JPH0819501B2 - 耐熱性にすぐれたチタン合金 - Google Patents
耐熱性にすぐれたチタン合金Info
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- JPH0819501B2 JPH0819501B2 JP1336096A JP33609689A JPH0819501B2 JP H0819501 B2 JPH0819501 B2 JP H0819501B2 JP 1336096 A JP1336096 A JP 1336096A JP 33609689 A JP33609689 A JP 33609689A JP H0819501 B2 JPH0819501 B2 JP H0819501B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はα型，α＋β型およびβ型チタン合金におい
て、耐酸化性および高温強度を向上させた耐熱性にすぐ
れたチタン合金に関するものである。
て、耐酸化性および高温強度を向上させた耐熱性にすぐ
れたチタン合金に関するものである。
（従来の技術） チタン合金は比強度が高く耐食性にすぐれ、かつ耐熱
性も備えていることから、航空機用部材をはじめ多くの
構造材料分野で使用されており、近時その用途は拡大し
つつある。
性も備えていることから、航空機用部材をはじめ多くの
構造材料分野で使用されており、近時その用途は拡大し
つつある。
このように注目されているチタン合金には、その金属
組織が六方晶のα相からなるα型、α相と体心立方晶の
β相からなるα＋β型、およびβ相からなるβ型の３種
類がある。
組織が六方晶のα相からなるα型、α相と体心立方晶の
β相からなるα＋β型、およびβ相からなるβ型の３種
類がある。
α型合金にはTi−5Al−2.5Sn、Ti−5.5Alなどがあ
る。純チタンに比べて強度が高くβ変態点以下では常に
安定であるため、高温における熱安定性および耐クリー
プ性にすぐれており、航空機のエンジンケースなどに使
用される。
る。純チタンに比べて強度が高くβ変態点以下では常に
安定であるため、高温における熱安定性および耐クリー
プ性にすぐれており、航空機のエンジンケースなどに使
用される。
α＋β型合金にはTi−6Al−4V、Ti−6Al−2Sn−4Zr−
2Moなどがある。これらは二相合金であるため加工性お
よび溶接性などの部材製造性と、強度および耐疲労性な
どの製品特性の両面ですぐれた特性を有するバランスの
とれた材料であり、各種構造部材に使用される。
2Moなどがある。これらは二相合金であるため加工性お
よび溶接性などの部材製造性と、強度および耐疲労性な
どの製品特性の両面ですぐれた特性を有するバランスの
とれた材料であり、各種構造部材に使用される。
β型合金にはTi−15V−3Cr−3Sn−3Al、Ti−3Al−8V
−6Cr−4Mo−4Zrなどがある。これらは常温までβ相を
残留させることができるので冷間加工性にすぐれ、また
熱処理により高強度が得られるため近年さかんに開発さ
れ、各種分野で使用されるようになってきた。
−6Cr−4Mo−4Zrなどがある。これらは常温までβ相を
残留させることができるので冷間加工性にすぐれ、また
熱処理により高強度が得られるため近年さかんに開発さ
れ、各種分野で使用されるようになってきた。
これらチタン合金の耐熱用途においては、高温環境に
おける耐熱性すなわち耐高温酸化性および高温強度が要
求され、用途の拡大に伴って従来の使用環境よりも高温
域での耐熱性を備えた材料が望まれるようになってき
た。
おける耐熱性すなわち耐高温酸化性および高温強度が要
求され、用途の拡大に伴って従来の使用環境よりも高温
域での耐熱性を備えた材料が望まれるようになってき
た。
また、チタン合金は用途に応じて板、線、管、形材な
ど各種形状で供給されるが、それらは鋳造されたインゴ
ットを加熱して鍛造あるいは分塊圧延によりスラブある
いはビレットとした後、さらに熱間圧延、熱間押出等の
熱間加工を行って製造される。これら製造工程において
は、加熱により材料表面に酸化スケールが発生し、それ
に起因して熱間加工時に表面疵が発生するので、疵除去
のための研削作業を要するなどの問題があった。
ど各種形状で供給されるが、それらは鋳造されたインゴ
ットを加熱して鍛造あるいは分塊圧延によりスラブある
いはビレットとした後、さらに熱間圧延、熱間押出等の
熱間加工を行って製造される。これら製造工程において
は、加熱により材料表面に酸化スケールが発生し、それ
に起因して熱間加工時に表面疵が発生するので、疵除去
のための研削作業を要するなどの問題があった。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は、α型，α＋β型およびβ型チタン合金にお
いて、耐酸化性および高温強度を向上させることにより
従来よりも高温での使用を可能にするとともに、熱間加
工における材料欠陥の発生を抑制することのできる耐熱
性にすぐれたチタン合金を提供することを目的とする。
いて、耐酸化性および高温強度を向上させることにより
従来よりも高温での使用を可能にするとともに、熱間加
工における材料欠陥の発生を抑制することのできる耐熱
性にすぐれたチタン合金を提供することを目的とする。
（課題を解決するための手段および作用） 本発明者は、チタン合金にP,As,Sb,Bi,S,Se,Teといっ
た周期律表におけるVB族あるいはVIB族の元素を添加す
ると、耐酸化性および高温強度が向上することを知見し
た。本発明はこのような知見に基づくもので、その要旨
はつぎのとおりである。
た周期律表におけるVB族あるいはVIB族の元素を添加す
ると、耐酸化性および高温強度が向上することを知見し
た。本発明はこのような知見に基づくもので、その要旨
はつぎのとおりである。
（１）α型，α＋β型あるいはβ型チタン合金におい
て、Ｐを合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とする
耐熱性にすぐれたチタン合金。
て、Ｐを合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とする
耐熱性にすぐれたチタン合金。
（２）α型，α＋β型あるいはβ型チタン合金におい
て、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計
10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐ
れたチタン合金。
て、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計
10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐ
れたチタン合金。
（３）重量％にてAl:2〜７％を含有し、残部がTiおよび
不可避的不純物からなるα型チタン合金において、Ｐを
10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐ
れたチタン合金。
不可避的不純物からなるα型チタン合金において、Ｐを
10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐ
れたチタン合金。
（４）重量％にてAl:2〜７％を含有し、残部がTiおよび
不可避的不純物からなるα型チタン合金において、Ｐと
As,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104
原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐれたチ
タン合金。
不可避的不純物からなるα型チタン合金において、Ｐと
As,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104
原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐれたチ
タン合金。
（５）重量％にてAl:2〜７％およびSn:1〜６％を含有
し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα型チタン
合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加したことを特徴
とする耐熱性にすぐれたチタン合金。
し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα型チタン
合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加したことを特徴
とする耐熱性にすぐれたチタン合金。
（６）重量％にてAl:2〜７％およびSn:1〜６％を含有
し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα型チタン
合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種
以上を合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐
熱性にすぐれたチタン合金。
し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα型チタン
合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種
以上を合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐
熱性にすぐれたチタン合金。
（７）重量％にてAl:2〜７％およびV:2〜12％を含有
し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β型チ
タン合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加したことを
特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。
し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β型チ
タン合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加したことを
特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。
（８）重量％にてAl:2〜７％およびV:2〜12％を含有
し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β型チ
タン合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または
２種以上を合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とす
る耐熱性にすぐれたチタン合金。
し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β型チ
タン合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または
２種以上を合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とす
る耐熱性にすぐれたチタン合金。
（９）重量％にてAl:2〜７％と、V:2〜12％またはMo:1
〜７％とを含有し、さらにSn:1〜６％と、Zr:3〜８％、
Fe:0.1〜３％、Cu:0.1〜３％の１種または２種以上を含
有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β型
チタン合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加したこと
を特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。
〜７％とを含有し、さらにSn:1〜６％と、Zr:3〜８％、
Fe:0.1〜３％、Cu:0.1〜３％の１種または２種以上を含
有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β型
チタン合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加したこと
を特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。
（10）重量％にてAl:2〜７％と、V:2〜12％またはMo:1
〜７％とを含有し、さらにSn:1〜６％と、Zr:3〜８％、
Fe:0.1〜３％、Cu:0.1〜３％の１種または２種以上を含
有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β型
チタン合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種また
は２種以上を合計10〜104原子ppm添加したことを特徴と
する耐熱性にすぐれたチタン合金。
〜７％とを含有し、さらにSn:1〜６％と、Zr:3〜８％、
Fe:0.1〜３％、Cu:0.1〜３％の１種または２種以上を含
有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β型
チタン合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種また
は２種以上を合計10〜104原子ppm添加したことを特徴と
する耐熱性にすぐれたチタン合金。
（11）重量％にてV,Mo,Crの１種または２種以上を合計
９〜27％含有し、さらにAl:2〜４％、Sn:1〜６％、Zr:3
〜８％の１種または２種以上を含有し、残部がTiおよび
不可避的不純物からなるβ型チタン合金において、Ｐを
合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性に
すぐれたチタン合金。
９〜27％含有し、さらにAl:2〜４％、Sn:1〜６％、Zr:3
〜８％の１種または２種以上を含有し、残部がTiおよび
不可避的不純物からなるβ型チタン合金において、Ｐを
合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性に
すぐれたチタン合金。
（12）重量％にてV,Mo,Crの１種または２種以上を合計
９〜27％含有し、さらにAl:2〜４％、Sn:1〜６％、Zr:3
〜８％の１種または２種以上を含有し、残部がTiおよび
不可避的不純物からなるβ型チタン合金において、Ｐと
As,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104
原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐれたチ
タン合金。
９〜27％含有し、さらにAl:2〜４％、Sn:1〜６％、Zr:3
〜８％の１種または２種以上を含有し、残部がTiおよび
不可避的不純物からなるβ型チタン合金において、Ｐと
As,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104
原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐれたチ
タン合金。
請求項（１），（２）はα型，α＋β型およびβ型の
各種チタン合金に、P,As,Sb,Bi,S,Se,Teといった周期律
表におけるVB族あるいはVIB族の元素を添加することに
より耐酸化性および高温強度を向上させたものである。
各種チタン合金に、P,As,Sb,Bi,S,Se,Teといった周期律
表におけるVB族あるいはVIB族の元素を添加することに
より耐酸化性および高温強度を向上させたものである。
α型合金の代表例としてTi−5Al−2.5Sn、α＋β型合
金の代表例としてTi−6Al−4V、β型合金の代表例とし
てTi−15V−3Cr−3Sn−3Alを選び、VB族に属するＰの添
加量を種々変えた各合金を溶製して板を製造し、耐酸化
性および高温強度を調査した。耐酸化性については、大
気中にて900℃で６時間加熱したときの酸化増量の測定
結果を第１図に示し、高温強度については、500℃にお
ける降伏点の測定結果を第２図に示す。両図からわかる
ように、Ｐを10原子ppm以上添加すると耐酸化性および
高温強度ともに明瞭な効果が現れ、104原子ppmを越えて
添加すると、耐酸化性は劣化する。
金の代表例としてTi−6Al−4V、β型合金の代表例とし
てTi−15V−3Cr−3Sn−3Alを選び、VB族に属するＰの添
加量を種々変えた各合金を溶製して板を製造し、耐酸化
性および高温強度を調査した。耐酸化性については、大
気中にて900℃で６時間加熱したときの酸化増量の測定
結果を第１図に示し、高温強度については、500℃にお
ける降伏点の測定結果を第２図に示す。両図からわかる
ように、Ｐを10原子ppm以上添加すると耐酸化性および
高温強度ともに明瞭な効果が現れ、104原子ppmを越えて
添加すると、耐酸化性は劣化する。
チタンあるいはチタン合金の酸化物は、TiO2-Xとして
化学量論的組成のTiO2から偏倚していて、Ｏが不足し、
いわゆる酸素空孔が存在する。このため、チタン合金の
高温酸化は、材料表面に形成されたTiO2-X層の酸素空孔
を通してＯを内方拡散することにより酸化物が厚くなっ
て進行すると考えられる。チタン合金にＰを添加すると
耐酸化性が向上するのは、ＰがTiの価電子数４よりも大
きな５価であるために自由電子の供給を行い、TiO2-X酸
化物層中の酸素空孔を減少させ、酸素の内方拡散を抑制
して、材料表面にできる酸化層の成長が抑えられるため
であると考えられる。したがって、価電子数が５である
VB族のAs,Sb,Biおよび価電子数が６であるVIB族のS,Se,
TeもＰと同様の効果を有すると考えられ、それを確認し
た。そしてその効果は、これら元素の１種または２種以
上を合計10原子ppm以上添加したときに現れ、104原子pp
mを越えて添加した場合は、かえって耐酸化性が劣化す
るほか材料が脆化する。
化学量論的組成のTiO2から偏倚していて、Ｏが不足し、
いわゆる酸素空孔が存在する。このため、チタン合金の
高温酸化は、材料表面に形成されたTiO2-X層の酸素空孔
を通してＯを内方拡散することにより酸化物が厚くなっ
て進行すると考えられる。チタン合金にＰを添加すると
耐酸化性が向上するのは、ＰがTiの価電子数４よりも大
きな５価であるために自由電子の供給を行い、TiO2-X酸
化物層中の酸素空孔を減少させ、酸素の内方拡散を抑制
して、材料表面にできる酸化層の成長が抑えられるため
であると考えられる。したがって、価電子数が５である
VB族のAs,Sb,Biおよび価電子数が６であるVIB族のS,Se,
TeもＰと同様の効果を有すると考えられ、それを確認し
た。そしてその効果は、これら元素の１種または２種以
上を合計10原子ppm以上添加したときに現れ、104原子pp
mを越えて添加した場合は、かえって耐酸化性が劣化す
るほか材料が脆化する。
またチタン合金にＰを添加すると高温強度が向上した
が、Ｐのほか上記VB族およびVIB族の各元素についても
同様の効果を確認した。その効果は各元素の１種または
２種以上を合計10原子ppm以上添加したときに現れる。
が、Ｐのほか上記VB族およびVIB族の各元素についても
同様の効果を確認した。その効果は各元素の１種または
２種以上を合計10原子ppm以上添加したときに現れる。
したがって請求項（１），（２）においてP,As,Sb,B
i,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104原子ppm
添加することとした。
i,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104原子ppm
添加することとした。
請求項（３），（４）はTi−5.5Alを代表とするα型
チタン合金を対象としたものである。Alはα相の安定化
と固溶強化のために含有させ、その効果が２重量％以上
で現れ、７重量％を越えるとTi3Al金属間化合物が析出
して加工性が劣化するので、２〜７重量％含有させるこ
ととした。また、請求項（１），（２）と同様の理由で
P,As,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜10
4原子ppm添加することとした。
チタン合金を対象としたものである。Alはα相の安定化
と固溶強化のために含有させ、その効果が２重量％以上
で現れ、７重量％を越えるとTi3Al金属間化合物が析出
して加工性が劣化するので、２〜７重量％含有させるこ
ととした。また、請求項（１），（２）と同様の理由で
P,As,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜10
4原子ppm添加することとした。
請求項（５），（６）はTi−5Al−2.5Snを代表とする
α型チタン合金を対象としたものである。Alは請求項
（３），（４）と同様の理由で２〜７重量％含有させる
こととした。Snは固溶強化のために含有させ、その効果
が１重量％以上で現れ、６重量％を越えると脆化するの
で１〜６重量％含有させることとした。また、請求項
（１），（２）と同様の理由でP,As,Sb,Bi,S,Se,Teの１
種または２種以上を合計10〜104原子ppm添加することと
した。
α型チタン合金を対象としたものである。Alは請求項
（３），（４）と同様の理由で２〜７重量％含有させる
こととした。Snは固溶強化のために含有させ、その効果
が１重量％以上で現れ、６重量％を越えると脆化するの
で１〜６重量％含有させることとした。また、請求項
（１），（２）と同様の理由でP,As,Sb,Bi,S,Se,Teの１
種または２種以上を合計10〜104原子ppm添加することと
した。
請求項（７），（８）はTi−6Al−4V、Ti−3Al−2.5V
などのα＋β型チタン合金を対象としたものである。Al
は請求項（３），（４）と同様α相の安定化と固溶強化
のために２〜７重量％含有させることとした。Ｖはβ相
安定化と固溶強化および加工性向上のために含有させ、
その効果が２重量％以上で現れ、12重量％を越えるとα
相が不安定化するので２〜12重量％含有させることとし
た。また、請求項（１），（２）と同様の理由でP,As,S
b,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104原子p
pm添加することとした。
などのα＋β型チタン合金を対象としたものである。Al
は請求項（３），（４）と同様α相の安定化と固溶強化
のために２〜７重量％含有させることとした。Ｖはβ相
安定化と固溶強化および加工性向上のために含有させ、
その効果が２重量％以上で現れ、12重量％を越えるとα
相が不安定化するので２〜12重量％含有させることとし
た。また、請求項（１），（２）と同様の理由でP,As,S
b,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104原子p
pm添加することとした。
請求項（９），（10）はTi−6Al−2Sn−4Zr−2Mo、Ti
−6Al−6V−2Sn、Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo、Ti−10V−2
Fe−3Alなどのα＋β型チタン合金を対象としたもので
ある。Alは請求項（３），（４）と同様α相の安定化と
固溶強化のために２〜７重量％含有させることとした。
ＶまたはMoはβ相安定化と固溶強化および加工性向上の
ために含有させ、その効果はＶは２重量％以上Moは１重
量％以上で現れるが、Ｖが12重量％を越えた場合、Moが
７重量％を越えた場合はα相が不安定化するので、Ｖを
２〜12重量％含有させるかまたはMoを１〜７重量％含有
させることとした。Sn,Zr,Fe,Cuは何れも固溶強化に有
効な元素であり、Snは１重量％以上Zrは３重量％以上Fe
およびCuはそれぞれ0.1重量％以上で効果が現れる。し
かし、Snが６重量％を越えた場合、Zrが８重量％を越え
た場合は材料が脆化し、FeおよびCuがそれぞれ３重量％
を越えた場合は共析化合物が析出して加工性が劣化す
る。したがってSn:1〜６％、Zr:3〜８％、Fe:0.1〜３
％、Cu:0.1〜３％の１種または２種以上を含有させるこ
ととした。また、請求項（１），（２）と同様の理由で
P,As,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜10
4原子ppm添加することとした。
−6Al−6V−2Sn、Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo、Ti−10V−2
Fe−3Alなどのα＋β型チタン合金を対象としたもので
ある。Alは請求項（３），（４）と同様α相の安定化と
固溶強化のために２〜７重量％含有させることとした。
ＶまたはMoはβ相安定化と固溶強化および加工性向上の
ために含有させ、その効果はＶは２重量％以上Moは１重
量％以上で現れるが、Ｖが12重量％を越えた場合、Moが
７重量％を越えた場合はα相が不安定化するので、Ｖを
２〜12重量％含有させるかまたはMoを１〜７重量％含有
させることとした。Sn,Zr,Fe,Cuは何れも固溶強化に有
効な元素であり、Snは１重量％以上Zrは３重量％以上Fe
およびCuはそれぞれ0.1重量％以上で効果が現れる。し
かし、Snが６重量％を越えた場合、Zrが８重量％を越え
た場合は材料が脆化し、FeおよびCuがそれぞれ３重量％
を越えた場合は共析化合物が析出して加工性が劣化す
る。したがってSn:1〜６％、Zr:3〜８％、Fe:0.1〜３
％、Cu:0.1〜３％の１種または２種以上を含有させるこ
ととした。また、請求項（１），（２）と同様の理由で
P,As,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜10
4原子ppm添加することとした。
請求項（11），（12）はTi−13V−11Cr−3Al、Ti−3A
l−8V−6Cr−4Mo−4Zr（βＣ合金）、Ti−11.5Mo−6Zr
−4.5Sn（βIII合金）、Ti−15V−3Cr−3Sn−3Alなどの
β型チタン合金を対象としたものである。V,Mo,Crはβ
相安定化と固溶強化および加工性向上のために含有さ
せ、その効果はこれら各元素の１種または２種以上が合
計９重量％以上で現れるが、27重量％を越えるとこれら
元素が偏析しやすくなり、疲労特性をはじめとする製品
特性が悪化し、また比重が増加してチタン合金の特徴で
ある高比強度がそこなわれるので、１種または２種以上
を合計９〜27重量％含有させることとした。Al,Sn,Zrは
何れも固溶強化に有効な元素である。AlおよびSnはさら
にω相が析出して材料が脆化するのを抑制する効果があ
って、その効果はAlの場合は２重量％以上Snの場合は１
重量％以上で現れ、Zrはさらにβ相を安定化させる効果
があって、その効果は３重量％以上で現れる。しかしAl
が４重量％を越えるとβ相が不安定化し、Snが６重量％
を越えた場合Zrが８重量％を越えた場合は材料が脆化す
る。したがってAl:2〜４重量％、Sn:1〜６重量％、Zr:3
〜８重量％の１種または２種以上を含有させることとし
た。また、請求項（１），（２）と同様の理由でP,As,S
b,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104原子p
pm添加することとした。
l−8V−6Cr−4Mo−4Zr（βＣ合金）、Ti−11.5Mo−6Zr
−4.5Sn（βIII合金）、Ti−15V−3Cr−3Sn−3Alなどの
β型チタン合金を対象としたものである。V,Mo,Crはβ
相安定化と固溶強化および加工性向上のために含有さ
せ、その効果はこれら各元素の１種または２種以上が合
計９重量％以上で現れるが、27重量％を越えるとこれら
元素が偏析しやすくなり、疲労特性をはじめとする製品
特性が悪化し、また比重が増加してチタン合金の特徴で
ある高比強度がそこなわれるので、１種または２種以上
を合計９〜27重量％含有させることとした。Al,Sn,Zrは
何れも固溶強化に有効な元素である。AlおよびSnはさら
にω相が析出して材料が脆化するのを抑制する効果があ
って、その効果はAlの場合は２重量％以上Snの場合は１
重量％以上で現れ、Zrはさらにβ相を安定化させる効果
があって、その効果は３重量％以上で現れる。しかしAl
が４重量％を越えるとβ相が不安定化し、Snが６重量％
を越えた場合Zrが８重量％を越えた場合は材料が脆化す
る。したがってAl:2〜４重量％、Sn:1〜６重量％、Zr:3
〜８重量％の１種または２種以上を含有させることとし
た。また、請求項（１），（２）と同様の理由でP,As,S
b,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計10〜104原子p
pm添加することとした。
（実 施 例） 第１表に示す成分の各種チタン合金を溶製して熱間圧
延により板を製造し、10mm厚さ×15mm幅×40mm長さの試
験片を切り出し、400番研磨仕上げした試験片を、大気
中に900℃６時間加熱し酸化増量を測定した。また、同
溶製材を熱間押出加工して製造した丸棒から切り出した
直径8mmの引張り試験片で、500℃の高温引張り試験を行
い降伏点を測定した。その結果、第１表に示すように本
発明例は何れも、従来例に対して耐酸化性および高温強
度がすぐれたものであった。なおＰ添加量を過多にした
比較例のNo.21〜23は、熱間圧延はできたものの大きな
割れが多数発生した。
延により板を製造し、10mm厚さ×15mm幅×40mm長さの試
験片を切り出し、400番研磨仕上げした試験片を、大気
中に900℃６時間加熱し酸化増量を測定した。また、同
溶製材を熱間押出加工して製造した丸棒から切り出した
直径8mmの引張り試験片で、500℃の高温引張り試験を行
い降伏点を測定した。その結果、第１表に示すように本
発明例は何れも、従来例に対して耐酸化性および高温強
度がすぐれたものであった。なおＰ添加量を過多にした
比較例のNo.21〜23は、熱間圧延はできたものの大きな
割れが多数発生した。
第１表のNo.6（本発明例）およびNo.26（従来例）に
ついて、熱間圧延後の酸化スケール厚さおよび表面疵深
さを測定した結果、従来例のNo.26はスケール厚さが３
〜６μｍ、表面疵深さが20〜30μｍであったのに対し、
本発明例のNo.6はスケール厚さが１〜３μｍ、表面疵深
さが５〜10μｍに軽減された。
ついて、熱間圧延後の酸化スケール厚さおよび表面疵深
さを測定した結果、従来例のNo.26はスケール厚さが３
〜６μｍ、表面疵深さが20〜30μｍであったのに対し、
本発明例のNo.6はスケール厚さが１〜３μｍ、表面疵深
さが５〜10μｍに軽減された。
（発明の効果） 本発明により、α型，α＋β型およびβ型チタン合金
材において、耐酸化性および高温強度の向上した耐熱性
にすぐれた材料が提供され、比強度が高くかつ耐食性が
良いチタン合金の特性が維持されるとともに、従来より
も高温での使用が可能になる。また材料の製造に際して
は、熱間加工などにおける酸化スケールの発生および表
面疵の発生が抑制され、製造性が著しく向上する。
材において、耐酸化性および高温強度の向上した耐熱性
にすぐれた材料が提供され、比強度が高くかつ耐食性が
良いチタン合金の特性が維持されるとともに、従来より
も高温での使用が可能になる。また材料の製造に際して
は、熱間加工などにおける酸化スケールの発生および表
面疵の発生が抑制され、製造性が著しく向上する。
第１図は各種チタン合金におけるＰ添加量と耐酸化性の
関係を示す図、第２図は各種チタン合金におけるＰ添加
量と高温強度の関係を示す図である。
関係を示す図、第２図は各種チタン合金におけるＰ添加
量と高温強度の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 谷野 満 神奈川県川崎市中原区井田1618 新日本製 鐵株式会社第一技術研究所内 (72)発明者 高村 仁一 神奈川県川崎市中原区井田1618 新日本製 鐵株式会社第一技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭49−61010（ＪＰ，Ａ) 特開 昭50−106804（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−15611（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−153247（ＪＰ，Ａ) 金属チタンとその応用編集委員会編「金 属チタンとその応用」（昭60−６−20）日 刊工業新聞社，Ｐ．41−69
Claims (12)
- 【請求項１】α型，α＋β型あるいはβ型チタン合金に
おいて、Ｐを10〜104原子ppm添加したことを特徴とする
耐熱性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項２】α型，α＋β型あるいはβ型チタン合金に
おいて、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を
合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性に
すぐれたチタン合金。 - 【請求項３】重量％にてAl:2〜７％を含有し、残部がTi
および不可避的不純物からなるα型チタン合金におい
て、Ｐを10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱
性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項４】重量％にてAl:2〜７％を含有し、残部がTi
および不可避的不純物からなるα型チタン合金におい
て、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計
10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐ
れたチタン合金。 - 【請求項５】重量％にてAl:2〜７％およびSn:1〜６％を
含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα型チ
タン合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加したことを
特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項６】重量％にてAl:2〜７％およびSn:1〜６％を
含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα型チ
タン合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または
２種以上を合計10〜104原子ppm添加したことを特徴とす
る耐熱性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項７】重量％にてAl:2〜７％およびV:2〜12％を
含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β
型チタン合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加したこ
とを特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項８】重量％にてAl:2〜７％およびV:2〜12％を
含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα＋β
型チタン合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種ま
たは２種以上を合計10〜104原子ppm添加したことを特徴
とする耐熱性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項９】重量％にてAl:2〜７％と、V:2〜12％また
はMo:1〜７％とを含有し、さらにSn:1〜６％と、Zr:3〜
８％、Fe:0.1〜３％、Cu:0.1〜３％の１種または２種以
上を含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるα
＋β型チタン合金において、Ｐを10〜104原子ppm添加し
たことを特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項１０】重量％にてAl:2〜７％と、V:2〜12％ま
たはMo:1〜７％とを含有し、さらにSn:1〜６％と、Zr:3
〜８％、Fe:0.1〜３％、Cu:0.1〜３％の１種または２種
以上を含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなる
α＋β型チタン合金において、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの
１種または２種以上を合計10〜104原子ppm添加したこと
を特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項１１】重量％にてV,Mo,Crの１種または２種以
上を合計９〜27％含有し、さらにAl:2〜４％、Sn:1〜６
％、Zr:3〜８％の１種または２種以上を含有し、残部が
Tiおよび不可避的不純物からなるβ型チタン合金におい
て、Ｐを10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱
性にすぐれたチタン合金。 - 【請求項１２】重量％にてV,Mo,Crの１種または２種以
上を合計９〜27％含有し、さらにAl:2〜４％、Sn:1〜６
％、Zr:3〜８％の１種または２種以上を含有し、残部が
Tiおよび不可避的不純物からなるβ型チタン合金におい
て、ＰとAs,Sb,Bi,S,Se,Teの１種または２種以上を合計
10〜104原子ppm添加したことを特徴とする耐熱性にすぐ
れたチタン合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1336096A JPH0819501B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 耐熱性にすぐれたチタン合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1336096A JPH0819501B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 耐熱性にすぐれたチタン合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03197635A JPH03197635A (ja) | 1991-08-29 |
| JPH0819501B2 true JPH0819501B2 (ja) | 1996-02-28 |
Family
ID=18295655
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1336096A Expired - Lifetime JPH0819501B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 耐熱性にすぐれたチタン合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0819501B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4264411B2 (ja) | 2004-04-09 | 2009-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度α＋β型チタン合金 |
| JP4987609B2 (ja) * | 2007-07-30 | 2012-07-25 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間加工性に優れる排気装置部材用耐熱チタン合金およびその製造方法ならびに該合金を用いた排気装置部材 |
| CN109097628A (zh) * | 2018-10-10 | 2018-12-28 | 广州宇智科技有限公司 | 一种在无氧化气氛下500-600度使用的新型耐高温钛合金 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3756810A (en) * | 1972-04-04 | 1973-09-04 | Titanium Metals Corp | High temperature titanium alloy |
| JPS5521823B2 (ja) * | 1972-09-28 | 1980-06-12 | ||
| DE2441200A1 (de) * | 1974-01-18 | 1975-08-14 | Titanium Metals Corp | Titanlegierung |
| JPS61153247A (ja) * | 1984-12-26 | 1986-07-11 | Daido Steel Co Ltd | 快削Ｔｉ合金およびその製造方法 |
-
1989
- 1989-12-25 JP JP1336096A patent/JPH0819501B2/ja not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 金属チタンとその応用編集委員会編「金属チタンとその応用」（昭６０−６−２０）日刊工業新聞社，Ｐ．４１−６９ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03197635A (ja) | 1991-08-29 |
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