JP3395443B2 - 高クリープ強度チタン合金とその製造方法 - Google Patents
高クリープ強度チタン合金とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高クリープ強度を示す
チタン合金、特に従来のチタン合金よりもクリープ強度
が向上したチタン合金とその製造方法に関するものであ
る。
チタン合金、特に従来のチタン合金よりもクリープ強度
が向上したチタン合金とその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、チタン合金の有する優れた比強度
を活かすため、航空機関係、エネルギー関係、化学工業
関係などの様々な分野でのチタン合金の応用、用途開発
が試みられている。
を活かすため、航空機関係、エネルギー関係、化学工業
関係などの様々な分野でのチタン合金の応用、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
の代表的な合金として、α＋β型のTi-6Al-4V 合金を挙
げることができるが、より高温環境用チタン合金構造材
に対する要望が高く、英国においてIMI550(Ti-4Al-2Sn-
4Mo-0.5Si)、IMI679(Ti-2Al-11Sn-5Zr-1Mo-0.2Si) 、IM
I685(Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si) の“高温用チタン合
金”が開発された。それに対して、米国においても、Ti
-6242(Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo) 合金が開発されたが、Si添
加によるクリープ強度向上が認識されたため、Ti-6242S
(Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si)合金へと改良された。
の代表的な合金として、α＋β型のTi-6Al-4V 合金を挙
げることができるが、より高温環境用チタン合金構造材
に対する要望が高く、英国においてIMI550(Ti-4Al-2Sn-
4Mo-0.5Si)、IMI679(Ti-2Al-11Sn-5Zr-1Mo-0.2Si) 、IM
I685(Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.25Si) の“高温用チタン合
金”が開発された。それに対して、米国においても、Ti
-6242(Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo) 合金が開発されたが、Si添
加によるクリープ強度向上が認識されたため、Ti-6242S
(Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si)合金へと改良された。
【０００４】その後、英国、米国において、580 〜600
℃で耐用し得る合金、IMI829(Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-0.3M
o-1Nb-0.3Si) [特開昭51−143512号公報] 、IMI834(Ti-
5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.3Mo-1Nb-0.3Si-0.06C) [特開昭59−
89744 号公報] 、Ti-1100(Ti-6Al-2.8Sn-4.0Zr-0.3Mo-
0.45Si) [特開昭63−118035号公報] が開発されたが、
いずれもSiが0.3 〜0.45％添加されている。
℃で耐用し得る合金、IMI829(Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-0.3M
o-1Nb-0.3Si) [特開昭51−143512号公報] 、IMI834(Ti-
5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.3Mo-1Nb-0.3Si-0.06C) [特開昭59−
89744 号公報] 、Ti-1100(Ti-6Al-2.8Sn-4.0Zr-0.3Mo-
0.45Si) [特開昭63−118035号公報] が開発されたが、
いずれもSiが0.3 〜0.45％添加されている。
【０００５】また、最近になって日本でも、高温用チタ
ン合金の開発が進められている。特開平１−242743号公
報、同２−19436 号公報、同２−22435 号公報、同４−
202729号公報参照。その他、新たな合金元素としてHf、
Taを含む合金 (特開平５−214469号公報) 、Moを添加せ
ずZr含有量を増やした合金 (特開平５−163543号公報)
、Nb/Ta 比率調整により耐酸化性を改善した合金 (特
開平５−163542号公報)が開発され、クリープ強度の改
善が進められている。これらの新合金においてもSiは添
加必須元素であり、0.1 〜0.35％添加されている。
ン合金の開発が進められている。特開平１−242743号公
報、同２−19436 号公報、同２−22435 号公報、同４−
202729号公報参照。その他、新たな合金元素としてHf、
Taを含む合金 (特開平５−214469号公報) 、Moを添加せ
ずZr含有量を増やした合金 (特開平５−163543号公報)
、Nb/Ta 比率調整により耐酸化性を改善した合金 (特
開平５−163542号公報)が開発され、クリープ強度の改
善が進められている。これらの新合金においてもSiは添
加必須元素であり、0.1 〜0.35％添加されている。
【０００６】ここに、α＋β型チタン合金とは、α相と
β相の比率がほぼ等しい合金を示し、上述のTi-6Al-4V
系合金およびTi-6Al-2Sn-4Zr-6Mo系合金がその代表例で
ある。Near−α型チタン合金とは、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、上述の高温用チ
タン合金はNear−α型合金に属する。
β相の比率がほぼ等しい合金を示し、上述のTi-6Al-4V
系合金およびTi-6Al-2Sn-4Zr-6Mo系合金がその代表例で
ある。Near−α型チタン合金とは、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、上述の高温用チ
タン合金はNear−α型合金に属する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】近年、発電用タービ
ン、航空機エンジン、船舶用エンジンの高性能化が求め
られている。それに応えるべく、軽量で強度の高いα＋
β型およびNear−α型チタン合金が注目されているが、
材料として325 〜600 ℃におけるクリープ強度の改善が
課題となっている。
ン、航空機エンジン、船舶用エンジンの高性能化が求め
られている。それに応えるべく、軽量で強度の高いα＋
β型およびNear−α型チタン合金が注目されているが、
材料として325 〜600 ℃におけるクリープ強度の改善が
課題となっている。
【０００８】これまでにあっても、すでに述べたよう
に、高温強度、高温クリープ強度などの高温特性の優れ
たチタン合金として、Al、Sn、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、Si
を添加したチタン合金 (特開平５−214469号公報) が提
案されており、チタン合金としては最も耐熱性に優れて
いる。しかし、そのような合金でも、今日開発が意図さ
れている発電用タービン、航空機エンジン、船舶用エン
ジンの翼などの回転体やケージング、シールなどの支持
体に使用する際にはクリープ強度はまだ充分とは言えな
かった。
に、高温強度、高温クリープ強度などの高温特性の優れ
たチタン合金として、Al、Sn、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、Si
を添加したチタン合金 (特開平５−214469号公報) が提
案されており、チタン合金としては最も耐熱性に優れて
いる。しかし、そのような合金でも、今日開発が意図さ
れている発電用タービン、航空機エンジン、船舶用エン
ジンの翼などの回転体やケージング、シールなどの支持
体に使用する際にはクリープ強度はまだ充分とは言えな
かった。
【０００９】ここに、本発明の目的は、従来合金よりも
さらに一層クリープ強度に優れたチタン合金とその製造
方法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、各用途 (温度、荷重) で使用されているα＋
β型合金およびNear−α型合金のクリープ歪量 (100 時
間) を325 〜600 ℃の高温領域でさらに一層改善する高
クリープ強度を示すチタン合金とその製造方法を提供す
ることである。
さらに一層クリープ強度に優れたチタン合金とその製造
方法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、各用途 (温度、荷重) で使用されているα＋
β型合金およびNear−α型合金のクリープ歪量 (100 時
間) を325 〜600 ℃の高温領域でさらに一層改善する高
クリープ強度を示すチタン合金とその製造方法を提供す
ることである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】ここに、本発明者らは、
かかる課題を解決すべく水素の存在に着目した。従来、
水素はチタン合金中に微量に含まれている不純物として
扱われ、多量に含有すると水素化物を形成し、延性が低
下するため好ましくない元素として扱われてきた。しか
も、水素は純Ti中での拡散速度が速いため高温特性を要
する際の添加元素としては適切でないと考えられ、使用
状態では単に有害不純物として扱われる以外は、全く検
討が加えられていなかった。
かかる課題を解決すべく水素の存在に着目した。従来、
水素はチタン合金中に微量に含まれている不純物として
扱われ、多量に含有すると水素化物を形成し、延性が低
下するため好ましくない元素として扱われてきた。しか
も、水素は純Ti中での拡散速度が速いため高温特性を要
する際の添加元素としては適切でないと考えられ、使用
状態では単に有害不純物として扱われる以外は、全く検
討が加えられていなかった。
【００１１】したがって、通常の製造プロセス（溶解＋
鍛造＋熱処理）により得られる、本発明が対象とするよ
うなチタン合金系には不純物として高々0.003 ％未満程
度しか含有されていないと考えられる。
鍛造＋熱処理）により得られる、本発明が対象とするよ
うなチタン合金系には不純物として高々0.003 ％未満程
度しか含有されていないと考えられる。
【００１２】本発明者らの知見によれば、従来のα＋β
型およびNear−α型チタン合金に溶解時あるいは熱処理
時に0.0050〜0.0500％の水素を添加することにより、高
温強度、疲労強度、延性を保持し、特にクリープ歪量
(100 時間) を325 〜600 ℃の高温領域で10％以上減少
させ、クリープ強度が著しく改善されることを見出し、
本発明を完成した。
型およびNear−α型チタン合金に溶解時あるいは熱処理
時に0.0050〜0.0500％の水素を添加することにより、高
温強度、疲労強度、延性を保持し、特にクリープ歪量
(100 時間) を325 〜600 ℃の高温領域で10％以上減少
させ、クリープ強度が著しく改善されることを見出し、
本発明を完成した。
【００１３】よって本発明の要旨とするところは、質量
％で、Al：4.0 〜7.0 ％、ならびに Sn：6.0 ％以下、Z
r：6.0 ％以下、Mo：8.0 ％以下、Si：0.6 ％未満、
Ｃ：0.10％以下、Hf：1.0 ％以下、Nb：1.5 ％以下、T
a：2.5 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、およびＶ：5.0 ％以
下から成る群から選んだ１種または２種以上、Ｈ：0.00
50〜0.0500％、ただし、Ti−Al−Ｖ、Ti−Al−Ｖ−Si、
Ti−Al−Mo− Si、およびTi−Al−Mo−Ｖ−Siの組合せの
ときにはＨ：0.02％以下は除く、残部Tiおよび不可避的
不純物から成る合金組成を有する高クリープ強度を示す
チタン合金である。
％で、Al：4.0 〜7.0 ％、ならびに Sn：6.0 ％以下、Z
r：6.0 ％以下、Mo：8.0 ％以下、Si：0.6 ％未満、
Ｃ：0.10％以下、Hf：1.0 ％以下、Nb：1.5 ％以下、T
a：2.5 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、およびＶ：5.0 ％以
下から成る群から選んだ１種または２種以上、Ｈ：0.00
50〜0.0500％、ただし、Ti−Al−Ｖ、Ti−Al−Ｖ−Si、
Ti−Al−Mo− Si、およびTi−Al−Mo−Ｖ−Siの組合せの
ときにはＨ：0.02％以下は除く、残部Tiおよび不可避的
不純物から成る合金組成を有する高クリープ強度を示す
チタン合金である。
【００１４】また、Si量が0.6 ％以上含まれていても、
Si量と水素量とが適当な条件を満足する限り、さらにク
リープ強度が改善されることを見出し、本発明をさらに
発展させた。
Si量と水素量とが適当な条件を満足する限り、さらにク
リープ強度が改善されることを見出し、本発明をさらに
発展させた。
【００１５】よって、別の面からは本発明の要旨とする
ところは、質量％で、Al：4.0 〜7.0 ％、Si：0.6 〜1.
5 ％、ならびに Sn：6.0 ％以下、Zr：6.0 ％以下、Mo：
8.0 ％以下、Ｃ：0.10％以下、Hf：1.0 ％以下、Nb：1.
5 ％以下、Ta：2.5 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、Cu：1.0
％以下およびＶ：5.0 ％以下から成る群から選んだ１種
または２種以上、残部Tiおよび不可避的不純物から成る
チタン合金において、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.025 ±
0.01(H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満たす水素
をクリープ強度改善元素としてＨ：0.0050〜0.0500％を
配合したことを特徴とする高クリープ強度を示すチタン
合金である。
ところは、質量％で、Al：4.0 〜7.0 ％、Si：0.6 〜1.
5 ％、ならびに Sn：6.0 ％以下、Zr：6.0 ％以下、Mo：
8.0 ％以下、Ｃ：0.10％以下、Hf：1.0 ％以下、Nb：1.
5 ％以下、Ta：2.5 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、Cu：1.0
％以下およびＶ：5.0 ％以下から成る群から選んだ１種
または２種以上、残部Tiおよび不可避的不純物から成る
チタン合金において、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.025 ±
0.01(H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満たす水素
をクリープ強度改善元素としてＨ：0.0050〜0.0500％を
配合したことを特徴とする高クリープ強度を示すチタン
合金である。
【００１６】このように本発明にかかるチタン合金はＨ
を積極的に添加することに特徴を有するがその際にＨを
添加する方法、つまり本発明にかかるチタン合金を製造
する方法は次の通りである。
を積極的に添加することに特徴を有するがその際にＨを
添加する方法、つまり本発明にかかるチタン合金を製造
する方法は次の通りである。
【００１７】(1) 溶解原料中に合金元素と同時にTiH2粉
末を混合し、得られた混合物から、例えばプレス成形に
よって電極を作製し、この電極を使用して消耗電極式真
空アーク２重溶解法 (VAR)により鋳塊を得る。この鋳塊
からは、慣用法によって熱間鍛造、溶体化処理を経てチ
タン合金を製造する。
末を混合し、得られた混合物から、例えばプレス成形に
よって電極を作製し、この電極を使用して消耗電極式真
空アーク２重溶解法 (VAR)により鋳塊を得る。この鋳塊
からは、慣用法によって熱間鍛造、溶体化処理を経てチ
タン合金を製造する。
【００１８】(2) Ｈを除いた合金元素の混合物から、例
えばプレス成形によって得た電極を使用して消耗電極式
真空アーク２重溶解法 (VAR)により鋳塊を溶製し、得ら
れた鋳塊を熱間鍛造し、次いで、TiH2粉末との共存下で
真空雰囲気で溶体化処理を行うことでチタン合金を製造
する。
えばプレス成形によって得た電極を使用して消耗電極式
真空アーク２重溶解法 (VAR)により鋳塊を溶製し、得ら
れた鋳塊を熱間鍛造し、次いで、TiH2粉末との共存下で
真空雰囲気で溶体化処理を行うことでチタン合金を製造
する。
【００１９】
【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。 Ｈ：Ｈは本発明の最も重要な元素で、β相中に多く溶け
込むβ相安定化元素である。本発明者らの実験によれ
ば、0.0050％以上でその効果は現れる。しかし、添加量
が0.0500％を越えるとTiとＨとの化合物がα相内に形成
され、延性の低下をもたらす。したがって、Ｈの含有量
は0.0050％以上0.0500％以下に設定する。好ましくは、
0.0080〜0.0350％であり、さらに好ましくは、0.0100〜
0.0250％である。なお、前述のように通常のチタン合金
では不純物としてのＨは0.0030％未満である。
限定した理由を詳述する。 Ｈ：Ｈは本発明の最も重要な元素で、β相中に多く溶け
込むβ相安定化元素である。本発明者らの実験によれ
ば、0.0050％以上でその効果は現れる。しかし、添加量
が0.0500％を越えるとTiとＨとの化合物がα相内に形成
され、延性の低下をもたらす。したがって、Ｈの含有量
は0.0050％以上0.0500％以下に設定する。好ましくは、
0.0080〜0.0350％であり、さらに好ましくは、0.0100〜
0.0250％である。なお、前述のように通常のチタン合金
では不純物としてのＨは0.0030％未満である。
【００２０】一方、特にSi含有量が0.6 ％以上の場合に
は、Ｈ量はSi量との関連で次のように規定される。
は、Ｈ量はSi量との関連で次のように規定される。
【００２１】Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.025 ±0.01
Ｈ含有量が上記関係式の上限をはずれる場合、β相の体
積率が増加し、針状β相が著しく粗大化する結果、クリ
ープ強度の低下を招く。一方、その下限をはずれる場
合、0.6 ％以上のSiが固溶できず、粗大なシリサイドが
析出する結果、同じくクリープ強度の低下を招く。
積率が増加し、針状β相が著しく粗大化する結果、クリ
ープ強度の低下を招く。一方、その下限をはずれる場
合、0.6 ％以上のSiが固溶できず、粗大なシリサイドが
析出する結果、同じくクリープ強度の低下を招く。
【００２２】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4.0 ％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Ti3Al が析出し、脆化する。そのため、本発
明においてAl含有量は4.0 〜7.0 ％に設定する。好まし
くは、5.0 〜6.5 ％である。
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4.0 ％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Ti3Al が析出し、脆化する。そのため、本発
明においてAl含有量は4.0 〜7.0 ％に設定する。好まし
くは、5.0 〜6.5 ％である。
【００２３】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。必
要に応じて添加するが、添加量が6.0 ％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 6.0％以下
に設定する。好ましくは1.0 〜5.0 ％である。
高温強度を向上させ、耐クリープ特性を改善し得る。必
要に応じて添加するが、添加量が6.0 ％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 6.0％以下
に設定する。好ましくは1.0 〜5.0 ％である。
【００２４】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。必要に応じて添加するが、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 6.0％
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 6.0％以下に設定する。好ましくは5.
0 ％以下である。
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。必要に応じて添加するが、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 6.0％
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 6.0％以下に設定する。好ましくは5.
0 ％以下である。
【００２５】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、A
l、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。必要に
応じて添加し、添加量に応じ、その効果はあらわれる
が、添加量が8.0 ％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8.0 ％以下に
設定する。好ましくは6.5 ％以下であり、より好ましく
は4.0％以下である。
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、A
l、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。必要に
応じて添加し、添加量に応じ、その効果はあらわれる
が、添加量が8.0 ％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8.0 ％以下に
設定する。好ましくは6.5 ％以下であり、より好ましく
は4.0％以下である。
【００２６】Si：
Siは固溶により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。
従来の合金は、Siを多量に添加するとシリサイドが析出
し、疲労強度やクリープ強度が低下するため、0.6 ％以
上は添加されていなかった。しかしながら、本発明のポ
イントであるＨを添加し、適正な範囲のＨ量とすること
により、シリサイドの析出なく 0.6％以上のSiを添加す
ることができ、よりクリープ強度の向上が図れる。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含有量は添加する
場合、1.5 ％以下に設定する。
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。
従来の合金は、Siを多量に添加するとシリサイドが析出
し、疲労強度やクリープ強度が低下するため、0.6 ％以
上は添加されていなかった。しかしながら、本発明のポ
イントであるＨを添加し、適正な範囲のＨ量とすること
により、シリサイドの析出なく 0.6％以上のSiを添加す
ることができ、よりクリープ強度の向上が図れる。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含有量は添加する
場合、1.5 ％以下に設定する。
【００２７】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0.10％
以下に設定する。
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0.10％
以下に設定する。
【００２８】Hf：Hfは全率固溶の中性型元素である。過
度のα相の安定化を防ぎ、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1.0 ％を越えると、Ti、ZrとSiとの金属
間化合物の析出量が過大になり、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、添加する場
合、Hfの含有量は1.0 ％以下に設定する。
度のα相の安定化を防ぎ、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1.0 ％を越えると、Ti、ZrとSiとの金属
間化合物の析出量が過大になり、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、添加する場
合、Hfの含有量は1.0 ％以下に設定する。
【００２９】Nb：Nbはβ相安定化元素であり、0.3 ％以
上の添加により高温強度と疲労強度のバランスを向上さ
せ、耐酸化性の改善にも効果のある添加元素である。添
加量が1.5 ％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を添加す
る場合、Nb含有量は1.5 ％以下に設定する。好ましくは
0.3〜1.0 ％である。
上の添加により高温強度と疲労強度のバランスを向上さ
せ、耐酸化性の改善にも効果のある添加元素である。添
加量が1.5 ％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を添加す
る場合、Nb含有量は1.5 ％以下に設定する。好ましくは
0.3〜1.0 ％である。
【００３０】Ta：Taはβ相安定化元素であり、0.3 ％以
上の添加により、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、Taを添加する場合、その添加量は2.
5 ％以下とする。
上の添加により、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、Taを添加する場合、その添加量は2.
5 ％以下とする。
【００３１】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、Ｗを添加す
る場合、その添加量は1.0 ％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、Ｗを添加す
る場合、その添加量は1.0 ％以下に設定する。
【００３２】Cu：Cuはβ相共析型の安定化元素である。
0.03％以上というごく微量の添加で疲労特性が向上す
る。添加量が1.0 ％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、Cuを添加する場合、その添加
量は1.0 ％以下に設定する。
0.03％以上というごく微量の添加で疲労特性が向上す
る。添加量が1.0 ％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、Cuを添加する場合、その添加
量は1.0 ％以下に設定する。
【００３３】Ｖ：
Ｖはβ相安定化元素であり、中低温域での強度上昇に寄
与するとともに (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。添加量ととも
にβ相が安定化するが、添加量が5.0 ％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、添加
する場合、Ｖ含有量は5.0 ％以下に設定する。好ましく
は、3.0〜5.0 ％である。
与するとともに (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。添加量ととも
にβ相が安定化するが、添加量が5.0 ％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、添加
する場合、Ｖ含有量は5.0 ％以下に設定する。好ましく
は、3.0〜5.0 ％である。
【００３４】請求項１によれば、いわゆるチタン合金一
般が対象になるのであり、例えば、Ti-Al-V 系、Ti-Al-
Sn-Zr-Mo-Si 系、Ti-Al-Sn-Mo-Si系、Ti-Al-Sn-Zr-Nb-M
o-Si-(C)系、Ti-Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Hf-Ta-Si-(C)系、そし
てTi-Al-Sn-Zr-Mo-Ta-Si-(C)系が例示される。
般が対象になるのであり、例えば、Ti-Al-V 系、Ti-Al-
Sn-Zr-Mo-Si 系、Ti-Al-Sn-Mo-Si系、Ti-Al-Sn-Zr-Nb-M
o-Si-(C)系、Ti-Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Hf-Ta-Si-(C)系、そし
てTi-Al-Sn-Zr-Mo-Ta-Si-(C)系が例示される。
【００３５】本発明の好適条件によれば、本発明にかか
るチタン合金の合金組成例は次のように例示することが
できる。
るチタン合金の合金組成例は次のように例示することが
できる。
【００３６】好適合金組成例Ｉ：Al：4.0 〜7.0 ％、
Ｖ：3.0 〜5.0 ％、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよ
び不可避的不純物。
Ｖ：3.0 〜5.0 ％、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよ
び不可避的不純物。
【００３７】好適合金組成例II：
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：1.0 〜3.0 ％、Zr：3.0 〜5.0
％、Mo：1.0 〜8.0 ％、Si：所望により 0.6％未満、
Ｃ：所望により 0.1％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残
部Tiおよび不可避的不純物。
％、Mo：1.0 〜8.0 ％、Si：所望により 0.6％未満、
Ｃ：所望により 0.1％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残
部Tiおよび不可避的不純物。
【００３８】好適合金組成例III:Al：4.0 〜7.0 ％、
Ｖ：2.0 〜6.0 ％、Mo：3.0 〜6.0 ％、 Si：0.2 〜0.
6 ％未満、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避
的不純物。
Ｖ：2.0 〜6.0 ％、Mo：3.0 〜6.0 ％、 Si：0.2 〜0.
6 ％未満、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避
的不純物。
【００３９】好適合金組成例IV：
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：1.0 〜5.0 ％、Zr：2.0 〜6.0
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.1 〜0.6 ％未
満、Nb：所望により 1.5％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500
％、残部Tiおよび不可避的不純物。
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.1 〜0.6 ％未
満、Nb：所望により 1.5％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500
％、残部Tiおよび不可避的不純物。
【００４０】好適合金組成例Ｖ：
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：1.0 〜5.0 ％、Zr：2.0 〜6.0
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.1 〜0.6 ％未
満、Ta：所望により 2.5％以下、Hf：所望により 1.0％
以下、Nb：所望により 1.5％以下、Ｃ：所望により 0.1
％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避的
不純物。
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.1 〜0.6 ％未
満、Ta：所望により 2.5％以下、Hf：所望により 1.0％
以下、Nb：所望により 1.5％以下、Ｃ：所望により 0.1
％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避的
不純物。
【００４１】好適合金組成例VI：
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：1.0 〜5.0 ％、Zr：2.0 〜6.0
％、Mo：0.5 〜4.0 ％、Si：0.1 〜0.6 ％未満、Ta：所
望により 2.5％以下、Ｃ：所望により 0.1％以下、Nb：
所望により 1.5％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Ti
および不可避的不純物。
％、Mo：0.5 〜4.0 ％、Si：0.1 〜0.6 ％未満、Ta：所
望により 2.5％以下、Ｃ：所望により 0.1％以下、Nb：
所望により 1.5％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Ti
および不可避的不純物。
【００４２】好適合金組成例VII:
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：2.0 〜5.0 ％、Zr：2.0 〜6.0
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.1 〜0.6 ％未
満、Ｃ：所望により 0.1％、Hf：所望により 1.0以下
％、Nb：所望により 1.5％以下、Ta：所望により 2.5％
以下、Ｗ：所望により 1.0％以下、Cu：所望により 1.0
％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避的
不純物。
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.1 〜0.6 ％未
満、Ｃ：所望により 0.1％、Hf：所望により 1.0以下
％、Nb：所望により 1.5％以下、Ta：所望により 2.5％
以下、Ｗ：所望により 1.0％以下、Cu：所望により 1.0
％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避的
不純物。
【００４３】請求項２において、前述の発明と同様にチ
タン合金一般が対象になるのであり、例えば、Ti-Al-V
系、Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系、Ti-Al-Sn-Mo-Si系、Ti-Al-
Sn-Zr-Nb-Mo-Si-(C)系、Ti-Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Hf-Ta-Si-
(C)系、そしてTi-Al-Sn-Zr-Mo-Ta-Si-(C)系が例示され
る。
タン合金一般が対象になるのであり、例えば、Ti-Al-V
系、Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系、Ti-Al-Sn-Mo-Si系、Ti-Al-
Sn-Zr-Nb-Mo-Si-(C)系、Ti-Al-Sn-Zr-Nb-Mo-Hf-Ta-Si-
(C)系、そしてTi-Al-Sn-Zr-Mo-Ta-Si-(C)系が例示され
る。
【００４４】本発明の好適条件によれば、本発明にかか
るチタン合金の合金組成例は次のように例示することが
できる。
るチタン合金の合金組成例は次のように例示することが
できる。
【００４５】好適合金組成例Ｉ：
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：1.0 〜3.0 ％、Zr：3.0 〜5.0
％、Mo：1.0 〜8.0 ％、Si：0.6 〜1.5 ％、Ｃ：所望に
より 0.1％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび
不可避的不純物からなり、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.02
5 ±0.01 (H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満た
す。
％、Mo：1.0 〜8.0 ％、Si：0.6 〜1.5 ％、Ｃ：所望に
より 0.1％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび
不可避的不純物からなり、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.02
5 ±0.01 (H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満た
す。
【００４６】好適合金組成例II：
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：1.0 〜5.0 ％、Zr：2.0 〜6.0
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.6 〜1.5 ％、N
b：所望により 1.5％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残
部Tiおよび不可避的不純物からなり、Ｈ(%) ＝0.05×Si
(%) −0.025 ±0.01 (H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関
係を満たす。
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.6 〜1.5 ％、N
b：所望により 1.5％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残
部Tiおよび不可避的不純物からなり、Ｈ(%) ＝0.05×Si
(%) −0.025 ±0.01 (H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関
係を満たす。
【００４７】好適合金組成例III:
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：1.0 〜5.0 ％、Zr：2.0 〜6.0
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.6 〜1.5 ％、T
a：所望により 2.5％以下、Hf：所望により 1.0％以
下、Nb：所望により 1.5％以下、Ｃ：所望により 0.1％
以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避的不
純物からなり、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.025 ±0.01
(H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満たす。
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.6 〜1.5 ％、T
a：所望により 2.5％以下、Hf：所望により 1.0％以
下、Nb：所望により 1.5％以下、Ｃ：所望により 0.1％
以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避的不
純物からなり、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.025 ±0.01
(H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満たす。
【００４８】好適合金組成例IV：
Al：4.0 〜7.0 ％、Sn：2.0 〜5.0 ％、Zr：2.0 〜8.0
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.6 〜1.5 ％、
Ｃ：所望により 0.1％以下、Hf：所望により 1.0％以
下、Nb：所望により 1.5％以下、Ta：所望により 2.5％
以下、Ｗ：所望により 1.0％以下、Cu：所望により 1.0
％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避的
不純物からなり、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.025 ±0.01
(H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満たす。
％、Mo：所望により 4.0％以下、Si：0.6 〜1.5 ％、
Ｃ：所望により 0.1％以下、Hf：所望により 1.0％以
下、Nb：所望により 1.5％以下、Ta：所望により 2.5％
以下、Ｗ：所望により 1.0％以下、Cu：所望により 1.0
％以下、Ｈ：0.0050〜0.0500％、残部Tiおよび不可避的
不純物からなり、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −0.025 ±0.01
(H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満たす。
【００４９】本発明にかかる上述のようなチタン合金
は、一般には慣用方法により、例えば予めプラズマ溶解
で準備した電極を使用するか、または溶解原料である粉
末をプレス成形して得た電極を使用して消耗電極式真空
アーク２重溶解法によって鋳塊を得て、これを熱間鍛造
し、さらに溶体化熱処理を経て製造されるが、本発明の
場合にはそのような慣用方法を採用しても水素を積極的
に添加する必要がある。
は、一般には慣用方法により、例えば予めプラズマ溶解
で準備した電極を使用するか、または溶解原料である粉
末をプレス成形して得た電極を使用して消耗電極式真空
アーク２重溶解法によって鋳塊を得て、これを熱間鍛造
し、さらに溶体化熱処理を経て製造されるが、本発明の
場合にはそのような慣用方法を採用しても水素を積極的
に添加する必要がある。
【００５０】そのときの水素添加方法としてはプラズマ
溶解のように電極を形成する段階で、雰囲気中に水素を
配合する方法あるいは溶解原料に各種水素化物を使用し
て電極を形成する方法や、アーク溶解時に雰囲気から水
素を溶融金属中に溶け込ませる方法とか、熱処理を行う
ときに水素ガス含有雰囲気下で熱処理を行う方法とか、
各種の方法が考えられる。
溶解のように電極を形成する段階で、雰囲気中に水素を
配合する方法あるいは溶解原料に各種水素化物を使用し
て電極を形成する方法や、アーク溶解時に雰囲気から水
素を溶融金属中に溶け込ませる方法とか、熱処理を行う
ときに水素ガス含有雰囲気下で熱処理を行う方法とか、
各種の方法が考えられる。
【００５１】しかし、水素濃度の制御が容易という実用
的観点からは、水素添加・濃度調整法として好ましい方
法は、プラズマアーク溶解時に水素含有雰囲気を採用す
ることで次工程の消耗電極式真空アーク溶解に用いる電
極に予め水素を溶解させておく方法や、鋳塊の溶製時に
水素化物として水素添加する方法や、鍛造材の熱処理時
に同じく水素化物を経て水素添加する方法が挙げられ
る。
的観点からは、水素添加・濃度調整法として好ましい方
法は、プラズマアーク溶解時に水素含有雰囲気を採用す
ることで次工程の消耗電極式真空アーク溶解に用いる電
極に予め水素を溶解させておく方法や、鋳塊の溶製時に
水素化物として水素添加する方法や、鍛造材の熱処理時
に同じく水素化物を経て水素添加する方法が挙げられ
る。
【００５２】ここに、鋳塊の溶製時に水素化物として水
素添加する方法によれば、TiH2粉末の形で溶解原料とし
て他の合金元素と同様に原料に混合し、得られた混合物
から電極を例えばプレス成形し、その電極を使って消耗
電極式真空アーク２重溶解を行い、鋳塊中にＨを添加す
るのである。この方法の場合、水素の歩留まりは70〜80
％とかなり高く、しかも精度よく水素量を調節すること
ができる。
素添加する方法によれば、TiH2粉末の形で溶解原料とし
て他の合金元素と同様に原料に混合し、得られた混合物
から電極を例えばプレス成形し、その電極を使って消耗
電極式真空アーク２重溶解を行い、鋳塊中にＨを添加す
るのである。この方法の場合、水素の歩留まりは70〜80
％とかなり高く、しかも精度よく水素量を調節すること
ができる。
【００５３】その他、原料に水素化物として水素を混合
する以外の方法として、前述のように、消耗電極式真空
アーク２重溶解時に雰囲気中に水素ガスあるいはアルゴ
ン−水素混合ガスを混入させ、アーク溶解中に水素を溶
融金属中に添加する方法も可能である。さらには、加圧
下の雰囲気中で溶解 (アルゴンアーク溶解、プラズマア
ーク溶解) し、大気中の水分が高温で分解して、水素と
して合金中に固溶させる方法もある。若干量の水を意図
的に原料に含ませておいてもよい。この場合、装置や条
件に大きく依存するので、添加量は経験的に決定され
る。
する以外の方法として、前述のように、消耗電極式真空
アーク２重溶解時に雰囲気中に水素ガスあるいはアルゴ
ン−水素混合ガスを混入させ、アーク溶解中に水素を溶
融金属中に添加する方法も可能である。さらには、加圧
下の雰囲気中で溶解 (アルゴンアーク溶解、プラズマア
ーク溶解) し、大気中の水分が高温で分解して、水素と
して合金中に固溶させる方法もある。若干量の水を意図
的に原料に含ませておいてもよい。この場合、装置や条
件に大きく依存するので、添加量は経験的に決定され
る。
【００５４】さらに、鍛造材の熱処理時に同じく水素化
物を経て水素添加する方法として、消耗電極式真空アー
ク２重溶解法により鋳塊を溶製し、熱間鍛造する。その
後に行う溶体化処理を真空雰囲気下でTiH2粉末と共存さ
せて行う方法が挙げられる。このようにTiH2粉末と共存
させて真空雰囲気下で溶体化処理することによって水素
を添加する方法、具体的にはTiH2粉末と共存させて真空
に密閉した容器内で鍛造材に溶体化処理を行い、水素を
添加する方法の場合、水素の歩留まりは50〜55％と低い
が、ほぼ正確に、均質に水素が材料に添加される。ただ
し、TiH2粉末はTi箔に包んで密閉容器内に挿入する。
物を経て水素添加する方法として、消耗電極式真空アー
ク２重溶解法により鋳塊を溶製し、熱間鍛造する。その
後に行う溶体化処理を真空雰囲気下でTiH2粉末と共存さ
せて行う方法が挙げられる。このようにTiH2粉末と共存
させて真空雰囲気下で溶体化処理することによって水素
を添加する方法、具体的にはTiH2粉末と共存させて真空
に密閉した容器内で鍛造材に溶体化処理を行い、水素を
添加する方法の場合、水素の歩留まりは50〜55％と低い
が、ほぼ正確に、均質に水素が材料に添加される。ただ
し、TiH2粉末はTi箔に包んで密閉容器内に挿入する。
【００５５】このようにして一旦合金中に添加された水
素は、その後に行われる加工、成形に際しての加熱、さ
らには使用時の高温条件下においても安定的に保持さ
れ、所期の高温特性が発揮される。
素は、その後に行われる加工、成形に際しての加熱、さ
らには使用時の高温条件下においても安定的に保持さ
れ、所期の高温特性が発揮される。
【００５６】次の、実施例によって本発明の具体的な作
用効果を詳述する。
用効果を詳述する。
【００５７】
(実施例１)本例では、表１に示す組成成分の各チタン合
金を供試材として溶製した。溶解方法として水冷銅モー
ルド上で原料をプラズマアーク溶解し、直径60mmの鋳塊
を作製した。得られた鋳塊を電極とし消耗電極式真空ア
ーク溶解により再度溶解し、直径100 mmの鋳塊にした。
金を供試材として溶製した。溶解方法として水冷銅モー
ルド上で原料をプラズマアーク溶解し、直径60mmの鋳塊
を作製した。得られた鋳塊を電極とし消耗電極式真空ア
ーク溶解により再度溶解し、直径100 mmの鋳塊にした。
【００５８】プラズマアーク溶解時の雰囲気ガスである
アルゴンガスに水素ガスを１〜５vol%混入し、鋳塊の水
素含有量を調整した。消耗電極式真空アーク溶解時に水
素含有量は若干低下するため、一次溶解時の水素添加量
は歩留を考慮して添加した。
アルゴンガスに水素ガスを１〜５vol%混入し、鋳塊の水
素含有量を調整した。消耗電極式真空アーク溶解時に水
素含有量は若干低下するため、一次溶解時の水素添加量
は歩留を考慮して添加した。
【００５９】最終的な鋳塊の寸法は直径100 mm、長さ15
0 mmであった。得られた鋳塊をβ変態点＋100 ℃の温度
に加熱し、β変態点以上の温度域で直径60mmまで粗鍛造
を行った。次いで、β変態点−10℃の温度に加熱し、直
径20mmまで鍛造した。
0 mmであった。得られた鋳塊をβ変態点＋100 ℃の温度
に加熱し、β変態点以上の温度域で直径60mmまで粗鍛造
を行った。次いで、β変態点−10℃の温度に加熱し、直
径20mmまで鍛造した。
【００６０】その後、β変態点＋40℃に１時間加熱して
から、空冷あるいは油冷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 (βSTA と呼ぶ) 。あるいは、鍛造後、β変態点−15
℃に１時間加熱してから、空冷あるいは油冷を行う溶体
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 (α＋βSTA と呼ぶ) 。
から、空冷あるいは油冷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 (βSTA と呼ぶ) 。あるいは、鍛造後、β変態点−15
℃に１時間加熱してから、空冷あるいは油冷を行う溶体
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 (α＋βSTA と呼ぶ) 。
【００６１】なお、これらのβSTA 処理およびα＋βST
A 処理はいずれもチタン合金の熱処理として慣用的に行
われている処理条件である。熱処理後の棒材から引張試
験片、ツバ付きクリープ試験片、および疲労試験片を切
り出し各々の試験に供した。
A 処理はいずれもチタン合金の熱処理として慣用的に行
われている処理条件である。熱処理後の棒材から引張試
験片、ツバ付きクリープ試験片、および疲労試験片を切
り出し各々の試験に供した。
【００６２】常温および高温引張試験、クリープ試験お
よび疲労試験の結果を表２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（小野式回転曲げ) は
大気中で行った。なお、表中、熱処理条件の欄において
βは前記βSTA 処理を、αβはα＋βSTA 処理を行った
ことをそれぞれ示す。
よび疲労試験の結果を表２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（小野式回転曲げ) は
大気中で行った。なお、表中、熱処理条件の欄において
βは前記βSTA 処理を、αβはα＋βSTA 処理を行った
ことをそれぞれ示す。
【００６３】(実施例２)本例では、表２に示す組成成分
の各チタン合金を供試材として溶製した。溶解方法とし
て、溶解原料中に、合金元素と同様にTiH2粉末を混合
し、得られた混合物から電極をプレス成形し、消耗電極
式真空アーク２重溶解を行い、直径140 mm、長さ250 mm
の鋳塊を得た。水素量の歩留りは各鋳塊の水素濃度のい
ずれも約75％であった。得られた鋳塊に対して実施例１
と同一条件で鍛造および熱処理を加え、試験片を加工
し、引張試験およびクリープ試験に供した。
の各チタン合金を供試材として溶製した。溶解方法とし
て、溶解原料中に、合金元素と同様にTiH2粉末を混合
し、得られた混合物から電極をプレス成形し、消耗電極
式真空アーク２重溶解を行い、直径140 mm、長さ250 mm
の鋳塊を得た。水素量の歩留りは各鋳塊の水素濃度のい
ずれも約75％であった。得られた鋳塊に対して実施例１
と同一条件で鍛造および熱処理を加え、試験片を加工
し、引張試験およびクリープ試験に供した。
【００６４】(実施例３)さらに、表３に示す組成成分の
各チタン合金を供試材として溶製した。溶解方法とし
て、各成分の鋳塊に対して消耗電極式真空アーク２重溶
解法を用いた。その後で上記と同一条件で熱間鍛造を行
い、得られた直径20mmの丸棒を直径15mmまで外削し、適
当な長さ(100mm) に切断した。このようにして得られた
鍛造材 (直径15mm×長さ100 mm、10本) とTi箔に包んだ
TiH2粉末とをステンレス鋼製管の中に真空封入し、ステ
ンレス管ごと溶体化処理を行った。ステンレス管からST
後の鍛造棒を取り出し、625 ℃で２時間の時効処理を施
し空冷した。なお、TiH2粉末は歩留りが55％になるよう
秤量し、ステンレス管内に挿入した。
各チタン合金を供試材として溶製した。溶解方法とし
て、各成分の鋳塊に対して消耗電極式真空アーク２重溶
解法を用いた。その後で上記と同一条件で熱間鍛造を行
い、得られた直径20mmの丸棒を直径15mmまで外削し、適
当な長さ(100mm) に切断した。このようにして得られた
鍛造材 (直径15mm×長さ100 mm、10本) とTi箔に包んだ
TiH2粉末とをステンレス鋼製管の中に真空封入し、ステ
ンレス管ごと溶体化処理を行った。ステンレス管からST
後の鍛造棒を取り出し、625 ℃で２時間の時効処理を施
し空冷した。なお、TiH2粉末は歩留りが55％になるよう
秤量し、ステンレス管内に挿入した。
【００６５】熱処理後の棒材から引張試験片、ツバ付き
クリープ試験片を切り出し、各々の試験に供した。
クリープ試験片を切り出し、各々の試験に供した。
【００６６】常温および高温引張試験、クリープ試験の
結果を表１〜３にまとめて示す。高温引張試験、クリー
プ試験は大気中で行った。なお、表中、熱処理条件の欄
においてβは前記βSTA 処理を、αβはα＋βSTA 処理
を行ったことをそれぞれ示す。
結果を表１〜３にまとめて示す。高温引張試験、クリー
プ試験は大気中で行った。なお、表中、熱処理条件の欄
においてβは前記βSTA 処理を、αβはα＋βSTA 処理
を行ったことをそれぞれ示す。
【００６７】表１〜３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、各用途 (温度、荷重) で使
用されているα＋β型合金およびNear−α型合金のクリ
ープ歪量(100時間) を従来成分のままで、水素を若干添
加することにより10％以上減少させることができる。
に、本発明のチタン合金は、各用途 (温度、荷重) で使
用されているα＋β型合金およびNear−α型合金のクリ
ープ歪量(100時間) を従来成分のままで、水素を若干添
加することにより10％以上減少させることができる。
【００６８】
【表１】
【００６９】
【表２】
【００７０】
【表３】
【００７１】
【発明の効果】この発明によれば、水素を微量添加する
ことで、325 ℃から600 ℃までの広い範囲において、ク
リープ強度を高めることができる。上記効果の結果とし
て、本発明にかかるチタン合金はジェットエンジン用や
その他の航空機部品、発電用ガスタービン部品およびそ
の周辺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。また、本発明では新たに合金元素を添加す
る必要がないため、材料の高密度化あるいは製造コスト
の増加を必要としない。
ことで、325 ℃から600 ℃までの広い範囲において、ク
リープ強度を高めることができる。上記効果の結果とし
て、本発明にかかるチタン合金はジェットエンジン用や
その他の航空機部品、発電用ガスタービン部品およびそ
の周辺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。また、本発明では新たに合金元素を添加す
る必要がないため、材料の高密度化あるいは製造コスト
の増加を必要としない。
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平５−214469（ＪＰ，Ａ)
特公 昭31−9102（ＪＰ，Ｂ１)
特公 昭34−9704（ＪＰ，Ｂ１)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 1/00 - 49/14
C22F 1/00 - 3/02
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、 Al：4.0 〜7.0 ％、ならびに Sn：6.0 ％以下、Zr：6.0 ％以下、Mo：8.0 ％以下、S
i：0.6 ％未満、Ｃ：0.10％以下、Hf：1.0 ％以下、N
b：1.5 ％以下、Ta：2.5 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、お
よびＶ：5.0 ％以下から成る群から選んだ１種または２
種以上、 Ｈ：0.0050〜0.0500％、ただし、Ti−Al−Ｖ、Ti−Al−
Ｖ−Si、Ti−Al−Mo− Si、およびTi−Al−Mo−Ｖ−Siの
組合せのときにはＨ：0.02％以下は除く、 残部Tiおよび不可避的不純物 から成る高クリープ強度を示すチタン合金。 - 【請求項２】 質量％で、 Al：4.0 〜7.0 ％、ならびに Sn：6.0 ％以下、Zr：6.0 ％以下、 Mo：8.0 ％以下、Si：0.6 ％未満、Ｃ：0.10％以下、H
f：1.0 ％以下、Nb：1.5 ％以下、Ta：2.5 ％以下、
Ｗ：1.0 ％以下、およびＶ：5.0 ％以下から成る群から
選んだ１種または２種以上、 Cu：1.0 ％以下、 Ｈ：0.0050〜0.0500％、 残部Tiおよび不可避的不純物 から成る高クリープ強度を示すチタン合金。 - 【請求項３】 質量％で、 Al：4.0 〜7.0 ％、Si：0.6 〜1.5 ％、ならびに Sn：6.0 ％以下、Zr：6.0 ％以下、Mo：8.0 ％以下、
Ｃ：0.10％以下、Hf：1.0 ％以下、Nb：1.5 ％以下、T
a：2.5 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、およびＶ：5.0 ％以
下から成る群から選んだ１種または２種以上、 残部Tiおよび不可避的不純物 から成るチタン合金において、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −
0.025 ±0.01 (H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満
たす水素をクリープ強度改善元素としてＨ：0.0050〜0.
0500％を配合したことを特徴とする高クリープ強度を示
すチタン合金。 - 【請求項４】 質量％で、 Al：4.0 〜7.0 ％、Si：0.6 〜1.5 ％、ならびに Sn：6.0 ％以下、Zr：6.0 ％以下、Mo：8.0 ％以下、
Ｃ：0.10％以下、Hf：1.0 ％以下、Nb：1.5 ％以下、T
a：2.5 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、およびＶ：5.0 ％以
下から成る群から選んだ１種または２種以上、 Cu：1.0 ％以下、 残部Tiおよび不可避的不純物 から成るチタン合金において、Ｈ(%) ＝0.05×Si(%) −
0.025 ±0.01 (H2≧0.0050、0.6 ≦Si≦1.5)の関係を満
たす水素をクリープ強度改善元素としてＨ：0.0050〜0.
0500％を配合したことを特徴とする高クリープ強度を示
すチタン合金。 - 【請求項５】 溶解原料中に合金元素と同時にTiH2粉末
を混合し、得られた混合物から電極を作製し、該電極を
使用して消耗電極式真空アーク２重溶解法により鋳塊を
得ることを特徴とする、Ti−Al−Ｖ、Ti−Al−Ｖ−Si、
Ti−Al−Mo−Si、およびTi−Al−Mo−Ｖ−Siの組合せで
あってＨ：0.02％以下の場合も含む請求項１〜４記載の
いずれかに記載のチタン合金であるチタン合金の製造方
法。 - 【請求項６】 水素を除いた合金元素の混合物から得た
電極を使用して消耗電極式真空アーク２重溶解法により
鋳塊を溶製し、得られた鋳塊を熱間鍛造し、次いで、Ti
H2粉末との共存下で真空雰囲気で溶体化処理を行うこと
を特徴とする、Ti−Al−Ｖ、Ti−Al−Ｖ−Si、Ti−Al−
Mo−Si、およびTi−Al−Mo−Ｖ−Siの組合せも含む請求
項１〜４記載のいずれかに記載のチタン合金であるチタ
ン合金の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP08792895A JP3395443B2 (ja) | 1994-08-22 | 1995-04-13 | 高クリープ強度チタン合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6-196907 | 1994-08-22 | ||
| JP19690794 | 1994-08-22 | ||
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08120373A JPH08120373A (ja) | 1996-05-14 |
| JP3395443B2 true JP3395443B2 (ja) | 2003-04-14 |
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ID=26429158
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08792895A Expired - Fee Related JP3395443B2 (ja) | 1994-08-22 | 1995-04-13 | 高クリープ強度チタン合金とその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3395443B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105861877A (zh) * | 2016-06-03 | 2016-08-17 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种WSTi64311SC耐热钛合金及其制备方法 |
| CN105950911A (zh) * | 2016-06-27 | 2016-09-21 | 西北有色金属研究院 | 一种多元固溶强化耐热钛合金 |
| WO2023104072A1 (zh) * | 2021-12-09 | 2023-06-15 | 华为技术有限公司 | 钛合金及其制备方法、钛合金部件、折叠转轴和电子设备 |
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|---|---|---|---|---|
| CA2272730C (en) | 1998-05-26 | 2004-07-27 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | .alpha. + .beta. type titanium alloy, a titanium alloy strip, coil-rolling process of titanium alloy, and process for producing a cold-rolled titanium alloy strip |
| 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 |
| JP4492959B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2010-06-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐熱チタン合金及びそれによって形成されたエンジンバルブ |
| CN103014413A (zh) * | 2011-09-27 | 2013-04-03 | 什邡市明日宇航工业股份有限公司 | 一种复合强化耐热钛合金 |
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| RU2471879C1 (ru) * | 2011-12-14 | 2013-01-10 | Общество с ограниченной ответственностью "КОММЕТПРОМ" (ООО "КОММЕТПРОМ" "COMMETPROM") | Жаропрочный и жаростойкий титановый сплав |
| RU2471880C1 (ru) * | 2011-12-14 | 2013-01-10 | Общество с ограниченной ответственностью "КОММЕТПРОМ" (ООО "КОММЕТПРОМ" "COMMETPROM") | Жаропрочный и жаростойкий титановый сплав |
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| CN104846225A (zh) * | 2015-05-21 | 2015-08-19 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种高均匀性WSTi62441S钛合金铸锭的制备方法 |
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-
1995
- 1995-04-13 JP JP08792895A patent/JP3395443B2/ja not_active Expired - Fee Related
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