JP2737500B2 - 耐熱チタン合金 - Google Patents
耐熱チタン合金Info
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- JP2737500B2 JP2737500B2 JP3345222A JP34522291A JP2737500B2 JP 2737500 B2 JP2737500 B2 JP 2737500B2 JP 3345222 A JP3345222 A JP 3345222A JP 34522291 A JP34522291 A JP 34522291A JP 2737500 B2 JP2737500 B2 JP 2737500B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Near−α型の耐熱チタ
ン合金、特に高温クリープ特性に優れた耐熱チタン合金
に関するものである。
ン合金、特に高温クリープ特性に優れた耐熱チタン合金
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、その優れた耐食性と高い比強度の
ためにチタンおよびチタン合金の需要は急激な伸びを示
してきたが、特にチタン合金は軽量にしてより高強度で
あると言う特徴を生かすため、今日でも、様々な分野で
の応用、用途開発が試みられている。
ためにチタンおよびチタン合金の需要は急激な伸びを示
してきたが、特にチタン合金は軽量にしてより高強度で
あると言う特徴を生かすため、今日でも、様々な分野で
の応用、用途開発が試みられている。
【０００３】従来から使用されてきた高強度チタン合金
の代表的なものとして、Ti-6Al-4V合金を挙げることが
できるが、最近では高温環境用チタン合金構造材に対す
る要望が強くなり、米国においてこれに応えるためNear
−α型のTi-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金等の“高温用チタン合
金”が開発された。その後、米国、英国において次々と
新しいNear−α型の耐熱チタン合金が開発され、日本に
おいてもその開発が進行している。特開平１−242743号
公報、同２−19436 号公報、同２−22435 号公報参照。
ここに、Near−α型のチタン合金とは、少量のβ相を含
み大部分がα相からなるチタン合金を言い、上述のTi-6
Al-2Sn-4Zr-2Mo系合金が代表例である。
の代表的なものとして、Ti-6Al-4V合金を挙げることが
できるが、最近では高温環境用チタン合金構造材に対す
る要望が強くなり、米国においてこれに応えるためNear
−α型のTi-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金等の“高温用チタン合
金”が開発された。その後、米国、英国において次々と
新しいNear−α型の耐熱チタン合金が開発され、日本に
おいてもその開発が進行している。特開平１−242743号
公報、同２−19436 号公報、同２−22435 号公報参照。
ここに、Near−α型のチタン合金とは、少量のβ相を含
み大部分がα相からなるチタン合金を言い、上述のTi-6
Al-2Sn-4Zr-2Mo系合金が代表例である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところで、近年、航空
機の高速度化を図るためにも航空機エンジンの高性能化
が求められており、それに応えるべく、上記Near−α型
チタン合金が注目され、かかるNear−α型チタン合金の
耐用温度の更なる上昇が強く望まれている。すなわち、
航空機エンジンにチタン合金を適用するには、従来合金
では高温強度、高温クリープ強度、さらにはサイクル疲
労強度のバランスが不充分であり、耐用温度の更なる上
昇を実現するには上記性質のより優れたバランスを有す
るチタン合金が必要であることが判明した。
機の高速度化を図るためにも航空機エンジンの高性能化
が求められており、それに応えるべく、上記Near−α型
チタン合金が注目され、かかるNear−α型チタン合金の
耐用温度の更なる上昇が強く望まれている。すなわち、
航空機エンジンにチタン合金を適用するには、従来合金
では高温強度、高温クリープ強度、さらにはサイクル疲
労強度のバランスが不充分であり、耐用温度の更なる上
昇を実現するには上記性質のより優れたバランスを有す
るチタン合金が必要であることが判明した。
【０００５】ここに、本発明の目的は、従来合金よりも
高温強度および高温クリープ強度、高サイクル疲労強度
に優れた耐熱チタン合金を提供することにある。さら
に、本発明のより具体的な目的は、常温における引張強
度1060 MPa以上、600 ℃での引張強度640MPa以上、600
℃引張伸び25％以上、クリープ歪量0.120％以下(540℃,
300MPa,100Hr)、疲労強度4.0 ×107 以上( 破断サイク
ル数,540℃,300MPa,Ｒ＝0.1)を満足する耐熱チタン合金
を提供することである。
高温強度および高温クリープ強度、高サイクル疲労強度
に優れた耐熱チタン合金を提供することにある。さら
に、本発明のより具体的な目的は、常温における引張強
度1060 MPa以上、600 ℃での引張強度640MPa以上、600
℃引張伸び25％以上、クリープ歪量0.120％以下(540℃,
300MPa,100Hr)、疲労強度4.0 ×107 以上( 破断サイク
ル数,540℃,300MPa,Ｒ＝0.1)を満足する耐熱チタン合金
を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】これまでにあっても、高
温強度、高温クリープ強度等の高温特性の優れた耐熱チ
タン合金としてAl、Sn、Zr、Mo、Si、Taを添加した耐熱
Ti合金 (特開平２−19436 号) が提案されている。この
合金にあっては、Ta添加によりα−transus 、β−tran
sus 温度の両方を上昇させ強度的に優れるα相を高温ま
で安定化することにより、高温強度、高温クリープ強度
を向上させている。
温強度、高温クリープ強度等の高温特性の優れた耐熱チ
タン合金としてAl、Sn、Zr、Mo、Si、Taを添加した耐熱
Ti合金 (特開平２−19436 号) が提案されている。この
合金にあっては、Ta添加によりα−transus 、β−tran
sus 温度の両方を上昇させ強度的に優れるα相を高温ま
で安定化することにより、高温強度、高温クリープ強度
を向上させている。
【０００７】しかしながら、このような合金でも実用化
に際してはクリープ強度はまだ充分とは言えなかった。
ここに、本発明者らの知見によれば、上述の系の耐熱チ
タン合金にさらにHfを添加することにより、クリープ強
度が改善されるとともに、さらに一層高い高温強度、高
温クリープ強度、疲労強度が得られることを知り、本発
明を完成した。
に際してはクリープ強度はまだ充分とは言えなかった。
ここに、本発明者らの知見によれば、上述の系の耐熱チ
タン合金にさらにHfを添加することにより、クリープ強
度が改善されるとともに、さらに一層高い高温強度、高
温クリープ強度、疲労強度が得られることを知り、本発
明を完成した。
【０００８】よって、本発明の要旨とするところは、重
量％で、 さらに、Ｎｂ：１．５０％以下、Ｔａ：０．５０％以
下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、 また
はＣ：０．１０％以下の一種または二種以上、残部Ｔｉ
および不可避的不純物からなる耐熱チタン合金である。
量％で、 さらに、Ｎｂ：１．５０％以下、Ｔａ：０．５０％以
下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、 また
はＣ：０．１０％以下の一種または二種以上、残部Ｔｉ
および不可避的不純物からなる耐熱チタン合金である。
【０００９】
【作用】次に、本発明において合金組成を上述のように
限定した理由を詳述する。 Al:Alはα相安定化元素であり、αトランザス温度を上
昇させ、固溶硬化により高温強度、クリープ強度の向上
に寄与する。しかし、Al添加量が5.0 ％未満では、α相
安定化効果および固溶硬化が十分ではなく、必要とする
高温強度、クリープ強度が得られない。また、添加量が
7.0 ％を越えると、TiとAlとの金属間化合物であるTi3A
l が析出し、脆化する。そのため、本発明においてAl含
有量は5.0 〜7.0 ％に設定する。
限定した理由を詳述する。 Al:Alはα相安定化元素であり、αトランザス温度を上
昇させ、固溶硬化により高温強度、クリープ強度の向上
に寄与する。しかし、Al添加量が5.0 ％未満では、α相
安定化効果および固溶硬化が十分ではなく、必要とする
高温強度、クリープ強度が得られない。また、添加量が
7.0 ％を越えると、TiとAlとの金属間化合物であるTi3A
l が析出し、脆化する。そのため、本発明においてAl含
有量は5.0 〜7.0 ％に設定する。
【００１０】Sn:Snは中性型元素であり、Alと同様の固
溶硬化能があり、高温強度を向上させ、耐クリープ特性
を改善し得る。しかし、添加量が2.0 ％未満では、その
効果が充分ではない。一方、添加量が5.0 ％を越える
と、密度が大きくなること、および脆化相(Ti3Al) が析
出するため望ましくない。したがって、Sn含有量は2.0
〜5.0 ％に設定する。
溶硬化能があり、高温強度を向上させ、耐クリープ特性
を改善し得る。しかし、添加量が2.0 ％未満では、その
効果が充分ではない。一方、添加量が5.0 ％を越える
と、密度が大きくなること、および脆化相(Ti3Al) が析
出するため望ましくない。したがって、Sn含有量は2.0
〜5.0 ％に設定する。
【００１１】Zr:ZrはTiと全率固溶で中性型元素であ
る。中低温域では固溶硬化により強化元素として有効で
あり、また高温ではTi、ZrとSiとの微細な金属間化合物
を析出させ、クリープ強度を向上させている。Zr添加に
より組織が微細になり、その結果、クリープ強度等の望
ましい機械的性質が実現される。添加量が2.0 ％未満で
はその効果は充分ではないが、添加量が5.0 ％を越える
と延性に加えクリープ強度も低下する。したがって、Zr
含有量は2.0 〜5.0 ％に設定する。
る。中低温域では固溶硬化により強化元素として有効で
あり、また高温ではTi、ZrとSiとの微細な金属間化合物
を析出させ、クリープ強度を向上させている。Zr添加に
より組織が微細になり、その結果、クリープ強度等の望
ましい機械的性質が実現される。添加量が2.0 ％未満で
はその効果は充分ではないが、添加量が5.0 ％を越える
と延性に加えクリープ強度も低下する。したがって、Zr
含有量は2.0 〜5.0 ％に設定する。
【００１２】Mo:Moはβ相安定化元素であり、中低温域
での強度上昇に寄与すると共に( α＋β) の２相とする
ことにより、高温強度と疲労強度のバランスを向上させ
る。すなわち、Al、Snを添加すると疲労強度が低下する
が、Moは疲労強度を低下させることなく高温強度を上昇
させる。0.10％以上の添加でその効果はあらわれるが、
添加量が1.00％を越えるとβ相が過度に増加し、高温強
度とクリープ強度が低下する。また、溶接性、熱処理性
も低下する。したがって、Mo含有量は0.10〜1.00％に設
定する。
での強度上昇に寄与すると共に( α＋β) の２相とする
ことにより、高温強度と疲労強度のバランスを向上させ
る。すなわち、Al、Snを添加すると疲労強度が低下する
が、Moは疲労強度を低下させることなく高温強度を上昇
させる。0.10％以上の添加でその効果はあらわれるが、
添加量が1.00％を越えるとβ相が過度に増加し、高温強
度とクリープ強度が低下する。また、溶接性、熱処理性
も低下する。したがって、Mo含有量は0.10〜1.00％に設
定する。
【００１３】Si:Siは高温強度および耐クリープ性の向
上をもたらす元素である。また、TiやZrと結びついて非
常に微細な金属間化合物を析出させ、高温強度を向上さ
せる。しかし、余り多量の添加は金属間化合物の増加あ
るいは粗大化をもたらし脆化する。したがってSi含有量
は0.20〜0.60％に設定する。
上をもたらす元素である。また、TiやZrと結びついて非
常に微細な金属間化合物を析出させ、高温強度を向上さ
せる。しかし、余り多量の添加は金属間化合物の増加あ
るいは粗大化をもたらし脆化する。したがってSi含有量
は0.20〜0.60％に設定する。
【００１４】Hf:Hfは本発明の最も重要な元素で、全率
固溶の中性型元素である。過度のα相安定化を防ぎ、か
つ高温強度向上に寄与することができる。また、Hf添加
により、Ti、ZrとSiとの微細な金属間化合物の析出を促
進する。したがって、Zrの場合、過度に添加するとクリ
ープ強度、延性が劣化してしまうが、Hf添加ではクリー
プ強度は低下しない。本発明者らの実験によれば、0.10
％以上でその効果はあらわれる。添加量が1.00％を越え
ると、Ti、ZrとSiとの金属間化合物の析出能が過大にな
り、粗大な析出物を形成し、延性の低下をもたらす。し
たがってHfの含有量は1.00％以下に設定する。
固溶の中性型元素である。過度のα相安定化を防ぎ、か
つ高温強度向上に寄与することができる。また、Hf添加
により、Ti、ZrとSiとの微細な金属間化合物の析出を促
進する。したがって、Zrの場合、過度に添加するとクリ
ープ強度、延性が劣化してしまうが、Hf添加ではクリー
プ強度は低下しない。本発明者らの実験によれば、0.10
％以上でその効果はあらわれる。添加量が1.00％を越え
ると、Ti、ZrとSiとの金属間化合物の析出能が過大にな
り、粗大な析出物を形成し、延性の低下をもたらす。し
たがってHfの含有量は1.00％以下に設定する。
【００１５】さらに、本発明にあっては、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｗ、Ｃｕ、およびＣの少なくとも１種を配合することで
高温強度、クリープ強度、そして疲労強度のバランス改
善を図っている。各添加元素の限定理由は次の通りであ
る。
Ｗ、Ｃｕ、およびＣの少なくとも１種を配合することで
高温強度、クリープ強度、そして疲労強度のバランス改
善を図っている。各添加元素の限定理由は次の通りであ
る。
【００１６】Nb:Nbはβ相安定化元素であり、より高温
強度と疲労強度のバランスを向上させる。耐酸化性にも
効果のある添加元素である。添加量が1.50％を越えると
β相比率の増加により高温強度、クリープ強度が低下す
る。したがってNb含有量は1.50％以下に設定する。
強度と疲労強度のバランスを向上させる。耐酸化性にも
効果のある添加元素である。添加量が1.50％を越えると
β相比率の増加により高温強度、クリープ強度が低下す
る。したがってNb含有量は1.50％以下に設定する。
【００１７】Ta:Taはβ相安定化元素であり、高温強
度、疲労強度のバランスを向上させる。多量の添加は溶
け残り、偏析、密度上昇、β相増加による高温強度、高
温クリープの低下をもたらす。これらの低下から、添加
量は0.50％以下とする。
度、疲労強度のバランスを向上させる。多量の添加は溶
け残り、偏析、密度上昇、β相増加による高温強度、高
温クリープの低下をもたらす。これらの低下から、添加
量は0.50％以下とする。
【００１８】Ｗ:Ｗはβ相安定化元素であり、高温クリ
ープ強度と高温強度をより向上させる。ただし、多量の
添加は密度上昇、β相の過度の増加による高温強度、ク
リープ強度の低下をもたらす。したがって添加量は0.50
％以下に設定する。
ープ強度と高温強度をより向上させる。ただし、多量の
添加は密度上昇、β相の過度の増加による高温強度、ク
リープ強度の低下をもたらす。したがって添加量は0.50
％以下に設定する。
【００１９】Cu:Cuはβ相共析型の安定化元素である。
ごく微量の添加で疲労特性が向上する。添加量が1.00％
を越えるとより金属間化合物が析出し脆化する。したが
って添加量は1.00％以下に設定する。
ごく微量の添加で疲労特性が向上する。添加量が1.00％
を越えるとより金属間化合物が析出し脆化する。したが
って添加量は1.00％以下に設定する。
【００２０】Ｃ:Ｃは、Ｏ (酸素) と同様にα相安定化
元素であり、さらに室温から高温に至るまでの温度域で
強度の上昇に寄与し、高温クリープ強度も向上させる。
添加量が0.10％を越えると脆化するので添加量は0.1 ％
以下に設定する。好ましくは、Ｃ含有量が0.02％の添加
でその効果はあらわれるので、Ｃ:0.02 〜0.10％であ
る。次に、本発明の作用効果をその実施例によってさら
に具体的に説明する。
元素であり、さらに室温から高温に至るまでの温度域で
強度の上昇に寄与し、高温クリープ強度も向上させる。
添加量が0.10％を越えると脆化するので添加量は0.1 ％
以下に設定する。好ましくは、Ｃ含有量が0.02％の添加
でその効果はあらわれるので、Ｃ:0.02 〜0.10％であ
る。次に、本発明の作用効果をその実施例によってさら
に具体的に説明する。
【００２１】
【実施例】表１に示す成分のTi合金インゴットをプラズ
マアーク溶解により溶製し、直径60mm×長さ300 mmの大
きさのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットをβ
変態点以上、β変態点＋50℃以下の温度域に加熱し、直
径20mmにまで鍛造した後、1050℃に１時間加熱してから
油焼入れを行う溶体化処理を施し、次いで、625 ℃で２
時間加熱してから空冷する時効処理を行った。
マアーク溶解により溶製し、直径60mm×長さ300 mmの大
きさのインゴットに鋳込んだ。得られたインゴットをβ
変態点以上、β変態点＋50℃以下の温度域に加熱し、直
径20mmにまで鍛造した後、1050℃に１時間加熱してから
油焼入れを行う溶体化処理を施し、次いで、625 ℃で２
時間加熱してから空冷する時効処理を行った。
【００２２】熱処理後の棒材から引張試験片、クリープ
試験片、および疲労試験片を切り出し、各々の試験に供
した。常温および高温引張試験、クリープ試験、そして
疲労試験の結果を表１にまとめて示す。高温引張試験、
クリープ試験および疲労試験はは大気中で実施した。
試験片、および疲労試験片を切り出し、各々の試験に供
した。常温および高温引張試験、クリープ試験、そして
疲労試験の結果を表１にまとめて示す。高温引張試験、
クリープ試験および疲労試験はは大気中で実施した。
【００２３】
【表１】
【００２４】表１に示す結果からも明らかなように、本
発明のチタン合金は常温における引張強度が1060MPa 以
上、600 ℃における引張強度が640MPa以上と常温から60
0 ℃まで引張強度が高く、常温においても12％以上の伸
びを示している。しかも、540 ℃、300MPa、100Hr 後の
クリープ歪量は0.120 ％以下と、クリープ強度も高いこ
とがわかる。さらに540 ℃、300MPa(R＝0.1)の疲労試験
においても、破壊サイクル数は4.0 ×107 サイクル以上
と高い疲労強度を示している。
発明のチタン合金は常温における引張強度が1060MPa 以
上、600 ℃における引張強度が640MPa以上と常温から60
0 ℃まで引張強度が高く、常温においても12％以上の伸
びを示している。しかも、540 ℃、300MPa、100Hr 後の
クリープ歪量は0.120 ％以下と、クリープ強度も高いこ
とがわかる。さらに540 ℃、300MPa(R＝0.1)の疲労試験
においても、破壊サイクル数は4.0 ×107 サイクル以上
と高い疲労強度を示している。
【００２５】これに対し、従来例のチタン合金Ｎｏ．１
２では多量のＴａが配合されていることからＴａの偏析
が認められた。また、合金Ｎｏ．１２、１３ではＨｆが
添加されていないため、上記クリープ歪量が多くなって
おり、特に合金Ｎｏ．９と対比するとＨｆの有無による
クリープ強度の低下が著しいことが分かる。しかし、合
金Ｎｏ．１４のように過度のＨｆ配合を行うと延性の低
下がもたらされる。
２では多量のＴａが配合されていることからＴａの偏析
が認められた。また、合金Ｎｏ．１２、１３ではＨｆが
添加されていないため、上記クリープ歪量が多くなって
おり、特に合金Ｎｏ．９と対比するとＨｆの有無による
クリープ強度の低下が著しいことが分かる。しかし、合
金Ｎｏ．１４のように過度のＨｆ配合を行うと延性の低
下がもたらされる。
【００２６】
【発明の効果】この発明によれば、微細針状組織にする
ことで、室温から高温までの広い範囲において、高いク
リープ強度を得ることができ、さらに高い高温強度、高
サイクル疲労強度も得られる。上記効果の結果として、
本発明にかかる耐熱チタン合金はジェットエンジン用コ
ンプレッサーブレード・ディスクなどの航空機部品ある
いはその他の耐熱構造材料に使用することができる。
ことで、室温から高温までの広い範囲において、高いク
リープ強度を得ることができ、さらに高い高温強度、高
サイクル疲労強度も得られる。上記効果の結果として、
本発明にかかる耐熱チタン合金はジェットエンジン用コ
ンプレッサーブレード・ディスクなどの航空機部品ある
いはその他の耐熱構造材料に使用することができる。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 さらに、Ｎｂ：１．５０％以下、Ｔａ：０．５０％以
下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃｕ：１．００％以下、 またはＣ：０．１０％以下の一種または二種以上、 残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなる耐熱チタン合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3345222A JP2737500B2 (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-26 | 耐熱チタン合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3-330836 | 1991-12-13 | ||
| JP33083691 | 1991-12-13 | ||
| JP3345222A JP2737500B2 (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-26 | 耐熱チタン合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05214469A JPH05214469A (ja) | 1993-08-24 |
| JP2737500B2 true JP2737500B2 (ja) | 1998-04-08 |
Family
ID=26573647
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3345222A Expired - Lifetime JP2737500B2 (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-26 | 耐熱チタン合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2737500B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20010041148A1 (en) | 1998-05-26 | 2001-11-15 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Alpha + beta type titanium alloy, process for producing titanium alloy, process for coil rolling, and process for producing cold-rolled coil of titanium alloy |
| KR102332018B1 (ko) * | 2019-01-30 | 2021-11-29 | 한국재료연구원 | 고온용 타이타늄 합금 및 그 제조방법 |
| CN113355560B (zh) * | 2021-08-10 | 2021-12-10 | 北京煜鼎增材制造研究院有限公司 | 一种高温钛合金及其制备方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4941246A (ja) * | 1972-08-28 | 1974-04-18 | ||
| JPH05163542A (ja) * | 1991-12-13 | 1993-06-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐熱チタン合金 |
-
1991
- 1991-12-26 JP JP3345222A patent/JP2737500B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05214469A (ja) | 1993-08-24 |
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