JPH03197635A - 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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- JPH03197635A JPH03197635A JP33609689A JP33609689A JPH03197635A JP H03197635 A JPH03197635 A JP H03197635A JP 33609689 A JP33609689 A JP 33609689A JP 33609689 A JP33609689 A JP 33609689A JP H03197635 A JPH03197635 A JP H03197635A
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- Powder Metallurgy (AREA)
- Forging (AREA)
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)
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。
、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。
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。
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−5AN−2,55nSTt −5,
5A1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。
5A1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。
α+β型合金にはTi−6Al−4VSTTi−6A!
−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。
−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。
β型合金にはTl−15V−3Cr−3Sn−3Aj7
STi−3ASTi−3Ai)−8V−6Cr−4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。
STi−3ASTi−3Ai)−8V−6Cr−4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。
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。
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型チタン合金材にお
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。
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。
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。
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、As、Sb、Bi、S、Se。
いて、P、As、Sb、Bi、S、Se。
Teの1種または2種以上を合計10〜104原子pp
m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。
m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)重量%にてAp: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、As、Sb、Bi、S。
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、As、Sb、Bi、S。
Se、Teの1種または2種以上を合計10〜I04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。
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Ap: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 + A SSb、Bl、S
、Se、Teの1種または2種以上を合計10〜104
原子pp+m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。
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 + A SSb、Bl、S
、Se、Teの1種または2種以上を合計10〜104
原子pp+m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Al1:2〜7%および■: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。
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。
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AfI:2〜7%と、V:2〜12%
またはMo:1〜7%とを含有し、さらにSn:1〜6
%、z「: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、As+ Sb。
またはMo:1〜7%とを含有し、さらにSn:1〜6
%、z「: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、As+ Sb。
Bi、S、Se、Teの1種または2種以上を合計lO
〜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。
〜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、As、Sb、Bi、S、Se、
Teの1種または2種以上を合計lO〜104原子p四
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
。
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、As、Sb、Bi、S、Se、
Teの1種または2種以上を合計lO〜104原子p四
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)はα型、α+β型およびβ型の各種チタン
合金に、P、As、Sb、Bl、S。
合金に、P、As、Sb、Bl、S。
Se、Teといった周期律表におけるVB族あるいは■
8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。
8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 −5/J −2,5S
n。
n。
α+β型合金の代表例としてTi−6Tl−6A、β型
合金の代表例としてTi −L5V−3Cr −5Sn
−31!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。両図かられかるように、P
を10原子ppI1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
て添加しても効果が飽和する。
合金の代表例としてTi −L5V−3Cr −5Sn
−31!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。両図かられかるように、P
を10原子ppI1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
て添加しても効果が飽和する。
チタンあるいはチタン合金の酸化物は、TiO□−1と
じて化学量論的組成のT i 02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TiO
□−8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(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、Ti02−*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V、族のAs、Sb、Bi
および価電子数が6である■6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lO原子ppm以上添加したときに現れ、104原子
ppmを越えて添加しt;1烏合1$、か九つτ鹸化性
が%イ巳13+Jカ1イA′府校rハ危イ乙りゐ。
じて化学量論的組成のT i 02から偏倚していて、
Oが不足し、いわゆる酸素空孔が存在する。このため、
チタン合金の高温酸化は、材料表面に形成されたTiO
□−8層の酸素空孔を通してOを内方拡散することによ
り酸化物が厚(なって進行すると考えられる。チタン合
金にPを添加すると耐酸化性が向上するのは、PがTi
の価電子数4よりも大きな5価であるために自由電子の
供給を行い、Ti02−*酸化物層中の酸素空孔を減少
させ、酸素の内方拡散を抑制して、材料表面にできる酸
化層の成長が抑えられるためであると考えられる。した
がって、価電子数が5であるV、族のAs、Sb、Bi
および価電子数が6である■6族のS、Se、TeもP
と同様の効果を有すると考えられ、それを確認した。そ
してその効果は、これら元素の1種または2種以上を合
計lO原子ppm以上添加したときに現れ、104原子
ppmを越えて添加しt;1烏合1$、か九つτ鹸化性
が%イ巳13+Jカ1イA′府校rハ危イ乙りゐ。
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■、族およびVla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ppIm以上添加したときに
現れる。
、Pのほか上記■、族およびVla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ppIm以上添加したときに
現れる。
したがって請求項(1)においてP、As、Sb。
Bi、S、Se、Teの1種または2種以上を合計10
〜104原子pp+i添加することとした。
〜104原子pp+i添加することとした。
請求項(2)はTi−5,5A11を代表とするα型チ
タン合金を対象としたものである。Ap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Ti、AJ7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。
タン合金を対象としたものである。Ap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Ti、AJ7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)と同様の理由でP、As、Sb。
BL S、Se、Teの1種または2種以上を合計l
O〜104原子pI)l添加することとした。
O〜104原子pI)l添加することとした。
請求項(3)はTi−5AR−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。
α型チタン合金を対象としたものである。
A[は請求項(2〉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)と同様の理由でP、As、Sb、Bl、S、
Se、Teの1種または28以上を合計10〜104原
子pp11添加することとした。
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)と同様の理由でP、As、Sb、Bl、S、
Se、Teの1種または28以上を合計10〜104原
子pp11添加することとした。
請求項(4)liTl−6AN−4V、Ti −3A、
& −2,5Vなどのα+β型チタン合金を対象とした
ものである。A、Qは請求項(2)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
。■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2〜12ffi量%
含有させることとした。また、請求項(1)と同様の理
由でP、As、Sb、Bi。
& −2,5Vなどのα+β型チタン合金を対象とした
ものである。A、Qは請求項(2)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
。■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2〜12ffi量%
含有させることとした。また、請求項(1)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lO〜10
4原子ppm添加することとした。
4原子ppm添加することとした。
請求項(5)はTi−6AI −2Sn−42r−2M
oSTi−3AI!−2,5V、Tl−6Aj7−4V
5Ti−6AI−6V−2Sn 、Tl −6A!I
−2Sn−4Zr−6Mo、 Tl−10V−2F
e−3Alなどのα+β型チタン合金を対象としたもの
である。AIは請求項(2)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。■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■は2重量%以上Moは1重
量%以上で現れるが、■が12重量%を越えた場合、M
oが7重量%を越えた場合はα相が不安定化するので、
■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
。
oSTi−3AI!−2,5V、Tl−6Aj7−4V
5Ti−6AI−6V−2Sn 、Tl −6A!I
−2Sn−4Zr−6Mo、 Tl−10V−2F
e−3Alなどのα+β型チタン合金を対象としたもの
である。AIは請求項(2)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。■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■は2重量%以上Moは1重
量%以上で現れるが、■が12重量%を越えた場合、M
oが7重量%を越えた場合はα相が不安定化するので、
■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。
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811〜6%、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
)と同様の理由でP、As、Sb、Bi、S、Se、T
eの1種または2種以上を合計lO〜104原子1)I
)l添加することとした。
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811〜6%、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
)と同様の理由でP、As、Sb、Bi、S、Se、T
eの1種または2種以上を合計lO〜104原子1)I
)l添加することとした。
請求項(6)はTi −15V−11Cr−3AfI。
ri−3Al−8V−6Cr −4Mo −4Zr(β
C合金) 、Ti −11,5Mo −62r −4,
5Sn(β■金合金 、Ti−15V−3Cr−3Sn
−3A11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。A47.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A、Qの場合は2重量%以上Snの場合は1重量%
以上で現れ、Zrはざらに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AI: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)と同様の理由で
P、As、Sb、Bl、S、Se。
C合金) 、Ti −11,5Mo −62r −4,
5Sn(β■金合金 、Ti−15V−3Cr−3Sn
−3A11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。A47.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A、Qの場合は2重量%以上Snの場合は1重量%
以上で現れ、Zrはざらに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AI: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)と同様の理由で
P、As、Sb、Bl、S、Se。
Teの18iまたは2種以上を合計lO〜104原子p
p■添加することとした。
p■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、lOmti厚さXlh+s幅X40
關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8+111の引張り試験片で、50
0℃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。
により板を製造し、lOmti厚さXlh+s幅X40
關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8+111の引張り試験片で、50
0℃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。
、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N(L2B(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Nα2Bはスケール
厚さが3〜51m、表面疵深さが20〜30wnであっ
たのに対し、本発明例のNα6はスケール厚さが1〜3
μs、表面疵深さが5〜IO−に軽減された。
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Nα2Bはスケール
厚さが3〜51m、表面疵深さが20〜30wnであっ
たのに対し、本発明例のNα6はスケール厚さが1〜3
μs、表面疵深さが5〜IO−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。
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。 復代理人 弁理士 1)村弘明 1面の浄書 第 図 第 図 P添加量(源チ戸pm> 手続補正書(自発) 平成2年6月19日
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。 復代理人 弁理士 1)村弘明 1面の浄書 第 図 第 図 P添加量(源チ戸pm> 手続補正書(自発) 平成2年6月19日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (1)α型、α+β型あるいはβ型チタン合金において
、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添加したこと
を特徴とする耐熱性にすぐれたチタン合金。 (2)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、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%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、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%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、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%と、V:2〜12%ま
たはMo:1〜7%とを含有し、さらに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、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、As、Sb、Bi、S、Se、
Teの1種または2種以上を合計10〜10^4原子p
pm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 true JPH03197635A (ja) | 1991-08-29 |
JPH0819501B2 JPH0819501B2 (ja) | 1996-02-28 |
Family
ID=18295655
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1336096A Expired - Fee Related 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) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2009030140A (ja) * | 2007-07-30 | 2009-02-12 | Nippon Steel Corp | 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 |
US8562763B2 (en) | 2004-04-09 | 2013-10-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength α+β type titanuim alloy |
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 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4915611A (ja) * | 1972-04-04 | 1974-02-12 | ||
JPS4961010A (ja) * | 1972-09-28 | 1974-06-13 | ||
JPS50106804A (ja) * | 1974-01-18 | 1975-08-22 | ||
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 - Fee Related
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4915611A (ja) * | 1972-04-04 | 1974-02-12 | ||
JPS4961010A (ja) * | 1972-09-28 | 1974-06-13 | ||
JPS50106804A (ja) * | 1974-01-18 | 1975-08-22 | ||
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 |
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US8562763B2 (en) | 2004-04-09 | 2013-10-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength α+β type titanuim alloy |
JP2009030140A (ja) * | 2007-07-30 | 2009-02-12 | Nippon Steel Corp | 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 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0819501B2 (ja) | 1996-02-28 |
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