JP2000204425A

JP2000204425A - 高強度・高延性α＋β型チタン合金

Info

Publication number: JP2000204425A
Application number: JP11315810A
Authority: JP
Inventors: Hideto Oyama; 英人大山; Takayuki Kida; 貴之木田; Kazumi Furutani; 一己舊谷
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1998-11-12
Filing date: 1999-11-05
Publication date: 2000-07-25
Anticipated expiration: 2019-11-05
Also published as: JP3297027B2

Abstract

(57)【要約】【課題】優れた強度特性と冷間加工性を有し、具体的
には、焼鈍後の０．２％耐力で８１３ＭＰa(８３ｋｇｆ
／ｍｍ²)程度以上、抗張力で８８２ＭＰa（９０ｋｇｆ
／ｍｍ²）程度以上を有すると共に、限界冷延率が４０
％程度以上でコイル製造の可能なα＋β型チタン合金を
提供すること。【解決手段】全率固溶型β安定化元素の少なくとも１
種をＭｏ当量で２．０〜４．５質量％、共析型β安定化
元素の少なくとも１種をＦｅ当量で０．３〜２．０質量
％を含有する他、Ａｌ当量が３質量％超６．５質量％未
満で、Ｓｉを０．１〜１．５質量％含み、あるいは更に
Ｃを０．０１〜０．１５質量％含有する高強度・高延性
α＋β型チタン合金である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高強度で且つ溶接
性（溶接熱影響部の延性を意味する：以下同じ）に優れ
ると共に、延性が良好でコイル製造の可能な高強度チタ
ン合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】チタン合金は、軽量で且つ強度、靭性、
耐食性に優れたものであることから、近年、航空宇宙産
業や化学工業等の分野で広く実用化されている。しかし
ながらチタン合金は元々加工性の悪い材料であり、それ
ゆえ成形加工のためのコストが他の材料に比較して非常
に高くつくという大きな欠点がある。例えば代表的なα
＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は難加
工材であって冷間加工性が悪く、冷間加工によってコイ
ル化することは実質的に不可能とされている。

【０００３】そこでＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を板状に加
工する際には、パック圧延と呼ばれる手法が採用されて
いる。即ちパック圧延とは、熱間圧延によって得たＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖ合金板を層状に重ね合わせて軟鋼製の箱
に入れ、所定の温度より下がらない様に保温しつつ熱間
圧延により薄板を製造する方法であるが、この方法で
は、パックを製造するための軟鋼カバーやパック溶接が
必要になる他、チタン合金板同士の拡散接合を阻止する
ため離型剤を塗布しなければならないなど、冷間圧延に
比べて作業が極めて煩雑で多大な費用を要する上に、熱
間圧延に適した温度域が限られているため加工上の制約
も多い。

【０００４】これに対し特開平３−２７４２３８号公報
や同３−１６６３５０号公報には、チタン母材中のＡ
ｌ，ＶおよびＭｏの含有量を規定し、且つ、Ｆｅ，Ｎ
ｉ，Ｃｏ，Ｃｒから選ばれる少なくとも一種の合金元素
を適量含有させることによって、上記Ｔｉ−６Ａｌ−４
Ｖ合金並みの強度を有すると共に、超塑性加工性や熱間
加工性においてＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金よりも優れたチ
タン合金が得られると記述されている。

【０００５】更に特開平７−５４０８１号公報や同７−
５４０８３号公報には、Ａｌ含有量を１．０〜４．５％
レベルに低減すると共に、Ｖ含有量を１．５〜４．５
％、Ｍｏ含有量を０．１〜２．５％に規定し、或いは更
に少量のＦｅやＮｉを含有させることによって、高強度
を維持しつつ冷間加工性を高め、更には溶接性（特に溶
接熱影響部の強度）も高めたチタン合金が開示されてい
る。

【０００６】このチタン合金は、冷間加工性と高強度を
兼ね備え且つ溶接性も改善されている点で優れたものと
考えられる。ところがこれらの発明では、優れた冷間加
工性を確保することの必要上、塑性加工時の変形抵抗が
抑えられているため強度はかなり低くなり、高強度とは
いえ焼鈍後の０．２％耐力で７８４ＭＰa（８０ｋｇｆ
／ｍｍ²）レベルが限度であって、それ以上に強度を高
めると冷間加工性が低下するため、コイル製造は殆ど不
可能になる。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、α＋
β型チタン合金を対象とし、優れた強度特性と冷間加工
性を有し、具体的には、焼鈍後の０．２％耐力で８１３
ＭＰa(８３ｋｇｆ／ｍｍ²)程度以上、抗張力で８８２Ｍ
Ｐa（９０ｋｇｆ／ｍｍ²）程度以上を有すると共に、限
界冷延率が４０％程度以上でコイル製造の可能な延性を
備えたα＋β型チタン合金を提供しようとするものであ
る。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る高強度・高延性α＋β型チタン合
金とは、全率固溶型β安定化元素の少なくとも１種をＭ
ｏ当量で２．０〜４．５質量％（以下、特記しない限り
質量％を表わす）、共析型β安定化元素の少なくとも１
種をＦｅ当量で０．３〜２．０％を含み、更にＳｉを
０．１〜１．５％含有するところに特徴を有している。
該チタン合金は、α安定化元素であるＡｌを含めた好ま
しいＡｌ当量は３％超６．５％未満であり、更に他の元
素として０．０１〜０．１５％のＣを含有させると、強
度特性は更に優れたものとなる。

【０００９】

【発明の実施の形態】上記の様に本発明のα＋β型チタ
ン合金は、全率固溶型β安定化元素と共析型β安定化元
素の含有量が規定され、好ましくはα安定化元素である
Ａｌを含めた好ましいＡｌ当量の規定されたα＋β型チ
タン合金を基本組成とし、これに適量のＳｉを含有させ
ると共に、好ましくは更に他の元素として適量のＣを含
有させることにより、優れた強度特性と冷間加工性を与
え、高強度でありながらコイル製造を可能にしたもので
あり、以下、上記各構成元素の含有比率を規定した理由
を明らかにする。

【００１０】全率固溶型β安定化元素の少なくとも１
種：Ｍｏ当量で２．０〜４．５％Ｍｏ等の全率固溶型β安定化元素は、β相の体積比を増
加させると共にβ相に固溶して強度上昇に寄与する。ま
た、チタン母材中に固溶して微細な等軸晶組織を作り易
くする性質もあり、強度・延性バランス向上の観点から
も有益な元素である。こうした全率固溶型β安定化元素
の作用を有効に発揮させるには２．０％以上、より好ま
しくは２．５％以上含有させるべきであるが、多過ぎる
とβ焼鈍後の延性低下に加えて、チタン合金の耐食性が
増大し、冷延後に行われる焼鈍時に生成する酸化スケー
ルおよびαケースと呼ばれる酸素が固溶した地金の除去
が困難になり、加工性を阻害するばかりでなくチタン合
金全体の密度を高め、チタン合金が本来有している高比
強度という特性が損なわれるので、４．５％以下、より
好ましくは３．５％以下に抑えるべきである。

【００１１】なお全率固溶型β安定化元素の中で最も代
表的なのはＭｏであるが、Ｖ，Ｔａ，Ｎｂ等もこうした
Ｍｏと同様の効果を有しているので、これらを含有する
場合は、これらを含めたＭｏ当量として［Ｍｏ＋1/1.5
・Ｖ＋1/5・Ｔａ＋1/3.6・Ｎｂ］が２．０〜４．５％の範
囲となる様に調整すべきである。

【００１２】共析型β安定化元素の少なくとも１種：Ｆ
ｅ当量で０．３〜２．０％Ｆｅ等の共析型β安定化元素は、少量の添加で強度を高
める他、熱間加工性を向上させる効果も有している。ま
た現時点で理由は明確にされていないが、特にＭｏとＦ
ｅを共存させると冷間加工性が高められる。こうした作
用を有効に発揮させるにはＦｅとして０．３％以上、よ
り好ましくは０．４％以上を含有させるべきである。し
かしながら、Ｆｅ含有量が多くなり過ぎると、β焼鈍後
の延性が大きく低下する他、鋳塊製造時の偏析が顕著に
なって品質安定性を阻害する原因になるので、２．０％
以下、より好ましくは１．５％以下に抑えるべきであ
る。

【００１３】尚Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｏ等もこうしたＦｅと同
様の効果を有しているので、Ｃｒを含有する場合は、こ
れらを含めたＦｅ当量として［Ｆｅ＋1/2・Ｃｒ＋1/2・
Ｎｉ＋1/1.5・Ｃｏ＋1/1.5・Ｍｎ］が０．３〜２．０％
の範囲となる様に調整しなければならない。

【００１４】Ａｌ当量：３％超６．５％未満Ａｌは、α安定化元素として強度向上に寄与する元素で
あり、Ａｌ含有量が３％以下ではチタン合金が強度不足
となる。しかしＡｌ含有量が６．５％以上になると限界
冷延率が低くなってコイル化が困難になるばかりでな
く、コイル製品としての冷間加工性も低下し、所定の厚
さに圧延するまでの冷延および焼鈍回数が増えるためコ
ストの上昇につながる。強度と冷間加工性の兼ね合いを
考慮してより好ましいＡｌ当量の下限は３．５％、より
好ましい上限は５．５％である。

【００１５】尚本発明においては、ＳｎやＺｒについて
もＡｌと同様にα安定化元素としての作用を発揮すると
ころから、それらの元素を含有する場合は、それらの元
素を含めて、Ａｌ当量として［Ａｌ＋1/3・Ｓｎ＋1/6・Ｚ
ｒ］が３％超６．５％未満の範囲となる様に調整するこ
とが望ましい。

【００１６】本発明でベースチタン合金として用いられ
る上記成分組成の要件を満たす好ましいα＋β型チタン
合金の代表例としては、Ｔｉ−(4〜5%)Ａｌ−(1.5〜３
%)Ｍｏ−(1〜2%)Ｖ−(0.3〜2.0%)Ｆｅ（特に、Ｔｉ−4.
5%Ａｌ−２%Ｍｏ−1.6%Ｖ−0.5%Ｆｅ）等が挙げられ
る。

【００１７】Ｓｉ：０．１〜１．５％上記全率固溶型β
安定化元素と共析型β安定化元素、更にはＡｌ当量の含
有率要件を満たすベース組成のα＋β型チタン合金は、
限界冷延率が４０％程度以上の優れた冷間加工性を有し
ておりコイル化が可能であるが、強度特性や溶接性は必
ずしも十分とはいえず、最近における高強度化の要請に
は応えることができない。

【００１８】ところが、上記ベース組成のα＋β型チタ
ン合金中に０．１〜１．５％のＳｉを含有させると、コ
イル化に必要な延性を低下させることなくチタン合金と
しての強度特性と溶接熱影響部の特性（強度と延性）を
著しく高め得ることが確認された。

【００１９】即ちＳｉは、α＋β型チタン合金の冷延性
に殆ど悪影響を及ぼすことなく強度特性を高める作用を
有し、しかも溶接熱影響部についても強度と延性を高め
る作用を発揮する。そしてこうしたＳｉの適量添加によ
って、チタン合金母材の強度や延性を一段と高めると共
に、溶接熱影響部についても高レベルの強度と延性を示
すものが得られるのである。

【００２０】こうしたＳｉの作用をより効果的に発揮さ
せるには、Ｓｉを０．１〜１．５％という非常に限られ
た範囲で含有させることが必要であり、Ｓｉの含有率が
不足する場合は、強度不足になる傾向が現れる他、溶接
部の強度−延性バランス向上効果も不十分になり、逆に
１．５％を超えると、冷延性が乏しくなってコイル製造
が困難になる。上記Ｓｉの利害得失を考慮してより好ま
しいＳｉの下限値は０．２％、より好ましい上限値は
１．０％である。

【００２１】Ｃ：０．０１〜０．１５％Ｃは、α＋β型
チタン合金の優れた延性を維持しつつ強度特性を更に高
める作用を有し、且つ溶接熱影響部については、若干の
延性低下を招くものの強度を著しく高める作用を有して
おり、こうしたＣの添加効果によって、チタン合金母材
の強度や延性は一段と高められ、溶接熱影響部の強度と
延性を更に高めることができる。

【００２２】こうしたＣの作用をより効果的に発揮させ
るには、Ｃを０．０１〜０．１５％以下という非常に限
られた範囲で含有させることが必要であり、Ｃの含有率
が不足する場合は強度不足となり、逆に０．１５％を超
えるとＴｉＣの如き炭化物の顕著な析出硬化によって冷
延性が損なわれ、コイル圧延の障害となる。こうしたＣ
の利害得失を考慮してより好ましいＣの下限値は０．０
２％、より好ましい上限値は０．１２％である。

【００２３】また本発明においては、上記ＳｉやＣに加
えて少量のＯ(酸素)を含有させると、チタン合金のコイ
ル化や延性に殆ど悪影響を及ぼすことなく強度を一段と
高めることができるので好ましい。こうした酸素の効果
はごく少量で発揮されるが、その効果をより確実に発揮
させるには、０．０７％程度以上、より好ましくは０．
１％程度以上含有させるのがよい。ただし、酸素含有量
が多くなり過ぎると冷間加工性が低下する他、過度の強
度上昇により延性も低下してくるので、酸素含有量は
０．２５％以下、より好ましくは０．１８％以下に抑え
るべきである。

【００２４】本発明において、ベースとなる前記α＋β
型チタン合金中に適量のＳｉ或いはこれとＣ、更には適
量の酸素を含有させることによって上記の様な作用効果
が発揮される理由は必ずしも明確にされた訳ではない
が、次の様なことが考えられる。

【００２５】即ち、適量のＳｉを含有させることによっ
て冷延性を損なうことなく強度特性が高められる理由に
ついては、Ｓｉはβ相内に固溶して強度向上に寄与する
にも拘らず延性には大きな阻害要因とはならず、また固
溶限を超えてＳｉを含有させても、シリサイドが形成さ
れることによってβ相中のＳｉ濃度はある一定以下に保
たれる。従って、過度のシリサイドの生成により延性が
阻害されない範囲にＳｉ含有量を抑えてやれば、高延性
を維持しつつ強度特性が高められるものと考えられる。

【００２６】また適量のＳｉを含有させると、上記の様
にβ相内に生成するシリサイドによって溶接熱影響部に
おける結晶組織の粗大化が抑制され、且つシリサイドの
析出によってＴｉがトラップされてβ相が安定化し、あ
るいは固溶Ｓｉの変態抑制作用によって残留β相が増大
し、これらの効果が相俟って溶接性が改善されるものと
思われる。

【００２７】またＣもα相内に固溶して強度向上に寄与
するが、α相の延性にはそれほど大きな阻害要因とはな
らない。しかも固溶限を超えるＣが含まれていても、カ
ーバイドが形成されることでα相内のＣ濃度はある一定
値以下に保たれる。従って、過度のカーバイドの生成に
より延性が阻害されない範囲にＣ含有量を抑えてやれ
ば、高延性を維持しつつ強度特性が高められるものと考
えられる。

【００２８】なおＳｉおよびＣは、上記作用効果に加え
てＴｉ合金の耐熱性を高める作用も発揮する。

【００２９】更にＯは、α相、β相の双方に固溶（固溶
量自体はα相の方が多い）して固溶強化作用を発揮する
が、いずれの相においても固溶量が多くなると延性を阻
害するので、その含有量は前述の如く極少量に抑えるべ
きである。

【００３０】本発明のチタン合金には、上記以外の元素
が不可避的に混入してくることがあるが、上記本発明合
金の特性を阻害しない限りそれら元素の微量の含有は許
容される。また、本発明の前記特性を維持しつつ更に他
の特性を与えるため、前述した以外の元素を積極的に含
有させることも可能である。その様な許容される積極添
加元素としては、耐食性向上効果を有する白金族元素
（Ｐｂ，Ｒｕ，Ｉｒ，Ｉｎなど：好ましくは０．０３〜
０．２％程度）、耐熱性向上効果を有するＰ（好ましく
は０．０５％程度以下）、強度向上効果を有するＮ（好
ましくは０．０３％程度以下）などが例示される。

【００３１】前述の如く構成元素の特定された本発明の
α＋β型チタン合金は、全率固溶型β安定化元素と共析
型β安定化元素、好ましくは更にＡｌ当量の規定された
α＋β型チタン合金を基本組成とし、これに適量のＳｉ
を含有させ、あるいは更に適量のＣやＯを含有させるこ
とによって、高レベルの強度特性を有しながらコイル製
造の可能な優れた延性を有し、更には溶接性においても
優れた特性を有するものであり、具体的には、α＋β温
度域で焼鈍した後の０．２％耐力が８１３ＭＰa(８３ｋ
ｇｆ／ｍｍ²)程度以上、抗張力が８８２ＭＰa（９０ｋ
ｇｆ／ｍｍ²）程度以上を有すると共に、４０％以上の
限界冷延率を示すものとなる。

【００３２】ちなみに、α＋β型チタン合金であっても
該限界冷延率が４０％未満のものでは、連続法によりコ
イル製造を行うと、冷間圧延−焼鈍の繰り返し数が多く
なるためコスト的に実情にそぐわなくなるばかりでな
く、再結晶組織が得られ難くなって板材としてＴ方向・
Ｌ方向の異方性が大きくなるなどの問題が生じてくる。
ところが、上記限界冷延率が４０％以上を示すもので
は、連続法によって支障なくコイル製造を行うことがで
き、生産性の向上によりコストを大幅に低減することが
可能となる。

【００３３】ここで限界冷延率とは、工業的観点からす
ると、僅かな割れが発生してもその割れがある程度（例
えば５ｍｍ程度）で進展が止まっている段階から、板面
にまで割れが進展し始める限界の板厚減少率をいう。

【００３４】尚、本発明のα＋β型チタン合金を用いた
冷延までの上流側加工条件は特に制限されないが、一般
的には次の様な条件で行なわれる。即ち、鋳塊を変態温
度以上で分塊（鍛造または圧延）して圧延スラブを得
る。この時、マクロ組織を微細にする必要がある場合
は、最終スラブを得るまでに分塊圧延などを意図的に２
回以上に分けて行なうこともある。次いで、得られた熱
延スラブを変態温度以下のα＋β温度域（通常、［β変
態点−３０］±２０℃程度）に加熱して熱間圧延した
後、７００℃〜変態温度以下の温度範囲（但し、８５０
℃前後は避けた方がよい）で焼鈍し、脱スケール処理を
行なって熱延材を得る。該熱延材を用いた冷延は、圧下
率で４０％前後を目安とし、７００℃〜変態温度以下の
温度域（但し、８５０℃前後は避けた方がよい）で焼鈍
する操作を繰り返して所定の板厚を得る。

【００３５】ところで冷延によってコイルを得るには、
ホットコイルに巻くことを想定して熱延性にも優れてお
り、温度低下により内部割れや耳割れを起こし難いこと
が望まれる。しかし本発明では、前述の如く適量のＳｉ
やＣを含有させると共にβ安定化元素量を低減してお
り、β変態温度を十分に高めているので、変態温度以下
でホットコイルに巻く時の熱間加工性にも優れている。
なお等軸組織化させるには、一般にβ変態点以下での熱
延が必要とされている。熱間加工性の観点からすると、
β変態点は９００℃以上、より好ましくは９５０℃以上
にすることが望ましい。

【００３６】ところで本発明においては、上記の様にα
＋β型チタン合金のベース組成を特定すると共に、Ｓｉ
の含有率、或いは更にＣやＯの含有率を規定することに
よって、高レベルの強度特性を維持しつつコイル製造の
可能な優れた冷延性を確保できるが、これらのチタン合
金について溶接熱影響部の強度特性をより確実に保証す
るための要件について更に検討を行ったところ、β温度
域で焼鈍した後の０．２％耐力（ＹＳ）と伸び率（Ｅ
ｌ）の関係が下記式(1)の関係を満たすものは、溶接熱
影響部の強度-伸びバランスが良好であり、安定して高
い溶接性が発揮されることが確認された。この点につい
ては、後記実施例で図１を示して詳細に説明する。

【００３７】 6.9×（ＹＳ−85.2）＋25×（Ｅｌ−8.2）≧０……(1) 上記の様に本発明のα＋β型チタン合金は、限界冷延率
が４０％程度以上といった従来のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合
金等にはみられない優れた冷延性を有しているので、従
来では殆ど不可能であったコイル製造が可能であると共
に、冷間加工によって様々の形状、例えば薄板、波板、
パイプ状などに容易に加工することができる。

【００３８】この時、冷間加工物の種類によっては、上
記限界冷延率を超えて圧延しなければならないこともあ
るが、この場合は冷間圧延の途中で１回若しくは複数回
の軟化焼鈍処理を行い、加工硬化を緩和しながら任意の
厚さにまで冷間圧延を行えばよい。いずれにしても本発
明のチタン合金は４０％程度以上の高い限界冷延率を有
しているので、前述した様なパック圧延等を要すること
なく冷間圧延のみによって任意の厚さや形状に加工する
ことができる。

【００３９】尚、必要により冷間加工途中で行われる焼
鈍の条件は特に限定されないが、通常はβトランザス
（Ｔ_b）を基準にして（Ｔ_b−300℃）〜（Ｔ_b-25℃）の
範囲で３〜１２０分程度の条件が採用される。

【００４０】この様な焼鈍処理を施すことによって得ら
れるα＋β型チタン合金は、前述の如く、α＋β温度域
で焼鈍した後の常温における０．２％耐力が８１３ＭＰ
a(８３ｋｇｆ／ｍｍ²)程度以上で且つ抗張力が８８２Ｍ
Ｐa（９０ｋｇｆ／ｍｍ²）程度以上を示し、且つ溶接し
た後の溶接熱影響部の強度・延性バランスも優れたもの
である点で、従来のチタン合金には見られない卓越した
物理的特性を有するものとなる。

【００４１】かくして得られる本発明のα＋β型チタン
合金は、その優れた冷間加工性を生かしてコイル製造が
可能であり、また冷間加工の有る無しに拘らず、線棒、
管など任意の形状に容易に加工することができる。ま
た、上記の様に優れた強度特性と延性を兼備しており且
つ溶接性が良好で溶接熱影響部は高レベルの延性を示す
ので、最終製品に加工するまでに溶接が行われる用途、
例えば熱交換器用のプレート材、Ｔｉゴルフヘッド材
料、溶接管、各種線材、棒材、極細線材、航空機部品、
登山用品、釣り具など、更にはこれら以外の超塑性成形
材や各種複合材等として幅広く有効に活用できる。

【００４２】

【実施例】以下、実施例を挙げて本発明の構成と作用効
果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実
施例によって制限を受ける訳ではなく、前・後記の趣旨
に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能
であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含さ
れる。

【００４３】実施例１表１に示す成分組成のチタン合金鋳塊(６０×１３０×
２６０ｍｍ)をインダクトスカル溶解で製造し、次にβ
温度域（約１１００℃)に加熱してから厚さ４０ｍｍの
板に分塊圧延した後、β温度域（約１１００℃）加熱で
３０分間保持してから空冷する。次いでβ変態点以下の
α＋β域（９００〜９２０℃）加熱で熱間圧延し、厚さ
４．５ｍｍの熱延板を製造した。その後、再びα＋β域
（約７６０℃）で３０分間焼鈍してから、０．２％耐
力、抗張力、伸び率を測定した。なお試験片は、供試板
の表面を機械加工し、標点間距離５０ｍｍ、平行部の巾
を１２．５ｍｍに加工した。

【００４４】次いで、ショットブラスト処理および酸洗
を行なって表面の酸化層を除去した後引張特性を評価し
た。またこれを冷延素材とし、１パス当たりの圧下量を
約０．２ｍｍとして板面割れが発生するまで冷延を続け
て冷延性を評価した。また溶接性を評価するため、各供
試材をＴβ以上である１０００℃で５分間加熱してから
空冷し、針状組織での引張特性を調べた。

【００４５】結果を表２に一括して示す。

【００４６】

【表１】

【００４７】

【表２】

【００４８】また図１は、上記表１に示した実験データ
のうち、溶接熱影響部の物性に対応するβ焼鈍後の０．
２％耐力と伸び率の関係をグラフ化して示したものであ
る。

【００４９】このグラフにおいて、実線Ｙは、比較材の
うち冷延性が×（限界冷延率が４０％未満）以外のもの
の０．２％耐力と伸び率の関係を結んだものであり、鎖
線Ｘは、［6.9×（ＹＳ−85.2）＋25×（Ｅｌ−8.2）］
で示される関係式を表わしている。

【００５０】このグラフからも明らかである様に、実線
Ｙと鎖線Ｘは０．２％耐力が８１３ＭＰa(８３ｋｇｆ／
ｍｍ²)の点で交差しており、該耐力よりも高耐力の領域
における実線Ｙ（比較材）の傾斜勾配は鎖線Ｘよりも急
激であり、このグラフより、比較材では高耐力領域にお
いて耐力の上昇に伴って伸び率が急激に低下することを
確認できる。これに対し本発明の実施例では、耐力と伸
び率の関係がいずれも鎖線Ｘよりも右上側に位置してお
り、耐力の上昇に伴う伸び率の低下が相対的に少なく、
高強度で且つ高延性を示すものであることを確認でき
る。

【００５１】また図２は、α＋β焼鈍後の０．２％耐力
と伸び率の関係を整理して示したグラフであり、このグ
ラフからは、８１３ＭＰa(８３ｋｇｆ／ｍｍ²)の耐力を
境にして、比較材はいずれも上記耐力に達していないの
に対し、実施例材ではいずれもこれ以上の耐力を示して
おり、このグラフからも、本発明材は高強度で且つ優れ
た延性を有していることが分かる。

【００５２】実施例２前記実施例１で用いた符号Ｍのチタン合金（Ti-2Mo-1.6
V-0.5Fe-4.5Al-0.3Si-0.03C）と、これに耐食性向上元
素として白金族元素のＲｕを０．０５％添加したチタン
合金（Ti-2Mo-1.6V-0.5Fe-4.5Al-0.3Si-0.03C-0.05R
u）、および従来品としてＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を使
用し、これらを実施例１と同様にして分塊圧延→熱延→
焼鈍を順次行ない、更に前処理として湿式研磨（＃４０
０）および脱脂処理を行なって得た冷延素材について、
実施例１と同様にして冷延性、強度、溶接性を調べると
共に、耐隙間腐食性（２０％ＮａＣｌ水溶液に１００℃
で１週間浸漬）を調べた。

【００５３】結果は下記表３に示す通りであり、符合Ｘ
の本発明材は、符合Ｚの従来材に比べて耐隙間腐食性に
劣るが、これに白金族元素として微量のＲｕを添加した
符号Ｙの本発明材は、符号Ｘの優れた冷延性、強度、溶
接性を維持しつつ、卓越した耐隙間腐食性を示すことが
分かる。

【００５４】

【表３】

【００５５】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、全
率固溶型β安定化元素と共析型β安定化型元素の含有率
を規定したα＋β型Ｔｉ合金をベース組成とし、これに
特定量のＳｉを含有させ、或いは更に少量のＣや酸素を
含有させることによって、最も汎用されているチタン合
金であるＴｉ-６Ａｌ-４Ｖ合金に勝るとも劣らない強度
特性を有すると共に、該合金に欠けていた冷間加工性を
著しく高めてコイル圧延を可能にすると共に、溶接熱影
響部の強度および延性を著しく改善し、成形加工性と強
度、溶接性の全てを兼ね備えたチタン合金を提供し得る
ことになった。

【００５６】従って本発明のチタン合金は、その特徴を
生かして様々の用途に広く活用できるが、特にその優れ
た耐食性、軽量性、電熱特性を活かし、且つその優れた
冷延性を活用することにより、例えば熱交換器用のプレ
ート材などとして極めて有効に利用できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】β温度域での焼鈍後（溶接熱影響部に相当）の
０．２％耐力と伸び率の関係を示すグラフである。

【図２】α＋β温度域での焼鈍後の０．２％耐力と伸び
率の関係を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】全率固溶型β安定化元素の少なくとも１
種をＭｏ当量で２．０〜４．５質量％、共析型β安定化
元素の少なくとも１種をＦｅ当量で０．３〜２．０質量
％を含み、更にＳｉを０．１〜１．５質量％含有するこ
とを特徴とする高強度・高延性α＋β型チタン合金。
【請求項２】Ａｌ当量が３質量％超６．５質量％未満
である請求項１に記載のチタン合金。
【請求項３】更に他の元素として０．０１〜０．１５
質量％のＣを含むものである請求項1または２に記載の
チタン合金。