JP6213014B2 - β型チタン合金及びその製造方法 - Google Patents
β型チタン合金及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6213014B2 JP6213014B2 JP2013155029A JP2013155029A JP6213014B2 JP 6213014 B2 JP6213014 B2 JP 6213014B2 JP 2013155029 A JP2013155029 A JP 2013155029A JP 2013155029 A JP2013155029 A JP 2013155029A JP 6213014 B2 JP6213014 B2 JP 6213014B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- titanium alloy
- type titanium
- phase
- solution treatment
- 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.)
- Active
Links
Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
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 |
|---|---|
| JP (1) | JP6213014B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101835408B1 (ko) | 2016-10-14 | 2018-03-09 | 한국기계연구원 | 기계적 특성이 우수한 타이타늄 합금 및 그 제조 방법 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60116738A (ja) * | 1983-11-29 | 1985-06-24 | Toshiba Corp | 制御棒用チタン基合金 |
| JPH0463239A (ja) * | 1990-07-03 | 1992-02-28 | Daido Steel Co Ltd | 高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法 |
| JPH09143600A (ja) * | 1995-11-15 | 1997-06-03 | Sumitomo Electric Ind Ltd | β型チタン合金およびその製造方法 |
| JP4371201B2 (ja) * | 2002-06-11 | 2009-11-25 | 住友金属工業株式会社 | β型チタン合金およびその製造方法 |
-
2013
- 2013-07-25 JP JP2013155029A patent/JP6213014B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015025167A (ja) | 2015-02-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102539690B1 (ko) | 티타늄 합금 선재 및 티타늄 합금 선재의 제조 방법 | |
| JP4493029B2 (ja) | 被削性及び熱間加工性に優れたα−β型チタン合金 | |
| JP4493028B2 (ja) | 被削性及び熱間加工性に優れたα−β型チタン合金 | |
| JP5287062B2 (ja) | 低比重チタン合金、ゴルフクラブヘッド、及び、低比重チタン合金製部品の製造方法 | |
| JP5353754B2 (ja) | 低ヤング率を有する準安定β型チタン合金およびその製造方法 | |
| JP4548652B2 (ja) | 被削性に優れたα−β型チタン合金 | |
| JP2012041627A (ja) | Ｃｏ基合金 | |
| JP2010007166A (ja) | 鋳造用α＋β型チタン合金及びこれを用いたゴルフクラブヘッド | |
| JP6212976B2 (ja) | α＋β型チタン合金部材およびその製造方法 | |
| JP6719216B2 (ja) | α−β型チタン合金 | |
| JP5594244B2 (ja) | ７５ＧＰａ未満の低ヤング率を有するα＋β型チタン合金およびその製造方法 | |
| JP5477519B1 (ja) | 強度および靭性に優れた省資源型チタン合金部材およびその製造方法 | |
| JP6269836B2 (ja) | 加工方向と同一方向への形状変化特性を有するチタン合金部材およびその製造方法 | |
| JP5589861B2 (ja) | 高強度、低ヤング率を有するα＋β型チタン合金部材およびその製造方法 | |
| JP4264411B2 (ja) | 高強度α＋β型チタン合金 | |
| JP5621571B2 (ja) | ７５ＧＰａ未満の低ヤング率を有するα＋β型チタン合金およびその製造方法 | |
| JP5578041B2 (ja) | 二方向の形状記憶特性を有するチタン合金部材及びその製造方法 | |
| JP2009041065A (ja) | 高温疲労強度および耐クリープ性に優れた耐熱部材用チタン合金 | |
| JP6213014B2 (ja) | β型チタン合金及びその製造方法 | |
| JP5228708B2 (ja) | 耐クリープ性および高温疲労強度に優れた耐熱部材用チタン合金 | |
| JP6927418B2 (ja) | チタン合金およびその製造方法 | |
| JP2005060821A (ja) | β型チタン合金およびβ型チタン合金製の部品 | |
| JP5605316B2 (ja) | 二方向の形状記憶特性を有するチタン合金部材及びその製造方法 | |
| JP6405626B2 (ja) | β型チタン合金及びこれを用いたチタン製品、並びに、β型チタン合金の製造方法及びチタン製品の製造方法 | |
| US9303304B2 (en) | Process for the creation of uniform grain size in hot worked spinodal alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20160525 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20170208 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20170307 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20170407 |
|
| 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: 20170822 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20170904 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6213014 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |