JPH02173234A - 超塑性加工性に優れたチタン合金 - Google Patents
超塑性加工性に優れたチタン合金Info
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- JPH02173234A JPH02173234A JP63327316A JP32731688A JPH02173234A JP H02173234 A JPH02173234 A JP H02173234A JP 63327316 A JP63327316 A JP 63327316A JP 32731688 A JP32731688 A JP 32731688A JP H02173234 A JPH02173234 A JP H02173234A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
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- Organic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
この発明は、チタン合金に関し、特に超塑性加工性に優
れた高強度チタン合金に関するものである。
れた高強度チタン合金に関するものである。
[従来の技術]
チタン合金は、軽量で且つ強靭なことから、近年飛行機
、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用いら
れている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料で
あり、複雑形状部材の場合には、製品重量歩止まりが著
しく低いこととあいまって、製造コストが極めて高いこ
とが問題となっている。そこで、製造コストを低減する
Lで有効であるのが、超塑性現象を利用した加工法(超
塑性加工)である。超塑性とは、ある条件下で材料がく
びれ(necking)なしに、数百%〜千%、時には
千%以上というような巨人な伸びを生しる現象であり、
恒温変態を利用した変態超塑性と微j、llI結晶粒で
みられる微細粒超塑性とに大別される。
、ロケット等の航空宇宙機器用材料として盛んに用いら
れている。しかしながら、チタン合金は難加工性材料で
あり、複雑形状部材の場合には、製品重量歩止まりが著
しく低いこととあいまって、製造コストが極めて高いこ
とが問題となっている。そこで、製造コストを低減する
Lで有効であるのが、超塑性現象を利用した加工法(超
塑性加工)である。超塑性とは、ある条件下で材料がく
びれ(necking)なしに、数百%〜千%、時には
千%以上というような巨人な伸びを生しる現象であり、
恒温変態を利用した変態超塑性と微j、llI結晶粒で
みられる微細粒超塑性とに大別される。
工業的に重要であるのは、後者の微細粒超塑性である。
従来、このような目的のために、使用される合金として
、Ti−6AQ−4V合金が知られている。また、Ti
−6AQ−4V合金に、Fe、 NjおよびCo等を添
加した合金が、 US特許公報4,299,626号に
記載されている。
、Ti−6AQ−4V合金が知られている。また、Ti
−6AQ−4V合金に、Fe、 NjおよびCo等を添
加した合金が、 US特許公報4,299,626号に
記載されている。
[発明が解決しようとする課題]
シカシながら、Ti−6AQ−4V合金で、5〜10μ
mnの微細粒組織とした合金でも、超塑性加工温度は8
75〜950℃と高く、このため使用する加工治具の寿
命が短かいか、または、高湿強度を有する高価な治具を
使用しなければならないという問題があった。また、U
S特許公報4,299,62[3号に記載の合金は、T
i−6AQ−4V合金に比べても、超塑性加工温度が5
0〜80℃低下する程度で、超塑性伸びも充分でないと
いう問題がる。
mnの微細粒組織とした合金でも、超塑性加工温度は8
75〜950℃と高く、このため使用する加工治具の寿
命が短かいか、または、高湿強度を有する高価な治具を
使用しなければならないという問題があった。また、U
S特許公報4,299,62[3号に記載の合金は、T
i−6AQ−4V合金に比べても、超塑性加工温度が5
0〜80℃低下する程度で、超塑性伸びも充分でないと
いう問題がる。
従って、この発明の目的は、上述の課題を解決し、超塑
性加工性に優れたチタン合金を提供することにある。
性加工性に優れたチタン合金を提供することにある。
[課題を解決するための手段および作用]本発明者等は
、上述した課題を解決するチタン合金を以下の様に開発
した。
、上述した課題を解決するチタン合金を以下の様に開発
した。
現在用いられているチタン合金は、その大部分がTi−
6A Q −4V合金であり、溶解技術、加工技術等の
技術的蓄積もこのチタン合金に関するものが最も多い。
6A Q −4V合金であり、溶解技術、加工技術等の
技術的蓄積もこのチタン合金に関するものが最も多い。
そこで、このTi−6AQ−4V合金をベースに、合金
開発を進めることにした。
開発を進めることにした。
高強度であり、且つ、超塑性加工が可能であるチタン合
金を得るためには、そのミグ0組、織を微細な等軸0品
を有する組織にしなければならない。
金を得るためには、そのミグ0組、織を微細な等軸0品
を有する組織にしなければならない。
また、チタン合金の超塑性現象が発現するためには、そ
のミクロ組織において、0品の比率が40〜60%であ
ることが必要である。そこで、Ti−6AQ−4V合金
よりも超塑性加工温度を低下させろためには、β変態点
(高温側のβ単相から低温側のα+β2相へ変態する温
度)を低下させる元素、すなわち、 MoとFeとを添
加すれば良い。しかし、Feは強度上昇に大きく寄与す
るが、3.15wt、%以上添加するとTiとの間に、
脆化相である金属間化合物を形成したり、溶解時にβフ
レックと呼ばれろ偏析相を生成し、その結果機械的性質
を劣化させるため好ましくない。Moも同様に強度上昇
に寄与するが、3,15wt、1以上添加するとチタン
合金の比重を増大させ、高比強度材料であるチタン合金
の特色を損なうとともに、β相中での拡散速度が小さい
元素であるために、超塑性加工時の変形抵抗を増大させ
るため好ましくない。
のミクロ組織において、0品の比率が40〜60%であ
ることが必要である。そこで、Ti−6AQ−4V合金
よりも超塑性加工温度を低下させろためには、β変態点
(高温側のβ単相から低温側のα+β2相へ変態する温
度)を低下させる元素、すなわち、 MoとFeとを添
加すれば良い。しかし、Feは強度上昇に大きく寄与す
るが、3.15wt、%以上添加するとTiとの間に、
脆化相である金属間化合物を形成したり、溶解時にβフ
レックと呼ばれろ偏析相を生成し、その結果機械的性質
を劣化させるため好ましくない。Moも同様に強度上昇
に寄与するが、3,15wt、1以上添加するとチタン
合金の比重を増大させ、高比強度材料であるチタン合金
の特色を損なうとともに、β相中での拡散速度が小さい
元素であるために、超塑性加工時の変形抵抗を増大させ
るため好ましくない。
2XFewt、%+Mowt、%は、チタン合金のβ相
の安定度を示し、この値が小さいとβ変態点が高く。
の安定度を示し、この値が小さいとβ変態点が高く。
逆に大きいとβ変態点が低くなる。チタン合金の最適超
塑性温度は、α相の体積率が40〜60%になる温度で
あり、この温度はβ変態点と密接な関係がある。この値
が8wt、%を超えると、α相の体積率が40〜60%
になる温度が低くなり過ぎ、その温度では拡散が不十分
となり、十分な超塑性伸びが得られない。そこで、この
値を3tst、x〜8讐t0%と定めた。
塑性温度は、α相の体積率が40〜60%になる温度で
あり、この温度はβ変態点と密接な関係がある。この値
が8wt、%を超えると、α相の体積率が40〜60%
になる温度が低くなり過ぎ、その温度では拡散が不十分
となり、十分な超塑性伸びが得られない。そこで、この
値を3tst、x〜8讐t0%と定めた。
微細粒超塑性特性は、その結晶粒径に大きく依存し1粒
径が小さいほど好ましく、α晶粒径が6μmを超えると
超塑性特性が劣化する。
径が小さいほど好ましく、α晶粒径が6μmを超えると
超塑性特性が劣化する。
この発明の要旨は、以下に示す通りである。
A Q : 5.5−6.751.%、V:3.5〜4
.5wt、%、 0:0.2讐t、x以下、 Fe : 0.85〜3.15tllt、%、Mo 7
0.85〜3.]55wt、%ただし。
.5wt、%、 0:0.2讐t、x以下、 Fe : 0.85〜3.15tllt、%、Mo 7
0.85〜3.]55wt、%ただし。
3wt、%≦2XFewt、%+Motyt 、%≦8
wt、%、および、 残部二Tiおよび不可避不純物、 からなり、0品粒径が6μm以下であることを特徴とす
る、超塑性加工性に優れたチタン合金。
wt、%、および、 残部二Tiおよび不可避不純物、 からなり、0品粒径が6μm以下であることを特徴とす
る、超塑性加工性に優れたチタン合金。
次に、この発明において、成分組成範囲を上記の様に限
定した理由を以下に述べる。
定した理由を以下に述べる。
(1)AQは、α+β組織を得るためのα相安定化元素
として添加され1強度上昇に寄午する。しかしながら、
Aflの含有量が5,5wt、%未満では、目的とする
強度を得るのに不十分である。一方。
として添加され1強度上昇に寄午する。しかしながら、
Aflの含有量が5,5wt、%未満では、目的とする
強度を得るのに不十分である。一方。
含有量が6,75wt、%を超えると、脆化相であるα
2相(Ti、AQ)が析出し機械的性質を劣化させろた
め、好ましくない。従って、A2の含有量は5.5〜6
.75wt、%と定めた。
2相(Ti、AQ)が析出し機械的性質を劣化させろた
め、好ましくない。従って、A2の含有量は5.5〜6
.75wt、%と定めた。
(2)■は、α+β組織を得るためのβ相安定化元素と
して添加され、Tiとの間に脆化相である金属間化合物
を形成することなく強度上昇に寄与する。しかしながら
、■の含有量が3.5wt、1未満では、目的とする強
度を得るのに不十分である。−方、含有量が4.5wt
、%を超えると、超塑性伸びを低減させるとともに超塑
性加工時の変形抵抗を増大させる。従って、■の含有量
は3.5〜4.5wt、%と定めた。
して添加され、Tiとの間に脆化相である金属間化合物
を形成することなく強度上昇に寄与する。しかしながら
、■の含有量が3.5wt、1未満では、目的とする強
度を得るのに不十分である。−方、含有量が4.5wt
、%を超えると、超塑性伸びを低減させるとともに超塑
性加工時の変形抵抗を増大させる。従って、■の含有量
は3.5〜4.5wt、%と定めた。
(3)○は、α相に固溶して強度上昇に寄与する。
しかしながら、Oの含有量が0.2wt、%を超えると
、β変態点を上昇させ、また、室温での機械的性質、特
に延性を劣化させる。従って、○の含有量を、0 、2
wt、%以下と定めた。
、β変態点を上昇させ、また、室温での機械的性質、特
に延性を劣化させる。従って、○の含有量を、0 、2
wt、%以下と定めた。
(4)Feは、β相安定化元素として添加され、β変態
点を低下させることにより、超塑性特性の向上(超塑性
伸びの増大と変形抵抗の低減)に寄与するとともに、主
にβ相に固溶し強度上昇に寄与する。しかしながら、F
eの含有量が0.85tit、%未t1力では、これら
への寄与が不十分である。一方、含有量が3.15wt
6%を超えると、Tiとの間に脆化相である金属間化合
物を形成したり、溶解時にβフレックと呼ばれる偏析相
を生成し、その結果機械的性質(特に延性)を劣化させ
るため好ましくない。
点を低下させることにより、超塑性特性の向上(超塑性
伸びの増大と変形抵抗の低減)に寄与するとともに、主
にβ相に固溶し強度上昇に寄与する。しかしながら、F
eの含有量が0.85tit、%未t1力では、これら
への寄与が不十分である。一方、含有量が3.15wt
6%を超えると、Tiとの間に脆化相である金属間化合
物を形成したり、溶解時にβフレックと呼ばれる偏析相
を生成し、その結果機械的性質(特に延性)を劣化させ
るため好ましくない。
従って、Feの含有量を、0.85〜3.15留t、%
と定めた。
と定めた。
(5) Moは、β相安定化元素として添加され、β変
態点を低下させることにより、超塑性特性の向上(超塑
性発現温度の低下)に寄与するとともに、主にβ相に固
溶し強度上昇に寄与する。しかしながら、MOの含有量
が0.85wt、%未満では、これらl\の寄与が不十
分である6一方、含有量が3,15wt、%を超えると
、Moが重い元素であることから合金の密度を増大させ
、高比強度であるというチタン合金の特徴を損う。それ
ばかりでなく、MOはチタン中での拡散速度が小さいた
めに、超塑性形成時の変形応力を増大させるため好まし
くない。従って。
態点を低下させることにより、超塑性特性の向上(超塑
性発現温度の低下)に寄与するとともに、主にβ相に固
溶し強度上昇に寄与する。しかしながら、MOの含有量
が0.85wt、%未満では、これらl\の寄与が不十
分である6一方、含有量が3,15wt、%を超えると
、Moが重い元素であることから合金の密度を増大させ
、高比強度であるというチタン合金の特徴を損う。それ
ばかりでなく、MOはチタン中での拡散速度が小さいた
めに、超塑性形成時の変形応力を増大させるため好まし
くない。従って。
Moの含有量を0.85〜3,15wt、%と定めた。
(6) 2XFeizt、%+Mowt、%は、チタン
合金のβ相の安定度を示し、この値が小さいとβ変態点
が高く、逆に大きいとβ変態点が低くなる。チタン合金
の最適超塑性温度は、α相の体積率が40〜60%にな
る温度であり、この温度はβ変態点と密接な関係がある
。この値が3wt、1未満であると、超塑性発現温度が
低いという本発明合金の特徴を損なう。一方、この値が
8−t0%を超えると、α相の体積率が40〜60%に
なる温度が低くなり過ぎ、その温度では拡散が不十分と
なり、十分な超塑性伸びが得られない。従って、3wt
、%≦2XFewt、%+Mo讐t1%≦8賀t1%と
定めた。
合金のβ相の安定度を示し、この値が小さいとβ変態点
が高く、逆に大きいとβ変態点が低くなる。チタン合金
の最適超塑性温度は、α相の体積率が40〜60%にな
る温度であり、この温度はβ変態点と密接な関係がある
。この値が3wt、1未満であると、超塑性発現温度が
低いという本発明合金の特徴を損なう。一方、この値が
8−t0%を超えると、α相の体積率が40〜60%に
なる温度が低くなり過ぎ、その温度では拡散が不十分と
なり、十分な超塑性伸びが得られない。従って、3wt
、%≦2XFewt、%+Mo讐t1%≦8賀t1%と
定めた。
(7)1品粒径は、超塑性特性と密接な関係があり、小
さいほど優れた超塑性特性が得られる。本発明合金にお
いては、1品粒径が6μmを超えると超塑性伸びが小さ
くなるばかりでなく、変形応力が大きくなり好ましくな
い。従って、1品粒径を6μm以下と定めた。
さいほど優れた超塑性特性が得られる。本発明合金にお
いては、1品粒径が6μmを超えると超塑性伸びが小さ
くなるばかりでなく、変形応力が大きくなり好ましくな
い。従って、1品粒径を6μm以下と定めた。
[実施例コ
次に、この発明のチタン合金を実施例により、具体的に
説明する。
説明する。
第1表に示す成分組成および1品粒径の本発明のチタン
合金NQ1〜9. Ti−6AIII −4V合金の従
来合金(1)N(110,11、US特許公報4,29
9,626号に記載の従来合金(2)NG12.13.
および比較合金Nα14〜26を、以下に示す製造方法
によって調製した。
合金NQ1〜9. Ti−6AIII −4V合金の従
来合金(1)N(110,11、US特許公報4,29
9,626号に記載の従来合金(2)NG12.13.
および比較合金Nα14〜26を、以下に示す製造方法
によって調製した。
アルゴン雰囲気アーク炉にてインゴットを溶製し、熱間
鍛造、熱間圧延を行ない、厚さ5μmMTIの板材に仕
上げた。微細な等軸α品組織とするために、熱間圧延時
の加熱温度はβ変態点以下の(α+β)2相域とし、十
分な量の圧下を行なった。このようにして調製された供
試体の各々に対して、再結晶焼鈍を施し、室温引張試験
および超塑性引張試験を行なった。
鍛造、熱間圧延を行ない、厚さ5μmMTIの板材に仕
上げた。微細な等軸α品組織とするために、熱間圧延時
の加熱温度はβ変態点以下の(α+β)2相域とし、十
分な量の圧下を行なった。このようにして調製された供
試体の各々に対して、再結晶焼鈍を施し、室温引張試験
および超塑性引張試験を行なった。
室温引張試験の結果を室温引張特性として。
0.2%PS(kgf/m”)、TS(kgf/mm”
)、Ell (kgf/mm”)によって第1表に併せ
て示した。
)、Ell (kgf/mm”)によって第1表に併せ
て示した。
超塑性引張試験は、平行部が5画巾、5画長さ、4aa
厚さの試験片を採取して、5 X I O−’torr
以下の真空中で行なった。この試験結果を、超塑性引張
特性として第2表に示した。最大変形応力は、最高荷重
を初期断面積で除して求めた。
厚さの試験片を採取して、5 X I O−’torr
以下の真空中で行なった。この試験結果を、超塑性引張
特性として第2表に示した。最大変形応力は、最高荷重
を初期断面積で除して求めた。
第1図〜第4図は、第1表および第2表に示す試験結果
をグラフに示したものである。
をグラフに示したものである。
第1図は5基本成分(Ti −6wt、%AQ−/ht
、%V合金)にMoおよびFeを添加したときの超塑性
伸び得られている。
、%V合金)にMoおよびFeを添加したときの超塑性
伸び得られている。
第2図は、基本成分(Tj、−6−t1%AQ−4讐t
1%V合金)にMoおよびFeを添加したときの超塑性
伸びの変化を調べたものである。横軸にMowt、%の
値を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。
1%V合金)にMoおよびFeを添加したときの超塑性
伸びの変化を調べたものである。横軸にMowt、%の
値を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。
第2図に示すように、MOの含有量が0.85〜3.1
5wt、%において1500%以上の大きな伸びが得ら
れている。
5wt、%において1500%以上の大きな伸びが得ら
れている。
第3図は、基本成分(Ti −6wt、%A Q −4
wt、%V金合金にMoおよびFeを添加したときの超
塑性伸びの変化を調べたものである。横軸にFetgt
、%の値を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。
wt、%V金合金にMoおよびFeを添加したときの超
塑性伸びの変化を調べたものである。横軸にFetgt
、%の値を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。
第3図に示すように、Feの含有量が0.85〜3 、
15tst、%において、1500%以上の大きな伸び
が得られている。
15tst、%において、1500%以上の大きな伸び
が得られている。
第4図は、本発明合金と同じ化学組成を有する合金の0
品粒径を変化島させたときの超塑性伸びを調べたもので
ある。横軸に本発明合金と同じ化学組成を有する合金の
0品粒径を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。
品粒径を変化島させたときの超塑性伸びを調べたもので
ある。横軸に本発明合金と同じ化学組成を有する合金の
0品粒径を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。
第4図に示すように、0品粒径が6μm以Fにおいて1
500%以上の大きな伸びが得られている。
500%以上の大きな伸びが得られている。
第1表、第2表に示すように1本発明合金Nα1〜9の
室温引張特性は、引張強さ(’rs)が1.05kgf
/nwn”以上で、伸び(EQ)が17%以上であり、
Ti−6AQ−4V合金よりも高強度を有し、しかも延
性も十分であり、優れた強度・延性バランスを有してい
た。
室温引張特性は、引張強さ(’rs)が1.05kgf
/nwn”以上で、伸び(EQ)が17%以上であり、
Ti−6AQ−4V合金よりも高強度を有し、しかも延
性も十分であり、優れた強度・延性バランスを有してい
た。
さらに、本発明合金Nα1〜9においては、最大超塑性
伸びを示す温度が800 ’C以下と低く、しかも、そ
の温度における超塑性伸びが1500%以上であった。
伸びを示す温度が800 ’C以下と低く、しかも、そ
の温度における超塑性伸びが1500%以上であった。
これに対して従来合金(])NnlO,11後の伸びを
示すものの、その温度が825℃以上と高かった。従っ
て、本発明合金Nα1〜9は従来合金(1)NG10〜
11、比較合金Mo14〜26と比較して、良好な超塑
性特性を有することがわかった。
示すものの、その温度が825℃以上と高かった。従っ
て、本発明合金Nα1〜9は従来合金(1)NG10〜
11、比較合金Mo14〜26と比較して、良好な超塑
性特性を有することがわかった。
また、本発明合金Na 1〜9は、最大超塑性伸びを示
す温度が、Ti−6AQ−4V合金より75〜100℃
低いにもかかわらず、変形応力は1 、4 kg f/
lIn2以下と小さな値を示した。
す温度が、Ti−6AQ−4V合金より75〜100℃
低いにもかかわらず、変形応力は1 、4 kg f/
lIn2以下と小さな値を示した。
比較合金NQ15,19は、最大超塑性伸びが1210
%以上と比較的大きな伸びを示しているが、最大超塑性
伸びが得られた温度が825℃以上と本発明合金Nα1
〜9と比較して50〜100℃高く、超塑性特性に劣っ
ていた。
%以上と比較的大きな伸びを示しているが、最大超塑性
伸びが得られた温度が825℃以上と本発明合金Nα1
〜9と比較して50〜100℃高く、超塑性特性に劣っ
ていた。
また、比較合金Nα20は、750℃で1341%の超
塑性伸びが得られているものの、変形応力が2 、58
kg f / mm ”と非常に大きかった。
塑性伸びが得られているものの、変形応力が2 、58
kg f / mm ”と非常に大きかった。
また、比較合金Nn21は、室温引張時の伸びが6.3
%と小さく実用上に耐えないため、超塑性引張試験を行
なわなかった。
%と小さく実用上に耐えないため、超塑性引張試験を行
なわなかった。
また、本発明合金Nα1〜9は、US特許公報4.29
9,626号に記載の従来合金(2)Nα12.+3と
比べても、最大超塑性伸びおよび最大超塑性伸びを示す
温度に優れていた。
9,626号に記載の従来合金(2)Nα12.+3と
比べても、最大超塑性伸びおよび最大超塑性伸びを示す
温度に優れていた。
[発明の効果]
以上説明したように、本発明合金は、Tj −6A Q
−4V合金よりも優れた室温引張特性(特に強度)を有
し超塑性特性においても格段に改善されている。さらに
、Ti−6AQ−4V合金にFe、CoおよびNiを添
加した合金と比較しても超塑性特性に優れている。従っ
て、この優れた特性を生かして、
−4V合金よりも優れた室温引張特性(特に強度)を有
し超塑性特性においても格段に改善されている。さらに
、Ti−6AQ−4V合金にFe、CoおよびNiを添
加した合金と比較しても超塑性特性に優れている。従っ
て、この優れた特性を生かして、
第1図は、基本成分(Ti −6wt、%A Q −/
ht、%V金合金にMoおよびFeを添加したときの超
塑性伸び2図は、基本成分(Ti −6iit、%A
Q −4wt、%V金合金にMoおよびFeを添加した
ときの超塑性伸びの変化を示すグラフである。横軸にM
owt、%の値を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。第
3図は、基本成分(Ti −6wし1%AQ−4wし1
%V合金)KMoおよびFeを添加したときの超塑性伸
びの変化を示すグラフである。横軸にFewt、%の値
を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。第4図は、本発明
合金と同じ化学組成を有する合金のα品位径を変化させ
たときの超塑性伸びを示すグラフである。横軸に本発明
合金と同じ化学組成を有する合金のα品位径を、縦軸に
超塑性伸びの値を示した。図面において、1・・・本発
明のチタン合金の実験値をプロットしてなる実線部分、 2・・比較用のチタン合金の実験値をプロットしてなる
点線部分。
ht、%V金合金にMoおよびFeを添加したときの超
塑性伸び2図は、基本成分(Ti −6iit、%A
Q −4wt、%V金合金にMoおよびFeを添加した
ときの超塑性伸びの変化を示すグラフである。横軸にM
owt、%の値を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。第
3図は、基本成分(Ti −6wし1%AQ−4wし1
%V合金)KMoおよびFeを添加したときの超塑性伸
びの変化を示すグラフである。横軸にFewt、%の値
を、縦軸に超塑性伸びの値を示した。第4図は、本発明
合金と同じ化学組成を有する合金のα品位径を変化させ
たときの超塑性伸びを示すグラフである。横軸に本発明
合金と同じ化学組成を有する合金のα品位径を、縦軸に
超塑性伸びの値を示した。図面において、1・・・本発
明のチタン合金の実験値をプロットしてなる実線部分、 2・・比較用のチタン合金の実験値をプロットしてなる
点線部分。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 Al:5.5〜6.75wt.%、 V:3.5〜4.5wt.%、 O:0.2wt.%以下、 Fe:0.85〜3.15wt.%、 Mo:0.85〜3.15wt.%、 ただし、 3wt.%≦2×Fewt.%+Mowt.%≦8wt
.%、および、 残部:Tiおよび不可避不純物、 からなり、α晶粒径が6μm以下であることを特徴とす
る、超塑性加工性に優れたチタン合金。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63327316A JPH0663049B2 (ja) | 1988-12-24 | 1988-12-24 | 超塑性加工性に優れたチタン合金 |
US07/443,930 US4944914A (en) | 1988-12-24 | 1989-11-30 | Titanium base alloy for superplastic forming |
DE68921456T DE68921456D1 (de) | 1988-12-24 | 1989-12-15 | Legierung auf Titanbasis für superplastische Formgebung. |
EP89313177A EP0379798B1 (en) | 1988-12-24 | 1989-12-15 | Titanium base alloy for superplastic forming |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63327316A JPH0663049B2 (ja) | 1988-12-24 | 1988-12-24 | 超塑性加工性に優れたチタン合金 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
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JPH0663049B2 JPH0663049B2 (ja) | 1994-08-17 |
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Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63327316A Expired - Fee Related JPH0663049B2 (ja) | 1988-12-24 | 1988-12-24 | 超塑性加工性に優れたチタン合金 |
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EP (1) | EP0379798B1 (ja) |
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DE (1) | DE68921456D1 (ja) |
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US5362441A (en) * | 1989-07-10 | 1994-11-08 | Nkk Corporation | Ti-Al-V-Mo-O alloys with an iron group element |
EP0408313B1 (en) * | 1989-07-10 | 1995-12-27 | Nkk Corporation | Titanium base alloy and method of superplastic forming thereof |
US5215600A (en) * | 1991-07-22 | 1993-06-01 | Rohr, Inc. | Thermomechanical treatment of Ti 6-2-2-2-2 |
JP2988246B2 (ja) * | 1994-03-23 | 1999-12-13 | 日本鋼管株式会社 | (α+β)型チタン合金超塑性成形部材の製造方法 |
US5939213A (en) * | 1995-06-06 | 1999-08-17 | Mcdonnell Douglas | Titanium matrix composite laminate |
US6071360A (en) * | 1997-06-09 | 2000-06-06 | The Boeing Company | Controlled strain rate forming of thick titanium plate |
US6001495A (en) * | 1997-08-04 | 1999-12-14 | Oregon Metallurgical Corporation | High modulus, low-cost, weldable, castable titanium alloy and articles thereof |
AU8154898A (en) * | 1998-06-18 | 2000-01-05 | Boeing Company, The | Controlled strain rate forming of thick titanium plate |
US11780003B2 (en) | 2010-04-30 | 2023-10-10 | Questek Innovations Llc | Titanium alloys |
CA2797391C (en) | 2010-04-30 | 2018-08-07 | Questek Innovations Llc | Titanium alloys |
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SU425961A1 (ru) * | 1971-08-23 | 1974-04-30 | Сплав на основе титана | |
US4299626A (en) * | 1980-09-08 | 1981-11-10 | Rockwell International Corporation | Titanium base alloy for superplastic forming |
JPH01252747A (ja) * | 1987-12-23 | 1989-10-09 | Nippon Steel Corp | 延性の優れた高強度チタン材及びその製造方法 |
-
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- 1988-12-24 JP JP63327316A patent/JPH0663049B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1989
- 1989-11-30 US US07/443,930 patent/US4944914A/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-12-15 DE DE68921456T patent/DE68921456D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1989-12-15 EP EP89313177A patent/EP0379798B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0379798A1 (en) | 1990-08-01 |
EP0379798B1 (en) | 1995-03-01 |
DE68921456D1 (de) | 1995-04-06 |
US4944914A (en) | 1990-07-31 |
JPH0663049B2 (ja) | 1994-08-17 |
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