JPH059629A - 高靱性チタン合金とその製造方法 - Google Patents
高靱性チタン合金とその製造方法Info
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- JPH059629A JPH059629A JP19087091A JP19087091A JPH059629A JP H059629 A JPH059629 A JP H059629A JP 19087091 A JP19087091 A JP 19087091A JP 19087091 A JP19087091 A JP 19087091A JP H059629 A JPH059629 A JP H059629A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 構造材として要求される高い強度と良好な靱
性を兼備したTi合金を安定提供する。 【構成】 Al： 4.0〜 7.0％， Ｖ： 3.0〜 5.0
％，Fe： 0.5〜 5.0％， Mn： 0.1〜 5.0％ を含み、残部がTi及び不可避的不純物から成る成分組成
にチタン合金を構成し、更には該合金に、７５０〜９５
０℃に加熱後１０℃／秒以下の冷却速度にて室温まで冷
却する“溶体化処理”を施し、次いで４００〜７００℃
に１５分〜８時間加熱保持する“時効処理”を施す。
性を兼備したTi合金を安定提供する。 【構成】 Al： 4.0〜 7.0％， Ｖ： 3.0〜 5.0
％，Fe： 0.5〜 5.0％， Mn： 0.1〜 5.0％ を含み、残部がTi及び不可避的不純物から成る成分組成
にチタン合金を構成し、更には該合金に、７５０〜９５
０℃に加熱後１０℃／秒以下の冷却速度にて室温まで冷
却する“溶体化処理”を施し、次いで４００〜７００℃
に１５分〜８時間加熱保持する“時効処理”を施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、化学工業設備・機器
類，エネルギ−開発設備・機器類，一般工業用構造材等
として優れた性能を発揮する高靱性チタン合金（以降
“Ti合金”と記す）並びにその製造方法に関するもので
ある。
類，エネルギ−開発設備・機器類，一般工業用構造材等
として優れた性能を発揮する高靱性チタン合金（以降
“Ti合金”と記す）並びにその製造方法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来技術とその課題】一般に、Ti合金は優れた耐食性
を有しているほか、比強度（強度／比重）が高い材料と
しても知られており、その高強度，低比重の特性を活か
した構造材としての需要も著しい伸びを示してきた。な
お、Ti合金としては高温強度や溶接性に優れる“α
型”、常温強度，破壊靱性，冷間加工性及び熱処理性に
優れる“β型”、並びに両者の特性を併せ持つとされる
“α＋β型”のものが従来から知られているが、構造材
料では上記α＋β型合金が実用性に優るとして適用材の
主流をなしている。そして、このα＋β型Ti合金の中で
最も多量に製造され使用実績の多いものとして“Ti−６
Al−４Ｖ合金”が挙げられ、これが実用Ti合金の代表た
る地位を築いている。
を有しているほか、比強度（強度／比重）が高い材料と
しても知られており、その高強度，低比重の特性を活か
した構造材としての需要も著しい伸びを示してきた。な
お、Ti合金としては高温強度や溶接性に優れる“α
型”、常温強度，破壊靱性，冷間加工性及び熱処理性に
優れる“β型”、並びに両者の特性を併せ持つとされる
“α＋β型”のものが従来から知られているが、構造材
料では上記α＋β型合金が実用性に優るとして適用材の
主流をなしている。そして、このα＋β型Ti合金の中で
最も多量に製造され使用実績の多いものとして“Ti−６
Al−４Ｖ合金”が挙げられ、これが実用Ti合金の代表た
る地位を築いている。
【０００２】これらTi合金は、高強度を得るため、通
常、使用に際して熱処理が施される。該熱処理として
は、前記Ti−６Al−４Ｖ合金材の場合を例に採ると“焼
鈍処理”を採用することもあるが、一般には“溶体化処
理”とこれに続いて“時効処理”を行う“２段階熱処理
（溶体化時効処理：ＳＴＡ）”を施して使用に供され
る。例えば、米国の規格であるＡＳＭ４９６７Ｅでは、
Ti−６Al−４Ｖ合金を対象として「９５５℃±１５℃に
１〜２時間加熱し攪拌された冷却水中に焼入れた後、５
３８℃±８℃に４〜８時間保持して時効処理を施す」こ
とが規定されている。これは、高温域から急冷すること
によりマルテンサイト相を形成させ、続く時効処理にて
これを微細なα相とβ相とに分解することで、Ti−６Al
−４Ｖ合金に高い強度を安定して付与せしめるために定
められたものである。
常、使用に際して熱処理が施される。該熱処理として
は、前記Ti−６Al−４Ｖ合金材の場合を例に採ると“焼
鈍処理”を採用することもあるが、一般には“溶体化処
理”とこれに続いて“時効処理”を行う“２段階熱処理
（溶体化時効処理：ＳＴＡ）”を施して使用に供され
る。例えば、米国の規格であるＡＳＭ４９６７Ｅでは、
Ti−６Al−４Ｖ合金を対象として「９５５℃±１５℃に
１〜２時間加熱し攪拌された冷却水中に焼入れた後、５
３８℃±８℃に４〜８時間保持して時効処理を施す」こ
とが規定されている。これは、高温域から急冷すること
によりマルテンサイト相を形成させ、続く時効処理にて
これを微細なα相とβ相とに分解することで、Ti−６Al
−４Ｖ合金に高い強度を安定して付与せしめるために定
められたものである。
【０００３】ところが、構造材として熱い期待が込めら
れている前記α＋β型のTi合金は、一方で靱性が期待に
沿うほど十分でなく、高性能の構造材を念頭においた場
合には「亀裂に対する抵抗が弱い」との指摘もなされて
いた。即ち、上記Ti合金に従来から実施されてきた溶体
化時効処理を施すと、合金の強化は可能であるが同時に
靱性値の低下も大きくなり、構造材としては今一つ問題
があると言わざるを得なかった。
れている前記α＋β型のTi合金は、一方で靱性が期待に
沿うほど十分でなく、高性能の構造材を念頭においた場
合には「亀裂に対する抵抗が弱い」との指摘もなされて
いた。即ち、上記Ti合金に従来から実施されてきた溶体
化時効処理を施すと、合金の強化は可能であるが同時に
靱性値の低下も大きくなり、構造材としては今一つ問題
があると言わざるを得なかった。
【０００４】従って、Ti合金を構造材として用いる場合
には、高い強度の確保のみを主眼とするのではなく、良
好な靱性値の付与にも大きな注意を注ぐ必要があった
が、現在までのところ十分に満足できる優れた強度と靱
性を同時に示すTi合金は見出されていない。
には、高い強度の確保のみを主眼とするのではなく、良
好な靱性値の付与にも大きな注意を注ぐ必要があった
が、現在までのところ十分に満足できる優れた強度と靱
性を同時に示すTi合金は見出されていない。
【０００５】このようなことから、本発明が目的とした
のは、これからの構造材として要求される室温（２５
℃）での強度が0.2%耐力で105.0kgf/mm2以上を示し、か
つ室温におけるシャルピ−衝撃値:3.0kgｍ/cm2以上を備
えた高強度・高靱性Ti合金を実現することであった。
のは、これからの構造材として要求される室温（２５
℃）での強度が0.2%耐力で105.0kgf/mm2以上を示し、か
つ室温におけるシャルピ−衝撃値:3.0kgｍ/cm2以上を備
えた高強度・高靱性Ti合金を実現することであった。
【０００６】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は上
記目的を達成すべく数多くの試験を繰り返しながら鋭意
研究を重ねた結果、以下に示す如き新しい知見を得るに
至ったのである。即ち、前述したように、各種Ti合金の
うちでも種々性能面からみてα＋β型のTi合金が構造材
として最も適していると考えられるが、従来、この種の
Ti合金を強化するための効果的な熱処理として適用され
てきた溶体化時効処理は、さきにも述べたように高温か
らの焼入れで急冷することにより過飽和固溶体（マルテ
ンサイト）を生成させ、時効処理によりこの過飽和固溶
体から微細なα相とβ相を時効析出させることで強化す
るものである。しかしながら、高温状態のTi合金を冷却
する際に急冷して過飽和固溶体を生成させる手法を取り
入れた熱処理では、他の条件に工夫を凝らしたとしても
実際上その靱性値が大きく低下するのを免れ得ない。
記目的を達成すべく数多くの試験を繰り返しながら鋭意
研究を重ねた結果、以下に示す如き新しい知見を得るに
至ったのである。即ち、前述したように、各種Ti合金の
うちでも種々性能面からみてα＋β型のTi合金が構造材
として最も適していると考えられるが、従来、この種の
Ti合金を強化するための効果的な熱処理として適用され
てきた溶体化時効処理は、さきにも述べたように高温か
らの焼入れで急冷することにより過飽和固溶体（マルテ
ンサイト）を生成させ、時効処理によりこの過飽和固溶
体から微細なα相とβ相を時効析出させることで強化す
るものである。しかしながら、高温状態のTi合金を冷却
する際に急冷して過飽和固溶体を生成させる手法を取り
入れた熱処理では、他の条件に工夫を凝らしたとしても
実際上その靱性値が大きく低下するのを免れ得ない。
【０００７】これは次の理由による。即ち、α＋β型Ti
合金の溶体化時効処理材における破壊過程を詳細に観察
して明らかになったことであるが、該合金材が破壊に至
る際には、まず伝播する主亀裂の前方に“微細な割れ”
が発生し、この割れが連結して完全な亀裂に発展する現
象が見られる。しかも、前記“微細な割れ”の発生場所
はα相とβ相の界面となる。そして、従来の溶体化時効
処理条件に従い、過飽和固溶体を形成させると共に続く
時効処理により微細なα相を析出させた場合には、α相
とβ相の界面が多くなるが故に割れの発生箇所が多数存
在することとなり、亀裂の伝播が容易になって、溶体化
時効処理材の靱性値が低下してしまう訳である。
合金の溶体化時効処理材における破壊過程を詳細に観察
して明らかになったことであるが、該合金材が破壊に至
る際には、まず伝播する主亀裂の前方に“微細な割れ”
が発生し、この割れが連結して完全な亀裂に発展する現
象が見られる。しかも、前記“微細な割れ”の発生場所
はα相とβ相の界面となる。そして、従来の溶体化時効
処理条件に従い、過飽和固溶体を形成させると共に続く
時効処理により微細なα相を析出させた場合には、α相
とβ相の界面が多くなるが故に割れの発生箇所が多数存
在することとなり、亀裂の伝播が容易になって、溶体化
時効処理材の靱性値が低下してしまう訳である。
【０００８】従って、α＋β型Ti合金の靱性値を向上さ
せるためにはα相とβ相との界面の強化が必要である
が、合金成分としてのFeの添加はこれに応え得る有効な
手段となり得る。つまり、α＋β型のTi合金にβ安定化
元素として知られているFeを添加しかつ熱処理を適切に
行うと、α相とβ相との界面の強化効果が現れ、亀裂の
伝播抵抗、即ち靱性値の目立った向上が認められる。
せるためにはα相とβ相との界面の強化が必要である
が、合金成分としてのFeの添加はこれに応え得る有効な
手段となり得る。つまり、α＋β型のTi合金にβ安定化
元素として知られているFeを添加しかつ熱処理を適切に
行うと、α相とβ相との界面の強化効果が現れ、亀裂の
伝播抵抗、即ち靱性値の目立った向上が認められる。
【０００９】但し、FeはTi合金の強度改善元素としても
知られているものではあるが、α＋β型Ti合金の靱性値
改善目標を達成するのに必要な程度のFe量を添加しただ
けでは目標とする強度の達成が困難である。しかるに、
所望の強度目標を達成すべくFeの添加量を更に増加する
と、今度はTiFe金属間化合物が析出して合金の脆化を招
き、逆に靱性の目標を満足しなくなる。
知られているものではあるが、α＋β型Ti合金の靱性値
改善目標を達成するのに必要な程度のFe量を添加しただ
けでは目標とする強度の達成が困難である。しかるに、
所望の強度目標を達成すべくFeの添加量を更に増加する
と、今度はTiFe金属間化合物が析出して合金の脆化を招
き、逆に靱性の目標を満足しなくなる。
【００１０】ところが、適量のFeと共にMnの適量を複合
添加した場合には、Feによるα＋β型Ti合金の靱性改善
作用に格別な悪影響を及ぼすことなくその強度を十分に
向上させることが可能となり、所望の強度目標，靱性値
目標を達成できることが判明した。
添加した場合には、Feによるα＋β型Ti合金の靱性改善
作用に格別な悪影響を及ぼすことなくその強度を十分に
向上させることが可能となり、所望の強度目標，靱性値
目標を達成できることが判明した。
【００１１】更に、合金の熱処理に際しては、前述した
通りマルテンサイト相を時効により分解させると靱性値
の低下傾向が現れるため、従来の「高温域に加熱後急冷
してマルテンサイト相を形成させ、 これを時効処理す
る」と言う条件を踏襲することなく、高温加熱後にマル
テンサイト相を生成させないことが重要となるが、この
ようにマルテンサイト相を生成させなくても、室温まで
冷却した後の時効処理温度を的確に選択すれば目標強度
と目標靱性値の両立が十分に可能であることも見出し
た。
通りマルテンサイト相を時効により分解させると靱性値
の低下傾向が現れるため、従来の「高温域に加熱後急冷
してマルテンサイト相を形成させ、 これを時効処理す
る」と言う条件を踏襲することなく、高温加熱後にマル
テンサイト相を生成させないことが重要となるが、この
ようにマルテンサイト相を生成させなくても、室温まで
冷却した後の時効処理温度を的確に選択すれば目標強度
と目標靱性値の両立が十分に可能であることも見出し
た。
【００１２】本発明は、上記知見事項等に基づいて完成
されたものであり、「チタン合金を、 Al： 4.0〜 7.0％（以降、 成分割合を表す％は重量％と
する), Ｖ： 3.0〜 5.0％， Fe： 0.5〜 5.0％， Mn：
0.1〜 5.0％ を含み、残部がTi及び不可避的不純物から成る成分組成
に構成することにより、十分な強度は勿論、 高い靱性値
をも兼備せしめた点」に特徴を有し、更には 「Al： 4.0〜 7.0％， Ｖ： 3.0〜 5.0％， Fe：
0.5〜 5.0％，Mn： 0.1〜 5.0％ を含むと共に残部がTi及び不可避的不純物から成る合金
に、 ７５０〜９５０℃に加熱後１０℃／秒以下の冷却速
度にて室温まで冷却する“溶体化処理”を施し、次いで
４００〜７００℃に１５分〜８時間加熱保持する“時効
処理”を施すことによって、 高強度，高靱性を兼備する
チタン合金を安定して製造し得るようにした点」にも大
きな特徴を有するものである。
されたものであり、「チタン合金を、 Al： 4.0〜 7.0％（以降、 成分割合を表す％は重量％と
する), Ｖ： 3.0〜 5.0％， Fe： 0.5〜 5.0％， Mn：
0.1〜 5.0％ を含み、残部がTi及び不可避的不純物から成る成分組成
に構成することにより、十分な強度は勿論、 高い靱性値
をも兼備せしめた点」に特徴を有し、更には 「Al： 4.0〜 7.0％， Ｖ： 3.0〜 5.0％， Fe：
0.5〜 5.0％，Mn： 0.1〜 5.0％ を含むと共に残部がTi及び不可避的不純物から成る合金
に、 ７５０〜９５０℃に加熱後１０℃／秒以下の冷却速
度にて室温まで冷却する“溶体化処理”を施し、次いで
４００〜７００℃に１５分〜８時間加熱保持する“時効
処理”を施すことによって、 高強度，高靱性を兼備する
チタン合金を安定して製造し得るようにした点」にも大
きな特徴を有するものである。
【００１３】上述のように、本発明では、Ti合金の成分
組成に工夫を凝らし、更にはこれと所定の熱処理条件を
組み合わせることにより優れた強度及び靱性を兼備した
Ti合金を実現しているが、本発明において合金の化学成
分組成並びに処理条件を前記の如くに限定した理由をそ
の作用と共に以下に説明する。
組成に工夫を凝らし、更にはこれと所定の熱処理条件を
組み合わせることにより優れた強度及び靱性を兼備した
Ti合金を実現しているが、本発明において合金の化学成
分組成並びに処理条件を前記の如くに限定した理由をそ
の作用と共に以下に説明する。
【００１４】
【作用】(A) 合金の化学成分組成Al，及びＶ
Ti合金において、Alはα相安定化元素であって最も一般
的に用いられる添加元素である。一方、Ｖはβ安定化元
素である。これらの元素は固溶強化の目的で添加されて
いる。しかし、Al含有量が 4.0％以上、またＶ含有量が
3.0％以上確保されていないと所望の強度を確保するこ
とができない。ところが、Al含有量が 7.0％を超えると
α相中にα2 と呼ばれる金属間化合物が析出し、著しい
脆化を引き起こすようになる。また、Ｖ含有量が 5.0％
以上を超えると、合金の強度は著しく高くなるが靱性値
は大きく低下してしまう。従って、Al含有量は 4.0〜
7.0％，Ｖ含有量は 3.0〜 5.0％とそれぞれ限定した。
的に用いられる添加元素である。一方、Ｖはβ安定化元
素である。これらの元素は固溶強化の目的で添加されて
いる。しかし、Al含有量が 4.0％以上、またＶ含有量が
3.0％以上確保されていないと所望の強度を確保するこ
とができない。ところが、Al含有量が 7.0％を超えると
α相中にα2 と呼ばれる金属間化合物が析出し、著しい
脆化を引き起こすようになる。また、Ｖ含有量が 5.0％
以上を超えると、合金の強度は著しく高くなるが靱性値
は大きく低下してしまう。従って、Al含有量は 4.0〜
7.0％，Ｖ含有量は 3.0〜 5.0％とそれぞれ限定した。
【００１５】Fe
Feには合金の強度を上昇させる作用のほか、α相とβ相
の界面を強化して靱性を向上させる作用を有している
が、その含有量が 0.5％未満では所望の靱性値向上効果
を確保することができない。一方、 5.0％を超えてFeを
含有させた場合には、TiFeの金属間化合物を析出して合
金が脆化するようになるのでやはり靱性値の向上は期待
できなくなる。従って、Fe含有量は 0.5〜 5.0％の範囲
と定めた。
の界面を強化して靱性を向上させる作用を有している
が、その含有量が 0.5％未満では所望の靱性値向上効果
を確保することができない。一方、 5.0％を超えてFeを
含有させた場合には、TiFeの金属間化合物を析出して合
金が脆化するようになるのでやはり靱性値の向上は期待
できなくなる。従って、Fe含有量は 0.5〜 5.0％の範囲
と定めた。
【００１６】Mn
MnはFeと共に合金の強度を上昇させる作用を発揮する
が、その含有量が 0.1％未満であると前記作用による所
望の効果を得ることができず、一方、 5.0％を超えてMn
を含有させると合金強度を著しく上昇させ靱性値の低下
を招くことから、Mn含有量は 0.1〜 5.0％と定めた。
が、その含有量が 0.1％未満であると前記作用による所
望の効果を得ることができず、一方、 5.0％を超えてMn
を含有させると合金強度を著しく上昇させ靱性値の低下
を招くことから、Mn含有量は 0.1〜 5.0％と定めた。
【００１７】なお、本発明に係わるTi合金の不可避的不
純物としてはＣ，Ｈ，Ｏ，Ｎ，Ｙ等を挙げることがで
き、通常、これらは下記範囲内での含有が許容される。 Ｃ：0.10％以下， Ｈ：0.0125％以下， Ｏ：0.20％以下， Ｎ：0.05％以下， Ｙ：0.005 ％以下。
純物としてはＣ，Ｈ，Ｏ，Ｎ，Ｙ等を挙げることがで
き、通常、これらは下記範囲内での含有が許容される。 Ｃ：0.10％以下， Ｈ：0.0125％以下， Ｏ：0.20％以下， Ｎ：0.05％以下， Ｙ：0.005 ％以下。
【００１８】(B) 熱処理条件溶体化処理条件
溶体化処理温度が７５０℃に満たないと溶体化時効処理
後のTi合金に所望の強度を確保することができない。一
方、９５０℃を超える温度にて溶体化処理を行うと、冷
却時にβ相がマルテンサイト相への変態を起こして所望
の良好な靱性値が得られなくなる。また、溶体化処理に
おける高温保持後の室温までの冷却速度が１０℃／秒を
超えて速くなると、冷却過程で焼きが入ってマルテンサ
イト相への変態を起こしてしまうため、やはり合金の靱
性値向上が望めない。従って、溶体化処理温度は７５０
〜９５０℃に、そして高温保持後の冷却速度は１０℃／
秒以下とそれぞれ限定した。
後のTi合金に所望の強度を確保することができない。一
方、９５０℃を超える温度にて溶体化処理を行うと、冷
却時にβ相がマルテンサイト相への変態を起こして所望
の良好な靱性値が得られなくなる。また、溶体化処理に
おける高温保持後の室温までの冷却速度が１０℃／秒を
超えて速くなると、冷却過程で焼きが入ってマルテンサ
イト相への変態を起こしてしまうため、やはり合金の靱
性値向上が望めない。従って、溶体化処理温度は７５０
〜９５０℃に、そして高温保持後の冷却速度は１０℃／
秒以下とそれぞれ限定した。
【００１９】時効処理条件
時効処理温度が４００℃未満であると、時効効果が認め
られないので合金に所望の強度を付与することができな
い。一方、７００℃を超える温度で時効処理を行うと過
時効状態となり、逆に合金強度の低下を招く。従って、
時効処理温度は４００〜７００℃と限定した。また、時
効処理での加熱保持時間が１５分未満であると所望の時
効効果が得られない。なお、製品性能面からは時効時間
に上限を設ける必要がないが、生産性及び経済性の観点
から長時間時効は不利であり、８時間を超える時効処理
は不必要である。このため、時効時間は１５分〜８時間
と定めた。
られないので合金に所望の強度を付与することができな
い。一方、７００℃を超える温度で時効処理を行うと過
時効状態となり、逆に合金強度の低下を招く。従って、
時効処理温度は４００〜７００℃と限定した。また、時
効処理での加熱保持時間が１５分未満であると所望の時
効効果が得られない。なお、製品性能面からは時効時間
に上限を設ける必要がないが、生産性及び経済性の観点
から長時間時効は不利であり、８時間を超える時効処理
は不必要である。このため、時効時間は１５分〜８時間
と定めた。
【００２０】続いて、本発明を実施例により更に具体的
に説明する。
に説明する。
【実施例】実施例 １
まず、アルゴン雰囲気下でのスカル溶解にて、表１に示
される化学成分組成のTi合金インゴット（外径５０mm×
高さ１１０mm：各１kg）を作成した。次いで、得られた
各インゴットを１１００℃に加熱してから「幅５０mm×
厚さ３０mm」にまで鍛造した後、再び９００℃に再加熱
して「幅５０mm×厚さ７mm」までα＋β域で熱間圧延し
た。
される化学成分組成のTi合金インゴット（外径５０mm×
高さ１１０mm：各１kg）を作成した。次いで、得られた
各インゴットを１１００℃に加熱してから「幅５０mm×
厚さ３０mm」にまで鍛造した後、再び９００℃に再加熱
して「幅５０mm×厚さ７mm」までα＋β域で熱間圧延し
た。
【００２１】
【表１】
【００２２】圧延後の試験材は、８５０℃に加熱して１
時間保持した後、空冷によって室温まで冷却した。この
際、熱電対にて試験材肉厚中心部の冷却速度を測定した
ところ「５℃／秒」であることが確認された。このよう
に溶体化処理されたTi合金試験材には、その後更に６０
０℃に６時間加熱保持する時効処理が施され、空冷され
た。
時間保持した後、空冷によって室温まで冷却した。この
際、熱電対にて試験材肉厚中心部の冷却速度を測定した
ところ「５℃／秒」であることが確認された。このよう
に溶体化処理されたTi合金試験材には、その後更に６０
０℃に６時間加熱保持する時効処理が施され、空冷され
た。
【００２３】次に、上記熱処理後の各試験材から圧延長
手方向に平行部の肉厚が３mm，幅が6.25mm，標点間距離
が２５mmの板状試験片を採取し、室温で引張試験に付し
た。また、靱性の評価を行うため、熱処理後の前記各試
験材から圧延長手方向に幅５mmのＪＩＳ４号ハ−フサイ
ズシャルピ−衝撃試験片（Ｖノッチ）をも採取し、室温
（２５℃）にて衝撃試験を行った。
手方向に平行部の肉厚が３mm，幅が6.25mm，標点間距離
が２５mmの板状試験片を採取し、室温で引張試験に付し
た。また、靱性の評価を行うため、熱処理後の前記各試
験材から圧延長手方向に幅５mmのＪＩＳ４号ハ−フサイ
ズシャルピ−衝撃試験片（Ｖノッチ）をも採取し、室温
（２５℃）にて衝撃試験を行った。
【００２４】これらの試験結果を表１に併せて示す。な
お、試験結果の総合評価は“0.2%耐力”と“シャルピ−
衝撃値”に注目して行い、0.2%耐力が105.0kgf/mm2以上
で、かつシャルピ−衝撃値が 3.0kgｍ/cm2以上を達成し
たものは「○」と表示し、耐力及びシャルピ−衝撃値が
前記値に達しなかったものは「×」と表示した。表１に
示される結果からも、化学成分組成が本発明で規定する
条件を満たしているTi合金は、何れも強度，靱性値の目
標が達成されていることを確認することができる。
お、試験結果の総合評価は“0.2%耐力”と“シャルピ−
衝撃値”に注目して行い、0.2%耐力が105.0kgf/mm2以上
で、かつシャルピ−衝撃値が 3.0kgｍ/cm2以上を達成し
たものは「○」と表示し、耐力及びシャルピ−衝撃値が
前記値に達しなかったものは「×」と表示した。表１に
示される結果からも、化学成分組成が本発明で規定する
条件を満たしているTi合金は、何れも強度，靱性値の目
標が達成されていることを確認することができる。
【００２５】実施例 ２
真空ア−ク溶解にて製造されたのTi−6.2%Al−4.1%Ｖ−
0.6%Fe−2.0%Mn合金インゴット（外径３００mm：１５０
kg）を１１５０℃に加熱し、鍛造によって「幅５０mm×
厚さ３０mm」の熱延素材とした。次に、この熱延素材を
９００℃に加熱後、熱間圧延にて「幅５０mm×厚さ１２
mm」にまで仕上げた。この圧延後のTi合金材から長さ１
００mmの熱処理試験材を複数切り出し、表２に示す条件
で熱処理を行った。
0.6%Fe−2.0%Mn合金インゴット（外径３００mm：１５０
kg）を１１５０℃に加熱し、鍛造によって「幅５０mm×
厚さ３０mm」の熱延素材とした。次に、この熱延素材を
９００℃に加熱後、熱間圧延にて「幅５０mm×厚さ１２
mm」にまで仕上げた。この圧延後のTi合金材から長さ１
００mmの熱処理試験材を複数切り出し、表２に示す条件
で熱処理を行った。
【００２６】
【表２】
【００２７】そして、熱処理後の各試験材から実施例１
の場合と同様に板状引張試験片とＪＩＳ４号ハ−フサイ
ズシャルピ−衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、室温
（２５℃）にて引張試験及び衝撃試験を実施した。これ
らの試験結果を表２に併せて示す。なお、試験結果の総
合評価は実施例１の場合と同様に行った。表２に示され
る結果からも、本発明に規定する条件に従って処理され
たTi合金は、何れも強度，靱性値の目標を満足している
ことが確認される。
の場合と同様に板状引張試験片とＪＩＳ４号ハ−フサイ
ズシャルピ−衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、室温
（２５℃）にて引張試験及び衝撃試験を実施した。これ
らの試験結果を表２に併せて示す。なお、試験結果の総
合評価は実施例１の場合と同様に行った。表２に示され
る結果からも、本発明に規定する条件に従って処理され
たTi合金は、何れも強度，靱性値の目標を満足している
ことが確認される。
【００２８】
【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、室温での0.2%耐力が105.0kgf/mm2以上，シャルピ−
衝撃値が 3.0kgｍ/cm2以上の高強度でかつ優れた靱性を
備えたTi合金を安定して提供することができ、化学産
業，エネルギ−産業並びにその他の産業分野での構造材
等として使用した場合にも十分満足できる性能が期待で
きるなど、産業上有用な効果がもたらされる。
ば、室温での0.2%耐力が105.0kgf/mm2以上，シャルピ−
衝撃値が 3.0kgｍ/cm2以上の高強度でかつ優れた靱性を
備えたTi合金を安定して提供することができ、化学産
業，エネルギ−産業並びにその他の産業分野での構造材
等として使用した場合にも十分満足できる性能が期待で
きるなど、産業上有用な効果がもたらされる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量割合にて Al： 4.0〜 7.0％， Ｖ： 3.0〜 5.0％， Fe：
0.5〜 5.0％，Mn： 0.1〜 5.0％ を含み、残部がTi及び不可避的不純物から成る高い靱性
値を有するチタン合金。 - 【請求項２】 重量割合にて Al： 4.0〜 7.0％， Ｖ： 3.0〜 5.0％， Fe：
0.5〜 5.0％，Mn： 0.1〜 5.0％ を含むと共に残部がTi及び不可避的不純物から成る合金
に、７５０〜９５０℃に加熱後１０℃／秒以下の冷却速
度にて室温まで冷却する“溶体化処理”を施し、次いで
４００〜７００℃に１５分〜８時間加熱保持する“時効
処理”を施すことを特徴とする、高い靱性値を有するチ
タン合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19087091A JPH059629A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 高靱性チタン合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19087091A JPH059629A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 高靱性チタン合金とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059629A true JPH059629A (ja) | 1993-01-19 |
Family
ID=16265131
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19087091A Pending JPH059629A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 高靱性チタン合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH059629A (ja) |
Cited By (2)
| 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 |
| JP2022093280A (ja) * | 2020-12-11 | 2022-06-23 | 株式会社豊田中央研究所 | 非磁性部材およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-07-05 JP JP19087091A patent/JPH059629A/ja active Pending
Cited By (2)
| 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 |
| JP2022093280A (ja) * | 2020-12-11 | 2022-06-23 | 株式会社豊田中央研究所 | 非磁性部材およびその製造方法 |
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