JPH11343528A - 高強度β型Ｔｉ合金 - Google Patents
高強度β型Ｔｉ合金Info
- Publication number
- JPH11343528A JPH11343528A JP10147964A JP14796498A JPH11343528A JP H11343528 A JPH11343528 A JP H11343528A JP 10147964 A JP10147964 A JP 10147964A JP 14796498 A JP14796498 A JP 14796498A JP H11343528 A JPH11343528 A JP H11343528A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- strength
- content
- workability
- phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Golf Clubs (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔ
ｉ合金を基本組成とし、その優れた加工性を害すること
なく、強度を一段と高めた高強度β型Ｔｉ合金を提供す
ること。 【解決手段】 質量％で、Ｍｏ：１３〜１７％、Ｚｒ：
３〜７％、Ａｌ：１．５〜４．５％およびＳｎ：０．５
〜５％を含有する高強度β型Ｔｉ合金であり、このＴｉ
合金は、特にゴルフクラブヘッド用素材として有効に活
用できる。
ｉ合金を基本組成とし、その優れた加工性を害すること
なく、強度を一段と高めた高強度β型Ｔｉ合金を提供す
ること。 【解決手段】 質量％で、Ｍｏ：１３〜１７％、Ｚｒ：
３〜７％、Ａｌ：１．５〜４．５％およびＳｎ：０．５
〜５％を含有する高強度β型Ｔｉ合金であり、このＴｉ
合金は、特にゴルフクラブヘッド用素材として有効に活
用できる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、β型Ｔｉ合金、特
にＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔｉ合金を
基本組成とし、その強度を一段と高めた高強度β型Ｔｉ
合金に関するもので、このＴｉ合金は、特にゴルフクラ
ブヘッドのフェース用素材として有効に活用できる。
にＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔｉ合金を
基本組成とし、その強度を一段と高めた高強度β型Ｔｉ
合金に関するもので、このＴｉ合金は、特にゴルフクラ
ブヘッドのフェース用素材として有効に活用できる。
【０００２】
【従来の技術】現在、Ｔｉ製ゴルフクラブヘッドのフェ
ース用素材として汎用されている代表的なＴｉ合金は、
Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔｉ合金であ
り、このＴｉ合金は、１４００〜１６００ＭＰａといっ
た高レベルの強度を有しているが、Ｔｉ製ゴルフクラブ
の一層の性能向上を期して更なる強度アップが求められ
ている。しかしこの種のβ型Ｔｉ合金の場合、線状物で
あれば加工条件や加熱条件等を変えることによって更な
る強度アップが可能とされているが、ゴルフクラブヘッ
ドのフェース材は板状であり、加工条件や加熱条件等を
変えるにしてもその自由度が小さいため、線状物の如く
加熱・加工条件の調整による強度改質は殆んど期待でき
ず、更なる強度向上を図るには合金組成面からの改質に
頼らざるを得ない。
ース用素材として汎用されている代表的なＴｉ合金は、
Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔｉ合金であ
り、このＴｉ合金は、１４００〜１６００ＭＰａといっ
た高レベルの強度を有しているが、Ｔｉ製ゴルフクラブ
の一層の性能向上を期して更なる強度アップが求められ
ている。しかしこの種のβ型Ｔｉ合金の場合、線状物で
あれば加工条件や加熱条件等を変えることによって更な
る強度アップが可能とされているが、ゴルフクラブヘッ
ドのフェース材は板状であり、加工条件や加熱条件等を
変えるにしてもその自由度が小さいため、線状物の如く
加熱・加工条件の調整による強度改質は殆んど期待でき
ず、更なる強度向上を図るには合金組成面からの改質に
頼らざるを得ない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであり、その目的は、Ｔｉ−
１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔｉ合金を対象と
し、その熱間加工性や冷間加工性を高めると共に、それ
ら加工条件をうまく制御することによって、従来レベル
を凌駕する高強度を示すβ型Ｔｉ合金を提供することに
ある。
情に着目してなされたものであり、その目的は、Ｔｉ−
１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔｉ合金を対象と
し、その熱間加工性や冷間加工性を高めると共に、それ
ら加工条件をうまく制御することによって、従来レベル
を凌駕する高強度を示すβ型Ｔｉ合金を提供することに
ある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明にかかるチタン合金は、質量％で、Ｍ
ｏ：１３〜１７％、Ｚｒ：３〜７％、Ａｌ：１．５〜
４．５％およびＳｎ：０．５〜５％を含有する高強度β
型Ｔｉ合金からなるところに要旨があり、このＴｉ合金
は、その優れた加工性と時効処理後の優れた強度を活か
し、ゴルフクラブヘッド用素材等として有効に活用でき
る。
のできた本発明にかかるチタン合金は、質量％で、Ｍ
ｏ：１３〜１７％、Ｚｒ：３〜７％、Ａｌ：１．５〜
４．５％およびＳｎ：０．５〜５％を含有する高強度β
型Ｔｉ合金からなるところに要旨があり、このＴｉ合金
は、その優れた加工性と時効処理後の優れた強度を活か
し、ゴルフクラブヘッド用素材等として有効に活用でき
る。
【０００５】
【発明の実施の形態】従来のＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−
３Ａｌ系β型Ｔｉ合金は、熱間加工性や冷間加工性、更
には時効硬化による強度向上特性を総合的に配慮した上
で最適合金組成が決められたもので、上記合金元素の組
合せを採用する限り、合金組成面から該組成のβ型Ｔｉ
合金を超える強度や加工性を得ることは難しい。
３Ａｌ系β型Ｔｉ合金は、熱間加工性や冷間加工性、更
には時効硬化による強度向上特性を総合的に配慮した上
で最適合金組成が決められたもので、上記合金元素の組
合せを採用する限り、合金組成面から該組成のβ型Ｔｉ
合金を超える強度や加工性を得ることは難しい。
【０００６】ちなみにＭｏ含有量を少なくするとα相の
析出が早まり、熱間加工途中で粗大なα相が析出し易く
なって熱間加工性が低下するばかりでなく冷間加工性も
劣化し、またＭｏ含有量を多くすると、β相が安定化し
てα相の析出強化能が低減し満足な強度が得られ難くな
る。またＺｒはα相とβ相の両相に固溶して強化作用を
示す合金元素で、その含有量が不足すると満足のいく強
度が得られなくなり、逆にＺｒ含有量を多くなり過ぎる
と、時効処理後の強度は向上するものの、熱間加工性や
冷間加工性が大幅に低下し、加工性の面から実用にそぐ
わなくなる。
析出が早まり、熱間加工途中で粗大なα相が析出し易く
なって熱間加工性が低下するばかりでなく冷間加工性も
劣化し、またＭｏ含有量を多くすると、β相が安定化し
てα相の析出強化能が低減し満足な強度が得られ難くな
る。またＺｒはα相とβ相の両相に固溶して強化作用を
示す合金元素で、その含有量が不足すると満足のいく強
度が得られなくなり、逆にＺｒ含有量を多くなり過ぎる
と、時効処理後の強度は向上するものの、熱間加工性や
冷間加工性が大幅に低下し、加工性の面から実用にそぐ
わなくなる。
【０００７】更にＡｌは析出α相を強化する作用があ
り、その含有量が不足すると時効硬化後の強度が不十分
となり、一方Ａｌ含有量が多過ぎると、時効硬化後の強
度は大幅に高められるが、冷間加工性が極端に悪くなる
ため最終製品形状への加工が極めて困難になる。
り、その含有量が不足すると時効硬化後の強度が不十分
となり、一方Ａｌ含有量が多過ぎると、時効硬化後の強
度は大幅に高められるが、冷間加工性が極端に悪くなる
ため最終製品形状への加工が極めて困難になる。
【０００８】この様に従来のＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−
３Ａｌ系β型Ｔｉ合金は、熱間加工性や冷間加工性、お
よび時効硬化後の強度を総合的に配慮した上で最適合金
組成を決めたものと考えられ、上記合金元素の組合せを
採用する限り、各元素の含有率をコントロールすること
によって加工性と強度を両立させることは容易でない。
３Ａｌ系β型Ｔｉ合金は、熱間加工性や冷間加工性、お
よび時効硬化後の強度を総合的に配慮した上で最適合金
組成を決めたものと考えられ、上記合金元素の組合せを
採用する限り、各元素の含有率をコントロールすること
によって加工性と強度を両立させることは容易でない。
【０００９】そこで本発明者らは研究方向の視点を変更
し、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金の
ベース組成は実質的に変更することなく、これに更に他
の合金元素を添加することにより、上記両特性を阻害す
ることなく時効処理後の強度を更に高めることはできな
いかと考え、その線に沿って研究を進めてきた。
し、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金の
ベース組成は実質的に変更することなく、これに更に他
の合金元素を添加することにより、上記両特性を阻害す
ることなく時効処理後の強度を更に高めることはできな
いかと考え、その線に沿って研究を進めてきた。
【００１０】その結果、前述の如くＴｉ−１５Ｍｏ−５
Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金をベース組成とし、これに
適量のＳｎを含有させると、当該ベース合金の熱間およ
び冷間加工性を低下させることなく、時効処理後の強度
を一段と高め得ることが確認された。そしてこうしたＳ
ｎ添加による改質効果は、Ｓｎを０．５％以上、より好
ましくは１．０％以上含有させることによって有効に発
揮され、３％前後の添加で強度向上効果はピークに達す
ることが確認された。ただしＳｎ含有量が多過ぎると、
時効硬化特性が低下傾向を示す様になるばかりでなく、
冷間加工性にも悪影響を及ぼす様になるので、Ｓｎ含有
量は５．０％以下、より好ましくは４．５％程度以下に
抑えることが望ましい。
Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金をベース組成とし、これに
適量のＳｎを含有させると、当該ベース合金の熱間およ
び冷間加工性を低下させることなく、時効処理後の強度
を一段と高め得ることが確認された。そしてこうしたＳ
ｎ添加による改質効果は、Ｓｎを０．５％以上、より好
ましくは１．０％以上含有させることによって有効に発
揮され、３％前後の添加で強度向上効果はピークに達す
ることが確認された。ただしＳｎ含有量が多過ぎると、
時効硬化特性が低下傾向を示す様になるばかりでなく、
冷間加工性にも悪影響を及ぼす様になるので、Ｓｎ含有
量は５．０％以下、より好ましくは４．５％程度以下に
抑えることが望ましい。
【００１１】こうしたＳｎ添加による優れた改質効果が
如何なる理由によってもたらされるかについては、理論
的に確認された訳ではないが、Ｓｎ無添加のベース合金
とＳｎ添加合金について、時効硬化後の金属組織を観察
した結果から判断すると、次の様に考えられる。
如何なる理由によってもたらされるかについては、理論
的に確認された訳ではないが、Ｓｎ無添加のベース合金
とＳｎ添加合金について、時効硬化後の金属組織を観察
した結果から判断すると、次の様に考えられる。
【００１２】即ち、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系
のベース合金と、これに適量のＳｎを含有させたβ型Ｔ
ｉ合金について時効硬化後の金属組織を観察したところ
によると、前者はα相が比較的粗大で且つ不均一である
のに対し、後者はα相が均一且つ微細であり、この事実
からすると、適量のＳｎを含有させることによって塑性
加工時の変形が全体に均一となってα相析出サイトの導
入がより均一になり、β相の全面に万遍なくα相の析出
が起こり、α相析出強化効果が一層高められたためと考
えている。
のベース合金と、これに適量のＳｎを含有させたβ型Ｔ
ｉ合金について時効硬化後の金属組織を観察したところ
によると、前者はα相が比較的粗大で且つ不均一である
のに対し、後者はα相が均一且つ微細であり、この事実
からすると、適量のＳｎを含有させることによって塑性
加工時の変形が全体に均一となってα相析出サイトの導
入がより均一になり、β相の全面に万遍なくα相の析出
が起こり、α相析出強化効果が一層高められたためと考
えている。
【００１３】いずれにしても、上記ベース合金中に適量
のＳｎを含有させることにより、時効硬化後の強度が一
段と高められ、しかもこうした時効硬化性能向上にも拘
らず冷間加工性に悪影響を及ぼすことはなく、ベース合
金の有する優れた冷間加工性を維持しつつ時効硬化後の
強度を大幅に高め得ることになった。
のＳｎを含有させることにより、時効硬化後の強度が一
段と高められ、しかもこうした時効硬化性能向上にも拘
らず冷間加工性に悪影響を及ぼすことはなく、ベース合
金の有する優れた冷間加工性を維持しつつ時効硬化後の
強度を大幅に高め得ることになった。
【００１４】尚、本発明合金のベースとなるＴｉ−１５
Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金については、Ｓｎ
以外のβ安定化元素を微量添加することによって時効処
理後の強度は若干高められるが、それでもＳｎに匹敵す
る強度向上効果は得られず、また多量添加するとβ相が
安定化して時効硬化特性が損なわれ、時効後の強度は劣
悪になる。但し本発明においては、Ｓｎと共に例えばＣ
ｒ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ等のβ安定化元素を微量添加し、
時効処理後の強度を更に高めることも有効である。しか
し、Ｓｎ或はベース合金中に含まれるＭｏ以外の上記β
安定化元素量が多過ぎると、β相が安定化して時効硬化
性能が著しく損なわれるので、それらβ安定化元素の含
有量は１％程度以下、好ましくは０．５％程度以下に抑
えなければならない。
Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金については、Ｓｎ
以外のβ安定化元素を微量添加することによって時効処
理後の強度は若干高められるが、それでもＳｎに匹敵す
る強度向上効果は得られず、また多量添加するとβ相が
安定化して時効硬化特性が損なわれ、時効後の強度は劣
悪になる。但し本発明においては、Ｓｎと共に例えばＣ
ｒ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ等のβ安定化元素を微量添加し、
時効処理後の強度を更に高めることも有効である。しか
し、Ｓｎ或はベース合金中に含まれるＭｏ以外の上記β
安定化元素量が多過ぎると、β相が安定化して時効硬化
性能が著しく損なわれるので、それらβ安定化元素の含
有量は１％程度以下、好ましくは０．５％程度以下に抑
えなければならない。
【００１５】また本発明では、ベース合金として高強度
を示すことで知られたＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ
系のβ型Ｔｉ合金を選択したが、この合金は勿論１ポイ
ントの化学組成に限定される訳ではなく、以下に示す範
囲で各合金元素量を若干増減することも可能であり、そ
れらも勿論本発明の技術的範囲に含まれる。尚、本発明
で用いられるベースＴｉ合金の成分組成を定めた理由を
まとめると次の通りである。
を示すことで知られたＴｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ
系のβ型Ｔｉ合金を選択したが、この合金は勿論１ポイ
ントの化学組成に限定される訳ではなく、以下に示す範
囲で各合金元素量を若干増減することも可能であり、そ
れらも勿論本発明の技術的範囲に含まれる。尚、本発明
で用いられるベースＴｉ合金の成分組成を定めた理由を
まとめると次の通りである。
【００１６】Ｍｏ：１３〜１７％ Ｍｏはβ安定化元素であり、β型Ｔｉ合金の特徴である
優れた加工性を確保するのに欠くことのできない元素で
あり、１３％未満ではα相の析出が早まり、熱間加工途
中で粗大なα相が析出し易くなって熱間加工性が低下す
るばかりでなく冷間加工性も劣悪になる。しかし、Ｍｏ
含有量が多くなり過ぎるとβ相が安定化し、α相の析出
強化能が低下して時効処理後の強度が不十分になるの
で、１７％以下に抑えなければならない。加工性と時効
処理後の強度を両立させる上でより好ましいＭｏ含有量
の下限は１４％、より好ましい上限は１６％である。
優れた加工性を確保するのに欠くことのできない元素で
あり、１３％未満ではα相の析出が早まり、熱間加工途
中で粗大なα相が析出し易くなって熱間加工性が低下す
るばかりでなく冷間加工性も劣悪になる。しかし、Ｍｏ
含有量が多くなり過ぎるとβ相が安定化し、α相の析出
強化能が低下して時効処理後の強度が不十分になるの
で、１７％以下に抑えなければならない。加工性と時効
処理後の強度を両立させる上でより好ましいＭｏ含有量
の下限は１４％、より好ましい上限は１６％である。
【００１７】Ｚｒ：３〜７％ Ｚｒはα相とβ相の両相に固溶して強化作用を示す合金
元素で、高強度を確保する上で欠くことのできない元素
であり、その効果を有効に発揮させるには３％以上、よ
り好ましくは４％以上含有させるべきである。しかしＺ
ｒ含有量が多くなり過ぎると、時効処理後の強度は向上
するものの、熱間加工性や冷間加工性が大幅に劣化して
くるので、７％以下、より好ましくは６％以下に抑えな
ければならない。
元素で、高強度を確保する上で欠くことのできない元素
であり、その効果を有効に発揮させるには３％以上、よ
り好ましくは４％以上含有させるべきである。しかしＺ
ｒ含有量が多くなり過ぎると、時効処理後の強度は向上
するものの、熱間加工性や冷間加工性が大幅に劣化して
くるので、７％以下、より好ましくは６％以下に抑えな
ければならない。
【００１８】Ａｌ：１．５〜４．５％ Ａｌは析出α相を強化して時効処理後の強度を高める上
で必須の元素であり、その効果を有効に発揮させるには
１．５％以上、より好ましくは２．５％以上含有させる
べきである。しかしＡｌ含有量が多過ぎると、時効硬化
後の強度は大幅に高められ反面、冷間加工性が極端に悪
くなって最終製品形状への加工が極めて困難になるの
で、４．５％以下、より好ましくは４．５％以下に抑え
るべきである。
で必須の元素であり、その効果を有効に発揮させるには
１．５％以上、より好ましくは２．５％以上含有させる
べきである。しかしＡｌ含有量が多過ぎると、時効硬化
後の強度は大幅に高められ反面、冷間加工性が極端に悪
くなって最終製品形状への加工が極めて困難になるの
で、４．５％以下、より好ましくは４．５％以下に抑え
るべきである。
【００１９】本発明で用いられるベース合金は、Ｍｏ，
Ｚｒ，Ａｌを上記含有比率で含有し、残部が実質的にＴ
ｉからなるβ型Ｔｉ合金であり、本発明では、これに更
に他の元素として特定量のＳｎを含有せしめたものであ
るが、前述した本発明合金の特性を阻害しない限度で、
更に他の許容元素や不可避不純物元素を少量含有するも
のであっても構わない。
Ｚｒ，Ａｌを上記含有比率で含有し、残部が実質的にＴ
ｉからなるβ型Ｔｉ合金であり、本発明では、これに更
に他の元素として特定量のＳｎを含有せしめたものであ
るが、前述した本発明合金の特性を阻害しない限度で、
更に他の許容元素や不可避不純物元素を少量含有するも
のであっても構わない。
【００２０】かくして得られる本発明のＴｉ合金は、そ
の優れた熱間および冷間加工性と時効処理後の高強度特
性、更にはＴｉ合金が本来有している軽量性や耐食性を
活かし、更には優れた加工性を活かして、例えば自動車
用板ばねや石油掘削用ライザー管等として広く活用する
ことができる。中でもこのチタン合金は、ベースとなる
Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金の有す
る優れた加工性を損なうことなく時効処理後の強度を高
めることができ、例えばコイル圧延等を採用して板状に
加工した場合でも強度を十分に高めることができるの
で、近年特に注目されているＴｉゴルフヘッドのフェー
ス用素材として適用することにより、高強度で反発係数
が高く飛距離を一段と高めることのできるフェース用素
材などとして極めて有効に活用できる。
の優れた熱間および冷間加工性と時効処理後の高強度特
性、更にはＴｉ合金が本来有している軽量性や耐食性を
活かし、更には優れた加工性を活かして、例えば自動車
用板ばねや石油掘削用ライザー管等として広く活用する
ことができる。中でもこのチタン合金は、ベースとなる
Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金の有す
る優れた加工性を損なうことなく時効処理後の強度を高
めることができ、例えばコイル圧延等を採用して板状に
加工した場合でも強度を十分に高めることができるの
で、近年特に注目されているＴｉゴルフヘッドのフェー
ス用素材として適用することにより、高強度で反発係数
が高く飛距離を一段と高めることのできるフェース用素
材などとして極めて有効に活用できる。
【００２１】
【実施例】次に実施例を挙げて本発明をより具体的に説
明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を
受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲
で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それ
らはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を
受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲
で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それ
らはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００２２】実施例 表１に示す合金組成のＴｉ合金をボタン溶解してから鋳
造した後、１２００℃に加熱してから圧延率５０％で熱
間圧延し、その後１０５０℃に１０分間保持してから更
に熱間圧延し全圧延率７５％の熱延板を作製した。
造した後、１２００℃に加熱してから圧延率５０％で熱
間圧延し、その後１０５０℃に１０分間保持してから更
に熱間圧延し全圧延率７５％の熱延板を作製した。
【００２３】この熱延工程で、耳割れ発生の有無によっ
て熱間圧延性を評価し、基準となるベース合金（Ｔｉ−
１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金）と同等であ
れば良好（○）、耳割れが顕著であれば不良（×）とし
た。また得られた熱延板の半分は、両側縁をトリミング
した後、焼鈍することなくそのままで１０％冷延を行な
うことによって冷間加工性を評価し、耳割れを起こさな
いものは良好（○）、耳割れを起こしたものは不良
（×）とし、残りの半分は５００℃×８時間の時効処理
を行なった後ビッカース硬度を測定し、ベース合金と同
等以下であれば不良（×）、明らかな硬度上昇が認めら
れたものは良好（○）とした。結果を表１に一括して示
す。
て熱間圧延性を評価し、基準となるベース合金（Ｔｉ−
１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系β型Ｔｉ合金）と同等であ
れば良好（○）、耳割れが顕著であれば不良（×）とし
た。また得られた熱延板の半分は、両側縁をトリミング
した後、焼鈍することなくそのままで１０％冷延を行な
うことによって冷間加工性を評価し、耳割れを起こさな
いものは良好（○）、耳割れを起こしたものは不良
（×）とし、残りの半分は５００℃×８時間の時効処理
を行なった後ビッカース硬度を測定し、ベース合金と同
等以下であれば不良（×）、明らかな硬度上昇が認めら
れたものは良好（○）とした。結果を表１に一括して示
す。
【００２４】
【表１】
【００２５】表１より次の様に解析できる。Ｎｏ．１〜
３は本発明の規定要件を満たす実施例合金であり、ベー
ス合金（Ｎｏ．４）に対して熱間加工性と冷間加工性の
いずれも良好であり、しかも時効処理後の硬度はベース
合金よりも明らかに向上していることが分かる。
３は本発明の規定要件を満たす実施例合金であり、ベー
ス合金（Ｎｏ．４）に対して熱間加工性と冷間加工性の
いずれも良好であり、しかも時効処理後の硬度はベース
合金よりも明らかに向上していることが分かる。
【００２６】これらに対し、Ｎｏ．５〜１４は、本発明
の規定要件のいずれかを欠如する比較合金であり、加工
性か時効処理後硬度の少なくともいずれかが不良であ
り、本発明の目的が果たせない。
の規定要件のいずれかを欠如する比較合金であり、加工
性か時効処理後硬度の少なくともいずれかが不良であ
り、本発明の目的が果たせない。
【００２７】Ｎｏ．５：Ｍｏ含有量が不足する比較合金
であり、β相の安定化不足でα相の析出が速く且つ粗大
なα相が形成されるため熱間および冷間加工性が悪い。
であり、β相の安定化不足でα相の析出が速く且つ粗大
なα相が形成されるため熱間および冷間加工性が悪い。
【００２８】Ｎｏ．６：Ｍｏ量が多過ぎる比較合金であ
り、熱間および冷間加工性は良好であるが、β相の安定
性が高まり過ぎて時効処理によるα相析出強化効果が不
十分となり、強度不足となっている。
り、熱間および冷間加工性は良好であるが、β相の安定
性が高まり過ぎて時効処理によるα相析出強化効果が不
十分となり、強度不足となっている。
【００２９】Ｎｏ．７：Ｚｒ量が不足する比較合金であ
り、熱間および冷間加工性は良好であるが、α相および
β相への固溶強化作用が不足するため強度が低い。
り、熱間および冷間加工性は良好であるが、α相および
β相への固溶強化作用が不足するため強度が低い。
【００３０】Ｎｏ．８：Ｚｒ量が多過ぎる比較合金であ
り、固溶強化効果によって時効処理後の強度は高められ
るが、熱間および冷間加工性が悪い。
り、固溶強化効果によって時効処理後の強度は高められ
るが、熱間および冷間加工性が悪い。
【００３１】Ｎｏ．９：Ａｌ量が不足する比較合金であ
り、加工性は良好であるが、析出α相の強化作用が十分
発揮されないため時効処理後の強度が劣悪になってい
る。
り、加工性は良好であるが、析出α相の強化作用が十分
発揮されないため時効処理後の強度が劣悪になってい
る。
【００３２】Ｎｏ．１０：Ａｌ量が多過ぎる比較合金で
あり、時効硬化後の強度は大幅に高められが、析出α相
の過剰強化によって冷間加工性が極端に悪くなる。
あり、時効硬化後の強度は大幅に高められが、析出α相
の過剰強化によって冷間加工性が極端に悪くなる。
【００３３】Ｎｏ．１１：Ｓｎ量が不足する比較合金で
あり、ベース合金に対する改質効果が全く認められな
い。
あり、ベース合金に対する改質効果が全く認められな
い。
【００３４】Ｎｏ．１２：Ｓｎ量が多過ぎる比較合金で
あり、熱間加工性は兎も角として冷間加工性が却って劣
化しており、しかも時効硬化特性の低下により強度も低
下している。
あり、熱間加工性は兎も角として冷間加工性が却って劣
化しており、しかも時効硬化特性の低下により強度も低
下している。
【００３５】Ｎｏ．１３：他のβ安定化元素として少量
のＣｒを添加した比較合金であるが、ベース合金に対す
る強化効果が殆んど認められない。
のＣｒを添加した比較合金であるが、ベース合金に対す
る強化効果が殆んど認められない。
【００３６】Ｎｏ．１４：Ｃｒ含有量を多くしてみた比
較合金であるが、β相の安定化によりα相の析出強化効
果が阻害され、時効処理後の強度が大幅に低下してい
る。
較合金であるが、β相の安定化によりα相の析出強化効
果が阻害され、時効処理後の強度が大幅に低下してい
る。
【００３７】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、Ｔ
ｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔｉ合金をベー
スとし、これに適量のＳｎを含有させることによって、
該ベース合金の有する優れた熱間加工性や冷間加工性を
維持しつつ、時効処理後の強度を更に高めることがで
き、一層の高強度化の要請に応え得ることになった。特
に本発明のＴｉ合金は、板状物であっても高レベルの強
度を発揮するので、最近需要が急速に伸びてきているゴ
ルフクラブヘッド用のフェース素材として、極めて有効
に活用できる。
ｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ系のβ型Ｔｉ合金をベー
スとし、これに適量のＳｎを含有させることによって、
該ベース合金の有する優れた熱間加工性や冷間加工性を
維持しつつ、時効処理後の強度を更に高めることがで
き、一層の高強度化の要請に応え得ることになった。特
に本発明のＴｉ合金は、板状物であっても高レベルの強
度を発揮するので、最近需要が急速に伸びてきているゴ
ルフクラブヘッド用のフェース素材として、極めて有効
に活用できる。
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、Ｍｏ：１３〜１７％、Ｚｒ：
３〜７％、Ａｌ：１．５〜４．５％およびＳｎ：０．５
〜５％を含有することを特徴とする高強度β型Ｔｉ合
金。 - 【請求項２】 ゴルフクラブヘッド用素材として用いら
れるものである請求項１に記載の高強度β型Ｔｉ合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14796498A JP3452798B2 (ja) | 1998-05-28 | 1998-05-28 | 高強度β型Ｔｉ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14796498A JP3452798B2 (ja) | 1998-05-28 | 1998-05-28 | 高強度β型Ｔｉ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11343528A true JPH11343528A (ja) | 1999-12-14 |
| JP3452798B2 JP3452798B2 (ja) | 2003-09-29 |
Family
ID=15442082
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14796498A Expired - Lifetime JP3452798B2 (ja) | 1998-05-28 | 1998-05-28 | 高強度β型Ｔｉ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3452798B2 (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008500458A (ja) * | 2004-05-21 | 2008-01-10 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | 準安定ベータ型チタン合金及び直接時効によるその加工方法 |
| US8337750B2 (en) | 2005-09-13 | 2012-12-25 | Ati Properties, Inc. | Titanium alloys including increased oxygen content and exhibiting improved mechanical properties |
| US8834653B2 (en) | 2010-07-28 | 2014-09-16 | Ati Properties, Inc. | Hot stretch straightening of high strength age hardened metallic form and straightened age hardened metallic form |
| US9050647B2 (en) | 2013-03-15 | 2015-06-09 | Ati Properties, Inc. | Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys |
| US9192981B2 (en) | 2013-03-11 | 2015-11-24 | Ati Properties, Inc. | Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material |
| US9206497B2 (en) | 2010-09-15 | 2015-12-08 | Ati Properties, Inc. | Methods for processing titanium alloys |
| US9255316B2 (en) | 2010-07-19 | 2016-02-09 | Ati Properties, Inc. | Processing of α+β titanium alloys |
| US9616480B2 (en) | 2011-06-01 | 2017-04-11 | Ati Properties Llc | Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys |
| US9777361B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-10-03 | Ati Properties Llc | Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys |
| US9796005B2 (en) | 2003-05-09 | 2017-10-24 | Ati Properties Llc | Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby |
| US9869003B2 (en) | 2013-02-26 | 2018-01-16 | Ati Properties Llc | Methods for processing alloys |
| US10053758B2 (en) | 2010-01-22 | 2018-08-21 | Ati Properties Llc | Production of high strength titanium |
| US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10435775B2 (en) | 2010-09-15 | 2019-10-08 | Ati Properties Llc | Processing routes for titanium and titanium alloys |
| US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
| US10513755B2 (en) | 2010-09-23 | 2019-12-24 | Ati Properties Llc | High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock |
| US11111552B2 (en) | 2013-11-12 | 2021-09-07 | Ati Properties Llc | Methods for processing metal alloys |
| US12344918B2 (en) | 2023-07-12 | 2025-07-01 | Ati Properties Llc | Titanium alloys |
-
1998
- 1998-05-28 JP JP14796498A patent/JP3452798B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (33)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9796005B2 (en) | 2003-05-09 | 2017-10-24 | Ati Properties Llc | Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby |
| US10422027B2 (en) | 2004-05-21 | 2019-09-24 | Ati Properties Llc | Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging |
| JP2008500458A (ja) * | 2004-05-21 | 2008-01-10 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | 準安定ベータ型チタン合金及び直接時効によるその加工方法 |
| US9523137B2 (en) | 2004-05-21 | 2016-12-20 | Ati Properties Llc | Metastable β-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging |
| US9593395B2 (en) | 2005-09-13 | 2017-03-14 | Ati Properties Llc | Titanium alloys including increased oxygen content and exhibiting improved mechanical properties |
| US8337750B2 (en) | 2005-09-13 | 2012-12-25 | Ati Properties, Inc. | Titanium alloys including increased oxygen content and exhibiting improved mechanical properties |
| US10053758B2 (en) | 2010-01-22 | 2018-08-21 | Ati Properties Llc | Production of high strength titanium |
| US9255316B2 (en) | 2010-07-19 | 2016-02-09 | Ati Properties, Inc. | Processing of α+β titanium alloys |
| US9765420B2 (en) | 2010-07-19 | 2017-09-19 | Ati Properties Llc | Processing of α/β titanium alloys |
| US10144999B2 (en) | 2010-07-19 | 2018-12-04 | Ati Properties Llc | Processing of alpha/beta titanium alloys |
| US8834653B2 (en) | 2010-07-28 | 2014-09-16 | Ati Properties, Inc. | Hot stretch straightening of high strength age hardened metallic form and straightened age hardened metallic form |
| US10435775B2 (en) | 2010-09-15 | 2019-10-08 | Ati Properties Llc | Processing routes for titanium and titanium alloys |
| US9206497B2 (en) | 2010-09-15 | 2015-12-08 | Ati Properties, Inc. | Methods for processing titanium alloys |
| US9624567B2 (en) | 2010-09-15 | 2017-04-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing titanium alloys |
| US10513755B2 (en) | 2010-09-23 | 2019-12-24 | Ati Properties Llc | High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock |
| US10287655B2 (en) | 2011-06-01 | 2019-05-14 | Ati Properties Llc | Nickel-base alloy and articles |
| US9616480B2 (en) | 2011-06-01 | 2017-04-11 | Ati Properties Llc | Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys |
| US10570469B2 (en) | 2013-02-26 | 2020-02-25 | Ati Properties Llc | Methods for processing alloys |
| US9869003B2 (en) | 2013-02-26 | 2018-01-16 | Ati Properties Llc | Methods for processing alloys |
| US10337093B2 (en) | 2013-03-11 | 2019-07-02 | Ati Properties Llc | Non-magnetic alloy forgings |
| US9192981B2 (en) | 2013-03-11 | 2015-11-24 | Ati Properties, Inc. | Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material |
| US9777361B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-10-03 | Ati Properties Llc | Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys |
| US10370751B2 (en) | 2013-03-15 | 2019-08-06 | Ati Properties Llc | Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys |
| US9050647B2 (en) | 2013-03-15 | 2015-06-09 | Ati Properties, Inc. | Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys |
| US11111552B2 (en) | 2013-11-12 | 2021-09-07 | Ati Properties Llc | Methods for processing metal alloys |
| US10808298B2 (en) | 2015-01-12 | 2020-10-20 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10619226B2 (en) | 2015-01-12 | 2020-04-14 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US11319616B2 (en) | 2015-01-12 | 2022-05-03 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US11851734B2 (en) | 2015-01-12 | 2023-12-26 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US12168817B2 (en) | 2015-01-12 | 2024-12-17 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
| US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
| US12344918B2 (en) | 2023-07-12 | 2025-07-01 | Ati Properties Llc | Titanium alloys |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3452798B2 (ja) | 2003-09-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH11343528A (ja) | 高強度β型Ｔｉ合金 | |
| JP3319195B2 (ja) | α＋β型チタン合金の高靱化方法 | |
| RU2752487C2 (ru) | Улучшенные толстые деформируемые алюминиевые сплавы 7xxx и способы их получения | |
| EP0646655B1 (en) | Method of manufacturing natural aging-retardated aluminum alloy sheet exhibiting excellent formability and excellent bake hardening ability | |
| JP3417844B2 (ja) | 加工性に優れた高強度Ｔｉ合金の製法 | |
| EP0413907A1 (en) | Method of producing hardened aluminum alloy sheets having superior corrosion resistance | |
| CN104136638A (zh) | 高尔夫球杆面用钛合金 | |
| CN104136639A (zh) | 高尔夫球杆面用钛合金 | |
| JP5156943B2 (ja) | 塑性加工性に優れる生体用Ｃｏ基合金の製造方法 | |
| US4634477A (en) | Workable high strength shape memory alloy | |
| JP3297011B2 (ja) | 冷延性に優れた高強度チタン合金 | |
| JP2013181246A (ja) | 耐衝撃性に優れた硬質純チタン板及びその製造方法。 | |
| JP4575111B2 (ja) | 耐熱合金および耐熱合金の製造方法 | |
| KR920006827B1 (ko) | 고강도-고인성-고내식성 스테인레스 마르에이징강과 그 제조방법 | |
| JP2005325387A (ja) | 低比重鉄合金 | |
| JP4202626B2 (ja) | 冷間加工性およびロウ付け後の疲労強度に優れたメガネフレーム用チタン合金 | |
| JP2608689B2 (ja) | 高強度高延性Ｔｉ合金 | |
| JP4510542B2 (ja) | 刃物及びその製造方法 | |
| TWI875459B (zh) | 用以製作高爾夫球桿頭元件的合金及高爾夫球桿頭元件製造方法 | |
| JPS60187652A (ja) | 高弾性合金の製造方法 | |
| JP3977956B2 (ja) | 冷間加工性に優れた高強度β型Ｔｉ合金 | |
| JP3216837B2 (ja) | 耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金 | |
| JP3297012B2 (ja) | 冷延性に優れた高強度チタン合金 | |
| JP2501157B2 (ja) | 熱間加工性に優れる高強度低熱膨張Ｆｅ−Ｎｉ系合金 | |
| JP4102224B2 (ja) | 高強度・高延性β型チタン合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20030617 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070718 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080718 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090718 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100718 Year of fee payment: 7 |