JPH05214470A - バナジウムを含む斜方晶チタンニオブアルミナイド - Google Patents
バナジウムを含む斜方晶チタンニオブアルミナイドInfo
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- JPH05214470A JPH05214470A JP4279621A JP27962192A JPH05214470A JP H05214470 A JPH05214470 A JP H05214470A JP 4279621 A JP4279621 A JP 4279621A JP 27962192 A JP27962192 A JP 27962192A JP H05214470 A JPH05214470 A JP H05214470A
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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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 改良された室温延性および室温破壊靭性を有
するチタンニオブアルミナイド合金。 【構成】 改良された室温延性及び破壊靭性を有するチ
タンニオブアルミナイド合金が、原子％で、約１８乃至
３０％のアルミニウム、約１８乃至３４％のニオブ、約
０．２５乃至７％のバナジウム及び残部実質的にチタン
から形成される。
するチタンニオブアルミナイド合金。 【構成】 改良された室温延性及び破壊靭性を有するチ
タンニオブアルミナイド合金が、原子％で、約１８乃至
３０％のアルミニウム、約１８乃至３４％のニオブ、約
０．２５乃至７％のバナジウム及び残部実質的にチタン
から形成される。
Description
【０００１】
【発明の背景】本発明はチタン基合金に関し、そして更
に詳しくは、合金ミクロ組織の体積分量の少なくとも２
５％を占める実質的な割合の斜方晶結晶形を含むチタン
ニオブアルミナイド合金に関する。本明細書においてチ
タンニオブアルミナイドとして言及し、そして米国特許
第５，０３２，３５７号明細書に開示されている新たな
チタンアルミナイド合金は、約１８乃至３２原子％のア
ルミニウム、１８乃至３４原子％のニオブ及び残部本質
的にチタンから成る。このチタンニオブアルミナイド合
金は、先行技術の三元チタンアルミナイド合金と比べて
改良された高温強度及び比肩し得る乃至は改良された破
壊靭性を有することが分った。前記チタンニオブアルミ
ナイド合金のミクロ組織の体積分量の少なくとも２５％
を占める斜方晶相が、該合金の改良された性質に対して
重大な貢献をするものと確信される。合金組成は、以下
に時として、例えば２５原子％のアルミニウム、２５原
子％のニオブ及び残部チタンから成る合金に対して、Ｔ
ｉ−２５Ａｌ−２５Ｎｂなどと表示する。
に詳しくは、合金ミクロ組織の体積分量の少なくとも２
５％を占める実質的な割合の斜方晶結晶形を含むチタン
ニオブアルミナイド合金に関する。本明細書においてチ
タンニオブアルミナイドとして言及し、そして米国特許
第５，０３２，３５７号明細書に開示されている新たな
チタンアルミナイド合金は、約１８乃至３２原子％のア
ルミニウム、１８乃至３４原子％のニオブ及び残部本質
的にチタンから成る。このチタンニオブアルミナイド合
金は、先行技術の三元チタンアルミナイド合金と比べて
改良された高温強度及び比肩し得る乃至は改良された破
壊靭性を有することが分った。前記チタンニオブアルミ
ナイド合金のミクロ組織の体積分量の少なくとも２５％
を占める斜方晶相が、該合金の改良された性質に対して
重大な貢献をするものと確信される。合金組成は、以下
に時として、例えば２５原子％のアルミニウム、２５原
子％のニオブ及び残部チタンから成る合金に対して、Ｔ
ｉ−２５Ａｌ−２５Ｎｂなどと表示する。
【０００２】公知の三元チタンアルミナイドに、モリブ
デン、タンタル、バナジウム、ハフニウム及びケイ素等
の様々な元素が添加された。例えば、エム・ジェー・ブ
ラックバーン及びダブリュー・ピー・スミス、「合金の
探求的実験的調査遂行のための研究」、レポート番号Ａ
ＦＷＡＬ−ＴＲ−８０−４１７５、米国空軍、ＷＲＤ
Ｃ、１９８０年１１月［Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ，Ｍ．Ｊ．
ａｎｄ Ｗ．Ｐ．Ｓｍｉｔｈ，“Ｒｅｓｅａｒｃｈ ｔ
ｏ Ｃｏｎｄｕｃｔ ａｎ Ｅｘｐｌｏｒａｔｏｒｙ
Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏ
ｎ ｏｆ Ａｌｌｏｙｓ”Ｒｅｐｏｒｔ Ｎｏ．ＡＦＷ
ＡＬ−ＴＲ−８０−４１７５，Ｕ．Ｓ．Ａｉｒ Ｆｏｒ
ｃｅ，ＷＲＤＣ，Ｎｏｖｅｍｂｅｒ，１９８０］及び米
国特許第４，７８８，０３５号及び同４，２９２，０７
７号各明細書を参照することができる。前記合金におけ
るバナジウムの影響を比較するために、前記文献中の先
行技術のチタンアルミナイドの機械的性質のいくつかを
下記表１に示した。
デン、タンタル、バナジウム、ハフニウム及びケイ素等
の様々な元素が添加された。例えば、エム・ジェー・ブ
ラックバーン及びダブリュー・ピー・スミス、「合金の
探求的実験的調査遂行のための研究」、レポート番号Ａ
ＦＷＡＬ−ＴＲ−８０−４１７５、米国空軍、ＷＲＤ
Ｃ、１９８０年１１月［Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ，Ｍ．Ｊ．
ａｎｄ Ｗ．Ｐ．Ｓｍｉｔｈ，“Ｒｅｓｅａｒｃｈ ｔ
ｏ Ｃｏｎｄｕｃｔ ａｎ Ｅｘｐｌｏｒａｔｏｒｙ
Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏ
ｎ ｏｆ Ａｌｌｏｙｓ”Ｒｅｐｏｒｔ Ｎｏ．ＡＦＷ
ＡＬ−ＴＲ−８０−４１７５，Ｕ．Ｓ．Ａｉｒ Ｆｏｒ
ｃｅ，ＷＲＤＣ，Ｎｏｖｅｍｂｅｒ，１９８０］及び米
国特許第４，７８８，０３５号及び同４，２９２，０７
７号各明細書を参照することができる。前記合金におけ
るバナジウムの影響を比較するために、前記文献中の先
行技術のチタンアルミナイドの機械的性質のいくつかを
下記表１に示した。
【０００３】
【表１】 表１ 先行技術のチタンアルミナイド合金の機械的性質 極限 組成 （原子％） ０．２％耐力 引張強さ 伸びＡｌ Ｎｂ Ｖ Ｔｉ （ｋｓｉ） （ｋｓｉ） （％） ２５ １４ 残部 １２０ １４２ ２．１ ２５ １４ 残部 １１６ １３４ ２．６ ２５ １０ ４ 残部 １０５ １２７ １．７ ２５ １０ ４ 残部 １０５ １２８ ２．０ ２２．５ １０ 残部 ５０．０６ ６４．２ １６．５ ２２．５ １０ 残部 ７０．０４ １１０．２ ２０ ２２．５ ５ ５ 残部 １０８．２ １３８．４ ６ ２４ １１ 残部 ４ ２４ ９ ２ 残部 ２．３ 上記表１に示した引張試験特性から、前記の先行技術の
三元チタンアルミナイドへのバナジウムの添加により、
該合金の室温延性の低下という結果が得られることが分
る。合金の密度を減少させるために、ある種の三元チタ
ンアルミナイド合金中のニオブをバナジウムで置換する
ことが有用であることが分ったが、延性が低下した。
三元チタンアルミナイドへのバナジウムの添加により、
該合金の室温延性の低下という結果が得られることが分
る。合金の密度を減少させるために、ある種の三元チタ
ンアルミナイド合金中のニオブをバナジウムで置換する
ことが有用であることが分ったが、延性が低下した。
【０００４】本発明の目的は、バナジウムを含み、そし
て改良された室温延性を有するチタンニオブアルミナイ
ド合金を提供することにある。本発明のもう１つの目的
は、バナジウムを含み、そして改良された室温破壊靭性
を有するチタンニオブアルミナイド合金を提供すること
にある。
て改良された室温延性を有するチタンニオブアルミナイ
ド合金を提供することにある。本発明のもう１つの目的
は、バナジウムを含み、そして改良された室温破壊靭性
を有するチタンニオブアルミナイド合金を提供すること
にある。
【０００５】
【発明の概説】これらの、そして他の目的が、原子％
で、約１８乃至３０％のアルミニウム、約１８乃至３４
％のニオブ、約０．２５乃至７％のバナジウム及び残部
実質的にチタンから成るチタン基合金を提供することに
より達成される。「残部実質的にチタン」という用語
は、チタンが前記合金中に存在する他の何れの元素より
も含量が大である主要な元素であり、そして残りの原子
パーセントを占めることを意味する。しかし、前記合金
の強度、延性及び破壊靭性の獲得を妨害しない他の元素
が、不純物として又は非妨害濃度で存在することができ
る。例えば、酸素、炭素及び窒素の不純物量は、夫々
０．６原子％未満であるべきである。
で、約１８乃至３０％のアルミニウム、約１８乃至３４
％のニオブ、約０．２５乃至７％のバナジウム及び残部
実質的にチタンから成るチタン基合金を提供することに
より達成される。「残部実質的にチタン」という用語
は、チタンが前記合金中に存在する他の何れの元素より
も含量が大である主要な元素であり、そして残りの原子
パーセントを占めることを意味する。しかし、前記合金
の強度、延性及び破壊靭性の獲得を妨害しない他の元素
が、不純物として又は非妨害濃度で存在することができ
る。例えば、酸素、炭素及び窒素の不純物量は、夫々
０．６原子％未満であるべきである。
【０００６】
【発明の詳述】本発明の合金は、良好な高温強度を得な
がら、前記チタンニオブアルミナイドと比べて室温延性
及び破壊靭性において改良されている。驚くべきこと
に、本発明者は、約０．２５乃至７原子％のバナジウム
を含むチタンニオブアルミナイドが、室温延性及び靭性
において可成り改良されることを見い出した。前記合金
中にバナジウムを添加すると強度が低下する可能性があ
るが、高温強度は、ガスタービン内のケーシング、リン
グ、アフタバーナノズル又はフラップ、及び圧縮機部品
等の様々な用途に対して依然として許容できるものであ
る。
がら、前記チタンニオブアルミナイドと比べて室温延性
及び破壊靭性において改良されている。驚くべきこと
に、本発明者は、約０．２５乃至７原子％のバナジウム
を含むチタンニオブアルミナイドが、室温延性及び靭性
において可成り改良されることを見い出した。前記合金
中にバナジウムを添加すると強度が低下する可能性があ
るが、高温強度は、ガスタービン内のケーシング、リン
グ、アフタバーナノズル又はフラップ、及び圧縮機部品
等の様々な用途に対して依然として許容できるものであ
る。
【０００７】本発明の合金は、チタンアルミナイドの融
解及び鋳造に用いる従来からの方法により成形すること
ができる。例えば、合金をプラズマアークスカル融解及
び銅チル鋳型内での滴下鋳造により成形することができ
る。そのほか、前記合金を溶融紡糸リボン及び該リボン
を圧密化するための熱間静水圧圧縮成形等の急速凝固法
によっても成形することができる。
解及び鋳造に用いる従来からの方法により成形すること
ができる。例えば、合金をプラズマアークスカル融解及
び銅チル鋳型内での滴下鋳造により成形することができ
る。そのほか、前記合金を溶融紡糸リボン及び該リボン
を圧密化するための熱間静水圧圧縮成形等の急速凝固法
によっても成形することができる。
【０００８】アルミニウムが約３０原子％を超えると、
望ましくない脆化相がその量の増加とともに形成され、
本発明合金のミクロ組織安定性及び延性を低下させる。
好ましくは、アルミニウムは約２６原子％未満である。
ニオブが約３４原子％を超えると、望ましくないシグマ
相がその量の増加とともに形成され、そしてミクロ組織
安定性及び延性が低下する。好ましくは、ニオブは約３
０原子％未満である。好ましくは、バナジウムは約０．
５乃至７原子％であり、そして最も好ましくは約１乃至
５原子％である。
望ましくない脆化相がその量の増加とともに形成され、
本発明合金のミクロ組織安定性及び延性を低下させる。
好ましくは、アルミニウムは約２６原子％未満である。
ニオブが約３４原子％を超えると、望ましくないシグマ
相がその量の増加とともに形成され、そしてミクロ組織
安定性及び延性が低下する。好ましくは、ニオブは約３
０原子％未満である。好ましくは、バナジウムは約０．
５乃至７原子％であり、そして最も好ましくは約１乃至
５原子％である。
【０００９】
【実施例】従来からの銅チルるつぼ内での不活性ガスプ
ラズマ融解及び銅チル鋳型内での滴下鋳造により、多数
のチタンニオブアルミナイド合金及びバナジウムを含む
チタンニオブアルミナイド合金を成形して、直径約１．
２インチのインゴットを作製した。従来からの溶融紡糸
法により他の合金を成形してリボンを作製し、該リボン
を１０００℃、圧力３０ｋｓｉ、３時間の熱間静水圧圧
縮成形により直径約１インチのインゴットへと圧密化し
た。インゴットのいくつかを、不活性雰囲気中、１２５
０℃で２４時間加熱して均質化した。前記インゴットを
直径２インチのステンレス鋼押出缶内に入れ、そして約
９／１６インチの内径を有するダイを通して１０００℃
で押し出して棒（ロッド）を成形した。
ラズマ融解及び銅チル鋳型内での滴下鋳造により、多数
のチタンニオブアルミナイド合金及びバナジウムを含む
チタンニオブアルミナイド合金を成形して、直径約１．
２インチのインゴットを作製した。従来からの溶融紡糸
法により他の合金を成形してリボンを作製し、該リボン
を１０００℃、圧力３０ｋｓｉ、３時間の熱間静水圧圧
縮成形により直径約１インチのインゴットへと圧密化し
た。インゴットのいくつかを、不活性雰囲気中、１２５
０℃で２４時間加熱して均質化した。前記インゴットを
直径２インチのステンレス鋼押出缶内に入れ、そして約
９／１６インチの内径を有するダイを通して１０００℃
で押し出して棒（ロッド）を成形した。
【００１０】押し出したロッドを機械加工して、引張試
験用のブランクを成形した。これらブランクを、ベータ
変態温度を超えて加熱し、又は時効熱処理を行ない、又
はこれら両者の組合せにより熱処理した。ベータ変態温
度は、チタン又はチタン合金のミクロ組織が低温アルフ
ァ又はアルファ−２相から高温ベータ相へと転移する温
度である。ベータ変態温度はチタン合金の組成に応じて
変化し、そしてベータ熱処理をアルゴン雰囲気中で１０
７５℃又は１１２５℃で約１時間行なった。
験用のブランクを成形した。これらブランクを、ベータ
変態温度を超えて加熱し、又は時効熱処理を行ない、又
はこれら両者の組合せにより熱処理した。ベータ変態温
度は、チタン又はチタン合金のミクロ組織が低温アルフ
ァ又はアルファ−２相から高温ベータ相へと転移する温
度である。ベータ変態温度はチタン合金の組成に応じて
変化し、そしてベータ熱処理をアルゴン雰囲気中で１０
７５℃又は１１２５℃で約１時間行なった。
【００１１】本発明合金において、前記時効熱処理によ
り斜方晶相が形成され、そしてミクロ組織が安定化され
る。時効熱処理を、アルゴン雰囲気中、８１５℃で２時
間、４時間又は２４時間行なった。いくつかのブランク
に、更に７６０℃、１００時間の長時間時効熱処理を施
した。前記ベータ及び時効熱処理後に、約５℃／秒の冷
却速度を作り出すためにブランクを炉冷却室（ｃｃ）内
で冷却し、又は約２℃／秒の冷却速度を作り出すために
ブランクを耐火れんが（ｂｃ）熱塊内で冷却して、制御
された冷却速度を得た。各押出しロッドからのブランク
の合金組成及び加工熱処理を、下記表２に示した。表２
において、ロッド２は、インゴットへと圧密化した溶融
紡糸リボンから成形し、そしてロッド１及び３乃至６は
滴下鋳造インゴットから成形した。
り斜方晶相が形成され、そしてミクロ組織が安定化され
る。時効熱処理を、アルゴン雰囲気中、８１５℃で２時
間、４時間又は２４時間行なった。いくつかのブランク
に、更に７６０℃、１００時間の長時間時効熱処理を施
した。前記ベータ及び時効熱処理後に、約５℃／秒の冷
却速度を作り出すためにブランクを炉冷却室（ｃｃ）内
で冷却し、又は約２℃／秒の冷却速度を作り出すために
ブランクを耐火れんが（ｂｃ）熱塊内で冷却して、制御
された冷却速度を得た。各押出しロッドからのブランク
の合金組成及び加工熱処理を、下記表２に示した。表２
において、ロッド２は、インゴットへと圧密化した溶融
紡糸リボンから成形し、そしてロッド１及び３乃至６は
滴下鋳造インゴットから成形した。
【００１２】
【表２】
【００１３】ブランクから引張試験試料を放電加工し、
そして研削してゲージ長０．４インチ、ゲージ断面直径
０．０８インチを有する引張試験片を成形した。引張試
験を、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）法Ｅ８、ＡＳＴＭ
規格の１９９０年版０３．０１巻（１９９０ Ａｎｎｕ
ａｌ Ｂｏｏｋ ｏｆ ＡＳＴＭ Ｓｔａｎｄａｒｄ
ｓ，Ｖｏｌ．０３．０１）に準拠して、インストロン
（ＩＮＳＴＲＯＮ）引張機で空気中室温及び真空中６５
０℃で行なった。引張試験結果を、下記表３に示した。
そして研削してゲージ長０．４インチ、ゲージ断面直径
０．０８インチを有する引張試験片を成形した。引張試
験を、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）法Ｅ８、ＡＳＴＭ
規格の１９９０年版０３．０１巻（１９９０ Ａｎｎｕ
ａｌ Ｂｏｏｋ ｏｆ ＡＳＴＭ Ｓｔａｎｄａｒｄ
ｓ，Ｖｏｌ．０３．０１）に準拠して、インストロン
（ＩＮＳＴＲＯＮ）引張機で空気中室温及び真空中６５
０℃で行なった。引張試験結果を、下記表３に示した。
【００１４】
【表３】
【００１５】前記方法により、数種の合金をロッドへと
成形した。ロッドを押し出す前に、均質化熱処理を行な
わなかった。ロッドを破壊靭性試験用ブランクへと切削
し、そして引張試験のためにブランクを前記方法により
熱処理した。各押出しロッドからのブランクの合金組成
及び熱処理を、下記表４に示した。
成形した。ロッドを押し出す前に、均質化熱処理を行な
わなかった。ロッドを破壊靭性試験用ブランクへと切削
し、そして引張試験のためにブランクを前記方法により
熱処理した。各押出しロッドからのブランクの合金組成
及び熱処理を、下記表４に示した。
【００１６】
【表４】
【００１７】約１インチ×０．１インチ×０．１インチ
の小さなバーを、放電加工により前記ブランクから切り
出した。放電加工により、前記バーの長さの約半分の位
置に深さ約０．０５インチの切欠を形成した。これら切
欠バーのいくつかを、「Ｔｉ−２５Ａｌ−２５Ｎｂ付近
のチタンアルミナイドの機械的性質」、アール・ジー・
ローエ、ザ・ミネラルズ、メタルズ・アンド・マテリア
ルズ ソサェティ、３０号、１９９１年、３８７乃至３
９８頁［“Ｔｈｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅ
ｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉ
ｄｅｓ Ｎｅａｒ Ｔｉ−２５Ａｌ−２５Ｎｂ，”
Ｒ．Ｇ．Ｒｏｗｅ，Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔ
ａｌｓ ＆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，Ｎ
ｏ．３０，１９９１，ｐｐ．３８７−３９８］に開示さ
れている方法に従って繰返し圧縮により予備き裂を発生
させた。前記文献において、Ｔｉ−２４Ａｌ−１１Ｎｂ
に関して、放電加工切欠を有するバーと疲労予備き裂切
欠を有するバーとの間の破壊靭性の関係が見い出され
た。疲労予備き裂切欠を有するバーの破壊靭性を、０．
７３の乗算係数を用いて、放電加工切欠を有するバーの
破壊靭性から算定することができた。
の小さなバーを、放電加工により前記ブランクから切り
出した。放電加工により、前記バーの長さの約半分の位
置に深さ約０．０５インチの切欠を形成した。これら切
欠バーのいくつかを、「Ｔｉ−２５Ａｌ−２５Ｎｂ付近
のチタンアルミナイドの機械的性質」、アール・ジー・
ローエ、ザ・ミネラルズ、メタルズ・アンド・マテリア
ルズ ソサェティ、３０号、１９９１年、３８７乃至３
９８頁［“Ｔｈｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅ
ｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉ
ｄｅｓ Ｎｅａｒ Ｔｉ−２５Ａｌ−２５Ｎｂ，”
Ｒ．Ｇ．Ｒｏｗｅ，Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔ
ａｌｓ ＆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ，Ｎ
ｏ．３０，１９９１，ｐｐ．３８７−３９８］に開示さ
れている方法に従って繰返し圧縮により予備き裂を発生
させた。前記文献において、Ｔｉ−２４Ａｌ−１１Ｎｂ
に関して、放電加工切欠を有するバーと疲労予備き裂切
欠を有するバーとの間の破壊靭性の関係が見い出され
た。疲労予備き裂切欠を有するバーの破壊靭性を、０．
７３の乗算係数を用いて、放電加工切欠を有するバーの
破壊靭性から算定することができた。
【００１８】米国陸軍省規格ＭＩＬ−ＳＴＤ−１９４２
Ａ（提案）：「高性能セラミックの外界温度における曲
げ強さ」［Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ ｏｆ ｔｈｅ Ａｒ
ｍｙｓｔａｎｄａｒｄ ＭＩＬ−ＳＴＤ−１９４２Ａ
（Ｐｒｏｐｏｓｅｄ）：“Ｆｌｅｘｕｒａｌ Ｓｔｒｅ
ｎｇｔｈ ｏｆ Ｈｉｇｈ ＰｅｒｆｏｒｍａｎｃｅＣ
ｅｒａｍｉｃｓ ａｔ Ａｍｂｉｅｎｔ Ｔｅｍｐｅｒ
ａｔｕｒｅｓ”］に準拠して、三点曲げ破壊靭性試験を
行なった。破壊靭性試験の結果を、下記表５に示した。
いくつかの試験について、疲労予備き裂を有する切欠バ
ーの算定破壊靭性を、表５に示した。該算定破壊靭性
は、放電加工切欠バーの破壊靭性に前記の０．７３の係
数を掛けて得た。
Ａ（提案）：「高性能セラミックの外界温度における曲
げ強さ」［Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ ｏｆ ｔｈｅ Ａｒ
ｍｙｓｔａｎｄａｒｄ ＭＩＬ−ＳＴＤ−１９４２Ａ
（Ｐｒｏｐｏｓｅｄ）：“Ｆｌｅｘｕｒａｌ Ｓｔｒｅ
ｎｇｔｈ ｏｆ Ｈｉｇｈ ＰｅｒｆｏｒｍａｎｃｅＣ
ｅｒａｍｉｃｓ ａｔ Ａｍｂｉｅｎｔ Ｔｅｍｐｅｒ
ａｔｕｒｅｓ”］に準拠して、三点曲げ破壊靭性試験を
行なった。破壊靭性試験の結果を、下記表５に示した。
いくつかの試験について、疲労予備き裂を有する切欠バ
ーの算定破壊靭性を、表５に示した。該算定破壊靭性
は、放電加工切欠バーの破壊靭性に前記の０．７３の係
数を掛けて得た。
【００１９】
【表５】 表５ 室温破壊靭性 放電加工 切欠バー 算定予備 予備き裂 ブラ の破壊靭 き裂破壊 バーの破 ンク Ａｌ Ｎｂ Ｖ Ｔｉ 性 * 靭性 * 壊靭性* Ａ ２１．３ ２５．３ 残部 ２４．５ １７．９ Ｂ ３４．２ ２５ Ｂ ２６．９ １９．７ Ｃ ２２．２ １９．３ ５．３ 残部 塑性 ** Ｃ 塑性 ** Ｃ 塑性 ** Ｄ ２１．５ ２０ ５ 残部 ２６．７ Ｄ ２５．９ Ｅ ２６．４ Ｅ ２７．７ ＊ 単位は何れもｋｓｉ・（インチ）1/2 である。 ＊＊ 破壊以前に塑性曲げを被った。 本発明合金の耐酸化性を、チタンニオブアルミナイド及
び従来からのチタン合金と比較した。以下にＴｉ−６２
４２という第１の合金は、６重量％のアルミニウム、２
重量％のスズ、４重量％のジルコニウム、２重量％のモ
リブデン及び残部チタンから成っていた。以下にベータ
−２１Ｓという第２の合金は、１５重量％のモリブデ
ン、２．７重量％のニオブ、３重量％のアルミニウム、
０．２重量％のケイ素及び残部チタンから成っていた。
以下にＡＦ２という第３の合金は、６．４重量％のアル
ミニウム、１重量％のニオブ、３．２重量％のスズ、３
重量％のジルコニウム、２．５重量％のハフニウム、
０．３重量％のルテニウム、０．１４重量％のケイ素、
０．３３重量％のゲルマニウム及び残部チタンから成っ
ていた。前記チタンニオブアルミナイド及び本発明のバ
ナジウムを含むチタンニオブアルミナイドの組成を、下
記表６に示した。
び従来からのチタン合金と比較した。以下にＴｉ−６２
４２という第１の合金は、６重量％のアルミニウム、２
重量％のスズ、４重量％のジルコニウム、２重量％のモ
リブデン及び残部チタンから成っていた。以下にベータ
−２１Ｓという第２の合金は、１５重量％のモリブデ
ン、２．７重量％のニオブ、３重量％のアルミニウム、
０．２重量％のケイ素及び残部チタンから成っていた。
以下にＡＦ２という第３の合金は、６．４重量％のアル
ミニウム、１重量％のニオブ、３．２重量％のスズ、３
重量％のジルコニウム、２．５重量％のハフニウム、
０．３重量％のルテニウム、０．１４重量％のケイ素、
０．３３重量％のゲルマニウム及び残部チタンから成っ
ていた。前記チタンニオブアルミナイド及び本発明のバ
ナジウムを含むチタンニオブアルミナイドの組成を、下
記表６に示した。
【００２０】各合金の試料を、熱サイクル試験において
１３００°Ｆの燃焼火炎に５５０時間暴露した。火炎中
で１９分間加熱し、次いで１分間強勢空冷し、そしてこ
の加熱・冷却を繰り返して、試料を１時間あたり３回の
サイクルに付した。酸化及び酸素吸収に関する総重量増
加を決定するために、各試料の重量増加を測定し、そし
て下記表６に示した。
１３００°Ｆの燃焼火炎に５５０時間暴露した。火炎中
で１９分間加熱し、次いで１分間強勢空冷し、そしてこ
の加熱・冷却を繰り返して、試料を１時間あたり３回の
サイクルに付した。酸化及び酸素吸収に関する総重量増
加を決定するために、各試料の重量増加を測定し、そし
て下記表６に示した。
【００２１】
【表６】 表６ 燃焼火炎中での酸化 重量増加 合金 （ｍｇ／ｃｍ2 ） 備考 Ｔｉ−６２４２ ０．８７８ スポーリング酸化物 ベータ−２１Ｓ ０．８２５ ＡＦ２ ０．６２３ Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ ０．５６５ Ｔｉ−２２Ａｌ−２６Ｎｂ−１Ｖ ０．６３９ 表３を参照して、ロッド番号３乃至６の本発明の合金を
ロッド番号１及び２のチタンニオブアルミナイド合金と
比較することができる。本発明合金の室温延性が、前記
チタンニオブアルミナイドから非常に改良されているこ
とが分る。例えば、ロッド番号１の引張特性をロッド番
号６の引張特性と比べる。両方共に押出し前に均質化に
より同様に熱処理し、そしてベータ熱処理を行なってい
ない。ロッド番号６の室温伸びはロッド番号１の伸びの
２倍を超え、そしてロッド番号６の降伏強さはロッド番
号１の降伏強さと比肩し得る。
ロッド番号１及び２のチタンニオブアルミナイド合金と
比較することができる。本発明合金の室温延性が、前記
チタンニオブアルミナイドから非常に改良されているこ
とが分る。例えば、ロッド番号１の引張特性をロッド番
号６の引張特性と比べる。両方共に押出し前に均質化に
より同様に熱処理し、そしてベータ熱処理を行なってい
ない。ロッド番号６の室温伸びはロッド番号１の伸びの
２倍を超え、そしてロッド番号６の降伏強さはロッド番
号１の降伏強さと比肩し得る。
【００２２】次に、ロッド番号２とロッド番号４との引
張特性を比較する。ロッド２及び４には均質化熱処理を
行なっておらず、そして両方のロッドに押出し後ベータ
熱処理を施している。ロッド番号４の降伏強さはロッド
番号２と比べて低下しているが、室温延性は１２倍改良
された。ロッド番号３は、直接時効熱処理を施した、即
ち均質化又はベータ熱処理を施していない本発明のバナ
ジウム含有合金である。ロッド３からの引張試料の室温
伸びは約１９％であり、前記チタンニオブアルミナイド
試料の延性よりも遥かに高い。
張特性を比較する。ロッド２及び４には均質化熱処理を
行なっておらず、そして両方のロッドに押出し後ベータ
熱処理を施している。ロッド番号４の降伏強さはロッド
番号２と比べて低下しているが、室温延性は１２倍改良
された。ロッド番号３は、直接時効熱処理を施した、即
ち均質化又はベータ熱処理を施していない本発明のバナ
ジウム含有合金である。ロッド３からの引張試料の室温
伸びは約１９％であり、前記チタンニオブアルミナイド
試料の延性よりも遥かに高い。
【００２３】表５を参照すると、本発明合金の破壊靭性
が先行技術のチタンニオブアルミナイドの室温破壊靭性
から可成り改良されていることが分る。本発明のＴｉ−
２２．２Ｎｂ−１９．３Ａｌ−５．３Ｖ合金は、切欠バ
ーの破壊前に塑性曲げを示したことに留意すべきであ
る。破壊前の塑性曲げは、破壊靭性がチタンニオブアル
ミナイドバーの破壊靭性よりも実質的に高いことを示し
ている。
が先行技術のチタンニオブアルミナイドの室温破壊靭性
から可成り改良されていることが分る。本発明のＴｉ−
２２．２Ｎｂ−１９．３Ａｌ−５．３Ｖ合金は、切欠バ
ーの破壊前に塑性曲げを示したことに留意すべきであ
る。破壊前の塑性曲げは、破壊靭性がチタンニオブアル
ミナイドバーの破壊靭性よりも実質的に高いことを示し
ている。
【００２４】表６を参照すると、サイクル酸化試験にお
いて合金Ｔｉ−６２４２の試料が最大の重量増加を経験
した。合金Ｔｉ−６２４２の試料で酸化物のスポーリン
グが観察されたため、実際の重量増加は０．８７８ミリ
グラム／ｃｍ2 より大である。耐酸化性合金ＡＦ２の試
料が、従来からのチタン合金の中で最低の重量増加を得
た。合金Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂのチタンニオブアル
ミナイド試料は、０．５６５ミリグラム／ｃｍ2 の最低
の重量増加を得た。本発明の合金である合金Ｔｉ−２２
Ａｌ−２６Ｎｂ−１Ｖの試料は、従来のＡＦ２合金と比
肩し得る耐酸化性を有していた。チタン合金又はチタン
アルミナイド合金の耐酸化性はバナジウムにより低下す
ることが知られているが、本発明のバナジウム含有合金
の耐酸化性は、バナジウムを含まない公知のベータ又は
アルファ・プラス・ベータチタン合金と比肩し得るか、
又は該合金よりも改良されている。
いて合金Ｔｉ−６２４２の試料が最大の重量増加を経験
した。合金Ｔｉ−６２４２の試料で酸化物のスポーリン
グが観察されたため、実際の重量増加は０．８７８ミリ
グラム／ｃｍ2 より大である。耐酸化性合金ＡＦ２の試
料が、従来からのチタン合金の中で最低の重量増加を得
た。合金Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂのチタンニオブアル
ミナイド試料は、０．５６５ミリグラム／ｃｍ2 の最低
の重量増加を得た。本発明の合金である合金Ｔｉ−２２
Ａｌ−２６Ｎｂ−１Ｖの試料は、従来のＡＦ２合金と比
肩し得る耐酸化性を有していた。チタン合金又はチタン
アルミナイド合金の耐酸化性はバナジウムにより低下す
ることが知られているが、本発明のバナジウム含有合金
の耐酸化性は、バナジウムを含まない公知のベータ又は
アルファ・プラス・ベータチタン合金と比肩し得るか、
又は該合金よりも改良されている。
Claims (9)
- 【請求項１】 原子％で、約１８乃至３０％のアルミニ
ウム、約１８乃至３４％のニオブ、約０．２５乃至７％
のバナジウム及び残部実質的にチタンから成るチタンア
ルミニウム合金。 - 【請求項２】 約１８乃至２６％のアルミニウムを含む
請求項１記載のチタン合金。 - 【請求項３】 約１８乃至３０％のニオブを含む請求項
１記載のチタン合金。 - 【請求項４】 約１８乃至３０％のニオブを含む請求項
２記載のチタン合金。 - 【請求項５】 約０．５乃至７％のバナジウムを含む請
求項１記載のチタン合金。 - 【請求項６】 約０．５乃至７％のバナジウムを含む請
求項４記載のチタン合金。 - 【請求項７】 約１乃至５％のバナジウムを含む請求項
６記載のチタン合金。 - 【請求項８】 原子％で、約１８乃至３０％のアルミニ
ウム、約１８乃至３４％のニオブ、約０．２５乃至７％
のバナジウム及び残部実質的にチタンから成るガスター
ビン部品。 - 【請求項９】 約１８乃至２６％のアルミニウム、約１
８乃至３０％のニオブ及び約１乃至５％のバナジウムを
含む請求項８記載のガスタービン部品。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US795576 | 1991-10-21 | ||
| US07/795,576 US5205984A (en) | 1991-10-21 | 1991-10-21 | Orthorhombic titanium niobium aluminide with vanadium |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05214470A true JPH05214470A (ja) | 1993-08-24 |
Family
ID=25165882
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4279621A Withdrawn JPH05214470A (ja) | 1991-10-21 | 1992-10-19 | バナジウムを含む斜方晶チタンニオブアルミナイド |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5205984A (ja) |
| EP (1) | EP0539152A1 (ja) |
| JP (1) | JPH05214470A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2018505316A (ja) * | 2014-12-22 | 2018-02-22 | サフラン・エアクラフト・エンジンズ | チタンを主成分とする金属間化合物合金 |
Families Citing this family (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5376193A (en) * | 1993-06-23 | 1994-12-27 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of Commerce | Intermetallic titanium-aluminum-niobium-chromium alloys |
| JP3626507B2 (ja) * | 1993-07-14 | 2005-03-09 | 本田技研工業株式会社 | 高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物 |
| FR2760469B1 (fr) | 1997-03-05 | 1999-10-22 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Aluminium de titane utilisable a temperature elevee |
| FR2772790B1 (fr) * | 1997-12-18 | 2000-02-04 | Snecma | ALLIAGES INTERMETALLIQUES A BASE DE TITANE DU TYPE Ti2AlNb A HAUTE LIMITE D'ELASTICITE ET FORTE RESISTANCE AU FLUAGE |
| US6726787B2 (en) * | 1999-01-07 | 2004-04-27 | Jiin-Huey Chern Lin | Process for making a work piece having a major phase of α from a titanium alloy |
| US6723189B2 (en) * | 1999-01-07 | 2004-04-20 | Jiin-Huey Chern Lin | Process for making a work piece having a major phase of α″ from a titanium alloy |
| US6409852B1 (en) * | 1999-01-07 | 2002-06-25 | Jiin-Huey Chern | Biocompatible low modulus titanium alloy for medical implant |
| WO2004003242A1 (en) * | 2002-06-27 | 2004-01-08 | Memry Corporation | ß TITANIUM COMPOSITIONS AND METHODS OF MANUFACTURE THEREOF |
| US20040168751A1 (en) * | 2002-06-27 | 2004-09-02 | Wu Ming H. | Beta titanium compositions and methods of manufacture thereof |
| US20040261912A1 (en) * | 2003-06-27 | 2004-12-30 | Wu Ming H. | Method for manufacturing superelastic beta titanium articles and the articles derived therefrom |
| US7358674B2 (en) * | 2004-07-27 | 2008-04-15 | General Electric Company | Structure having electrodes with metal core and coating |
| US8858697B2 (en) | 2011-10-28 | 2014-10-14 | General Electric Company | Mold compositions |
| US9011205B2 (en) | 2012-02-15 | 2015-04-21 | General Electric Company | Titanium aluminide article with improved surface finish |
| US8932518B2 (en) | 2012-02-29 | 2015-01-13 | General Electric Company | Mold and facecoat compositions |
| US8906292B2 (en) | 2012-07-27 | 2014-12-09 | General Electric Company | Crucible and facecoat compositions |
| US8708033B2 (en) | 2012-08-29 | 2014-04-29 | General Electric Company | Calcium titanate containing mold compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys |
| US8992824B2 (en) | 2012-12-04 | 2015-03-31 | General Electric Company | Crucible and extrinsic facecoat compositions |
| US9592548B2 (en) | 2013-01-29 | 2017-03-14 | General Electric Company | Calcium hexaluminate-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys |
| US9192983B2 (en) | 2013-11-26 | 2015-11-24 | General Electric Company | Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys |
| US9511417B2 (en) | 2013-11-26 | 2016-12-06 | General Electric Company | Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys |
| US10391547B2 (en) | 2014-06-04 | 2019-08-27 | General Electric Company | Casting mold of grading with silicon carbide |
| CN105331849B (zh) * | 2015-10-10 | 2017-04-26 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种Ti2AlNb基合金 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4716020A (en) * | 1982-09-27 | 1987-12-29 | United Technologies Corporation | Titanium aluminum alloys containing niobium, vanadium and molybdenum |
| US4788035A (en) * | 1987-06-01 | 1988-11-29 | General Electric Company | Tri-titanium aluminide base alloys of improved strength and ductility |
| GB8718192D0 (en) * | 1987-07-31 | 1987-09-09 | Secr Defence | Titanium alloys |
| JPH02163334A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Daido Steel Co Ltd | 冷間加工性に優れたチタン合金 |
| US5032357A (en) * | 1989-03-20 | 1991-07-16 | General Electric Company | Tri-titanium aluminide alloys containing at least eighteen atom percent niobium |
| FR2674257B1 (fr) * | 1991-03-20 | 1993-05-28 | Armines | Alliages a base de niobium et de titane resistant a l'oxydation a hautes temperatures. |
-
1991
- 1991-10-21 US US07/795,576 patent/US5205984A/en not_active Expired - Fee Related
-
1992
- 1992-10-19 JP JP4279621A patent/JPH05214470A/ja not_active Withdrawn
- 1992-10-20 EP EP92309565A patent/EP0539152A1/en not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2018505316A (ja) * | 2014-12-22 | 2018-02-22 | サフラン・エアクラフト・エンジンズ | チタンを主成分とする金属間化合物合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0539152A1 (en) | 1993-04-28 |
| US5205984A (en) | 1993-04-27 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000104 |