JP6213014B2 - β型チタン合金及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、β型チタン合金及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、比強度が高くかつ冷間加工性に優れたβ型チタン合金及びその製造方法に関する。
実用チタン合金は、
（１）最密六方晶のα相（低温相）からなるα型合金、
（２）体心立方晶のβ相（高温相）からなるβ型合金、
（３）α相とβ相の混合組織を持つα＋β型合金、
に大別される。
（１）最密六方晶のα相（低温相）からなるα型合金、
（２）体心立方晶のβ相（高温相）からなるβ型合金、
（３）α相とβ相の混合組織を持つα＋β型合金、
に大別される。
これらの内、α＋β型合金は、強度、比強度、熱処理性、加工性、耐食性などに優れたバランスの良い材料であり、従来は、主に宇宙航空機材料として用いられてきた。また、自動車用材料、機械構造部品用材料、一般民需用材料等としても使用されてきている。特に、α＋β型合金の中でもＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、汎用高力チタン合金として広く用いられており、Ｔｉ合金使用量の約８０％を占めている。
しかしながら、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、高価なＶを含んでいるために高コストであり、かつ、冷間加工性に乏しい。
しかしながら、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、高価なＶを含んでいるために高コストであり、かつ、冷間加工性に乏しい。
一方、β型チタン合金は、一般に、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に比べて冷間加工性に優れている。また、成分元素を最適化すれば、その強度は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等となる。しかしながら、従来のβ型合金は、高価なＶを多量に含んだＶ系が一般的であり、高コストである。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃｒ：１０〜２０％およびＦｅ：５％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避な不純物からなる合金組成を有するβ型チタン合金が開示されている。
同文献には、Ｃｒを添加することによって高強度で量産が容易なβ型チタン合金が得られ、高価な添加元素を必要としない点が記載されている。
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃｒ：１０〜２０％およびＦｅ：５％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避な不純物からなる合金組成を有するβ型チタン合金が開示されている。
同文献には、Ｃｒを添加することによって高強度で量産が容易なβ型チタン合金が得られ、高価な添加元素を必要としない点が記載されている。
Ｃｒ系のβ型チタン合金は、Ｖ系に比べて低コストであり、溶体化処理ままでの強度も高い（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等）。しかしながら、Ｃｒ系のβ型チタン合金は、冷間加工性が悪いという欠点がある。
本発明が解決しようとする課題は、低コスト、高強度、かつ、高い冷間加工性を有する新規なβ型チタン合金及びその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係るβ型チタン合金は、
８．０＜Ｍｎ＜２０．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｆｅ＜５．０ｍａｓｓ％、及び、
０．５＜Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
本発明に係るβ型チタン合金の製造方法は、
本発明に係るβ型チタン合金の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造する溶解・鋳造工程と、
得られた鋳塊をβトランザス温度＋５〜５０℃の温度で保持後、急冷する溶体化処理工程と、
を備えていることを要旨とする。
８．０＜Ｍｎ＜２０．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｆｅ＜５．０ｍａｓｓ％、及び、
０．５＜Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
本発明に係るβ型チタン合金の製造方法は、
本発明に係るβ型チタン合金の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造する溶解・鋳造工程と、
得られた鋳塊をβトランザス温度＋５〜５０℃の温度で保持後、急冷する溶体化処理工程と、
を備えていることを要旨とする。
本発明では、Ｍｎをβ安定化元素として用いている。Ｍｎは、Ｖに比べて安価であるため材料自体も低コストである。また、成分元素を最適化すると、溶体化処理後の強度は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等となる。さらに、Ｍｎ添加により加工硬化能が上昇するため、冷間加工性が向上し、高強度も得られる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． β型チタン合金］
本発明に係るβ型チタン合金は、以下のような元素を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１． β型チタン合金］
本発明に係るβ型チタン合金は、以下のような元素を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１．１． 主構成元素］
（１）８．０＜Ｍｎ＜２０．０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、β型チタン合金で一般的にβ相を安定化させるために添加されている元素（Ｍｏ、Ｖなど）と同様に、β相を安定化させる。加えて、Ｍｎは、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒなどのこれまでに使用されてきた合金元素に比べて、地殻中の存在比率が高い。すなわち、Ｍｎは、合金価格が安定して安く、入手性に優れている。β相を安定化させるためには、Ｍｎ含有量は、８．０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、冷間加工性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
（１）８．０＜Ｍｎ＜２０．０ｍａｓｓ％：
Ｍｎは、β型チタン合金で一般的にβ相を安定化させるために添加されている元素（Ｍｏ、Ｖなど）と同様に、β相を安定化させる。加えて、Ｍｎは、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒなどのこれまでに使用されてきた合金元素に比べて、地殻中の存在比率が高い。すなわち、Ｍｎは、合金価格が安定して安く、入手性に優れている。β相を安定化させるためには、Ｍｎ含有量は、８．０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、冷間加工性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
（２）０．５≦Ｆｅ＜５．０ｍａｓｓ％：
Ｆｅは、Ｍｎと同様にβ相を安定化させるとともに、固溶強化により強度を高める。加えて、添加元素として安価であり、Ｆｅを多く含む、より低廉なＴｉ原料を使用することができ、結果として作製する合金の価格を抑制することができる。そのためには、Ｆｅ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。ＳＴ状態での引張強度を高めるためには、Ｆｅ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｆｅ含有量が過剰になると、脆い金属間化合物が生成する。従って、Ｆｅ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｆｅ含有量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｆｅは、Ｍｎと同様にβ相を安定化させるとともに、固溶強化により強度を高める。加えて、添加元素として安価であり、Ｆｅを多く含む、より低廉なＴｉ原料を使用することができ、結果として作製する合金の価格を抑制することができる。そのためには、Ｆｅ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。ＳＴ状態での引張強度を高めるためには、Ｆｅ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｆｅ含有量が過剰になると、脆い金属間化合物が生成する。従って、Ｆｅ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｆｅ含有量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下である。
（３）０．５＜Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、β相から生成する準安定相であるω相の生成を抑制する。ω相は脆性であり、多量に析出すると材料の靱延性を著しく損なう。ω相の生成を抑制するためには、Ａｌ含有量は、０．５ｍａｓｓ％超である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌは、強力なα相安定化元素であり、多く添加すると溶体化処理後に室温でもβ単相を安定的に持ち来すことができなくなる。従って、Ａｌ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
Ａｌは、β相から生成する準安定相であるω相の生成を抑制する。ω相は脆性であり、多量に析出すると材料の靱延性を著しく損なう。ω相の生成を抑制するためには、Ａｌ含有量は、０．５ｍａｓｓ％超である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌは、強力なα相安定化元素であり、多く添加すると溶体化処理後に室温でもβ単相を安定的に持ち来すことができなくなる。従って、Ａｌ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。
［１．２． 副構成元素］
本発明に係るβ型チタン合金は、上述した主構成元素に加えて、さらに以下のいずれか１種以上の副構成元素をさらに含んでいても良い。
本発明に係るβ型チタン合金は、上述した主構成元素に加えて、さらに以下のいずれか１種以上の副構成元素をさらに含んでいても良い。
（４）Ｃ＜０．１ｍａｓｓ％：
（５）Ｎ＜０．１ｍａｓｓ％：
Ｃ、Ｎは、いずれも固溶強化元素であり、β相に固溶してβ相を固溶強化させる。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
同様に、Ｎ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
（５）Ｎ＜０．１ｍａｓｓ％：
Ｃ、Ｎは、いずれも固溶強化元素であり、β相に固溶してβ相を固溶強化させる。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
同様に、Ｎ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、炭化物、窒化物、又は、炭窒化物の生成を促進し、機械的特性の低下要因となる。従って、Ｃ含有量は、０．１ｍａｓｓ％未満が好ましい。
同様に、Ｎ含有量は、０．１ｍａｓｓ％未満が好ましい。
同様に、Ｎ含有量は、０．１ｍａｓｓ％未満が好ましい。
（６）Ｈ＜０．０１ｍａｓｓ％：
Ｈは、β型チタン合金に固溶し、β型チタン合金の靱性を著しく低下させる。従って、Ｈ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％未満が好ましい。
Ｈは、β型チタン合金に固溶し、β型チタン合金の靱性を著しく低下させる。従って、Ｈ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％未満が好ましい。
（７）Ｚｒ＜５．０ｍａｓｓ％：
（８）Ｓｎ＜５．０ｍａｓｓ％：
Ｚｒ、Ｓｎは、いずれもＡｌと同様に、ω相の生成を抑制し、かつ、固溶強化元素として働く。Ａｌに代えてこれら元素を添加することができるが、元素ｍの含有量をＸm（ｍａｓｓ％）としたとき、Ａｌ当量＝ＸAl＋（ＸSn／３）＋（ＸZr／６）の関係式を満たす量が０．５超となるようにする。
（８）Ｓｎ＜５．０ｍａｓｓ％：
Ｚｒ、Ｓｎは、いずれもＡｌと同様に、ω相の生成を抑制し、かつ、固溶強化元素として働く。Ａｌに代えてこれら元素を添加することができるが、元素ｍの含有量をＸm（ｍａｓｓ％）としたとき、Ａｌ当量＝ＸAl＋（ＸSn／３）＋（ＸZr／６）の関係式を満たす量が０．５超となるようにする。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、溶体化処理後に室温でもβ単相を持ち来すことができなくなる。従って、Ｚｒ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
同様に、Ｓｎ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
さらに、Ａｌ当量が５．０未満となるように、Ｚｒ及び／又はＳｎを添加するのが好ましい。
同様に、Ｓｎ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
さらに、Ａｌ当量が５．０未満となるように、Ｚｒ及び／又はＳｎを添加するのが好ましい。
（９）Ｓｉ＜５．０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、β型チタン合金の耐酸化性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、シリサイドの生成を促進し、機械的特性の低下要因となる。従って、Ｓｉ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
Ｓｉは、β型チタン合金の耐酸化性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、シリサイドの生成を促進し、機械的特性の低下要因となる。従って、Ｓｉ含有量は、５．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。
［１．３． 溶体化処理］
上述した組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、得られた鋳塊に対して溶体化処理を行うと、室温でも安定なβ単相からなる組織を得ることができる。溶体化処理は、鋳塊を所定の温度で保持し、急冷することにより行う。
上述した組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、得られた鋳塊に対して溶体化処理を行うと、室温でも安定なβ単相からなる組織を得ることができる。溶体化処理は、鋳塊を所定の温度で保持し、急冷することにより行う。
βトランザス温度（α＋βの二相領域とβ相単相領域の境界温度）は、偏析等の影響で部分的にばらつく。そのため、溶体化処理の温度が低すぎると、β単相からなる合金は得られない。従って、溶体化処理の温度は、βトランザス温度＋５℃以上が好ましい。
一方、溶体化処理の温度が高すぎると、結晶粒が成長し、機械的特性が低下する。従って、溶体化処理の温度は、βトランザス温度＋５０℃以下が好ましい。
一方、溶体化処理の温度が高すぎると、結晶粒が成長し、機械的特性が低下する。従って、溶体化処理の温度は、βトランザス温度＋５０℃以下が好ましい。
急冷方法及び急冷条件は、高温安定相であるβ相を室温まで持ち来すことができる限りにおいて、特に限定されない。急冷方法としては、例えば、水焼き入れ、油焼き入れ、空気又はガスによる空冷などがある。
［１．４． 冷間加工］
β型チタン合金は、室温での塑性変形能に優れるため、溶体化処理によりβ単相とした後、冷間加工により線材、帯材などに加工することができる。また、Ｍｎを添加したβ型チタン合金は、加工硬化が大きいため、冷間加工により高い強度を得ることができる。一般に、冷間加工の加工率が大きくなるほど、高い強度が得られる。
ここで、「加工率（％）」とは、冷間加工前の断面積（Ｓ0）に対する冷間加工後の断面積（Ｓ）の変化量の割合（＝|Ｓ−Ｓ0|×１００／Ｓ0）をいう。
β型チタン合金は、室温での塑性変形能に優れるため、溶体化処理によりβ単相とした後、冷間加工により線材、帯材などに加工することができる。また、Ｍｎを添加したβ型チタン合金は、加工硬化が大きいため、冷間加工により高い強度を得ることができる。一般に、冷間加工の加工率が大きくなるほど、高い強度が得られる。
ここで、「加工率（％）」とは、冷間加工前の断面積（Ｓ0）に対する冷間加工後の断面積（Ｓ）の変化量の割合（＝|Ｓ−Ｓ0|×１００／Ｓ0）をいう。
高い強度を得るためには、加工率は、５％以上が好ましい。
一方、加工率が高すぎると、高強度化する代わりに延性が低下し、塑性加工が困難となる。従って、加工率は、８０％以下が好ましい。
一方、加工率が高すぎると、高強度化する代わりに延性が低下し、塑性加工が困難となる。従って、加工率は、８０％以下が好ましい。
［２． β型チタン合金の製造方法］
本発明に係るβ型チタン合金の製造方法は、溶解・鋳造工程と、溶体化処理工程と、冷間加工工程とを備えている。
本発明に係るβ型チタン合金の製造方法は、溶解・鋳造工程と、溶体化処理工程と、冷間加工工程とを備えている。
［２．１． 溶解・鋳造工程］
まず、本発明に係るβ型チタン合金となるように配合された原料を溶解及び鋳造する（溶解・鋳造工程）。
本発明に係るβ型チタン合金は、必須の元素としてＦｅを含んでいるので、Ｔｉ源には、高純度のスポンジチタンだけでなく、０．１〜２．０ｍａｓｓ％のＦｅを含む低純度のスポンジチタンを用いることができる。
配合された原料の溶解・鋳造方法は、特に限定されるものではなく、周知の方法を用いることができる。
まず、本発明に係るβ型チタン合金となるように配合された原料を溶解及び鋳造する（溶解・鋳造工程）。
本発明に係るβ型チタン合金は、必須の元素としてＦｅを含んでいるので、Ｔｉ源には、高純度のスポンジチタンだけでなく、０．１〜２．０ｍａｓｓ％のＦｅを含む低純度のスポンジチタンを用いることができる。
配合された原料の溶解・鋳造方法は、特に限定されるものではなく、周知の方法を用いることができる。
［２．２． 溶体化処理工程］
次に、必要に応じて、得られた鋳塊を溶体化処理する（溶体化処理工程）。適切な溶体化処理を行うと、β単相のチタン合金が得られる。好適な溶体化処理の条件は、上述した通りであるので、説明を省略する。
次に、必要に応じて、得られた鋳塊を溶体化処理する（溶体化処理工程）。適切な溶体化処理を行うと、β単相のチタン合金が得られる。好適な溶体化処理の条件は、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．３． 冷間加工工程］
次に、必要に応じて、溶体化処理後の材料を冷間加工する（冷間加工工程）。溶体化処理後に適切な冷間加工を行うと、加工硬化により高強度化する。好適な冷間加工の条件は、上述した通りであるので、説明を省略する。
次に、必要に応じて、溶体化処理後の材料を冷間加工する（冷間加工工程）。溶体化処理後に適切な冷間加工を行うと、加工硬化により高強度化する。好適な冷間加工の条件は、上述した通りであるので、説明を省略する。
［３． 作用］
本発明では、Ｍｎをβ安定化元素として用いている。Ｍｎは、Ｖに比べて安価であるため材料自体も低コストである。また、成分元素を最適化すると、溶体化処理後の強度は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等となる。さらに、Ｍｎ添加により加工硬化能が上昇するため、冷間加工性が向上し、高強度も得られる。
本発明では、Ｍｎをβ安定化元素として用いている。Ｍｎは、Ｖに比べて安価であるため材料自体も低コストである。また、成分元素を最適化すると、溶体化処理後の強度は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等となる。さらに、Ｍｎ添加により加工硬化能が上昇するため、冷間加工性が向上し、高強度も得られる。
（実施例１〜１６、比較例１〜５）
［１． 試料の作製］
表１に示す組成となるように配合された原料をコールドクルーシブル半浮遊溶解炉で溶製し、１０ｋｇのインゴットを得た。溶製したインゴットをφ３０ｍｍの棒材に鍛造加工した。次いで、鍛造加工した材料について、７００〜９００℃で溶体化処理（ＳＴ）を行った。さらに、ＳＴ後の丸棒を５０％の加工率で押し出し加工した。
［１． 試料の作製］
表１に示す組成となるように配合された原料をコールドクルーシブル半浮遊溶解炉で溶製し、１０ｋｇのインゴットを得た。溶製したインゴットをφ３０ｍｍの棒材に鍛造加工した。次いで、鍛造加工した材料について、７００〜９００℃で溶体化処理（ＳＴ）を行った。さらに、ＳＴ後の丸棒を５０％の加工率で押し出し加工した。
［２． 試験方法］
［２．１． 組織の同定］
ＳＴ後の素材よりミクロ組織の観察用試料を作製した。フッ酸を用いて試料の観察面をエッチングした後、光学顕微鏡を用いて観察した。
［２．２． Ｘ線回折］
ＳＴ後の素材より１０×１０×２ｍｍの試料を切り出し、Ｘ線回折パターンを測定した。
［２．１． 組織の同定］
ＳＴ後の素材よりミクロ組織の観察用試料を作製した。フッ酸を用いて試料の観察面をエッチングした後、光学顕微鏡を用いて観察した。
［２．２． Ｘ線回折］
ＳＴ後の素材より１０×１０×２ｍｍの試料を切り出し、Ｘ線回折パターンを測定した。
［２．３． 冷間圧縮試験］
ＳＴ後の素材を直径φ１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍの円柱に加工した。円柱状試料に対し、インストロン型試験機を用いて圧縮試験を行った。試験応力、歪量、及び、試験片の割れ状態を測定及び観察した。
［２．４． 引張試験］
ＳＴ後及び冷間加工後の素材から、それぞれ、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠した試験片（平行部径φ８ｍｍ、評点間距離４０ｍｍ）を作製した。この試験片に対し、室温にて引張試験を行い、０．２％耐力及び引張強度を測定した。
ＳＴ後の素材を直径φ１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍの円柱に加工した。円柱状試料に対し、インストロン型試験機を用いて圧縮試験を行った。試験応力、歪量、及び、試験片の割れ状態を測定及び観察した。
［２．４． 引張試験］
ＳＴ後及び冷間加工後の素材から、それぞれ、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠した試験片（平行部径φ８ｍｍ、評点間距離４０ｍｍ）を作製した。この試験片に対し、室温にて引張試験を行い、０．２％耐力及び引張強度を測定した。
［３． 結果］
表２に、結果を示す。表２より、以下のことがわかる。
（１）チタン合金において、α相は稠密六方格子結晶構造をなし、活動するすべり系がβ相に比べて少ないために、加工性はβ相に比較して劣る。これに対し、β相は体心立方格子結晶構造をなし、加工性に優れ、強度が高い。実施例の合金は、いずれもＳＴ状態でβ相の単相組織を呈しており、冷間加工性は良好であった。対して、比較例１はβ単相組織であったが、Ｍｎを多量に含有するため、硬さが高く、冷間加工時に割れを生じて加工性は劣位であった。比較例２〜５は、ＳＴ処理によりβ単相組織が得られず、α＋β組織であった。これらα＋β合金は、ＳＴ状態で非常に硬く、冷間加工が困難であった。
表２に、結果を示す。表２より、以下のことがわかる。
（１）チタン合金において、α相は稠密六方格子結晶構造をなし、活動するすべり系がβ相に比べて少ないために、加工性はβ相に比較して劣る。これに対し、β相は体心立方格子結晶構造をなし、加工性に優れ、強度が高い。実施例の合金は、いずれもＳＴ状態でβ相の単相組織を呈しており、冷間加工性は良好であった。対して、比較例１はβ単相組織であったが、Ｍｎを多量に含有するため、硬さが高く、冷間加工時に割れを生じて加工性は劣位であった。比較例２〜５は、ＳＴ処理によりβ単相組織が得られず、α＋β組織であった。これらα＋β合金は、ＳＴ状態で非常に硬く、冷間加工が困難であった。
（２）実施例の合金は、いずれも冷間加工後の強度が大きく向上している。従って、本発明は、合金価格が比較的安価で入手性の良いＭｎ及びＦｅを添加元素とし、かつ、Ｔｉ原料にも低廉なものを使用できることから、製造コストを抑えることができる。また、ＳＴ状態でβ相からなり、冷間加工性に優れると共に、冷間加工後に高い強度特性を有するＴｉ基合金を提供することができる。
（３）実施例１と実施例８は、Ｍｎ量及びＡｌ量が同等で、Ｆｅ量が異なる。また、Ｆｅ量の相違に起因してＳＴ状態の引張強度が相違する。表２より、ＳＴ状態における引張強度を向上させるためには、Ｆｅ含有量を１．０ｍａｓｓ％以上とするのが好ましいことがわかる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係るβ型チタン合金は、ゴルフクラブヘッド、化学工業装置、電気機器、宇宙機器、航空機、船舶、車両、医療器、復水器、熱交換器、海水淡水化装置などに用いられる各種構造用部品、耐食用部品等に用いることができる。
Claims (7)
- ８．０＜Ｍｎ＜２０．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｆｅ＜５．０ｍａｓｓ％、及び、
０．５＜Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるβ型チタン合金。 - Ｃ＜０．１ｍａｓｓ％、及び／又は、
Ｎ＜０．１ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載のβ型チタン合金。 - Ｈ＜０．０１ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１又は２に記載のβ型チタン合金。 - Ｚｒ＜５．０ｍａｓｓ％、及び／又は、
Ｓｎ＜５．０ｍａｓｓ％
をさらに含み、かつ、
元素ｍの含有量をＸm（ｍａｓｓ％）としたとき、Ａｌ当量＝ＸAl＋（ＸSn／３）＋（ＸZr／６）が０．５超５．０未満である
請求項１から３までのいずれか１項に記載のβ型チタン合金。 - Ｓｉ＜５．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載のβ型チタン合金。 - 請求項１から５までのいずれか１項に記載の組成となるように配合された原料を溶解・鋳造する溶解・鋳造工程と、
得られた鋳塊をβトランザス温度＋５〜５０℃の温度で保持後、急冷する溶体化処理工程と、
を備えるβ型チタン合金の製造方法。 - 前記溶体化処理後の材料に対し、加工率５〜８０％の冷間加工を加える冷間加工工程をさらに備える、
請求項６に記載のβ型チタン合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013155029A JP6213014B2 (ja) | 2013-07-25 | 2013-07-25 | β型チタン合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013155029A JP6213014B2 (ja) | 2013-07-25 | 2013-07-25 | β型チタン合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015025167A JP2015025167A (ja) | 2015-02-05 |
| JP6213014B2 true JP6213014B2 (ja) | 2017-10-18 |
Family
ID=52490062
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013155029A Active JP6213014B2 (ja) | 2013-07-25 | 2013-07-25 | β型チタン合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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