JPH02141554A - 極低温用高強度チタン合金 - Google Patents
極低温用高強度チタン合金Info
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- JPH02141554A JPH02141554A JP29428888A JP29428888A JPH02141554A JP H02141554 A JPH02141554 A JP H02141554A JP 29428888 A JP29428888 A JP 29428888A JP 29428888 A JP29428888 A JP 29428888A JP H02141554 A JPH02141554 A JP H02141554A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、室温から液体ヘリウム温度（−２６９”Ｃ
＝４．２Ｋ）までの温度域において、高強度で優れた強
度・延靭性バランスを有し、液体水素などの極低温液体
燃料を用いるロケット、あるいは、超電導発電機のトル
クチューブなど、軽量で、七つ、室温から極低温まで、
高強度で優れた強度・延靭性バランスを要求される構造
材料に好適なチタン合金に関するものである。
＝４．２Ｋ）までの温度域において、高強度で優れた強
度・延靭性バランスを有し、液体水素などの極低温液体
燃料を用いるロケット、あるいは、超電導発電機のトル
クチューブなど、軽量で、七つ、室温から極低温まで、
高強度で優れた強度・延靭性バランスを要求される構造
材料に好適なチタン合金に関するものである。
液体水素燃料を用いるロケット、あるいは、超電導発電
機のトルクチューブなど、極低温下で用いられる回転物
、飛翔体等は、軽量で、且つ、室温から使用温度である
極低温まで、高強度で優れた強度・延靭性バランスが要
求される。
機のトルクチューブなど、極低温下で用いられる回転物
、飛翔体等は、軽量で、且つ、室温から使用温度である
極低温まで、高強度で優れた強度・延靭性バランスが要
求される。
従来、かかる要求に対しては、Ｔｉ−５ｊＶ２．５Ｓｎ
（Ｅ Ｌ Ｉ ）合金およびＴｉ ６ ＡＺ −４
Ｖ（ＥＬＩ）合金が用いられている。
（Ｅ Ｌ Ｉ ）合金およびＴｉ ６ ＡＺ −４
Ｖ（ＥＬＩ）合金が用いられている。
また、Ｔｉ ５ ｊＶ−２，５Ｓｎ（Ｅ Ｌ Ｉ ）
合金に対しては、特開昭５２−６３８０９号公報に、β
域で焼鈍し、αマルテンサイト相を現出させることによ
り、低温靭性値を向上させる方法が開示されている。
合金に対しては、特開昭５２−６３８０９号公報に、β
域で焼鈍し、αマルテンサイト相を現出させることによ
り、低温靭性値を向上させる方法が開示されている。
しかしながら、Ｔｉ −５ｊＶ−２，５５ｎ（Ｅ Ｌ
Ｉ ）合金の場合は、室温から４．２Ｋまでの強度が充
分でなく、また、Ｔｉ −６７Ｖ−４Ｖ（Ｅ Ｌ Ｉ
）合金の場合は、低温での延靭性が不足しているなど、
これらの合金は、チタン合金特有の特性である、高強度
・高靭性という特性を充分に活用していない。
Ｉ ）合金の場合は、室温から４．２Ｋまでの強度が充
分でなく、また、Ｔｉ −６７Ｖ−４Ｖ（Ｅ Ｌ Ｉ
）合金の場合は、低温での延靭性が不足しているなど、
これらの合金は、チタン合金特有の特性である、高強度
・高靭性という特性を充分に活用していない。
さらに、特開昭５２−６３８０９号公報に開示された方
法では、強度を上昇させることができない欠点を有して
いた。
法では、強度を上昇させることができない欠点を有して
いた。
従って、この発明の目的は、室温から４．２Ｋまでの温
度域において、高強度であり、且つ、優れた強度・延靭
性バランスを有するチタン合金を提供することにある。
度域において、高強度であり、且つ、優れた強度・延靭
性バランスを有するチタン合金を提供することにある。
〔課題を解決するための手段］
本発明者等は、室温から４，２Ｋまでの温度域において
、高強度で優れた強度・延靭性バランスを有するチタン
合金を得るために、各種添加元素の室温から４．２Ｋま
での強度・延靭性に及ぼす影響を詳細に検討した。その
結果、チタンに、／’ｕ ＭＯ３ｎ、 Ｓｉおよび必
要に応じてＮの適正量を添加すると、室温から４．２Ｋ
までの温度域において、高強度で、且つ、優れた強度・
延靭性バランスを有することが可能であること、さらに
、Ｆｅ、 ０の低減が、かかるチタン合金の低温の靭性
を向上せしめる、との知見を得るに至った。
、高強度で優れた強度・延靭性バランスを有するチタン
合金を得るために、各種添加元素の室温から４．２Ｋま
での強度・延靭性に及ぼす影響を詳細に検討した。その
結果、チタンに、／’ｕ ＭＯ３ｎ、 Ｓｉおよび必
要に応じてＮの適正量を添加すると、室温から４．２Ｋ
までの温度域において、高強度で、且つ、優れた強度・
延靭性バランスを有することが可能であること、さらに
、Ｆｅ、 ０の低減が、かかるチタン合金の低温の靭性
を向上せしめる、との知見を得るに至った。
この発明は上述の知見に基づいてなされたものであり、
Ａｉ ７２．５〜６．５凶ｔ、χ、
ＭＯ： ０．８〜３．０ｗｔ、χ、
Ｓｎ ： ２．０〜６．Ｏｗｔ、！、Ｓｉ ： ０．
５凶ｔ１％以下、 必要に応じて、 Ｎ ： ０．０７ｗｔ９％以下、オヨヒ、０ ： ０．
１０ｗｔ、％以下、 Ｆｅ ： ０．１５ｉＩｌｔＪ以下、および、残部：Ｔ
ｉおよび不可避不純物 からなることに特徴を有するものである。
５凶ｔ１％以下、 必要に応じて、 Ｎ ： ０．０７ｗｔ９％以下、オヨヒ、０ ： ０．
１０ｗｔ、％以下、 Ｆｅ ： ０．１５ｉＩｌｔＪ以下、および、残部：Ｔ
ｉおよび不可避不純物 からなることに特徴を有するものである。
以下に、各添加元素の限定理由を述べる。
（］）Ａｆ：
Ｍは、室温から４．２Ｋまで、いずれの温度においても
、強化のために重要である。
、強化のために重要である。
しかしながら、Ｍの含有量が６．５ｗｔ、％を超えると
、変形時にプラナ−スリップを引きおこし、特に低温に
おいて延靭性値を著しく低下させる。
、変形時にプラナ−スリップを引きおこし、特に低温に
おいて延靭性値を著しく低下させる。
方、Ｍの含有量が２．５ｗｔ、％未満では、強度に及ぼ
す効果は少なく、特に７７Ｋ（液体窒素温度）以下の温
度では、引張強さに大きな影響を与えることができない
。
す効果は少なく、特に７７Ｋ（液体窒素温度）以下の温
度では、引張強さに大きな影響を与えることができない
。
従って、Ｍの含有量は、２．５ｗｔ、％〜６．５四ｔ０
％四節０％する。
％四節０％する。
（２）Ｍｏ：
Ｍｏは、β安定化元素であり、？Ｊｉ織を２相化ずろと
ともに、結晶粒径を微細化する働きを有しており、室温
での強化と強度・延靭性バランスの向上のために非常に
有効である。また、門０の添加によって生成するβ変態
生成相は、低温においても高い靭性値を有するα′マル
テンザイト相であるため、低温においても高強度で優れ
た強度・延靭性バランスを有するためには不可決である
。
ともに、結晶粒径を微細化する働きを有しており、室温
での強化と強度・延靭性バランスの向上のために非常に
有効である。また、門０の添加によって生成するβ変態
生成相は、低温においても高い靭性値を有するα′マル
テンザイト相であるため、低温においても高強度で優れ
た強度・延靭性バランスを有するためには不可決である
。
しかしながら、Ｍｏの含有量が３．０ｗｔ、％を超えた
場合には、β変態生成相中の残留β相が出現する。
場合には、β変態生成相中の残留β相が出現する。
β相は低温では極めて低い靭性値を有するＢＣＣ型の結
晶であるため、低温靭性値を確保するためには望ましく
ない。一方、Ｍｏの含有量が０．８ｗｔ未満では、結晶
粒微細化の効果が小さ（、強度・延靭性バランスを向上
させるためには充分ではない。
晶であるため、低温靭性値を確保するためには望ましく
ない。一方、Ｍｏの含有量が０．８ｗｔ未満では、結晶
粒微細化の効果が小さ（、強度・延靭性バランスを向上
させるためには充分ではない。
従って、Ｍｏの含有量は、０．８〜３．（ｈｔ、χの範
囲とする。
囲とする。
（３）Ｓｎ：
Ｓｎは、／Ｖ、Ｍｏのような強い強化能は有さないもの
の、低温靭性を低下させる残留β相を生成させず、また
、Ｍのようにプラナ−スリップを発生させることもない
ため、延靭性を低下させずに強度を上昇させるために有
効である。
の、低温靭性を低下させる残留β相を生成させず、また
、Ｍのようにプラナ−スリップを発生させることもない
ため、延靭性を低下させずに強度を上昇させるために有
効である。
しかしながら、Ｓｎの含有量が６．Ｏｗｔ、％を超える
と、Ｔｉ−３ｎの金属間化合物が生成し、室温から４．
２にの温度範囲において、延靭性が著しく低下する。一
方、Ｓｎの含有量が２．０ｗｔ、％未満では、Ｓｎの強
化能が小さく、添加による強度の上昇はほとんど期待で
きない。
と、Ｔｉ−３ｎの金属間化合物が生成し、室温から４．
２にの温度範囲において、延靭性が著しく低下する。一
方、Ｓｎの含有量が２．０ｗｔ、％未満では、Ｓｎの強
化能が小さく、添加による強度の上昇はほとんど期待で
きない。
従って、Ｓｎの含有量は、２，０〜６．０ｗｔ、χの範
囲とする。
囲とする。
（４）Ｓｉ：
Ｓｉは、高い固溶強化能を有し、室温から４．２Ｋまで
、はとんど延靭性値を低減することなく強度を上昇させ
ることが可能である。
、はとんど延靭性値を低減することなく強度を上昇させ
ることが可能である。
しかしながら、Ｓｉの含有量が０．５ｗｔ１％を超える
と、Ｔｉ−３ｉの金属間化合物が析出し、室温から４．
２にの温度範囲において、延靭性値が著しく低下する。
と、Ｔｉ−３ｉの金属間化合物が析出し、室温から４．
２にの温度範囲において、延靭性値が著しく低下する。
従って、Ｓｔの含有量は、０．５ｗｔ、％以下とする。
（５）Ｎ：
Ｎは、強いα安定化元素であり、高い固溶強化能を有す
る。このため、強度上昇を図るために非常に有効である
。
る。このため、強度上昇を図るために非常に有効である
。
しかしながら、Ｎの含有量が０．０７ｗｔ、χを超える
と、強度の上昇量は小さく、靭性値の低下が大きいため
、有益ではない。
と、強度の上昇量は小さく、靭性値の低下が大きいため
、有益ではない。
従って、Ｎの含有量は、添加する場合であっても０．０
７ｗｔ、％以下であることが望ましい。
７ｗｔ、％以下であることが望ましい。
（６）Ｆｅ：
Ｆｅは、強いβ安定化元素であり、添加によって、組織
は、残留β相とα相よりなるα＋β２相化する。Ｆｅの
存在は、室温においては、強度・延靭性バランスを変化
させずに強化へするため有効であるものの、７７に以下
の温度では、残留β相の存在のために靭性値が低下し、
特に、Ｆｅの含有量が０．１５ｗｔ、χを超えると、こ
の影響が顕著である。
は、残留β相とα相よりなるα＋β２相化する。Ｆｅの
存在は、室温においては、強度・延靭性バランスを変化
させずに強化へするため有効であるものの、７７に以下
の温度では、残留β相の存在のために靭性値が低下し、
特に、Ｆｅの含有量が０．１５ｗｔ、χを超えると、こ
の影響が顕著である。
従って、Ｆｅの含有量は、０．１５ｗｔ、％以下とすべ
きである。
きである。
（７）０：
０は、Ｎと同様に強いα安定化元素であり、高い固溶強
化能を有する。
化能を有する。
しかしながら、Ｏは、７７に以下の温度では、靭性値を
低下させ、特に、Ｏの含有量が０．１０ｗｔ、χを超え
ると、溝型波面が顕著に観察され、著しい靭性値の低下
をもたらす。
低下させ、特に、Ｏの含有量が０．１０ｗｔ、χを超え
ると、溝型波面が顕著に観察され、著しい靭性値の低下
をもたらす。
従って、Ｏの含有量は、０．１０１１ｔ、％以下とすべ
きである。
きである。
第１表は、本発明の実施例に供した供試材の、化学成分
組成を示したものである。
組成を示したものである。
第１表に示す供試材は、アルゴンアーク溶解炉によって
溶製したボタンインゴットを、α＋β域で熱間圧延した
後に、α＋β域で再結晶焼鈍を施したものである。なお
、第１表には示されないが本実施例中の供試材には、不
可避不純物として、Ｃが０．０１ｗｔ、χ含有されてい
る。
溶製したボタンインゴットを、α＋β域で熱間圧延した
後に、α＋β域で再結晶焼鈍を施したものである。なお
、第１表には示されないが本実施例中の供試材には、不
可避不純物として、Ｃが０．０１ｗｔ、χ含有されてい
る。
供試材の各々に、室温、７７におよび４．２にの各温度
で引張試験を施した。引張試験は、供試材の圧延方向に
平行に採取した試験片を用いて実施した。破壊靭性値に
ついては、切欠引張試験片（切欠感受性指数： Ｋｔ＝
５．４）の引張試験を行なった結果得られた切欠引張強
度（ＮＴＳ）を、平滑試験で得られた降伏強度（ＹＳ）
で除した値（切欠降伏比＝ＮＴＳ／ＹＳ）で評価を行な
った。試験によって得られた各供試材の強度、延性、切
欠降伏比の値を、本発明の実施例の結果として第２表に
示した。
で引張試験を施した。引張試験は、供試材の圧延方向に
平行に採取した試験片を用いて実施した。破壊靭性値に
ついては、切欠引張試験片（切欠感受性指数： Ｋｔ＝
５．４）の引張試験を行なった結果得られた切欠引張強
度（ＮＴＳ）を、平滑試験で得られた降伏強度（ＹＳ）
で除した値（切欠降伏比＝ＮＴＳ／ＹＳ）で評価を行な
った。試験によって得られた各供試材の強度、延性、切
欠降伏比の値を、本発明の実施例の結果として第２表に
示した。
第１表に示す供試材は、ｌへ〜３Ａが従来合金、ＩＢ〜
１３Ｂが本発明合金、 ＩＣ−１２Ｃが比較合金である
。
１３Ｂが本発明合金、 ＩＣ−１２Ｃが比較合金である
。
以下、実施例について説明する。
従来合金ＩＡは、Ｔｉ ６ＡＺ ４Ｖ（ＥＬＩ）合
金である。従来合金ＩＡは、室温、７７におよび４．２
にで高い強度を有するものの、７７におよび４．２にで
は、低い延靭性値を示した。
金である。従来合金ＩＡは、室温、７７におよび４．２
にで高い強度を有するものの、７７におよび４．２にで
は、低い延靭性値を示した。
従来合金２Ａ、 ３Ａは、Ｔｉ ５ＡＺ −２，５Ｓ
ｎ合金のＥＬＩグレード材およびノーマルグレード材で
ある。ＥＬＩグレード材にあっては、７７に以下でも高
い延靭性値を有する反面、比較的低強度であった。ノー
マルグレード材は、これに反して、強度はＴｉ−６１Ｖ
−４Ｖ （ＥＬ Ｉ）合金並ミノ高強度を有しているが
、低温での延靭性値が極めて低く、Ｔｉ−６Ａｉ ４Ｖ
（ＥＬＩ）合金並であった。
ｎ合金のＥＬＩグレード材およびノーマルグレード材で
ある。ＥＬＩグレード材にあっては、７７に以下でも高
い延靭性値を有する反面、比較的低強度であった。ノー
マルグレード材は、これに反して、強度はＴｉ−６１Ｖ
−４Ｖ （ＥＬ Ｉ）合金並ミノ高強度を有しているが
、低温での延靭性値が極めて低く、Ｔｉ−６Ａｉ ４Ｖ
（ＥＬＩ）合金並であった。
比較合金ＩＣ１２Ｃは、Ｔｉ −３ＡＺ −５Ｓｎ −
０，２５Ｓｉ合金において、Ｍｏ含有量が、本発明の範
囲を外れているものである。比較合金１ｃは、Ｍｏ含有
量が本発明の範囲を外れて低いため、いずれの温度域に
おいても強度がＴｉ −５ＡＺ−２，５３ｎ（Ｅ Ｌ
Ｉ ）合金並みの低強度であった。一方、比較合金２０
は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲を外れて過剰であるため
、室温での強度、延性、靭性は問題がないものの、７７
に以下で残留β相の影響により、栄、激に延靭性値が低
下した。
０，２５Ｓｉ合金において、Ｍｏ含有量が、本発明の範
囲を外れているものである。比較合金１ｃは、Ｍｏ含有
量が本発明の範囲を外れて低いため、いずれの温度域に
おいても強度がＴｉ −５ＡＺ−２，５３ｎ（Ｅ Ｌ
Ｉ ）合金並みの低強度であった。一方、比較合金２０
は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲を外れて過剰であるため
、室温での強度、延性、靭性は問題がないものの、７７
に以下で残留β相の影響により、栄、激に延靭性値が低
下した。
比較合金３Ｃ，４Ｃは、Ｔｉ −３３ｎ−２Ｍｏ−０，
２５Ｓｉ合金において、ＡＩ含有量が本発明の範囲を外
れてい１す るものである。比較合金３０は、Ｎ含有量が本発明の範
囲を外れて過剰なため、室温において高強度を有するも
のの、プラナ−スリップに起因する低延靭性値となった
。低温では、さらにこの傾向が強まり、延靭性値は極め
て低下した。比較合金４０は、Ｎ含有量が本発明の範囲
を外れて低いため、いずれの温度においても強度が不足
しており、Ｔｉ５ ＡＩ−２，５３ｎ（Ｅ Ｌ Ｉ ）
合金並みであった。
２５Ｓｉ合金において、ＡＩ含有量が本発明の範囲を外
れてい１す るものである。比較合金３０は、Ｎ含有量が本発明の範
囲を外れて過剰なため、室温において高強度を有するも
のの、プラナ−スリップに起因する低延靭性値となった
。低温では、さらにこの傾向が強まり、延靭性値は極め
て低下した。比較合金４０は、Ｎ含有量が本発明の範囲
を外れて低いため、いずれの温度においても強度が不足
しており、Ｔｉ５ ＡＩ−２，５３ｎ（Ｅ Ｌ Ｉ ）
合金並みであった。
比較合金５Ｃ，６Ｃは、Ｔｉ ３ ／Ｖ−２Ｍｏ
０．２Ｓｉ合金において、Ｓｎ含有量が本発明の範囲を
外れているものである。比較合金５０は、Ｓｎ含有量が
本発明の範囲を外れて過剰なため、Ｔｉ−３ｎの金属間
化合物が形成され、この結果、延靭性値が室温から低い
値を示した。比較合金６６は、Ｓｎ含有量が０．６２ｗ
ｔ、χと、本発明の範囲を外れて低い。このため、いず
れの室温でも、強度は、Ｔｉ−５ＡＺ２．５３ｎ（Ｅ
Ｌ Ｉ ）合金以下であった。
０．２Ｓｉ合金において、Ｓｎ含有量が本発明の範囲を
外れているものである。比較合金５０は、Ｓｎ含有量が
本発明の範囲を外れて過剰なため、Ｔｉ−３ｎの金属間
化合物が形成され、この結果、延靭性値が室温から低い
値を示した。比較合金６６は、Ｓｎ含有量が０．６２ｗ
ｔ、χと、本発明の範囲を外れて低い。このため、いず
れの室温でも、強度は、Ｔｉ−５ＡＺ２．５３ｎ（Ｅ
Ｌ Ｉ ）合金以下であった。
比較合金７０は、Ｔｉ −５ＡＩ −３３ｎ−２Ｍｏ合
金において、Ｓｔ含有量が本発明の範囲を外れて過剰で
ある。比較合金７Ｃは、Ｔｉ−５ｉの金属間化合物が形
成されており、この結果、延靭性値は、室温においても
、極めて低い値を示した。
金において、Ｓｔ含有量が本発明の範囲を外れて過剰で
ある。比較合金７Ｃは、Ｔｉ−５ｉの金属間化合物が形
成されており、この結果、延靭性値は、室温においても
、極めて低い値を示した。
比較合金８０は、Ｔｉ−６ＡＩ ３ Ｓｎ ２ Ｍ
ｏ ０．２５Ｓｉ合金において、Ｆｅ含有量が本発明
の範囲を外れて過剰である。
ｏ ０．２５Ｓｉ合金において、Ｆｅ含有量が本発明
の範囲を外れて過剰である。
このため、低温靭性に悪影響を与える残留β相の体積率
が多く、室温では良好な、延靭性値を示したものの、４
．２Ｋにおいて、延靭性値の低下が生じた。
が多く、室温では良好な、延靭性値を示したものの、４
．２Ｋにおいて、延靭性値の低下が生じた。
比較合金９Ｃ，ＩＩＣは、Ｔｉ−５／Ｖ ３Ｓｎ−２
Ｍ。
Ｍ。
Ｏ，２５Ｓｉ合金において、０含有量が本発明の範囲を
外れて過剰である。０含有量が増加すると、延靭性値が
低下し、特に７７に以下で著しい。比較合金１１Ｃは、
Ｏ含有量が本発明の範囲の０．０３ｗｔ、χを超えたも
のであり、延靭性レベルがＴｉ−６Ａｆ−４Ｖ（ＥＬＩ
）合金並みの値であった。比較合金９０は、０含有量が
さらに増加した場合であり、低温の延靭性は極めて低い
値を示した。
外れて過剰である。０含有量が増加すると、延靭性値が
低下し、特に７７に以下で著しい。比較合金１１Ｃは、
Ｏ含有量が本発明の範囲の０．０３ｗｔ、χを超えたも
のであり、延靭性レベルがＴｉ−６Ａｆ−４Ｖ（ＥＬＩ
）合金並みの値であった。比較合金９０は、０含有量が
さらに増加した場合であり、低温の延靭性は極めて低い
値を示した。
比較合金１０Ｃ，１２Ｃは、Ｔｉ −３１’Ｊ ５Ｓ
ｎ ２Ｍ。
ｎ ２Ｍ。
Ｏ，２５Ｓｉ合金において、Ｎ含有量が本発明の範囲を
外れて過剰である。Ｎの過剰な添加は、０の場合と同様
に、低温での延靭性値を著しく低下させ、Ｔｉ−６Ａ７
４Ｖ（ＥＬＩ）合金より劣る特性を示した。
外れて過剰である。Ｎの過剰な添加は、０の場合と同様
に、低温での延靭性値を著しく低下させ、Ｔｉ−６Ａ７
４Ｖ（ＥＬＩ）合金より劣る特性を示した。
これに対して、本発明合金ＩＢ〜１３Ｂは、いずれも室
温から４．２Ｋまでの温度域において、強度、延靭性ハ
ランスニおイテ、Ｔｉ ６ ＡＩ −４Ｖ（Ｅ Ｌ
］）合金などの従来合金を上廻っていた。
温から４．２Ｋまでの温度域において、強度、延靭性ハ
ランスニおイテ、Ｔｉ ６ ＡＩ −４Ｖ（Ｅ Ｌ
］）合金などの従来合金を上廻っていた。
次に、本発明における、ｊＶ、 Ｍｏ、 Ｓｎ、 Ｓｔ
、 Ｎ。
、 Ｎ。
０およびＦｅの各添加元素の作用効果を、図面を参照し
ながら説明する。
ながら説明する。
第１図瓢（ａ）、ΦＬ（Ｃ）は、第２表に示す、従来合
金ｌＡ〜３Ａ、本発明合金ＩＢ〜１３Ｂおよび比較合金
ＩＣ〜１２Ｃの、室温、７７におよび４．２にの温度に
おける、強度・延靭性バランスの試験結果を示すグラフ
である。第１図において、従来合金１八〜３Ａは◇印、
本発明合金ＩＢ〜１３Ｂば・印、比較合金ＩＣ〜１２Ｃ
は○印で示した。
金ｌＡ〜３Ａ、本発明合金ＩＢ〜１３Ｂおよび比較合金
ＩＣ〜１２Ｃの、室温、７７におよび４．２にの温度に
おける、強度・延靭性バランスの試験結果を示すグラフ
である。第１図において、従来合金１八〜３Ａは◇印、
本発明合金ＩＢ〜１３Ｂば・印、比較合金ＩＣ〜１２Ｃ
は○印で示した。
第１図（ａ）〜（Ｃ１によって明らかなように、室温、
７７におよび４．２にのいずれの温度においても、本発
明合金は、強度・延靭性バランスに優れていることがわ
かる。特に、温度の低下とともに、本発明合金の他の合
金の強度・延靭性の較差は拡大することがわかる。
７７におよび４．２にのいずれの温度においても、本発
明合金は、強度・延靭性バランスに優れていることがわ
かる。特に、温度の低下とともに、本発明合金の他の合
金の強度・延靭性の較差は拡大することがわかる。
第２図〜第８図は、各添加元素の室温、７７におよび４
．２にの強度・延靭性値に及ぼす影響を、本実施例の結
果より示したグラフである。図面において、斜線の内側
部分は本発明の範囲であることを示す。
．２にの強度・延靭性値に及ぼす影響を、本実施例の結
果より示したグラフである。図面において、斜線の内側
部分は本発明の範囲であることを示す。
第２図（ａ）、 （ｂ）、 （Ｃ）は、Ｔｉ −３５ｎ
２ Ｍｏ−０，５Ｓｉの組成に、Ｍの添加量を変え
た合金（３Ｃ，４Ｃ，４Ｂ〜６Ｂ）において、Ｎ添加量
が強度・延靭性に及ぼす影響を示したグラフである。第
２図に示すように、Ｍを添加すると、いずれの温度でも
強度が上昇し、延靭性が低下する。Ｍ含有量が、６．５
ｗｔ、％以上では、いずれの温度でも、延靭性値は急激
に低下し、一方、２．５ｗｔ、％未満では、強度が低く
、Ｍ添加の効果が小さいことが分かる。
２ Ｍｏ−０，５Ｓｉの組成に、Ｍの添加量を変え
た合金（３Ｃ，４Ｃ，４Ｂ〜６Ｂ）において、Ｎ添加量
が強度・延靭性に及ぼす影響を示したグラフである。第
２図に示すように、Ｍを添加すると、いずれの温度でも
強度が上昇し、延靭性が低下する。Ｍ含有量が、６．５
ｗｔ、％以上では、いずれの温度でも、延靭性値は急激
に低下し、一方、２．５ｗｔ、％未満では、強度が低く
、Ｍ添加の効果が小さいことが分かる。
第３図（ａ）、 （ｂ）、 （Ｃ）は、Ｔｉ −３Ｎ
５Ｓｎ−０，２５Ｓｉの組成に、Ｍｏの添加量を変え
た合金（ＩＣ，２Ｃ，ｌＢ〜３Ｂ）において、ＭＯ添加
量が強度・延靭性に及ぼす影響を示したグラフである。
５Ｓｎ−０，２５Ｓｉの組成に、Ｍｏの添加量を変え
た合金（ＩＣ，２Ｃ，ｌＢ〜３Ｂ）において、ＭＯ添加
量が強度・延靭性に及ぼす影響を示したグラフである。
第３図に示すように、Ｍｏ含有量が、０．８ｗｔ、％以
上では、いずれの温度でも高い強度を有していることが
分かる。靭性値は、室温ではＭｏ含有量が３．５ｗｔ、
％まではほぼ一定であるものの、７７に以下の温度では
、ｈＯの添加とともにやや低下し、３ ｗｔ、χを超え
ると残留β相の影響によって急激に低下することが分か
る。
上では、いずれの温度でも高い強度を有していることが
分かる。靭性値は、室温ではＭｏ含有量が３．５ｗｔ、
％まではほぼ一定であるものの、７７に以下の温度では
、ｈＯの添加とともにやや低下し、３ ｗｔ、χを超え
ると残留β相の影響によって急激に低下することが分か
る。
第４図（ａ）、 （ｂ） （Ｃ）は、Ｔｉ −３Ｎ
２ Ｍｏ Ｏ，２５Ｓｉの組成に、Ｓｎの添加量を
変えた合金（６Ｃ，２Ｂ、 ３Ｂ。
２ Ｍｏ Ｏ，２５Ｓｉの組成に、Ｓｎの添加量を
変えた合金（６Ｃ，２Ｂ、 ３Ｂ。
５Ｃ）において、Ｓｎ添加量が強度・延靭性に及ぼす影
響を示したグラフである。第４図に示すように、Ｓｎ含
有量が、６ ｗｔ、χを超えると、室温においても延靭
性値は低いことが分かる。一方、２−ｔ、χ未満ではＳ
ｎ添加の効果は小さく、いずれの温度においても、低強
度であることが分かる。
響を示したグラフである。第４図に示すように、Ｓｎ含
有量が、６ ｗｔ、χを超えると、室温においても延靭
性値は低いことが分かる。一方、２−ｔ、χ未満ではＳ
ｎ添加の効果は小さく、いずれの温度においても、低強
度であることが分かる。
第５図（ａ） 、 （ｂ） 、 （ｃ）は、Ｔｉ −５
ｊＶ −３Ｓｎ −２Ｍｏの組成に、Ｓｉの添加量を変
えた合金（９Ｌ ５Ｂ、 ＩＯＢ。
ｊＶ −３Ｓｎ −２Ｍｏの組成に、Ｓｉの添加量を変
えた合金（９Ｌ ５Ｂ、 ＩＯＢ。
７Ｃ）において、Ｓｉ添加量が強度、延性、靭性に及ぼ
す影響を示したグラフである。第５図に示すように、Ｓ
ｉ含有量が０．５ｗｔ、％を超えると、シリサイドの析
出によって室温の延靭性値が低下することが分かる。０
．５ｗｔ、％以下では、いずれの温度でも、強度を上昇
させ、延靭性値を太き（低下させないことが分かる。
す影響を示したグラフである。第５図に示すように、Ｓ
ｉ含有量が０．５ｗｔ、％を超えると、シリサイドの析
出によって室温の延靭性値が低下することが分かる。０
．５ｗｔ、％以下では、いずれの温度でも、強度を上昇
させ、延靭性値を太き（低下させないことが分かる。
第６図（ａ）、 （ｂ）、 （Ｃ）は、Ｔｉ −３Ｎ
−５Ｓｎ −２Ｍ。
−５Ｓｎ −２Ｍ。
Ｏ，２５Ｓｉの組成に、Ｎの添加量を変えた合金（３Ｂ
７Ｂ、 ＩＩＢ〜１３Ｂ、 ＩＯＣ，１２Ｃ）において
、Ｎ添加量が強度・延靭性に及ぼす影響を示したグラフ
である。
７Ｂ、 ＩＩＢ〜１３Ｂ、 ＩＯＣ，１２Ｃ）において
、Ｎ添加量が強度・延靭性に及ぼす影響を示したグラフ
である。
第６図に示すように、Ｎの添加は、いずれの温度でも強
度を上昇させるものの、Ｎ含有量が、０．０７ｗｔ、Ｘ
を超えると、その効果はほぼ飽和することが分かる。一
方、靭性値は、Ｎの添加によって低下し、また、低温で
低い値となることが分がる。
度を上昇させるものの、Ｎ含有量が、０．０７ｗｔ、Ｘ
を超えると、その効果はほぼ飽和することが分かる。一
方、靭性値は、Ｎの添加によって低下し、また、低温で
低い値となることが分がる。
第７図（ａ）、 （ｂ）、 （Ｃ）は、Ｔｉ −６ｊＶ
２Ｓｎ −２Ｍ。
２Ｓｎ −２Ｍ。
Ｏ，２５Ｓｉの組成に、Ｆｅの添加量を変えた合金（６
１１８８、８Ｃ）において、Ｆｅ添加量が強度・延靭性
に及ぼす影響を示したグラフである。第７図に示すよう
に、Ｆｅの添加は、室温では靭性をほとんど低下させず
温度を上昇させることができることが分がる。しかしな
がら、温度が低下すると、Ｆｅ含有量が０．１５ｗｔ、
χを超えると急激に靭性値が低下することが分かる。
１１８８、８Ｃ）において、Ｆｅ添加量が強度・延靭性
に及ぼす影響を示したグラフである。第７図に示すよう
に、Ｆｅの添加は、室温では靭性をほとんど低下させず
温度を上昇させることができることが分がる。しかしな
がら、温度が低下すると、Ｆｅ含有量が０．１５ｗｔ、
χを超えると急激に靭性値が低下することが分かる。
第８図（ａ）、 （ｂ）、 （Ｃ）は、Ｔｉ−５Ａｆ
３Ｓｎ−２Ｍ。
３Ｓｎ−２Ｍ。
０１２５Ｓｉの組成に、０の添加量を変えた合金（５１
（９Ｃ，ＩＩＣ）において、Ｏ添加量が強度・延靭性値
に及ぼす影響を示したグラフである。第８図に示すよう
に、０含有量が０．１０ｗｔ、χを超えると、延性、靭
性の低下が大きく、特に、この較差は、低温になる程著
しいことが分かる。
（９Ｃ，ＩＩＣ）において、Ｏ添加量が強度・延靭性値
に及ぼす影響を示したグラフである。第８図に示すよう
に、０含有量が０．１０ｗｔ、χを超えると、延性、靭
性の低下が大きく、特に、この較差は、低温になる程著
しいことが分かる。
以上説明したように、この発明によれば、チタン合金に
ついて、室温から４．２Ｋまでの強度に影響を及ぼすＡ
ｆ＋ ｓｎ、 Ｓ＋及び必要に応じてＮ含有量と、強度
・延靭性バランスを向上させるためのＭ。
ついて、室温から４．２Ｋまでの強度に影響を及ぼすＡ
ｆ＋ ｓｎ、 Ｓ＋及び必要に応じてＮ含有量と、強度
・延靭性バランスを向上させるためのＭ。
含有量とをバランスさせ、さらに、低温での靭性値を向
上させるために、０およびＦｅ含有量を低減させること
により、室温から４．２Ｋにおいて、Ｔｉ−６ＡＺ−４
Ｖ （ＥＬ Ｉ）合金並みの強度を有し、優れた強度・
延靭性バランスを有するチタン合金が提供できる産業上
有用な効果がもたらされる。
上させるために、０およびＦｅ含有量を低減させること
により、室温から４．２Ｋにおいて、Ｔｉ−６ＡＺ−４
Ｖ （ＥＬ Ｉ）合金並みの強度を有し、優れた強度・
延靭性バランスを有するチタン合金が提供できる産業上
有用な効果がもたらされる。
温、７７におよび４．２にの温度における、強度・延靭
性値に及ぼす影響を示すグラフである。
性値に及ぼす影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ａｌ：２．５〜６．５ｗｔ．％、 Ｍｏ：０．８〜３．０ｗｔ．％、 Ｓｎ：２．０〜６．０ｗｔ．％、 Ｓｉ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｏ：０．１０ｗｔ．％以下、 Ｆｅ：０．１５ｗｔ．％以下、および、 残部：Ｔｉおよび不可避不純物 からなることを特徴とする、室温から４．２Ｋまでの温
度域において、強度および靭性に優れた極低温用高強度
チタン合金。 ２ Ａｌ：２．５〜６．５ｗｔ．％、 Ｍｏ：０．８〜３．０ｗｔ．％、 Ｓｎ：２．０〜６．０ｍｔ％、 Ｓｉ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｎ：０．０７ｗｔ．％以下、 Ｏ：０．１０ｗｔ．％以下、 Ｆｅ：０．１５ｗｔ．％以下、および、 残部：Ｔｉおよび不可避不純物 からなることを特徴とする、室温から４．２にまでの温
度域において、強度および靭性に優れた極低温用高強度
チタン合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29428888A JPH0663048B2 (ja) | 1988-11-21 | 1988-11-21 | 極低温用高強度チタン合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29428888A JPH0663048B2 (ja) | 1988-11-21 | 1988-11-21 | 極低温用高強度チタン合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02141554A true JPH02141554A (ja) | 1990-05-30 |
| JPH0663048B2 JPH0663048B2 (ja) | 1994-08-17 |
Family
ID=17805760
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29428888A Expired - Fee Related JPH0663048B2 (ja) | 1988-11-21 | 1988-11-21 | 極低温用高強度チタン合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0663048B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110027121A1 (en) * | 2002-06-21 | 2011-02-03 | Yoji Kosaka | Titanium alloy and automotive exhaust systems thereof |
-
1988
- 1988-11-21 JP JP29428888A patent/JPH0663048B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110027121A1 (en) * | 2002-06-21 | 2011-02-03 | Yoji Kosaka | Titanium alloy and automotive exhaust systems thereof |
| US8349096B2 (en) * | 2002-06-21 | 2013-01-08 | Titanium Metals Corporation | Titanium alloy and automotive exhaust systems thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0663048B2 (ja) | 1994-08-17 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |