JPH10195563A - 耐熱性に優れたＴｉ合金およびその処理方法 - Google Patents
耐熱性に優れたＴｉ合金およびその処理方法Info
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- JPH10195563A JPH10195563A JP8349648A JP34964896A JPH10195563A JP H10195563 A JPH10195563 A JP H10195563A JP 8349648 A JP8349648 A JP 8349648A JP 34964896 A JP34964896 A JP 34964896A JP H10195563 A JPH10195563 A JP H10195563A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
-
- 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】
【課題】 軽量性，耐食性および耐熱性に優れたＴｉ合
金において、高温での耐力，クリープ強度，疲労強度を
改善し、その耐熱性をさらに改善する。 【解決手段】 重量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓ
ｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍ
ｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、Ｏ：：０．０５〜０．
２０％、望ましくは０．０８〜０．１３％を含み、場合
によってはさらにＮｂ，Ｔａのうち１種または２種：
０．３〜２．０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からな
る化学成分組成を有する耐熱性に優れたＴｉ合金。
金において、高温での耐力，クリープ強度，疲労強度を
改善し、その耐熱性をさらに改善する。 【解決手段】 重量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓ
ｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍ
ｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、Ｏ：：０．０５〜０．
２０％、望ましくは０．０８〜０．１３％を含み、場合
によってはさらにＮｂ，Ｔａのうち１種または２種：
０．３〜２．０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からな
る化学成分組成を有する耐熱性に優れたＴｉ合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐熱性に優れたＴ
ｉ合金およびその処理方法に関し、例えば、コンプレッ
サー用ブレード、ディスク，ケーシング等の航空機用エ
ンジン部品、その他自動車用エンジンバルブ等の軽量
性，耐食性および耐熱性を必要とされる構造部材の素材
として好適に利用される耐熱性に優れたＴｉ合金および
その処理方法に関するものである。
ｉ合金およびその処理方法に関し、例えば、コンプレッ
サー用ブレード、ディスク，ケーシング等の航空機用エ
ンジン部品、その他自動車用エンジンバルブ等の軽量
性，耐食性および耐熱性を必要とされる構造部材の素材
として好適に利用される耐熱性に優れたＴｉ合金および
その処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】軽量性，耐食性および耐熱性を必要とさ
れる構造部材の素材としては、従来より、Ｔｉ系合金が
使用されており、例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ，Ｔｉ−
６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓ
ｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．１ＳｉなどのＴｉ合金が知ら
れている。
れる構造部材の素材としては、従来より、Ｔｉ系合金が
使用されており、例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ，Ｔｉ−
６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓ
ｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．１ＳｉなどのＴｉ合金が知ら
れている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このようなＴｉ系耐熱
合金は、例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金でおよそ３０
０℃程度の耐用温度を有し、また、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓ
ｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．１Ｓｉ合金ではおよそ４５０
℃程度の耐用温度を有しているが、このようなＴｉ合金
において耐熱性のより一層の向上が望まれていた。
合金は、例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金でおよそ３０
０℃程度の耐用温度を有し、また、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓ
ｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．１Ｓｉ合金ではおよそ４５０
℃程度の耐用温度を有しているが、このようなＴｉ合金
において耐熱性のより一層の向上が望まれていた。
【０００４】
【発明の目的】本発明は、このような従来の課題にかん
がみてなされたものであって、軽量性，耐食性および耐
熱性に優れたＴｉ合金において、その耐熱性のより一層
の向上を図ることを目的としている。
がみてなされたものであって、軽量性，耐食性および耐
熱性に優れたＴｉ合金において、その耐熱性のより一層
の向上を図ることを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる耐熱性に
優れたＴｉ合金は、請求項１に記載しているように、重
量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．
０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜
０．２００％、Ｏ：：０．０５〜０．２０％を含み、残
部Ｔｉおよび不純物からなる化学成分組成のものとした
ことを特徴としている。
優れたＴｉ合金は、請求項１に記載しているように、重
量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．
０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜
０．２００％、Ｏ：：０．０５〜０．２０％を含み、残
部Ｔｉおよび不純物からなる化学成分組成のものとした
ことを特徴としている。
【０００６】同じく、本発明に係わる耐熱性に優れたＴ
ｉ合金は、請求項２に記載しているように、重量％で、
Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚ
ｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜０．２０
０％、Ｏ：：０．０５〜０．２０％、Ｎｂ，Ｔａのうち
１種または２種：０．３〜２．０％を含み、残部Ｔｉお
よび不純物からなる化学成分組成を有するものとしたこ
とを特徴としている。
ｉ合金は、請求項２に記載しているように、重量％で、
Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚ
ｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜０．２０
０％、Ｏ：：０．０５〜０．２０％、Ｎｂ，Ｔａのうち
１種または２種：０．３〜２．０％を含み、残部Ｔｉお
よび不純物からなる化学成分組成を有するものとしたこ
とを特徴としている。
【０００７】そして、本発明に係わる耐熱性に優れたＴ
ｉ合金の実施態様においては、請求項３に記載している
ように、Ｏ：０．０８〜０．１３％であるものとした
り、請求項４に記載しているように、不純物中において
Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒをそれぞれ０．１０％以下に規制した
り、請求項５に記載しているように、Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔ
ａ：５．０％以下に規制したりすることが場合によって
は望ましい。
ｉ合金の実施態様においては、請求項３に記載している
ように、Ｏ：０．０８〜０．１３％であるものとした
り、請求項４に記載しているように、不純物中において
Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒをそれぞれ０．１０％以下に規制した
り、請求項５に記載しているように、Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔ
ａ：５．０％以下に規制したりすることが場合によって
は望ましい。
【０００８】本発明に係わる耐熱性に優れたＴｉ合金の
処理方法は、上記化学成分組成を有するＴｉ合金に対
し、β域での熱処理と、急冷・徐冷もしくは水冷・焼鈍
と、α＋β域での熱間成形と、固溶化熱処理と、時効処
理を施すようにしたことを特徴とするものである。
処理方法は、上記化学成分組成を有するＴｉ合金に対
し、β域での熱処理と、急冷・徐冷もしくは水冷・焼鈍
と、α＋β域での熱間成形と、固溶化熱処理と、時効処
理を施すようにしたことを特徴とするものである。
【０００９】すなわち、本発明に係わる耐熱性に優れた
Ｔｉ合金の処理方法は、請求項６に記載しているよう
に、請求項１ないし５のいずれかに記載のＴｉ合金に対
し、ビレッティング時等の製造工程において、（１）β
変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の
温度のβ域での熱処理と、（２）β域での熱処理後空冷
ないしは空冷以上の速度で７００℃以下まで冷却し、そ
の後空冷ないしは空冷以下の速度で冷却する急冷・徐冷
と、（３）β変態点以下、望ましくはβ変態点−（３０
〜１５０）℃の温度で熱間成形し、その際の成形比を３
以上とするα＋β域での熱間成形と、（４）β変態点±
３０℃での固溶化熱処理と、（５）５７０〜６５０℃で
の時効処理、を施すようにしたことを特徴としている。
Ｔｉ合金の処理方法は、請求項６に記載しているよう
に、請求項１ないし５のいずれかに記載のＴｉ合金に対
し、ビレッティング時等の製造工程において、（１）β
変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の
温度のβ域での熱処理と、（２）β域での熱処理後空冷
ないしは空冷以上の速度で７００℃以下まで冷却し、そ
の後空冷ないしは空冷以下の速度で冷却する急冷・徐冷
と、（３）β変態点以下、望ましくはβ変態点−（３０
〜１５０）℃の温度で熱間成形し、その際の成形比を３
以上とするα＋β域での熱間成形と、（４）β変態点±
３０℃での固溶化熱処理と、（５）５７０〜６５０℃で
の時効処理、を施すようにしたことを特徴としている。
【００１０】同じく、本発明に係わる耐熱性に優れたＴ
ｉ合金の処理方法は、請求項７に記載しているように、
請求項１ないし５のいずれかに記載のＴｉ合金に対し、
ビレッティング時等の製造工程において、（１）β変態
点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の温度
のβ域での熱処理と、（２）β域での熱処理後水冷処理
を行い、続いてひずみ取り焼鈍を行う水冷・焼鈍と、
（３）β変態点以下、望ましくはβ変態点−（３０〜１
５０）℃の温度で熱間成形し、その際の成形比を３以上
とするα＋β域での熱間成形と、（４）β変態点±３０
℃での固溶化熱処理と、（５）５７０〜６５０℃での時
効処理、を施すようにしたことを特徴としている。
ｉ合金の処理方法は、請求項７に記載しているように、
請求項１ないし５のいずれかに記載のＴｉ合金に対し、
ビレッティング時等の製造工程において、（１）β変態
点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の温度
のβ域での熱処理と、（２）β域での熱処理後水冷処理
を行い、続いてひずみ取り焼鈍を行う水冷・焼鈍と、
（３）β変態点以下、望ましくはβ変態点−（３０〜１
５０）℃の温度で熱間成形し、その際の成形比を３以上
とするα＋β域での熱間成形と、（４）β変態点±３０
℃での固溶化熱処理と、（５）５７０〜６５０℃での時
効処理、を施すようにしたことを特徴としている。
【００１１】
【発明の作用】本発明に係わる耐熱性に優れたＴｉ合金
およびその処理方法は、上述した構成を有するものであ
るが、以下に化学成分組成の限定理由ならびに処理条件
の限定理由等について説明する。
およびその処理方法は、上述した構成を有するものであ
るが、以下に化学成分組成の限定理由ならびに処理条件
の限定理由等について説明する。
【００１２】Ａｌ：５．０〜７．０％ Ａｌは主としてα相を強化する元素であり、高温強度を
向上させるのに有効な元素であって、このような作用を
得るために５．０％以上とした。しかし、多すぎると金
属間化合物Ｔｉ３Ａｌが生成し、室温での延性が低下す
るので７．０％以下とした。
向上させるのに有効な元素であって、このような作用を
得るために５．０％以上とした。しかし、多すぎると金
属間化合物Ｔｉ３Ａｌが生成し、室温での延性が低下す
るので７．０％以下とした。
【００１３】Ｓｎ：３．０〜５．０％ Ｓｎはα相およびβ相の両方を強化するのに有効な元素
であり、α相とβ相の両方をバランス良く強化して強度
を向上させるのに有用な元素であって、このような作用
を得るため３．０％以上とした。しかし、多すぎると金
属間化合物（Ｔｉ３Ａｌ等）の生成を助長して室温での
延性を低下させる傾向となるので５．０％以下とした。
であり、α相とβ相の両方をバランス良く強化して強度
を向上させるのに有用な元素であって、このような作用
を得るため３．０％以上とした。しかし、多すぎると金
属間化合物（Ｔｉ３Ａｌ等）の生成を助長して室温での
延性を低下させる傾向となるので５．０％以下とした。
【００１４】Ｚｒ：２．５〜６．０％ Ｚｒはα相およびβ相の両方を強化するのに有効な元素
であり、α相とβ相の両方をバランス良く強化して強度
を向上させるのに有用な元素であって、このような作用
を得るため２．５％以上とした。しかし、多すぎると金
属間化合物（Ｔｉ３Ａｌ等）の生成を助長して室温での
延性を低下させる傾向となるので６．０％以下とした。
であり、α相とβ相の両方をバランス良く強化して強度
を向上させるのに有用な元素であって、このような作用
を得るため２．５％以上とした。しかし、多すぎると金
属間化合物（Ｔｉ３Ａｌ等）の生成を助長して室温での
延性を低下させる傾向となるので６．０％以下とした。
【００１５】Ｍｏ：２．０〜４．０％ Ｍｏは主としてβ相を強化するのに有効な元素であり、
また、熱処理性を向上させるのに有効な元素であるの
で、このような作用を得るために２．０％以上とした。
しかし、多すぎるとクリープ強度が低下するので４．０
％以下とした。
また、熱処理性を向上させるのに有効な元素であるの
で、このような作用を得るために２．０％以上とした。
しかし、多すぎるとクリープ強度が低下するので４．０
％以下とした。
【００１６】Ｓｉ：０．０５〜０．８０％ Ｓｉはケイ素化物を形成し、粒界を強化して強度を向上
させるのに有効な元素であるので、このような作用を得
るために０．０５％以上とした。しかし、多すぎると製
造性を害する傾向となるため０．８０％以下とした。
させるのに有効な元素であるので、このような作用を得
るために０．０５％以上とした。しかし、多すぎると製
造性を害する傾向となるため０．８０％以下とした。
【００１７】Ｃ：０．００１〜０．２００％ Ｃは炭化物を形成し、粒界を強化して強度を向上させる
のに有効な元素であり、さらには、β域直下の等軸α量
の制御を容易にする作用を有する元素でもあるので０．
００１％以上とした。しかし、多すぎると製造性を害す
る傾向となるため０．２００％以下とした。
のに有効な元素であり、さらには、β域直下の等軸α量
の制御を容易にする作用を有する元素でもあるので０．
００１％以上とした。しかし、多すぎると製造性を害す
る傾向となるため０．２００％以下とした。
【００１８】Ｎｂ＋Ｔａ：０．３〜２．０％ Ｎｂ，Ｔａは主としてβ相を強化するのに有効な元素
（ただし、Ｍｏに比べてその効果は若干少ない）であ
り、必要に応じてこれらの１種または２種の合計で０．
３％以上含有させることができるが、多く含有してもそ
れに見合う効果は十分でなく、むしろ合金の比重を増大
させることとなるのでこれらの１種または２種の合計で
２．０％以下とした。
（ただし、Ｍｏに比べてその効果は若干少ない）であ
り、必要に応じてこれらの１種または２種の合計で０．
３％以上含有させることができるが、多く含有してもそ
れに見合う効果は十分でなく、むしろ合金の比重を増大
させることとなるのでこれらの１種または２種の合計で
２．０％以下とした。
【００１９】Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔａ：５．０％以下 Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａは上述したようにいずれも主としてβ
相を強化し、強度の向上に寄与する元素であるが、多く
添加することによって合金の比重が増大することとなる
ので、必要に応じてこれら合計で５．０％以下とするの
がよい。
相を強化し、強度の向上に寄与する元素であるが、多く
添加することによって合金の比重が増大することとなる
ので、必要に応じてこれら合計で５．０％以下とするの
がよい。
【００２０】Ｏ：０．０５〜０．２０％ ＯはＴｉ合金で一般に制御される元素であるが、Ａｌと
同様の作用を有していて主としてα相を強化することに
より高温強度を向上させるのに有効な元素であるので、
このような効果を得るために０．０５％以上、望ましく
は０．０８％以上とした。しかし、多すぎると延性や靭
性を低下させる傾向となるため０．２０％以下、望まし
くは０．１３％以下とした。
同様の作用を有していて主としてα相を強化することに
より高温強度を向上させるのに有効な元素であるので、
このような効果を得るために０．０５％以上、望ましく
は０．０８％以上とした。しかし、多すぎると延性や靭
性を低下させる傾向となるため０．２０％以下、望まし
くは０．１３％以下とした。
【００２１】Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒ：各々０．１０％以下 不純物中においてＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒ含有量を規制するこ
とによって高温クリープ強度をより一層改善することが
可能であると共に耐熱性をより一層向上させることが可
能となるので、各々、０．１０％以下に規制することが
望ましい。
とによって高温クリープ強度をより一層改善することが
可能であると共に耐熱性をより一層向上させることが可
能となるので、各々、０．１０％以下に規制することが
望ましい。
【００２２】β域での熱処理 β域、すなわち、β変態点以上、望ましくはβ変態点＋
（１０〜８０）℃の温度での熱処理は、α＋β型のＴｉ
合金のビレット等を製造する際に一般的に実施される熱
処理であり、本発明においても実施する。
（１０〜８０）℃の温度での熱処理は、α＋β型のＴｉ
合金のビレット等を製造する際に一般的に実施される熱
処理であり、本発明においても実施する。
【００２３】急冷・徐冷または水冷・焼鈍 α＋β型のＴｉ合金のビレットを製造する際、β域での
熱処理は一般的に実施されるものであるが、従来の場
合、冷却は水冷処理としていた。そのため、残留応力が
大であり、場合によっては、水冷処理後に割れ等を発生
することもあった。
熱処理は一般的に実施されるものであるが、従来の場
合、冷却は水冷処理としていた。そのため、残留応力が
大であり、場合によっては、水冷処理後に割れ等を発生
することもあった。
【００２４】そこで、本発明の第１方法では、β域での
熱処理後空冷ないしは空冷以上の速度で７００℃以下ま
で冷却し、その後空冷ないしは空冷以下の速度で冷却す
る急冷・徐冷を行うこととした。
熱処理後空冷ないしは空冷以上の速度で７００℃以下ま
で冷却し、その後空冷ないしは空冷以下の速度で冷却す
る急冷・徐冷を行うこととした。
【００２５】つまり、この第１方法では、粗大な粒界α
を形成しやすい７００℃までは急冷し、その後徐冷を行
うことによって、残留応力を小さなものにするととも
に、冷却後に割れ等の不具合を生じていないものとする
ようにした。
を形成しやすい７００℃までは急冷し、その後徐冷を行
うことによって、残留応力を小さなものにするととも
に、冷却後に割れ等の不具合を生じていないものとする
ようにした。
【００２６】他方、本発明の第２方法では、β域での熱
処理後水冷処理を行い、続いてひずみ取り焼鈍を行う水
冷・焼鈍を行うこととした。
処理後水冷処理を行い、続いてひずみ取り焼鈍を行う水
冷・焼鈍を行うこととした。
【００２７】つまり、この第２方法では、水冷の場合に
残留応力が大きなものとなるので、引続きひずみ取り焼
鈍を実施することによって、残留応力が小さなものとな
るようにした。
残留応力が大きなものとなるので、引続きひずみ取り焼
鈍を実施することによって、残留応力が小さなものとな
るようにした。
【００２８】α＋β域での熱間成形 このα＋β域での熱間成形は、等軸α相を得るために必
要不可欠の工程である。そして、この際の成形温度（鍛
造等の加工温度）が低すぎると製造性が低下し、成形時
に割れ等を生じるおそれがあるので、望ましくは、β変
態点−１５０℃以上とする。
要不可欠の工程である。そして、この際の成形温度（鍛
造等の加工温度）が低すぎると製造性が低下し、成形時
に割れ等を生じるおそれがあるので、望ましくは、β変
態点−１５０℃以上とする。
【００２９】一方、成形温度が高すぎると成形時の内部
発熱で局部的にオーバーヒート組織となるおそれがある
ため、β変態点以下、望ましくはβ変態点−３０℃以下
とする。
発熱で局部的にオーバーヒート組織となるおそれがある
ため、β変態点以下、望ましくはβ変態点−３０℃以下
とする。
【００３０】そしてまた、このα＋β域での熱間成形に
おいては、等軸のα相を十分に得ることができるよう
に、その際の成形比を３以上とする。
おいては、等軸のα相を十分に得ることができるよう
に、その際の成形比を３以上とする。
【００３１】固溶化熱処理 Ｔｉ合金の引張強度，クリープ強度，疲労強度において
バランスの良い特性を得ることができるように、β変態
点の上下近傍、より望ましくはβ変態点±３０℃の範囲
での固溶化熱処理を実施するのが有効である。
バランスの良い特性を得ることができるように、β変態
点の上下近傍、より望ましくはβ変態点±３０℃の範囲
での固溶化熱処理を実施するのが有効である。
【００３２】そして、この固溶化熱処理によって等軸α
量を調整し、クリープ強度を重視するときにはβ域の熱
処理を実施し、疲労強度を重視するときにはα＋β域の
熱処理を実施するのがよい。
量を調整し、クリープ強度を重視するときにはβ域の熱
処理を実施し、疲労強度を重視するときにはα＋β域の
熱処理を実施するのがよい。
【００３３】時効処理 固溶化熱処理後には、強度と延性のバランスをとるため
に時効処理を実施するのがよく、この時効処理において
は５７０〜６５０℃で実施するのが良い。
に時効処理を実施するのがよく、この時効処理において
は５７０〜６５０℃で実施するのが良い。
【００３４】以上説明したようなＴｉ合金の化学成分組
成とし、そしてまたこのＴｉ合金のビレッティング時等
の製造工程において上記した処理を施すことによって、
引張強度，クリープ強度，疲労強度に優れたＴｉ合金を
得ることができ、高温での強度がより一層改善されたも
のとなって耐用温度が上昇することとなり、耐熱性に優
れたＴｉ合金を得ることが可能となる。
成とし、そしてまたこのＴｉ合金のビレッティング時等
の製造工程において上記した処理を施すことによって、
引張強度，クリープ強度，疲労強度に優れたＴｉ合金を
得ることができ、高温での強度がより一層改善されたも
のとなって耐用温度が上昇することとなり、耐熱性に優
れたＴｉ合金を得ることが可能となる。
【００３５】
【実施例】表１および表２に示す化学成分組成の各Ｔｉ
合金について、ビレット製造工程におけるβ域での熱処
理およびこの後の急冷・徐冷もしくは水冷・焼鈍を表３
および表４の「β域焼鈍条件」の欄に示すものとして実
施した。
合金について、ビレット製造工程におけるβ域での熱処
理およびこの後の急冷・徐冷もしくは水冷・焼鈍を表３
および表４の「β域焼鈍条件」の欄に示すものとして実
施した。
【００３６】この「β域焼鈍条件」の欄において、“Ａ
Ｃ”は空冷，“ＷＣ”は水冷、“ＬＡ”は歪取り焼鈍を
施したことを示している。
Ｃ”は空冷，“ＷＣ”は水冷、“ＬＡ”は歪取り焼鈍を
施したことを示している。
【００３７】次いで、上記β域での焼鈍後、同じく表３
および表４の「熱間加工条件」の欄に示す条件で熱間成
形を実施した。この「熱間加工条件」の欄において、例
えば、“４Ｓ”は成形比を４としたことを示している。
および表４の「熱間加工条件」の欄に示す条件で熱間成
形を実施した。この「熱間加工条件」の欄において、例
えば、“４Ｓ”は成形比を４としたことを示している。
【００３８】続いて、表３および表４の「固溶化条件」
の欄に示す条件で固溶化熱処理を施したのち、同じく表
３および表４の「時効条件」の欄に示す条件で時効処理
を実施した。
の欄に示す条件で固溶化熱処理を施したのち、同じく表
３および表４の「時効条件」の欄に示す条件で時効処理
を実施した。
【００３９】続いて、各Ｔｉ合金について、室温および
６００℃での０．２％耐力、室温および６００℃での引
張伸び、５４０℃でのクリープ伸び、４５０℃での疲労
特性を調べたところ、表５および表６に示す結果であっ
た。
６００℃での０．２％耐力、室温および６００℃での引
張伸び、５４０℃でのクリープ伸び、４５０℃での疲労
特性を調べたところ、表５および表６に示す結果であっ
た。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】
【表５】
【００４５】
【表６】
【００４６】表１ないし表６に示すように本発明による
Ｔｉ合金では、強度および延性にすぐれ、高温でのクリ
ープ強度および高温での疲労強度が良好なものであり、
耐用温度が高く、Ｔｉ合金本来の軽量性および耐食性の
ほか耐熱性にも優れたものであった。
Ｔｉ合金では、強度および延性にすぐれ、高温でのクリ
ープ強度および高温での疲労強度が良好なものであり、
耐用温度が高く、Ｔｉ合金本来の軽量性および耐食性の
ほか耐熱性にも優れたものであった。
【００４７】
【発明の効果】本発明による耐熱性に優れたＴｉ合金
は、重量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０
〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜
４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００
１〜０．２００％、Ｏ：：０．０５〜０．２０％、望ま
しくは０．０８〜０．１３％を含み、場合によってはさ
らにＮｂ，Ｔａのうち１種または２種：０．３〜２．０
％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなる化学成分組成
を有するものであるから、引張強度，クリープ強度，疲
労強度に優れたものであり、高温での強度がより一層改
善されたものとなって、軽量性，耐食性に優れたＴｉ合
金において耐熱性のより一層の向上を実現することが可
能であるという著しく優れた効果がもたらされ、不純物
中においてＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒをそれぞれ０．１０％以下
に規制したものとすることによって、クリープ強度をよ
り一層改善し、耐熱性をさらに向上させることが可能で
あるという著しく優れた効果がもたらされる。
は、重量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０
〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜
４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００
１〜０．２００％、Ｏ：：０．０５〜０．２０％、望ま
しくは０．０８〜０．１３％を含み、場合によってはさ
らにＮｂ，Ｔａのうち１種または２種：０．３〜２．０
％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなる化学成分組成
を有するものであるから、引張強度，クリープ強度，疲
労強度に優れたものであり、高温での強度がより一層改
善されたものとなって、軽量性，耐食性に優れたＴｉ合
金において耐熱性のより一層の向上を実現することが可
能であるという著しく優れた効果がもたらされ、不純物
中においてＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒをそれぞれ０．１０％以下
に規制したものとすることによって、クリープ強度をよ
り一層改善し、耐熱性をさらに向上させることが可能で
あるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００４８】本発明に係わる耐熱性に優れたＴｉ合金の
処理方法は、上記化学成分組成になるＴｉ合金に対し、
（１）β変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８
０）℃の温度のβ域での熱処理と、（２）β域での熱処
理後空冷ないしは空冷以上の速度で７００℃以下まで冷
却し、その後空冷ないしは空冷以下の速度で冷却する急
冷・徐冷、あるいは、β域での熱処理後水冷処理を行い
続いてひずみ取り焼鈍を行う水冷・焼鈍と、（３）β変
態点以下、望ましくはβ変態点−（３０〜１５０）℃の
温度で熱間成形し、その際の成形比を３以上とするα＋
β域での熱間成形と、（４）β変態点±３０℃での固溶
化熱処理と、（５）５７０〜６５０℃での時効処理、を
施すようにしたから、引張強度，クリープ強度，疲労強
度に優れ、耐熱性がより一層改善されたＴｉ合金を得る
ことが可能であるという著しく優れた効果がもたらされ
る。
処理方法は、上記化学成分組成になるＴｉ合金に対し、
（１）β変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８
０）℃の温度のβ域での熱処理と、（２）β域での熱処
理後空冷ないしは空冷以上の速度で７００℃以下まで冷
却し、その後空冷ないしは空冷以下の速度で冷却する急
冷・徐冷、あるいは、β域での熱処理後水冷処理を行い
続いてひずみ取り焼鈍を行う水冷・焼鈍と、（３）β変
態点以下、望ましくはβ変態点−（３０〜１５０）℃の
温度で熱間成形し、その際の成形比を３以上とするα＋
β域での熱間成形と、（４）β変態点±３０℃での固溶
化熱処理と、（５）５７０〜６５０℃での時効処理、を
施すようにしたから、引張強度，クリープ強度，疲労強
度に優れ、耐熱性がより一層改善されたＴｉ合金を得る
ことが可能であるという著しく優れた効果がもたらされ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９２Ａ ６９４ ６９４Ｂ ６９４Ａ
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓ
ｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍ
ｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、Ｏ：：０．０５〜０．
２０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなることを特
徴とする耐熱性に優れたＴｉ合金。 - 【請求項２】 重量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓ
ｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍ
ｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、Ｏ：：０．０５〜０．
２０％、Ｎｂ，Ｔａのうち１種または２種：０．３〜
２．０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなることを
特徴とする耐熱性に優れたＴｉ合金。 - 【請求項３】 Ｏ：０．０８〜０．１３％である請求項
１または２に記載の耐熱性に優れたＴｉ合金。 - 【請求項４】 不純物中においてＦｅ，Ｎｉ，Ｃｒをそ
れぞれ０．１０％以下に規制した請求項１ないし３のい
ずれかに記載の耐熱性に優れたＴｉ合金。 - 【請求項５】 Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔａ：５．０％以下にした
請求項２に記載の耐熱性に優れたＴｉ合金。 - 【請求項６】 請求項１ないし５のいずれかに記載のＴ
ｉ合金に対し、（１）β変態点以上、望ましくはβ変態
点＋（１０〜８０）℃の温度のβ域での熱処理と、
（２）β域での熱処理後空冷ないしは空冷以上の速度で
７００℃以下まで冷却し、その後空冷ないしは空冷以下
の速度で冷却する急冷・徐冷と、（３）β変態点以下、
望ましくはβ変態点−（３０〜１５０）℃の温度で熱間
成形し、その際の成形比を３以上とするα＋β域での熱
間成形と、（４）β変態点±３０℃での固溶化熱処理
と、（５）５７０〜６５０℃での時効処理、を施すこと
を特徴とする耐熱性に優れたＴｉ合金の処理方法。 - 【請求項７】 請求項１ないし５のいずれかに記載のＴ
ｉ合金に対し、（１）β変態点以上、望ましくはβ変態
点＋（１０〜８０）℃の温度のβ域での熱処理と、
（２）β域での熱処理後水冷処理を行い、続いてひずみ
取り焼鈍を行う水冷・焼鈍と、（３）β変態点以下、望
ましくはβ変態点−（３０〜１５０）℃の温度で熱間成
形し、その際の成形比を３以上とするα＋β域での熱間
成形と、（４）β変態点±３０℃での固溶化熱処理と、
（５）５７０〜６５０℃での時効処理、を施すことを特
徴とする耐熱性に優れたＴｉ合金の処理方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34964896A JP3959766B2 (ja) | 1996-12-27 | 1996-12-27 | 耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法 |
| US08/996,198 US5922274A (en) | 1996-12-27 | 1997-12-22 | Titanium alloy having good heat resistance and method of producing parts therefrom |
| EP97310540A EP0851036A1 (en) | 1996-12-27 | 1997-12-23 | Titanium alloy and method of producing parts therefrom |
| US09/261,388 US6284071B1 (en) | 1996-12-27 | 1999-03-03 | Titanium alloy having good heat resistance and method of producing parts therefrom |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34964896A JP3959766B2 (ja) | 1996-12-27 | 1996-12-27 | 耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10195563A true JPH10195563A (ja) | 1998-07-28 |
| JP3959766B2 JP3959766B2 (ja) | 2007-08-15 |
Family
ID=18405164
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34964896A Expired - Lifetime JP3959766B2 (ja) | 1996-12-27 | 1996-12-27 | 耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5922274A (ja) |
| EP (1) | EP0851036A1 (ja) |
| JP (1) | JP3959766B2 (ja) |
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