JPH0663048B2 - 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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- JPH0663048B2 JPH0663048B2 JP29428888A JP29428888A JPH0663048B2 JP H0663048 B2 JPH0663048 B2 JP H0663048B2 JP 29428888 A JP29428888 A JP 29428888A JP 29428888 A JP29428888 A JP 29428888A JP H0663048 B2 JPH0663048 B2 JP H0663048B2
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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℃＝4.2
K）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、且つ、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。
K）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、且つ、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−5Al−2.5Sn（ELI）
合金およびTi6Al−4V（ELI）合金が用いられている。
合金およびTi6Al−4V（ELI）合金が用いられている。
また、Ti−5Al−2.5Sn（ELI）合金に対しては、特開昭5
2−63809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。
2−63809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−5Al−2.5Sn（ELI）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−6Al
−4V（ELI）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。
室温から4.2Kまでの強度が充分でなく、また、Ti−6Al
−4V（ELI）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。
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。
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。
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、Al,Mo,Sn,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,O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。
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、Al,Mo,Sn,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,O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、 Al:2.5〜6.5wt.％、 Mo:0.8〜3.0wt.％、 Sn:2.0〜6.0wt.％、 Si:0.05〜0.5wt.％ Ｏ :0.001〜0.10wt.％、 Fe:0.001〜0.15wt.％、および、 必要に応じて、 Ｎ :0.001〜0.07wt.％、および、 残部:Ti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。
（１） Al: Al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。
化のために重要である。
しかしながら、Alの含有量が6.5wt.％を超えると、変形
時にプラナー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。一方、Alの含有量が2.5w
t.％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。
時にプラナー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。一方、Alの含有量が2.5w
t.％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。
従って、Alの含有量は、2.5wt.％〜6.5wt.％の範囲とす
る。
る。
（２） Mo: Moは、β安定化元素であり、組織を２相化するととも
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、Mo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′マルテンサ
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。
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、Mo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′マルテンサ
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。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
が小さく、強度・延靭性バランスを向上させるるために
は充分ではない。
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
が小さく、強度・延靭性バランスを向上させるるために
は充分ではない。
従って、Moの含有量は、0.8〜3.0wt.％の範囲とする。
（３） Sn: Snは、Al,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、Alの
ようにプラナー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。
温靭性を低下させる残留β相を生成させず、また、Alの
ようにプラナー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6.0wt.％を超えると、Ti−
Snの金属間化合物が生成し、室温から4.2K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。
Snの金属間化合物が生成し、室温から4.2K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.％の範囲とする。
（４） Si: Siは、高い固溶強化能を有し、室温から4.2Kまで、ほと
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。特に、0.05wt.％以上添加した場合に、
このような強度上昇が顕著に現れる。
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。特に、0.05wt.％以上添加した場合に、
このような強度上昇が顕著に現れる。
しかしながら、Siの含有量が0.5wt.％を超えると、Ti−
Siの金属間化合物が析出し、室温から4.2Kの温度範囲に
おいて、延靭性値が著しく低下する。
Siの金属間化合物が析出し、室温から4.2Kの温度範囲に
おいて、延靭性値が著しく低下する。
従って、Siの含有量は、0.05〜0.5wt.％とすべきであ
る。
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。このような効果は、通常チタン合金に含有される、
0.001wt.％以上で有効である。
る。このため、強度上昇を図るために非常に有効であ
る。このような効果は、通常チタン合金に含有される、
0.001wt.％以上で有効である。
しかしながら、Ｎの含有量が0.07wt.％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。
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0.07w
t.％以下であることが望ましい。
t.％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
せずに強化するため有効であるものの、77K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.％を超えると、この影響が顕著で
ある。一方、チタン合金において、現状の製造技術で
は、高純度化しても鉄量は0.001wt.％程度不純物として
含有される。
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
せずに強化するため有効であるものの、77K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.％を超えると、この影響が顕著で
ある。一方、チタン合金において、現状の製造技術で
は、高純度化しても鉄量は0.001wt.％程度不純物として
含有される。
このため、Feの含有量は、0.001wt.％〜0.15wt.％とす
べきである。
べきである。
（７） O: Ｏ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。
しかしがら、Ｏは、77K下の温度では、靭性値を低下さ
せ、特に、Ｏの含有量が0.10wt.％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。
一方、現状の製造技術では高純度化してもチタン合金中
の酸素量は0.001wt.％程度不純物として含有される。
せ、特に、Ｏの含有量が0.10wt.％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。
一方、現状の製造技術では高純度化してもチタン合金中
の酸素量は0.001wt.％程度不純物として含有される。
従って、酸素含有量は、0.001〜0.10wt.％とすべきであ
る。
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.％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.％含有されてい
る。
供試材の各々に、室温、77Kおよび4.2K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状強度（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。
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状強度（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、1A〜3Aが従来合金、1B〜13Bが
本発明合金,1C〜12Cが比較合金である。
本発明合金,1C〜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1Aは、Ti−6Al−4V（ELI）合金である。従来合
金1Aは、室温,77Kおよび4.2Kで高い強度を有するもの
の、77Kおよび4.2Kでは、低い延靭性値を示した。
金1Aは、室温,77Kおよび4.2Kで高い強度を有するもの
の、77Kおよび4.2Kでは、低い延靭性値を示した。
従来合金2A,3Aは、Ti−5Al−2.5Sn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、77K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−6Al−4V（ELI）合金並みの高強度を有し
ているが、低温での延靭性値が極めて低く、Ti−6Al−4
V（ELI）合金並であった。
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、77K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−6Al−4V（ELI）合金並みの高強度を有し
ているが、低温での延靭性値が極めて低く、Ti−6Al−4
V（ELI）合金並であった。
比較合金1C、2Cは、Ti−3Al−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−5Al−2.5
Sn（ELI）合金並みの低強度であった。一方、比較合金2
C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
K以下で残留β相の影響により、急激に延靭性値が低下
した。
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−5Al−2.5
Sn（ELI）合金並みの低強度であった。一方、比較合金2
C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
K以下で残留β相の影響により、急激に延靭性値が低下
した。
比較合金3C,4Cは、Ti−3Sn−2Mo−0.25Si合金におい
て、Al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3Cは、Al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、プラナース
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4Cは、Al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、Ti−5Al
−2.5Sn（ELI）合金並みであった。
て、Al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3Cは、Al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、プラナース
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4Cは、Al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、Ti−5Al
−2.5Sn（ELI）合金並みであった。
比較合金5C,6Cは、Ti−3Al−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5Cは、Sn含有量が本発明の範囲を外れて過剰なた
め、Ti−Sn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6Cは、Sn含有
量が0.62wt.％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−5Al−2.5Sn（EL
I）合金以下であった。
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5Cは、Sn含有量が本発明の範囲を外れて過剰なた
め、Ti−Sn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6Cは、Sn含有
量が0.62wt.％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−5Al−2.5Sn（EL
I）合金以下であった。
比較合金7Cは、Ti−5Al−3Sn−2Mo合金において、Si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−Si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。
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−Si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8Cは、Ti−6Al−3Sn−2Mo−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。
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,11Cは、Ti−5Al−3Sn−2Mo−0.25Si合金に
おいて、Ｏ含有量が本発明の範囲を外れて過剰である。
Ｏ含有量が増加すると、延靭性値が低下し、特77K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.％を超えたものであり、延靭性レベルがTi−6Al
−4V（ELI）合金並みの値であった。比較合金9Cは、Ｏ
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。
おいて、Ｏ含有量が本発明の範囲を外れて過剰である。
Ｏ含有量が増加すると、延靭性値が低下し、特77K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.％を超えたものであり、延靭性レベルがTi−6Al
−4V（ELI）合金並みの値であった。比較合金9Cは、Ｏ
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−3Al−5Sn−2Mo−0.25Si合金
において、Ｎ含有量が本発明の範囲を外れて過剰する。
Ｎの過剰な添加は、Ｏの場合と同同様に、低温での延靭
性値を著しく低下させ、Ti−6Al−4V（ELI）合金より劣
る特性を示した。
において、Ｎ含有量が本発明の範囲を外れて過剰する。
Ｎの過剰な添加は、Ｏの場合と同同様に、低温での延靭
性値を著しく低下させ、Ti−6Al−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1B〜13Bは、いずれも室温か
ら4.2Kまでの温度域において、強度、延靭性バランスに
おいて、Ti−6Al−4V（ELI）合金などの従来合金を上廻
っていた。
ら4.2Kまでの温度域において、強度、延靭性バランスに
おいて、Ti−6Al−4V（ELI）合金などの従来合金を上廻
っていた。
〔作 用〕 次に、本発明における、Al,Mo,Sn,Si,N,O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。
添加元素の作用効果を、図面を参照しながら説明する。
第１図（ａ），（ｂ），（ｃ）は、第２表に示す、従来
合金1A〜3A、本発明合金1B〜13Bおよび比較合金1C〜12C
の、室温、77Kおよび4.2K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1A〜3Aは◇印、本発明合金1B〜13Bは●
印、比較合金1C〜12Cは〇印で示した。
合金1A〜3A、本発明合金1B〜13Bおよび比較合金1C〜12C
の、室温、77Kおよび4.2K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1A〜3Aは◇印、本発明合金1B〜13Bは●
印、比較合金1C〜12Cは〇印で示した。
第１図（ａ）〜（ｃ）によって明らかなように、室温、
77Kおよび4.2K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。
77Kおよび4.2K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、77Kおよび4.2K
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。
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−3Sn−2Mo−0.5S
iの組成に、Alの添加量を変えた合金（3C,4C,4B〜6B）
において、Al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、Al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。Al含有量が、6.5wt.％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、Al添加の効果が小さいことが分かる。
iの組成に、Alの添加量を変えた合金（3C,4C,4B〜6B）
において、Al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、Al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。Al含有量が、6.5wt.％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、Al添加の効果が小さいことが分かる。
第３図（ａ），（ｂ），（ｃ）は、Ti−3Al−5Sn−0.25
Siの組成に、Moの添加量を変えた合金（1C,2C,1B〜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、77K以下の温度では、M
oの添加とともにやや低下し、3wt.％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。
Siの組成に、Moの添加量を変えた合金（1C,2C,1B〜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、77K以下の温度では、M
oの添加とともにやや低下し、3wt.％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−3Al−2Mo−0.25
Si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、6w
t.％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、2wt.％未満ではSn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。
Si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、6w
t.％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、2wt.％未満ではSn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−5Al−3Sn−2Mo
の組成に、Siの添加量を変えた合金（9B,5B,10B,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、Si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、延靭性値を大きく低
下させないことが分かる。
の組成に、Siの添加量を変えた合金（9B,5B,10B,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、Si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、延靭性値を大きく低
下させないことが分かる。
第６図（ａ），（ｂ），（ｃ）は、Ti−3Al−5Sn−2Mo
−0.25Siの組成に、Ｎの添加量を変えた合金（3B,7B,11
B〜13B,10C,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.％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か
る。
−0.25Siの組成に、Ｎの添加量を変えた合金（3B,7B,11
B〜13B,10C,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.％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か
る。
第７図（ａ），（ｂ），（ｃ）は、Ti−6Al−2Sn−2Mo
−0.25Siの組成に、Feの添加量を変えた合金（6B,8B,8
C）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かる。しかしながら、温度が低
下すると、Fe含有量が0.15wt.％を超えると急激に靭性
値が低下することが分かる。
−0.25Siの組成に、Feの添加量を変えた合金（6B,8B,8
C）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かる。しかしながら、温度が低
下すると、Fe含有量が0.15wt.％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−5Al−3Sn−2Mo
−0.25Siの組成に、Ｏの添加量を変えた合金（5B,9C,11
C）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、Ｏ含有量
が0.10wt.％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。
−0.25Siの組成に、Ｏの添加量を変えた合金（5B,9C,11
C）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、Ｏ含有量
が0.10wt.％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まの強度に影響を及ぼすAl,Sn,Si
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Mo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、Ｏ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−
6Al−4V（ELI）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。
ついて、室温から4.2Kまの強度に影響を及ぼすAl,Sn,Si
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Mo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、Ｏ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−
6Al−4V（ELI）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。
第１図（ａ）、（ｂ）、（ｃ）は、従来合金、本発明合
金および比較合金の、室温、77Kおよび4.2K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、
第２図〜第８図は、各添加元素の、室温、77Kおよび4.2
K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。
金および比較合金の、室温、77Kおよび4.2K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、
第２図〜第８図は、各添加元素の、室温、77Kおよび4.2
K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。
Claims (2)
- 【請求項１】Al:2.5〜6.5wt.％、 Mo:0.8〜3.0wt.％、 Sn:2.0〜6.0wt.％、 Si:0.05〜0.5wt.％、 Ｏ :0.001〜0.10wt.％、 Fe:0.001〜0.15wt.％、および、 残部:Tiおよび不可避的不純物 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。 - 【請求項２】Al:2.5〜6.5wt.％、 Mo:0.8〜3.0wt.％、 Sn:2.0〜6.0wt.％、 Si:0.05〜0.5wt.％、 Ｎ :0.001〜0.07wt.％、 Ｏ :0.001〜0.10wt.％、 Fe:0.001〜0.15wt.％、および、 残部:Tiおよび不可避的不純物 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。
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 JPH02141554A (ja) | 1990-05-30 |
| JPH0663048B2 true 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) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20040094241A1 (en) * | 2002-06-21 | 2004-05-20 | Yoji Kosaka | Titanium alloy and automotive exhaust systems thereof |
-
1988
- 1988-11-21 JP JP29428888A patent/JPH0663048B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02141554A (ja) | 1990-05-30 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |