JPH08157987A - 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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- JPH08157987A JPH08157987A JP29512894A JP29512894A JPH08157987A JP H08157987 A JPH08157987 A JP H08157987A JP 29512894 A JP29512894 A JP 29512894A JP 29512894 A JP29512894 A JP 29512894A JP H08157987 A JPH08157987 A JP H08157987A
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Landscapes
- Forging (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
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：６．７５超〜８．００％，Ｖ：３．５
〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，Ｏ：０．１
５〜０．２５％を夫々含有する他、（１）Ｃ：０．１０
％以下，Ｎ：０．１５％以下（好ましくは０．０３〜
０．１５％）、または（２）Ｃ：０．１０超〜０．２０
％，Ｎ：０．０３％以下のいずれかを含有し、残部がＴ
ｉ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：６．７５超〜８．００％，Ｖ：３．５
〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，Ｏ：０．１
５〜０．２５％を夫々含有する他、（１）Ｃ：０．１０
％以下，Ｎ：０．１５％以下（好ましくは０．０３〜
０．１５％）、または（２）Ｃ：０．１０超〜０．２０
％，Ｎ：０．０３％以下のいずれかを含有し、残部がＴ
ｉ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、特にアルミニウムと共に窒
素または炭素を添加することによってＴｉ−６Ａｌ−４
Ｖ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、特にアルミニウムと共に窒
素または炭素を添加することによってＴｉ−６Ａｌ−４
Ｖ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合金材料に反り等が発生
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合金材料に反り等が発生
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：６．７５超〜８．
００％，Ｖ：３．５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．
３５％，Ｏ：０．１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０％以
下，Ｎ：０．１５％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：６．７５超〜８．
００％，Ｖ：３．５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．
３５％，Ｏ：０．１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０％以
下，Ｎ：０．１５％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点に要旨を有するものである。
【０００８】また上記の合金において、Ｎの好ましい含
有量は０．０３〜０．１５％であり、この範囲ではＮに
よる作用が最大限に発揮される。
有量は０．０３〜０．１５％であり、この範囲ではＮに
よる作用が最大限に発揮される。
【０００９】更に、Ａｌ：６．７５超〜８．００％，
Ｖ：３．５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，
Ｏ：０．１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０超〜０．２０
％，Ｎ：０．０３％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
的が達成される。
Ｖ：３．５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，
Ｏ：０．１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０超〜０．２０
％，Ｎ：０．０３％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
的が達成される。
【００１０】
【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、Ａｌ，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、Ａｌ，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。
【００１１】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
したところによると、Ａｌ，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０．１５％以下
（好ましくは、０．０３〜０．１５％）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、Ａｌ，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〜０．２０％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。即
ち、本発明のＴｉ合金は、α安定化元素であるＡｌを多
量に添加すると共に、ＯおよびＮまたはＣを添加し、更
にβ安定化元素であるＦｅをバランス良く添加したもの
である。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
したところによると、Ａｌ，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０．１５％以下
（好ましくは、０．０３〜０．１５％）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、Ａｌ，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〜０．２０％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。即
ち、本発明のＴｉ合金は、α安定化元素であるＡｌを多
量に添加すると共に、ＯおよびＮまたはＣを添加し、更
にβ安定化元素であるＦｅをバランス良く添加したもの
である。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。
【００１２】Ａｌ：６．７５超〜８．００％ 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
化するし、Ｔｉ合金の強度を上げるのに有効な合金元素
である。通常Ａｌを６％よりも多く添加すると、熱処理
条件によってα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ相）という規則相を生
じ、脆化の原因になると言われている。しかしながら、
本発明ではβ安定化元素として、Ｖに加えＦｅを所定量
添加することによって、Ａｌを６．７５％よりも多く添
加したＴｉ合金においても、靭性を確保したまま強度向
上が達成されたのである。但し、Ａｌの含有量が８．０
０％を超えると、延性および靭性が著しく劣化し、目標
とする材料特性を得ることができなくなるので、その含
有量は８．００％以下とする必要がある。
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
化するし、Ｔｉ合金の強度を上げるのに有効な合金元素
である。通常Ａｌを６％よりも多く添加すると、熱処理
条件によってα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ相）という規則相を生
じ、脆化の原因になると言われている。しかしながら、
本発明ではβ安定化元素として、Ｖに加えＦｅを所定量
添加することによって、Ａｌを６．７５％よりも多く添
加したＴｉ合金においても、靭性を確保したまま強度向
上が達成されたのである。但し、Ａｌの含有量が８．０
０％を超えると、延性および靭性が著しく劣化し、目標
とする材料特性を得ることができなくなるので、その含
有量は８．００％以下とする必要がある。
【００１３】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、塑性加工が容易な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、塑性加工が容易な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。
【００１４】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。
【００１５】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。
【００１６】Ｃ：０．１０％以下または０．１０超〜
０．２０％ 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０．１５％以下（特に、０．０３〜０．１５％）
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
０．０３％以下に制限したときには、Ｃの添加量を０．
１０超〜０．２０％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
０．２０％を超えると延性が劣化することになる。
０．２０％ 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０．１５％以下（特に、０．０３〜０．１５％）
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
０．０３％以下に制限したときには、Ｃの添加量を０．
１０超〜０．２０％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
０．２０％を超えると延性が劣化することになる。
【００１７】Ｎ：０．１５％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。しかしながら、Ｎの含有量が０．１５％を超え
ると、延性が低下する。またＮによる上記効果を有効に
発揮させるという観点からすれば、Ｃの添加量が０．１
０％以下のときは、Ｎは０．０３％以上添加することが
好ましく、より好ましくは０．０６％以上添加するのが
良い。尚Ｃの添加量を０．１０超〜０．２０％としたと
きには、上記の如くＮの添加量を０．０３％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。
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。しかしながら、Ｎの含有量が０．１５％を超え
ると、延性が低下する。またＮによる上記効果を有効に
発揮させるという観点からすれば、Ｃの添加量が０．１
０％以下のときは、Ｎは０．０３％以上添加することが
好ましく、より好ましくは０．０６％以上添加するのが
良い。尚Ｃの添加量を０．１０超〜０．２０％としたと
きには、上記の如くＮの添加量を０．０３％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。
【００１８】純Ｔｉにおいては、Ｎ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 and
J.A.Snyder:Trans.AIME.188 Feb(1950),p277」 や「R.I.J
affee, H.B.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合金は、ＡＭＳ規格値
よりも多めのＮを含有させてＮの添加効果を発揮させる
趣旨の下でなされたものといえるが、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。
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 and
J.A.Snyder:Trans.AIME.188 Feb(1950),p277」 や「R.I.J
affee, H.B.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合金は、ＡＭＳ規格値
よりも多めのＮを含有させてＮの添加効果を発揮させる
趣旨の下でなされたものといえるが、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。
【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、この合金では延性
（伸びおよび絞り）は良好であるものの、引張強さが
１．１ＧＰａを下回っていた。合金Ｎｏ．１０は、本発
明で規定する範囲よりもＡｌ含有量を多くして作製した
Ｔｉ合金（比較例）であるが、伸びがＴｉ−６Ａｌ−４
Ｖの規格値である１０％を下回っていた。
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、この合金では延性
（伸びおよび絞り）は良好であるものの、引張強さが
１．１ＧＰａを下回っていた。合金Ｎｏ．１０は、本発
明で規定する範囲よりもＡｌ含有量を多くして作製した
Ｔｉ合金（比較例）であるが、伸びがＴｉ−６Ａｌ−４
Ｖの規格値である１０％を下回っていた。
【００２５】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．１１および１２のも
のは、合金Ｎｏ．３〜７の実施例に比べてＣ含有量を増
やし且つＮの添加量を少なくした実施例であるが、いず
れも引張り強さは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。尚合金Ｎｏ．１３および１４のもの
は、Ｃ含有量を本発明で規定する範囲（０．２０％）よ
りも多くして作成した比較例であるが、強度は１．１Ｇ
Ｐａを上回るものの、伸びが１０％を大きく下回ってい
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．１１および１２のも
のは、合金Ｎｏ．３〜７の実施例に比べてＣ含有量を増
やし且つＮの添加量を少なくした実施例であるが、いず
れも引張り強さは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。尚合金Ｎｏ．１３および１４のもの
は、Ｃ含有量を本発明で規定する範囲（０．２０％）よ
りも多くして作成した比較例であるが、強度は１．１Ｇ
Ｐａを上回るものの、伸びが１０％を大きく下回ってい
た。
【００２６】
【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
金は、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
金は、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：６．７５超〜８．００％（重量％
の意味、以下同じ），Ｖ：３．５〜４．５％，Ｆｅ：
０．２５〜０．３５％，Ｏ：０．１５〜０．２５％，
Ｃ：０．１０％以下，Ｎ：０．１５％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２】 Ｎの含有量が０．０３〜０．１５％であ
る請求項１に記載の高強度高延性Ｔｉ合金。 - 【請求項３】 Ａｌ：６．７５超〜８．００％，Ｖ：
３．５〜４．５％，Ｆｅ：０．２５〜０．３５％，Ｏ：
０．１５〜０．２５％，Ｃ：０．１０超〜０．２０％，
Ｎ：０．０３％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。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29512894A JP2608689B2 (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 |
|---|---|---|---|
| JP29512894A JP2608689B2 (ja) | 1994-11-29 | 1994-11-29 | 高強度高延性Ｔｉ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08157987A true JPH08157987A (ja) | 1996-06-18 |
| JP2608689B2 JP2608689B2 (ja) | 1997-05-07 |
Family
ID=17816654
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29512894A Expired - Lifetime JP2608689B2 (ja) | 1994-11-29 | 1994-11-29 | 高強度高延性Ｔｉ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2608689B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012023620A1 (ja) * | 2010-08-20 | 2012-02-23 | 日本発條株式会社 | 高強度チタン合金部材およびその製造方法 |
| WO2012169304A1 (ja) * | 2011-06-09 | 2012-12-13 | 日本発條株式会社 | チタン合金部材およびその製造方法 |
| WO2012169305A1 (ja) * | 2011-06-07 | 2012-12-13 | 日本発條株式会社 | チタン合金部材およびその製造方法 |
| CN106702208A (zh) * | 2016-12-14 | 2017-05-24 | 张家港市广大机械锻造有限公司 | 一种具有高抗拉强度的高温合金 |
| JP2017522449A (ja) * | 2014-05-15 | 2017-08-10 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | チタン合金及びその製造方法 |
-
1994
- 1994-11-29 JP JP29512894A patent/JP2608689B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2607507A1 (en) * | 2010-08-20 | 2013-06-26 | Nhk Spring Co., Ltd. | High-strength titanium alloy member and process for production thereof |
| JP2012041609A (ja) * | 2010-08-20 | 2012-03-01 | Nhk Spring Co Ltd | 高強度チタン合金部材およびその製造方法 |
| US10151019B2 (en) | 2010-08-20 | 2018-12-11 | Nhk Spring Co., Ltd. | High-strength titanium alloy member and production method for same |
| WO2012023620A1 (ja) * | 2010-08-20 | 2012-02-23 | 日本発條株式会社 | 高強度チタン合金部材およびその製造方法 |
| EP2607507A4 (en) * | 2010-08-20 | 2015-09-23 | Nhk Spring Co Ltd | HIGH STRENGTH TITANIUM ALLOY ELEMENT AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| WO2012169305A1 (ja) * | 2011-06-07 | 2012-12-13 | 日本発條株式会社 | チタン合金部材およびその製造方法 |
| 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 |
| US10350681B2 (en) | 2011-06-07 | 2019-07-16 | Nhk Spring Co., Ltd. | Titanium alloy member and production method therefor |
| JP2012255192A (ja) * | 2011-06-09 | 2012-12-27 | Nhk Spring Co Ltd | チタン合金部材およびその製造方法 |
| US9920399B2 (en) | 2011-06-09 | 2018-03-20 | Nhk Spring Co., Ltd. | Titanium alloy member and production method therefor |
| WO2012169304A1 (ja) * | 2011-06-09 | 2012-12-13 | 日本発條株式会社 | チタン合金部材およびその製造方法 |
| JP2017522449A (ja) * | 2014-05-15 | 2017-08-10 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | チタン合金及びその製造方法 |
| CN106702208A (zh) * | 2016-12-14 | 2017-05-24 | 张家港市广大机械锻造有限公司 | 一种具有高抗拉强度的高温合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2608689B2 (ja) | 1997-05-07 |
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