JP2623826B2 - 耐食性および耐応力腐食割れ性に優れた高強度β系チタン合金 - Google Patents
耐食性および耐応力腐食割れ性に優れた高強度β系チタン合金Info
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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、油井環境および地熱環境において使用さ
れるパイプ、アクセサリーおよび生産設備機器用材等に
用いられる、耐食性および耐応力腐食割れ性に優れた高
強度β系チタン合金に関するものである。
れるパイプ、アクセサリーおよび生産設備機器用材等に
用いられる、耐食性および耐応力腐食割れ性に優れた高
強度β系チタン合金に関するものである。
［従来の技術］ 近年、石油資源の開発環境は、高深度油井の開発に代
表されるように、高濃度のCLイオン、高い硫化水素ガス
および炭酸ガス分圧を有する高温且つ高圧環境となりつ
つある。また、単体の硫黄（以下、Ｓ°という）が存在
する腐食環境もあるといわれている。従来、このような
厳しい環境において使用することを目的とした合金とし
て、下記のものが提案されている。
表されるように、高濃度のCLイオン、高い硫化水素ガス
および炭酸ガス分圧を有する高温且つ高圧環境となりつ
つある。また、単体の硫黄（以下、Ｓ°という）が存在
する腐食環境もあるといわれている。従来、このような
厳しい環境において使用することを目的とした合金とし
て、下記のものが提案されている。
（１）チタンは、一般に優れた耐食性を有し、且つ、熱
処理によって、高強度を得ることができる等、油井管に
必要な特性を備えている。このため、Ti-15V-3Al-3Cr-3
Snなどの高強度チタン合金が、前述のような油井環境お
よび地熱環境で試験的に使用されている。
処理によって、高強度を得ることができる等、油井管に
必要な特性を備えている。このため、Ti-15V-3Al-3Cr-3
Snなどの高強度チタン合金が、前述のような油井環境お
よび地熱環境で試験的に使用されている。
（２）実験室的には、Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zrからなる
β−Ｃチタン合金（商品名）のＣリング試験がオートク
レーブ中で行なわれ、Ｓ°のない条件下で、良好な結果
を示すことが、1986年、米国において、発行された、
“Industrial Application of Titanium and Ziruconiu
m"第144〜161頁に開示されている。
β−Ｃチタン合金（商品名）のＣリング試験がオートク
レーブ中で行なわれ、Ｓ°のない条件下で、良好な結果
を示すことが、1986年、米国において、発行された、
“Industrial Application of Titanium and Ziruconiu
m"第144〜161頁に開示されている。
（３）NiをベースとするハステロイC-276（商品名）が
実用に供されている。
実用に供されている。
（４）特開昭63-317637号公報には、TiをMoに3wt.％以
上添加した合金が開示されている。
上添加した合金が開示されている。
［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、上記（１）の合金は、耐食性および応
力腐食割れ性（以下、耐SCC性という）ともに不充分
で、厳しい油井環境および地熱環境での使用に耐えられ
なかった。
力腐食割れ性（以下、耐SCC性という）ともに不充分
で、厳しい油井環境および地熱環境での使用に耐えられ
なかった。
（２）上記（２）の合金は、Ｓ°を含まない油井環境に
おいて使用可能であることが開示されているのみで、Ｓ
°を含む厳しい環境下での使用に耐えられるか否かは不
明である。
おいて使用可能であることが開示されているのみで、Ｓ
°を含む厳しい環境下での使用に耐えられるか否かは不
明である。
（３）上記（３）の合金は、密度が高いので、6000m以
上の高深度油井ではその重量が問題となる。また、80kg
f/mm2の強度を得るのに50％以上の冷間加工を施こす必
要があるので、高強度を得にくい。
上の高深度油井ではその重量が問題となる。また、80kg
f/mm2の強度を得るのに50％以上の冷間加工を施こす必
要があるので、高強度を得にくい。
（４）上記（４）の合金は、硬化深度が浅いために焼入
れが難しいα＋β系Ti合金であるので、油井のアクセサ
リー用素材として最も多用される厚肉製品において、10
0kgf/mm2以上の強度を均一に得ることが困難である。
れが難しいα＋β系Ti合金であるので、油井のアクセサ
リー用素材として最も多用される厚肉製品において、10
0kgf/mm2以上の強度を均一に得ることが困難である。
従って、この発明の目的は、高濃度のH2SやＳ°を含
む厳しい環境下で、十分な耐食性および耐SCC性を有す
る高強度β系チタン合金を提供することにある。
む厳しい環境下で、十分な耐食性および耐SCC性を有す
る高強度β系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］ 第１の発明は、 Al:0.5から2.0wt.％未満、 Mo:5.0から10.0wt.％、 V:8から12wt.％、 Zr:3から6wt.％、 但し、Mo,VおよびZrは、下記関係式 を満足する。
残り、Tiおよび不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての、Ｏ、 およびFeのそれぞれの含有量は、 Ｏについては、0.4wt.％以下、 Feについては、1.0wt.％以下。
からなることに特徴を有し、 第２の発明は、前記合金に、5wt.％のNbおよび／また
は5wt.％のTaが、更に付加的に含有され、且つ、Mo,V,Z
r,NbおよびTaは、下記関係式 を満足することに特徴を有するものである。
は5wt.％のTaが、更に付加的に含有され、且つ、Mo,V,Z
r,NbおよびTaは、下記関係式 を満足することに特徴を有するものである。
本願発明者等は、高濃度のH2SやＳ°を含む厳しい環
境下で、十分な耐食性および耐SCC性を有する高強度チ
タン合金を得べく、鋭意研究を重ねた。この結果、次の
知見を得た。即ち、Moを含むTi合金の素材について、こ
れを、油井用材料の使用温度域である200から250℃の温
度域に1440時間保持した後、その硬度を調べた。この結
果、β相が不安定のα＋β系Ti合金の素材は、使用中に
硬度変化が生じるために、油井用材料として使用するに
は問題がある。これに対して、β相が安定なβ系チタン
合金は、時効処理によって高強度が容易に得られ且つ硬
化深度が深いので、強度面で、α＋β系Ti合金より有利
である。
境下で、十分な耐食性および耐SCC性を有する高強度チ
タン合金を得べく、鋭意研究を重ねた。この結果、次の
知見を得た。即ち、Moを含むTi合金の素材について、こ
れを、油井用材料の使用温度域である200から250℃の温
度域に1440時間保持した後、その硬度を調べた。この結
果、β相が不安定のα＋β系Ti合金の素材は、使用中に
硬度変化が生じるために、油井用材料として使用するに
は問題がある。これに対して、β相が安定なβ系チタン
合金は、時効処理によって高強度が容易に得られ且つ硬
化深度が深いので、強度面で、α＋β系Ti合金より有利
である。
この発明は、上述した知見に基づきなされたものであ
る。
る。
次に、この発明のTi合金の化学成分組成を、上述のよ
うに限定した理由について以下に述べる。
うに限定した理由について以下に述べる。
（１）Al: Alは、時効の際、α相などの二次析出相を析出し、強度
の上昇に寄与する。この効果は、Alの含有量が0.5wt.％
以上で認められる。一方、Alの含有量が2wt.％以上で
は、耐SCC性が劣化する。従って、Al含有量は0.5wt.％
以上2wt.％未満に限定すべきである。
の上昇に寄与する。この効果は、Alの含有量が0.5wt.％
以上で認められる。一方、Alの含有量が2wt.％以上で
は、耐SCC性が劣化する。従って、Al含有量は0.5wt.％
以上2wt.％未満に限定すべきである。
Alの添加効果を調べるために、以下の試験を行った。
即ち、この発明の範囲内の成分組成からなるチタン合金
に異なる量のAlを添加し、このチタン合金の各々をアー
ク溶解によって、長さ130mm、幅40mm、厚さ20mmの寸法
のインゴットとし、1050℃にて熱間鍛造して長さ170m
m、幅30mm、厚さ20mmの寸法のスラブとした。次いで、
このスラブに対して900℃で最終熱間圧延を施して、厚
さ6mmの熱延板とし、β相領域で30分間保持し、次い
で、水冷の溶体化処理および550℃の温度域で５時間、
時効処理を施し、試験片を切り出した。そして、これら
の試験片をビッカース硬さ試験に供して、脆化相の析出
に伴なうAlの影響について調べた。この結果を第１図に
示す。第１図において、○印は、Ti-9Mo-6.5V-5Zr-0.2F
e-0.2（Ｏ）からなるチタン合金であり、時効処理条件
は、550°×5hrである。そして、●印は、○印と同一の
合金であり、時効処理条件は、400℃×5hrである。
即ち、この発明の範囲内の成分組成からなるチタン合金
に異なる量のAlを添加し、このチタン合金の各々をアー
ク溶解によって、長さ130mm、幅40mm、厚さ20mmの寸法
のインゴットとし、1050℃にて熱間鍛造して長さ170m
m、幅30mm、厚さ20mmの寸法のスラブとした。次いで、
このスラブに対して900℃で最終熱間圧延を施して、厚
さ6mmの熱延板とし、β相領域で30分間保持し、次い
で、水冷の溶体化処理および550℃の温度域で５時間、
時効処理を施し、試験片を切り出した。そして、これら
の試験片をビッカース硬さ試験に供して、脆化相の析出
に伴なうAlの影響について調べた。この結果を第１図に
示す。第１図において、○印は、Ti-9Mo-6.5V-5Zr-0.2F
e-0.2（Ｏ）からなるチタン合金であり、時効処理条件
は、550°×5hrである。そして、●印は、○印と同一の
合金であり、時効処理条件は、400℃×5hrである。
第１図から明らかなように、550℃で時効処理を施し
たチタン合金○は、Al添加に伴い硬度が上昇した。これ
により、Alは、α相の析出により強度の上昇に寄与する
ことが分る。一方、脆化領域にある、400℃で時効処理
を行ったチタン合金●は、Al添加に伴い硬度が低下し
た。これにより、Al添加が脆化相の抑制に対しても効果
を有することが分る。
たチタン合金○は、Al添加に伴い硬度が上昇した。これ
により、Alは、α相の析出により強度の上昇に寄与する
ことが分る。一方、脆化領域にある、400℃で時効処理
を行ったチタン合金●は、Al添加に伴い硬度が低下し
た。これにより、Al添加が脆化相の抑制に対しても効果
を有することが分る。
（２）Mo: Moは、β相を安定化させる元素で油井環境及び地熱環
境中での耐食性を付与するものである。しかしながら、
Moの含有量が、10wt.％を超えると、コスト及び溶解性
が悪化する。一方、Moの含有量が5wt.％未満では所望の
耐食性が得られない。従って、Mo含有量は、5wt.％以
上、10wt.％以下の範囲に限定すべきである。
境中での耐食性を付与するものである。しかしながら、
Moの含有量が、10wt.％を超えると、コスト及び溶解性
が悪化する。一方、Moの含有量が5wt.％未満では所望の
耐食性が得られない。従って、Mo含有量は、5wt.％以
上、10wt.％以下の範囲に限定すべきである。
（３）Zr: Zrは、Tiに対し、全率固溶して強化に寄与する。ま
た、Al共存下での高硫化水素分圧とＳ°を含む油井環境
で、耐SCC性の向上に寄与する。しかし、Zrの含有量が3
wt.％未満では耐SCCの向上効果が得られない。一方、Zr
の含有量が6wt.％を超えるとコスト高及び脆化の原因と
なる。従って、Zrの含有量は3wt.％以上6wt.％以下に限
定すべきである。
た、Al共存下での高硫化水素分圧とＳ°を含む油井環境
で、耐SCC性の向上に寄与する。しかし、Zrの含有量が3
wt.％未満では耐SCCの向上効果が得られない。一方、Zr
の含有量が6wt.％を超えるとコスト高及び脆化の原因と
なる。従って、Zrの含有量は3wt.％以上6wt.％以下に限
定すべきである。
（４）V: Ｖは、油井環境及び地熱環境中での耐食性に大きくは
寄与しないが、全率固溶型のβ安定化元素であるため、
β単相を得る際のβ相生成元素として、及び延性を改善
するために添加される。
寄与しないが、全率固溶型のβ安定化元素であるため、
β単相を得る際のβ相生成元素として、及び延性を改善
するために添加される。
Ti-9Mo-5Zr-0.2Fe-0.2（Ｏ）からなるチタン合金にＶ
を添加し、900℃で最終熱間圧延を施し、β相領域で30
分保持後、水冷の溶体化処理および550℃の温度域で５
時間、時効処理を施して試験片を調製し、これらの試験
片に対して室温において延性を調べた。この結果を第２
図に示す。第２図から明らかなように、Ｖを添加するこ
とによって、室温における延性が改善されることがわか
る。しかしながら、Ｖの含有量が8wt.％未満では、伸び
が小さく、一方、Ｖの含有量が12wt.％を超えるとコス
トおよび耐食性の点から好ましくない。また、β系チタ
ン合金において、そのβ相生成能が、16wt.％＞Mo＋5/7
（Ｖ＋Zr）の範囲にあるものは、230℃で保持するとω
相などの析出がみられ、相安定性に欠ける。従って、Ｖ
の含有量は、8wt.％以上12wt.％以下の範囲で、16wt.％
≦Mo＋5/7（Ｖ＋Zr）を満たす範囲に限定すべきであ
る。
を添加し、900℃で最終熱間圧延を施し、β相領域で30
分保持後、水冷の溶体化処理および550℃の温度域で５
時間、時効処理を施して試験片を調製し、これらの試験
片に対して室温において延性を調べた。この結果を第２
図に示す。第２図から明らかなように、Ｖを添加するこ
とによって、室温における延性が改善されることがわか
る。しかしながら、Ｖの含有量が8wt.％未満では、伸び
が小さく、一方、Ｖの含有量が12wt.％を超えるとコス
トおよび耐食性の点から好ましくない。また、β系チタ
ン合金において、そのβ相生成能が、16wt.％＞Mo＋5/7
（Ｖ＋Zr）の範囲にあるものは、230℃で保持するとω
相などの析出がみられ、相安定性に欠ける。従って、Ｖ
の含有量は、8wt.％以上12wt.％以下の範囲で、16wt.％
≦Mo＋5/7（Ｖ＋Zr）を満たす範囲に限定すべきであ
る。
（５）Nb,Ta: NbおよびTaは、油井および地熱環境中での耐食性を改
善する。しかしながら、NbおよびTaの含有量が5wt.％を
超えると、耐食性には寄与するがコストの点で好ましく
ない。従って、NbおよびTaは、β相生成元素として補助
的に使用されるべきであり、Nbの含有量は5wt.％以下、
Taの含有量は5wt.％以下に限定する。但し、組織の安定
性の点からNbおよびTaの含有量は、16wt.％≦Mo＋5/7
（Ｖ＋Zr）＋3/5（Nb＋Ta）を満たす範囲に限定すべき
である。
善する。しかしながら、NbおよびTaの含有量が5wt.％を
超えると、耐食性には寄与するがコストの点で好ましく
ない。従って、NbおよびTaは、β相生成元素として補助
的に使用されるべきであり、Nbの含有量は5wt.％以下、
Taの含有量は5wt.％以下に限定する。但し、組織の安定
性の点からNbおよびTaの含有量は、16wt.％≦Mo＋5/7
（Ｖ＋Zr）＋3/5（Nb＋Ta）を満たす範囲に限定すべき
である。
第３図は、ダウンホールエージングによって、組織変
化を起さない領域および、本発明範囲を、β相生成能を
持つ合金元素の含有量との関係で示したグラフである。
第３図に示したTi合金のAl含有量は、いずれも0.5wt.％
以上2wt.％未満の範囲にある。
化を起さない領域および、本発明範囲を、β相生成能を
持つ合金元素の含有量との関係で示したグラフである。
第３図に示したTi合金のAl含有量は、いずれも0.5wt.％
以上2wt.％未満の範囲にある。
第３図から明らかなように、ダウンホールエージング
を生じない領域は、16wt.％≦Mo＋5/7（Ｖ＋Zr）＋3/5
（Nb＋Ta）を満たす範囲にあることがわある。
を生じない領域は、16wt.％≦Mo＋5/7（Ｖ＋Zr）＋3/5
（Nb＋Ta）を満たす範囲にあることがわある。
（６）O: Ｏは、合金中に不可避的に含まれるが、0.4wt.％を超
えると延性が劣化する。従って、Ｏの含有量は、0.4wt.
％以下とすべきである。
えると延性が劣化する。従って、Ｏの含有量は、0.4wt.
％以下とすべきである。
（７）Fe: 共析型β相安定化元素であるFeは、合金中に不可避的
に含まれる。Feは、高いβ相生成能を有し強度の上昇に
寄与する。しかしながら、Feの含有量が1wt.％を超える
と耐食性が劣化する。従って、Feの含有量は、1wt.％以
下に限定すべきである。
に含まれる。Feは、高いβ相生成能を有し強度の上昇に
寄与する。しかしながら、Feの含有量が1wt.％を超える
と耐食性が劣化する。従って、Feの含有量は、1wt.％以
下に限定すべきである。
なお、Fe以外の共析型β相安定化元素としては、Ni,C
o,Cr,Wなどがあるが、これらの元素が添加されると、ダ
ウンホールエージングにより金属間化合物等を析出して
脆化を生じたり、加工性などの機械的性質が害される。
しかしながら、Ni,Co,Cr,Wのすくなくとも１種の含有量
が合計で4wt.％未満であれば耐食性、耐SCC性に悪影響
を及ぼすことはない。
o,Cr,Wなどがあるが、これらの元素が添加されると、ダ
ウンホールエージングにより金属間化合物等を析出して
脆化を生じたり、加工性などの機械的性質が害される。
しかしながら、Ni,Co,Cr,Wのすくなくとも１種の含有量
が合計で4wt.％未満であれば耐食性、耐SCC性に悪影響
を及ぼすことはない。
次に、この発明を実施例により更に詳細に説明する。
［実施例１］ 第１表に示す、この発明の範囲内の成分組成を有する
本発明合金No.1〜25およびこの発明の範囲外の成分組成
を有する比較合金No.26〜35の各々をアーク溶解によっ
て、長さ130mm、幅40mm、厚さ20mmの寸法のインゴット
とし、1050℃にて熱間鍛造して長さ170mm、幅30mm、厚
さ20mmの寸法のスラブとした。次いで、このスラブに対
して900℃で最終熱間圧延を施して、厚さ6mmの熱延板と
し、β相領域で30分間保持し、次いで、水冷の溶体化処
理および550℃の温度域で５時間、時効処理を施し、試
験片を切り出した。
本発明合金No.1〜25およびこの発明の範囲外の成分組成
を有する比較合金No.26〜35の各々をアーク溶解によっ
て、長さ130mm、幅40mm、厚さ20mmの寸法のインゴット
とし、1050℃にて熱間鍛造して長さ170mm、幅30mm、厚
さ20mmの寸法のスラブとした。次いで、このスラブに対
して900℃で最終熱間圧延を施して、厚さ6mmの熱延板と
し、β相領域で30分間保持し、次いで、水冷の溶体化処
理および550℃の温度域で５時間、時効処理を施し、試
験片を切り出した。
これらの試験片について、引張試験を実施して機械的
性質を調べた。また時効熱処理を施した後、硬度試験を
行って相安定性を調べた。そして、四点曲げ試験を実施
して耐食性、耐SCC性を調べた。その結果を第１表に併
せて示す。
性質を調べた。また時効熱処理を施した後、硬度試験を
行って相安定性を調べた。そして、四点曲げ試験を実施
して耐食性、耐SCC性を調べた。その結果を第１表に併
せて示す。
引張試験による機械的性質については、降伏強度を示
した。相安定性の評価は、232℃で1440時間時効熱処理
を施した後、硬度の変化しないものを○、硬度の変化す
るものを×とした。
した。相安定性の評価は、232℃で1440時間時効熱処理
を施した後、硬度の変化しないものを○、硬度の変化す
るものを×とした。
四点曲げ試験は、第４図に示すように、試験片の四点
に所定の荷重をかけた後、腐食環境に浸漬し、割れの有
無および腐食状態を評価するものである。この実施例に
おいて実施した四点曲げ試験の腐食環境は、232℃、90a
tmH2S-55atmCO2,25%NaCl＋1g/lS゜とし、オートクレーブ
中で60日間試験を行なった。
に所定の荷重をかけた後、腐食環境に浸漬し、割れの有
無および腐食状態を評価するものである。この実施例に
おいて実施した四点曲げ試験の腐食環境は、232℃、90a
tmH2S-55atmCO2,25%NaCl＋1g/lS゜とし、オートクレーブ
中で60日間試験を行なった。
耐SCC性の評価は、割れ無しを○、割れ発生を×で示
した。また、耐食性の評価は、腐食速度が0.5mm/年未満
を○、0.5mm/年以上を×で示した。
した。また、耐食性の評価は、腐食速度が0.5mm/年未満
を○、0.5mm/年以上を×で示した。
第１表から明らかなように、本発明合金は、何れも耐
食性および耐SCC性に優れ、しかも、高強度を有してい
る。
食性および耐SCC性に優れ、しかも、高強度を有してい
る。
これに対して、Alの含有量がこの発明の範囲から外れ
て高い比較合金No.31は耐SCC性が悪かった。Alが添加さ
れていない比較合金No.33は強度が低かった。Moの含有
量がこの発明の範囲から外れて低い比較合金No.29,30,
およびMoが添加されていない比較合金No.32は耐食性が
悪かった。Zrの含有量がこの発明の範囲から外れて低い
No.35は、耐SCC性が悪かった。AlおよびMoの含有量がこ
の発明の範囲内であってもAl,Mo,VおよびZrの含有量が1
6≦Mo＋5/7（Ｖ＋Zr）の範囲から外れて低い比較合金N
o.26,27および28は、室温でβ単相が得られないか、ま
たは、相安定性が悪かった。Feの含有量がこの発明の範
囲を外れて高い比較合金No.34は、高強度ではあるが、
耐食性が悪かった。
て高い比較合金No.31は耐SCC性が悪かった。Alが添加さ
れていない比較合金No.33は強度が低かった。Moの含有
量がこの発明の範囲から外れて低い比較合金No.29,30,
およびMoが添加されていない比較合金No.32は耐食性が
悪かった。Zrの含有量がこの発明の範囲から外れて低い
No.35は、耐SCC性が悪かった。AlおよびMoの含有量がこ
の発明の範囲内であってもAl,Mo,VおよびZrの含有量が1
6≦Mo＋5/7（Ｖ＋Zr）の範囲から外れて低い比較合金N
o.26,27および28は、室温でβ単相が得られないか、ま
たは、相安定性が悪かった。Feの含有量がこの発明の範
囲を外れて高い比較合金No.34は、高強度ではあるが、
耐食性が悪かった。
［比較例］ 第２表に示すこの発明の範囲外の成分組成を有する比
較Ti合金No.1〜５、および、Ni,Feベースの比較合金No.
6から、上述した実施例と同一条件に従って試験片を切
り出し、これらの試験片の各々について、引張試験を実
施して機械的性質を調べた。この結果を第２表に示す。
また、これらの試験片の各々について四点曲げ試験を、
第３表に示すＡ〜Ｅの５種類の異なる環境の試験条件下
でオートクレーブ中で30日間実施して、耐食性および耐
SCC性について調べた。その結果を第２表に示す。耐食
性および耐SCC性の評価は、割れ無しを○、割れ発生を
×で示した。また、各合金の母相組織を第２表に併せて
示す。
較Ti合金No.1〜５、および、Ni,Feベースの比較合金No.
6から、上述した実施例と同一条件に従って試験片を切
り出し、これらの試験片の各々について、引張試験を実
施して機械的性質を調べた。この結果を第２表に示す。
また、これらの試験片の各々について四点曲げ試験を、
第３表に示すＡ〜Ｅの５種類の異なる環境の試験条件下
でオートクレーブ中で30日間実施して、耐食性および耐
SCC性について調べた。その結果を第２表に示す。耐食
性および耐SCC性の評価は、割れ無しを○、割れ発生を
×で示した。また、各合金の母相組織を第２表に併せて
示す。
第２表から明らかなように、比較合金No.1およびNo.6
は降伏応力および破断強度とも100kgf/mm2以下の低い数
値を示した。比較合金No.2〜５は何れもＳ°を含む高温
の腐食環境で割れが発生した。
は降伏応力および破断強度とも100kgf/mm2以下の低い数
値を示した。比較合金No.2〜５は何れもＳ°を含む高温
の腐食環境で割れが発生した。
［発明の効果］ 以上説明したように、この発明によれば、高濃度のH2
SやＳ°を含む厳しい環境下で、十分な耐食性および耐S
CC性を有することは勿論、高い強度を有するβ系チタン
合金を得ることができるといった有用な効果がもたらさ
れる。
SやＳ°を含む厳しい環境下で、十分な耐食性および耐S
CC性を有することは勿論、高い強度を有するβ系チタン
合金を得ることができるといった有用な効果がもたらさ
れる。
第１図は、硬度とAl含有量との関係を示すグフ、第２図
は、伸びとＶ含有量との関係を示すグラス、第３図は、
ダウンホールエージングによって組織変化を起さない領
域および本発明範囲を、β相生成能を持つ合金元素の含
有量との関係で示したグラフ、第４図は、試験片に四点
曲げ試験を施こす方法を示す正面図である。図面におい
て、１……試験片。
は、伸びとＶ含有量との関係を示すグラス、第３図は、
ダウンホールエージングによって組織変化を起さない領
域および本発明範囲を、β相生成能を持つ合金元素の含
有量との関係で示したグラフ、第４図は、試験片に四点
曲げ試験を施こす方法を示す正面図である。図面におい
て、１……試験片。
Claims (2)
- 【請求項１】Al:0.5から2.0wt.％未満、 Mo:5.0から10.0wt.％、 V:8から12wt.％、 Zr:3から6wt.％、 但し、Mo,VおよびZrは、下記関係式 を満足する。 残り、Tiおよび不可避的不純物、 但し、前記不可避的不純物としての、Ｏ、 およびFeのそれぞれの含有量は、 Ｏについては、0.4wt.％以下、 Feについては、1.0wt.％以下。 からなることを特徴とする、耐食性および耐応力腐食割
れ性に優れた高強度β系チタン合金。 - 【請求項２】前記合金は、5wt.％のNbおよび／または5w
t.％のTaを、更に付加的に含有し、且つ、Mo,V,Zr,Nbお
よびTaは、下記関係式 を満足することを特徴とする、請求項１記載のチタン合
金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10501388 | 1988-04-27 | ||
| JP63-105013 | 1988-04-27 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02138429A JPH02138429A (ja) | 1990-05-28 |
| JP2623826B2 true JP2623826B2 (ja) | 1997-06-25 |
Family
ID=14396185
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10890889A Expired - Lifetime JP2623826B2 (ja) | 1988-04-27 | 1989-04-27 | 耐食性および耐応力腐食割れ性に優れた高強度β系チタン合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2623826B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005005677A1 (ja) * | 2003-07-15 | 2005-01-20 | Minoru Fumoto | ばね特性にすぐれたチタン合金及びめがねフレーム |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7566729B2 (ja) * | 2018-09-25 | 2024-10-15 | チタニウム メタルズ コーポレーション | 中強度と高延性を備えたチタン合金 |
| CN110983102B (zh) * | 2019-12-02 | 2021-02-02 | 中国石油天然气集团有限公司 | 一种钛合金油管及其制造方法 |
-
1989
- 1989-04-27 JP JP10890889A patent/JP2623826B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005005677A1 (ja) * | 2003-07-15 | 2005-01-20 | Minoru Fumoto | ばね特性にすぐれたチタン合金及びめがねフレーム |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02138429A (ja) | 1990-05-28 |
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