JPH07300636A - チタン系合金 - Google Patents
チタン系合金Info
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- JPH07300636A JPH07300636A JP5303216A JP30321693A JPH07300636A JP H07300636 A JPH07300636 A JP H07300636A JP 5303216 A JP5303216 A JP 5303216A JP 30321693 A JP30321693 A JP 30321693A JP H07300636 A JPH07300636 A JP H07300636A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
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- Conductive Materials (AREA)
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Abstract
で、Zr 2.5%まで、V0.5〜2.5%、Mo 0.3〜1
%、Si 0.15%まで、O2 0.04〜0.12%、Fe0.
01〜0.12%及び残りTi 及び付帯的不純物からなる
チタン系合金。 【効果】 溶接された及び溶接されなかった状態両者に
おいて高強度と靱性との組合せた性質を有し、かつ3.5
% NaCl 水溶液における応力腐食割れに対し高い抵抗性
を示す。
Description
せを有するチタン系合金に関するものである。
種々の構造物の施工における使用のためのチタン系合金
が知られている。圧力容器の建造及び潜水艦胴体におけ
るように、船舶構造物を含め構造物を製作するために板
状形の合金が組立てられているところでは、特にチタン
系合金が使用されている。これらの施工において、合金
は高強度及び靱性、特に破壊靱性の組合せを持つことが
重要である。これに関し、特に、合金を包含している構
造物が高圧下に使用されるとき、合金が欠陥の存在にお
けるクラックの開始及び伝搬による破損に抵抗を示すこ
とが重要である。更に、合金が溶接される及び溶接され
ない状態両方で、高強度と靱性を示すことが重要であ
る。これらのタイプの構造物が溶接により組立てられる
からである。船舶施工において、又合金が3.5% NaCl
水溶液で、応力腐食割れ(SCC)に高い抵抗の度合を
示すことも重要である。
でに知られている。然しながら、高強度と靱性との望ま
れた組合せをえるこれらの一般的合金は、ニオブ及び/
又はタンタルの比較的高い含量を要求している。これら
は、高価な合金添加物であり、相当に合金のコストに添
加する。
の目的は、溶接された構造物の製造に使用されるであろ
う板の製造に適し、溶接された及び溶接されなかった状
態両者で高強度と靱性、特に破壊靱性を示し、3.5% N
aCl 水溶液で応力腐食割れ(SCC)に高度に抵抗性を
示すチタン系合金を提供することである。
味のある添加を必要とせず比較的経済的な組成物であ
り、前記の性質をもつ合金を提供することである。
本質的に重量%で、Al 4%から5.5%、好ましくは4.
5%から5.5%又は約5%;Sn 2.5%まで、好ましく
は0.5%から1.5%又は1%;Zr 2.5%まで、好まし
くは0.5%から1.5%又は約1%;V0.5%から2.5
%、好ましくは0.5%から1.5%又は約1%;Mo 0.3
%から1%、好ましくは0.6%から1%又は約0.8%;
Si 0.15%まで、好ましくは0.07%から0.13%又
は約0.1%;O2 0.04%から0.12%、好ましくは0.
07%から0.11%又は約0.09%;Fe 0.01%から
0.12%、好ましくは0.01%から0.09%又は約0.0
7%及び及び残りTi 及び付帯的不純物よりなるチタン
系合金が提供されている。
している。この目的のため、典型的に合金は真空アーク
溶接され、鍛造され、それから板を作るように圧延され
る。板は望まれた組立て構造物を作るため溶接されるで
あろう。
合金に関し、Alは降伏強さを与える目的に必要な合金添
加物であるが、若しAlが発明の限度以上であると、溶接
靱性に悪影響を及ぼすであろう。又一般に、高AlはSC
C抵抗に悪影響を及ぼすことも知られている。Snは、降
伏強さを改善する見地から、Alと同じ機能をするが、こ
れに関するその効果は、Al程大でない。Zrは、靱性及び
特に溶接靱性に僅かな悪影響を及ぼしておだやかな強化
効果を与える。それ故、Zrは高強度と靱性との望まれた
組合せをえるため利点がある。Siは固溶体強化元素とし
て存在する。然しながら、Siが発明による限度を越える
と、溶解度限度を越すSi含量を生じるであろう。かくし
て意味のあるケイ化物形成を生じえ、合金の望まれた靱
性を劣化するであろう。これに関し、ケイ化物の存在を
少くし、均一に分散させる見地から、Zrはケイ化物分散
に利益的な影響を及ぼす。存在するケイ化物の微細均一
分散を持つことにより、靱性に関するケイ化物の悪影響
を減じる。Vはβ−安定化剤として存在している。存在
する量で、強度又は靱性に、それは意味のある効果を持
たないが、鍛造及び圧延特性を改善することが知られて
いる。合金に存在するMo量は、強度に効果を示さない
が、溶接されなかった靱性を有意に改善し、この点で必
須の合金添加物である。然しながら、発明によるMoに対
する上限を越えると、合金溶接物体の靱性が有意に悪影
響されるであろう。特に、この点に関し、Moに対する上
限が越えられると、硬化が、溶接熱をうけた領域に生
じ、この領域内で靱性の付帯的損失を生じるであろう。
発明の限度内のO2 の存在は、強度を改善するが、上限
を越すと、靱性に悪影響を持つであろう。又一般に、高
O2 はSCC抵抗を減じることも知られている。同様
に、Feは強化効果を与えるが、溶接靱性に悪影響を及ぼ
すであろう。それ故発明の限度内に制御されねばならな
い。実施例において、及び明細書と特許請求の範囲を通
じて、別に特定しない限り、すべての部及び%は重量%
である。
構造物が環状の圧力施工に使用されるとき、高強度と靱
性との組合せが要求されている設計施工において、構造
物が製られている合金が、この環状圧力施工下クラック
伝搬に抵抗を示すことが重要である。ここに存在するデ
ータにより論証されるであろうように、発明の合金はエ
ネルギー靱性に関し改善をえており、その改善は驚くべ
きことに線型弾性破壊靱性に無関係である。
めのように、破壊臨界合金のデザイナーは、設計に線型
−弾性破壊力学(LEFM)法を使用している。この方
法を通して、破壊靱性(KC )として知られた材料の性
質が、普通の設計パラメータとして明らかにされてい
る。単純化された条件で、破滅の失敗なしにクラック
(又はひび)の存在において使用された負荷に抵抗する
材料の能力は、以下の様にLEFM破壊靱性により測定
される。 KC =σC (πaC )1/2 こゝで、KC =LEFM破壊靱性(ksi −in1/2) σC =臨界応力(ksi) aC =臨界クラックサイズ(in) である。KC は材料定数であるので、クラックサイズが
増すと、臨界応力が比例的に減じることが明らかであ
る。一方、使用された応力が増加すると、耐えられるク
ラックサイズが減じる。そのような法則は、破壊が重大
である構造物を設計することにしばしば使用されてい
る。
FM破壊靱性特性を最大にする試みにおいて発展されて
きた。例えば、α又はα/β合金のβ加工されたミクロ
構造は、α/β加工ミクロ構造より相当に高いLEFM
破壊靱性を示すことが明らかに示されている。又化学的
性質が、LEFM破壊靱性に影響を及ぼすことも示され
ている。例えば、一般のTi−6Al−4V合金で、0.18
重量%(pct)水準(標準)から1.13重量%(pct)水準
(極端に低い割込み)に酸素を低めることは、強度を犠
牲にするけれど、有意にLEFM破壊靱性を改善するこ
とが示されている。このように、化学的性質及びミクロ
構造両者が、LEFM破壊靱性に影響を及ぼすことが知
られている。
----エネルギ靱性である。LEFM法とエネルギ法との
主たる違いは、LEFM法が、材料が弾性行動を越えて
変化すると、クラックが実際に伝搬しはじるかどうかに
関係なく、クラックが破滅的に前進するであろうと推定
していることである。エネルギ法により、クラックの実
際の拡大が測定され、物理的にクラック拡大を生じるに
要したエネルギが決定されている。靱性に関係されたエ
ネルギは、普通in−lb/in2 又はKJ/m2の様な単位で表
現されている。
れたシャルピー緩動曲げ破面検査(precracked Charpy
slow-bend fracture test)が、破壊靱性試験のため、比
較的早く費用のかからないスクリーニングテストとして
えらばれた。このテストは、線型弾性破壊靱性(KIC)
テストのためのASTM E399−78、又は延性破
壊靱性(JIC)テストのためのASTM E813−8
1のきびしい要求に合致していないが、与えられたクラ
スの合金を比較するには有用である。使用された標本
は、大きな巾及び鋭い切りかきルート半径(sharper no
tch root radius)を除いて、標準シャルピーV−切りか
き衝撃標本(standard Charpy V-notch impact specime
n) (ASTM E23−72)にデザインにおいて類似
した。大きな巾は、疲労プレクラッキング(precrackin
g)及び破壊テスト両者の間のクラック成長の制御を改善
し、鋭い切りかきルート半径は疲労プレクラック(prec
rack) の開拓を容易にした。
曲げにおける環状負荷によりプレクラックされた。プレ
クラッキング状態は、ASTM D399−78の要求
に適合させた。プレクラッキングの終りで、疲労循環の
最大応力強度、Kf (max) は23から37.7MPa in
1/2(21から34.3KSi in1/2 )の範囲であった。プレ
クラックは標本の側面で(切りかき深さを含め)4.6−
mm(0.18−in)の長さに成長された。クラック−前面
屈曲のため、クラックは厚さを通じて約4−8mm(0.1
9−in)の平均であった。これは、約0.4のプレクラッ
ク長さ/巾標本比(a/w)になった。プレクラッキン
グのあと、標本は、シャーリップ成長を抑制するため、
厚さの10%の全深さに、側面みぞをつけられた。又こ
れは、クラック屈曲問題も最少にした。
スパン(span) /巾(width)比を使用しASTM E3
99−78及びASTM E813−81に適合させ
た。曲げ設備にとりつけられた伸び計が、中央スパンで
の標本の曲げたわみを測定するため使用された。テスト
は、0.32−mm(0.0125−in)/分の一定の曲げた
わみ割合で、伸び計からの曲げたわみ制御において遂行
された。負荷対曲げたわみが、自動的に記録された。標
本は、0.90又は0.75Pmax.のいずれかで、最大負荷
(Pmax ) 及び不負荷を通じて負荷された。
つけるため、482℃(900°F)で標本が短時間熱
せられた。テスト後、クラック成長面積をマークするた
め、427℃(800°F)に加熱色づけされた。それ
からそれらが振子形衝撃試験機でこわされた。不負荷ポ
イントに対応しているプレクラック長さ及び全クラック
長さが、マイクロメーター較正進行顕微鏡ステージを使
用して、全標本を横ぎる5つの等しくわけられた点で破
壊表面上で測定された。負荷−曲げたわみ記録の負荷−
不負荷ループ(loop) 内の全面積及び最大負荷への面積
が、プラニメーターで測定された。
ーターが計算された: KQ =PQ S/(B・BN )1/2W3/2 ・f(a03/W) W/A=AL C1C2/BN (af5−ao5) Jm =2Am C1C2/BN (W−ao5) こゝで、 KQ =条件つき線型−弾性破壊靱性パラメーター−MPa
m1/2(ksi in1/2) W/A=クラック成長面積単位あたり吸収された平均エ
ネルギを構成しているエネルギ靱性−KJ/m2(in−lb/
in2 ) Jm =最大負荷での弾性−塑性破壊パラメーター(J−
全体)−KJ/m2(in−lb/in2 ) PQ =負荷曲げたわみ記録と5%分割線の交差点での条
件つき負荷−KN(lb) S =標本支持スパン−cm(in) B =標本厚さ−cm(in) BN =側面みぞ間の全標本厚さ−cm(in) W =標本巾−cm(in) ao3=測定されたプレクラック長さ(2つの1/4厚さ
及び中央厚さ点での平均長さ)−cm(in) f(a03/W)=クラック長さ関数(ASTM E399
−78に与えられた方程式)−無次元 AL =負荷−曲げたわみ記録の負荷−不負荷ループ内の
全面積−cm2(in2 ) C1 =x−y記録計における負荷目盛り因子−KN/m(lb
/in) C2 =x−y記録計における曲げたわみ目盛因子−cm/
cm(in/in) ao5=測定されたプレクラック長さ(全5測定点での平
均長さ)−cm(in) af5=不負荷点に対応している測定された全クラック長
さ(全5測定点での平均長さ)−cm(in) Am =最大負荷での負荷曲線下面積−cm2(in2 ) 表1に、発明を発展させ、論証するため造られた試料に
対する冶金学的組成が示されている。
に関するデータを示している。
金に比し、発明による合金で、溶接エネルギ靱性におけ
る改善が、線型弾性破壊靱性に関し対応する改善なし
で、発明の合金でえられたことを論証している。それ
故、発明の合金は、クラックが伝搬しはじめると、急激
なクラック伝搬に抵抗を示した。前に論じたように、こ
れは発明による合金において、重要で望まれた性質であ
る。
種々の合金元素の効果を説明する方法は、表1及び2の
データを多重線型回帰分析にゆだねることである。これ
は、方程式を生じる数学的処理法で、それにより重要な
性質の近似の値が合金の化学組成から計算されるであろ
う。方法は、元素の効果が、線状であること、即ち、元
素の等しい増量が、問題における性質の値に等しい変化
を生じるであろうことを推定している。酸素に対し、後
に示されるであろうように、これは必ずしもそうではな
いが、処理法は、ある程度複雑な合金系において種々の
元素の効果を分離し、量化するのに便利な方法を提供し
ている。
帰分析の結果を与えている。発明合金として分類された
合金のみが、この計算に使用された。表3の使用の例の
ように、合金の基本降伏強さ(YS)のための方程式
は: 基本YS(ksi) =34.8+8.9(% Al)+3.04(% Sn)+
2.02(% Zr)+0.2(% V) +13.6(% Fe)+106.7(%
O2)+67(% Si) となるであろう。これは、Al、Sn、Zr、Fe、O2及びSiの
前述の強化効果を確認している。基本材料Al、Sn、Zr、
Fe及びO2のエネルギ靱性の項において、すべてが、特に
後の2つが有害な効果をもっている。V、Mo及びSiは、
すべてこの性質に利益がある。溶接のエネルギ靱性は、
Al、Fe及びO2により、ベースメタルより大変な程度に悪
影響をうける。他の元素は、溶接エネルギ靱性に良好又
は悪いという重要な効果をもたない。
ろうように、発明の限度内のO2 は、有意に強化に貢献
するが、発明の限度以上のO2 は、合金の靱性を劣化す
る。図1に示されたように、降伏強さにおけるO2 の効
果は、線型であり、増加したO2 は、降伏強さに対応す
る増加を生じる。対比において、図2及び3に示された
ように、靱性におけるO2 の効果は線型でない。特に、
O2 が発明の限度以上に増加すると、靱性における劇的
劣化が生じる。それ故、要求された強さをえる見地か
ら、O2 は利益的であるけれども、高強度及び靱性の望
まれた組合せをえるため、若し靱性が保持される事であ
るなら、それは発明の上限を越えるべきでない。
である。Feが発明の限度を越すレベルに増加すると強度
を増すであろうが、特に溶接において靱性をひどく劣化
することをデータは示している。1%を越すMoの添加
は、特に1%以上のV添加との組合せにおいて、一般に
溶接熱影響帯(HAZ)において過剰の硬さを生じる。
このことは、表4の試料、B5371、B5374〜B
5377、B5088及びB5093、B5170及び
B5126、最後にB5278及びB5121により論
証されている。
を査定するため設計された250gボタン状試料研究の
結果を要約している。この研究で、自己発生の溶接が、
250gボタン試料から圧延された0.1″の厚さのシー
トでなされた。それから、硬さの測定が、HAZ(熱影
響帯)をよこぎる融解帯から、そしてベースメタルにな
された。HAZとベースメタルとの間の硬さの違いを最
少にすることが望まれたので、HAZとベースメタルと
の間に、低い硬さの差が、望まれた。初期のデータは、
ベースメタル靱性を改善するため、Moが望まれる添加物
であることを示したが、表4のデータは、Moが1%を越
すべきでないことを示唆している。B5374〜B53
78の試料は、3%Vの存在においてさえ、Moが安全に
0.5%レベルで添加されえることを示している。
B5179、及びB5180の試料は、0.5%までのFe
添加の効果を評価し、これらの効果を0.5%Mo又は1%
V添加と比較するため設計された。Feが他の添加物より
更に効果的な強化剤であることを結果は示した。然しな
がら、初めに示されたように、又Feは、溶接靱性に著し
い有害な効果をもっている。
悪影響を及ぼさなかった。表4のB5088〜B509
1、B5382及びB5383の試料と比較すると、Si
が明らかな溶接安定性効果なしで並の強化効果を有する
ことがみられえる。
な望まれた性質は、応力腐食割れ(SCC)への高度の
抵抗性にある。発明合金のすぐれたSCC抵抗を論証す
るため、1800−lb. 試料からの1−in. 板が、以下
の様にテストされた: (a)標準ASTM WOLタイプ標本が、続くテスト
に使用される半分の最大応力強度(K)を使って、大気
中でプレクラックされた。 (b)プレクラック後、標本は固定骨組において望まれ
たKレベルに負荷された。周囲の状態は、蒸留水中3.5
% NaCl であった。標本負荷及びクラックの開口が監視
された。 (c)クラックの成長が、最少150時間のテスト期間
に観察されなかったなら、標本は移され、クラックが疲
労クラッキングにより与えられ、標本は、より高い使用
Kでテストにもどされた。この処理がクラックがSCC
又は機械的破損のため成長するか、結果が破壊力学方法
による分析に不適当になるまで、繰返された。 (d)テストの終りで、標本は力づくであけられ、最終
測定がクラック長さ及び他の次元になされた;計算は、
これら測定の基礎においてなされた。これらテストの結
果は表5に与えられている。
に抵抗すること、即ち、材料が線型弾性破壊靱性値(K
Q )の100%より大きく負荷されてさえ、クラック拡
大が発生しないことを明らかに示している。重要にも、
真空クリープ偏平操作(vacuum creep flatten operati
on)(1450°Fからの遅い冷却)後でさえ、合金は
SCCに抵抗を示した。その操作はTi−6Al−4Vのよ
うな他の一般の合金をSCCに無抵抗にすることが知ら
れている。
金元素の添加を必要としないので比較的経済的に製造さ
れ、溶接された及び溶接されない状態両者で、高強度と
靱性、特に破壊靱性を示し、3.5% NaCl 水溶液で応力
腐食割れに対し高度に抵抗性を有し、圧力容器、潜水艦
胴体のような構造物の作成に有効な合金がえらえる。
降伏強さ(YS)におけるO2含量の効果を示している
グラフ図である。
エネルギ靱性(W/A)におけるO2 含量の効果を示し
ているグラフ図である。
おけるエネルギ靱性(W/A)におけるO2 含量の効果
を示しているグラフ図である。
Claims (4)
- 【請求項1】 溶接された及び溶接されなかった状態両
者において高強度と靱性との組合せ、及び3.5% NaCl
水溶液における応力腐食割れに対する免疫性を有するチ
タン系合金であって、該合金が、本質的に重量%で、A
l 4%から5.5%;Sn 2.5%まで;Zr 2.5%まで;
V0.5%から2.5%;Mo 0.3%から1%;Si 0.15
%まで;O2 0.04%から0.12%;Fe 0.01%から
0.12%及び残りTi 及び付帯的不純物よりなることを
特徴とするチタン系合金。 - 【請求項2】 溶接された及び溶接されなかった状態両
者において高強度と靱性との組合せ、及び3.5% NaCl
水溶液における応力腐食割れに対する免疫性を有するチ
タン系合金であって、該合金が、本質的に重量%で、A
l 4.5%から5.5%;Sn 0.5%から1.5%;Zr 0.5
%から1.5%;V0.5%から1.5%;Mo 0.6%から1
%;Si 0.07%から0.13%;O2 0.07%から0.1
1%;Fe 0.01%から0.09%及び残りTi 及び付帯
的不純物よりなるチタン系合金。 - 【請求項3】 溶接された及び溶接されなかった状態両
者において高強度と靱性との組合せ、及び3.5% NaCl
水溶液における応力腐食割れに対する免疫性を有するチ
タン系合金であって、該合金が、本質的に重量%で、A
l 約5%;Sn 約1%;Zr 約1%;V約1%;Mo 約
0.8%;Si 約0.1%;O2 約0.09%;Fe 約0.07
%及び残りTi 及び付帯的不純物よりなるチタン系合
金。 - 【請求項4】 溶接物体の形における請求項1乃至3の
いずれか1項に記載のチタン系合金。
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