JPH0762474A - α＋β型チタン合金 - Google Patents
α＋β型チタン合金Info
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- JPH0762474A JPH0762474A JP21449293A JP21449293A JPH0762474A JP H0762474 A JPH0762474 A JP H0762474A JP 21449293 A JP21449293 A JP 21449293A JP 21449293 A JP21449293 A JP 21449293A JP H0762474 A JPH0762474 A JP H0762474A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、従来と同等の疲労強度に加え、従
来よりも優れた熱間あるいは冷間加工性を有するＡｌ−
Ｆｅ系α＋β型チタン合金を提供する。 【構成】 １．４％以上２．１％未満のＦｅ、４．４％
以上５．５％未満のＡｌ、残部チタンおよび不純物から
なるα＋β型チタン合金。あるいは、Ｆｅの一部を０．
１５％未満のＮｉ、０．２５％未満のＣｒ、０．２５％
未満のＭｎで代替したα＋β型チタン合金。または、
０．０５％以上０．２５％未満のＳｉをさらに含有した
α＋β型チタン合金。
来よりも優れた熱間あるいは冷間加工性を有するＡｌ−
Ｆｅ系α＋β型チタン合金を提供する。 【構成】 １．４％以上２．１％未満のＦｅ、４．４％
以上５．５％未満のＡｌ、残部チタンおよび不純物から
なるα＋β型チタン合金。あるいは、Ｆｅの一部を０．
１５％未満のＮｉ、０．２５％未満のＣｒ、０．２５％
未満のＭｎで代替したα＋β型チタン合金。または、
０．０５％以上０．２５％未満のＳｉをさらに含有した
α＋β型チタン合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はα＋β型チタン合金に関
する。
する。
【０００２】
【従来の技術】軽量、高強度の特性を有するチタン合金
は、宇宙・航空機分野で多用されてきた。特にＴｉ−６
Ａｌ−４Ｖに代表されるα＋β型チタン合金は、強度、
延性、靭性などの機械的性質がバランス良く備わってお
り、チタン合金の中でも特に多用されてきた。この優れ
た材質特性を有するα＋β型チタン合金をさらに自動車
部品などに適用しようとする研究開発が近年盛んに行わ
れているが、既存のα＋β型チタン合金の多くは、Ｔｉ
−６Ａｌ−４Ｖにおけるように、高価なＶを合金元素と
して使用したＡｌ−Ｖ系チタン合金であり、その結果、
合金の価格が著しく高くなるという欠点があった。ま
た、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖは熱間および冷間での加工性に
劣り、その結果製造コストがさらに高くなるという欠点
をも有していた。
は、宇宙・航空機分野で多用されてきた。特にＴｉ−６
Ａｌ−４Ｖに代表されるα＋β型チタン合金は、強度、
延性、靭性などの機械的性質がバランス良く備わってお
り、チタン合金の中でも特に多用されてきた。この優れ
た材質特性を有するα＋β型チタン合金をさらに自動車
部品などに適用しようとする研究開発が近年盛んに行わ
れているが、既存のα＋β型チタン合金の多くは、Ｔｉ
−６Ａｌ−４Ｖにおけるように、高価なＶを合金元素と
して使用したＡｌ−Ｖ系チタン合金であり、その結果、
合金の価格が著しく高くなるという欠点があった。ま
た、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖは熱間および冷間での加工性に
劣り、その結果製造コストがさらに高くなるという欠点
をも有していた。
【０００３】この欠点を補うべく、高価なＶを安価で熱
間加工性を向上させるＦｅで代替したＡｌ−Ｆｅ系チタ
ン合金が検討され、例えば1984年、Deutsche Gesellsch
aftfur Metallkunde E.V.発行の「Titanium Science an
d Technology 」1335頁に記載のＴｉ−５Ａｌ−２．５
Ｆｅや、１９９３年発行の「Advanced Materials & Pro
cesses」誌４３頁記載のＴｉ−６Ａｌ−１．７Ｆｅ−
０．１Ｓｉのように、自動車のエンジン部品などの往復
・回転運動部品に要求される疲労特性がＴｉ−６Ａｌ−
４Ｖと同等以上で、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも優れた熱
間加工性を有する合金が考案された。しかし、これらの
合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに比べて熱間加工性が優れ
ているものの、熱間での変形抵抗がやや小さい程度で、
格段に優れているとは言えず、また冷間加工性も不十分
で、さらに優れた加工性の付与が望まれていた。
間加工性を向上させるＦｅで代替したＡｌ−Ｆｅ系チタ
ン合金が検討され、例えば1984年、Deutsche Gesellsch
aftfur Metallkunde E.V.発行の「Titanium Science an
d Technology 」1335頁に記載のＴｉ−５Ａｌ−２．５
Ｆｅや、１９９３年発行の「Advanced Materials & Pro
cesses」誌４３頁記載のＴｉ−６Ａｌ−１．７Ｆｅ−
０．１Ｓｉのように、自動車のエンジン部品などの往復
・回転運動部品に要求される疲労特性がＴｉ−６Ａｌ−
４Ｖと同等以上で、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも優れた熱
間加工性を有する合金が考案された。しかし、これらの
合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに比べて熱間加工性が優れ
ているものの、熱間での変形抵抗がやや小さい程度で、
格段に優れているとは言えず、また冷間加工性も不十分
で、さらに優れた加工性の付与が望まれていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来のＡｌ
−Ｆｅ系チタン合金と同等の疲労強度と、それよりも高
い熱間あるいは冷間加工性を有するチタン合金を提供し
ようとするものである。
−Ｆｅ系チタン合金と同等の疲労強度と、それよりも高
い熱間あるいは冷間加工性を有するチタン合金を提供し
ようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
の本発明は、（１）１．４％以上２．１％未満のＦｅ、
４．４％以上５．５％未満のＡｌ、残部チタンおよび不
純物からなるα＋β型チタン合金であり、（２）前項
（１）の合金のＦｅの一部を、０．１５％未満のＮｉ、
０．２５％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎの１種以
上で代替したα＋β型チタン合金であり、（３）０．０
５％以上０．２５％未満のＳｉをさらに含有した前項
（１）および（２）記載のα＋β型チタン合金である。
ここで、不純物とは、精錬、溶解、展伸、熱処理などの
工程で除去できない、あるいはこれら工程で混入する少
量の元素のことであり、０．１％以下のＣ，Ｎ，Ｈ、
０．３％以下のＯなどがこれに相当する。
の本発明は、（１）１．４％以上２．１％未満のＦｅ、
４．４％以上５．５％未満のＡｌ、残部チタンおよび不
純物からなるα＋β型チタン合金であり、（２）前項
（１）の合金のＦｅの一部を、０．１５％未満のＮｉ、
０．２５％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎの１種以
上で代替したα＋β型チタン合金であり、（３）０．０
５％以上０．２５％未満のＳｉをさらに含有した前項
（１）および（２）記載のα＋β型チタン合金である。
ここで、不純物とは、精錬、溶解、展伸、熱処理などの
工程で除去できない、あるいはこれら工程で混入する少
量の元素のことであり、０．１％以下のＣ，Ｎ，Ｈ、
０．３％以下のＯなどがこれに相当する。
【０００６】
【作用】本発明者らは、チタン合金の加工性および疲労
特性におよぼすＡｌ，Ｆｅの影響について、鋭意研究を
重ねた結果、ＡｌあるいはＦｅの添加量が増すにつれ、
室温では引張り強さは増すものの、疲労強度は、ある特
定の添加量以上では、添加量の影響はほとんど受けない
ことを見いだした。すなわち、ある特定量以上のＡｌを
添加すると、Ａｌの添加量が増すに従って室温引張り温
度は増加するが、疲労強度はほとんど上昇しなくなる。
また、Ｆｅがある特定量を超えると、Ｆｅの添加量が増
すに従って引張り強度は増加するが、疲労強度はほとん
ど上昇しなくなる。
特性におよぼすＡｌ，Ｆｅの影響について、鋭意研究を
重ねた結果、ＡｌあるいはＦｅの添加量が増すにつれ、
室温では引張り強さは増すものの、疲労強度は、ある特
定の添加量以上では、添加量の影響はほとんど受けない
ことを見いだした。すなわち、ある特定量以上のＡｌを
添加すると、Ａｌの添加量が増すに従って室温引張り温
度は増加するが、疲労強度はほとんど上昇しなくなる。
また、Ｆｅがある特定量を超えると、Ｆｅの添加量が増
すに従って引張り強度は増加するが、疲労強度はほとん
ど上昇しなくなる。
【０００７】この理由は以下の通りである。Ａｌはα相
を強化するが、一方で平滑な局所的すべりを誘発し、こ
の部分で疲労亀裂が発生しやすくなり早期破断に至る。
そのため、引張り強度が上昇しても疲労強度はあまり上
昇しない。特に、数％未満のＦｅを含むチタン合金にお
いては、上記の局所的すべりの発生は５．５％以上のＡ
ｌを含有する合金で頻繁に発生する。
を強化するが、一方で平滑な局所的すべりを誘発し、こ
の部分で疲労亀裂が発生しやすくなり早期破断に至る。
そのため、引張り強度が上昇しても疲労強度はあまり上
昇しない。特に、数％未満のＦｅを含むチタン合金にお
いては、上記の局所的すべりの発生は５．５％以上のＡ
ｌを含有する合金で頻繁に発生する。
【０００８】一方、Ａｌを含むチタン合金では、Ｆｅ量
を増加させるとβ相の割合が増加し相対的にα相の割合
が減少する。Ａｌはα相に濃化する元素であるので、α
相が減少するとα相中にＡｌが濃化し、局所的すべりを
誘発するため、引張り強度が上昇しても、疲労特性は向
上しない。このような現象は、Ｆｅの添加量が２．１％
を超えると顕著になる。
を増加させるとβ相の割合が増加し相対的にα相の割合
が減少する。Ａｌはα相に濃化する元素であるので、α
相が減少するとα相中にＡｌが濃化し、局所的すべりを
誘発するため、引張り強度が上昇しても、疲労特性は向
上しない。このような現象は、Ｆｅの添加量が２．１％
を超えると顕著になる。
【０００９】このように、疲労特性の観点からは、５．
５％以上のＡｌおよび２．１％以上のＦｅを添加するこ
とは、必要以上の合金元素を添加していることになる。
これに加え、Ａｌは熱間のおよび冷間の加工性を劣化さ
せることが一般に知られており、熱間および冷間の加工
性を向上させるにはＡｌの添加量は少ない方が望まし
い。またＦｅも添加量が少ない方が室温引張り強度が低
下する分、延性が増し、冷間加工性が向上する。
５％以上のＡｌおよび２．１％以上のＦｅを添加するこ
とは、必要以上の合金元素を添加していることになる。
これに加え、Ａｌは熱間のおよび冷間の加工性を劣化さ
せることが一般に知られており、熱間および冷間の加工
性を向上させるにはＡｌの添加量は少ない方が望まし
い。またＦｅも添加量が少ない方が室温引張り強度が低
下する分、延性が増し、冷間加工性が向上する。
【００１０】しかし、Ａｌの添加量が４．４％未満ある
いはＦｅの添加量が１．４％未満であると、局所的なす
べりはほとんど起こらない一方で、室温引張り強度が小
さくなるためすべり変形が容易に起こり、その結果、疲
労特性が低下する。以上の理由により、１．４％以上
２．１％未満のＦｅ、４．４％以上５．５％未満のＡｌ
を添加すると、従来のＡｌ−Ｆｅ系チタン合金と同等の
疲労強度と、それよりも高い熱間および冷間加工性を有
するチタン合金を製造することができる。
いはＦｅの添加量が１．４％未満であると、局所的なす
べりはほとんど起こらない一方で、室温引張り強度が小
さくなるためすべり変形が容易に起こり、その結果、疲
労特性が低下する。以上の理由により、１．４％以上
２．１％未満のＦｅ、４．４％以上５．５％未満のＡｌ
を添加すると、従来のＡｌ−Ｆｅ系チタン合金と同等の
疲労強度と、それよりも高い熱間および冷間加工性を有
するチタン合金を製造することができる。
【００１１】さて、本発明２では、本発明１に記載した
合金のＦｅの一部を、０．１５％未満のＮｉ、０．２５
％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎの１種以上で代替
することとした。これは、Ｆｅの一部をＦｅと同様に安
価でかつ少量であるならばＦｅと同様の働きをする元素
で置換したものである。ここで、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎの添
加量の上限を各々０．１５％，０．２５％，０．２５％
としたのは、これらの元素は、標記上限値以上添加する
と、平衡相である金属間化合物相（Ｔｉ2 Ｎｉ，ＴｉＣ
ｒ2 ，ＴｉＭｎ）を容易に生成し、疲労強度および冷間
加工性の極端な低下を招く理由による。また、Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｎ，Ｆｅの総量は、１．４％以上２．１％未満で
なくてはならない。
合金のＦｅの一部を、０．１５％未満のＮｉ、０．２５
％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎの１種以上で代替
することとした。これは、Ｆｅの一部をＦｅと同様に安
価でかつ少量であるならばＦｅと同様の働きをする元素
で置換したものである。ここで、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎの添
加量の上限を各々０．１５％，０．２５％，０．２５％
としたのは、これらの元素は、標記上限値以上添加する
と、平衡相である金属間化合物相（Ｔｉ2 Ｎｉ，ＴｉＣ
ｒ2 ，ＴｉＭｎ）を容易に生成し、疲労強度および冷間
加工性の極端な低下を招く理由による。また、Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｎ，Ｆｅの総量は、１．４％以上２．１％未満で
なくてはならない。
【００１２】この理由はＦｅを単独で添加した場合と同
じで、１．４％未満であると、室温引張り強度が小さく
なるためすべり変形が容易に起こり、その結果、疲労特
性が低下するからであり、２．１％未満の総量ですでに
十分な疲労強度を有しており、これ以上添加しても疲労
強度はあまり向上せず、これ以上の添加は無駄であるか
らである。そればかりか、室温引張り強度の上昇分だけ
延性が低下し、その結果、冷間加工性が低下する。
じで、１．４％未満であると、室温引張り強度が小さく
なるためすべり変形が容易に起こり、その結果、疲労特
性が低下するからであり、２．１％未満の総量ですでに
十分な疲労強度を有しており、これ以上添加しても疲労
強度はあまり向上せず、これ以上の添加は無駄であるか
らである。そればかりか、室温引張り強度の上昇分だけ
延性が低下し、その結果、冷間加工性が低下する。
【００１３】さて、本発明３では、０．０５％以上０．
２５％未満のＳｉを本発明１および２の合金にさらに添
加することとした。一般に、少量のＳｉはチタン合金の
クリープ特性を向上させることが知られており、本発明
１および２に記載した合金のクリープ特性もＳｉの添加
により改善される。但し、その効果は０．０５％以上添
加しないと現れないし、０．２５％以上添加するとＴｉ
とＳｉの化合物相がα相とβ相の界面に析出し、疲労特
性や冷間加工性を著しく低下させる。
２５％未満のＳｉを本発明１および２の合金にさらに添
加することとした。一般に、少量のＳｉはチタン合金の
クリープ特性を向上させることが知られており、本発明
１および２に記載した合金のクリープ特性もＳｉの添加
により改善される。但し、その効果は０．０５％以上添
加しないと現れないし、０．２５％以上添加するとＴｉ
とＳｉの化合物相がα相とβ相の界面に析出し、疲労特
性や冷間加工性を著しく低下させる。
【００１４】
【実施例】表１に示す成分の鋳塊を、プラズマ溶解炉を
用いて約５kg製造し、これをさらに９００℃で加熱し、
直径１２mmの線材に圧延し、７５０℃で１時間の大気焼
鈍を行い、空冷した。この線材から切り出した試験片を
用いて、室温引張り試験、冷延試験、高温高速引張り試
験、回転曲げ疲労試験、クリープ試験を行った。
用いて約５kg製造し、これをさらに９００℃で加熱し、
直径１２mmの線材に圧延し、７５０℃で１時間の大気焼
鈍を行い、空冷した。この線材から切り出した試験片を
用いて、室温引張り試験、冷延試験、高温高速引張り試
験、回転曲げ疲労試験、クリープ試験を行った。
【００１５】冷間加工性は、試料中にポロシティが発生
する限界冷間圧延率で、熱間加工性は、９００℃におけ
る絞り値で、疲労特性は、繰り返し数１×１０7 回でも
破断しなかった強度を疲労強度と定義して、またクリー
プ特性は４００℃にて５４０MPa の荷重を３００時間加
えた時の歪量で、各々評価した。なお、試験はいずれも
大気中で、室温引張り試験は、歪速度１×１０−４
ｓ-1、高温高速引張り試験は、歪速度５ｓ-1で行った。
また、冷間圧延は直径１８０mmのハイスロールを用いて
１パスあたり５％の圧下率で行った。表２は、表１に示
した試料の各種試験結果である。
する限界冷間圧延率で、熱間加工性は、９００℃におけ
る絞り値で、疲労特性は、繰り返し数１×１０7 回でも
破断しなかった強度を疲労強度と定義して、またクリー
プ特性は４００℃にて５４０MPa の荷重を３００時間加
えた時の歪量で、各々評価した。なお、試験はいずれも
大気中で、室温引張り試験は、歪速度１×１０−４
ｓ-1、高温高速引張り試験は、歪速度５ｓ-1で行った。
また、冷間圧延は直径１８０mmのハイスロールを用いて
１パスあたり５％の圧下率で行った。表２は、表１に示
した試料の各種試験結果である。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】試験番号１および２は、「従来の技術」の
項で説明した、代表的なＡｌ−Ｆｅ系チタン合金に近い
組成で、従来例に相当する。両者とも９９０MPa 以上の
高い室温引張り強度と５００MPa 以上の高い疲労強度を
有しているが、圧下率１０％以下の冷間圧延しかでき
ず、試験番号２は熱間高速引張り試験における絞り値も
７０％未満と低い値で、熱間加工性も不十分である。
項で説明した、代表的なＡｌ−Ｆｅ系チタン合金に近い
組成で、従来例に相当する。両者とも９９０MPa 以上の
高い室温引張り強度と５００MPa 以上の高い疲労強度を
有しているが、圧下率１０％以下の冷間圧延しかでき
ず、試験番号２は熱間高速引張り試験における絞り値も
７０％未満と低い値で、熱間加工性も不十分である。
【００１９】これに対し、本発明１の実施例である試験
番号３，５，６，８は、いずれも室温引張り強度は９９
０MPa 以下と低い値であるが、疲労強度は５００MPa 以
上の高い値を示しており、従来合金（試験番号１，２）
と同等である。これは、ＡｌとＦｅの添加量を特定する
ことにより、疲労亀裂発生の原因となる局所的すべりを
抑制したことによるものである。
番号３，５，６，８は、いずれも室温引張り強度は９９
０MPa 以下と低い値であるが、疲労強度は５００MPa 以
上の高い値を示しており、従来合金（試験番号１，２）
と同等である。これは、ＡｌとＦｅの添加量を特定する
ことにより、疲労亀裂発生の原因となる局所的すべりを
抑制したことによるものである。
【００２０】加えて、これらの試料はいずれも１５％以
上の限界冷延率、７０％以上の熱間絞りを有しており、
高い冷間および熱間加工性をも合わせ持っている。これ
は、Ａｌの添加量を特定することによる、熱間および冷
間加工性の改善効果と、室温引張り強度を低く設計した
分、延性が増し、冷間加工性が向上した効果によるもの
である。
上の限界冷延率、７０％以上の熱間絞りを有しており、
高い冷間および熱間加工性をも合わせ持っている。これ
は、Ａｌの添加量を特定することによる、熱間および冷
間加工性の改善効果と、室温引張り強度を低く設計した
分、延性が増し、冷間加工性が向上した効果によるもの
である。
【００２１】しかし、一方、比較例である試験番号４，
７は疲労強度は５００MPa 以下と低い値になっており、
試験番号９は冷間および熱間加工性に劣っている。これ
は、試験番号４，７では、Ａｌ，Ｆｅの添加量が本発明
１の範囲より低かったため、室温引張り強度が小さくな
り、容易にすべり変形が起こり、その結果、疲労特性が
低下したものであり、試験番号９は、Ａｌの添加量が本
発明１の範囲より多かったため、熱間および冷間加工性
が低下したものである。
７は疲労強度は５００MPa 以下と低い値になっており、
試験番号９は冷間および熱間加工性に劣っている。これ
は、試験番号４，７では、Ａｌ，Ｆｅの添加量が本発明
１の範囲より低かったため、室温引張り強度が小さくな
り、容易にすべり変形が起こり、その結果、疲労特性が
低下したものであり、試験番号９は、Ａｌの添加量が本
発明１の範囲より多かったため、熱間および冷間加工性
が低下したものである。
【００２２】さて、表１において、試験番号１０，１
２，１４，１６，１８はＦｅの一部をＮｉ，Ｃｒ，Ｍｎ
で代替した場合であり、本発明２の実施例である。表２
に示すように、これらは、いずれも５００MPa 以上の高
い疲労強度、１５％以上の高い限界冷延率、７０％以上
の熱間絞りを有しており、疲労強度と冷間、熱間加工性
に優れた材料である。このようにＦｅの一部を少量のＮ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｎで代替することができるが、Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｎの各々の添加量が、０．１５％，０．２５％，
０．２５％以上になると、試験番号１１，１３，１５の
ように疲労強度および冷間加工性が低下する。
２，１４，１６，１８はＦｅの一部をＮｉ，Ｃｒ，Ｍｎ
で代替した場合であり、本発明２の実施例である。表２
に示すように、これらは、いずれも５００MPa 以上の高
い疲労強度、１５％以上の高い限界冷延率、７０％以上
の熱間絞りを有しており、疲労強度と冷間、熱間加工性
に優れた材料である。このようにＦｅの一部を少量のＮ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｎで代替することができるが、Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｎの各々の添加量が、０．１５％，０．２５％，
０．２５％以上になると、試験番号１１，１３，１５の
ように疲労強度および冷間加工性が低下する。
【００２３】これは、標記上限値以上添加すると、平衡
相である金属間化合物相（Ｔｉ2 Ｎｉ，ＴｉＣｒ2 ，Ｔ
ｉＭｎ）を生成し、疲労強度および冷間加工性の極端な
低下を招いたことによる。また、試験番号１７は、室温
引張り強度はきわめて高いが、疲労強度は試験番号１６
と同等である。このようにＦｅ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉの総
量が本発明２の上限値である２．１％を超えると、室温
引張り強度は上昇するものの疲労強度はあまり向上せ
ず、このような不必要な添加は無駄である。
相である金属間化合物相（Ｔｉ2 Ｎｉ，ＴｉＣｒ2 ，Ｔ
ｉＭｎ）を生成し、疲労強度および冷間加工性の極端な
低下を招いたことによる。また、試験番号１７は、室温
引張り強度はきわめて高いが、疲労強度は試験番号１６
と同等である。このようにＦｅ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉの総
量が本発明２の上限値である２．１％を超えると、室温
引張り強度は上昇するものの疲労強度はあまり向上せ
ず、このような不必要な添加は無駄である。
【００２４】そればかりか、室温引張り強度が上昇した
分延性が低下し、冷間加工性が著しく低下している。ま
た、試験番号１９は、疲労強度は５００MPa 以下と低い
値になっており、これは、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎの総
量が本発明２の下限値より低かったため、室温引張り強
度が小さくなり、容易にすべり変形が起こり、その結
果、疲労特性が低下したものである。
分延性が低下し、冷間加工性が著しく低下している。ま
た、試験番号１９は、疲労強度は５００MPa 以下と低い
値になっており、これは、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎの総
量が本発明２の下限値より低かったため、室温引張り強
度が小さくなり、容易にすべり変形が起こり、その結
果、疲労特性が低下したものである。
【００２５】さて、試験番号２１，２２は試験番号３の
クリープ特性向上を狙いとして、Ｓｉを添加した本発明
３の実施例である。表２に示すように、試験番号３と比
べて、クリープ特性は向上しており、従来例でＳｉを
０．１％添加している試験番号２と同等の耐クリープ特
性を有している。
クリープ特性向上を狙いとして、Ｓｉを添加した本発明
３の実施例である。表２に示すように、試験番号３と比
べて、クリープ特性は向上しており、従来例でＳｉを
０．１％添加している試験番号２と同等の耐クリープ特
性を有している。
【００２６】しかし、Ｓｉ添加量が本発明３の範囲未満
であった試験番号２０は、クリープ特性改善効果はほと
んど見られず、また、本発明３の範囲以上の量のＳｉを
添加した試験番号２３は、ＴｉとＳｉの化合物相がα相
とβ相の界面に析出し、疲労特性および冷間加工性を著
しく低下させている。また、試験番号２４は、試験番号
１６のクリープ特性向上のためＳｉを添加した例である
が、優れた疲労特性、冷間、熱間加工性を保持したま
ま、クリープ特性が向上している。
であった試験番号２０は、クリープ特性改善効果はほと
んど見られず、また、本発明３の範囲以上の量のＳｉを
添加した試験番号２３は、ＴｉとＳｉの化合物相がα相
とβ相の界面に析出し、疲労特性および冷間加工性を著
しく低下させている。また、試験番号２４は、試験番号
１６のクリープ特性向上のためＳｉを添加した例である
が、優れた疲労特性、冷間、熱間加工性を保持したま
ま、クリープ特性が向上している。
【００２７】
【発明の効果】本発明を適用することにより、従来のＡ
ｌ−Ｆｅ系チタン合金と同等の疲労強度と耐クリープ特
性を有し、それと同等もしくはそれ以上の高い熱間ある
いは冷間加工性を有するチタン合金を製造することがで
きる。
ｌ−Ｆｅ系チタン合金と同等の疲労強度と耐クリープ特
性を有し、それと同等もしくはそれ以上の高い熱間ある
いは冷間加工性を有するチタン合金を製造することがで
きる。
Claims (3)
- 【請求項１】 １．４％以上２．１％未満のＦｅ、４．
４％以上５．５％未満のＡｌ、残部チタンおよび不純物
からなるα＋β型チタン合金。 - 【請求項２】 Ｆｅの一部を、０．１５％未満のＮｉ、
０．２５％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎの１種以
上で代替した請求項１記載のα＋β型チタン合金。 - 【請求項３】 ０．０５％以上０．２５％未満のＳｉを
さらに含有した請求項１または２記載のα＋β型チタン
合金。
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