JPH08120371A - 疲労亀裂伝播特性に優れたＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料 - Google Patents
疲労亀裂伝播特性に優れたＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料Info
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- JPH08120371A JPH08120371A JP18437095A JP18437095A JPH08120371A JP H08120371 A JPH08120371 A JP H08120371A JP 18437095 A JP18437095 A JP 18437095A JP 18437095 A JP18437095 A JP 18437095A JP H08120371 A JPH08120371 A JP H08120371A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 これまで開発されたＴｉ合金よりも疲労亀裂
伝播特性を更に改善し、しかもエンジンの材料として要
求される各種機械的特性をも備え、特にファン・ディス
クの素材として最適なＮｅａｒβ型Ｔｉ合金材料を提供
する。 【解決手段】 Ａｌ：４．５〜５．５％，Ｓｎ：１．５
〜２．５％，Ｚｒ：３．５〜４．５％，Ｃｒ：２．５〜
３．５％，Ｍｏ：２．５〜３．５％を夫々含有し、残部
がＴｉおよび不可避不純物からなる。
伝播特性を更に改善し、しかもエンジンの材料として要
求される各種機械的特性をも備え、特にファン・ディス
クの素材として最適なＮｅａｒβ型Ｔｉ合金材料を提供
する。 【解決手段】 Ａｌ：４．５〜５．５％，Ｓｎ：１．５
〜２．５％，Ｚｒ：３．５〜４．５％，Ｃｒ：２．５〜
３．５％，Ｍｏ：２．５〜３．５％を夫々含有し、残部
がＴｉおよび不可避不純物からなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、航空機用ジェット
エンジンや航空機々体部品に適用して航空機の軽量化を
達成することのできるＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料
に関するものであり、特に該合金の疲労亀裂伝播特性を
向上させることによって、航空機用ジェットエンジンの
ファン・ディスクへの適用を可能にしたＮｅａｒβ型高
強度Ｔｉ合金材料に関するものである。
エンジンや航空機々体部品に適用して航空機の軽量化を
達成することのできるＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料
に関するものであり、特に該合金の疲労亀裂伝播特性を
向上させることによって、航空機用ジェットエンジンの
ファン・ディスクへの適用を可能にしたＮｅａｒβ型高
強度Ｔｉ合金材料に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】Ｔｉ合金は、比強度、破壊靭性および耐
熱性等に優れた特性を有していることから、航空機用材
料として重要な位置を占めており、その使用量も益々増
加する傾向にある。特に航空機の軽量化への要求から、
板材等の非回転構造物に限らず、ジェットエンジンのフ
ァン・ディスクやコンプレッサー・ディスク等の回転構
造物にも実施されている。
熱性等に優れた特性を有していることから、航空機用材
料として重要な位置を占めており、その使用量も益々増
加する傾向にある。特に航空機の軽量化への要求から、
板材等の非回転構造物に限らず、ジェットエンジンのフ
ァン・ディスクやコンプレッサー・ディスク等の回転構
造物にも実施されている。
【０００３】上記ファン・ディスクとして適用される高
強度Ｔｉ合金としては、Ｎｅａｒβ型Ｔｉ合金が知られ
ており（例えば、「ジェットエンジンとチタン合金」、
チタニウム協会創立３０周年記念国際シンポジウム、19
82年、第181 〜189 頁）、このＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ
合金は、主として高強度と高疲労特性が要求されるファ
ン・ディスクの素材に適したＴｉ合金であると言われて
いる。
強度Ｔｉ合金としては、Ｎｅａｒβ型Ｔｉ合金が知られ
ており（例えば、「ジェットエンジンとチタン合金」、
チタニウム協会創立３０周年記念国際シンポジウム、19
82年、第181 〜189 頁）、このＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ
合金は、主として高強度と高疲労特性が要求されるファ
ン・ディスクの素材に適したＴｉ合金であると言われて
いる。
【０００４】航空機用ジェットエンジンに適用されてい
るＮｅａｒβ型Ｔｉ合金としては、具体的には、Ｔｉ−
６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ（以下「Ｔｉ−６−２
−４−６」と略称する）やＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚ
ｒ−４Ｃｒ−４Ｍｏ（通称「Ｔｉ−１７」、以下「Ｔｉ
−５−２−２−４−４」と略称する）等が知られてい
る。上記Ｎｅａｒβ型Ｔｉ合金のうち、前者は1966年に
（例えば、「チタン合金に於ける最近の進歩」、チタニ
ウム協会創立３０周年記念国際シンポジウム、1982年、
第161 〜170 頁）、後者は1970年代前半に（例えば、
「Beta Titaniumu Alloys in the 80's 」，A publicat
ion of The Metallurgical Society of AIME(1983)，第
239 〜255 頁）開発されたものであり、夫々プラット・
アンド・ホイットニー社（Ｐ＆ＷＡ社）およびジェネラ
ル・エレクトリック社（ＧＥ社）のエンジンとして実用
化されている。
るＮｅａｒβ型Ｔｉ合金としては、具体的には、Ｔｉ−
６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ（以下「Ｔｉ−６−２
−４−６」と略称する）やＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚ
ｒ−４Ｃｒ−４Ｍｏ（通称「Ｔｉ−１７」、以下「Ｔｉ
−５−２−２−４−４」と略称する）等が知られてい
る。上記Ｎｅａｒβ型Ｔｉ合金のうち、前者は1966年に
（例えば、「チタン合金に於ける最近の進歩」、チタニ
ウム協会創立３０周年記念国際シンポジウム、1982年、
第161 〜170 頁）、後者は1970年代前半に（例えば、
「Beta Titaniumu Alloys in the 80's 」，A publicat
ion of The Metallurgical Society of AIME(1983)，第
239 〜255 頁）開発されたものであり、夫々プラット・
アンド・ホイットニー社（Ｐ＆ＷＡ社）およびジェネラ
ル・エレクトリック社（ＧＥ社）のエンジンとして実用
化されている。
【０００５】ところで航空機用ジェットエンジンの設計
上必要とされる機械的性質は、引張強度、疲労強度（高
サイクル疲労強度、低サイクル疲労強度等）、クリープ
強度、破壊靭性値および疲労亀裂伝播特性等様々である
が、前記ファン・ディスクは高速回転と停止が繰り返し
行われるので、疲労強度と疲労亀裂伝播特性が特に重要
である。
上必要とされる機械的性質は、引張強度、疲労強度（高
サイクル疲労強度、低サイクル疲労強度等）、クリープ
強度、破壊靭性値および疲労亀裂伝播特性等様々である
が、前記ファン・ディスクは高速回転と停止が繰り返し
行われるので、疲労強度と疲労亀裂伝播特性が特に重要
である。
【０００６】一方、Ｔｉ合金のミクロ組織は、等軸α組
織や針状α組織等が知られているが、ジェットエンジン
のファン・ディスクや低温のコンプレッサー・ディスク
に適用されるＴｉ合金には、全てミクロ組織が等軸α組
織のものが用いられている。延性や低サイクル疲労強度
は、等軸α組織の方が針状α組織よりも優れているのに
対し、クリープ強度や破壊靭性値は針状α組織の方が等
軸α組織よりも優れていることが知られている。そし
て、ジェットエンジンは離陸の際にディスクに塑性歪を
起こす可能性があり、ファン・ディスク等にはクリープ
強度や破壊靭性値よりもむしろ低サイクル疲労強度が重
要であることから（例えば、前記「チタン合金に於ける
最近の進歩」）、ファン・ディスク等には等軸α組織の
Ｔｉ合金が用いられているのである。
織や針状α組織等が知られているが、ジェットエンジン
のファン・ディスクや低温のコンプレッサー・ディスク
に適用されるＴｉ合金には、全てミクロ組織が等軸α組
織のものが用いられている。延性や低サイクル疲労強度
は、等軸α組織の方が針状α組織よりも優れているのに
対し、クリープ強度や破壊靭性値は針状α組織の方が等
軸α組織よりも優れていることが知られている。そし
て、ジェットエンジンは離陸の際にディスクに塑性歪を
起こす可能性があり、ファン・ディスク等にはクリープ
強度や破壊靭性値よりもむしろ低サイクル疲労強度が重
要であることから（例えば、前記「チタン合金に於ける
最近の進歩」）、ファン・ディスク等には等軸α組織の
Ｔｉ合金が用いられているのである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】前記ファン・ディスク
に必要な上記機械的性質のうち、とりわけ疲労亀裂伝播
特性は近年頓に重要視される様になってきっている。即
ち、航空機の運行中にエンジンに亀裂部分が発生して
も、その進行速度が非常に遅ければ（即ち、疲労亀裂伝
播速度が小さければ）、エンジンの稼働中に破壊が完全
に終了するに至らずに済み、点検中に前記亀裂を発見し
てその部分の取り替えや修理を行なうことによって、大
きな事故を未然に防げるのである。
に必要な上記機械的性質のうち、とりわけ疲労亀裂伝播
特性は近年頓に重要視される様になってきっている。即
ち、航空機の運行中にエンジンに亀裂部分が発生して
も、その進行速度が非常に遅ければ（即ち、疲労亀裂伝
播速度が小さければ）、エンジンの稼働中に破壊が完全
に終了するに至らずに済み、点検中に前記亀裂を発見し
てその部分の取り替えや修理を行なうことによって、大
きな事故を未然に防げるのである。
【０００８】これまでファン・ディスクの素材として開
発・実用化されてきた前記Ｔｉ合金は、その実用化に際
して広範な機械的性質が検討されたのは当然予想される
が、疲労亀裂伝播特性については十分に検討されたかど
うかは甚だ疑問である。即ち、疲労亀裂伝播特性が合金
材料において非常に重要な機械的性質であると認識され
る様になったのは、疲労伝播速度を破壊力学的パラメー
ターである応力拡大係数ΔＫで記述できる可能性が示さ
れた1963年（例えば、「P.C.Paris & F.Erdogan 」，Tr
ans.ASME，Vol.85-D(1963), P528）以後であり、この研
究報告が、多くの研究者によって確認され且つ広く支持
される様になるまでに相当の歳月を費やしたのは明らか
であり、その時期は前記各Ｔｉ合金が開発・実用化され
るよりも後であることは十分予想される。ちなみに、疲
労亀裂伝播特性の指標となる疲労亀裂伝播速度の測定法
がＡＳＴＭに規格化されたのは、1978年に至ってからの
ことである（例えば、「Standard Test Method for Mea
suremout of Fatigue Crack Growth Rates」,Designati
on; E647-93,P679〜706 ）。このことは、これまで開発
・実用化された上記各Ｔｉ合金は、疲労亀裂伝播特性に
ついては余り考慮されていなかったことを示唆するもの
である。
発・実用化されてきた前記Ｔｉ合金は、その実用化に際
して広範な機械的性質が検討されたのは当然予想される
が、疲労亀裂伝播特性については十分に検討されたかど
うかは甚だ疑問である。即ち、疲労亀裂伝播特性が合金
材料において非常に重要な機械的性質であると認識され
る様になったのは、疲労伝播速度を破壊力学的パラメー
ターである応力拡大係数ΔＫで記述できる可能性が示さ
れた1963年（例えば、「P.C.Paris & F.Erdogan 」，Tr
ans.ASME，Vol.85-D(1963), P528）以後であり、この研
究報告が、多くの研究者によって確認され且つ広く支持
される様になるまでに相当の歳月を費やしたのは明らか
であり、その時期は前記各Ｔｉ合金が開発・実用化され
るよりも後であることは十分予想される。ちなみに、疲
労亀裂伝播特性の指標となる疲労亀裂伝播速度の測定法
がＡＳＴＭに規格化されたのは、1978年に至ってからの
ことである（例えば、「Standard Test Method for Mea
suremout of Fatigue Crack Growth Rates」,Designati
on; E647-93,P679〜706 ）。このことは、これまで開発
・実用化された上記各Ｔｉ合金は、疲労亀裂伝播特性に
ついては余り考慮されていなかったことを示唆するもの
である。
【０００９】本発明はこうした技術的背景の下になされ
たものであって、その目的は、これまで開発されたＴｉ
合金よりも疲労亀裂伝播特性を更に改善し、しかもエン
ジンの材料として要求される基本的な各種機械的特性を
も備え、特にファン・ディスクの素材として最適なＮｅ
ａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料を提供することにある。
たものであって、その目的は、これまで開発されたＴｉ
合金よりも疲労亀裂伝播特性を更に改善し、しかもエン
ジンの材料として要求される基本的な各種機械的特性を
も備え、特にファン・ディスクの素材として最適なＮｅ
ａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成すること
のできた本発明のＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料は、
Ａｌ：４．５〜５．５％，Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚ
ｒ：３．５〜４．５％，Ｃｒ：２．５〜３．５％，Ｍ
ｏ：２．５〜３．５％を夫々含有し、残部がＴｉおよび
不可避不純物からなる点に要旨を有するものである。
のできた本発明のＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料は、
Ａｌ：４．５〜５．５％，Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚ
ｒ：３．５〜４．５％，Ｃｒ：２．５〜３．５％，Ｍ
ｏ：２．５〜３．５％を夫々含有し、残部がＴｉおよび
不可避不純物からなる点に要旨を有するものである。
【００１１】本発明のＴｉ合金材料は、ファン・ディス
クの素材としての適用を考慮してなされたものであるの
で、そのミクロ組織は前記した理由から等軸α組織であ
る。また本発明のＴｉ合金材料の疲労亀裂伝播特性をよ
り向上させるという観点からして、Ｃｒ含有量（添加
量）は、２．６〜３．４％であることが好ましい。
クの素材としての適用を考慮してなされたものであるの
で、そのミクロ組織は前記した理由から等軸α組織であ
る。また本発明のＴｉ合金材料の疲労亀裂伝播特性をよ
り向上させるという観点からして、Ｃｒ含有量（添加
量）は、２．６〜３．４％であることが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明が完成された経緯に沿っ
て、本発明の作用について説明する。本発明者らは、Ｔ
ｉ合金の基本的な合金成分系として「Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｎ
−Ｚｒ−Ｃｒ−Ｍｏ」系を選び、疲労亀裂伝播特性の観
点から各合金元素（Ａｌ，Ｓｎ，Ｚｒ，ＣｒおよびＭ
ｏ）の最適な範囲について種々検討を重ねた。
て、本発明の作用について説明する。本発明者らは、Ｔ
ｉ合金の基本的な合金成分系として「Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｎ
−Ｚｒ−Ｃｒ−Ｍｏ」系を選び、疲労亀裂伝播特性の観
点から各合金元素（Ａｌ，Ｓｎ，Ｚｒ，ＣｒおよびＭ
ｏ）の最適な範囲について種々検討を重ねた。
【００１３】まず本発明者らは、Ｍｏ当量＝Ｍｏ（％）
＋１．６Ｃｒ（％）とし、Ｃｒが０〜４％で且つＭｏ当
量が６〜１０％の範囲内のＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚ
ｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系合金（但し、０≦ｘ≦４，２≦ｙ
≦６）について、主に疲労亀裂伝播特性の観点から最適
なＣｒ，Ｍｏの範囲について検討した。具体的には、前
記のＴｉ−６−２−４−６の他，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ
−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４
Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ
−３Ｃｒ−３Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−４
Ｃｒ−２Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−４Ｃｒ
−４Ｍｏの各種合金系について比較検討した。
＋１．６Ｃｒ（％）とし、Ｃｒが０〜４％で且つＭｏ当
量が６〜１０％の範囲内のＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚ
ｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系合金（但し、０≦ｘ≦４，２≦ｙ
≦６）について、主に疲労亀裂伝播特性の観点から最適
なＣｒ，Ｍｏの範囲について検討した。具体的には、前
記のＴｉ−６−２−４−６の他，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ
−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４
Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ
−３Ｃｒ−３Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−４
Ｃｒ−２Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−４Ｃｒ
−４Ｍｏの各種合金系について比較検討した。
【００１４】疲労亀裂伝播特性を検討するに当たって
は、疲労強度（高サイクル疲労強度、低サイクル疲労強
度）、クリープ強度および破壊靭性値等の機械的特性に
与える影響についても加味して総合的に判断した。尚用
いたＴｉ合金のミクロ組織はいずれも等軸α組織とし、
強度レベルとしては０．２％耐力が約１１５kgf/mm2 と
なる様に、β変態点温度以下での２回の溶体化処理およ
び時効処理を施した。またＴｉ合金中の酸素含有量は、
ほぼ０．１重量％の一定とし、Ｎ，Ｃ等の不純物元素は
低いレベルに一定に保った。
は、疲労強度（高サイクル疲労強度、低サイクル疲労強
度）、クリープ強度および破壊靭性値等の機械的特性に
与える影響についても加味して総合的に判断した。尚用
いたＴｉ合金のミクロ組織はいずれも等軸α組織とし、
強度レベルとしては０．２％耐力が約１１５kgf/mm2 と
なる様に、β変態点温度以下での２回の溶体化処理およ
び時効処理を施した。またＴｉ合金中の酸素含有量は、
ほぼ０．１重量％の一定とし、Ｎ，Ｃ等の不純物元素は
低いレベルに一定に保った。
【００１５】上記と同様にして、Ａｌ，ＳｎおよびＺｒ
についても検討した。このとき、Ａｌの効果について
は、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏと
Ｔｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏに
ついて比較検討し、ＳｎおよびＺｒの効果については、
Ｔｉ−６−２−４−６を基本系として、Ｔｉ−６Ａｌ−
１Ｓｎ−４Ｚｒ−６ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚ
ｒ−６Ｍｏについて比較検討した。尚Ｔｉ−６−２−４
−６以外の比較材として、既述のＴｉ−５−２−２−４
−４についても適宜使用した。
についても検討した。このとき、Ａｌの効果について
は、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏと
Ｔｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏに
ついて比較検討し、ＳｎおよびＺｒの効果については、
Ｔｉ−６−２−４−６を基本系として、Ｔｉ−６Ａｌ−
１Ｓｎ−４Ｚｒ−６ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚ
ｒ−６Ｍｏについて比較検討した。尚Ｔｉ−６−２−４
−６以外の比較材として、既述のＴｉ−５−２−２−４
−４についても適宜使用した。
【００１６】上記の各合金元素の最適範囲の検討の結
果、前記の如く、各合金元素をＡｌ：４．５〜５．５
％，Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚｒ：３．５〜４．５
％，Ｃｒ：２．５〜３．５％，Ｍｏ：２．５〜３．５％
とすれば、希望するＴｉ合金が実現できることを見出
し、本発明を完成した。次に、各合金元素の範囲限定理
由について、更に詳細に説明する。
果、前記の如く、各合金元素をＡｌ：４．５〜５．５
％，Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚｒ：３．５〜４．５
％，Ｃｒ：２．５〜３．５％，Ｍｏ：２．５〜３．５％
とすれば、希望するＴｉ合金が実現できることを見出
し、本発明を完成した。次に、各合金元素の範囲限定理
由について、更に詳細に説明する。
【００１７】Ａｌ：４．５〜５．５％ Ａｌはα相に固溶してα相を強化し、材料の強度を上げ
るのに有効な合金元素である。ところでＡｌは、Ｓｎと
Ｚｒとの関係で、下記（１）式を満足する必要があるこ
とが知られており（前記「Beta Titanium Alloys in th
e 80's」）、この式を満足しないときは、α2 相（Ｔｉ
3 Ａｌ）という規則相を生じ、脆化の原因になると言わ
れている。 Ａｌ当量（％）＝Ａｌ（％）＋１／３Ｓｎ（％）＋１／６Ｚｒ（％） ＋１０×Ｏ2 （％）＜９ …（１）
るのに有効な合金元素である。ところでＡｌは、Ｓｎと
Ｚｒとの関係で、下記（１）式を満足する必要があるこ
とが知られており（前記「Beta Titanium Alloys in th
e 80's」）、この式を満足しないときは、α2 相（Ｔｉ
3 Ａｌ）という規則相を生じ、脆化の原因になると言わ
れている。 Ａｌ当量（％）＝Ａｌ（％）＋１／３Ｓｎ（％）＋１／６Ｚｒ（％） ＋１０×Ｏ2 （％）＜９ …（１）
【００１８】上記（１）式におけるパラメーターのう
ち、ＳｎおよびＺｒについては、後述する様に平均的に
２％（１．５〜２．５％）および４％（３．５〜４．５
％）と夫々規定した。従って、上記（１）式からＡｌ
（％）は、＜６．６７（％）となる。
ち、ＳｎおよびＺｒについては、後述する様に平均的に
２％（１．５〜２．５％）および４％（３．５〜４．５
％）と夫々規定した。従って、上記（１）式からＡｌ
（％）は、＜６．６７（％）となる。
【００１９】上記の範囲内においてＡｌの含有量を下げ
ると、破壊靭性値および疲労亀裂伝播特性が良好になる
ことが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍ
ｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍ
ｏの比較によって明らかであった。しかしながら、Ａｌ
の含有量を下げると強度およびクリープ強度が下がるこ
とが、前記Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
Ｍｏの比較、およびＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３
Ｃｒ−３ＭｏとＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ
−３Ｍｏの比較によって明らかであった。またＡｌの含
有量を上げると、高サイクル疲労にとって不利であるこ
とが、前記Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
Ｍｏの比較によって明らかであった。以上の結果から、
特に疲労亀裂伝播特性を良好にしつつ他の機械的特性も
劣化させないＡｌ含有量の範囲としては、４．５〜５．
５％が最適であると判断できた。
ると、破壊靭性値および疲労亀裂伝播特性が良好になる
ことが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍ
ｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍ
ｏの比較によって明らかであった。しかしながら、Ａｌ
の含有量を下げると強度およびクリープ強度が下がるこ
とが、前記Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
Ｍｏの比較、およびＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３
Ｃｒ−３ＭｏとＴｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ
−３Ｍｏの比較によって明らかであった。またＡｌの含
有量を上げると、高サイクル疲労にとって不利であるこ
とが、前記Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
Ｍｏの比較によって明らかであった。以上の結果から、
特に疲労亀裂伝播特性を良好にしつつ他の機械的特性も
劣化させないＡｌ含有量の範囲としては、４．５〜５．
５％が最適であると判断できた。
【００２０】Ｓｎ：１．５〜２．５％およびＺｒ：３．
５〜４．５％ ＳｎおよびＺｒは、α相とβ相にほぼ均等に固溶し、合
金の強度を上げるのに有効な合金元素である。ＳｎやＺ
ｒの含有量を下げると、クリープ強度が大きく低下し且
つ強度も低下することが、Ｔｉ−６−２−４−６、Ｔｉ
−６Ａｌ−１Ｓｎ−４Ｚｒ−６ＭｏおよびＴｉ−６Ａｌ
−２Ｓｎ−２Ｚｒ−６Ｍｏの比較によって明らかであっ
た。またＳｎやＺｒの含有量を下げても、破壊靭性や疲
労亀裂伝播特性にはそれほど有利には作用しないこと
が、上記と同様の比較によって明らかであった。
５〜４．５％ ＳｎおよびＺｒは、α相とβ相にほぼ均等に固溶し、合
金の強度を上げるのに有効な合金元素である。ＳｎやＺ
ｒの含有量を下げると、クリープ強度が大きく低下し且
つ強度も低下することが、Ｔｉ−６−２−４−６、Ｔｉ
−６Ａｌ−１Ｓｎ−４Ｚｒ−６ＭｏおよびＴｉ−６Ａｌ
−２Ｓｎ−２Ｚｒ−６Ｍｏの比較によって明らかであっ
た。またＳｎやＺｒの含有量を下げても、破壊靭性や疲
労亀裂伝播特性にはそれほど有利には作用しないこと
が、上記と同様の比較によって明らかであった。
【００２１】以上の実験事実、従来のＴｉ合金Ｔｉ−６
−２−４−６におけるＳｎやＺｒの含有量、および前記
（１）式を考慮し、ＳｎおよびＺｒの含有量は平均的に
は夫々２％および４％必要であると判断できた。こうし
たことから、Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚｒ：３．５〜
４．５％と規定した。この様に、ＳｎおよびＺｒの含有
量を、疲労亀裂伝播特性を考慮して決定したことは、本
発明の注目されるべき点である。
−２−４−６におけるＳｎやＺｒの含有量、および前記
（１）式を考慮し、ＳｎおよびＺｒの含有量は平均的に
は夫々２％および４％必要であると判断できた。こうし
たことから、Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚｒ：３．５〜
４．５％と規定した。この様に、ＳｎおよびＺｒの含有
量を、疲労亀裂伝播特性を考慮して決定したことは、本
発明の注目されるべき点である。
【００２２】Ｃｒ：２．５〜３．５％およびＭｏ：２．
５〜３．５％ ＣｒおよびＭｏは、β相に固溶し、β相を強化するのに
有効な合金元素である。本発明者らは、疲労亀裂伝播特
性および破壊靭性の観点から、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−
４Ｚｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系におけるＣｒおよびＭｏの最
適含有量について検討した。
５〜３．５％ ＣｒおよびＭｏは、β相に固溶し、β相を強化するのに
有効な合金元素である。本発明者らは、疲労亀裂伝播特
性および破壊靭性の観点から、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−
４Ｚｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系におけるＣｒおよびＭｏの最
適含有量について検討した。
【００２３】その結果、下記に示す様な知見が得られ
た。まず同じＭｏ当量であっても、Ｍｏの単独添加より
もＣｒとＭｏとの複合添加の方が、疲労亀裂伝播特性お
よび破壊靭性には有利であることが、Ｔｉ−６−２−４
−６とＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏ
の比較によって明らかであった。また同じＭｏ添加量で
あっても、Ｃｒを添加した方が疲労亀裂伝播特性が良好
である（即ち、疲労亀裂伝播速度が小さい）ことが、Ｔ
ｉ−６−２−４−６とＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−
２Ｃｒ−６Ｍｏの比較によって明らかであった。更に、
Ｃｒ添加量が同じであっても、Ｍｏ添加量が少ない方が
疲労亀裂伝播特性および破壊靭性には有利であること
が、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏと
Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏの比較
によって明らかであった。一方Ｃｒ添加量が４％にもな
ると、疲労亀裂伝播特性が急激に悪化し、且つ破壊靭性
も大きく低下することが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚ
ｒ−４Ｃｒ−４ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−
４Ｃｒ−２Ｍｏによって明らかであった。
た。まず同じＭｏ当量であっても、Ｍｏの単独添加より
もＣｒとＭｏとの複合添加の方が、疲労亀裂伝播特性お
よび破壊靭性には有利であることが、Ｔｉ−６−２−４
−６とＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏ
の比較によって明らかであった。また同じＭｏ添加量で
あっても、Ｃｒを添加した方が疲労亀裂伝播特性が良好
である（即ち、疲労亀裂伝播速度が小さい）ことが、Ｔ
ｉ−６−２−４−６とＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−
２Ｃｒ−６Ｍｏの比較によって明らかであった。更に、
Ｃｒ添加量が同じであっても、Ｍｏ添加量が少ない方が
疲労亀裂伝播特性および破壊靭性には有利であること
が、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６Ｍｏと
Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏの比較
によって明らかであった。一方Ｃｒ添加量が４％にもな
ると、疲労亀裂伝播特性が急激に悪化し、且つ破壊靭性
も大きく低下することが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚ
ｒ−４Ｃｒ−４ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−
４Ｃｒ−２Ｍｏによって明らかであった。
【００２４】以上のことから、少なくともＴｉ−６Ａｌ
−２Ｓｎ−４Ｚｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系については、Ｃｒ
添加量は４％未満（即ち、上記Ｘ＜４）とする必要があ
り、Ｃｒ添加量が４％以上になるとＣｒ化合物の析出す
る可能性があることが推定された。
−２Ｓｎ−４Ｚｒ−ｘＣｒ−ｙＭｏ系については、Ｃｒ
添加量は４％未満（即ち、上記Ｘ＜４）とする必要があ
り、Ｃｒ添加量が４％以上になるとＣｒ化合物の析出す
る可能性があることが推定された。
【００２５】そこで本発明者らは、Ｍｏの添加量を３％
の一定とし、Ｃｒ添加量を３％から２％と変えて検討し
たところ、Ｃｒの添加量が３％であるときの方が疲労亀
裂伝播特性に良好な結果をもたらすことが、Ｔｉ−６Ａ
ｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ−３ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−
２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏの比較によって明らか
になった。以上のことから、Ｃｒ添加量は３％が最適で
あると判断できた。本発明ではその許容量も考慮してＣ
ｒ添加量を２．５〜３．５％とした。尚Ｃｒ添加量は、
上記の趣旨から明らかな様にできるだけ３％に近い方が
疲労亀裂伝播特性には好ましく、こうした観点からし
て、Ｃｒ添加量の好ましい範囲は２．６〜３．４％であ
り、より好ましくは２．７〜３．３％である。
の一定とし、Ｃｒ添加量を３％から２％と変えて検討し
たところ、Ｃｒの添加量が３％であるときの方が疲労亀
裂伝播特性に良好な結果をもたらすことが、Ｔｉ−６Ａ
ｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ−３ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−
２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏの比較によって明らか
になった。以上のことから、Ｃｒ添加量は３％が最適で
あると判断できた。本発明ではその許容量も考慮してＣ
ｒ添加量を２．５〜３．５％とした。尚Ｃｒ添加量は、
上記の趣旨から明らかな様にできるだけ３％に近い方が
疲労亀裂伝播特性には好ましく、こうした観点からし
て、Ｃｒ添加量の好ましい範囲は２．６〜３．４％であ
り、より好ましくは２．７〜３．３％である。
【００２６】一方、Ｃｒ添加量を一定として、Ｍｏの添
加量を下げると疲労亀裂伝播特性や破壊靭性に有利であ
ることが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏ
の比較によって明らかになった。即ち、合金系にも依存
することは当然予想されるが、Ｍｏの添加量としては６
％よりも３％の方が疲労亀裂伝播特性や破壊靭性にとっ
て有利であることがわかった。このＭｏ添加量の範囲内
で既述の機械的性質が単調に変化するものと考えると、
Ｍｏ添加量は実験範囲内では３％以下であることが好ま
しい。ここで、Ｍｏ添加量を２％とし、最適Ｃｒ添加量
の３％を採用すると、Ｍｏ当量は６．８％となってＮｅ
ａｒβ型Ｔｉ合金としてはβ安定化能が若干低くなる。
従って、Ｍｏ添加量は３％が妥当なところであると判断
できた。またこのときのＭｏ当量は、７．８％である。
尚本発明では、許容量も考慮してＭｏ添加量の範囲を
２．５〜３．５％と規定した。
加量を下げると疲労亀裂伝播特性や破壊靭性に有利であ
ることが、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−６
ＭｏとＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｃｒ−３Ｍｏ
の比較によって明らかになった。即ち、合金系にも依存
することは当然予想されるが、Ｍｏの添加量としては６
％よりも３％の方が疲労亀裂伝播特性や破壊靭性にとっ
て有利であることがわかった。このＭｏ添加量の範囲内
で既述の機械的性質が単調に変化するものと考えると、
Ｍｏ添加量は実験範囲内では３％以下であることが好ま
しい。ここで、Ｍｏ添加量を２％とし、最適Ｃｒ添加量
の３％を採用すると、Ｍｏ当量は６．８％となってＮｅ
ａｒβ型Ｔｉ合金としてはβ安定化能が若干低くなる。
従って、Ｍｏ添加量は３％が妥当なところであると判断
できた。またこのときのＭｏ当量は、７．８％である。
尚本発明では、許容量も考慮してＭｏ添加量の範囲を
２．５〜３．５％と規定した。
【００２７】以上の合金元素の最適添加量の検討の結
果、少なくとも疲労亀裂伝播特性に有利な合金成分系
は、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ−３Ｍｏ
（以下、Ｔｉ−５−２−４−３−３と略称する）である
ことを明らかにした。
果、少なくとも疲労亀裂伝播特性に有利な合金成分系
は、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−３Ｃｒ−３Ｍｏ
（以下、Ｔｉ−５−２−４−３−３と略称する）である
ことを明らかにした。
【００２８】本発明のＴｉ合金は、そのミクロ組織が等
軸α組織であるものを想定してなされたものであるが、
ミクロ組織を等軸α組織にするには、後記実施例に示す
様に仕上げ熱間加工（例えば、「鍛伸」）をβ変態点以
下の温度で十分行い、その後の熱処理もβ変態点以下の
温度で行う様にすれば良い。これに対し、ミクロ組織を
針状α組織にするには、β変態点を超える温度から仕上
げ熱間加工を開始し、β変態点以上の温度若しくはβ変
態点を少し下回った温度で熱間加工を終了し、熱処理は
β変態点以下で行うか、或はβ変態点以下で仕上げ熱間
加工し、熱処理時の溶体化処理をβ変態点以下で行うの
が一般的である。以下実施例によって、従来のＴｉ合金
との比較を通じて、本発明合金の有用性を具体的に示
す。
軸α組織であるものを想定してなされたものであるが、
ミクロ組織を等軸α組織にするには、後記実施例に示す
様に仕上げ熱間加工（例えば、「鍛伸」）をβ変態点以
下の温度で十分行い、その後の熱処理もβ変態点以下の
温度で行う様にすれば良い。これに対し、ミクロ組織を
針状α組織にするには、β変態点を超える温度から仕上
げ熱間加工を開始し、β変態点以上の温度若しくはβ変
態点を少し下回った温度で熱間加工を終了し、熱処理は
β変態点以下で行うか、或はβ変態点以下で仕上げ熱間
加工し、熱処理時の溶体化処理をβ変態点以下で行うの
が一般的である。以下実施例によって、従来のＴｉ合金
との比較を通じて、本発明合金の有用性を具体的に示
す。
【００２９】
【実施例】従来のＴｉ合金であるＴｉ−６−２−４−６
およびＴｉ−５−２−２−４−４と、本発明のＴｉ合金
であるＴｉ−５−２−４−３−３の３種類のＴｉ合金に
ついて、真空アーク溶解法によって直径：２６０ｍｍ，
重量：１００ｋｇの鋳塊を製造した。得られた鋳塊の化
学成分を下記表１に示す。但し、表１中において水素
（Ｏ）含有量だけは、熱処理後の値である。
およびＴｉ−５−２−２−４−４と、本発明のＴｉ合金
であるＴｉ−５−２−４−３−３の３種類のＴｉ合金に
ついて、真空アーク溶解法によって直径：２６０ｍｍ，
重量：１００ｋｇの鋳塊を製造した。得られた鋳塊の化
学成分を下記表１に示す。但し、表１中において水素
（Ｏ）含有量だけは、熱処理後の値である。
【００３０】
【表１】
【００３１】得られた３種類の鋳塊について、β温度域
の１２００℃でアップセットおよび鍛伸を施して２１０
×２１０（ｍｍ）の角材とし、次いで（α＋β）温度域
の（Ｔβ−４０℃）の温度（但し、Ｔβはβ変態点を示
す）で鍛伸して１８０×１８０（ｍｍ）の角材とした。
引き続き、β変態点以上の温度である（Ｔβ＋５０℃）
の温度で１時間保持、および水冷却の条件でβ処理を行
なった。更に、（α＋β）温度域の（Ｔβ−４０℃）の
温度で減面率７０％の鍛伸を行ない、１００×１００
（ｍｍ）の角材とし、下記表２に示す条件で熱処理を施
した。尚表２には、各合金材のβ変態点も同時に示し
た。
の１２００℃でアップセットおよび鍛伸を施して２１０
×２１０（ｍｍ）の角材とし、次いで（α＋β）温度域
の（Ｔβ−４０℃）の温度（但し、Ｔβはβ変態点を示
す）で鍛伸して１８０×１８０（ｍｍ）の角材とした。
引き続き、β変態点以上の温度である（Ｔβ＋５０℃）
の温度で１時間保持、および水冷却の条件でβ処理を行
なった。更に、（α＋β）温度域の（Ｔβ−４０℃）の
温度で減面率７０％の鍛伸を行ない、１００×１００
（ｍｍ）の角材とし、下記表２に示す条件で熱処理を施
した。尚表２には、各合金材のβ変態点も同時に示し
た。
【００３２】
【表２】
【００３３】熱処理後の各Ｔｉ合金材のミクロ組成につ
いて調査したところ、いずれも微細等軸α組織であっ
た。これらのＴｉ合金材の室温引張試験結果（０．２％
耐力、引張強さ、伸びおよび絞り）を表３に示す。その
結果、上記の熱処理は、０．２％耐力値として１１５ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 を狙って行なったものであるが、ほぼ狙い
通りの値が得られていた。
いて調査したところ、いずれも微細等軸α組織であっ
た。これらのＴｉ合金材の室温引張試験結果（０．２％
耐力、引張強さ、伸びおよび絞り）を表３に示す。その
結果、上記の熱処理は、０．２％耐力値として１１５ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 を狙って行なったものであるが、ほぼ狙い
通りの値が得られていた。
【００３４】
【表３】
【００３５】上記各Ｔｉ合金の疲労亀裂伝播速度を、図
１に示す。この図から、次の様に考察できる。即ち、疲
労亀裂伝播速度は、Ｔｉ−６−２−４−６が最も早く、
次いでＴｉ−５−２−２−４−４であり、本発明のＴｉ
合金のＴｉ−５−２−４−３−３は、疲労亀裂伝播速度
が最も遅い（即ち、疲労亀裂伝播特性が良好である）こ
とがわかる。次に、上記各Ｔｉ合金における他の機械的
性質についての調査結果を示す。
１に示す。この図から、次の様に考察できる。即ち、疲
労亀裂伝播速度は、Ｔｉ−６−２−４−６が最も早く、
次いでＴｉ−５−２−２−４−４であり、本発明のＴｉ
合金のＴｉ−５−２−４−３−３は、疲労亀裂伝播速度
が最も遅い（即ち、疲労亀裂伝播特性が良好である）こ
とがわかる。次に、上記各Ｔｉ合金における他の機械的
性質についての調査結果を示す。
【００３６】図２は、高サイクル疲労試験結果を示すグ
ラフである。この結果から明らかな様に、本発明の合金
Ｔｉ−５−２−４−３−３は、Ｔｉ−５−２−２−４−
４とほぼ同等の疲労強度を有しており、また長寿命側で
はＴｉ−６−２−４−６に比べて高い疲労強度を示して
いることがわかる。
ラフである。この結果から明らかな様に、本発明の合金
Ｔｉ−５−２−４−３−３は、Ｔｉ−５−２−２−４−
４とほぼ同等の疲労強度を有しており、また長寿命側で
はＴｉ−６−２−４−６に比べて高い疲労強度を示して
いることがわかる。
【００３７】下記表４に、各Ｔｉ合金の破壊靭性値（Ｋ
IC）を示すが、本発明合金Ｔｉ−５−２−４−３−３
は、Ｔｉ−５−２−２−４−４とほぼ同様の値を示し、
Ｔｉ−６−２−４−６よりも優れていることがわかる。
IC）を示すが、本発明合金Ｔｉ−５−２−４−３−３
は、Ｔｉ−５−２−２−４−４とほぼ同様の値を示し、
Ｔｉ−６−２−４−６よりも優れていることがわかる。
【００３８】
【表４】
【００３９】図３および図４は、夫々室温および高温
（４２７℃）における低サイクル疲労特性を示すグラフ
である。これらの結果から、次の様に考察できる。即
ち、本発明合金のＴｉ−５−２−４−３−３と、従来の
合金との大きな差は認められないが、本発明合金が若干
優れた寿命を示す傾向があることがわかる。
（４２７℃）における低サイクル疲労特性を示すグラフ
である。これらの結果から、次の様に考察できる。即
ち、本発明合金のＴｉ−５−２−４−３−３と、従来の
合金との大きな差は認められないが、本発明合金が若干
優れた寿命を示す傾向があることがわかる。
【００４０】図５にクリープ特性の結果を示す。尚図５
において、Ｔ（°Ｋ）・［２０＋ｌｏｇｔ（ｈｒ）］
は、ある応力下で一定クリープ量に達する時間（ｔ）お
よび温度（Ｔ）を求めることによって決定されるラーソ
ン−ミラー常数である。この結果から明らかな様に、ク
リープ特性に関しては、従来のＴｉ−６−２−４−６が
最も良好であるが、本発明のＴｉ合金はＴｉ−５−２−
２−４−４に比べて若干優れていることがわかる。
において、Ｔ（°Ｋ）・［２０＋ｌｏｇｔ（ｈｒ）］
は、ある応力下で一定クリープ量に達する時間（ｔ）お
よび温度（Ｔ）を求めることによって決定されるラーソ
ン−ミラー常数である。この結果から明らかな様に、ク
リープ特性に関しては、従来のＴｉ−６−２−４−６が
最も良好であるが、本発明のＴｉ合金はＴｉ−５−２−
２−４−４に比べて若干優れていることがわかる。
【００４１】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、本
発明のＴｉ合金は従来のＴｉ合金と比べて疲労亀裂伝播
特性を改善することができ、しかも他の機械的特性もそ
れほど低下させることもないので、より保守・安全に優
れたジェットエンジン用の素材として、特にファン・デ
ィスクの素材として有用である。
発明のＴｉ合金は従来のＴｉ合金と比べて疲労亀裂伝播
特性を改善することができ、しかも他の機械的特性もそ
れほど低下させることもないので、より保守・安全に優
れたジェットエンジン用の素材として、特にファン・デ
ィスクの素材として有用である。
【図１】各Ｔｉ合金の疲労亀裂伝播特性を示すグラフで
ある。
ある。
【図２】各Ｔｉ合金の高サイクル疲労特性を示すグラフ
である。
である。
【図３】各Ｔｉ合金の室温における低サイクル疲労特性
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図４】各Ｔｉ合金の高温における低サイクル疲労特性
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図５】各Ｔｉ合金のクリープ特性を示すグラフであ
る。
る。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ａｌ：４．５〜５．５％（重量％の意
味、以下同じ），Ｓｎ：１．５〜２．５％，Ｚｒ：３．
５〜４．５％，Ｃｒ：２．５〜３．５％，Ｍｏ：２．５
〜３．５％を夫々含有し、残部がＴｉおよび不可避不純
物からなることを特徴とする疲労亀裂伝播特性に優れた
Ｎｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料。 - 【請求項２】 組織が等軸α組織である請求項１に記載
のＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料。 - 【請求項３】 Ｃｒ含有量が２．６〜３．４％である請
求項１または２に記載のＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材
料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18437095A JP3491397B2 (ja) | 1994-08-30 | 1995-07-20 | 疲労亀裂伝播特性に優れたＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20564694 | 1994-08-30 | ||
| JP6-205646 | 1994-08-30 | ||
| JP18437095A JP3491397B2 (ja) | 1994-08-30 | 1995-07-20 | 疲労亀裂伝播特性に優れたＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08120371A true JPH08120371A (ja) | 1996-05-14 |
| JP3491397B2 JP3491397B2 (ja) | 2004-01-26 |
Family
ID=26502465
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18437095A Expired - Fee Related JP3491397B2 (ja) | 1994-08-30 | 1995-07-20 | 疲労亀裂伝播特性に優れたＮｅａｒβ型高強度Ｔｉ合金材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3491397B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0788802A3 (en) * | 1996-02-08 | 2000-04-12 | Schneider (Usa) Inc. | Titanium alloy self-expanding stent |
| US6228189B1 (en) | 1998-05-26 | 2001-05-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | α+β type titanium alloy, a titanium alloy strip, coil-rolling process of titanium alloy, and process for producing a cold-rolled titanium alloy strip |
| JP2012200753A (ja) * | 2011-03-24 | 2012-10-22 | Osaka Univ | Ｔｉ合金の接合継手、Ｔｉ合金の加工方法及び構造体 |
| RU2496901C2 (ru) * | 2009-05-29 | 2013-10-27 | Титаниум Металс Корпорейшн | Сплав, близкий к бета-титану, для применений, требующих высокой прочности, и способы его изготовления |
| JP2016000848A (ja) * | 2014-06-11 | 2016-01-07 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン合金鍛造材 |
-
1995
- 1995-07-20 JP JP18437095A patent/JP3491397B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0788802A3 (en) * | 1996-02-08 | 2000-04-12 | Schneider (Usa) Inc. | Titanium alloy self-expanding stent |
| US6228189B1 (en) | 1998-05-26 | 2001-05-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | α+β type titanium alloy, a titanium alloy strip, coil-rolling process of titanium alloy, and process for producing a cold-rolled titanium alloy strip |
| USRE38316E1 (en) * | 1998-05-26 | 2003-11-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | α+β type titanium alloy, a titanium alloy strip, coil-rolling process of titanium alloy, and process for producing a cold-rolled titanium alloy strip |
| RU2496901C2 (ru) * | 2009-05-29 | 2013-10-27 | Титаниум Металс Корпорейшн | Сплав, близкий к бета-титану, для применений, требующих высокой прочности, и способы его изготовления |
| JP2012200753A (ja) * | 2011-03-24 | 2012-10-22 | Osaka Univ | Ｔｉ合金の接合継手、Ｔｉ合金の加工方法及び構造体 |
| JP2016000848A (ja) * | 2014-06-11 | 2016-01-07 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン合金鍛造材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3491397B2 (ja) | 2004-01-26 |
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