JPH08157986A - 高強度高延性Ｔｉ合金 - Google Patents
高強度高延性Ｔｉ合金Info
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- JPH08157986A JPH08157986A JP29512794A JP29512794A JPH08157986A JP H08157986 A JPH08157986 A JP H08157986A JP 29512794 A JP29512794 A JP 29512794A JP 29512794 A JP29512794 A JP 29512794A JP H08157986 A JPH08157986 A JP H08157986A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶体化処理を施さずとも焼鈍処理だけで高強
度が得られ、しかも高延性を達成することのできるＴｉ
合金を提供する。 【構成】 Ａｌ：５．５〜６．７５％，Ｖ：３．５〜
４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，Ｏ：０．１５
〜０．２５％を夫々含有する他、（１）Ｃ：０．１０％
以下，Ｎ：０．０５超〜０．１５％、または（２）Ｃ：
０．１０超〜０．３０％，Ｎ：０．０５％以下のいずれ
かを含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなる。
度が得られ、しかも高延性を達成することのできるＴｉ
合金を提供する。 【構成】 Ａｌ：５．５〜６．７５％，Ｖ：３．５〜
４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，Ｏ：０．１５
〜０．２５％を夫々含有する他、（１）Ｃ：０．１０％
以下，Ｎ：０．０５超〜０．１５％、または（２）Ｃ：
０．１０超〜０．３０％，Ｎ：０．０５％以下のいずれ
かを含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、航空機をはじめ化学工
学機械や深海調査船等、様々な用途で適用されているＴ
ｉ合金に関するものであり、特に窒素または炭素を添加
することによってＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を改良し、高
強度と高延性を達成したＴｉ合金に関するものである。
学機械や深海調査船等、様々な用途で適用されているＴ
ｉ合金に関するものであり、特に窒素または炭素を添加
することによってＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を改良し、高
強度と高延性を達成したＴｉ合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、航空機等の更なる軽量化が望まれ
ており、それに伴って、高強度で高延性のα＋β型Ｔｉ
合金、特にＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金への要求が高まって
いる。しかしながら、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では、焼
鈍処理で得られる引張強さはせいぜい１．１ＧＰａが限
度である。一方、Ｔｉ合金の高強度化を達成するには、
α＋β２相高温域の溶体化を含む溶体化時効処理または
溶体化過時効処理が行われるのが一般的であるが、同処
理を行なうと、処理後のＴｉ合金に反り等が発生し、矯
正加工が必要になるという欠点がある。
ており、それに伴って、高強度で高延性のα＋β型Ｔｉ
合金、特にＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金への要求が高まって
いる。しかしながら、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金では、焼
鈍処理で得られる引張強さはせいぜい１．１ＧＰａが限
度である。一方、Ｔｉ合金の高強度化を達成するには、
α＋β２相高温域の溶体化を含む溶体化時効処理または
溶体化過時効処理が行われるのが一般的であるが、同処
理を行なうと、処理後のＴｉ合金に反り等が発生し、矯
正加工が必要になるという欠点がある。
【０００３】上記の様な反り等の発生を低減するという
観点から、例えば特開平５−５９５１０号の様な技術も
提案されている。この技術は、所定の化学成分を有する
α＋β型Ｔｉ合金素材を、（β変態点−１５０℃）〜β
変態点未満の範囲内の温度に加熱し、次いで、０．５〜
１０℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却して、素材に溶
体化処理を施し、このように溶体化処理を施した前記素
材に、４００〜６００℃の範囲の温度で時効処理を施す
ものである。しかしながらこの技術では、反り等の発生
が低減されるとは言うものの、溶体化処理および時効処
理の２段階のステップを必要とし、工程が複雑になると
いう問題がある。
観点から、例えば特開平５−５９５１０号の様な技術も
提案されている。この技術は、所定の化学成分を有する
α＋β型Ｔｉ合金素材を、（β変態点−１５０℃）〜β
変態点未満の範囲内の温度に加熱し、次いで、０．５〜
１０℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で冷却して、素材に溶
体化処理を施し、このように溶体化処理を施した前記素
材に、４００〜６００℃の範囲の温度で時効処理を施す
ものである。しかしながらこの技術では、反り等の発生
が低減されるとは言うものの、溶体化処理および時効処
理の２段階のステップを必要とし、工程が複雑になると
いう問題がある。
【０００４】また引張り強さが１．１ＧＰａを超えるＴ
ｉ合金としては、ｎｅａｒβ系のα＋β型Ｔｉ合金やβ
型Ｔｉ合金等が考えられるが、本発明者らが調査したと
ころ、従来のｎｅａｒβ系α＋β型Ｔｉ合金やβ型Ｔｉ
合金では、高速変形下での延性に劣ることがわかった。
尚高速変形下での延性に関し、本発明者らが検討したと
ころによると、Ｔｉ合金のＭｏ当量（Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋
０．６７Ｖ＋２．９Ｆｅ＋１．６Ｃｒ＋０．２８Ｎｂ＋
０．２２Ｔａ）が４．０以下で高速変形下での延性に優
れることがわかった。
ｉ合金としては、ｎｅａｒβ系のα＋β型Ｔｉ合金やβ
型Ｔｉ合金等が考えられるが、本発明者らが調査したと
ころ、従来のｎｅａｒβ系α＋β型Ｔｉ合金やβ型Ｔｉ
合金では、高速変形下での延性に劣ることがわかった。
尚高速変形下での延性に関し、本発明者らが検討したと
ころによると、Ｔｉ合金のＭｏ当量（Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋
０．６７Ｖ＋２．９Ｆｅ＋１．６Ｃｒ＋０．２８Ｎｂ＋
０．２２Ｔａ）が４．０以下で高速変形下での延性に優
れることがわかった。
【０００５】一方、特開平６−１０８１８７号には、高
強度で高延性のＴｉ合金を開発するという観点から、比
較的多めのＮ（０．０６〜０．２０％）を含有すると共
に、１％以上のＭｏを必須成分として含有する「窒素添
加高強度Ｔｉ合金」について開示されている。しかしな
がらこの合金には、Ｍｏを添加することによって、Ｍｏ
当量が４．０以上を有し、高速変形下での延性に劣ると
いう欠点がある。
強度で高延性のＴｉ合金を開発するという観点から、比
較的多めのＮ（０．０６〜０．２０％）を含有すると共
に、１％以上のＭｏを必須成分として含有する「窒素添
加高強度Ｔｉ合金」について開示されている。しかしな
がらこの合金には、Ｍｏを添加することによって、Ｍｏ
当量が４．０以上を有し、高速変形下での延性に劣ると
いう欠点がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】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、溶体
化処理を施さずとも焼鈍処理だけで高強度が得られ、し
かも高延性を達成することのできるＴｉ合金を提供する
ことにある。
的背景の下になされたものであって、その目的は、溶体
化処理を施さずとも焼鈍処理だけで高強度が得られ、し
かも高延性を達成することのできるＴｉ合金を提供する
ことにある。
【０００７】
【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Ｔｉ合金は、Ａｌ：５．５〜６．７５
％，Ｖ：３．５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５
％，Ｏ：０．１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０％以下，
Ｎ：０．０５超〜０．１５％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Ｔｉ合金は、Ａｌ：５．５〜６．７５
％，Ｖ：３．５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５
％，Ｏ：０．１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０％以下，
Ｎ：０．０５超〜０．１５％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。
【０００８】またＡｌ：５．５〜６．７５％，Ｖ：３．
５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，Ｏ：０．
１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０超〜０．３０％，Ｎ：
０．０５％以下を夫々含有し、残部がＴｉおよび不可避
不純物からなるＴｉ合金によっても、本発明の目的が達
成できる。更に、上記各合金において、Ａｌの好ましい
含有量は６．０〜６．７５％であり、この範囲ではＡｌ
による高強度化効果が最大限に発揮される。
５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，Ｏ：０．
１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０超〜０．３０％，Ｎ：
０．０５％以下を夫々含有し、残部がＴｉおよび不可避
不純物からなるＴｉ合金によっても、本発明の目的が達
成できる。更に、上記各合金において、Ａｌの好ましい
含有量は６．０〜６．７５％であり、この範囲ではＡｌ
による高強度化効果が最大限に発揮される。
【０００９】
【作用】上記Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金中のＯ，Ｃ，Ｎ，
Ｆｅ等の元素については、米国において不純物としてそ
の上限が規格化されており（ＡＭＳ ４９２８Ｌ）、夫
々Ｏ：０．２０％以下，Ｃ：０．１０％以下，Ｎ：０．
０５％以下，Ｆｅ：０．３０％以下とされている。しか
しながら、本発明者らが検討したところ、上記規格通り
に含有させても必ずしも希望する特性が得られるとは限
らないことがわかった。そこで本発明者らは、前記Ｔｉ
−６Ａｌ−４Ｖ系合金の特性を改善して高強度且つ高延
性を達成するという観点から、Ｏ，Ｃ，Ｎ，Ｆｅ等の元
素の最適な含有量について更に検討を重ねた。
Ｆｅ等の元素については、米国において不純物としてそ
の上限が規格化されており（ＡＭＳ ４９２８Ｌ）、夫
々Ｏ：０．２０％以下，Ｃ：０．１０％以下，Ｎ：０．
０５％以下，Ｆｅ：０．３０％以下とされている。しか
しながら、本発明者らが検討したところ、上記規格通り
に含有させても必ずしも希望する特性が得られるとは限
らないことがわかった。そこで本発明者らは、前記Ｔｉ
−６Ａｌ−４Ｖ系合金の特性を改善して高強度且つ高延
性を達成するという観点から、Ｏ，Ｃ，Ｎ，Ｆｅ等の元
素の最適な含有量について更に検討を重ねた。
【００１０】従来Ｔｉ合金にＮを添加すると、強度は上
がるが延性が著しく劣化すると言われてきた。例えば、
特公平５−７２４５２号には、純ＴｉにＮを添加するこ
とによって、強度は上昇するが延性が劣化することが報
告されている。しかしながら、本発明者らが詳細に検討
したところ、Ｏ，ＣおよびＦｅをバランス良く添加すれ
ば、図１に示す様にＮを０．０５超〜０．１５％添加す
ることによって、高強度且つ高延性が達成されることを
見いだし、本発明を完成した。またＣに関しても、Ｏ，
ＮおよびＦｅをバランス良く添加すれば、図２に示す様
にＣを０．１０超〜０．３０％添加することによって、
高強度且つ高延性が達成されることを見いだした。まず
本発明のＴｉ合金における化学成分限定理由は、下記の
通りである。
がるが延性が著しく劣化すると言われてきた。例えば、
特公平５−７２４５２号には、純ＴｉにＮを添加するこ
とによって、強度は上昇するが延性が劣化することが報
告されている。しかしながら、本発明者らが詳細に検討
したところ、Ｏ，ＣおよびＦｅをバランス良く添加すれ
ば、図１に示す様にＮを０．０５超〜０．１５％添加す
ることによって、高強度且つ高延性が達成されることを
見いだし、本発明を完成した。またＣに関しても、Ｏ，
ＮおよびＦｅをバランス良く添加すれば、図２に示す様
にＣを０．１０超〜０．３０％添加することによって、
高強度且つ高延性が達成されることを見いだした。まず
本発明のＴｉ合金における化学成分限定理由は、下記の
通りである。
【００１１】Ａｌ：５．５〜６．７５％ Ａｌは、固溶型α安定化元素であり、ＡｌをＴｉに添加
すると、β変態点は上がり、６％の添加によって約１０
０℃上昇する。このようにＡｌはＴｉ合金の低温相であ
るα相を安定化し、主としてα相中に固溶してα相を強
化し、Ｔｉ合金の強度を上げるのに有効な合金元素であ
る。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌの含有量
は５．５％以上とする必要があり、５．５％未満では、
強度向上に寄与する他の元素を最大限に添加しても目的
強度を得ることはできない。しかしながら、Ａｌの含有
量が６．７５％を超えると、その効果が飽和するばかり
か、熱処理の際にα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ相）という規則相
を生じ、脆化の原因になる。尚Ａｌ含有量の好ましい範
囲は、６．０〜６．７５％であり、この範囲ではＡｌに
よる強度向上効果が最大限に達成される。
すると、β変態点は上がり、６％の添加によって約１０
０℃上昇する。このようにＡｌはＴｉ合金の低温相であ
るα相を安定化し、主としてα相中に固溶してα相を強
化し、Ｔｉ合金の強度を上げるのに有効な合金元素であ
る。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌの含有量
は５．５％以上とする必要があり、５．５％未満では、
強度向上に寄与する他の元素を最大限に添加しても目的
強度を得ることはできない。しかしながら、Ａｌの含有
量が６．７５％を超えると、その効果が飽和するばかり
か、熱処理の際にα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ相）という規則相
を生じ、脆化の原因になる。尚Ａｌ含有量の好ましい範
囲は、６．０〜６．７５％であり、この範囲ではＡｌに
よる強度向上効果が最大限に達成される。
【００１２】Ｖ：３．５〜４．５％ Ｖは、全率固溶型のβ安定化元素であり、Ｖの添加によ
ってβ変態点が下がり、ほぼ４％の添加によって、室温
でβ相が安定なα＋β型合金となる。このようにＶは、
高温相のβ相を安定化し、塑性加工容易なβ相を存在さ
せて、熱間加工性を良くする効果を有する。この様な効
果は、その含有量が３．５％から発揮されるが、４．５
％を超えると、却って延性を劣化させる。
ってβ変態点が下がり、ほぼ４％の添加によって、室温
でβ相が安定なα＋β型合金となる。このようにＶは、
高温相のβ相を安定化し、塑性加工容易なβ相を存在さ
せて、熱間加工性を良くする効果を有する。この様な効
果は、その含有量が３．５％から発揮されるが、４．５
％を超えると、却って延性を劣化させる。
【００１３】Ｆｅ：０．２５〜０．３５％ Ｆｅは、β共析型のβ安定化元素であり、Ｖと同様にβ
変態点を低下させてβ相領域を広げる効果を有する。ま
た微量の添加によって、強度を向上させることができ
る。このような効果を発揮させるためには、０．２５％
以上添加する必要があるが、０．３５％を超えると、延
性が著しく劣化する。
変態点を低下させてβ相領域を広げる効果を有する。ま
た微量の添加によって、強度を向上させることができ
る。このような効果を発揮させるためには、０．２５％
以上添加する必要があるが、０．３５％を超えると、延
性が著しく劣化する。
【００１４】Ｏ：０．１５〜０．２５％ Ｏは、その含有量を調節することによって、所定の強度
レベルを得ることができる。Ｏは侵入型のα安定化元素
で、β変態点を上げるが、微量の添加によって強度向上
に寄与する効果を発揮する。このような効果を発揮させ
るためには、０．１５％以上添加する必要があるが、
０．２５％を超えると、延性が劣化する。
レベルを得ることができる。Ｏは侵入型のα安定化元素
で、β変態点を上げるが、微量の添加によって強度向上
に寄与する効果を発揮する。このような効果を発揮させ
るためには、０．１５％以上添加する必要があるが、
０．２５％を超えると、延性が劣化する。
【００１５】Ｃ：０．１０％以下または０．１０超〜
０．３０％ Ｃは、侵入固溶型の元素であり、微量の添加によって強
度向上に寄与することができる。しかしながら、Ｎの添
加量が０．０５超〜０．１５％のときは、Ｃの過剰添加
は延性を著しく劣化させるので、０．１０％以下とすべ
きである。尚Ｎの添加量を０．０５％以下に制限したと
きには、Ｃの添加量を０．１０超〜０．３０％とするこ
とによって、却って高強度且つ高延性を得ることがで
き、このときはＣの添加量が０．３０％を越えると延性
が劣化することになる。
０．３０％ Ｃは、侵入固溶型の元素であり、微量の添加によって強
度向上に寄与することができる。しかしながら、Ｎの添
加量が０．０５超〜０．１５％のときは、Ｃの過剰添加
は延性を著しく劣化させるので、０．１０％以下とすべ
きである。尚Ｎの添加量を０．０５％以下に制限したと
きには、Ｃの添加量を０．１０超〜０．３０％とするこ
とによって、却って高強度且つ高延性を得ることがで
き、このときはＣの添加量が０．３０％を越えると延性
が劣化することになる。
【００１６】Ｎ：０．０５超〜０．１５％または０．０
５％以下 Ｎは侵入固溶型のα安定化元素であり、微量の添加によ
ってβ変態点が上がり、また強度向上に寄与することが
できる。このような効果を発揮させるためには、Ｃの添
加量が０．１０％以下のときは、０．０５％よりも多く
添加する必要があるが、０．１５％を超えると、延性が
低下する。尚Ｃの添加量を０．１０超〜０．３０％とし
たときには、上記の如くＮの添加量を０．０５％以下に
制限する必要があり、これによって高強度且つ高延性を
得ることができる。
５％以下 Ｎは侵入固溶型のα安定化元素であり、微量の添加によ
ってβ変態点が上がり、また強度向上に寄与することが
できる。このような効果を発揮させるためには、Ｃの添
加量が０．１０％以下のときは、０．０５％よりも多く
添加する必要があるが、０．１５％を超えると、延性が
低下する。尚Ｃの添加量を０．１０超〜０．３０％とし
たときには、上記の如くＮの添加量を０．０５％以下に
制限する必要があり、これによって高強度且つ高延性を
得ることができる。
【００１７】即ち、本発明のＴｉ合金は、ＡＭＳ規格値
よりも多めのＮまたはＣを含有させるものであり、これ
によってＦｅやＯ等との最適なバランスが図られ、希望
する様な高強度且つ高延性が達成されたのである。
よりも多めのＮまたはＣを含有させるものであり、これ
によってＦｅやＯ等との最適なバランスが図られ、希望
する様な高強度且つ高延性が達成されたのである。
【００１８】純Ｔｉにおいては、Ｎの添加は同量のＯと
比較して、同程度かそれ以上に強度を向上させる作用が
あることが報告されているが（例えば、「W.L.Finday an
d J.A.Snyder:Trans.AIME.188 Feb(1950),p277」 や「R.
I.Jaffee, H.R.Ogden and D.J.Maykuth: Trans. AIME.
188 Oct (1950), p1261」 等）、本発明はこの様なＮの
作用をＴｉ合金に応用したものである。また前記特開平
６−１０８１８７号に開示されたＴｉ合金も、ＡＭＳ規
格値よりも多めのＮを含有させる趣旨の下でなされたと
いえるが、前述の如くこの合金はＭｏを必須成分として
含むものであり、しかもＭｏ当量が４．０以上であり、
高速変形下での延性に劣るという欠点を有するものであ
る。尚Ｃの添加量が０．１０％以下のときの、Ｎ含有量
の好ましい範囲は、０．０６〜０．１５％程度である。
比較して、同程度かそれ以上に強度を向上させる作用が
あることが報告されているが（例えば、「W.L.Finday an
d J.A.Snyder:Trans.AIME.188 Feb(1950),p277」 や「R.
I.Jaffee, H.R.Ogden and D.J.Maykuth: Trans. AIME.
188 Oct (1950), p1261」 等）、本発明はこの様なＮの
作用をＴｉ合金に応用したものである。また前記特開平
６−１０８１８７号に開示されたＴｉ合金も、ＡＭＳ規
格値よりも多めのＮを含有させる趣旨の下でなされたと
いえるが、前述の如くこの合金はＭｏを必須成分として
含むものであり、しかもＭｏ当量が４．０以上であり、
高速変形下での延性に劣るという欠点を有するものであ
る。尚Ｃの添加量が０．１０％以下のときの、Ｎ含有量
の好ましい範囲は、０．０６〜０．１５％程度である。
【００１９】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２０】
【実施例】下記表１に示す化学成分組成を有するインゴ
ットをβ領域で鍛造し、鍛造組織を完全に破壊した後、
９００℃以上のα＋β領域の温度で十分な加工を施し
た。加工後は、７０５℃で焼鈍した後、室温にて引張試
験を行ない、各機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、
伸び、絞り）を測定した。このとき、引張試験片の作成
および引張試験の実施は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準処して行
なった。引張試験結果を、下記表２に示す。
ットをβ領域で鍛造し、鍛造組織を完全に破壊した後、
９００℃以上のα＋β領域の温度で十分な加工を施し
た。加工後は、７０５℃で焼鈍した後、室温にて引張試
験を行ない、各機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、
伸び、絞り）を測定した。このとき、引張試験片の作成
および引張試験の実施は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準処して行
なった。引張試験結果を、下記表２に示す。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】これらの結果から、次の様に考察できる。
まず合金Ｎｏ．１は、ＡＭＳ規格で作製したＴｉ−６Ａ
ｌ−４Ｖ合金であるが、焼鈍処理だけでは引張強さは
１．１ＧＰａを超えなかった。また合金Ｎｏ．２も、Ａ
ＭＳ規格で作製したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金であり、こ
の合金は合金Ｎｏ．１に比べ、Ａｌ，Ｆｅ，Ｏを規格限
界値に近い量まで添加したものであるが、引張強さで
１．１ＧＰａを超えることはなかった。
まず合金Ｎｏ．１は、ＡＭＳ規格で作製したＴｉ−６Ａ
ｌ−４Ｖ合金であるが、焼鈍処理だけでは引張強さは
１．１ＧＰａを超えなかった。また合金Ｎｏ．２も、Ａ
ＭＳ規格で作製したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金であり、こ
の合金は合金Ｎｏ．１に比べ、Ａｌ，Ｆｅ，Ｏを規格限
界値に近い量まで添加したものであるが、引張強さで
１．１ＧＰａを超えることはなかった。
【００２４】合金Ｎｏ．８は、本発明で規定する範囲よ
りもＮ含有量を多くして作製したＴｉ合金（比較例）で
あるが、引張強さは大きくなったものの、延性（伸びお
よび絞り）が著しく劣化していた。合金Ｎｏ．９は、本
発明で規定する範囲よりもＯ含有量を多くして作製した
Ｔｉ合金（比較例）であるが、この合金は合金Ｎｏ．８
の合金と同様に、引張強さは大きくなったものの、延性
（伸びおよび絞り）が著しく劣化していた。
りもＮ含有量を多くして作製したＴｉ合金（比較例）で
あるが、引張強さは大きくなったものの、延性（伸びお
よび絞り）が著しく劣化していた。合金Ｎｏ．９は、本
発明で規定する範囲よりもＯ含有量を多くして作製した
Ｔｉ合金（比較例）であるが、この合金は合金Ｎｏ．８
の合金と同様に、引張強さは大きくなったものの、延性
（伸びおよび絞り）が著しく劣化していた。
【００２５】合金Ｎｏ．１０は、本発明で規定する範囲
よりもＦｅ含有量を少なくして作製したＴｉ合金（比較
例）であるが、この合金では引張強さはおよび延性のい
ずれも著しく劣化していた。合金Ｎｏ．１１は、本発明
で規定する範囲よりもＯ含有量を少なくして作製したＴ
ｉ合金（比較例）であるが、この合金では延性はそれほ
ど低下してないが、引張強さが１．１ＧＰａを下回って
いた。合金Ｎｏ．１２は、本発明で規定する範囲よりも
Ａｌ含有量を少なくして作製したＴｉ合金（比較例）で
あるが、この合金では延性はそれほど低下してないが、
引張強さおよび０．２％耐力が著しく劣化していた。合
金Ｎｏ．１３は、本発明で規定する範囲よりもＦｅ含有
量を多くして作製したＴｉ合金（比較例）であるが、こ
の合金では延性が著しく劣化している。
よりもＦｅ含有量を少なくして作製したＴｉ合金（比較
例）であるが、この合金では引張強さはおよび延性のい
ずれも著しく劣化していた。合金Ｎｏ．１１は、本発明
で規定する範囲よりもＯ含有量を少なくして作製したＴ
ｉ合金（比較例）であるが、この合金では延性はそれほ
ど低下してないが、引張強さが１．１ＧＰａを下回って
いた。合金Ｎｏ．１２は、本発明で規定する範囲よりも
Ａｌ含有量を少なくして作製したＴｉ合金（比較例）で
あるが、この合金では延性はそれほど低下してないが、
引張強さおよび０．２％耐力が著しく劣化していた。合
金Ｎｏ．１３は、本発明で規定する範囲よりもＦｅ含有
量を多くして作製したＴｉ合金（比較例）であるが、こ
の合金では延性が著しく劣化している。
【００２６】これらに対し、合金Ｎｏ．３〜７のもの
は、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、い
ずれも引張強さは１．１ＧＰａを超え、且つ伸びもＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖの規格値である１０％を大きく上回って
いることがわかる。また合金Ｎｏ．１４〜１６のもの
は、合金Ｎｏ．３〜７の実施例に比べてＮ含有量を減ら
し且つＣ含有量を増やした実施例であるが、強度、伸び
とも期待値を大きく上回っていた。尚合金Ｎｏ．１７の
ものは、Ｃ含有量を本発明で規定する範囲（０．３０
％）よりも多くして作成した比較例であるが、強度は期
待値を大きく上回ったものの、延性が著しく低下してい
た。
は、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、い
ずれも引張強さは１．１ＧＰａを超え、且つ伸びもＴｉ
−６Ａｌ−４Ｖの規格値である１０％を大きく上回って
いることがわかる。また合金Ｎｏ．１４〜１６のもの
は、合金Ｎｏ．３〜７の実施例に比べてＮ含有量を減ら
し且つＣ含有量を増やした実施例であるが、強度、伸び
とも期待値を大きく上回っていた。尚合金Ｎｏ．１７の
ものは、Ｃ含有量を本発明で規定する範囲（０．３０
％）よりも多くして作成した比較例であるが、強度は期
待値を大きく上回ったものの、延性が著しく低下してい
た。
【００２７】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、溶
体化処理を施さずとも高強度が得られ、しかも高延性が
達成できるＴｉ合金が実現できた。またこのＴｉ合金
は、焼入れ等による材料の反りに対する矯正加工の必要
がなくなるので、加工しろを多くとる必要がなく、歩留
りが良いという効果も得られる。そしてこの様なＴｉ合
金の適用範囲を更に拡大するものと期待される。
体化処理を施さずとも高強度が得られ、しかも高延性が
達成できるＴｉ合金が実現できた。またこのＴｉ合金
は、焼入れ等による材料の反りに対する矯正加工の必要
がなくなるので、加工しろを多くとる必要がなく、歩留
りが良いという効果も得られる。そしてこの様なＴｉ合
金の適用範囲を更に拡大するものと期待される。
【図１】Ｔｉ合金の機械的性質とＮ添加量の関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図２】Ｔｉ合金の機械的性質とＣ添加量の関係を示す
グラフである。
グラフである。
【手続補正書】
【提出日】平成７年１１月７日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２０】
【実施例】下記表１に示す化学成分組成を有するインゴ
ットをβ領域で鍛造し、鋳造組織を完全に破壊した後、
９００℃以上のα＋β領域の温度で十分な加工を施し
た。加工後は、７０５℃で焼鈍した後、室温にて引張試
験を行ない、各機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、
伸び、絞り）を測定した。このとき、引張試験片の作成
および引張試験の実施は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準処して行
なった。引張試験結果を、下記表２に示す。
ットをβ領域で鍛造し、鋳造組織を完全に破壊した後、
９００℃以上のα＋β領域の温度で十分な加工を施し
た。加工後は、７０５℃で焼鈍した後、室温にて引張試
験を行ない、各機械的性質（引張強さ、０．２％耐力、
伸び、絞り）を測定した。このとき、引張試験片の作成
および引張試験の実施は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準処して行
なった。引張試験結果を、下記表２に示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 北川 喜久 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 小出 憲司 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ａｌ：５．５〜６．７５％（重量％の意
味、以下同じ），Ｖ：３．５〜４．５％，Ｆｅ：０．２
５〜０．３５％，Ｏ：０．１５〜０．２５％，Ｃ：０．
１０％以下，Ｎ：０．０５超〜０．１５％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
とする高強度高延性Ｔｉ合金。 - 【請求項２】 Ａｌ：５．５〜６．７５％，Ｖ：３．５
〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，Ｏ：０．１
５〜０．２５％，Ｃ：０．１０超〜０．３０％，Ｎ：
０．０５％以下を夫々含有し、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高強度高延性Ｔｉ合
金。 - 【請求項３】 Ａｌの含有量が６．０〜６．７５％であ
る請求項１または２に記載の高強度高延性Ｔｉ合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29512794A JP2608688B2 (ja) | 1994-11-29 | 1994-11-29 | 高強度高延性Ｔｉ合金 |
| US08/564,622 US5759484A (en) | 1994-11-29 | 1995-11-29 | High strength and high ductility titanium alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29512794A JP2608688B2 (ja) | 1994-11-29 | 1994-11-29 | 高強度高延性Ｔｉ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08157986A true JPH08157986A (ja) | 1996-06-18 |
| JP2608688B2 JP2608688B2 (ja) | 1997-05-07 |
Family
ID=17816642
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29512794A Expired - Lifetime JP2608688B2 (ja) | 1994-11-29 | 1994-11-29 | 高強度高延性Ｔｉ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2608688B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1632581A1 (en) * | 2004-09-02 | 2006-03-08 | Gainsmart Group Limited, a Corporation of the British Virgin Islands with offices at: | High strength low cost titanium and method for making same |
| JP2012251234A (ja) * | 2011-06-07 | 2012-12-20 | Nhk Spring Co Ltd | チタン合金部材およびその製造方法 |
| JP2016017227A (ja) * | 2014-07-10 | 2016-02-01 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅＢｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | 締め具用のチタン合金 |
| JP2019521245A (ja) * | 2016-05-18 | 2019-07-25 | カーペンター テクノロジー コーポレイション | ３ｄ印刷用カスタマイズチタン合金およびその製造方法 |
| CN110551956A (zh) * | 2019-07-03 | 2019-12-10 | 西北工业大学 | 一种tc4钛合金的加工方法 |
-
1994
- 1994-11-29 JP JP29512794A patent/JP2608688B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1632581A1 (en) * | 2004-09-02 | 2006-03-08 | Gainsmart Group Limited, a Corporation of the British Virgin Islands with offices at: | High strength low cost titanium and method for making same |
| JP2012251234A (ja) * | 2011-06-07 | 2012-12-20 | Nhk Spring Co Ltd | チタン合金部材およびその製造方法 |
| JP2016017227A (ja) * | 2014-07-10 | 2016-02-01 | ザ・ボーイング・カンパニーＴｈｅＢｏｅｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ | 締め具用のチタン合金 |
| JP2019521245A (ja) * | 2016-05-18 | 2019-07-25 | カーペンター テクノロジー コーポレイション | ３ｄ印刷用カスタマイズチタン合金およびその製造方法 |
| CN110551956A (zh) * | 2019-07-03 | 2019-12-10 | 西北工业大学 | 一种tc4钛合金的加工方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2608688B2 (ja) | 1997-05-07 |
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