JPH0219436A

JPH0219436A - 高温特性に優れたチタン合金

Info

Publication number: JPH0219436A
Application number: JP16759788A
Authority: JP
Inventors: Natsuo Yugawa; 湯川　夏夫; Masahiko Morinaga; 正彦森永; Nobuyasu Kawai; 河合　伸泰
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1988-07-04
Filing date: 1988-07-04
Publication date: 1990-01-23

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は高温特性に優れたチタン合金に関し、特にα型
チタン合金において、α相を高温まで安定的に存在させ
ることによって高温強度，高温クリーブ等の高温特性を
向上できるようにしたチタン合金に関する。

Ｃ従来の技術〕チタン合金は、軽量．高強度であることから航空機用材
料として重要視されている．最近ではとりわけジェット
エンジン用部品、例えばディスクやブレードとして、高
温用チタン合金が注目されている。高温用チタン合金と
しては、弾性定数が高く、クリープ特性の優れたα型チ
タン合金が適していることが知られている。

このようなα型チタン合金として、従来、例えば特公昭
５Ｂ−５２５４８号公報に記載されているように、Ａｊ
−　Ｓｏ−Ｍｏ−Ｚｒ−Ｓｔ−Ｎｂ系のチタン合金が提
案されている．また、このような合金系において従来か
ら実用化されているチタン合金としては、最も高温特性
に優れていると言われているイギリスのＩＭＩ社製のｒ
？ｌＩ−８２９　、　１ＭＩ−８３４があり、それぞれ
の最高使用温度は８５３′に，８６３°にである。

〔発明が解決しようとする問題点〕

上記従来のチタン合金は、高温特性に優れているものの
、最近ではさらに使用温度の改善が要請されている６本
発明は、上記従来のチタン合金よりさらに高温強度、高
温クリープ等の高温特性を向上できるチタン合金を提供
することを目的としている。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者等は、弾性定数が高く、クリープ特性が優れて
おり、高温用チタン合金に適したα型合金において、そ
の最高使用温度をさらに上昇させるために、強度的に優
れているα相をできるだけ高温まで安定的に存在させる
ことを考えた。即ち、高温で安定なβ相（ｂｃｃ相）と
低温で安定なα相（ｈｃｐ相）の相境界温度、即ちβ／
α＋β境界温度（βトランザス）及びα／α＋β境界温
度（αトランザス）の両方を上昇させることを開発方針
とした。

第１図はα、βトランザス温度曲線を示すが、同図にお
いて、例えばα相からα＋β相への変態温度曲線（αト
ランザス温度曲線）Ａを上昇させれば、使用温度が上昇
しても強度の高いα相がα＋β相に変態することなくそ
のまま保持されるので高温強度を向上できるものと期待
できる。

そして本発明者等は、上記α、βトランザス温度の向上
に有効な合金元素と、その適正な添加量範囲を見出すべ
くさらに実験研究を続けたところ、Ｔａが有効であるこ
とを見出して本発明を完成した。

なお、上記α、βトランザス温度は、本発明者等の開発
による下記式で計算できる。

βトランザス　Ｔ　”　Ｋ　＝１６７１．８Ｍｄ−５１
２８，２Ｂｏ＋１１３６９．２ αトランザス　Ｔ　”Ｋ　−９，７＋（５７１４１２，
８筋＝５８１７１．４府−８３４８，１）　’　”但し
Ｍｄ、Ｂｏはそれぞれ、合金元素のｄ電子軌道エネルギ
準位、母金属との間の結合次数であり、面５Ｂｏはそれ
ぞれ次式で求められる。

日＝ΣＸｉ　（Ｍｄ）　１Ｂｏ−ΣＸｉ　（Ｂｏ）　ｉ但しＸｉは合金元素ｌの合金中の原子分率、（Ｍｄ）ｉ
。

（Ｂｏ）　ｉはそれぞれｉ元素のＭｄ値＋Ｂｏ値である
。各元素の旧値、Ｂｏ値としては、本発明者が電子構造
の計算に基づいて決定した値を用いた。

そこで、本発明に係る高温用チタン合金は、Ａｊ！５〜
？　ｍａｓｓ％、Ｓｎ　３〜５　ｍａｓｓ％、Ｍｏ　１
　ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ　２〜４　ｍａｓｓ％、Ｓｔ　
Ｏ，６ｍａｓｓ％以下、Ｔａ　Ｏ，５〜２．５　ｍａｓ
ｓ％を、あるいはさらにＮｂｌｌｌｌａｓｓ％以下を含
有していることを特徴としている。

ここで本発明の各合金元素の成分範囲の限定理由につい
て説明する。

Ａ１５〜７　ｍａｓｓ％：Ａ１はα相の安定化元素であ
り、つまりαトランザス温度を上昇させることによって
、高温強度を向上できる効果があるが、５　ｍａｓｓ％
未満ではその安定化効果が充分でない。

また、７　ｍａｓｓ％を越えて添加すると、Ｔｉ５Ａｊ
！（α２相）が析出して脆化し、高温状態に暴露した後
の室温での延性が低下する。従って、ＡＪの添加量は５
〜７　ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｓｎ３〜５　ｍａｓｓ％：Ｓｎもα相の安定化元素であ
り、高温強度を向上でき、かつ耐クリープ性を向上でき
る。これらの効果は、３　ｍａｓｓ％以下では充分では
なく、一方５　＋５ａｓｓ％を越えると、逆に強度低下
が生じる。従って、Ｓｎの添加量は、３〜５　ｍａｓｓ
％の範囲が適当である。

Ｍｏ　１１ａａｓｓ％以下＝ＭＯはβ相の安定化元素で
あり、０．２〜０．５　ｍａｓｓ％程度の添加によって
延性を向上できるが、１　ｍａｓｓ％を越えるとβ相が
過多となり、強度が低下する。従って、Ｍｏは１　ｍａ
ｓｓ％以下とする。

Ｚｒ２〜４　ｍａｓｓ％：Ｚｒもβ相の安定化元素であ
が、２　ｍａｓｓ％以下ではその効果が充分でなく、一
方４　ｌｌａｓｓ％を越えると逆に強度低下が生じるの
で、充分な強度、耐クリープ性向上効果を得るには、Ｚ
ｒの添加範囲は２〜４　ｍａｓｓ％とする。

Ｓｉ　Ｏ，６ｍａｓｓ％！！　　：　Ｓｉ　は耐クリー
プ性及び延性の向上効果を有するが、添加量が０．６　
ｍａｓｓ％を越えて過大になると、偏析したり、珪化物
が発生し、またＳｔが溶解しなくなる。従って、Ｓｉは
０．６躊ａｓｓ％以下とする。

Ｔａ　Ｏ，５〜２．５　ｍａｓｓ％：Ｔａはα、βトラ
ンザスを上昇させるために重要な元素であり、本発明は
このＴａを添加したことを特徴としている。本発明者等
の実験によれば、Ｔａの添加量が０．５　ｍａ３３％未
満の場合は、上記トランザスの上昇効果が得られず、一
方２．５　ｔｓａｓｓ％を越えて添加すると、β相が過
多になり、逆に強度低下が生じる。従ってＴａの添加量
は０．５〜２．５　ｍａｓｓ％とする。

Ｎｂ１−μすｌｈ尤Ｌし：Ｎｂも上記α、βトランザス
温度を上昇させる効果があり、上記Ｔａと共に添加して
もよく、このようにしたのが本願の第２項の発明である
。この場合あくまでもＴａを中心として添加し、Ｎｂは
補助的に添加するという考えから、１　ｍａｓｓ％程度
以下とする。

〔作用〕

本願発明に係るＴｉ合金によれば、従来の、ＡＩ−Ｓｎ
−Ｍｏ−Ｚｒ−３ｉ系のＴｉ合金に、Ｔａを所定量添加
し、あるいはさらにＮｂを添加したので、α、βトラン
ザス温度が上昇し、強度の高いα相が高温まで安定して
存在できることとなり、それだけ高温強度、高温クリー
プ等の高温特性を向上できる。

〔実施例〕

以下、本発明の実施例を図について説明する。

先ず、第１表に示す成分組成を有するＴｉ合金について
、上述の計算式によってα、βトランザス温度を計算し
た。同表中、ＩＭＩ−８２９，８３４は上述の従来の実
用化されたＴｉ合金、Ｎａｌ、２．３は本発明範囲のＴ
１合金、１１ｋＬ４．５は比較例Ｔｉ合金をそれぞれ示
す。

同表から明らかなように、本発明範囲の、Ｔａを２Ｉｌ
ａｓｓ％、１ｎａｓｓ％添加したＴｉ合金では、従来の
Ｔｉ合金、比較例のＴ４合金よりも各トランザス温度が
上昇していることがわかる。このことから、それだけ高
温でもα相が安定的に存在でき、従って高温特性の向上
が期待できる。

次に１．上記トランザス温度の上昇による高温特性向上
効果を確認するために、以下の要領で特性試験を行った
。

■　まず、上記第１表に示す成分のＴｉ合金からなるボ
タンインゴットを、アーク溶解によって作成し、これを
９００〜１０００℃の熱間プレスで３ｆｉ厚さの板材と
し、これから第２図＋ａ＋、　（ｂｌに示す形状の高温
引張試験片（直線部３會璽幅×８Ｒ長さ×２１厚さ）、
クリープ試験片（直線部３鰭幅×２０ｆｌ長さ×２１厚
さ）を作成し、さらにこれらに１０５０℃からの油冷に
よる溶体化処理を施し、最終試験片とした。

■　上記最終試験片を用いて、高温引張試験（５５０℃
、歪速度３Ｘ１０−’／５ｅｃ）　、高温クリープ試験
（５５０℃、応力２８ｋｒｆ／Ｉ１ｍ”　）　、高温酸
化試験（７００℃×１５０時間）、及び光学顕微鏡によ
る＆Ｉｌ織観察を行った。それぞれの結果を第３図〜第
７図及び第２表〜第４表に示す。

（ａ）　　高温引張試験結果を示す第３図及び第２表か
ら、本発明例（隘１，２．３）は、ＩＭＩ−８３４及び
比較例（ｌｋ４．５）より高温強度が向上しており、か
つｒＭｌ−８２９に匹敵する強度を有することが判る。

Ｑ）ｌ　　高温クリープ試験結果を示す第４図及び第３
表から、本発明例（Ｎｌｌ、２．３）は、比較例の磁５
より劣るものの、Ｉ’ｈ４よりはるかに向上しており、
ＰｋＬＬ２．３はそれぞれＩ　Ｍ　ｌ−８３４、８２９
に匹敵することが判る。

（Ｃ１高温酸化試験結果を示す第５図及び第４表から、
本発明例は上記比較例の阻５と同程度であり、また■旧
−８３４，８２９の間に位置し、優れた高温耐酸化性を
有することが判る。

ｆｄｌ　　第６図は上記各試験結果のうち、特に耐力及
び高温クリープ特性をまとめて表示したものであるが、
同図から、本発明例のｍｌは、ｒＭＩ−８２９゜８３４
より両特性において勝っており、また！１ｍ２は［？ｌ
ｌ−８２９，８３４の中間に位置しており、総合的に優
れた高温特性を有することが判る。

ｔａ＋　　第７図ｔａｇ、　（ｂ）はそれぞれ上記１０
５０℃からの溶体化処理後の、■旧８３４．隘１の光学
顕微鏡による金属＆ｆｌ織写真を示す。ＩＭＩ−８３４
の場合は、第７１１（ａｌに示すように、針状αの中に
等軸α（白色の粒状部分）が点在している状態となって
いるのに対し、本発明例のＮａｌでは、むしろ等軸αが
主体の組織となっている。

本発明者は上記魚１の金属組織が上記等軸α主体のＭｉ
織となっている理由について検討し、本発明のＴｉ合金
は、上述のようにβトランザス温度が■旧−８３４より
も高くなっている。そのため、上述の溶体化処理温度１
０５０℃は■旧−８３４，８２９には最適であるものの
、本発明合金にとっては必ずしも最適でない点に想到し
た。即ち、熱処理をより適正な温度で行って針状α主体
の＆ｌ！ｔｌｉにすれば、さらに高温特性を向上できる
ものと期待できる。

そこでより針状α主体の組織にするため、上記試験片と
して１１５０℃で溶体化処理したものを準備し、これの
金属組織を観察するとともに、高温強度試験及び高温ク
リープ試験を行った。

（ａｌ　　まず、金属組織については、第７図［Ｃ１に
示すように、等軸α主体から針状α主体の組織になって
いることが判る。

由）高温強度試験結果を第８図に、高温クリープ試験結
果を第９図にそれぞれ示す０図中、曲線Ａ、Ｂ、Ｃはそ
れぞれ磁１の１１５０℃処理材、　１０５０℃処理材、
　ＩＭ！−８３４の特性を示す。また第１Ｏ図は上記第
６図に１１５０℃処理材の結果を付加したものである。

これらの図から、本発明材は、１１５０℃で溶体化処理
した場合は、従来量も高温特性に優れていると言われる
■旧−８３４よりはるかに優れた高温特性を有すること
が判る。

さらに上述の針状α組織主体の＆ｌＩ！１にして高温特
性を向上する観点から、適正な溶体化処理温度範囲につ
いて実験を行ったところ、本発明範囲の成分組成のチタ
ン合金については１０７０℃〜１１５０℃が適正である
ことが判った。

〔発明の効果〕

以上のように、本発明に係るＴｉ合金によれば、Ｔａを
所定量添加することによって、α１　βトランザス温度
を上昇させたので、高温引張強度１高温クリープ、高温
耐酸化性等の高温特性を大きく改善できる効果がある。

第１ａ或

【図面の簡単な説明】

第１図ないし第７図（ｂｌは本発明の一実施例によるＴ
ｉ合金を説明するための図であり、第１図はα、βトラ
ンザスを示す特性図、第２図ｆａｔ、　（ｂｌは試験片
形状を示す平面図、第３図は応力−ひずみ曲線を示す特
性図、第４図はクリープ曲線を示す特性図、第５図は高
温酸化曲線を示す特性図、第６図はクリープ時間−耐力
特性図、第７図ｔａｒ及び第７図ＯＱ１は上記実施例の
金属＆１ｌＩｌｉを示すｒａ微鏡写真、第７図ｔｃ＋な
いし第１０図は上記実施例の変形例を説明するための図
であり、第７図（Ｃ１はその金属Ｕ織を示す顕微鏡写真
、第８図は応力−ひすみ特性図、第９図はクリープ特性
図、第１０図はクリープ時間−耐力特性図である。特許出願人　温州　夏夫、森永　正彦特許出願人　株式会社　神戸製鋼所代理人　　　弁理士　　下車　努第２図ロロロリベ第６図詩間ｃｈ、）→ （ａ）　　Ｉ　Ｍ　ｊ　８３４　　”’（１０５０℃Ｘ
１ｈｒ、油冷）１％クリープに要する時閉（ｈ「）第８図旨ジＬつ）亘石も〜ト粍泉ひずみ（九）昨藺（ｈｒ）→ 第１０図１％クリーアに要する時間（ｈ「）→

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ａｌを５〜７ｍａｓｓ％、Ｓｎを３〜５ｍａｓｓ
％、Ｍｏを１ｍａｓｓ％以下、Ｚｒを２〜４ｍａｓｓ％
、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％以下、Ｔａを０．５〜２．５
ｍａｓｓ％含有し、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からな
ることを特徴とする高温特性に優れたチタン合金。
（２）Ａｌを５〜７ｍａｓｓ％、Ｓｎを３〜５ｍａｓｓ
％、Ｍｏを１ｍａｓｓ％以下、Ｚｒを２〜４ｍａｓｓ％
、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％以下、Ｔａを０．５〜２．５
ｍａｓｓ％、Ｎｂを１ｍａｓｓ％以下含有し、残部Ｔｉ
及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温特性
に優れたチタン合金。