WO1996033292A1 - Alliage de titane a resistance et ductilite elevees et son procede de preparation - Google Patents

Alliage de titane a resistance et ductilite elevees et son procede de preparation Download PDF

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WO1996033292A1
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content
strength
titanium alloy
elongation
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PCT/JP1996/001078
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French (fr)
Inventor
Seiichi Soeda
Hideki Fujii
Hiroyuki Okano
Michio Hanaki
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
Toho Titanium Co., Ltd.
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Publication date
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Links

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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength and high-ductility titanium alloy and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a high-strength and high-ductility titanium alloy having a high strength of 90 OMPa or more and an elongation of 15% or more, preferably 20% or more, and a method for producing the same.
  • high-strength titanium alloys ⁇ + -type alloys and A-type alloys containing A ⁇ , V, Zr, Sn, Cr, o, etc. are known. These conventional alloys generally have a tensile strength of 90 OMPa or more, and few alloys have a strength level of about 700 to 90 OMPa with pure titanium.
  • a typical Ti + S type alloy is a Ti-16A ⁇ -4V alloy, which has a tensile strength of 800 to 100 MPa and an elongation of 10 to 10 in annealed condition. 15%.
  • Ti-3A ⁇ -2.5V is an alloy having a lower strength level than this, and has excellent ductility with a tensile strength of 700 to 800MPa.
  • Ti-1A-2.5 Fe alloy (1984 Deutshce Gesel lshaft fur metal lku) in which V, which is an expensive alloying element, is replaced with inexpensive Fe.
  • V which is an expensive alloying element
  • Ti titanium Science and Technology published by nde EV, pl335), Ti-6A-1.7Fe-0.ISi alloy, Ti-6.5A-1.3Fe alloy (Advanced Material & Processes, 1993, p43) Proposed equally.
  • the above proposed alloy contains a large amount of A, has high strength and low ductility during hot work, and therefore has poor hot workability compared to pure Ti, and the use of Fe instead of V Although the raw material cost is reduced, there is the problem that the hot working cost is still high.
  • a high-strength titanium alloy with excellent ductility that can be formed into various shapes such as a sheet material and a bar material by ordinary rolling without the need for such a special forming method is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. H11-252747. It is disclosed in the gazette.
  • the alloy disclosed herein contains 0, N, and Fe as strengthening elements, and the content of these strengthening elements is 0.1 to 0.8% by weight, and the oxygen equivalent amount.
  • the above alloys cannot always have high strength and high ductility at the same time, and development of an alloy having both high strength and high ductility is desired.
  • the above alloy requires a high N content of 0.05% by weight or more, but it is extremely difficult to add such a large amount of nitrogen from the viewpoint of melting, and it is also difficult to control the addition amount.
  • An object of the present invention is to provide a titanium alloy having a higher strength and a higher ductility while reducing the content of nitrogen which is difficult to add to the conventional alloy.
  • the above object also includes, as reinforcing elements, at least one of 0, N, and Fe, and at least one of Cr and Ni, with the balance being substantially the same. It consists of Ti, and the content of the above strengthening elements is related to the following (1) to (6):
  • Ni Ni content (% by weight)
  • the oxygen equivalent value Q is 0.34 to 0.68, the tensile strength is 700 to 900 MPa, and the elongation is 2 High strength and high ductility titanium alloys with 0% or more are provided.
  • the oxygen equivalent value Q is 0.50 to 1.00, the tensile strength is at least 800 MPa, and the elongation is 15%.
  • the high strength and high ductility titanium alloy described above is provided.
  • the oxygen equivalent value Q is more than 0.68 to 1.00, and the tensile strength is more than 900 MPa.
  • Certain high strength and high ductility titanium alloys are provided. Further, according to the third invention of the present application, there is provided a method for producing a high-strength, high-ductility titanium alloy according to the first invention or the second invention,
  • At the time of melting the above titanium alloy at least one of carbon steel and stainless steel is charged and melted, so that Fe or Fe, Cr, Ni as the above-mentioned strengthening element can be obtained.
  • a method for producing a high-strength, high-ductility titanium alloy, at least partly introduced from the above steel, is provided.
  • a container containing Fe or a container containing at least one of Fe, Cr, and Ni is used.
  • sponge titan containing at least one element selected from the group consisting of Fe and Fe, Cr, and Ni that have translocated and penetrated from the container is produced.
  • the sponge titanium is used as at least a part of the feedstock of at least one of Fe as the reinforcing element or at least one of Fe, Cr, and Ni.
  • the present invention provides a method for producing a high strength and high ductility titanium alloy using a steel.
  • Nitrogen which is an interstitial solid solution element, penetrates the solid phase and strengthens solid solution, but it is difficult to control the amount required for strengthening during melting with VAR (vacuum arc melting), etc. It is not preferred that the amount is too large, since the ductility is reduced. Therefore, in the present invention, the addition and control of the content are facilitated by reducing the N content. Since the amount of N added may be small, N-based inclusions in the dissolved raw material will also be reduced to such an extent that VAR can eliminate it.
  • the reinforcement by N is also reduced.
  • the decrease in N content may be compensated for by the strengthening element 0 or Fe.
  • an increase in 0 decreases ductility, and an increase in Fe similarly reduces ductility. The latter is shown in, for example, Test Nos. 9 and 10 in Table 3 of Japanese Patent Application Laid-Open No. H 1-225274.
  • the present inventor conducted various experiments to improve ductility as well as strength. As a result, an increase in Fe reduced ductility when the N content was 0.055% by weight or more. Therefore, it has been found that when the N content is less than 0.055% by weight, particularly 0.05% by weight or less, the strength is improved without decreasing the ductility due to the increase of Fe. That is, by setting the N content to 0.05% by weight or less and the Fe content to 0.9% by weight or more, the strength and ductility are simultaneously improved.
  • the reason is as follows. Since Fe is a phase stabilizing element, increasing the amount of Fe increases the amount of the phase, and the amount of the phase decreases accordingly. As a result, the phase stabilizing element N is concentrated in the reduced ⁇ phase. (4) If the content is more than 0.05% by weight, the Ti 2 N ordered phase is liable to be precipitated in the phase due to the concentration, and the ductility is reduced by the precipitate. By limiting the N content to 0.05% by weight, such a precipitated phase is hardly generated, and the strength can be improved by increasing the amount of Fe.
  • a regular phase of T i 30 or T i 20 is generated.
  • the amount of 0 required to generate these ordered phases is much larger than N and does not pose any problem within the scope of the present invention.
  • a tensile strength of 700 MPa or more and an elongation of 15% or more are achieved. Simply increasing the amount of O and N to solid solution strengthening increases strength but decreases ductility.
  • the present invention after reducing the N content to 0.05% by weight or less,?
  • the oxygen equivalent value Q 0.34 to 1.0
  • the oxygen equivalent value Q is defined by the following equation.
  • Fe Fe content (% by weight)
  • the tensile strength is 700 to 900 MPa and the elongation is 20% or more.
  • a titanium alloy having high strength and particularly excellent ductility can be obtained.
  • Q value must be 0.34 or more to secure tensile strength of 700 MPa or more
  • the Q value must be 0.68 or less in order to secure 20% or more growth.
  • the strength with a tensile strength of 850 MPa or more and an elongation of 15% or more is further improved.
  • a titanium alloy with high and good ductility can be obtained.
  • the Q value must be 0.50 or more to secure a tensile strength of 850 MPa or more, and the Q value must be 1.00 or less to secure an elongation of 15% or more. There must be.
  • the tensile strength is more than 90 OMPa and the elongation is more than 15%.
  • a titanium alloy with the highest strength and good ductility can be obtained.
  • the Q value must be 0.68 or more to secure a tensile strength exceeding 900 MPa, and the Q value must be 1.00 or less to secure an elongation of 15% or more.
  • ⁇ , N, and Fe are essential components as strengthening elements in the present invention, and are always present in the alloy of the present invention at a content within a range that satisfies the relationship of the Q value.
  • the N content must be less than 0.05% by weight, and correspondingly the Fe content must be more than 0.9% by weight.
  • the Fe content is set to 2.3% by weight or less.
  • part of Fe can be replaced with at least one of Cr and Ni.
  • Cr and Ni are phase-stabilizing elements like Fe, and contribute to high strength by refining crystal grains.
  • Q is defined by the following equation in which the term [F e] is replaced by the term [F e] + [Cr] + [N i] in the above equation of Q.
  • Fe Fe content (% by weight)
  • Ni Ni content (weight
  • the range of Q according to the present invention is 0.9 to 2.3.
  • the Q value In order to simultaneously improve strength and ductility, the Q value must be 0.9 or more. If the Q value exceeds 2.3, solidification deflection becomes remarkable and the characteristics deteriorate. This is the same as when only Fe is added without adding.
  • the contents of Cr and Ni are each set to 0.25% by weight or less, and the Fe content is set to 0.4% by weight or more, preferably 0.5% by weight or more. It is necessary to.
  • the alloy of the present invention usually contains C, H, Mo, Mn, Si, S, and the like as impurities as in the case of conventional pure titanium or a titanium alloy, and the content of each is 0. It is less than 5% by weight.
  • the titanium alloy of the present invention is usually placed in a melting furnace, and is subjected to arc melting (VAR melting) in a vacuum or an argon atmosphere.
  • VAR melting arc melting
  • carbon steel and / or stainless steel is supplied at the time of melting, and Fe and at least one of Cr and Ni are added to the titanium.
  • These elements to be added to titanium may be added by the above method so that the total amount of Fe, Cr, and Ni is in the range of 0.9 to 2.3% by weight.
  • You may add together with a step so that it may be in the said range.
  • more inexpensive scraps or other debris can be used as an additional raw material.
  • the raw materials to be added are not particularly limited.
  • JIS-SS400, JIS-SUS430 (Fe-17 Cr), JIS-SUS304 (Fe-18 Cr--8Ni) ), JIS-SUS316 (Fe-18Cr-8Ni-2o) and the like, and stainless steel can be used.
  • C, Mo, etc. are contained in these additional raw materials, the amounts are small compared to the contents of Fe, Cr, and Ni, and 0.05% by weight in the titanium alloy. % Of impurities.
  • Fe, Cr, and Ni can be further added by other means as described below.
  • a carbon steel or stainless steel container is used when producing sponge titanium by performing magnesium reduction by the Kroll method. From this container, Fe and at least one of Cr and Ni enter the sponge titan, and sponge titan containing these elements is formed near the wall and bottom of the container.
  • the sponge titan thus produced is usually collected separately and used for other purposes.
  • sponge titan is used as a part or all of the raw material for adding Fe, Cr and Ni. This makes it possible to reduce costs.
  • the present invention can provide not only a titanium alloy having high strength and high ductility by adding a specified amount of 0, N, and Fe (and Cr, Ni).
  • the use of inexpensive additive materials makes it possible to reduce the cost, which is extremely advantageous industrially.
  • the alloy of the present invention does not contain A as an alloying element, the hot workability does not decrease as in the conventional alloy containing A £. It is advantageous in manufacturing.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between Q value and tensile strength.
  • Figure 2 is a graph showing the relationship between Q value and elongation.
  • a high-strength and high-ductility titanium alloy having a tensile strength of 700 MPa to 900 Pa and an elongation of 20% or more was produced.
  • “comparative example” means outside the scope of the first aspect, and does not necessarily mean outside the scope of the second aspect.
  • Table 1 shows samples are samples containing the relevant component to a first aspect of the first invention, the addition of Fe was used pure metal or FeTi, Fe 2 0 3 (iron oxide).
  • Table 2 Use samples shown in Table 2 is a sample containing the relevant component to a first aspect of the present second invention, Fe, Ni, addition of Cr is a pure metal or FeCr, FeNi, FeTi, the Fe 2 0 3 Was.
  • Table 3 shows examples of bars and hot-rolled sheets according to the production method of the present invention.
  • the embodiment is the first aspect of the second invention of the present application.
  • test numbers 1 to 5, 7, 9, and 10 are rods
  • 14 to 17 are hot and cold-rolled sheets
  • the characteristics of the example are added.
  • the “typical” indication in the same column means a typical example within the specified range.
  • Test No. 6 is a comparative example of a rod whose elongation and fatigue strength were low and did not reach the specified range due to a high nitrogen content, and No. 8 had a Q (oxygen equivalent value [0] + 2.77 [N] + 0.1 [Fe]).
  • This is a comparative example of a small number of rods.
  • the lower limit of the specified range was slightly removed, and the tensile strength did not reach 700 MPa.
  • Test No. 11 is a comparative example of a bar with a high Q due to a high oxygen content, and as apparent from the comparison with Test No. 10, the tensile strength was high and the elongation was slightly higher than the upper limit of the specified range of Q, as is clear.
  • Test No. 12 is a comparative example of a bar with low Fe and tensile strength not reaching the specified range, and test No. 13 with high Fe resulted in solidification segregation, high tensile strength and remarkable elongation. This is a comparative example of a rod that is lowered.
  • the titanium alloy within the range of the first aspect of the first invention has a tensile strength of 700 to 900 MPa and an elongation of 20% or more.
  • Test Nos. 18 to 21, 23, and 24 are examples relating to the hot-rolled sheet and the cold-rolled sheet according to the first aspect of the second invention, and the remarks column indicates the characteristics of each example.
  • the titanium alloy within the range of the first aspect of the second invention has a tensile strength of 700 to 900 MPa and an elongation of 20% or more.
  • Test No. 29 is an example of a rod in which SUS430 scrap was used as the Cr source during VAR melting, and FeTi was further used as the Fe source, and the rod was adjusted to have the prescribed components.
  • Fig. 30 shows an example of a hot-rolled sheet in which SUS304 scrap is used as the Ni and Cr sources, and FeTi is used as the Fe source, and the hot rolled sheet is adjusted to have the prescribed components. This is an example of a hot-rolled sheet using SUS316 scrap as the source and FeTi as the Fe source and adjusted to have the specified components.
  • Fig. 32 is an example of a rod that uses SS400 scrap as a Fe source and is adjusted to have the specified composition.
  • Test No. 33 is an example of a hot rolled sheet prepared by cutting out a sponge titanium material containing Fe, Ni, and Cr that invaded from a stainless steel container in the sponge titanium manufacturing process and using it to adjust it to the specified composition. It is.
  • the content of each component is as shown in Table 3.
  • the tensile strength of each sample is 700 MPa or more and the elongation is 20% or more, which is within the range of the first aspect of the first and second inventions, and shows excellent characteristics.
  • a high-strength and high-ductility titanium alloy having a tensile strength of at least 800 MPa and an elongation of at least 15% was produced.
  • “comparative example” means outside the scope of the second aspect, and does not necessarily mean outside the scope of the first aspect.
  • Samples shown in Table 4 is a sample containing components related to the first invention, the addition of Fe was used pure metal or FeTi, Fe 2 0 3 (iron oxide).
  • Samples shown in Table 5 is a sample containing components related to the present second invention, using Fe, Ni, addition of Cr is a pure metal or FeCr, FeNi, the FeTi. Fe 2 0 3.
  • Table 6 shows examples of bars and hot-rolled sheets according to the production method of the present invention.
  • test numbers 1, 2, 4, and 5 (the above are hot-rolled sheets) 8, 9, 12, 13, and 13 (the above are rods) and 15, 16 (the above are cold-rolled sheets) are the first invention second view. This is an example of the point, and the characteristics of each example are added in the remarks column.
  • Test number 3 is an example of a hot rolled sheet with a low elongation that does not reach the specified range, and a sample No. 6 is Q (oxygen equivalent value [0] + 2.77 [N] + 0.1 [Fe]. )
  • Q oxygen equivalent value [0] + 2.77 [N] + 0.1 [Fe].
  • Test No. 7 is a comparative example of a hot-rolled sheet having a high Q due to an increased oxygen content. The tensile strength is high, and the elongation is extremely low.
  • Test No. 10 is a comparative example of a bar having a high nitrogen and low elongation and fatigue strength
  • Test No. 11 is a comparative example of a bar having a low Fe and low elongation and fatigue strength
  • Test No. 14 was an example where the Fe was high.
  • This is a comparative example of a rod in which solidification segregation occurs and elongation and fatigue strength are low.
  • the titanium alloy within the scope of the second aspect of the first invention has a tensile strength of 850 MPa or more and an elongation of 15% or more.
  • Test Nos. 17 to 19, 21, 22, and 24 are examples of the hot-rolled sheet and the cold-rolled sheet according to the second aspect of the second invention, and the remarks column indicates the characteristics of each example.
  • Test No. 20 is a comparative example of a hot-rolled sheet in which the total content of Fe + Ni + Cr is small, and thus the elongation does not reach the specified range, and No. 23 has a high content of Fe + Ni + Cr, Comparative example of a cold rolled sheet whose elongation is significantly reduced due to folding is shown in Fig. 25, and a comparative example of a cold rolled sheet whose elongation is insufficient because of excessive Ni content.
  • Fig. 26 is an example of a cold rolled sheet with insufficient elongation due to excessive addition of Cr.
  • the titanium alloy within the scope of the second aspect of the second invention has a tensile strength of 850 MPa or more and an elongation of 15% or more.
  • Test No. 6 is an example of a rod prepared by using SUS430 waste as the Fe and Cr sources during VAR melting, using FeTi as the Fe source, and adjusting the composition to a specified component. is there.
  • Fig. 28 shows an example of a hot-rolled sheet prepared by using SUS304 scrap as the Fe, Ni, and Cr sources and further using FeTi as the Fe source and adjusting them to have the prescribed components. This is an example of a hot-rolled sheet that uses SUS316 scrap as the Fe, Ni, and Cr sources, and FeTi as the Fe source, and is adjusted to have predetermined components.
  • Fig. 30 shows an example of a rod that uses SUS400 scrap as an Fe source and is adjusted to have the specified composition.
  • Test No. 31 is a hot-rolled sheet prepared by cutting out a sponge-titanium material containing Fe, Ni, and Cr that has invaded from a stainless steel container during the titanium sponge manufacturing process, and adjusting it to a specified component. This is an example.
  • the content of each component is as shown in Table 6.
  • the tensile strength of each sample is 850 MPa or more and the elongation is 15% or more, which is within the range of the second aspect of the first and second inventions, and each shows excellent characteristics.
  • a high-strength, high-ductility titanium alloy having a tensile strength of at least 800 MPa and an elongation of at least 15% was produced.
  • “comparative example” means outside the scope of the second viewpoint, and does not necessarily mean outside the scope of the first viewpoint.
  • a sample containing 1.5% by weight of Fe (Example of the present invention) and 0.7% by weight (conventional example) and having a Q value shown in Table 7 was formed by melting a 1 ⁇ 0 cylindrical solid lump with a plasma arc, and then forming the lump. 1000 ° heated to C and the 80mm thickness of the slab in forging, then, 850 e C to the hot-rolled sheet of 4 mm thick with heating after hot rolling, in the et, annealed for 700 ° CX 1 h Created. The tensile tests described in Example 1 were performed on these samples, and the results were plotted and shown in FIGS.
  • N is reduced as a strengthening element.
  • the content of Fe, and the strengthening elements 0, N, and Fe, or the contents of Cr and Ni, which substitute for part of Fe, are further reduced to the oxygen equivalent value Q.
  • the present invention provides a titanium alloy having high strength and high ductility by adjusting the temperature.
  • the above-mentioned strengthening element can be supplied from an inexpensive additive material, so that the cost can be reduced, which is extremely industrially advantageous.

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Description

明 細 書 高強度 · 高延性チタ ン合金およびその製造方法 技術分野
本発明は、 高強度 · 高延性チタ ン合金およびその製造方法に関し
、 よ り詳しく は、 k H、 V、 M o等の製造コス トを増加させる合金 元素を含有せず、 引張強さ 7 0 O M P a以上、 望ま しく は 8 5 0 M P a以上、 更に望ま しく は 9 0 O M P a以上の高強度を有し、 且つ 伸び 1 5 %以上、 望ま しく は 2 0 %以上の高延性を有する高強度 - 高延性チタン合金およびその製造方法に関する。 背景技術
従来、 高強度チタ ン合金としては、 A ^、 V、 Z r、 S n、 C r 、 o等を含有する α + 型合金および ^型合金が知られている。 これら従来の合金は一般に引張強さ 9 0 O MP a以上であり、 純チ タ ンとの間の 7 0 0〜 9 0 O M P a程度の強度レベルの合金は少な い。
例えば、 ひ + S型合金の代表的な合金と して T i 一 6 A ^ - 4 V 合金があり、 焼鈍伏態で引張強さ 8 5 0〜 1 0 0 0 M P a、 伸び 1 0〜 1 5 %である。 また、 これより も強度レベルの低い合金と して T i - 3 A ^ - 2. 5 Vがあり、 引張強さ 7 0 0〜 8 0 0 M P aで 延性も優れている。
しかし、 これらの合金は高価な合金元素である Vを含有するため コス トが高いという欠点があった。
そこで、 高価な合金元素である Vを安価な F e に代えた T i 一 5 A - 2. 5 F e合金 （1984 Deutshce Gesel lshaf t fur Metal lku nde E. V.発行の " Ti tanium Science and Technology", pl335) 、 T i - 6 A - 1 . 7 F e - 0. I S i 合金、 T i — 6. 5 A — 1 . 3 F e合金 (Advanced Material & Processes, 1993, p43) 等力く 提案されている。
しかし、 上記提案された合金は多量の A を含有しており、 熱間 で高強度 · 低延性であるため純 T i に比べて熱間加工性が悪く、 V を F eに代えたこ とにより原料コス トは低減されるものの、 熱間加 ェコス トは依然と して高いという問題がある。
そこで、 も Vも含有せず、 0 (酸素） や N (窒素） を侵入型 強化元素と して利用した合金が提案されている。 例えば、 特開昭 6 1 - 1 5 9 5 6 3号公報には、 酸素含有量を 0. 4〜 0. 6重量％ と し、 高温での据え込み鍛造を含む粗锻練と仕上げ鍛練とを施し、 その後 5 0 0〜 7 0 0 C X 6 0分以下の熱処理を施すこ とにより、 引張強さ 8 0 k g f Zmm2 級の強度レベルを有し、 かつ伸びが 2 0 %以上である純チタ ン鍛造材を製造するこ とが記載されている。 しかし、 この方法は、 据え込み鍛造や強加工等の複雑な鍛造成形が 必要であり、 一般的に採用するこ とはできない。
このような特殊な成形法を必要とせず、 通常の圧延によって板材 ゃ棒材等の種々 の形状に成形できる延性に優れた高強度チタ ン合金 が、 特開平 1 一 2 5 2 7 4 7号公報に開示されている。 こ こに開示 された合金は、 強化元素として 0、 N、 および F eを含有し、 これ ら強化元素の含有量を、 F e含有量が 0. 1 〜 0. 8重量％、 酸素 等価量値 Q = 〔〇〕 + 2. 7 7 〔N〕 + 0. 1 〔F e〕 で定義され る Q値が 0. 3 5〜 1 . 0の関係を満たすように規定した上で、 N 含有量は実施例に記載されているように実際上 0. 0 5重量％以上 と し、 ひ + /S二相等軸相状またはラメ ラー相状の紬粒組織と したこ とにより、 6 5 k g f Zmm2 以上の引張強さを有する。 上記開示されたチタン合金は、 0と Nによる固溶強化と、 純チタ ンより高めの F e含有量を利用した組織細粒化効果とにより、 引張 強さ 6 5 k g f / m m 2 以上、 伸び 2 0 %以上を達成し、 特に Q≥ 0 . 6で 8 5 k g f Z m m 2 以上が達成される。
しかし、 同公報の図 1 および図 2に示されているように、 Q≤ 0 . 8では伸びが 1 5 %以上となるものの引張強さは 9 5 k g f / m m 2 以下であり、 また Q = 0 . 8〜 1 . 0では引張強さが 9 5〜 1 1 5 k g f / m m 2 と高いが、 伸びは 1 5 %以下と低い。
このように上記合金は必ずしも高強度を高延性を同時に具備する ことができず、 更に高強度と高延性を兼備した合金の開発が望まれ ている。
また上記合金は、 0 . 0 5重量％以上という高い N含有量を必要 とするが、 このように多量の窒素添加は溶製上極めて困難であり、 添加量の制御も困難である。
すなわち、 チタ ンの溶解は真空中または低圧不活性ガス雰囲気中 で行われるので、 溶解中に窒素ガスによって窒素を導入することは ほとんど不可能であるため、 窒素含有固体によって窒素を導入せざ るを得ない。 その際、 チタンの特性を害するような不純物の混入を 避けるために、 窒素を含有するチタンの添加が望ま しい。 前記のよ うに多量の窒素含有量を達成するには、 添加するチタ ン中の窒素含 有量を多量にする等の工夫が必要になり、 融点が 3 2 9 0てと非常 に高く未溶解部となりやすい T i N等が生成する恐れがある。 未溶 解の T i N等はチタン合金中に N系介在物として残存し、 疲労破壊 の起点になる等の致命的な欠陥となることがある。 また、 窒素はガ ス成分であるため、 窒素含有固体により窒素導入をする場合であつ ても、 導入された窒素が蒸発し易いため、 含有量の制御が困難であ る o 発明の開示
本発明は、 上記従来の合金に対して、 添加の困難な窒素の含有量 を少な く しながら、 更に高強度 · 高延性と したチタ ン合金を提供す るこ とを目的とする。
上記の目的は、 本願第 1発明によれば、 強化元素と して〇、 N、 および F eを含有し、 残部が実質的に T iから成り、 上記強化元素 の含有量は下記の関係（1) 〜（3) ：
(1) F e ： 0. 9〜 2. 3重量％、
(2) N ： 0. 0 5重量％以下、
(3) 下記式で定義される酸素等価量値 Q : 0. 3 4〜 1. 0 0、 Q = 〔0〕 + 2. 7 7 〔N〕 + 0. 1 〔F e〕
ただし、 〔0〕 ： 0含有量 （重量％)
〔N〕 ： N含有量 （重量％)
〔F e〕 ： F e含有量 （重量
を満たす範囲内にあり、 引張強さ 7 0 0 MP a以上、 伸び 1 5 %以 上である高強度 · 高延性チタ ン合金によって達成される。
上記の目的はまた、 本願第 2発明によれば、 強化元素と して 0、 N、 および F e、 更に C r と N iのうちの少な く とも 1種を含有し 、 残部が実質的に T iから成り、 上記強化元素の含有量は下記の関 係（1) 〜（6) ：
(1) F e、 C r、 および N iの合計量 ： 0. 9〜 2. 3重量％、
(2) F e ： 0. 4重量％以上、
(3) C r ： 0. 2 5重量％以下、
(4) N i ： 0. 2 5重量％以下、
(5) N ： 0. 0 5重量％以下、
(6) 下記式で定義される酸素等価量値 Q ： 0. 3 4〜 1. 0 0、 Q= 〔0〕 + 2. 7 7 CN) + 0. l ( 〔F e〕 + 〔C r〕 + 〔N i〕 ）
ただし、 〔0〕 ： 0含有量 （重量％)
〔N〕 ： N含有量 （重量％)
〔F e〕 ： F e含有量 （重量
〔C r〕 ： C r含有量 （重量
〔N i〕 ： N i含有量 （重量％)
を満たす範囲内にあり、 引張強さ 7 0 0 MP a以上、 伸び 1 5 %以 上である高強度 · 高延性チタ ン合金によっても達成される。
第 1発明または第 2発明の第 1の観点によれば、 前記酸素等価量 値 Qが 0. 3 4〜 0. 6 8であり、 引張強さ 7 0 0〜 9 0 0 MP a 、 伸び 2 0 %以上である高強度 · 高延性チタ ン合金が提供される。 第 1発明または第 2発明の第 2の観点によれば、 前記酸素等価量 値 Qが 0. 5 0〜 1. 0 0であり、 引張強さ 8 5 0 MP a以上、 伸 び 1 5 %以上である高強度 · 高延性チタ ン合金が提供される。
第 1発明または第 2発明の第 2の観点による望ま しい態様によれ ば、 前記酸素等価量値 Qが 0. 6 8超〜 1. 0 0であり、 引張強さ 9 0 0 MP a超である高強度 · 高延性チタ ン合金が提供される。 更に、 本願第 3発明によれば、 第 1発明または第 2発明による高 強度 ， 高延性チタ ン合金を製造する方法であって、
上記チタン合金の溶製時に、 炭素鋼およびステンレス鋼の少な く と も 1種を装入して溶解するこ とにより、 上記強化元素と しての F eあるいは F e， C r， N i の少な く とも一部を上記鋼から導入す る、 高強度 ， 高延性チタ ン合金の製造方法が提供される。
また、 本願第 4 発明によれば、 第 1 発明または第 2発明による高 強度 · 高延性チタ ン合金を製造する方法であって、
スポンジチタ ン製造工程において、 F eを含有する容器あるいは F e， C r , N iのう ち少な く とも 1種の元素を含有する容器を使 用するこ とにより、 該容器から転移 · 侵入した F eあるいは F e， C r , N iのうち少な く とも 1種の元素を含有したスポンジチタ ン を製造し、
上記チタ ン合金の溶製時に、 上記強化元素と しての F eあるいは F e , C r , N iのうち少なく とも 1種の元素の供給原料の少な く と も一部と して上記スポンジチタ ンを用いる、 高強度 . 高延性チタ ン合金の製造方法が提供される。
侵入型固溶元素である窒素はひ相に侵入して固溶強化するが、 強 化に必要な量を VAR (真空アーク溶解） 等での溶解時に制御する こ とは困難であり、 また含有量が多すぎると延性を低下させるので 好ま しく ない。 そこで本発明では、 N含有量を少な く する こ とによ り、 添加と含有量制御を容易にした。 N添加量が少な く てよいので 、 溶解原料中の N系介在物も VARで解消できる程度に少なく なる o
しかし、 N添加量を少な くすれば、 Nによる強化も少な く なる。 強度を確保するには、 N量の減少を強化元素である 0あるいは F e で補えばよい。 しかし、 0の増量は延性を低下させ、 F eの増量も 同様に延性を低下させる。 後者は例えば特開平 1 一 2 5 2 7 4 7号 公報の第 3表試験番号 9および 1 0に示されている。
本発明者は強度と共に延性も向上させるために種々の実験を行つ た結果、 F eの増量が延性を低下させるのは、 N含有量が 0. 0 5 5重量％以上の場合であり、 したがって N含有量を 0. 0 5 5重量 %未満、 特に 0. 0 5 0重量％以下とすれば、 F eの増量により延 性が低下せずに強度が向上するこ とを見出した。 すなわち、 N含有 量を 0. 0 5重量％以下と し、 F e含有量を 0. 9重量％以上とす るこ とにより、 強度および延性が同時に向上する。
その理由は以下のとおりである。 F eは 相安定化元素であるため、 F eを増量すると 相の量が 増え、 それに伴ってひ相の量は減少する。 その結果、 ひ相安定化元 素である Nが、 量の減少した α相中に濃化する。 Ν含有量が 0. 0 5重量％より多いと、 この濃化により T i 2 N規則相がひ相中に析 出し易く なり、 この析出物により延性が低下する。 N含有量を 0. 0 5重量％に限定するこ とにより、 このような析出相は生成しに く くなり、 F eの増量による強度向上ができる。
0も余り多量に存在すると T i 3 0や T i 2 0の規則相が生成す る。 しかし、 これら規則相を生成するのに必要な 0量は、 Nに比べ ると格段に多量であり、 本発明の範囲では全く問題とならない。 本発明によれば、 引張強さ 7 0 0 MP a以上、 伸び 1 5 %以上が 達成される。 単純に Oおよび Nを増量して固溶強化するのでは、 強 度は向上するが延性が下がる。 本発明においては、 N含有量を 0. 0 5重量％以下に減量した上で、 ？ 6を 0. 9重量％以上に増量す ることにより、 展延性に富む 3相の量を増加させて良好な延性を確 保すると同時に、 酸素等価量値 Q= 0. 3 4〜 1. 0 0 という関係 を満たすように強化元素である 0、 N、 および F eの含有量を調整 することにより、 引張強さ 7 0 0 MP a以上、 伸び 1 5 %以上を達 成する。 こ こで、 酸素等価量値 Qは下記式で定義される。
Q= 〔0〕 + 2. 7 7 〔N〕 + 0. l 〔F e〕
ただし、 〔0〕 ： 0含有量 （重量
〔N〕 ： N含有量 （重量％)
〔F e〕 ： F e含有量 （重量％)
特に、 本発明の第 1 の観点によれば、 Q値を 0. 3 4〜 0. 6 8 とすることにより、 引張強さ 7 0 0〜 9 0 0 MP a、 伸び 2 0 %以 上の高強度で特に延性に優れたチタン合金が得られる。 7 0 0 M P a以上の引張強さを確保するために Q値は 0. 3 4以上でなければ ならず、 2 0 %以上の伸びを確保するために Q値は 0. 6 8以下で なければならない。
また、 本発明の第 2の観点によれば、 Q値を 0. 5 0〜 1 . 0 0 とするこ とにより、 引張強さ 8 5 0 MP a以上、 伸び 1 5 %以上の 強度が更に高く 良好な延性を確保したチタ ン合金が得られる。 8 5 0 M P a以上の引張強さを確保するために Q値は 0. 5 0以上でな ければならず、 1 5 %以上の伸びを確保するために Q値は 1 . 0 0 以下でなければならない。
本発明の第 2の観点による望ま しい態様においては、 Q値を 0. 6 8超〜 1 . 0 0 とするこ とにより、 引張強さ 9 0 O MP a超、 伸 び 1 5 %以上の、 最も高い強度で良好な延性を確保したチタ ン合金 が得られる。 9 0 0 MP a超の引張強さを確保するために Q値は 0 . 6 8以上でなければならず、 1 5 %以上の伸びを確保するために Q値は 1 . 0 0以下でなければならない。
〇、 N、 および F eは、 本発明において強化元素として必須の成 分であり、 前記 Q値についての関係を満たす範囲の含有量で本発明 の合金中に必ず存在する。 前記の理由により、 N含有量は 0. 0 5 重量％以下でなければならず、 これに対応して F e含有量は 0. 9 重量％以上が必要である。 ただし、 F e含有量が過剰になる と凝固 偏析が著しく なり、 特性が劣化するため、 F e含有量は 2. 3重量 %以下とする。
本発明において、 F eの一部を C rおよび N i のうちの少な く と も 1 種で代替するこ とができる。 C rおよび N i は F e と同様に 相安定化元素であり、 結晶粒を微細化して高強度化に寄与する。 そ の場合、 前記 Qの式において 〔F e〕 の項を 〔F e〕 + 〔C r〕 + 〔N i 〕 の項に代えた下記式で Qを定義する。
Q = 〔0〕 + 2. 7 7 〔N〕 + 0. 1 ( 〔F e〕 + 〔C r〕 + 〔N i〕 ）
ただし、 〔 0〕 0含有量 （重量 ）
〔N〕 N含有量 （重量％)
〔F e〕 ： F e含有量 （重量％)
〔C r〕 ： C r含有量 （重量％)
〔N i〕 ： N i含有量 （重量
この場合においても、 本発明による Qの範囲は 0. 9〜 2. 3で ある。 強度および延性を同時に向上させるために Q値は 0. 9以上 でなければならず、 Q値が 2. 3を越えると凝固偏折が著しく なり 特性が劣化するこ とは、 C rおよび N iを添加せず F eのみを添加 した場合と同様である。
ただし、 C rおよび N i の少なく と も 1種を添加する場合には、 C r または N iが多量になると、 脆い化合物である T i C r 2 また は T i 2 N iが生成して延性が低下する。 この現象を防止するため に、 C rおよび N iの含有量は各々 0. 2 5重量％以下と し、 F e 含有量を 0. 4重量％以上、 望ま しく は 0. 5重量％以上とする こ とが必要である。
本発明の合金は通常、 従来の純チタ ンまたはチタ ン合金と同様に 、 不純物と して C、 H、 Mo、 Mn、 S i、 S等を含有するが、 そ の含有量は各々 0. 0 5重量％未満である。
本発明のチタ ン合金は通常、 融解炉中にチタ ンを入れ、 真空中ま たはアルゴン雰囲気中でアーク溶解 （VAR溶解） される。 本発明 においては、 この溶解時に炭素鋼および/またはステン レス鋼を供 給して、 チタ ン中に F e と、 C rおよび N i のうちの少な く と も 1 種とを添加するこ とができる。 チタ ン中に添加するこれらの元素は 、 上記の方法で F e、 C r、 および N iの合計量が 0. 9〜 2. 3 重量％の範囲内になるように添加しても良いし、 また、 他の添加手 段と併用して上記範囲内となるように添加しても良い。 好ま しく は 、 よ り安価なスクラ ップ等の屑を添加原料として用いるこ ともでき る
添加原料は特に限定しないが、 例えば J I S— S S 4 0 0、 J I S - S U S 4 3 0 (F e— 1 7 C r ) 、 J I S - S U S 3 0 4 ( F e - 1 8 C r— 8 N i ) 、 J I S - S U S 3 1 6 (F e - 1 8 C r - 8 N i - 2 o ) 等の炭素鋼およびステン レス鋼を用いるこ とが できる。 これらの添加原料中には C、 Mo等が含有されているが、 F e、 C r、 および N iの含有量に比較していずれも微量であり、 チタ ン合金中では 0. 0 5重量％未満の不純物に属する。
本発明においては、 F e、 C r、 および N i は更に下記のように 別の手段で添加するこ とができる。
すなわち、 チタンの精鍊においては、 クロール法でマグネシウム 還元を行ってスポンジチタ ンを製造する際に、 炭素鋼またはステン レス鋼の容器を用いる。 この容器から F eと、 C rおよび N i のう ちの少なく とも 1種がスポンジチタ ンに侵入し、 これらの元素を含 んだスポンジチタ ンが容器の壁および底部の近傍に生成する。 この ように生成したスポンジチタ ンは、 通常は別に採取され他の用途に 向けられるが、 本発明のおいては F e、 C rおよび N i の添加原料 の一部または全部と して用いる。 これにより、 低コス ト化か可能に なる。
このように、 本発明は 0、 N、 F e (および C r、 N i ) を規定 量添加するこ とによ り高強度 ' 高延性のチタ ン合金を提供するこ と ができるだけでな く 、 安価な添加原料の使用により低コス ト化が可 能であるため工業的に極めて有利である。
更に、 本発明の合金は合金元素と して A を含有しないので、 従 来の A £を含有する合金のように熱間加工性が低下するこ とがな く 、 製造上有利である。 図面の簡単な説明
図 1 は、 Q値と引張強さの関係を示すグラフであり、
図 2は、 Q値と伸びの関係を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
以下に、 実施例により本発明を更に詳細に説明する。
〔実施例 1 〕
本発明の第 1 の観点により引張強さ 7 0 0 M P a〜 9 0 0 P a 、 伸び 2 0 %以上の高強度 · 高延性チタ ン合金を製造した。 なお、 本実施例中において 「比較例」 とは上記第 1 の観点の範囲外である こ とを意味し、 第 2の観点の範囲外であるこ とは必ずしも意味しな い。
( 1 ) 430 體0の円柱铸塊を VAR溶解して造塊した後、 1000°Cに 加熱し鍛造で 100 0のビレ ツ ト と した。 次いで 85CTCに加熱後圧 延で 12mm0の棒材にし、 さ らに、 700°C X 1 hの焼鈍を施した。 本 製造例を "棒" と表示する。
( 2 ) 430 圆0の円柱铸塊を VAR溶解して造塊した後、 1000°Cに 加熱し鍛造で 150mm厚さにし、 次いで 850てに加熱後熱間圧延で厚 さ 4 mmの板材にし、 さ らに、 700°C X 1 hの焼鈍を施した。 本製造 例を "熱延板" と表示する。
( 3 ) 上記熱延板を脱スケール後、 厚さ し 5mmに冷間圧延した。 本製造例を "冷延板" と表示する。
上記方法で製造した棒、 熱延板及び冷延板を引張り試験 （棒は 12 .5mm0、 ゲージ長さ 50龍の試験片、 熱延板及び冷延板は 12.5mm幅、 ゲージ長さ 50mm平板の試験片を採用） 及び一部に回転曲げ疲労試験 (107 回での未破断強度を疲労強度と定義） を実施した。 結果を表
1 〜表 3に示した。
表 1 に示した試料は本願第 1 発明の第 1 の観点に関連する成分を 含有した試料であり、 Feの添加は純金属或いは FeTi, Fe 203 (酸化鉄 ) を用いた。
表 2に示した試料は本願第 2発明の第 1 の観点に関連する成分を 含有した試料であり、 Fe, Ni, Crの添加は純金属或いは FeCr, FeNi , FeTi, Fe 203 を用いた。
表 3は本発明の製造方法に関する棒及び熱延板の実施例である。
表 1
Figure imgf000015_0001
(注） 実施例は本願第 I発明第 I観点の実施例
Q= (0〕 +27.7 〔N〕 +0.1 (Fe)
表 2
Figure imgf000016_0001
(注） 実施例は本願第 2発明第 1観点
Q= CO) +27.7 〔N〕 +0.1 ( 〔Fe〕 + (Cr) + 〔Ni〕 )
表 3
Figure imgf000017_0001
* SUS316中の 2 %Moは、 溶解後のチタン材中では 0.02%未満の不純物
SS400中の 0.1%Cは、 溶解後のチタン中では 0.01%の不純物 Q- 〔0〕 +27.7 (N) +0.1 ( 〔Fe〕 + 〔Ni〕 + 〔Cr〕 )
表 1 において、 試験番号 1 〜 5 , 7 , 9 , 10 (以上は棒） ， 14〜 17 (以上は熱 · 冷延板） は第〗 発明第 1 観点の実施例であり、 備考 欄に各例の特徴を付記している。 同欄に記載されている 「典型」 の 表示は、 規定範囲内の典型例を意味している。
試験番号 6は窒素含有量を高く したため伸び及び疲労強度が低く 規定範囲に達しない棒の比較例、 同 8は Q (酸素等価量値 〔0〕 + 2.77 〔N〕 + 0.1 〔Fe〕 ) が少ない棒の比較例であり、 試験番号 7 と比較すれば明らかなように規定範囲の下限を僅かに外したために 引張強度が 700MPaに達しない。 試験番号 11は酸素含有量を多く した ため Qが高い棒の比較例であり、 試験番号 10と比較すれば明らかな ように Qの規定範囲上限を僅かに外したために引張強度が高く、 伸 びが低くなつている。 試験番号 12は Feが低く、 引張強度が規定範囲 に達しない棒の比較例であり、 また、 試験番号 13は Feを高く したた め、 凝固偏析が起こり、 引張強度が大き く、 伸びが著しく低くなつ ている棒の比較例である。
このように第 1 発明第 1観点の範囲内のチタン合金が 700〜900M Paの引張強さと 20%以上の伸びを有していることが分かる。
表 2において、 試験番号 18〜21, 23, 24は第 2発明第 1 観点の熱 延板及び冷延板に関する実施例であり、 備考欄に各例の特徴を付記 している。
試験番号 22は Fe + Ni + Crの含有量が少なく、 従って引張強度が規 定範囲に達していない熱延板の比較例、 同 25は Fe + Ni + Crの含有量 が多く、 凝固偏析のため引張強度が規定範囲を超え、 かつ伸びが著 しく低下している冷延板の比較例、 同 26は Niが過剰に含有されてお り伸びが不足している熱延板の比較例、 同 27は Feが不足し、 かつ Ni が過剰に含有され、 伸びが低下している熱延板の比較例である。 同 28は Crが過剰に含有され、 伸びが低下している熱延板の比較例であ る。 これらにより第 2発明第 1 観点の範囲内のチタ ン合金が 700〜 900MPaの引張強さ と 20%以上の伸びを有しているこ とが分かる。 表 3 において、 試験番号 29は VAR溶解時に Cr源として SUS430屑を 使用 し、 また Fe源としてはさ らに FeTiを用い、 所定の成分になるよ うに調整した棒の例である。 同 30は Ni， Cr源と して SUS304屑、 Fe源 と してさ らに FeTiを使用し、 所定の成分になるように調整した熱延 板の例であり、 同 31は Ni, Cr源と して SUS316屑、 Fe源と してさ らに FeTiを使用 し、 所定の成分になるように調整した熱延板の例である o
同 32は Fe源と して SS400屑を使用し、 所定の成分になるように調 整した棒の例である。
また、 試験番号 33はスポンジチタ ン製造過程で、 ステン レス製容 器から侵入した Fe， Ni, Crを含有したスポンジチタ ン材を切り出し て用い、 所定の成分になるように調整した熱延板の例である。
各成分の含有量は表 3に示す通りである。 また各試料の引張強度 は 700MPa以上、 伸び 20%以上の第 1 および第 2発明の第 1 観点の範 囲内にあり、 優れた特性を示している。
〔実施例 2〕
本発明の第 2の観点により引張強さ 8 5 0 M P a以上、 伸び 1 5 %以上の高強度 · 高延性チタ ン合金を製造した。 なお、 本実施例中 において 「比較例」 とは上記第 2の観点の範囲外である こ とを意味 し、 第 1 の観点の範囲外であるこ とは必ずしも意味しない。
( 1 ) 430 mm0の円柱铸塊を VAR溶解して造塊した後、 1000°Cに 加熱し鍛造で 100關 øのビレ ツ ト と した。 次いで 850°Cに加熱後圧 延で 12mm0の棒材にし、 さ らに、 700°C X 1 hの焼鈍を施した。 本 製造例を "棒" と表示する。
( 2 ) 430 mm0の円柱铸塊を VAR溶解して造塊した後、 1000°Cに 加熱し鍛造で 150匪厚さにし、 次いで、 850 に加熱後熱間圧延で 厚さ 4 mmの板材にし、 さ らに、 700°C 1 hの焼鈍を施した。 本製 造例を "熱延板" と表示する。
( 3 ) 上記熱延板を脱スケール後、 厚さ 1.5匪に冷間圧延した。 本製造例を "冷延板" と表示する。
上記方法で製造した棒、 熱延板及び冷延板を引張り試験 （棒は 12 .5删0、 ゲージ長さ 50關の試験片、 熱延板及び冷延板は 12.5匪幅、 ゲージ長さ 50關平板の試験片を採用） 及び一部に回転曲げ疲労試験 (107 回での未破断強度を疲労強度と定義） を実施した。 結果を表 4〜表 6に示した。
表 4に示した試料は本願第 1発明に関連する成分を含有した試料 であり、 Feの添加は純金属或いは FeTi, Fe 203 (酸化鉄） を用いた。 表 5に示した試料は本願第 2発明に関連する成分を含有した試料 であり、 Fe， Ni, Crの添加は純金属或いは FeCr， FeNi, FeTi. Fe20 3 を用いた。
表 6は本発明の製造方法に関する棒及び熱延板の実施例である。
表 4
Figure imgf000021_0001
* Q= [0〕 +27.7 CN) +0.1 ( '〕
表 5
Figure imgf000022_0001
* Q= 〔0〕 +27.7 〔N〕 +0.1 ( 〔Fe〕 + 〔Ni〕 + 〔Cr〕 )
表 6
Figure imgf000023_0001
* Q- CO) +27.7 CN) +0.1 ( (Fe) + CNi) + CCr) ) ** SUS316中の 2 %Moは、 溶解後のチタン材中では 0.02%の不純物 *** SS400中の 0.1%Cは、 溶解後のチタン合金中では 0.01%の不純物
表 4 において、 試験番号 1， 2 , 4， 5 (以上は熱延板） 8 , 9 , 12, 13 (以上は棒） 、 15， 16 (以上は冷延板） は第 1 発明第 2観 点の実施例であり、 備考欄に各例の特徴を付記している。
試験番号 3 は Feが低い従来例であって伸びが低く規定範囲に達し ない熱延板の例、 同 6 は Q (酸素等価量値 〔0〕 +2.77 〔N〕 + 0 .1 〔Fe〕 ) が少な く 引張強度が不足している熱延板の比較例であり 、 試験番号 1 と比較すれば明らかのように規定範囲の下限を僅かに 外したために引張強度が 850MPaに達しない。 試験番号 7は酸素含有 量を多く したため Qが高い熱延板の比較例であり、 引張強度は高い 力 、 伸びが著しく低く なつている。
試験番号 10は窒素が高く、 伸び及び疲労強度が低い棒の比較例、 試験番号 11は Feが低く 、 伸び及び疲労強度が低い棒の比較例であり 、 また、 試験番号 14は Feを高く したため、 凝固偏析が起こ り、 伸び 及び疲労強度が低く なつている棒の比較例である。
このように第 1 発明第 2観点の範囲内のチタ ン合金が 850MPa以上 の引張強さ と 15%以上の伸びを有しているこ とが分かる。
表 5 において、 試験番号 17〜19, 21, 22, 24は第 2発明第 2観点 の熱延板及び冷延板に関する実施例であり、 備考欄に各例の特徴を 付記している。
試験番号 20は Fe + Ni + Crの総含有量が少な く、 従って伸びが規定 範囲に達していない熱延板の比較例、 同 23は Fe + Ni + Crの含有量か 多 く 、 凝固偏折のため伸びが著しく低下している冷延板の比較例、 同 25は Niが過剰に含有されており伸びが不足している冷延板の比較 例である。 同 26は Crが過剰に添加され伸びが不足している冷延板の 例である。 これらによ り第 2発明第 2観点の範囲内のチタ ン合金が 850MPa以上の引張強さ と 15%以上の伸びを有しているこ とが分かる 第 6 において、 試験番号 27は VAR溶解時に Fe, Cr源と して SUS430 屑を使用 し、 また Fe源としてはさ らに FeTiを用い、 所定の成分にな るように調整した棒の例である。 同 28は Fe， Ni, Cr源と して SUS304 屑を、 Fe源と してさ らに FeTiを使用し、 所定の成分になるように調 整した熱延板の例であり、 同 29は Fe, Ni, Cr源として SUS316屑、 Fe 源と してさ らに FeTiを使用し、 所定の成分になるように調整した熱 延板の例である。
同 30は Fe源と して SUS400屑を使用し、 所定の成分になるように調 整した棒の例である。
また、 試験番号 31はスポンジチタン製造過程で、 ステン レス製の 容器から侵入した Fe, Ni, Crを含有したスポンジチタ ン材を切り出 して用い、 所定の成分になるように調整した熱延板の例である。 各成分の含有量は表 6 に示す通りである。 また各試料の引張強度 は 850MPa以上、 伸び 15%以上の第 1 および第 2発明の第 2観点の範 囲内にあり、 それぞれ優れた特性を示している。
〔実施例 3〕
本発明の第 2の観点により引張強さ 8 5 0 M P a以上、 伸び 1 5 %以上の高強度 ， 高延性チタ ン合金を製造した。 なお、 本実施例中 において 「比較例」 とは上記第 2の観点の範囲外であるこ とを意味 し、 第 1 の観点の範囲外であるこ とは必ずしも意味しない。
Fe ： 1.5 重量％ (本発明例） 、 及び 0.7重量％ (従来例） 含有し 、 かつ表 7に示す Q値を有する試料を、 1ΟΟΙΜ0の円柱铸塊をブラ ズマアーク溶解して造塊した後、 1000°Cに加熱し鍛造で 80mm厚さの スラブにし、 次いで、 850eCに加熱後熱間圧延で厚さ 4 mmの熱延板 にし、 さ らに、 700°C X 1 hの焼鈍を施して作成した。 これらの試 料に実施例 1 に記載した引張り試験を実施し、 その結果をプロ ッ ト して図 1 、 図 2 に示した。 図から明らかのように、 従来法（0.7%Fe， 〇印） に比して、 1.5 %Feを含有する本発明 （秦印） は Q =0.5 を境にして引張強度及び 伸び共に向上していることが分かる。 特に、 Q =0.68〜し 00の範囲 で、 その向上が著しい。
Figure imgf000026_0001
* 0 = 〔 0〕 +2.77 〔Ν〕 +0. 1 (Fe)
試験片 5個の最大、 最小値 産業上の利用可能性
以上説明したように、 本発明は、 強化元素として Nを減量し代わ りに F eを増量し、 かつ強化元素である 0、 N、 および F eの含有 量、 あるいは更に F eの一部を代替する C r、 N i の含有量を、 酸 素等価量値 Qにより調整することにより高強度と高延性とを有する チタン合金を提供する。 更に、 本発明によれば、 上記の強化元素を 低廉な添加原料から供給できるので、 低コス ト化が可能となり、 ェ 業的に極めて有利である。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 強化元素として 0、 N、 および F eを含有し、 残部が実質的 に T iから成り、 上記強化元素の含有量は下記の関係（1) 〜（3) ：
(1) F e ： 0. 9〜 2. 3重量％、
(2) N ： 0. 0 5重量％以下、
(3) 下記式で定義される酸素等価量値 Q ： 0. 3 4〜 1. 0 0、 Q = CO) + 2. 7 7 〔N〕 + 0. 1 〔F e〕
ただし、 〔0〕 ： 0含有量 （重量％)
〔N〕 ： N含有量 （重量％)
〔F e〕 ： F e含有量 （重量 ）
を満たす範囲内にあり、 引張強さ 7 0 0 MP a以上、 伸び 1 5 %以 上である高強度 ， 高延性チタ ン合金。
2. 強化元素として 0、 N、 および F e、 更に C r と N i のうち の少な く とも 1種を含有し、 残部が実質的に T i から成り、 上記強 化元素の含有量は下記の関係（1) 〜（6) ：
(1) F e、 C r、 および N i の合計量 ： 0. 9〜 2. 3重量％、
(2) F e ： 0. 4重量％以上、
(3) C r ： 0. 2 5重量％以下、
(4) N i ： 0. 2 5重量％以下、
(5) N ： 0. 0 5重量％以下、
(6) 下記式で定義される酸素等価量値 Q ： 0. 3 4〜 . 0 0、 Q = 〔0〕 + 2. 7 7 〔N〕 + 0. 1 ( 〔F e〕 + 〔C r〕 +
〔N i〕 ）
ただし、 〔0〕 ： 〇含有量 （重量％)
〔N〕 ： N含有量 （重量％)
〔F e〕 ： F e含有量 （重量％) 〔C r〕 ： C r含有量 （重量％)
〔N i 〕 ： N i 含有量 （重量
を満たす範囲内にあり、 引張強さ 7 0 0 M P a以上、 伸び 1 5 %以 上である高強度 ， 高延性チタ ン合金。
3. 前記酸素等価量値 Qが 0. 3 4〜 0. 6 8であり、 引張強さ
7 0 0〜 9 0 0 M P a , 伸び 2 0 %以上である請求項 1 記載の高強 度 · 高延性チタン合金。
4 . 前記酸素等価量値 Qが 0. 5 0〜 1 . 0 0であり、 引張強さ
8 5 O M P a以上、 伸び 1 5 %以上である請求項 1 記載の高強度 · 高延性チタ ン合金。
5. 前記酸素等価量値 Qが 0. 6 8超〜 1 . 0 0であり、 引張強 さ 9 0 O M P a超である請求項 4記載の高強度 · 高延性チタ ン合金,
6. 前記酸素等価量値 Qが 0. 3 4〜 0. 6 8であり、 引張強さ
7 0 0〜 9 0 0 M P a、 伸び 2 0 %以上である請求項 2記載の高強 度 · 高延性チタン合金。
7. 前記酸素等価量値 Qが 0. 5 0〜 1 . 0 0であり、 引張強さ
8 5 O M P a以上、 伸び 1 5 %以上である請求項 2記載の高強度 - 高延性チタ ン合金。
8 . 前記酸素等価量値 Qが 0. 6 8超〜 1 . 0 0であり、 引張強 さ 9 0 0 M P a超である請求項 7記載の高強度. · 高延性チタ ン合金 t
9. 強化元素と して 0、 N、 および F eを含有し、 残部が実質的 に T i から成り、 上記強化元素の含有量は下記の関係（1) 〜（3) ：
(1) F e ： 0 . 9〜 2. 3重量％、
(2) N ： 0. 0 5重量％以下、
(3) 下記式で定義される酸素等価量値 Q ： 0. 3 4〜 ！ . 0 0、 Q = 〔0〕 + 2. 7 7 〔N〕 + 0. 1 〔 F e〕
ただし、 〔0〕 ： 0含有量 （重量 〔N〕 ： N含有量 （重量 ）
〔 F e〕 ： F e含有量 （重量％)
を満たす範囲内にあり、 引張強さ 7 0 0 M P a以上、 伸び 1 5 %以 上である高強度 · 高延性チタ ン合金を製造する方法であって、
上記チタン合金の溶製時に、 炭素鋼およびステン レス鋼の少な く とも 1 種を装入して溶解するこ とにより、 上記強化元素としての F eの少な く とも一部を上記鋼から導入する、 高強度 · 高延性チタ ン 合金の製造方法。
1 0. 強化元素と して 0、 N、 および F e、 更に C r と N i のう ちの少な く とも 1 種を含有し、 残部が実質的に T i から成り、 上記 強化元素の含有量は下記の関係（1) 〜（6) ：
(1) F e と C r と N i の総量 ： 0. 9 ~ 2. 3重量％、
(2) F e ： 0. 重量％以上、
(3) C r ： 0. 2 5重量％以下、
(4) N i ： 0. 2 5重量％以下、
(5) N ： 0. 0 5重量％以下、
(6) 下記式で定義される酸素等価量値 Q ： 0. 3 4〜 1 . 0 0、 Q = 〔0〕 + 2. 7 7 CN) + 0. l ( 〔F e〕 + 〔 C r 〕 +
〔N i 〕 ）
ただし、 〔0〕 ： 〇含有量 （重量％)
〔N〕 ： N含有量 （重量
C F e ) ： F e含有量 （重量％)
〔 C r 〕 ： C r含有量 （重量％)
〔N i 〕 ： N i 含有量 （重量
を満たす範囲内にあり、 引張強さ 7 0 0 M P a以上、 伸び 1 5 9 以 上である高強度 · 高延性チタ ン合金を製造する方法であって、
上記チタ ン合金の溶製時に、 炭素鋼およびステン レス鋼のう ち少 な く とも 1種の鋼を装入して溶解するこ とによ り、 上記強化元素と しての F e、 C r、 および N iの少なく とも一部を上記少なく と も 1種の鋼から導入する高強度 · 高延性チタ ン合金の製造方法。
1 1. 強化元素として 0、 N、 および F eを含有し、 残部が実質 的に T iから成り、 上記強化元素の含有量は下記の関係（1) 〜（3)：
(1) F e ： 0. 9〜 2. 3重量％、
(2) N ： 0. 0 5重量％以下、
(3) 下記式で定義される酸素等価量値 Q ： 0. 3 4〜 1. 0 0、 Q= 〔0〕 + 2. 7 7 〔N〕 + 0. 1 〔F e〕
ただし、 〔0〕 ： 0含有量 （重量％)
〔N〕 ： N含有量 （重量％)
〔F e〕 ： F e含有量 （重量％)
を満たす範囲内にあり、 引張強さ 7 0 0 MP a以上、 伸び 1 5 %以 上である高強度 · 高延性チタン合金を製造する方法であって、
スポンジチタン製造工程において、 F eを含有する容器を使用す るこ とにより、 該容器から転移 · 侵入した F eを含有したスポンジ チタ ンを製造し、
上記チタ ン合金の溶製時に、 上記強化元素と しての F eの供給原 料の少な く と も一部と して上記スポンジチタ ンを用いる、 高強度 ， 高延性チタ ン合金の製造方法。
1 2. 強化元素と して〇、 N、 および F e、 更に C r と N i のう ちの少な く とも 1種を含有し、 残部が実質的に T iから成り、 上記 強化元素の含有量は下記の関係（1) 〜（6) ：
(1) F eと C r と N i の総量 ： 0. 9〜 2 3重量％、
(2) F e 0. 4重量％以上、
(3) C r 0. 2 5重量％以下、
(4) N i 0. 2 5重量％以下、 (5) N ： 0. 0 5重量％以下、
(6) 下記式で定義される酸素等価量値 Q ： 0. 3 4〜 1 . 0 0、 Q = 〔0〕 + 2. 7 7 〔N〕 + 0. 1 ( 〔 F e〕 十 〔 C r 〕 +
〔N i 〕 ）
ただし、 〔0〕 ： 0含有量 （重量 ）
〔N〕 ： N含有量 （重量
〔F e〕 F e含有量 （重量％)
〔 C r〕 C r含有量 （重量％)
〔N i 〕 N i 含有量 （重量％)
を満たす範囲内にあり、 引張強さ 7 0 0 M P a以上、 伸び 1 5 °6以 上である高強度 · 高延性チタ ン合金の製造方法であって、
スポンジチタ ン製造工程において、 F e、 C r、 および N i のう ち少な く とも 1 種の元素を含有する容器を使用するこ とにより、 該 容器から転移 · 侵入した上記少なく とも 1 種の元素を含有したスポ ンジチタ ンを製造し、
上記チタ ン合金の溶製時に、 上記強化元素と しての F e、 C r、 および N i の少な く とも 1 種の供給原料の少な く とも一部として上 記スポンジチタ ンを用いる、 高強度 ， 高延性チタ ン合金の製造方法
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