九州大学大学院総合理工学府報告第 43 巻 第 2 号 29-36 頁 令和 4 年 2 月

Engineering Sciences Reports, Kyushu University
Vol. 43, No. 2, pp. 29-36, FEB, 2022

チタンの双晶変形に及ぼす O および Al 添加の影響
塚本 元気*1,2,† ・國枝 知徳*2
光原 昌寿*3,・中島 英治*3
(令和4年1月19日 受理，令和4年1月25日 掲載決定)

Effects of O and Al Addition on Twinning Deformation in Titanium
Genki TSUKAMOTO, Tomonori KUNIEDA,
Masatoshi MITSUHARA, Hideharu NAKASHIMA†

E-mail of corresponding author: tsukamoto.4b5.genki@jp.nipponsteel.com

Active twinning systems during compression deformation at temperatures from 25°C to 700°C
were investigated using SEM/EBSD techniques in order to clarify the effects of oxygen and aluminum
addition on twinning deformation in titanium. Four twinning systems have been confirmed incommercially pure titanium, Ti-0.2mass%O and Ti-2mass%Al under compression at 10% strain. The
addition of oxygen suppresses the activity of all the twin systems at 25°C, but only slightly above 200°C.
On the other hand, the addition of aluminum suppressed the activity of only the {112̅2} twin. It is
supposed that the suppressive effect of the oxygen addition is mediated by thermal activation processes
such as diffusion and lattice vibration, while that of the aluminum addition is brought about by the
suppression of < c+ a> slip.
K e y words: Titanium, Twinning, Oxygen, Aluminum, Dislocation

1. 緒

言

チタンと同様に双晶変形が機械的特性や組織形成 に大きHCP 構造を有するチタンの塑性変形は、すべり 変形 にく影響する。そのため、チタンの双晶変形挙動に及ぼ す添

加えて双晶変形によ って 進行する 。双晶変形は 、延 性や加元素の影響を調査することは 工業的に重要で あ る 。村加工硬化特性[1] などの機械的特性や集合組織[2] など の組

山らは、種々量の O を添加したチタン熱延板の引 張試験

織形成に大きな影響を及ぼ すこと が知られ ている 。こ れ まを行い、チタン中の O 含有率が増加すると双晶の 発生量でに報告されている 双晶変形に関する 研究の多 くは 、 いが減少すると報告している [3]–[5] 。また、笹野らは、チ タ ン にずれも比較的高純度のチタンを用いている 。工業的チ タ ン

Al、Sn、In、Nb、Zr、Hf、Ag、V、T a を添加した二元 系合金

は、純チタンとチタン合金に大別される。純チタンは、O やの冷延板を– 196℃ ~ 25℃の範囲で引張試験し、Al、 Sn 、

Fe といった不純物元素により分類されており、不純物 が多In、Nb は双晶の活動を抑制するが、Zr、Hf、Ag、V、T a は

いほど高強度、低延性である 。チタン 合金は 、T i-6Al- 4 V

抑制しないと報告している [6] 。しかし 、これ らの研究 で は 、をはじめとする多くの成分系が開発され ており、Al、Zr 、 Sn 、

光学顕微鏡観察によって双晶発生量を評価しており 、またV、Mo、Si、O などが添加されている。チタン合金 の多くは特定の集合組織が発達した素材を用いている た め、 すべ

α 相（HCP 構造）を主相とする α+β 型合金である ため、純ての双晶系を網羅でき ていない可能性があ る。例えば、*1 物質理工学専攻博士後期課程*2 日本製鉄株式会社 鉄鋼研究所*3 物質科学部門

Fitzner らは、10at%まで Al を添加した二元系合金において、多数の{101̅2}双晶の形成を確認しており、笹 野ら の結果と矛盾する [7] 。

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チタンの双晶変形挙動に及ぼす O および Al 添加の影響

本研究は、結晶方位分布が比較的ラン ダム なチ タ ン をFig. 1に、各試料の光学顕微鏡写真および圧縮 方向 の用いて、チタンの活動双晶系に及ぼ す O、Al添加 の 影響

逆極点図を示す。いずれ も結晶粒は 等軸で、粒径は 約 2 0を明確にする こと を目的とし た。そのため、JI S1 種 工 業用

μmであり、その内部に焼鈍双晶は 観察されない 。逆 極点

純 チ タ ン （ こ れ 以 降 で は CP 材 と 表 記 ） お よ び Ti-

図からいずれの試料も最大集積度は2.0以下であ り、 圧縮

0.2mass%O（ これ以降では0.2O材と 表記） とT i-2mass%Al方向の結晶方位は比較的ランダムに分布するといえる 。

（ これ以降では2Al材と 表記） を用いて、種々の 温 度 で単軸圧縮した際の活動双晶系を調査した。

2. 実 験 方 法
Table 1に示す3種類の化学組成のチタンインゴットを試料として用いた。インゴットをβ単相域の1000℃ に加熱 後、熱間鍛造した。その後、結晶粒径をそろえるために、 C P材
および0.2O材は650°Cで2 hの熱処理後に空冷、 2A l材
は850°Cで2 hの熱処理後に空冷し 、供試材とし た。 供試材から直径8 mm、高さ12 mmの円柱状試験片を作製し 、F ig. 1 (a-c) Optical micrographs and (d-f) inverse pole figures ofcompression direction in the each starting specimens. (a, d)
CP specimen, (b, e) 0.2O specimen, (c, f) 2Al specimen.

単軸圧縮試験（富士電波工機株式会社製熱間 加工 再現
試験装置（Thermec-master Z））を行った。単軸 圧 縮試

Fig. 2に、各試料を25℃ ~ 700℃で圧縮した際の10%ひ験では、加熱温度 を25°C ~ 700°Cの範囲で種々 変 化さ

ずみにおける真応力を示す。室温では 固溶強化 によ ってせ、各温度で10 min保持し、ひずみ速度1.0 s-1で、10%0.2O 材 と 2Al 材 の 強 度 は CP 材 よ り も 高 い 。 ま た 、

圧縮加工した。さらに、加工後の組織を凍結させる た め 、

0.16mass%O（純チタンとの差分）と2mass%Alの 固溶 強化

加工直後にヘリウム ガス で急冷し た。圧縮試験 後 の 試料能は同等である。いずれの試料 の場合も温度上昇 に伴 いに対し、微細組織観察と転位密度測定を実施し た 。 圧縮

強度が低下する。しかし 、その低下率は 試料ご と に異 なり、試験後の試験片を長手方向（圧縮方向） に沿って切 断し 、0.2O材で最も低下率が大き い。このことはOによ る 固 溶強エメリー紙により#800まで湿式研磨し 、次いで過酸化 水素

化能は高温ほど小さく、600℃以上では ほと んど 固溶 強化とフッ化水素の混合溶液を用いて化学研磨した。 研磨し た

能がないことを意味する。

面の中央部に対し 、SEMを用いたEBSD測定を 行 っ た。
EBSD測定は、株式会社TSLソリュ ーション ズ製のEBS D
検出器を搭載した日本電子 株式会社製JSM-7200 F を用
い、加速電圧を15 kVとした。圧縮後の試験片の中心部の2 mm×2 mmの領域を1 μmのステップサイズで測定し た。
測定したEBSDデータより、隣接する 結晶粒間の回 転軸・回転角がHCP金属の双晶系から誤差5°以内の 結晶 粒界と定義とし、各温度で活動した双晶系を解析した 。株 式会社リガク製のRINT -T T R Ⅲを用いてXRD測定を 行 っ た。
得られた回折スペクトル は 、Pseudo- Voigt関数[8] を 用 いて
ピーク分離した。さらにNI ST 640F Siを標準試料 と し て 、F ig. 2 Temperature dependence of true stress at strain of 10%

Pseudo-Voigt関数によりデコン ボリュ ーションし た。そ の 後、Modified Williamson Hall 法 お よ び Modified Warren
Averbach法[9], [10] を用いて、転位解析した。

Fig. 3、Fig. 4およびFig. 5に、各試料を25℃ ~ 700°Cで10%圧縮した試験片の圧縮方向の結晶方位分 布図 および双晶境界分布像を示す。Fig. 3、Fig. 4およびFig. 5の双T a ble 1 Chemical compositions of the investigated titanium(mass %)

3. 実 験 結 果

T a ble 2 Twinning systems observed in the present study;
the disorientation and common axis of eachtwinning system are also shown.

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F ig. 3 Crystal orientation distribution maps of compression direction and twin boundary distribution maps of CP specimens compressed by
10% strain at (a) 25ºC, (b) 100ºC, (c) 200ºC, (d) 300ºC, (e) 400ºC, (f) 500ºC, (g) 600ºC, (h) 700ºC. Black, red, yellow, blue andgreen solid lines in twin boundary distribution maps, indicate high angle grain boundaries and {101̅ 2}, {112̅ 1}, {112̅ 2}, {101̅ 1} twinboundaries, respectively.

F ig. 4 Crystal orientation distribution maps of compression direction and twin boundary distribution maps of 0.2O specimens compressedby 10% strain at (a) 25ºC, (b) 100ºC, (c) 200ºC, (d) 300ºC, (e) 400ºC, (f) 500ºC, (g) 600ºC, (h) 700ºC. Black, red, yellow, blue andgreen solid lines in twin boundary distribution maps, indicate high angle grain boundaries and {101̅ 2}, {112̅ 1}, {112̅ 2}, {101̅ 1} twinboundaries, respectively.

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チタンの双晶変形挙動に及ぼす O および Al 添加の影響

F ig. 5 Crystal orientation distribution maps of compression direction and twin boundary distribution maps of 2Al specimens compressed by
10% strain at (a) 25ºC, (b) 100ºC, (c) 200ºC, (d) 300ºC, (e) 400ºC, (f) 500ºC, (g) 600ºC, (h) 700ºC. Black, red, yellow, blue andgreen solid lines in twin boundary distribution maps, indicate high angle grain boundaries and {101̅ 2}, {112̅ 1}, {112̅ 2}, {101̅ 1} twinboundaries, respectively.

晶境界分布像では 、Table 2に示される理想的な 結 晶方
位回転関係（誤差5°以内とする）を有する境界を双晶 境界
として色付けている。700℃で圧縮したCP材と0.2O 材 では 、他の試料と比較して粗粒と なっている 。これは 、 圧縮 変形
前の均熱時に粒成長し た、もしくは変形中に動 的再 結晶したためと考えられる。双晶境界分布像をみると 化学 組成や変形温度により、双晶の有無や種類が異なる こと がわ かる。CP材では、全温度域で{101̅2}双晶が 、200 ℃以 下の比較的低温域では{112̅1}双晶と{112̅2}双晶が、40 0 ℃以上の比較的高温域では {101̅1}双晶が認められる 。一 方、0.2O材では200℃以下で{101̅2}双晶があ まり観 察 され ず
{11 2̅ 2}双晶が多く認められ る。300℃以上では{101̅ 2}双晶が観察される。2Al材では0.2O材とは異なり、20 0 ℃以下
̅ 2}双晶が 多 く確
では{112̅2}双晶はあまり観察され ず{ 101

F ig. 6 Dependence of length of twin boundary per unit area on
temperature of deformation under compression with 10%
strain. (a) {101̅ 2}twins, (b) {112̅ 1}twins, (c) {112̅ 2}twins and(d) {101̅ 1}twins

認される。300℃以上では 他の試料と 同様に{10 1̅2 } 双晶が多く確認され、400℃以上では{101̅1}双晶も認められ る 。

100℃においてその形成は大きく抑制され る が、200℃ ~Fig. 6に、10%圧縮した各試料で確認された各双晶境界

300℃では形成量が大きく増加し、三つの試料の中 で最 も長さの変形温度依存性を示す。いずれ の試料でも{ 101̅ 2}

高頻度に形成している。その後変形温度上昇とと もに 形成

双晶はほぼ全温度域で活動する が、試料によ りそ の 形成量は異なる。CP材において、{101̅2}双晶は温度上昇 に伴

量は徐々に減少する。2Al材では いずれ の温度域で も CP
材と0.2O材の中間程度の形成量である 。{112̅1 }双 晶は 、い、その活動量が単調に減少する。0.2O材では、室温やいずれの試料とも200℃以下でのみ活動しており、 温度 に

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対して形成量が単調に減少する 。試料ご と の比 較 で は 、CP材、2Al材、0.2O材の順に形成量は 少ない。{1 1 2̅2 }双晶も{112̅1}双晶と同様に、いずれ の試料と も200 ℃以下で33であると仮定すると、各双晶系が活動した結晶粒 の個数 の約85%は本指標以上のシュミ ット因子である こと を意 味する。以下、この値のこと をSFth と記載する 。{101̅2}双 晶は 、のみ活動しており、温度に対して形成量が単調 に減 少する。しかし、試料ごとの比較は{112̅1 }双晶と異なり、2 Al材

粗粒化が生じていた700℃で圧縮し たCP材および0 . 2 O 材の方が0.2O材よりも形成量が少ない。{101̅1}双晶は40 0 °Cが極小となる傾向がみられる 。試料ごと の比較では 、0 . 2 Oから500°C以上の比較的高温域でのみ活動し、 形 成量は温度上昇に伴っては 増加する傾向がある 。{101̅1 }双 晶の材では、25℃では他の試料と比較し て SFth がごく わ ずか に形成量はCP材よりも0.2O材や2Al材の方が少ない。

が大きな結晶粒でのみ形成する。その一方、300 ℃以上 のFig. 7に、各試料で各双晶系が活動した結晶 粒 にお けを除くと、いずれの試料とも300°C ~ 400°Cの温度域でSF th

大きい程度であるが、100°C ~ 200℃では、シュミ ット因子

る各双晶系のシュミット因子の最大値を示す。シュ ミ ッ ト因

温度域では 、2Al材が比較的大き なSFth を示し て い る 。
{112̅1}双晶は、CP材、2Al材ともにSFth が0.4以上と 非 常に

子は 双晶方向およ び反双晶方向を考慮し て算出し た。
{101̅2}双晶は、いずれ の試料においても、ほと ん ど の温大きい。これに対し て 、CP材およ び2Al材のSFth には 顕著な差がない。{112̅2 }双晶のSFthは 、温度上昇に 伴 って増度域で、シュミット因子の絶対値が0.3を下回る 結晶 粒で も加する傾向がみられる 。また、CP材、0.2O材、2Al 材 の順にSFthは大きくなる。{101̅1}双晶は、ほとんどの条件でSF th

活動している。さらに200°C ~ 400°Cの中温域では、シュ ミット因子が負となる 結晶粒でも形成している 。{11 2̅1 }双晶

が0.35以上と比較的大きい。他の双晶系とは 異な り、 変形はいずれの温度域でもシュミ ット因子が0.3以上 の結 晶粒

温度による変化があまり認められない。2Al材およ びCP 材

でのみ形成しており、その活動には大きな分解せ ん 断応
力が必要となることがう かがえ る。{112̅2}双晶は{11 2̅1 }双のSFthを比較すると、前者の方 がわずかに小さい。
以上のことから、{101̅2}双晶に関し ては 、200 ℃以下 の晶とほぼ同じ温度域で確認されるが、{112̅1}双晶と 比 較し

温度域ではO添加による抑制効果が大きく、Al添加 によ るてシュミット因子が低い場合でも活動している。し かし 、2 Al

抑制効果は小さいが、300℃以上では 、Al添加によ る 抑制

材ではシュミット因子が0.4以上と非常に大きなシュ ミ ッ ト因子の結晶粒のみで形成している。また、変形温 度 の 上昇効果が大きく、O添加はあ まり影響し ないと考え られ る 。一方、{112̅1}双晶に関しては、Al添加による抑制効果は あ まに伴い、活動できる シュミ ット因子の下限が上がる 傾向 が認められる。{101̅1}双晶は 、2Al材を600°Cで圧縮 し た場

りなく、O添加によ り活 動 が 抑制 され る と 考 え ら れ る 。
{112̅2}双晶に関しては 、Al添加、O添加のいず れ も 形成合を除けば、{112̅1}双晶と同様にシュミット因子が0. 3 以上の結晶粒でのみ形成している。なお、化学組成 や変 形温を抑制するが、抑制効果はAlの方が大き いと考え られ る 。
{101̅1}双晶に関しては 、Alおよ びOのいずれ も形 成 を抑度による変化はあまり認められない。

制する傾向がみられる。

F ig. 7 Schmid factor of the twinning systems formed undercompression with10% strain at (a) {101̅ 2} twins, (b){112̅ 1}twins, (c) {112̅ 2}twins and (d) {101̅ 1}twins

F ig. 8 Dependence of Schmid factor (average value after subtracted bystandard deviation) of twinning systems under compression
with 10% strain. (a) {101̅ 2} twins, (b) {11 ̅2 1}twins, (c){112̅ 2}twins and (d) {101̅ 1}twins

Fig. 9に、各温度で10%圧縮した各試料における 各バ ー
Fig. 8に、各双晶系が活動した結晶粒のシュミ ッ ト因 子

ガースベクトルの転位の割合を示す。600°C以上で 圧縮し(平均値から標準偏差を引いた値) の温度依存性 を示 す。
なお、{101̅2}双晶については、シュミ ット因子が正 の 値のた試料では回復の影響で転位密度が大き く減少し て いたみを用いた。本指標は、シュミ ット因子の分布が 正規 分布

ため、XRDによっては転位密度を評価できなかった。2 5 °C
ではCP材や0.2O材では<a>転位(b=1/3<112̅0>) が約8 5 % 、

34チタンの双晶変形挙動に及ぼす O および Al 添加の影響<c+a>転位(b=1/3<11 2̅ 3>) が約15%、<c>転位(b=[0001])

温度の影響については 同程度の比になると 考え られ る 。

は 0%であ る が、2Al材では <a>転位がほと ん ど で あ り 、原子が平均して、ある 距離だけ拡散するための 時 間は 拡

<c+a>転位もほと んど活 動し な い 。CP 材と 0.2 O 材 で は散係数に反比例する 。そのため、シャ ッフリン グ のた め の200°C以下では温度が上昇する に伴い、<a >転 位 の 割合

事前の拡散に必要な時間は 、200℃の場合と 比較して、が増加するのに対し、2Al材では同温度域において <c +a >25℃では約10 15倍、100℃では約10 7倍となる。そ のた め 、

転位の割合が増加する。300℃ ~ 500℃では、いずれの試

200℃以上では100℃以下の場合よりもシャッフリ ン グ が容料の場合も活動転位割合はあまり変化しない。

易であると考えられる。加えて、200℃ ~ 400℃の範囲で圧縮した0.2O材では、<c+a>転位がほと んど活動し な い 。そのため、c軸方向の変位を担保するために{101̅2 } 双 晶が活発に活動した可能性があ る。Oberson らは 、そ の 他 の双晶系については述べていないが[11] 、双晶変形の機構 を考慮すると、室温近傍で活動する{112̅1}双晶や{112̅2 } 双晶
についても同様のメカニズム で活動 が抑制される と 考え ら
れ、実験結果を説明する こと ができる 。一方で、{1 0 1̅1 }双晶については、Oを添加し ても700℃における SFth は あ まり
変化しないものの、活動温度域が狭くなっていた 。 こ の原
因は明らかでなく今後検討する必要がある。

F ig. 9 Variations of fractions of dislocation species with temperatureof deformation under compression with 10% strain.

4. 考 察4-1 双晶変形挙動に及ぼす O 添加の影響
添加は、100℃以下では{101̅2}双晶の抑制効果があ が 、200℃以上ではその効果は なくなった。このこと か ら、 O原
子は格子振動や拡散など熱活性化過程を介し て{1 0 1̅2 }双晶のシャッフリングなどを抑制し たと考え られ 、2 0 0 ℃以
上ではそれらの熱活性過程が活発にな ったため に 、そ の抑制効果が失われると推定される。Obersonらは 、T i中でO原子は八面体サイ トに侵入し、{101̅2}双晶の形 成 時 に、T i原子のシャッフリングの妨げになることから、T i原子 のシF ig. 10 Temperature dependence of diffusion coefficient of O in Ti

4-2 双晶変形挙動に及ぼす Al 添加の影響を提案している [11] 。彼らはこのモデル に基づいて 計算し た

室温では、Al添加による{101̅2}双晶およ び{112̅1 }双 晶の抑制は確認されなかった。{101̅ 2}双晶の形成メカ ニズム

双晶成長の活性化エネルギー がチタン中のO原 子拡散 のの一つとして、底面<ɑ>転位が小角粒界のミスフィ ット 転位

活性化エネルギーと概ね一致と報告している。絶対温 度 T[K]における原子の拡散係数Dは以下の式で表す こと が でと反応して双晶転位が発生する モデル が報告さ れ て いる[13]。また、提案されている{112̅1 }双晶の形成メカ ニ ズム

きる。

の多くには底面<a>転位の関与が含まれている[14], [15]。

ャッフリングには事前のO原子の拡散が必要と い う モ デル

D = D0 exp( – Q/RT)
ここで、D0は定数、Qは 拡散の活性化エネルギー、 R は 気
体定数である。T i中のO原子の格子拡散ではD0= 5.0×10-5[m 2/s]、Q=241 [kJ/mol] [12] である。Fig. 10に、T i中のO原子の格子拡散における拡散係数の温度依存性を示す。 温度
上昇とともに、Dは大き く増加する 。200℃における 拡 散係
数は、25℃の約10 15倍、100℃の約10 7倍である。今回考慮する拡散は、移動距離が1原子分にも満たないた め、 格子
拡散における拡散係数と同等であ る かは 不明であ る が 、Fig. 9で示した転位解析ではすべり面の同定には 至らな かったが、Al添加によ り<a>の活動割合が増加したこと か ら、
底面<a>転位の活動難易は変化しないか易化する と 考えられる。この場合、底面 <a>転位の活動が関与する { 101̅2}双晶および{112̅1}双晶の活動も同様 であると考え られ 、このこと は 実験結果と 対応する 。 一方 、Al 添加 に よ っ て{112̅2}双晶の形成は大きく抑制された。Fig. 11に、純チタンを引張試験した時の{112̅2}双晶の先端近傍のT E M 観
察結果を示す。この図から明らかなように{112̅2}双晶形成

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九州大学大学院総合理工学報告 第 43 巻 第 2 号

35(3) 活動転位種へのO添加の影響はあまり認めら れ なか ったが、Al添加により、室温での<c+a>転位抑制と 2 0 0 ℃
以上での活発化が認められた。
(4) O添加による双晶抑制は、主に格子振動や拡 散と い った熱活性化過程を介し て生じ ている 。一方、Al に よ る{112̅2}双晶抑制効果は、<c+a>転位の抑制に よ り生じている。

参 考 文 献[1]

A. A. Salem, S. R. Kalidindi, and R. D. Doherty,“Strain hardening of titanium: role of deformation
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4237,

Aug.

2003,

doi:

10.1016/S1359-

6454(03)00239-8.
[2]

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doi:

10.1016/j.msea.2005.03.019.
[3]
F ig. 11 TEM image of {112̅ 2} twin tip in the deformed pure titanium.
(a) and (b) are under the two-beam conditions of g = 112̅ 0 and
g = 0002, respectively. <c+a> dislocations are visualized in(b).

Y. Murayama, K. Obara, and K. Ikeda, “Effects ofDeformation T winning on the Deformation Behavior
of T extured T itanium Sheets in Plane Strain
Compressive T ests,” Mater. Trans. JIM, vol. 32, no.
9,

時には、双晶先端の応力およびひずみ を緩和する ため に
<c+a>転位が活動する。しかし、Fig. 9から明らかなよ う に、pp.

854–861,

1991,

doi:

10.2320/matertrans1989.32.854.
[4]

Y. Murayama, K. Obara, and K. Ikeda, “Effect of

2Al材の室温での変形では<c+a>転位がほとんど活 動でき

T winning on the Deformation Behavior of T exturedない。そのため、緩和機構である<c+a >転位が活動 でき な
いために{112̅2}双晶自体の形成も抑制されたと考え ら れ

Sheets of Pure T itanium in Uniaxial T ensile T est,”
Trans. Jpn. Inst. Met., vol. 28, no. 7, pp. 564–578,

る。

4. 結 言1987, doi: 10.2320/matertrans1960.28.564.
[5]

Y. Murayama, K. Obara, and K. Ikeda, “Effect ofT winningon

DeformationofT extured

チタンの双晶変形挙動に及ぼすO添加およびAl 添加 のCommercially-Pure T i Sheets under Plane Stress

影響を明らかにする ため、平均結晶粒径 20μmの工業用States,” Mater. Trans. JIM, vol. 34, no. 9, pp. 801–

純チ タ ン 、T i-0.2mass%およ びT i-2mass%Alを25 °C か ら

808, 1993, doi: 10.2320/matertrans1989.34.801.

700°Cまでの範囲において単軸圧縮した際に活 動 する 双[6]晶系を調査し、以下の結論を得た。

H. Sasanoand H.

Kimura, “T he Effect ofDeformation T winning on Mechanical Properties of&alpha;-T itanium Alloys at Low T emperatures,” J.

(1) チタンへのOの添加は、100℃以下での{101̅2 }双 晶、{112̅1}双晶、{112̅2}双晶の形成を抑制する が、20 0 ℃
以上での{101̅2}双晶や{101̅1}双晶の形成抑制は 顕著でなかった。
(2) チタンへのAlの添加は、{112̅2}双晶の形成を大き く抑制するが、そのほかの双晶系には あまり影響 し な か った。

Jpn. Inst. Met., vol. 41, no. 9, pp. 933–939, 1977, doi:
10.2320/jinstmet1952.41.9_933.
[7]

A. Fitzner et al., “T he effect of aluminium on
twinning in binary alpha-titanium,” Acta Mater., vol.
103,

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