JPH0353038A - 高強度チタン合金 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、鍛造、熱間圧延、冷間圧延、押出等の加工が
可能で、管、仮、その他あらゆる形態の高強度構造用部
材として通用可能な高強度チタン合金に関する． （従来の技術） チタン合金は比強度（強度／比重）が鉄系合金に比べ高
いため、航空機や船舶等の構造用部材として用いられて
おり、最近では自動車への適用も検討され始めている． 構造用部材として用いる際、高強度だけでは実用的では
なく、適度の延性が必要であり、引張試験における破断
伸びは５％以上が望ましい．チタン合金はξクロ組織に
よりα型、α＋β型およびβ型の３種類に分類される．
α型合金では添加した合金元素による固溶強化は３Ｉｌ
Ｉ待できるが、ある程度以上の高強度化はできない．α
＋β型合金では更に溶体化処理および時効処理により微
細なα相を析出させて高強度化することができるが、高
強度化の程度はβ型合金に比べて小さいため、構造用部
材など、特に高い比強度が要求される場合にはβ型合金
が使用される．β型合金のなかでも比強度が高いβ−Ｃ
合金（Ｔｉ−３＾１−８Ｖ−６Ｃｒ　−　４　Ｚｒ　−
　４　Ｎｏ）が航空機や自動車の構造用部材として適用
され、あるいは適用が見込まれているのであるが、引張
試験における破断伸びが５％以上を示す状態での強度（
引張強さ）は、最適の熱処理を行った場合でも１５０ｋ
ｇｆ／一一程度である（Ｂｅ　ｔａＴｉｔａｎｉｕｍ　
　Ａｌｌｏｙｓ，ＭＣＩＣ　　Ｒｅｐｏｒｔ／Ｓｅｐｔ
ｅｍｂｅｒ　　１９７２，Ｍｅｔａｌｓ　　ａｎｄ　　
Ｃｅｒａｍｉｃｓ　　Ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ　　Ｃｅ
ｎｔｅｒ　　ＭＩＣＩ７２−１１）．そのため、構造用
チタン合金としては、より高強度であって適度の延性を
示す材料の開発が望まれている． （発明が解決しようとする課題） しかしながら、強度を上昇させることは反面延性の低下
につながるため、おのずとその上限強度には限界がある
．実用的には引張試験における破断伸びが５％あれば十
分であるが、この破断伸びを確保しながら強度を上昇さ
せることは困難である．また、溶体化処理につづいて冷
間加工後時効熱処理を行うことにより強化する方法もあ
るが、この場合は製造工程が長くなり、また、厚肉材へ
の適用は困難であった． 本発明の目的は、上記課題を解決し、強度１５５ｋｇｆ
／ｍｓ”以上、破断伸び５％以上を有する高強度チタン
合金を提供することにある． （課題を解決するための手段） チタン合金を、延性を確保しながら強化するためには、
β相からα相を微細に分散、析出させることが必要であ
る．本発明者はα相安定化元素であるＡ１と、β相安定
化元素であるＭＯ、Ｎｂと、時効後の延性値保に寄与す
るＺｒとを合金元素として組合わせ、強度上昇と延性確
保を同時に満足する合金組成を求め、本発明を完成した
．即ち、本発明の要旨は、重量％で、Ａｌ：２．５〜６
．０％、Ｍｏ：１０〜１５％、Ｚｒ：２ｘＡｐ．（χ）
〜１２％、Ｎｂ：　３　〜８％、Ｆｅ：　２％以下を含
有し（以下、「％」は重量％を意味する）、残部はＴ＋
および不可避的不純物からなることを特徴とする高強度
チタン合金、にある．（作用） 以下に、本発明の高強度チタン合金を構成する各成分の
作用効果とそれらの含有量の限定理由について述べる． Ａｌはα相安定化元素であって、析出するα相の強化に
寄与し、時効後の強度上昇に必要である。

＾ｌの含有量が２．５％未満ではその効果が十分ではな
く、一方、６．０％を超えると脆化が起こることから、
Ａｌの含有量は２．５〜６．０％とした．Ｍｏはβ相安
定化元素であって、β相に固溶してこれを強化する．Ｍ
ｏ含有量が１０％未満であるとβ相を溶体化処理後急冷
しても室温でβ相を安定な相とすることは困難であり、
一方、１５％を超えると、Ｍｏの偏析が生じる可能性が
高くなること、およびＭｏの拡散速度が遅く、時効に長
時間を要することからＭｏ含有量は１０〜１５％とした
．ＺｒはＭｏ添加によるβ相の安定化および固溶強化を
助長し、時効後の延性確保に寄与する．延性確保のため
には、Ｚｒの含有量をＡｌ含有量の２倍以上とすること
が必要であり、一方、１２％を超えて含有させても上記
の効果は飽和することから、Ｚｒ含有量はＡＩｌ量の２
倍から１２％までとした．ＮｂはＭｏと同様にβ相安定
化元素であって、β相に固溶してこれを強化する，　Ｎ
ｂ含有量が３％未満ではその効果が不十分であり、一方
、８％を超えると効果は飽和することから、Ｎｂ含有量
は３〜８％とした． Ｆｅはβ相安定化元素であり、これを含有することによ
りβ相を強化するが、多量含まれると金属間化合物を生
成するため、その許容量を２％までとした． 上記の組戊を有する本発明の高強度チタン合金は、例え
ば下記のようにして製造することができる． 原料であるチタンスポンジと合金元素または合金元素と
チタンとの母合金または合金元素と他の合金元素との母
合金を混合して圧ｉ＠戒形し、消耗電極式アーク溶解し
て得たインゴットを再溶解してインゴットを得る．溶解
は更に多重回溶解しても良い。これらのインゴットを加
熱後、分塊鍛造し、更に熱間加工して組織と寸法を仕上
げる．次に、例えばβトランザスの下４０’Ｃ以上から
βトランザスの上３０℃の間で３０分以上保持し、急速
冷却後４５０゜Ｃ以上で時効処理する． （実施例） スポンジチタン、Ａ．ｉ’．−Ｍｏ母合金、Ｍｏ粉末、
ＺｒスポンジおよびＮｂ粉末を用い、Ａｒガス中で第１
表に示す成分組戒の角型ボタンインゴット（厚さ１５開
、幅６５＋ｍｍ、長さ９５ｍ−を溶製した（Ｗアーク電
極を使用）． 同表中の合金１〜８が本発明合金、合金９〜ｌ３は＊印
を付した点において本発明の範囲から外れた組成の比較
合金である．また、合金１３は高強度を示すβ一Ｃ合金
（Ｔｉ　　３Ａｌ　　８Ｖ　　６Ｃｒ　　４Ｚｒ−　４
　Ｍｏ）を前記のように溶製し、前記の引用文献に示さ
れた最高強度を示す溶体化条件及び時効条件（１５００
’　Ｆ（８１５゜Ｃ）で溶体化処理後９００°Ｆ　（４
８２’Ｃ）Ｘ１６ｈの時効処理）で熱処理したものであ
る．上記の角型ボタンインゴットを熱間鍛造により厚さ
１５問、幅５０間、長さ１２２ｍ一とした後、９００〜
１０００゜Ｃの間で加熱し、１ヒートで熱間圧延し、厚
さ５■、輻６０−、長さ３００■一の板とした．次いで
第ｌ表に示した条件で溶体化処理および時効処理を施し
、引張試験を行って強度および延性を調査した．引張試
験片の形状および試験条件を第２表に示す． 調査結果を前記第１表に併せ示す。同表から明らかなよ
うに、Ｍｏを単独で含有させた比較合金９では高強度は
達成されない，　Ｎｂを含有せず、Ａｌ含有量が本発明
の範囲から低値側へ外れた組成を有する比較合金１０で
も強度は低＜、ｌｌｂを含有せず、ＡＩ！，Ｚｒを本発
明の範囲以上に含有する比較合金１１でも、伸びは５％
を超えるが強度は目標とする１５５ｋｇｆ／ａｍ”に達
しない．Ｆｅは、本発明合金８に示すように、２％以下
の含有でも十分な強度と延性を示す．また、比較合金１
３では前記の引用文献の結果とほぼ一致した結果が得ら
れた．本発明合金１〜８の場合は、いずれも引張強さ１
５５ｋｇｆ／ｍｓ”以上、伸び５％以上を示し、従来の
チタン合金に比較して高強度かつ高延性である．しかも
、熱間加工後に溶体化処理を行えばよいので、従来なさ
れている溶体化処理後冷間加工し、更に時効処理するこ
とによる強度向上法に比べ、製造工程を短縮し得る． なお、本発明合金の熱間圧延後溶体化処理のままのもの
は、少なくとも６０％以上の冷間圧延が可能であり、冷
間圧延材を溶体化時効または冷間圧延のまま時効すれば
、本実施例に示した強度以上になる． （発明の効果） １／！，　Ｍｏ，　Ｚｒ，　ＮｂおよびＦｅの適正量を
合金元素として組合せ、含有させた本発明の高強度チタ
ン合金は、従来の高強度チタン合金にはみられない高強
度と高延性を有しており、例えば、高い比強度が要求さ
れる航空機あるいは自動車の構造用部材として好適であ
る．

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％で、Ａｌ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：１０〜１５
   ％、Ｚｒ：２×Ａｌ（％）〜１２％、Ｎｂ：３〜８％、
   Ｆｅ：２％以下を含有し、残部はＴｉおよび不可避的不
   純物からなることを特徴とする高強度チタン合金。