JP2012012652A - β TITANIUM ALLOY - Google Patents
β TITANIUM ALLOY Download PDFInfo
- Publication number
- JP2012012652A JP2012012652A JP2010149397A JP2010149397A JP2012012652A JP 2012012652 A JP2012012652 A JP 2012012652A JP 2010149397 A JP2010149397 A JP 2010149397A JP 2010149397 A JP2010149397 A JP 2010149397A JP 2012012652 A JP2012012652 A JP 2012012652A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- titanium alloy
- type titanium
- present
- mass
- content
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Abstract
Description
本発明は、β型チタン合金に関するものである。 The present invention relates to a β-type titanium alloy.
チタン合金は、鋼と比較して、軽くて強く、耐食性に優れた材料である。チタン合金は、一般に、相構造の違いによりα型、α＋β型、β型に大別することができる。これらのうち、β型チタン合金は、加工性に優れることから、バネ形状等、比較的複雑な形状が必要とされる部材の材料として好適に用いられる。 Titanium alloys are lighter, stronger, and superior in corrosion resistance compared to steel. In general, titanium alloys can be roughly classified into α-type, α + β-type, and β-type depending on the phase structure. Among these, the β-type titanium alloy is excellent in workability, and is therefore preferably used as a material for a member that requires a relatively complicated shape such as a spring shape.
この種のβ型チタン合金に求められる重要な機械的特性の一つとして、疲労強度がある。例えば、自動車エンジン等にβ型チタン合金を用いる場合には、高い疲労強度が要求される。従来、β型チタン合金の疲労強度を向上させる試みとしては、下記の技術が公知である。 One of the important mechanical properties required for this type of β-type titanium alloy is fatigue strength. For example, when a β-type titanium alloy is used for an automobile engine or the like, high fatigue strength is required. Conventionally, the following techniques are known as attempts to improve the fatigue strength of β-type titanium alloys.
例えば、特許文献１には、β型チタン合金素材の表面に酸化皮膜を形成した後に冷間加工を施す技術、および、その後に時効処理を施す技術が開示されている。 For example, Patent Document 1 discloses a technique for performing cold working after forming an oxide film on the surface of a β-type titanium alloy material, and a technique for performing aging treatment thereafter.
また、特許文献２には、チタンを基とし、Ａｌを２．０〜４．０重量％、Ｖを７．０〜９．０重量％、Ｃｒを５．０〜７．０重量％、Ｍｏを３．０〜５．０重量％、Ｚｒを３．０〜５．０重量％含有するβ型チタン合金に冷間加工を加えた後、時効処理、ショットピーニング処理を施す技術が開示されている。 Further, Patent Document 2 is based on titanium, Al is 2.0 to 4.0 wt%, V is 7.0 to 9.0 wt%, Cr is 5.0 to 7.0 wt%, Mo Is disclosed in which a aging treatment and a shot peening treatment are performed after cold working a β-type titanium alloy containing 3.0 to 5.0 wt% of Zr and 3.0 to 5.0 wt% of Zr. Yes.
なお、特許文献３のチタン合金は、α＋β型チタン合金であり、β型チタン合金ではないが、同文献には、高強度化に有効な元素として、重量％で、Ｎを０．０６〜０．２０％の範囲内で積極的に添加する点が記載されている。また、Ｎ量が０．２０重量％を越えると延性や靱性の低下が大きくなる点が記載されている。 The titanium alloy of Patent Document 3 is an α + β type titanium alloy and not a β type titanium alloy. However, in this document, N is 0.06 to 0% by weight as an element effective for increasing the strength. The point of positively adding within the range of 20% is described. Further, it is described that when the amount of N exceeds 0.20% by weight, the decrease in ductility and toughness increases.
また、特許文献４のチタン合金も、α型あるいはα＋β型チタン合金であると考えられ、β型チタン合金ではないが、重量％で、Ｎ：０．０５〜０．１５％、Ｏ：０．２５％以下、Ａｌ：０．５〜６．０％、Ｆｅ：０．５〜１．５％、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる高強度・高延性チタン合金が記載されている。 Further, the titanium alloy of Patent Document 4 is also considered to be an α-type or α + β-type titanium alloy, and is not a β-type titanium alloy, but N: 0.05 to 0.15% by weight%, O: 0.0. A high-strength and high-ductility titanium alloy consisting of 25% or less, Al: 0.5-6.0%, Fe: 0.5-1.5%, the balance being Ti and inevitable impurities is described.
しかしながら、従来技術は以下の点で問題があった。すなわち、特許文献１の技術は、冷間加工のまま、または、冷間加工後に時効処理を施している。そのため、引張強度が上昇するものの、極端に伸び・絞りが低下し、靱性に乏しくなって十分な疲労強度が得られていない可能性がある。 However, the prior art has problems in the following points. That is, in the technique of Patent Document 1, the aging treatment is performed in the cold working state or after the cold working. Therefore, although the tensile strength is increased, there is a possibility that the elongation / drawing is extremely reduced and the toughness is poor and sufficient fatigue strength is not obtained.
また、特許文献２の技術は、β相安定化元素として高価なＶ、Ｍｏを添加する上、時効処理後にショットピーニング処理まで行う。そのため、製造コストが高くなり不利である。 In the technique of Patent Document 2, expensive V and Mo are added as β-phase stabilizing elements, and the shot peening process is performed after the aging process. For this reason, the manufacturing cost is high, which is disadvantageous.
このように、特許文献１、２の技術は、いずれも製造方法を工夫することによって疲労強度を向上させようとするものであり、成分元素を調整することにより疲労強度を改善しようとするものではない。また、高強度化を図るために時効処理が施されているので、引張強度が高くなる反面、靱性が低下してしまう。そのため、高い疲労強度を得ることは困難である。 As described above, the techniques of Patent Documents 1 and 2 are both intended to improve the fatigue strength by devising the manufacturing method, and are not intended to improve the fatigue strength by adjusting the component elements. Absent. Moreover, since the aging treatment is performed to increase the strength, the tensile strength is increased, but the toughness is lowered. Therefore, it is difficult to obtain high fatigue strength.
また、特許文献３、４に記載のチタン合金は、いずれもβ型チタン合金ではないので、冷間加工性に劣る。 Moreover, since the titanium alloys described in Patent Documents 3 and 4 are not β-type titanium alloys, they are inferior in cold workability.
本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、本発明が解決しようとする課題は、主に成分元素を調整することにより、従来と比較して、冷間加工性、引張強度、疲労強度に優れたβ型チタン合金を提供することにある。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and the problem to be solved by the present invention is that, mainly by adjusting the component elements, cold workability, tensile strength, fatigue strength as compared with the prior art. It is to provide a β-type titanium alloy having excellent resistance.
上記課題を解決するため、本発明に係るβ型チタン合金は、質量％で、Ｎ：０．２超〜３．０％、Ｃｒ：１．０〜２２．０％、および、Ｏ：０．０５〜０．１５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなることを要旨とする。ここで、上記β型チタン合金は、質量％で、Ｆｅ：０．５〜５．０％をさらに含有していても良い。また、上記β型チタン合金は、質量％で、Ｓｎ：０．５〜５．０％をさらに含有していても良い。また、上記β型チタン合金は、質量％で、Ａｌ：６．５％以下をさらに含有していても良い。 In order to solve the above-described problems, the β-type titanium alloy according to the present invention is, in mass%, N: more than 0.2 to 3.0%, Cr: 1.0 to 22.0%, and O: 0.0. The gist is that it contains 0.5 to 0.15%, and the balance consists of Ti and inevitable impurities. Here, the β-type titanium alloy may further contain Fe: 0.5 to 5.0% by mass. The β-type titanium alloy may further contain Sn: 0.5 to 5.0% by mass. Further, the β-type titanium alloy may further contain Al: 6.5% or less by mass.
本発明に係るチタン合金は、Ｎ、Ｃｒ、Ｏの成分が特定割合に調整されている。そのため、従来と比較して、冷間加工性、引張強度、疲労強度に優れる。また、上記特性を得るのに時効処理やショットピーニング処理等をわざわざ実施する必要もない。ここで、安価なβ相安定化元素であるＦｅを特定割合含有する場合には、低コスト化に寄与できる。また、Ｓｎを特定割合含有する場合には、β相の強化に寄与できる。また、Ａｌを特定割合含有する場合には、強度向上に寄与できる。 In the titanium alloy according to the present invention, the components of N, Cr, and O are adjusted to a specific ratio. Therefore, it is excellent in cold workability, tensile strength, and fatigue strength as compared with the conventional case. In addition, it is not necessary to perform aging treatment, shot peening treatment or the like in order to obtain the above characteristics. Here, when a specific proportion of Fe, which is an inexpensive β-phase stabilizing element, is contained, it can contribute to cost reduction. Moreover, when Sn is contained in a specific ratio, it can contribute to strengthening the β phase. Moreover, when Al is contained in a specific ratio, it can contribute to strength improvement.
以下に、本発明の一実施形態について詳細に説明する。本発明に係るβ型チタン合金は、以下の成分元素を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる。含まれる成分元素の種類、含有量および限定理由などは、以下の通りである。なお、含有量の単位は、質量％である。 Hereinafter, an embodiment of the present invention will be described in detail. The β-type titanium alloy according to the present invention contains the following component elements, with the balance being Ti and inevitable impurities. The types, contents and reasons for limitation of the component elements contained are as follows. In addition, the unit of content is mass%.
・Ｎ：０．２超〜３．０％
Ｎは、チタン合金の強度上昇に非常に有効な元素である。その効果を十分に得るため、Ｎ含有量の下限を０．２％超とする。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．３％以上であると良い。一方、Ｎの過剰な添加は、ＴｉＮやその他の窒化物の生成量が多くなり、材料の延性が急激に低下したり、疲労破壊の起点となって疲労強度を低下させる。そのため、Ｎ含有量の上限を３．０％以下とする。
・ N: more than 0.2 to 3.0%
N is an element that is very effective for increasing the strength of the titanium alloy. In order to sufficiently obtain the effect, the lower limit of the N content is set to more than 0.2%. The lower limit of the N content is preferably 0.3% or more. On the other hand, when N is excessively added, the amount of TiN and other nitrides generated is increased, the ductility of the material is rapidly reduced, and fatigue strength is lowered as a starting point of fatigue fracture. Therefore, the upper limit of N content is 3.0% or less.
・Ｃｒ：１．０〜２２．０％
Ｃｒは、共析型のβ相安定化元素であり、一般的にチタン合金のβ相安定化元素として用いられるＶやＭｏ等に比べてコストが安い。また、Ｎを添加するための原料として融点の低いＣｒの窒素化合物が適しているため、Ｎ添加には一定量のＣｒを含有させると良い。Ｎ添加を適切に行うことができる等の観点から、Ｃｒ含有量の下限を１．０％以上とする。Ｃｒ含有量の下限は、β相をより安定化させる観点から、好ましくは５．０％以上、より好ましくは１０．０％以上であると良い。一方、ＣｒはＴｉとの間で脆い金属間化合物をつくりやすく、Ｃｒの過剰な添加は延性を低下させる。そのため、Ｃｒ含有量の上限を２２．０％以下とする。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１６．０％以下であると良い。
・ Cr: 1.0-22.0%
Cr is a eutectoid β-phase stabilizing element, and its cost is lower than V, Mo, etc., which are generally used as a β-phase stabilizing element in titanium alloys. Further, since a Cr nitrogen compound having a low melting point is suitable as a raw material for adding N, a certain amount of Cr is preferably added to the N addition. From the standpoint that N can be appropriately added, the lower limit of the Cr content is set to 1.0% or more. The lower limit of the Cr content is preferably 5.0% or more, more preferably 10.0% or more, from the viewpoint of further stabilizing the β phase. On the other hand, Cr easily forms brittle intermetallic compounds with Ti, and excessive addition of Cr lowers ductility. Therefore, the upper limit of the Cr content is 22.0% or less. The upper limit of the Cr content is preferably 16.0% or less.
・Ｏ：０．０５〜０．１５％
Ｏは、α相安定化元素であり、チタン合金の強度上昇に有効な元素である。その効果を得るため、Ｏ含有量の下限を０．０５％以上とする。一方、Ｏの過剰な添加は、延性を低下させる。そのため、Ｏ含有量の上限を０．１５％以下とする。
・ O: 0.05-0.15%
O is an α-phase stabilizing element and is an effective element for increasing the strength of the titanium alloy. In order to obtain the effect, the lower limit of the O content is set to 0.05% or more. On the other hand, excessive addition of O reduces ductility. Therefore, the upper limit of the O content is 0.15% or less.
本発明に係るβ型チタン合金は、上述した必須構成元素に加えて、さらに、以下の元素を１種または２種以上任意に含有しても良い。 In addition to the essential constituent elements described above, the β-type titanium alloy according to the present invention may further contain one or more of the following elements.
・Ｆｅ：０．５〜５．０％
Ｆｅは、Ｃｒと同じ共析型のβ相安定化元素であり、非常に安価な元素である。そのため、低コスト化の観点から使用することが望ましい。十分なコスト低下の効果を得る等の観点から、Ｆｅ含有量の下限を０．５％以上とする。一方、Ｆｅは偏析しやすい元素であり、多量に添加するとチタン合金の製造性を害する懸念がある。また、ＦｅはＴｉとの間で脆い金属間化合物をつくりやすく、延性を低下させる懸念がある。そのため、Ｆｅ含有量の上限を５．０％以下とする。
・ Fe: 0.5-5.0%
Fe is the same eutectoid β-phase stabilizing element as Cr and is a very inexpensive element. Therefore, it is desirable to use from the viewpoint of cost reduction. From the viewpoint of obtaining a sufficient cost reduction effect, the lower limit of the Fe content is set to 0.5% or more. On the other hand, Fe is an element that easily segregates, and if added in a large amount, there is a concern that the manufacturability of the titanium alloy is impaired. Moreover, Fe tends to form a brittle intermetallic compound with Ti, and there is a concern that ductility is lowered. Therefore, the upper limit of the Fe content is 5.0% or less.
・Ｓｎ：０．５〜５．０％
Ｓｎは、α相およびβ相の両方を強化する元素である。その効果を顕在化させる観点から、Ｓｎ含有量の下限を０．５％以上とする。一方、Ｓｎを過剰に添加してもその効果は飽和する。そのため、Ｓｎ含有量の上限を５．０％以下とする。
・ Sn: 0.5-5.0%
Sn is an element that strengthens both the α phase and the β phase. From the viewpoint of realizing the effect, the lower limit of the Sn content is set to 0.5% or more. On the other hand, the effect is saturated even if Sn is added excessively. Therefore, the upper limit of the Sn content is 5.0% or less.
・Ａｌ：６．５％以下
Ａｌは、Ｎと同様にα相安定化元素であり、チタン合金の強度上昇に有効な元素である。もっとも、Ａｌの過剰な添加は、Ｔｉ３Ａｌの生成を招き、延性や靱性を低下させる。そのため、Ａｌ含有量の上限を６．５％以下とする。Ａｌ含有率の上限は、好ましくは６．０％以下であると良い。
Al: 6.5% or less Al, like N, is an α-phase stabilizing element, and is an effective element for increasing the strength of the titanium alloy. However, excessive addition of Al leads to the formation of Ti 3 Al, and decreases ductility and toughness. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 6.5% or less. The upper limit of the Al content is preferably 6.0% or less.
次に、本発明に係るチタン合金の製造方法の一例について説明する。
本発明に係るチタン合金を得るには、先ず、上述した化学組成となるように各原料を秤量し、例えば、プラズマスカル炉や真空アーク溶解炉などの種々の溶解炉を用いて、チタン合金インゴットを溶製する。Ｎを添加するための原料としては、ＣｒＮ、Ｃｒ２Ｎ等の低融点の窒素化合物が望ましい。また、この際、上述した化学組成に応じて、チタン合金スクラップ、Ｆｅスクラップ、ステンレス鋼スクラップ等を原料の一部として１または２以上使用しても良い。
Next, an example of a method for producing a titanium alloy according to the present invention will be described.
In order to obtain the titanium alloy according to the present invention, first, each raw material is weighed so as to have the above-described chemical composition, and for example, a titanium alloy ingot is used by using various melting furnaces such as a plasma skull furnace and a vacuum arc melting furnace. Melt. As a raw material for adding N, a low-melting-point nitrogen compound such as CrN or Cr 2 N is desirable. At this time, one or more of titanium alloy scrap, Fe scrap, stainless steel scrap and the like may be used as a part of the raw material according to the chemical composition described above.
次いで、得られたチタン合金インゴットを、必要に応じて、熱間鍛造、熱間圧延するなどすれば、所望の形状の本発明に係るβ型チタン合金を得ることができる。 Subsequently, if the obtained titanium alloy ingot is hot forged or hot rolled as necessary, the β-type titanium alloy according to the present invention having a desired shape can be obtained.
また、得られたチタン合金インゴットに対して、必要に応じて、焼鈍処理、溶体化処理などの熱処理を施しても良い。また、必要に応じて、冷間あるいは温間での加工も可能である。 Moreover, you may heat-process, such as an annealing process and a solution treatment, with respect to the obtained titanium alloy ingot as needed. In addition, cold or warm processing is possible as required.
本発明に係るβ型チタン合金の用途は、特に限定されるものではない。本発明に係るβ型チタン合金の用途としては、例えば、ばね部材、ゴルフクラブのフェースなどを好適な用途して例示することができる。 The application of the β-type titanium alloy according to the present invention is not particularly limited. Examples of the use of the β-type titanium alloy according to the present invention include a spring member, a face of a golf club, and the like.
以下、本発明を実施例を用いてより具体的に説明する。
原料として、スポンジチタンまたは純チタン板と、低融点窒素化物であるＣｒＮまたはＣｒ２Ｎと、その他の金属として純金属を用い、後述する表１、表２に示した種々の化学組成（単位は質量％）を有するチタン合金をアルゴン雰囲気中にてアーク溶解により溶製した。得られた直径１６０ｍｍで１０ｋｇのインゴットを、１１５０℃で粗鍛造した後、８５０℃で熱間鍛造し、直径２２ｍｍで所定長さの棒材を作製した。この棒材に対し、７００℃に加熱して１時間保持後空冷するという条件の焼鈍処理を施し、実施例、比較例に係る供試材とした。
Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples.
As raw materials, sponge titanium or pure titanium plate, CrN or Cr 2 N which is a low melting point nitride, and pure metal as other metals, various chemical compositions shown in Tables 1 and 2 (unit: (Mass%) was melted by arc melting in an argon atmosphere. The obtained ingot of 160 mm in diameter and 10 kg was roughly forged at 1150 ° C., and then hot forged at 850 ° C. to produce a rod having a diameter of 22 mm and a predetermined length. This rod was subjected to an annealing treatment under the condition that it was heated to 700 ° C., held for 1 hour, and then air-cooled to obtain test materials according to Examples and Comparative Examples.
これら供試材を室温引張試験に供し、室温における機械的特性（引張強度、絞り）を評価した。また、回転曲げ疲れ試験により疲労特性を評価した。この際、室温引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、試験片形状は１４Ａ号試験片を用いた。また、室温状態における引張強度および絞りの測定は、インストロン型引張試験機を用いて行った。また、疲労特性は、小野式回転曲げ疲れ試験（１０７回疲れ強度）を行うことにより評価した。 These specimens were subjected to a room temperature tensile test, and mechanical properties (tensile strength, drawing) at room temperature were evaluated. In addition, fatigue characteristics were evaluated by a rotating bending fatigue test. At this time, the room temperature tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241, and the test piece shape was a 14A test piece. Further, the tensile strength and the drawing at the room temperature were measured using an Instron type tensile tester. Fatigue properties were evaluated by conducting an Ono-type rotary bending fatigue test (10 7 times fatigue strength).
表１および表２に、実施例、比較例に係るチタン合金の化学組成および評価結果を示す。 Tables 1 and 2 show the chemical compositions and evaluation results of titanium alloys according to Examples and Comparative Examples.
表１および表２を相対比較すると以下のことが分かる。すなわち、比較例１は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖである。この比較例１は、引張強度や疲労限については実施例１と比較して遜色はない。しかしながら、α＋β型チタン合金であるため、絞りが低く、冷間加工性に劣る。 When Table 1 and Table 2 are relatively compared, the following can be understood. That is, the comparative example 1 is Ti-6Al-4V. This Comparative Example 1 is not inferior to Example 1 in terms of tensile strength and fatigue limit. However, since it is an α + β type titanium alloy, the drawing is low and the cold workability is poor.
比較例２は、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌである。この比較例２は、β型チタン合金であり、絞りについては実施例１〜６と同等であるが、引張強度や疲労特性に劣る。 Comparative Example 2 is Ti-22V-4Al. Comparative Example 2 is a β-type titanium alloy, and the drawing is the same as in Examples 1 to 6, but inferior in tensile strength and fatigue characteristics.
比較例３は、Ｎ含有量が本発明で規定される下限を下回っている。そのため、引張強度や疲労特性に劣る。 In Comparative Example 3, the N content is below the lower limit defined in the present invention. Therefore, it is inferior in tensile strength and fatigue characteristics.
比較例４は、Ｎ含有量が本発明で規定される上限を上回っている。そのため、絞りが低く、冷間加工性に劣る。 In Comparative Example 4, the N content exceeds the upper limit defined in the present invention. Therefore, the drawing is low and the cold workability is inferior.
比較例５は、Ｃｒ含有量が本発明で規定される下限を下回っている。そのため、Ｎ添加源であるＣｒＮまたはＣｒ２Ｎの量が制限され、Ｎを十分に添加できていない。さらに、β相安定化元素が不足しているため、絞りが低く、冷間加工性に劣る。 In Comparative Example 5, the Cr content is below the lower limit defined in the present invention. Therefore, the amount of CrN or Cr 2 N that is an N addition source is limited, and N cannot be sufficiently added. Furthermore, since the β-phase stabilizing element is insufficient, the drawing is low and the cold workability is poor.
比較例６、７は、Ｃｒ含有量が本発明で規定される上限を上回っている。そのため、絞りが低下し、冷間加工性に劣るとともに、疲労特性も悪い。 In Comparative Examples 6 and 7, the Cr content exceeds the upper limit defined in the present invention. Therefore, the drawing is reduced, the cold workability is inferior, and the fatigue characteristics are also poor.
比較例８、９は、Ｓｎ含有量が本発明で規定される上限を上回っている。そのため、実施例６、８と比較して、Ｓｎ添加による効果が見られず、特性低下が見られる。 In Comparative Examples 8 and 9, the Sn content exceeds the upper limit defined in the present invention. Therefore, as compared with Examples 6 and 8, the effect due to the addition of Sn is not seen, and a characteristic deterioration is seen.
比較例１０、１１は、Ａｌ含有量が本発明で規定される上限を上回っている。そのため、ともに絞りが低く、冷間加工性に劣る。 In Comparative Examples 10 and 11, the Al content exceeds the upper limit defined in the present invention. Therefore, both the drawing is low and the cold workability is poor.
比較例１２、１３は、Ｆｅ含有量が本発明で規定される上限を上回っている。そのため、ともに絞りが低く、冷間加工性に劣る。 In Comparative Examples 12 and 13, the Fe content exceeds the upper limit specified in the present invention. Therefore, both the drawing is low and the cold workability is poor.
これらに対し、実施例１〜２３は、いずれもβ型チタン合金であり、絞りが５０％以上であるため、冷間加工性に優れている。また、Ｃｒ、Ｎ含有量が適切であるため、引張強度が１０００ＭＰａ以上、疲労限が５５０ＭＰａ以上となっており、引張強度−疲労限のバランスに優れる。 On the other hand, all of Examples 1 to 23 are β-type titanium alloys, and the drawing is 50% or more, so that they are excellent in cold workability. Further, since the Cr and N contents are appropriate, the tensile strength is 1000 MPa or more and the fatigue limit is 550 MPa or more, and the balance between tensile strength and fatigue limit is excellent.
つまり、本発明によれば、強化元素であるＮや、安価なβ相安定化元素であるＣｒ等の成分元素を主に調整することにより、従来と比較して、冷間加工性、引張強度、疲労強度に優れたβ型チタン合金を得ることが可能であることが確認できた。 In other words, according to the present invention, the cold workability and tensile strength compared to the conventional ones are mainly adjusted by mainly adjusting component elements such as N as a strengthening element and Cr as an inexpensive β-phase stabilizing element. It was confirmed that a β-type titanium alloy having excellent fatigue strength can be obtained.
以上、本発明に係るβ型チタン合金について説明したが、本発明は、上記実施形態、実施例に限定されるものではなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能なものである。 The β-type titanium alloy according to the present invention has been described above. However, the present invention is not limited to the above-described embodiments and examples, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention. .
Claims (4)
Ｎ ：０．２超〜３．０％、
Ｃｒ：１．０〜２２．０％、および、
Ｏ ：０．０５〜０．１５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とするβ型チタン合金。 % By mass
N: more than 0.2 to 3.0%,
Cr: 1.0-22.0%, and
A β-type titanium alloy containing O 2: 0.05 to 0.15%, the balance being Ti and inevitable impurities.
Ｆｅ：０．５〜５．０％をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載のβ型チタン合金。 % By mass
The β-type titanium alloy according to claim 1, further comprising Fe: 0.5 to 5.0%.
Ｓｎ：０．５〜５．０％をさらに含有することを特徴とする請求項１または２に記載のβ型チタン合金。 % By mass
The β-type titanium alloy according to claim 1, further comprising Sn: 0.5 to 5.0%.
Ａｌ：６．５％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載のβ型チタン合金。 % By mass
The β-type titanium alloy according to any one of claims 1 to 3, further comprising Al: 6.5% or less.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010149397A JP5533352B2 (en) | 2010-06-30 | 2010-06-30 | β-type titanium alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010149397A JP5533352B2 (en) | 2010-06-30 | 2010-06-30 | β-type titanium alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2012012652A true JP2012012652A (en) | 2012-01-19 |
| JP5533352B2 JP5533352B2 (en) | 2014-06-25 |
Family
ID=45599429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2010149397A Active JP5533352B2 (en) | 2010-06-30 | 2010-06-30 | β-type titanium alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5533352B2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019094547A (en) * | 2017-11-27 | 2019-06-20 | 日本製鉄株式会社 | Three-dimensional laminate molding false sponge titanium, manufacturing method therefor, and aggregate thereof |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09154854A (en) * | 1995-12-01 | 1997-06-17 | Injietsukusu:Kk | Dental treatment instrument |
| JPH10337294A (en) * | 1996-07-25 | 1998-12-22 | Injietsukusu:Kk | Buccal tube |
| JPH11153140A (en) * | 1997-11-19 | 1999-06-08 | Nippon Seiko Kk | Baring for special environment |
| JP2006342401A (en) * | 2005-06-09 | 2006-12-21 | National Institute For Materials Science | Beta titanium alloy with high-temperature vibration-damping property |
| JP2009270163A (en) * | 2008-05-08 | 2009-11-19 | Daido Steel Co Ltd | Titanium alloy |
-
2010
- 2010-06-30 JP JP2010149397A patent/JP5533352B2/en active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09154854A (en) * | 1995-12-01 | 1997-06-17 | Injietsukusu:Kk | Dental treatment instrument |
| JPH10337294A (en) * | 1996-07-25 | 1998-12-22 | Injietsukusu:Kk | Buccal tube |
| JPH11153140A (en) * | 1997-11-19 | 1999-06-08 | Nippon Seiko Kk | Baring for special environment |
| JP2006342401A (en) * | 2005-06-09 | 2006-12-21 | National Institute For Materials Science | Beta titanium alloy with high-temperature vibration-damping property |
| JP2009270163A (en) * | 2008-05-08 | 2009-11-19 | Daido Steel Co Ltd | Titanium alloy |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019094547A (en) * | 2017-11-27 | 2019-06-20 | 日本製鉄株式会社 | Three-dimensional laminate molding false sponge titanium, manufacturing method therefor, and aggregate thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5533352B2 (en) | 2014-06-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2826877B1 (en) | Hot-forgeable Nickel-based superalloy excellent in high temperature strength | |
| JP5287062B2 (en) | Low specific gravity titanium alloy, golf club head, and method for manufacturing low specific gravity titanium alloy parts | |
| EP1340825B1 (en) | Ni-base alloy, heat-resistant spring made of the alloy, and process for producing the spring | |
| JP4493028B2 (en) | Α-β type titanium alloy with excellent machinability and hot workability | |
| WO2005098063A1 (en) | HIGH-STRENGTH α+β-TYPE TITANIUM ALLOY | |
| EP3844314B1 (en) | Creep resistant titanium alloys | |
| JP2010275606A (en) | Titanium alloy | |
| JP3076696B2 (en) | α + β type titanium alloy | |
| JP2012132057A (en) | Titanium alloy for golf-club face | |
| JP2005002451A (en) | Fe-Ni-Cr ALLOY FOR HEAT-RESISTANT SPRING AND PRODUCTION METHOD OF HEAT-RESISTANT SPRING | |
| JP2001089821A (en) | Titanium alloy having high strength and high ductility and excellent in high temperature atmospheric oxidation resistance | |
| JP2005076098A (en) | HIGH-STRENGTH alpha-beta TITANIUM ALLOY | |
| JP5533352B2 (en) | β-type titanium alloy | |
| JP7129057B2 (en) | Method for producing Ti-based alloy | |
| JP2009270163A (en) | Titanium alloy | |
| JP2006034414A (en) | Spike for shoe | |
| JP2010053419A (en) | Titanium alloy for heat resistant member having excellent creep resistance and high temperature fatigue strength | |
| EP3196321A2 (en) | Economically alloyed titanium alloy with predictable properties | |
| JP2007231313A (en) | beta-TYPE TITANIUM ALLOY | |
| JP4528109B2 (en) | Low elastic β-titanium alloy having an elastic modulus of 65 GPa or less and method for producing the same | |
| WO2015064343A1 (en) | Titanium alloy and artificial bone | |
| JPH06108187A (en) | Nitrogen-added high strength titanium alloy | |
| JP2004190060A (en) | Heat-resistant alloy for engine valve | |
| JP2008106317A (en) | beta-TYPE TITANIUM ALLOY | |
| JP2005154850A (en) | High strength beta-type titanium alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20130426 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20140326 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20140401 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5533352 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140414 |