JP2014001421A

JP2014001421A - 高強度かつ冷間圧延性に優れたチタン合金材

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Publication number: JP2014001421A
Application number: JP2012136704A
Authority: JP
Inventors: Ko Konno; 昂今野; Keita Sasaki; 啓太佐々木; Yoshio Henmi; 義男逸見; Hideto Oyama; 英人大山
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-06-18
Filing date: 2012-06-18
Publication date: 2014-01-09
Anticipated expiration: 2032-06-18
Also published as: EP2677052A1; EP2677052B1; US9273379B2; JP5796810B2; CN103509972B; KR101536402B1; US20130336835A1; CN103509972A; KR20130142080A

Abstract

【課題】既存のチタン合金材よりも強度レベルが高く、かつ冷間圧延（コイル圧延）を良好に行うことができ、更には加工性も備わったチタン合金材を、高価な合金元素を必須とせずにコストを抑えて提供する。
【解決手段】（Ａｌ＋１０Ｏ（酸素））で示されるＡｌ当量：３．５〜７．２％（質量％の意味。以下同じ）、Ａｌ：１．０％超４．５％以下、Ｏ：０．６０％以下（０％を含まない）、および（Ｆｅ＋０．５Ｃｒ＋０．５Ｎｉ＋０．６７Ｃｏ＋０．６７Ｍｎ）で示されるＦｅ当量：０．８％以上２．０％未満を満たし、かつ、Ｃｕ：０．４〜３．０％、およびＳｎ：０．４〜１０％よりなる群から選択される１種以上の元素を含み、残部がＴｉおよび不可避不純物であることを特徴とする高強度かつ冷間圧延性に優れたチタン合金材。
【選択図】なし

Description

本発明は、高強度かつ冷間圧延性に優れたチタン合金材に関するものである。

チタン合金は比強度が高く、かつ耐食性に優れているため、航空宇宙機器部材、化学プラント部材、自動車部材等、幅広い分野で使用されている。代表的なチタン合金としてＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金がある。このＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、ＡＳＴＭＧｒ．５に８２８ＭＰａ以上の０．２％耐力が規格化されているように、強度特性には優れるものの、添加元素としてＡｌを多く含むため冷間圧延性が悪い。そのためコイル圧延による薄板製造が困難であり、一般的にパック圧延と呼ばれる方法で薄板に加工されている。このパック圧延とは、熱間圧延によって得られたチタン板を層状に重ね合わせ、軟鋼製カバーで包んで、所定の温度よりも下がらない様に保温しつつ圧延を行って薄板を製造する方法である。この方法は、冷間圧延に比べて作業が極めて煩雑で、かつ多大な費用を要する、といった問題点がある。更には、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。

これに対し、コイル圧延が可能な汎用チタン合金として、例えばＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金（ＡＳＴＭＧｒ．９）が挙げられる。しかし、この合金の０．２％耐力は５００ＭＰａ程度であり、上記Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と比較して強度がかなり低い。また特許文献１にも、冷間加工性に優れる耐熱Ｔｉ合金板が示されている。この合金板は、冷間加工性の向上を第一の目的にして開発された合金板であり、α相安定化元素およびβ相安定化元素のいずれの合金元素も添加濃度が低い。そのため、固溶強化による強度上昇が小さく、高強度の要求される用途には適用が難しい。

一方、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等の強度を有し、かつコイル圧延が可能なチタン合金として、ＫＳＴｉ−９（Ｔｉ−４．５Ａｌ−２Ｍｏ−１．６Ｖ−０．５Ｆｅ−０．３Ｓｉ−０．０５Ｃ、ＡＳＴＭＧｒ．３５、特許文献２）が開発されており、実際に冷延コイルも量産規模で製造されている。ＫＳＴｉ−９には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同様にβ相強化元素としてＭｏとＶが用いられている。

また、高強度Ｔｉ合金として、Ｔｉ−４Ａｌ−２．５Ｖ−１．５Ｆｅ−０．２５Ｏ（ＡＴＩ４２５（米国登録商標））がある。このＴｉ合金には、主要なβ相安定化元素（β相強化元素）としてＶが用いられている。

更に特許文献３には、冷間での加工性向上を目的として開発された合金が示されている。この特許文献３に示されたＴｉ合金は、β相の残留により高加工性を得るため、β相安定化元素の添加濃度が高い。

特公平０２−５７１３６号公報特許第３２９７０２７号公報特開平０１−１１１８３５号公報

上述の通り、航空宇宙機器部材等に用いられるチタン合金には、高強度と共に冷間圧延性に優れる（コイル圧延が実施可能である）ことが求められる。冷間圧延性が著しく低い場合、冷間圧延の途中にチタン合金板の端部からき裂が入り、そのき裂が進展して破断につながる。冷間圧延（コイル圧延）が可能であっても冷間圧延性が著しく低い場合には、冷間圧延−焼鈍を繰り返し複数回行う必要があり、コストアップにつながる。また、チタン合金材の加工性が低い場合、冷間圧延を行うことができても、既存品レベルの加工（例えば曲げ加工等）が難しい場合がある。

上記特許文献２および特許文献３に開示のチタン合金、ならびに上記Ｔｉ−４Ａｌ−２．５Ｖ−１．５Ｆｅ−０．２５Ｏ合金は、上述の通り、高強度かつ冷間圧延性を具備したチタン合金であるが、いずれもβ相強化元素として、希少金属であり高価な合金元素（Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等）を必須としており、コストがかかる。

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、既存のチタン合金材よりも強度レベルが高く、コイル圧延（冷間圧延）を良好に行うことができ、かつ既存品レベルの加工性（伸び、延性）を備えたチタン合金を、高価な合金元素（Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等）を必須とせずに、コストを抑えて実現することにある。

上記課題を解決し得た本発明の高強度かつ冷間圧延性に優れたチタン合金材は、（Ａｌ＋１０Ｏ（酸素））で示されるＡｌ当量：３．５〜７．２％（質量％の意味。以下同じ）、Ａｌ：１．０％超４．５％以下、Ｏ：０．６０％以下（０％を含まない）、および（Ｆｅ＋０．５Ｃｒ＋０．５Ｎｉ＋０．６７Ｃｏ＋０．６７Ｍｎ）で示されるＦｅ当量：０．８％以上２．０％未満を満たし、かつ、Ｃｕ：０．４〜３．０％、およびＳｎ：０．４〜１０％よりなる群から選択される１種以上の元素を含み、残部がＴｉおよび不可避不純物であるところに特徴を有している。

上記チタン合金材は、更に、ＳｉおよびＣよりなる群から選択される１種以上を、下記式（１）を満たすように含んでいてもよい。
Ｓｉ＋５Ｃ＜１．０ …（１）
［式（１）において、Ｓｉ、Ｃはチタン合金材中の各元素の含有量（質量％）を示す。］

本発明によれば、コイル圧延可能な既存合金であるＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金よりも高強度であり、かつ良好にコイル圧延を行うことのできる高い冷間圧延性を備え、更には加工性（一定以上の伸び）の備わったチタン合金を、上記Ｖ等の高価な合金元素を必須とせずに実現することができる。本発明のチタン合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に相当する強度レベルを達成することもできるため、航空宇宙機器部材、化学プラント部材、自動車部材等の製造に適用したときに、高強度の上記部材を、生産性良く安価に提供することができる。

尚、本発明のチタン合金材によって達成できる強度レベルは、コイル圧延可能な上記Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金よりも高く、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に相当する強度である。

Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金およびＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金は、それぞれＡＳＴＭＧｒａｄｅ５およびＧｒａｄｅ９として規格化されており、その０．２％耐力（ＹＳ）は、それぞれ８２８ＭＰａ以上、４８３ＭＰａ以上である。これらを考慮し本発明では、目標強度を、実用上、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金よりも十分に高強度と言える「０．２％耐力（ＹＳ）で７００ＭＰａ以上」とした。

本発明者らは、前記課題を解決するため、α＋β型チタン合金を対象とし、α相安定化元素および共析型β相安定化元素として上述した高価な合金元素を必須とせずに、高強度、冷間圧延性、および加工性（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等以上の伸び）の全てを備えたチタン合金材を得るために鋭意研究を重ねた。

その結果、特に下記（１）〜（３）に示す手段が有効であることを見出し、本発明に想到した。
（１）α相安定化元素であるＡｌとＯで示されるＡｌ当量：Ａｌ＋１０Ｏ（酸素）の範囲を規定した。このうちＡｌは、強度の向上に有効に作用するため必須とするが、一方で冷間圧延性や伸びの低下を招く元素でもあるため、その含有量（Ａｌ単独量）を、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金等の汎用合金よりも少なくした。
（２）高価なβ相安定化元素であるＭｏ、Ｖの代わりに、比較的安価な共析型β相安定化元素であるＦｅ、Ｃｒ等をβ相安定化元素として用いることとし、これら安価な元素で構成される合金組成として、Ｆｅ当量（Ｆｅ＋０．５Ｃｒ＋０．５Ｎｉ＋０．６７Ｃｏ＋０．６７Ｍｎ）の最適範囲を見出した。
（３）更に、α、βの両相に固溶するＣｕ、Ｓｎが、強度−伸びバランスの向上に有効であることを見出し、これらの元素の少なくとも１種を用いることとした。

以下、本発明で上記元素の成分範囲を規定した理由について詳述する。

〔（Ａｌ＋１０Ｏ（酸素））で示されるＡｌ当量：３．５〜７．２％〕
ＡｌおよびＯはα相安定化元素であり、これらの元素はα相を強化する。本発明では、Ａｌ＋１０×Ｏ（酸素）で示されるＡｌ当量の範囲を規定することによって、強度と、冷間圧延性および伸びとのバランスを図った。

詳細には、上記Ａｌ当量（Ａｌ＋１０Ｏ）が３．５％未満の場合、強度不足となり、７００ＭＰａ以上の０．２％耐力が得られなくなる。従って、Ａｌ当量の下限値を３．５％とした。Ａｌ当量は、好ましくは４．０％以上であり、より好ましくは、４．３％以上である。

一方、上記Ａｌ当量が大きすぎると、伸びと冷間圧延性の少なくともいずれかが低下する。よってＡｌ当量は、７．２％以下とする。好ましくは７．０％以下、より好ましくは６．５％以下である。

〔Ａｌ：１．０％超４．５％以下〕
Ａｌは、Ｏの単独添加に比べ、伸びを比較的低下させることなくα相の強化を図ることができる元素である。更に、β相からの変態において、脆化を促すω相を抑制する効果を有する元素でもある。よって本発明では、ＡｌとＯの複合添加が有効であることから、Ａｌを必須とし、Ａｌを単独で１．０％超とした。好ましくは、１．５％以上、より好ましくは２．０％以上である。

一方、Ａｌの過剰な添加は特に冷間圧延性を著しく損なう。よって、本発明ではＡｌ量の上限を４．５％とした。Ａｌ量は好ましくは４．０％以下、より好ましくは３．５％以下である。

〔Ｏ：０．６０％以下（０％を含まない）〕
Ｏは、大きな固溶強化能を示す元素であるが、Ａｌ当量が上記範囲内であっても、Ｏ量が多くなりすぎると靭性が低下し、冷間圧延中に板が破断しやすくなり、安定した冷間圧延性が得られない。よってＯ量は０．６０％以下とする。Ｏ量は、好ましくは０．５５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。

尚、一般的なチタン合金では、Ｏ量が約０．２％以下に抑えられているのに対し、本発明の組成とすれば、上記の通り０．６０％まで含有させることができ、従来の一般的なチタン合金よりＯを多く含んでいても延性が損なわれない。これは、Ｏ、Ｆｅなどの不純物を多く含む安価なオフグレードスポンジチタンやチタンスクラップを、本発明のチタン合金材の原料として使用することが可能であることを示しており、コストの更なる低減を図ることができる。

〔（Ｆｅ＋０．５Ｃｒ＋０．５Ｎｉ＋０．６７Ｃｏ＋０．６７Ｍｎ）で示されるＦｅ当量：０．８％以上２．０％未満〕
Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ等の共析型β相安定化元素は、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を有する。本発明では、これらの元素を整理して得られるＦｅ当量を制御することによって、強度向上を図る。

このＦｅ当量が小さすぎると、所望の強度レベルを達成できない。よって本発明では、Ｆｅ当量を０．８％以上とする。Ｆｅ当量は、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．２％以上である。

一方、Ｆｅ当量が多くなりすぎると、鋳塊製造時の偏析が顕著となり品質安定性を阻害する原因となる。また、平衡相である金属間化合物が生成しやすくなり、冷間加工性の低下や脆化が生じる場合がある。よって本発明では、Ｆｅ当量を２．０％未満とした。Ｆｅ当量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下、更に好ましくは１．５％以下、特に好ましくは１．４％以下である。

前述の特許文献２と異なり、本発明においては、上述の通り、鋳塊偏析の抑制、および金属間化合物の析出による延性低下を抑制する観点から、β相安定化元素の添加濃度を低く抑えている。

上記Ａｌ当量およびＦｅ当量は、編：ＲｏｄｎｅｙＢｏｙｅｒ，ＧｅｒｈａｒｄＷｅｌｓｃｈａｎｄＥ．Ｗ．Ｃｏｌｌｉｎｇｓ、「ＭａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓＨａｎｄｂｏｏｋ：ＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｌｏｙｓ」、ＡＳＭＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ、１９９４年、ｐ．１０のＥｑ２．２を利用して得られたものである。Ｆｅ当量については、上記ハンドブックに示されたＭｏ当量の式を変換したものである。

上記Ａｌ当量およびＦｅ当量の式において、含んでいない元素の項はゼロである。

本発明において、上記Ｆｅ当量を構成するＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎの各含有量は特に限定されない。また、上記Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｎの全ての元素が含まれている必要はなく、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｎよりなる群から選択される１種以上の元素を含み、かつ上記Ｆｅ当量が規定範囲内にあればよい。尚、上記文献「ＭａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓＨａｎｄｂｏｏｋ：ＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｌｏｙｓ」のｐ．７〜９には、合金元素の分類が示されており、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｎが、共析型のβ安定化元素と分類されることが示されている。また、これらＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｏおよびＭｎが、同様の上記効果を発揮することは、特許第３２９７０２７号公報の特に段落００１２および段落００１３にも記載されている通りである。

〔Ｃｕ：０．４〜３．０％、およびＳｎ：０．４〜１０％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
Ｃｕは、Ｆｅと同様に共析型のβ相安定化元素であるが、他のβ相安定化元素と比べてα相に多く固溶することで、冷間圧延性や伸びを大きく損なうことなく強度を上昇させる効果を示す。Ｓｎも、α、β両相に固溶する中性元素であり、強化に寄与する。また、Ｃｕと同様に添加による伸び低下の程度が小さい（後述する実施例におけるＮｏ．９とＮｏ．１０の対比から明らかな通り）。この様に、延性を損なうことなく強度を向上できる理由として、ＣｕおよびＳｎのいずれも、α相に比較的多く固溶するためと推定される。更にＳｎは、脆化相であるω相の析出を抑制するといった効果も有する。

上記効果を十分に発揮させるための各元素量について検討した。その結果、Ｃｕを含有させる場合、後述する実施例のＮｏ．５（ＣｕなしでＹＳが６７１ＭＰａ）とＮｏ．６（Ｃｕが０．５％でＹＳが７０６ＭＰａ）のデータをもとに、ＹＳ７００ＭＰａ以上とするためのＣｕ量を求めたところ、０．４％以上であった。よってＣｕを含有させる場合、Ｃｕ量は０．４％以上（好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上）とする。

またＳｎを含有させる場合には、後述する実施例のＮｏ．４（ＳｎなしでＹＳが６５１ＭＰａ）とＮｏ．９（Ｓｎが０．５％でＹＳが７０５ＭＰａ）のデータをもとに、ＹＳ７００ＭＰａ以上とするためのＳｎ量を求めたところ、０．４％以上であった。よってＳｎを含有させる場合、Ｓｎ量は０．４％以上（好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上）とする。

本発明では、Ｃｕ、Ｓｎのうち少なくとも１種を含有すればよい。

一方、Ｃｕが過剰に含まれると、Ｔｉ₂Ｃｕが多量に析出して伸びや冷間圧延性の低下を引き起こす。本発明では、このＴｉ₂Ｃｕが過剰に析出しない程度のＣｕ量として、その上限を３．０％とした。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。また、Ｓｎ量が１０％を超えると、伸びの低下、比重の増加、コストアップの要因となる。よって本発明ではＳｎ量を１０％以下とする。好ましくは７％以下、より好ましくは４％以下、更に好ましくは２．５％以下、特に好ましくは２．０％以下である。

本発明のチタン合金材の基本的な成分組成は上記の通りであり、残部はＴｉおよび不可避不純物である。

また、上記元素に加え、下記の規定を満たすようにＳｉ、Ｃを含有させて、更なる特性の向上を図ってもよい。

〔Ｓｉ＋５Ｃ＜１．０〕
ＳｉとＣはいずれも、α＋β型チタン合金の冷間圧延性への悪影響が小さく、強度特性を高める作用を有する。Ｓｉは、化合物を形成し、組織の微細化に寄与することで優れた強度−伸びバランスを確保する効果を有する。更にＳｉは、耐酸化性および溶接性の向上にも有効な元素である。

上述したＳｎはα、β両相に固溶して強度向上に寄与しているのに対し、Ｓｉは、析出物を形成し、析出強化、または結晶粒の粗大化を抑制することによって、強度−伸びバランスの向上に寄与している点でＳｎと異なる。

またＣは、固溶強化として寄与する元素であり、かつＳｉと同様に析出物を形成してＳｉと同様の効果を発揮する元素でもある。

上記効果を発揮させるには、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉ単独の量で０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。またＣを含有させる場合には、Ｃ単独の量で０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。

ＳｉとＣは、いずれか１種を用いる場合の他、ＳｉとＣの両方を用いてもよい。しかし、（Ｓｉ＋５Ｃ）が１．０％以上であると析出物量が過剰となり、伸びと冷間圧延性が低下する。よって、（Ｓｉ＋５Ｃ）は１．０％未満とすることが好ましい。（Ｓｉ＋５Ｃ）はより好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下である。

以下、実施例を挙げて本発明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ものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に示す成分組成（表１において空欄は元素を添加していないことを意味する）のチタン合金を、アーク溶解法により溶製し、φ４０ｍｍ、高さ２０ｍｍのボタン鋳塊を得た。このボタン鋳塊を１０００℃に加熱して熱間鍛造した後、１０００℃に加熱して板厚３．５ｍｍまで熱間圧延した。次いで得られた熱延材に焼鈍（８００℃×５分）を行った後、ショットブラストを行ってから酸洗し、板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍材を得た。その後、板厚１．８ｍｍとなるまで（板厚１．８ｍｍとなるまでにき裂が３ｍｍに達する冷間圧延性の比較的低いものは、板厚２．１ｍｍとなるまで）冷間圧延し、８００℃×５分の焼鈍の後、いずれの例も板厚が１．７ｍｍとなるまで酸洗（酸で溶解）し、再度、冷間圧延を行って板厚１．１ｍｍ（板厚１．１ｍｍとなるまでにき裂が３ｍｍに達する冷間圧延性の比較的低いものは、板厚１．２ｍｍ）の冷延板を得た。

この冷延板に８００℃×５分の仕上げ焼鈍を行ってから、脱スケール（酸洗）を施して、いずれの例も板厚１．０ｍｍのチタン合金板を得た。上記いずれの焼鈍も、大気中で行い、焼鈍後の冷却方法は空冷とした。

この様にして得られたチタン合金板を用い、下記の通り引張試験を行って強度特性を評価すると共に、冷間圧延性の評価を行った。

〔引張試験（０．２％耐力と伸びの測定）〕
得られたチタン合金板から、引張荷重軸が圧延方向と平行となるようにＡＳＴＭＥ８サブサイズ（平行部の幅６ｍｍ、長さ３２ｍｍ）の引張試験片を採取し、室温引張特性を０．２％耐力（ＹＳ）、伸び（ＥＬ）で評価した。そして本発明では、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の場合を高強度と評価し、かつ伸びが１０％以上の場合を、既存品レベルの加工性を有している（所定の伸びを示す）と評価した。

〔冷間圧延性の評価〕
冷間圧延によって生じたき裂が３ｍｍを超えると、き裂の進展が急激に早まる。そこで冷間圧延性は、上記冷間圧延工程において、冷延板の端部から上記３ｍｍを超えるき裂が生じるまでの冷延率で評価した。詳細には、上記板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍材を用いて板厚約２．１ｍｍとなるまで冷間圧延を行うときに、冷延率３０％以上の冷間圧延を行っても３ｍｍを超えるき裂が生じなかった場合を、冷間圧延性に優れている（○）と評価し、冷延率が３０％に満たない段階で３ｍｍを超えるき裂が生じた場合を、冷間圧延性に劣っている（×）と評価した。

これらの評価結果を表１に併せて示す。

表１より次の様に考察できる。

Ｎｏ．１は、本実施例においてベースとしたＴｉ−３Ａｌ合金材（比較例）である。このＮｏ．１は、伸びが２３．０％であり延性に優れているが、０．２％耐力が４４９ＭＰａであり強度が低い。

Ｎｏ．２〜５は、Ｎｏ．１をベースに、共析型β相安定化元素（Ｆｅ、Ｃｒ）を規定の範囲内で添加した合金である。上記β相安定化元素の添加により強度は増加するが、Ｎｏ．２〜５の０．２％耐力はいずれも７００ＭＰａ未満である。即ち、これらの例は、既存のＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金よりは高強度であるが、本発明の強度レベル（７００ＭＰａ以上）に達していない。

次に、ＣｕやＳｎを添加したときの影響について検討した。まずＮｏ．６〜８は、強度不足であった上記Ｎｏ．４や５のチタン合金材に対してＣｕを添加し、Ｃｕ添加による強度への影響を調べた例である。詳細には、Ｎｏ．６は、強度不足であったＮｏ．５にＣｕを０．５％添加した例である。このＮｏ．６では、７００ＭＰａを超える０．２％耐力が得られている。Ｎｏ．７およびＮｏ．８は、Ｃｕを１．０％含む本発明例である。Ｎｏ．７およびＮｏ．８は、いずれも７００ＭＰａ以上の高い０．２％耐力と２０％程度の大きな伸び、更には良好な冷間圧延性が得られている。

Ｎｏ．９は、Ｎｏ．４に更に０．５％のＳｎを添加した例であり、所望レベルの高強度と伸び、更には優れた冷間圧延性が同時に実現されている。

Ｎｏ．１０は、Ｎｏ．９よりもＳｎ量を高め、２．０％のＳｎを含む例である。このＮｏ．１０とＮｏ．９を比較すると、Ｎｏ．１０ではＮｏ．９よりも強度が上昇しているにも関わらず伸びは損なわれていない。このことから、上述した通り、Ｓｎが強度−伸びバランスの向上に有効な添加元素であることがわかる。

一方、Ｎｏ．１１に示すように、ＣｕとＳｎの両元素を規定範囲内で含む場合も、両元素による効果は有効に発揮されることがわかる。

Ｎｏ．１２〜２１は、Ａｌ当量（ＡｌおよびＯの添加量）を変化させて、引張特性に及ぼすＡｌ当量の影響を検討した結果である。Ｎｏ．１２は、Ａｌ当量が３．００％であり、本発明の規定範囲を下回るため、０．２％耐力が７００ＭＰａを大きく下回っている。これに対しＮｏ．１３は、Ａｌ当量が４．００％であり、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上を達成している。

Ａｌ当量が増加すると、０．２％耐力は増加するが伸びは減少しやすい。Ｎｏ．１３〜１６は、Ａｌ当量が４．００〜７．００％であり、所定の伸びと優れた冷間圧延性を示しているのに対し、Ｎｏ．１７では、Ａｌ当量が７．５０％と大きく、伸びが１０％を下回っている。

一方、Ｎｏ．１８は、Ａｌ当量が規定範囲内であるが、Ｏ量が過剰でありかつＡｌを含んでいない例である。このＮｏ．１８では、冷間圧延中に板が破断してサンプルを作製できなかった。その理由として特に、Ｏ量が過剰であることに起因して靭性が低下したためと推定される。

Ｎｏ．１９は、Ａｌ当量がＮｏ．１８と同じであるが、Ｎｏ．１８の成分組成にＡｌを１．５％添加し、Ｏを０．１５％減少させた例である。このＮｏ．１８とＮｏ．１９の対比から、同じＡｌ当量でも、ＡｌとＯのバランスをＮｏ．１９の通りとすれば、高強度と、所定の伸びおよび優れた冷間圧延性を確保できることがわかる。

Ｎｏ．２１は、Ａｌ当量を規定範囲内とし、Ａｌ量を５．０％とした例である。Ａｌ量が５．０％であると、３０％以上の冷延率が得られず、冷間圧延性に劣る。これに対し、Ｎｏ．２０は、Ａｌ当量を規定範囲内とし、Ａｌ量を４．０％とした例である。Ａｌ量が４．０％であると、冷間圧延性も良好であることがわかる。

Ｎｏ．２２は、Ｆｅ当量が０．５０％と小さい例である。Ｆｅ当量が小さすぎる、即ち、共析型β相安定化元素の添加量が少なすぎると、０．２％耐力が低く、所望の強度が得られない。

Ｎｏ．２３〜２５は、Ｃｕ量の影響を調べた結果である。これらの例を対比すると、Ｃｕ量の増加により強度は上昇するが、伸びと冷間圧延性が低下し、Ｎｏ．２５の様にＣｕ量が３．５％の場合、冷間圧延が困難となっている。これは、Ｃｕを大量に添加すると、析出物（Ｔｉ₂Ｃｕ）が大量に形成されて伸びや冷間圧延性が低下したためである。

Ｎｏ．２６は、更にＣを所定量含む例であり、高強度、優れた冷間圧延性および所定の伸びを達成している。これに対しＮｏ．２７は、Ｃ量が過剰であるため、析出物が多量に分布して、伸びと冷間圧延性の不十分なものとなった。

またＮｏ．２８は、ＳｉとＣを複合添加した例であり、Ｎｏ．２９および３０は、ＳｉとＣのうちＳｉのみを含み、かつＳｉ量がＮｏ．２８よりも多い例であるが、いずれも高強度であり、かつ優れた冷間圧延性と所定の伸びを達成している。一方、Ｎｏ．３１は、Ｓｉ量が過剰であるため、析出物が多量に分布して伸びと冷間圧延性の不十分なものとなった。

Claims

（Ａｌ＋１０Ｏ（酸素））で示されるＡｌ当量：３．５〜７．２％（質量％の意味。以下同じ）、
Ａｌ：１．０％超４．５％以下、
Ｏ：０．６０％以下（０％を含まない）、および
（Ｆｅ＋０．５Ｃｒ＋０．５Ｎｉ＋０．６７Ｃｏ＋０．６７Ｍｎ）で示されるＦｅ当量：０．８％以上２．０％未満を満たし、かつ、
Ｃｕ：０．４〜３．０％、およびＳｎ：０．４〜１０％よりなる群から選択される１種以上の元素を含み、残部がＴｉおよび不可避不純物であることを特徴とする高強度かつ冷間圧延性に優れたチタン合金材。
更に、ＳｉおよびＣよりなる群から選択される１種以上を、下記式（１）を満たすように含む請求項１に記載のチタン合金材。
Ｓｉ＋５Ｃ＜１．０ …（１）
［式（１）において、Ｓｉ、Ｃはチタン合金材中の各元素の含有量（質量％）を示す。］