃下保持2小时的热处理，继而进行了水冷。通过切断该小片的中央并埋入至树脂中之后进行研磨的来制作组织观察以及硬度测定用的试片。

图2A、图2B中示出了使用扫描电子显微镜而获得的、热处理试验后的小片的截面中央的反射电子像。图2A与实施例1相对应，图2B与比较例11相对应。

[维氏硬度试验]

对实施例1的试样、比较例11的试样，使用与上述的相同的试片进行了维氏硬度试验。以荷重20kgf使金刚石压头压住研磨面，并测定出凹陷部分的对角线的长度，据此算出维氏硬度。

在实施例1的试样中，维氏硬度为HV653。根据该结果可知，实施例1的试样作为时钟等的外装部件具有充分的硬度。另一方面，在比较例11的试样中，维氏硬度为HV566。根据该结果可知，虽然与现有的Ti系合金相比比较例11的试样大幅提高了硬度，但还不能满足作为无需进行表面处理程度的硬度基准的HV600。

图3A、图3B中示出实施例1的试样、比较例11的试样的各个中的、由于维氏硬度试验而凹陷部分的光学显微镜照片。图3A与实施例1对应，图3B与比较例11对应。在实施例1的试样的表面，未产生伴随维氏硬度试验的龟裂(破裂)，因此可知实施例1的试样具有某种程度的韧性。与此相对，在比较例11的试样的表面，在凹陷的端部(压痕端部)产生了伴随维氏硬度试验的龟裂(破裂)，因此可知比较例11的试样不具有必要的韧性。

[热锻试验]

对实施例1的试样、比较例11的试样(均为直径30mm、长度90mm)，进行了热锻试验。具体地，首先，将各个试样放入加热炉内，在1250℃下保持30分钟后，从加热炉内取出。然后，对取出的各个试样进行300吨(ton)的油压挤压，并进行一次顶锻，使长度直至20mm。

图4A、图4B分别示出热锻试验后的实施例1的试样、比较例11的试样的照片。从图4A可知，在实施例1的试样中并未产生伴随热锻的破裂，实施例1的试样在热锻性方面优异。从而，只要是实施例1的试样的话，能够无问题地进行热锻，并能够获得微细组织均匀的、作为时钟外装部件的钛合金。与此相对，图4B可知，在比较例11的试样中，产生了伴随热锻的破裂，比较例11的试样在热锻方面并不优异。从而，在比较例11的试样中，在进行热锻方面存在障碍，并难以获得微细组织均匀的、作为时钟外装部件的钛合金。

以与实施例1、比较例11相同的步骤，将具有与实施例1、比较例11的钛合金不同的组分的钛合金(铸锭)制作成比较例1～10、12～24、实施例2～13的试样。对这些进行了与上述同等条件的热处理后的维氏硬度试验、以及与上述同等条件的热锻试验。

表1示出作为β稳定化元素而包含Cu、V、Nb、Mo、W中的任何一种的比较例1～9的试样的组分及试验结果。此外，表2示出作为β稳定化元素而包含Fe的比较例10～16、实施例1～7的试样的组分及试验结果。表3中示出作为β稳定化元素而包含Mn的比较例17～24、实施例8～13的试样的组分及试验结果。

[表1]

[表2]

[表3]

作为第三实施方式的钛合金，准备了组分不同的实施例3、6、14～21的试样、以及、与这些进行比较的比较例25、26的试样。针对这些试样，关于热处理后的冷却方式采用了空冷和水冷的两种情况，在其他条件与上述相同的条件下，实施了评价试验。表4示出各试样的组分及试验结果。

[表4]

关于表1～表4所示的实施例和比较例的试样，实施了与上述的试验相同的试验，并根据下面的判断基准(a)～(f)进行了评价。

[判断基准]

关于表1～3：

(a)关于1250℃×2h的热处理后进行了水冷的小片的试片的截面的研磨面的维氏硬度，以20kgf的荷重进行了试验，HV600以上的试片为适合的试样，不足HV600的试片为不适合的试样。

(b)关于上述维氏硬度试验中自压痕端部的破裂，未产生破裂的试片为适合的试样，产生破裂的试片为不适合的试样。

(c)使用了直径30mm、长度90mm的铸锭而实施了1250℃下的锻造试验的结果，锻造后的材料未产生破裂的试片为适合的试样，产生破裂的试片为不适合的试样。

关于表4：

(d)关于1250℃×2h的热处理后进行了空冷或水冷的小片的试片的截面的研磨面的维氏硬度，以20kgf的荷重进行了试验，HV600以上的试片为适合的试样，不足HV600的试片为不适合的试样。

(e)与上述的(b)相同。

(f)与上述的(c)相同。

比较例1的试样(合金编号1)为添加了3原子％的Cu的合金，虽然硬度和锻造性良好，但在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例2的试样(合金编号2)为添加了8原子％的Cu的合金，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例3的试样(合金编号3)为添加了12.5原子％的V的合金，维氏硬度不足600，因此在硬度方面存在问题，还产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

比较例4的试样(合金编号4)为添加了9原子％的Nb的合金，维氏硬度不足600，因此在硬度方面存在问题，还产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

比较例5的试样(合金编号5)为添加了17.5原子％的Nb的合金，在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，还产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

比较例6的试样(合金编号6)为添加了3.0原子％的Mo的合金，在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，还产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

比较例7的试样(合金编号7)为添加了6.0原子％的Mo的合金，维氏硬度不足600，因此在硬度方面存在问题，在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

比较例8的试样(合金编号8)为添加了5.0原子％的W的合金，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例9的试样(合金编号9)为添加了10.0原子％的W的合金，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例10的试样(合金编号10)为添加了27.0原子％的Al、6.0原子％的Fe的合金，Al的含有量比本发明中所规定的范围少，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例11的试样(合金编号11)如上所述，维氏硬度不足600，因此在硬度方面存在问题，在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面也存在问题，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

实施例1的试样(合金编号12)如上所述，为添加了30.0原子％的Al、2.0原子％的Fe的合金。

实施例2的试样(合金编号13)为添加了30.0原子％的Al、6.0原子％的Fe的合金。

实施例3的试样(合金编号14)为添加了31.0原子％的Al、3.0原子％的Fe的合金。

实施例4的试样(合金编号15)为添加了31.0原子％的Al、5.0原子％的Fe的合金。

实施例5的试样(合金编号16)为添加了32.0原子％的Al、6.0原子％的Fe的合金。

实施例1～5的试样的维氏硬度均超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

比较例12的试样(合金编号17)为添加了32.0原子％的Al、8.0原子％的Fe的合金，Fe的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例12的试样产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面存在问题，故为不适合的试样。

实施例6的试样(合金编号18)为添加了35.0原子％的Al、4.0原子％的Fe的合金。实施例6的试样的硬度超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

比较例13的试样(合金编号19)为添加了35.0原子％的Al、7.0原子％的Fe的合金，Fe的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例13的试样产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例14的试样(合金编号20)为添加了35.0原子％的Al、10.0原子％的Fe的合金，Fe的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例14的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，此外，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

实施例7的试样(合金编号21)为添加了38.0原子％的Al、4.0原子％的Fe的合金。实施例7的试样的硬度超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

比较例15的试样(合金编号22)为添加了38.0原子％的Al、8.0原子％的Fe的合金，Fe的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例15的试样产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例16的试样(合金编号23)为添加了39.0原子％的Al、4.0原子％的Fe的合金，Fe的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例16的试样产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

比较例17的试样(合金编号24)为添加了27.0原子％的Al、5.0原子％的Mn的合金，Al的含有量比本发明中所规定的范围少。比较例17的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例18的试样(合金编号25)为添加了28.0原子％的Al、3.0原子％的Mn的合金，Mn的含有量比本发明中所规定的范围少。比较例18的试样产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

实施例8的试样(合金编号26)为添加了30.0原子％的Al、8.0原子％的Mn的合金。

实施例9的试样(合金编号27)为添加了32.0原子％的Al、4.0原子％的Mn的合金。

实施例10的试样(合金编号28)为添加了32.0原子％的Al、6.0原子％的Mn的合金。

实施例8～10的试样的维氏硬度均超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

比较例19的试样(合金编号29)为添加了34.0原子％的Al、3.0原子％的Mn的合金，Mn的含有量比本发明中所规定的范围少。比较例19的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

实施例11的试样(合金编号30)为添加了34.0原子％的Al、6.0原子％的Fe的合金。实施例11的试样的硬度超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，还有，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

比较例20的试样(合金编号31)为添加了34.0原子％的Al、9.0原子％的Mn的合金，Mn的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例20的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例21的试样(合金编号32)为添加了35.0原子％的Al、10.0原子％的Mn的合金，Mn的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例21的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

实施例12的试样(合金编号33)为添加了37.0原子％的Al、6.0原子％的Mn的合金。实施例13的试样(合金编号34)为添加了38.0原子％的Al、6.0原子％的Mn的合金。实施例12、13的试样的硬度均超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

比较例22的试样(合金编号35)为添加了39.0原子％的Al、9.0原子％的Mn的合金，Al、Mn的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例22的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，故为不适合的试样。

比较例23的试样(合金编号36)为添加了39.5原子％的Al、12.0原子％的Mn的合金，Al、Mn的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例23的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

比较例24的试样(合金编号37)为添加了42.0原子％的Al、6.0原子％的Mn的合金，Al的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例24的试样的维氏硬度不足600，因此在硬度方面存在问题，在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

表4所示的实施例3的试样(合金编号14)为添加了31.0原子％的Al、3.0原子％的Fe的合金，并为在热处理后的冷却方式采用了空冷和水冷的两种情况下获得的合金。实施例3的试样的维氏硬度在空冷的情况下虽然不足600，但在水冷的情况下超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

实施例14的试样(合金编号38)为添加了31.0原子％的Al、3.0原子％的Fe、0.2原子％的Si的合金，Si的含有量比本发明中所规定的范围少。实施例14的试样的维氏硬度在空冷的情况下虽然不足600，但在水冷的情况下超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

实施例15的试样(合金编号39)为添加了31.0原子％的Al、3.0原子％的Fe、0.3原子％的Si的合金。实施例16的试样(合金编号40)为添加了31.0原子％的Al、3.0原子％的Fe、0.9原子％的Si的合金。实施例17的试样(合金编号41)为添加了31.0原子％的Al、3.0原子％的Fe、1.5原子％的Si的合金。在冷却方式采用了水冷、空冷中的任一情况下，维氏硬度均超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部均未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，均未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

比较例25的试样(合金编号42)为添加了31.0原子％的Al、3.0原子％的Fe、1.7原子％的Si的合金，Si的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例25的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

表4所示的实施例6的试样(合金编号18)为添加了35.0原子％的Al、4.0原子％的Fe的合金，并为在热处理后的冷却方式采用了空冷和水冷的两种情况下获得的合金。实施例6的试样的维氏硬度在空冷的情况下虽然不足600，但在水冷的情况下超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

实施例18的试样(合金编号43)为添加了35.0原子％的Al、4.0原子％的Fe、0.2原子％的Si的合金，Si的含有量比本发明中所规定的范围少。实施例18的试样的维氏硬度在空冷的情况下虽然不足600，但在水冷的情况下超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

实施例19的试样(合金编号44)为添加了35.0原子％的Al、4.0原子％的Fe、0.3原子％的Si的合金。实施例20的试样(合金编号45)为添加了35.0原子％的Al、4.0原子％的Fe、0.9原子％的Si的合金。实施例21的试样(合金编号46)为添加了35.0原子％的Al、4.0原子％的Fe、1.5原子％的Si的合金。在冷却方式采用了水冷、空冷中的任一情况下，维氏硬度均超过了600，因此具有充分的硬度，在维氏压痕端部均未产生破裂，因此具有充分的韧性，此外，均未产生基于锻造试验的破裂，因此具有充分的锻造性，故为适合的试样。

比较例26的试样(合金编号47)为添加了35.0原子％的Al、4.0原子％的Fe、1.7原子％的Si的合金，Si的含有量比本发明中所规定的范围多。比较例26的试样在维氏压痕端部产生了破裂，因此在韧性方面存在问题，产生了基于锻造试验的破裂，因此在锻造性方面也存在问题，故为不适合的试样。

(产业上的可利用性)

本发明的钛合金能够作为需要硬度、且在与人体接触的状态下使用的时钟的外装部件等的材料而广泛利用。

Claims (4)

1.一种钛合金，其特征在于，

含有28.0原子％以上且38.0原子％以下的比例的铝，

含有2.0原子％以上6.0原子％以下的比例的铁，并且

作为剩余部分而含有钛及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于，

还含有0.3原子％以上1.50原子％以下的比例的硅。

3.一种钛合金，其特征在于，

含有28.0原子％以上且38.0原子％以下的比例的铝，

含有4.0原子％以上8.0原子％以下的比例的锰，并且

作为剩余部分而含有钛及不可避免的杂质。

4.一种时钟外装部件用材料的制造方法，其特征在于，包括：

对权利要求1～3中任一项所述的钛合金进行热锻的热锻工序；以及

对热锻的所述钛合金进行热处理的热处理工序。