JPH1121642A - 高温で使用できるチタンアルミニウム化物 - Google Patents
高温で使用できるチタンアルミニウム化物Info
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- JPH1121642A JPH1121642A JP10053584A JP5358498A JPH1121642A JP H1121642 A JPH1121642 A JP H1121642A JP 10053584 A JP10053584 A JP 10053584A JP 5358498 A JP5358498 A JP 5358498A JP H1121642 A JPH1121642 A JP H1121642A
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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
- 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
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来のチタン合金よりもすぐれた特性を示す
チタン−アルミニウム合金を得る。 【解決手段】 少なくとも本質的にはTi、Al、N
b、TaおよびMoからなり、上記各元素と珪素の、原
子に換算した相対量が下記の範囲にあるTi2AlX型
合金。 Al:20〜25% Nb:10〜14% Ta:1.4〜5% Mo:2〜4% Si:0〜0.5% Ti:100%に対する残部
チタン−アルミニウム合金を得る。 【解決手段】 少なくとも本質的にはTi、Al、N
b、TaおよびMoからなり、上記各元素と珪素の、原
子に換算した相対量が下記の範囲にあるTi2AlX型
合金。 Al:20〜25% Nb:10〜14% Ta:1.4〜5% Mo:2〜4% Si:0〜0.5% Ti:100%に対する残部
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、一般にチタンアル
ミニウム化物として知られ、主にチタンとアルミニウム
からなる合金に関する。
ミニウム化物として知られ、主にチタンとアルミニウム
からなる合金に関する。
【0002】
【従来の技術】チタン合金はガスタービンエンジンに広
く使用されているが、用途は依然として限られている。
というのは、使用温度が600℃を越えると、機械的強
度が低下するため、600℃を越える温度では使用でき
ないためである。過去20年にわたって、強度を改善す
る規則構造によって高温で使用できるチタン合金を開発
することを目的として数多くの研究がなされてきた。チ
タンアルミニドとして知られているこれら新合金には主
に2つの形、Ti3Al形(規則α2相)およびTiAl
形(規則γ相)がある。これら研究のもう一つの目的
は、チタン合金が使用できる温度を超える温度で使用さ
れる部品に関してエンジンの大幅な重量削減を反映し
て、ニッケル超合金を少なくとも一部置換することであ
る。これら新合金が目的としている主用途はターボ装置
類のHP圧縮機である。さらに、高温で使用できると、
圧縮機の出力が改善し、比消費量を下げる好影響が得ら
れる。
く使用されているが、用途は依然として限られている。
というのは、使用温度が600℃を越えると、機械的強
度が低下するため、600℃を越える温度では使用でき
ないためである。過去20年にわたって、強度を改善す
る規則構造によって高温で使用できるチタン合金を開発
することを目的として数多くの研究がなされてきた。チ
タンアルミニドとして知られているこれら新合金には主
に2つの形、Ti3Al形(規則α2相)およびTiAl
形(規則γ相)がある。これら研究のもう一つの目的
は、チタン合金が使用できる温度を超える温度で使用さ
れる部品に関してエンジンの大幅な重量削減を反映し
て、ニッケル超合金を少なくとも一部置換することであ
る。これら新合金が目的としている主用途はターボ装置
類のHP圧縮機である。さらに、高温で使用できると、
圧縮機の出力が改善し、比消費量を下げる好影響が得ら
れる。
【0003】特に、Ti3Al型 のチタンアルミニウム
化物が研究対象になっているが、このチタンアルミニウ
ム化物は2相α2(規則六方晶) +β(立方晶)組織を
特徴とする。これら合金の場合、アルミニウムはα2相
を安定化する性質を有する。また、存在することがある
他の元素、特にニオブ、バナジウム、モリブデンおよび
タンタルはβ相を安定化する性質を有する。
化物が研究対象になっているが、このチタンアルミニウ
ム化物は2相α2(規則六方晶) +β(立方晶)組織を
特徴とする。これら合金の場合、アルミニウムはα2相
を安定化する性質を有する。また、存在することがある
他の元素、特にニオブ、バナジウム、モリブデンおよび
タンタルはβ相を安定化する性質を有する。
【0004】米国特許明細書第4,292,077号で
は、Ti−Al−Nb三元合金組成の使用特性に及ぼす
影響について検討し、アルミニウム24%およびニオブ
11%を含むα2 として知られている合金(現在利用さ
れている表記法で表記するとTi−24Al−11Nb
である。特に断らない限り、原子%である)が、アルミ
ニウムによる高温クリープ強さとニオブによる延性の間
で最良の折衷物を与えることを開示している。上記公報
に記載された発明の発明者によれば、ニオブを4%の水
準でバナジウムによって置換すると、同一規格の機械的
特性を維持したまま、あるいは改善した状態で、合金重
量を削減できる。
は、Ti−Al−Nb三元合金組成の使用特性に及ぼす
影響について検討し、アルミニウム24%およびニオブ
11%を含むα2 として知られている合金(現在利用さ
れている表記法で表記するとTi−24Al−11Nb
である。特に断らない限り、原子%である)が、アルミ
ニウムによる高温クリープ強さとニオブによる延性の間
で最良の折衷物を与えることを開示している。上記公報
に記載された発明の発明者によれば、ニオブを4%の水
準でバナジウムによって置換すると、同一規格の機械的
特性を維持したまま、あるいは改善した状態で、合金重
量を削減できる。
【0005】モリブデンおよびバナジウムの両者を導入
することによって、強度/延性の調和をとることも提案
されている。モリブデンにより引張強さおよびクリープ
強さはα2 合金より強くなり、バナジウムにより延性が
維持できる上に、合金重量を削減できる。例えば、米国
特許明細書第4,716,020号はアルミニウム25
%、ニオブ10%、バナジウム3%およびモリブデン1
%を含む、Superα2 として知られている合金を開
示している。しかし、この合金には、最終引張応力が小
さいという大きな欠点がある。さらに、一部構造的に不
安定なため、565〜675℃の範囲にある温度に数百
時間も暴露されると、その延性を失うことになる。ま
た、米国特許明細書第4,788,035号には、ニオ
ブの量を減らし、タンタルを導入することが、特にTi
−23Al−7Ta−3Nb−1Vの組成が開示されて
いる。この合金はクリープ強さが特に優れていることが
記載されているが、周囲温度における延性については何
も記載がない。以上の合金は、熱間・冷間強さや延性を
同時に満足せず、またガスタービンに使用できる程十分
なクリープ強さも有していない。
することによって、強度/延性の調和をとることも提案
されている。モリブデンにより引張強さおよびクリープ
強さはα2 合金より強くなり、バナジウムにより延性が
維持できる上に、合金重量を削減できる。例えば、米国
特許明細書第4,716,020号はアルミニウム25
%、ニオブ10%、バナジウム3%およびモリブデン1
%を含む、Superα2 として知られている合金を開
示している。しかし、この合金には、最終引張応力が小
さいという大きな欠点がある。さらに、一部構造的に不
安定なため、565〜675℃の範囲にある温度に数百
時間も暴露されると、その延性を失うことになる。ま
た、米国特許明細書第4,788,035号には、ニオ
ブの量を減らし、タンタルを導入することが、特にTi
−23Al−7Ta−3Nb−1Vの組成が開示されて
いる。この合金はクリープ強さが特に優れていることが
記載されているが、周囲温度における延性については何
も記載がない。以上の合金は、熱間・冷間強さや延性を
同時に満足せず、またガスタービンに使用できる程十分
なクリープ強さも有していない。
【0006】米国特許明細書第5,032,357号に
は、ニオブ含有率が18%を超えたO相として知られ、
金属間化合物Ti2AlNb に対応する規則相である斜
方晶相をもつ合金が開示されている。この相では、結晶
位置を主に占めているのはNbであり、α2 相における
TiおよびNbではない。O相は、Ti−25Al−1
2.5NbからTi−25Al−30Nbに至る広い組
成範囲にわたって認められている。Al含有率が低く
(20〜24%)なると、合金が2相β0+Oとなり、
β+α2合金と顕微鏡組織が同じになる。ただし、変態
運動が遅いので、組織は一般にはより微細である。β0
相は、ここでは、B2 型β相の規則組織に対応する。こ
のように、斜方晶合金は2つの群、組成Ti2AlNb
と同様なO単相合金と、アルミニウムにおいて化学量論
的なβ0+O2相合金とに分けることができる。O単相
合金のカテゴリーに属する合金の場合、例えばTi−2
4.5Al−23.5Nb合金の場合、クリープ強さが
大きいことが特徴である。また、β0 +O2相合金のカ
テゴリーに属する合金の場合、例えばTi−22Al−
27Nb合金の場合、理にかなった延性を維持したま
ま、高い強度を示すことが特徴である。従って、クリー
プ強さを優先するか、あるいは機械的強度を優先するか
に応じて、2種類の合金、すなわちTi−24.5Al
−23.5Nb(O)およびTi−22Al−27Nb
(β0 +O)を使い分けることが望ましい。
は、ニオブ含有率が18%を超えたO相として知られ、
金属間化合物Ti2AlNb に対応する規則相である斜
方晶相をもつ合金が開示されている。この相では、結晶
位置を主に占めているのはNbであり、α2 相における
TiおよびNbではない。O相は、Ti−25Al−1
2.5NbからTi−25Al−30Nbに至る広い組
成範囲にわたって認められている。Al含有率が低く
(20〜24%)なると、合金が2相β0+Oとなり、
β+α2合金と顕微鏡組織が同じになる。ただし、変態
運動が遅いので、組織は一般にはより微細である。β0
相は、ここでは、B2 型β相の規則組織に対応する。こ
のように、斜方晶合金は2つの群、組成Ti2AlNb
と同様なO単相合金と、アルミニウムにおいて化学量論
的なβ0+O2相合金とに分けることができる。O単相
合金のカテゴリーに属する合金の場合、例えばTi−2
4.5Al−23.5Nb合金の場合、クリープ強さが
大きいことが特徴である。また、β0 +O2相合金のカ
テゴリーに属する合金の場合、例えばTi−22Al−
27Nb合金の場合、理にかなった延性を維持したま
ま、高い強度を示すことが特徴である。従って、クリー
プ強さを優先するか、あるいは機械的強度を優先するか
に応じて、2種類の合金、すなわちTi−24.5Al
−23.5Nb(O)およびTi−22Al−27Nb
(β0 +O)を使い分けることが望ましい。
【0007】米国特許明細書第5,205,984号に
は、さらに、上記の新規なカテゴリーの斜方晶合金にお
いて、元素バナジウムをニオブによって一部置換するこ
とが記載されている。得られた四元合金は、バナジウム
が耐酸化性に悪影響をもつことを考えるなら、三元合金
と比較した場合、それほどの利点をもつとは考えられな
い。三元斜方晶合金の場合、ニオブ含有率が高く、密度
がかなり高い(5.3)ため、産業上の用途が限られる
程度の物理的および機械的特性をもっているに過ぎな
い。さらに、これら合金は焼なまし処理を長く続ける
と、強度損失が著しい。815℃程度で焼なまし処理時
間が1時間から4時間に延びる場合、760℃で第2回
目の焼なまし処理を100時間行なうと、Ti−22A
l−27Nb合金の場合、弾性限界内で300MPaの
損失が生じる。また、合金組成を調整したり、あるいは
熱処理を加えても、冷間延性とクリープ強さとの妥協点
を取るのが難しい。
は、さらに、上記の新規なカテゴリーの斜方晶合金にお
いて、元素バナジウムをニオブによって一部置換するこ
とが記載されている。得られた四元合金は、バナジウム
が耐酸化性に悪影響をもつことを考えるなら、三元合金
と比較した場合、それほどの利点をもつとは考えられな
い。三元斜方晶合金の場合、ニオブ含有率が高く、密度
がかなり高い(5.3)ため、産業上の用途が限られる
程度の物理的および機械的特性をもっているに過ぎな
い。さらに、これら合金は焼なまし処理を長く続ける
と、強度損失が著しい。815℃程度で焼なまし処理時
間が1時間から4時間に延びる場合、760℃で第2回
目の焼なまし処理を100時間行なうと、Ti−22A
l−27Nb合金の場合、弾性限界内で300MPaの
損失が生じる。また、合金組成を調整したり、あるいは
熱処理を加えても、冷間延性とクリープ強さとの妥協点
を取るのが難しい。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記Ti3
AlおよびTi2AlNbの範疇に属する合金よりも比
引張強さおよびクリープ強さが高く、650℃を超える
温度で使用でき、しかも20℃における延性が満足のい
く延性であるチタンアルミニウム化物を製造することで
ある。本発明の別な目的は、650℃以上の温度で優れ
た引張強さおよびクリープ強さを兼ね備え、同時に20
℃における変形能が高いため、製造および使用が容易な
Ti2AlX形合金を提供することである。
AlおよびTi2AlNbの範疇に属する合金よりも比
引張強さおよびクリープ強さが高く、650℃を超える
温度で使用でき、しかも20℃における延性が満足のい
く延性であるチタンアルミニウム化物を製造することで
ある。本発明の別な目的は、650℃以上の温度で優れ
た引張強さおよびクリープ強さを兼ね備え、同時に20
℃における変形能が高いため、製造および使用が容易な
Ti2AlX形合金を提供することである。
【0009】
【課題を解決するための手段】本発明の目的は、一方で
は、狭い範囲の合金組成によって、他方ではこれら合金
組成を活かすことが可能な変態方法によって実現でき
る。すなわち、本発明は少なくとも本質的にはTi、A
l、Nb、TaおよびMoからなり、上記各元素とケイ
素の、原子に換算した相対量が下記の範囲にあるTi2
AlX型合金を提供するものである。 Al:20〜25% Nb:10〜14% Ta:1.4〜5% Mo:2〜4% Si:0〜0.5% Ti:100%に対する残部 元素Ti、Al、Nb、Ta、MoおよびSiに加え
て、本発明の合金はFeなどの他の元素を低濃度で、好
ましくは1%未満の濃度で含有できる。
は、狭い範囲の合金組成によって、他方ではこれら合金
組成を活かすことが可能な変態方法によって実現でき
る。すなわち、本発明は少なくとも本質的にはTi、A
l、Nb、TaおよびMoからなり、上記各元素とケイ
素の、原子に換算した相対量が下記の範囲にあるTi2
AlX型合金を提供するものである。 Al:20〜25% Nb:10〜14% Ta:1.4〜5% Mo:2〜4% Si:0〜0.5% Ti:100%に対する残部 元素Ti、Al、Nb、Ta、MoおよびSiに加え
て、本発明の合金はFeなどの他の元素を低濃度で、好
ましくは1%未満の濃度で含有できる。
【0010】
【発明の実施の形態】本発明合金のいくつかの実施態様
を以下に示す。本発明合金はニオブ等価物を原子換算で
21〜32%含有してもよい。ニオブ等価物は、ニオブ
量に、ニオブに相当する元素のβ発生能に対応する係数
によって修正した、β相に寄与する合金の他の元素の量
を加えることによって得られる。このように、Taのβ
発生能がニオブに等しく、そしてMoのそれがニオブの
3倍なので、1%のTaおよび1%のMoはそれぞれ1
%および3%のニオブ等価物に相当する。
を以下に示す。本発明合金はニオブ等価物を原子換算で
21〜32%含有してもよい。ニオブ等価物は、ニオブ
量に、ニオブに相当する元素のβ発生能に対応する係数
によって修正した、β相に寄与する合金の他の元素の量
を加えることによって得られる。このように、Taのβ
発生能がニオブに等しく、そしてMoのそれがニオブの
3倍なので、1%のTaおよび1%のMoはそれぞれ1
%および3%のニオブ等価物に相当する。
【0011】また、上記相対量が下記の範囲にあるのが
好ましい。 Al:21〜23% Nb:12〜14% Ta:4〜5% Mo:3% Ti:100%に対する残部 さらに、上記相対量が下記の値であることが好ましい。 Al:22% Nb:13% Ta: 5% Mo: 3% Ti:57% また、本発明は、耐クリープ性の単相組織を形成するの
に好適な温度で圧出処理してから、800〜920℃の
範囲で少なくとも4時間焼なまし処理して、延性に有利
に寄与する安定なβ0 +O2相組織を形成することから
なる、上記合金の変態方法を提供するものである。な
お、圧出処理によってほぼ50℃の断熱加熱が発生す
る。このように、単相組織の形成に好適な温度は、少な
くとも、断熱加熱に対応するほぼ50℃だけ低くなった
合金のβトランザス温度に等しい。
好ましい。 Al:21〜23% Nb:12〜14% Ta:4〜5% Mo:3% Ti:100%に対する残部 さらに、上記相対量が下記の値であることが好ましい。 Al:22% Nb:13% Ta: 5% Mo: 3% Ti:57% また、本発明は、耐クリープ性の単相組織を形成するの
に好適な温度で圧出処理してから、800〜920℃の
範囲で少なくとも4時間焼なまし処理して、延性に有利
に寄与する安定なβ0 +O2相組織を形成することから
なる、上記合金の変態方法を提供するものである。な
お、圧出処理によってほぼ50℃の断熱加熱が発生す
る。このように、単相組織の形成に好適な温度は、少な
くとも、断熱加熱に対応するほぼ50℃だけ低くなった
合金のβトランザス温度に等しい。
【0012】本発明の方法では、圧出処理に先立って、
合金のβ−トランザス温度未満の温度で等温鍛造処理を
行なうことができる。
合金のβ−トランザス温度未満の温度で等温鍛造処理を
行なうことができる。
【0013】さらに、本発明は、場合によっては上記方
法で変態した、上記合金から製造したターボ装置部品を
提供することも目的とする。本発明の特徴および作用効
果は、添付図面について以下に与える詳細な説明から明
らかになるはずである。図1および図2は、本発明合金
と公知合金を比較した特性図である。重量200gの小
さなインゴットまたは重量が1.6kgのインゴットと
してアーク溶解または浮遊溶解によって鋳造した合金の
製造について、以下実施例によって説明する。
法で変態した、上記合金から製造したターボ装置部品を
提供することも目的とする。本発明の特徴および作用効
果は、添付図面について以下に与える詳細な説明から明
らかになるはずである。図1および図2は、本発明合金
と公知合金を比較した特性図である。重量200gの小
さなインゴットまたは重量が1.6kgのインゴットと
してアーク溶解または浮遊溶解によって鋳造した合金の
製造について、以下実施例によって説明する。
【0014】
実施例1 本実施例は、上記のTi−22Al−27Nb系公知合
金に関するもので、異なる加工熱処理の作用を評価する
ものである。1,040℃でこの合金を金属組織学的に
調べた。比較のために、この合金について2種類の加工
熱処理を行なった。すなわち、第1の加工熱処理では、
980℃の温度で等温鍛造を行い、減厚率を85%にす
る。第2の加工熱処理では、圧出温度1100℃、圧出
比1:9で圧出処理する。等温鍛造では、文献で推奨さ
れている熱処理条件、すなわち、まずB2単相範囲の温
度、この例では1065℃で溶体化処理してから、9℃
/秒の速度で穏和な空冷を行なう。次に、2重焼鈍処理
を行なって、変態β0 −> β0+Oに従ってマトリック
スを微細に分解する。焼鈍処理は、870℃で4時間焼
なまし処理してから、650℃で100時間焼鈍処理す
る。圧出処理後、この2重焼鈍処理を実施して、同じβ
0 −>β0+O相変態状態について2つの変態工程を比
較した。
金に関するもので、異なる加工熱処理の作用を評価する
ものである。1,040℃でこの合金を金属組織学的に
調べた。比較のために、この合金について2種類の加工
熱処理を行なった。すなわち、第1の加工熱処理では、
980℃の温度で等温鍛造を行い、減厚率を85%にす
る。第2の加工熱処理では、圧出温度1100℃、圧出
比1:9で圧出処理する。等温鍛造では、文献で推奨さ
れている熱処理条件、すなわち、まずB2単相範囲の温
度、この例では1065℃で溶体化処理してから、9℃
/秒の速度で穏和な空冷を行なう。次に、2重焼鈍処理
を行なって、変態β0 −> β0+Oに従ってマトリック
スを微細に分解する。焼鈍処理は、870℃で4時間焼
なまし処理してから、650℃で100時間焼鈍処理す
る。圧出処理後、この2重焼鈍処理を実施して、同じβ
0 −>β0+O相変態状態について2つの変態工程を比
較した。
【0015】20℃および65℃で行なった引張試験の
結果、すなわち伸び率0.2%時の応力R0.2%(M
Pa)、最大応力R(MPa)および全伸び率(%)を
表1に示す。圧出変態工程(表1の第2行および第5
行)では、機械的特性は等温鍛造変態工程よりも実質的
に優れている。20℃および650℃における各弾性限
界は2つの変態工程について比較的近く、顕微鏡組織の
等価純度によく一致しているが、その一方で延性は、圧
出後高くなったのと同じ程度鍛造後も期待外れであるこ
とがわかる。
結果、すなわち伸び率0.2%時の応力R0.2%(M
Pa)、最大応力R(MPa)および全伸び率(%)を
表1に示す。圧出変態工程(表1の第2行および第5
行)では、機械的特性は等温鍛造変態工程よりも実質的
に優れている。20℃および650℃における各弾性限
界は2つの変態工程について比較的近く、顕微鏡組織の
等価純度によく一致しているが、その一方で延性は、圧
出後高くなったのと同じ程度鍛造後も期待外れであるこ
とがわかる。
【0016】
【表1】 実施例 合金種類 焼 鈍 温度 R0.2% RMAX 全伸び率 時間(h)/温度(℃) (℃) (MPa) (MPa) (%) 1 Ti-22Al-27Nb 鍛造 4h/870 +1OO h/650 20 932 959 0.67 Ti-22Al-27Nb 圧出 4h/870 +100 h/650 20 995 1130 9.04 Ti-22Al-27Nb 鍛造圧出 150h/760 20 976 1079 5.1 Ti-22Al-27Nb 鍛造 4h/870 +1OOh/650 650 729 827 3.96 Ti-22Al-27Nb 圧出 4h/870 +1OOh/650 650 740 845 8.43 Ti-22Al-27Nb 50h/760 +100h/650 650 800 945 10.7 2 Ti-21Al-21Nb なし 20 1241 1316 2.35 Ti-21Al-21Nb 48h/800 20 1017 1225 8.59 Ti-21Al-21Nb 48h/800 650 718 825 6.61 3 Ti-27Al-21Nb 48h/800 20 755 810 0.7 Ti-27Al-21Nb 48h/800 650 622 766 4.43 4 Ti-24Al-21Nb 48h/800 20 886 1017 4.64 Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta 48h/800 20 1334 1436 1.86 Ti-24Al-21Nb 48h/800 650 670 795 5.52 Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta 48h/800 650 1076 1137 0.98 5 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48h/800 20 275 1362 1.4 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48h/800 650 884 967 2.54 6 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48h/800 20 1294 1443 3.69 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48h/800 650 1001 1053 1.63 7 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出比 1:5) 20 1243 1390 3.82 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出比 1:16) 20 1294 1443 3.69 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出比 1:35) 20 1303 1411 2.11 8 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出温度 1100℃) 20 1303 1411 2.11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出温度 980℃) 20 1279 1461 7.65 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出温度 1100℃) 650 1031 1111 3.51 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出温度 980℃) 650 1004 1087 2.82 9 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48h/800 20 1239 1408 3.79 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48h/800 20 1303 1411 2.11 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48h/800 20 1315 1444 3 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48h/800 650 958 1042 4.1 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48h/800 650 1031 1111 3.51 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48h/800 650 1037 1092 2.05 10 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48h/800 20 1303 1411 2.11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 24h/815+100h/760 20 1284 1457 3.45 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 4h/920 20 1228 1254 7.45 11 Ti-21Al-21Nb 20 1017 1225 8.59 Ti-21Al-21Nb (均質化) 20 1002 1166 2.62 Ti-21Al-21Nb 650 718 825 6.61 Ti-21Al-21Nb (均質化) 650 584 699 10.9 12 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出−焼鈍) 20 1303 1411 2.11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (鍛造-圧出-焼鈍) 20 1373 1505 3.43 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出−焼鈍) 650 1031 1111 3.51 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (鍛造-圧出-焼鈍) 650 1081 1211 2.67
【0017】また、表2に650℃および315MPa
におけるクリープ試験結果、すなわち0.2%変形およ
び1%の変形に必要な時間、およびクリープ率を示す。
さらに、合金の圧出後の650℃および315MPaに
おけるクリープ寿命は214時間であるのに対して、鍛
造後のそれはわずか78時間に過ぎず、ほぼ1/3であ
る。ただし、クリープ率は同等である。
におけるクリープ試験結果、すなわち0.2%変形およ
び1%の変形に必要な時間、およびクリープ率を示す。
さらに、合金の圧出後の650℃および315MPaに
おけるクリープ寿命は214時間であるのに対して、鍛
造後のそれはわずか78時間に過ぎず、ほぼ1/3であ
る。ただし、クリープ率は同等である。
【0018】
【表2】 実施例 合金種類 焼 鈍 応力 時間0.2% 時間1% 速度 時間(h)/温度(℃) (MPa) (時) (時) (10-8/秒) 1 Ti-22Al-27Nb 鍛造 4h/870 +1OOh/650 315 2 37 4.2 Ti-22Al-27Nb 圧出 4h/870 +100h/650 315 3.5 36 5.5 Ti-22Al-27Nb 815 +100h/760 315 6 2 Ti-21Al-21Nb 48h/800 200 5.5 148 1.1 3 Ti-27Al-21Nb 48h/800 315 30 695 0.35 4 Ti-24Al-11Nb-3M0-1Ta 48h/800 315 38 1600 0.09 5 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48h/800 315 2 101 1.1 6 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48h/800 315 11 281 0.5 7 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出比 1:16) 315 11 281 0.5 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出比 1:35) 315 18 402 0.45 8 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出温度 1100℃) 315 18 402 0.45 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出温度 980℃) 315 6 151 0.9 9 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48h/800 315 3 85 1 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48h/800 315 18 402 0.45 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48h/800 315 8 181 0.42 11 Ti-21Al-21Nb 200 5.5 148 1.1 Ti-21Al-21Nb (均質化) 200 1 24 5 12 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (圧出-焼鈍) 315 18 402 0.45 Ti-22A1-13Nb-5Ta-3Mo (鍛造-圧出-焼鈍) 315 23.5 0.09
【0019】表1の第3行に、文献に記載されている延
性に関して最良の結果を示すが、これは975℃で鍛造
処理+圧出処理してから、1000℃で1時間溶体化処
理した後に、空気焼入れし、760℃で150時間焼鈍
した場合に相当する。20℃における弾性限界は、本実
施例で得られた弾性限界と同じであるが、周囲温度にお
ける伸び率は5%程度で、本実施例の半分である。な
お、実験に用いたインゴットのアルミニウム含有率は公
称値より小さく、ほぼ21%であり、これが延性の改善
に一部寄与したもの考えられる。クリープに関しては、
815℃および760℃で2重焼鈍した後に、文献通
り、最良の結果が得られる。なお、後者の温度における
保持時間は100時間である。
性に関して最良の結果を示すが、これは975℃で鍛造
処理+圧出処理してから、1000℃で1時間溶体化処
理した後に、空気焼入れし、760℃で150時間焼鈍
した場合に相当する。20℃における弾性限界は、本実
施例で得られた弾性限界と同じであるが、周囲温度にお
ける伸び率は5%程度で、本実施例の半分である。な
お、実験に用いたインゴットのアルミニウム含有率は公
称値より小さく、ほぼ21%であり、これが延性の改善
に一部寄与したもの考えられる。クリープに関しては、
815℃および760℃で2重焼鈍した後に、文献通
り、最良の結果が得られる。なお、後者の温度における
保持時間は100時間である。
【0020】実施例2 本実施例では、ニオブの量を21%まで減らして、合金
の相対密度を現在利用されているチタン合金の相対密度
範囲にした。βトランザスよりもわずかに高い温度、す
なわち1100℃、圧出比1:16で組成がTi−21
Al−21Nbの合金を圧出処理した。安定化処理とし
て、焼鈍処理を800℃で48時間行なった。なお、文
献からよく知られているように、1時間の焼鈍処理では
これら三元合金を十分に安定化できない。本実施例で
は、特に断らない限り、試料全部についてあらかじめ8
00℃で48時間焼なまし処理してから、引張試験およ
びクリープ試験を行なった。表1および表2に、それぞ
れ20℃および650℃における引張試験の結果、およ
び650℃および200MPaにおけるクリープ試験の
結果を示す。さらに、完全ではない圧出状態において周
囲温度で引張試験を行なった。800℃で48時間焼な
まし処理した場合、弾性限界の損失はほぼ200MPa
で、延性は2.3%から8.6%に上昇することがわか
る。Ti−21Al−21Nb合金のこれら結果はTi
−22Al−27Nb合金の結果と完全に一致するが、
650℃ではそれ自体の強度および延性がともに低くな
る。さらに、低いニオブ含有率は熱間特性を劣化すると
いう意味では、クリープ試験の結果は熱間張力の結果に
一致する。すなわち、650℃および200MPaにお
けるクリープに関しては、0.2%の伸び率に達するの
に必要な時間は5.5時間である。換言すれば、上記以
上で315MPaに等しい応力をもつTi−22Al−
27Nb合金で得られる時間と同じである。
の相対密度を現在利用されているチタン合金の相対密度
範囲にした。βトランザスよりもわずかに高い温度、す
なわち1100℃、圧出比1:16で組成がTi−21
Al−21Nbの合金を圧出処理した。安定化処理とし
て、焼鈍処理を800℃で48時間行なった。なお、文
献からよく知られているように、1時間の焼鈍処理では
これら三元合金を十分に安定化できない。本実施例で
は、特に断らない限り、試料全部についてあらかじめ8
00℃で48時間焼なまし処理してから、引張試験およ
びクリープ試験を行なった。表1および表2に、それぞ
れ20℃および650℃における引張試験の結果、およ
び650℃および200MPaにおけるクリープ試験の
結果を示す。さらに、完全ではない圧出状態において周
囲温度で引張試験を行なった。800℃で48時間焼な
まし処理した場合、弾性限界の損失はほぼ200MPa
で、延性は2.3%から8.6%に上昇することがわか
る。Ti−21Al−21Nb合金のこれら結果はTi
−22Al−27Nb合金の結果と完全に一致するが、
650℃ではそれ自体の強度および延性がともに低くな
る。さらに、低いニオブ含有率は熱間特性を劣化すると
いう意味では、クリープ試験の結果は熱間張力の結果に
一致する。すなわち、650℃および200MPaにお
けるクリープに関しては、0.2%の伸び率に達するの
に必要な時間は5.5時間である。換言すれば、上記以
上で315MPaに等しい応力をもつTi−22Al−
27Nb合金で得られる時間と同じである。
【0021】実施例3 相対密度を下げる目的で、実施例2に記載した条件でT
i−27Al−21Nb合金を試験した。同様に、結果
を表1および表2に示す。アルミニウム含有率を21%
から27%にした作用として、20℃における弾性限界
が260MPa程度まで大幅に低下する。アルミニウム
1%につき平均して弾性限界が44MPa程度下がる。
同様に、20℃における延性も、アルミニウム含有率が
21%から27%になると、著しく低下する。一方、こ
のTi−27Al−21Nb合金はTi−21Al−2
1Nbと比較した場合、クリープ特性が著しく高くな
る。冷間延性/クリープ強さの妥協点はアルミニウム含
有率の影響を特に受けやすい。したがって、これら2つ
の特性の平衡を良くする必要があり、許容できる強度/
延性/クリープ間の妥協点は中間のアルミニウム含有
率、すなわち24%のアルミニウム含有率で実現するこ
とができる。
i−27Al−21Nb合金を試験した。同様に、結果
を表1および表2に示す。アルミニウム含有率を21%
から27%にした作用として、20℃における弾性限界
が260MPa程度まで大幅に低下する。アルミニウム
1%につき平均して弾性限界が44MPa程度下がる。
同様に、20℃における延性も、アルミニウム含有率が
21%から27%になると、著しく低下する。一方、こ
のTi−27Al−21Nb合金はTi−21Al−2
1Nbと比較した場合、クリープ特性が著しく高くな
る。冷間延性/クリープ強さの妥協点はアルミニウム含
有率の影響を特に受けやすい。したがって、これら2つ
の特性の平衡を良くする必要があり、許容できる強度/
延性/クリープ間の妥協点は中間のアルミニウム含有
率、すなわち24%のアルミニウム含有率で実現するこ
とができる。
【0022】実施例4 本実施例では、実施例1および実施例2に記載した変態
条件(圧出処理+熱処理)を一方ではTi−24Al−
21Nb合金に、そして他方ではニオブの一部をモリブ
デンおよびタンタルで置換して得た五元合金に適用し
た。このようにした目的は、バナジウムなどの比較的軽
い元素を配合する代わりに、β発生能を維持するモリブ
デンでニオブの一部を置換することによって合金重量を
小さくすることである。添加元素の固有な作用を評価で
きる相応の顕微鏡組織を維持するために、本発明者の以
前の研究からモリブデンとニオブのβ発生能比が3と前
提して、3%のNbの代わりに1%のMoを使用するた
めである。さらに、わずかではあるが相対密度を犠牲に
して熱間特性を改善するために、ニオブと同じβ発生能
をもつタンタルを少量添加した。このようにして、Ti
−24Al−11Nb−3Mo−1Ta合金をTi−2
4Al−21Nb合金と比較する。ニオブ等価物を含ん
でいるため、ニオブ含有率が比較的低いにもからわら
ず、五元合金は依然としてTi2AlNb合金の範疇に
属するものである。また、この合金は、モリブデンおよ
びタンタルを添加した点が異なるα2 合金にも匹敵する
合金である。
条件(圧出処理+熱処理)を一方ではTi−24Al−
21Nb合金に、そして他方ではニオブの一部をモリブ
デンおよびタンタルで置換して得た五元合金に適用し
た。このようにした目的は、バナジウムなどの比較的軽
い元素を配合する代わりに、β発生能を維持するモリブ
デンでニオブの一部を置換することによって合金重量を
小さくすることである。添加元素の固有な作用を評価で
きる相応の顕微鏡組織を維持するために、本発明者の以
前の研究からモリブデンとニオブのβ発生能比が3と前
提して、3%のNbの代わりに1%のMoを使用するた
めである。さらに、わずかではあるが相対密度を犠牲に
して熱間特性を改善するために、ニオブと同じβ発生能
をもつタンタルを少量添加した。このようにして、Ti
−24Al−11Nb−3Mo−1Ta合金をTi−2
4Al−21Nb合金と比較する。ニオブ等価物を含ん
でいるため、ニオブ含有率が比較的低いにもからわら
ず、五元合金は依然としてTi2AlNb合金の範疇に
属するものである。また、この合金は、モリブデンおよ
びタンタルを添加した点が異なるα2 合金にも匹敵する
合金である。
【0023】表1および表2にTi−24Al−21N
b合金について与えた結果は、Ti−21Al−21N
bおよびTi−27Al−21Nb合金に対応する値か
ら内挿法によって算出した。ただし、これら値はアルミ
ニウム含有率の関数として直線変化すると想定した。こ
れら条件下では、20℃における五元合金の強度増加
は、三元合金よりも400MPaをはるかに超える。一
方、延性は低いが、許容できる範囲であり、周囲温度に
おける伸び率は1.9%である。熱間張力については、
弾性限界の上昇は同じである。このように、650℃に
おける弾性限界は、Superα2 合金などの公知合金
の場合に20℃において得られる弾性限界よりもはるか
に高い。ところが、650℃における延性は1%まで下
がる。この合金の場合、延性が改善されたのは焼鈍処理
の最適化によるものと考えられる。表2には、650℃
および315MPaにおける五元合金のクリープ試験の
結果のみを与えているが、Ti3AlおよびTi2AlN
b範疇の合金について知られている結果よりも著しく優
れた結果である。0.2%の伸び率が得られるのは38
時間後であるが、Ti−22Al−27Nb合金の場合
の6時間後と対照的である。さらに、二次クリープ率は
非常に低く、9×10-10/秒 である。最後に重要なこ
とを指摘しておくが、この合金の4.8という相対密度
はきわめて魅力的である。というのは、Superα2
合金の相対密度(4.6)を越えることは稀であり、T
i−22Al−27Nb合金の相対密度と比較しても9
%低いからである。
b合金について与えた結果は、Ti−21Al−21N
bおよびTi−27Al−21Nb合金に対応する値か
ら内挿法によって算出した。ただし、これら値はアルミ
ニウム含有率の関数として直線変化すると想定した。こ
れら条件下では、20℃における五元合金の強度増加
は、三元合金よりも400MPaをはるかに超える。一
方、延性は低いが、許容できる範囲であり、周囲温度に
おける伸び率は1.9%である。熱間張力については、
弾性限界の上昇は同じである。このように、650℃に
おける弾性限界は、Superα2 合金などの公知合金
の場合に20℃において得られる弾性限界よりもはるか
に高い。ところが、650℃における延性は1%まで下
がる。この合金の場合、延性が改善されたのは焼鈍処理
の最適化によるものと考えられる。表2には、650℃
および315MPaにおける五元合金のクリープ試験の
結果のみを与えているが、Ti3AlおよびTi2AlN
b範疇の合金について知られている結果よりも著しく優
れた結果である。0.2%の伸び率が得られるのは38
時間後であるが、Ti−22Al−27Nb合金の場合
の6時間後と対照的である。さらに、二次クリープ率は
非常に低く、9×10-10/秒 である。最後に重要なこ
とを指摘しておくが、この合金の4.8という相対密度
はきわめて魅力的である。というのは、Superα2
合金の相対密度(4.6)を越えることは稀であり、T
i−22Al−27Nb合金の相対密度と比較しても9
%低いからである。
【0024】これらクリープ試験の結果から、この特性
は元素モリブデンおよびタンタルの影響を受けやすいこ
とがわかる。現状では、ニオブは12%までならば、モ
リブデンおよびタンタルによって置換できると思われ
る。このような制限例は、冷間脆性がきわめて高く、ま
た中程度の熱間強度をもつことが特徴であるTi−24
Al−4Nb−4Mo−1Ta合金である。さらに、ニ
オブに対して高融点元素であるTaおよびMoを余りに
も高い割合で含有する合金を使用することは不可能であ
る。例えば、Ti−24Al−15Nb−10Moなど
の合金は圧出処理および焼鈍処理後の脆性が低いため、
本発明が対象とする用途では無用である。
は元素モリブデンおよびタンタルの影響を受けやすいこ
とがわかる。現状では、ニオブは12%までならば、モ
リブデンおよびタンタルによって置換できると思われ
る。このような制限例は、冷間脆性がきわめて高く、ま
た中程度の熱間強度をもつことが特徴であるTi−24
Al−4Nb−4Mo−1Ta合金である。さらに、ニ
オブに対して高融点元素であるTaおよびMoを余りに
も高い割合で含有する合金を使用することは不可能であ
る。例えば、Ti−24Al−15Nb−10Moなど
の合金は圧出処理および焼鈍処理後の脆性が低いため、
本発明が対象とする用途では無用である。
【0025】実施例5 本実施例では、アルミニウム含有率を22%に戻すこと
によって、クリープ挙動をわずかに犠牲にした状態で、
五元合金の延性を改善することを試みた。表1および表
2に与えた結果から、2.5%の伸び率で650℃にお
いて延性に実質的に改善が認められるが、クリープ特性
が悪化することがわかる。すでに2時間後に伸び率が
0.2%になることからわかるように、クリープ特性は
非常に低い。すなわち、アルミニウム含有率は、特性間
の妥協点を良好にする際の重要なファクターである。
によって、クリープ挙動をわずかに犠牲にした状態で、
五元合金の延性を改善することを試みた。表1および表
2に与えた結果から、2.5%の伸び率で650℃にお
いて延性に実質的に改善が認められるが、クリープ特性
が悪化することがわかる。すでに2時間後に伸び率が
0.2%になることからわかるように、クリープ特性は
非常に低い。すなわち、アルミニウム含有率は、特性間
の妥協点を良好にする際の重要なファクターである。
【0026】実施例6 五元合金の機械的特性間のバランスを良好にするため
に、組成を一部調整した。β発生元素、特にタンタルの
添加量を増やして、相対密度には悪影響が生じるが、好
ましい高温特性を維持するとともに、延性を改善するた
めに、アルミニウム含有率を低くした。組成がTi−2
2Al−13Nb−5Ta−3Moの合金を前記合金と
同じ条件で圧出処理し、焼鈍処理した。この合金の機械
的特性間の妥協点は現在まで得られた最高のもので、特
に周囲温度における弾性限界は1300MPaに近く、
延性は3.7%である。特に、650℃および315M
Paにおけるクリープにおいて、すぐれた熱間特性を示
し、伸び率0.2%に達する時間は11時間で、Ti−
22Al−27Nb合金の場合よりもすぐれている。
に、組成を一部調整した。β発生元素、特にタンタルの
添加量を増やして、相対密度には悪影響が生じるが、好
ましい高温特性を維持するとともに、延性を改善するた
めに、アルミニウム含有率を低くした。組成がTi−2
2Al−13Nb−5Ta−3Moの合金を前記合金と
同じ条件で圧出処理し、焼鈍処理した。この合金の機械
的特性間の妥協点は現在まで得られた最高のもので、特
に周囲温度における弾性限界は1300MPaに近く、
延性は3.7%である。特に、650℃および315M
Paにおけるクリープにおいて、すぐれた熱間特性を示
し、伸び率0.2%に達する時間は11時間で、Ti−
22Al−27Nb合金の場合よりもすぐれている。
【0027】実施例7 本実施例では、同じTi−22Al−13Nb−5Ta
−3Mo合金を使用し、1100℃の同じ圧出処理温度
を使用し、また同じ焼鈍処理を使用して実験を行なっ
た。ただし、5〜35の間で異なる3種類の圧出比を適
用した。20℃における弾性限界は比較的圧出比の影響
を受けないことがわかる。また、延性はいずれの場合も
2%を越える(表1)。クリープ試験の結果(表2)か
らみて、圧出比が最大になると、最良の性能が得られ
る。650℃および315MPaの同じ条件で0.2%
の伸び率に達する時間は18時間である。なお、重要な
ことを指摘しておくと、小さいインゴットの場合、良好
なレベルの延性を得るためには1:5の圧出比で十分で
あるが、大きな、換言すれば組織の粗いインゴットの場
合には、より高い圧出比が必要である。
−3Mo合金を使用し、1100℃の同じ圧出処理温度
を使用し、また同じ焼鈍処理を使用して実験を行なっ
た。ただし、5〜35の間で異なる3種類の圧出比を適
用した。20℃における弾性限界は比較的圧出比の影響
を受けないことがわかる。また、延性はいずれの場合も
2%を越える(表1)。クリープ試験の結果(表2)か
らみて、圧出比が最大になると、最良の性能が得られ
る。650℃および315MPaの同じ条件で0.2%
の伸び率に達する時間は18時間である。なお、重要な
ことを指摘しておくと、小さいインゴットの場合、良好
なレベルの延性を得るためには1:5の圧出比で十分で
あるが、大きな、換言すれば組織の粗いインゴットの場
合には、より高い圧出比が必要である。
【0028】実施例8 本実施例では、上記と同じ合金を使用し、圧出比を1:
35にして圧出処理した。ただし、圧出処理温度を変え
た(1100℃および980℃)。20℃および650
℃における弾性限界は圧出処理温度の影響を受けない
が、980℃における圧出処理後、冷間延性が大きくな
る。さらに、圧出処理温度がβトランザス温度を超える
と、最小クリープ率が2倍も小さくなる。このように、
クリープ強さの最適化を優先することが望ましい場合に
は、圧出処理温度をトランザス温度よりも高くする必要
がある。
35にして圧出処理した。ただし、圧出処理温度を変え
た(1100℃および980℃)。20℃および650
℃における弾性限界は圧出処理温度の影響を受けない
が、980℃における圧出処理後、冷間延性が大きくな
る。さらに、圧出処理温度がβトランザス温度を超える
と、最小クリープ率が2倍も小さくなる。このように、
クリープ強さの最適化を優先することが望ましい場合に
は、圧出処理温度をトランザス温度よりも高くする必要
がある。
【0029】実施例9 合金の組成を最適化することを目的として、β発生能が
わずかに異なる、組成がTi−22Al−12Nb−5
Ta−4Mo、Ti−22Al−13Nb−5Ta−3
MoおよびTi−22Al−14Nb−5Ta−2Mo
の3種類の合金を比較した。1100℃で、1:35の
圧出比で圧出処理した。20℃における引張試験の結
果、特に3%Moと2%Moとの間でモリブデン含有率
低下は弾性限界のわずかな低下を招く。650℃でも、
弾性限界のわずかな低下が認められるが、この場合に
は、伸び率のかなりの増加が伴う。このように、Moが
3%の時に、最良の強度/延性の妥協点が得られる。6
50℃および315MPaにおけるクリープについて
は、3%のMoを含有する合金が最良の性能を発揮し、
従って好ましい合金である。
わずかに異なる、組成がTi−22Al−12Nb−5
Ta−4Mo、Ti−22Al−13Nb−5Ta−3
MoおよびTi−22Al−14Nb−5Ta−2Mo
の3種類の合金を比較した。1100℃で、1:35の
圧出比で圧出処理した。20℃における引張試験の結
果、特に3%Moと2%Moとの間でモリブデン含有率
低下は弾性限界のわずかな低下を招く。650℃でも、
弾性限界のわずかな低下が認められるが、この場合に
は、伸び率のかなりの増加が伴う。このように、Moが
3%の時に、最良の強度/延性の妥協点が得られる。6
50℃および315MPaにおけるクリープについて
は、3%のMoを含有する合金が最良の性能を発揮し、
従って好ましい合金である。
【0030】実施例10 引張強さと延性との平衡を良好にするために、合金を熱
処理して、所定割合で第2相を析出する。例えば、Ti
−22Al−13Nb−5Ta−3Moの場合には、8
00℃〜920℃の間にある温度で加熱する。これら合
金をより高い温度で加熱することも可能であるが、圧出
処理によって得られるはずの強固な結合が失われてしま
うので、好ましくない。さらに、比較的低い温度で焼鈍
処理すると、臨界的冷却速度が必要なく、実際上かつ工
業的に有利である。一例として、周囲温度でいくつかの
熱処理に関する引張試験の結果を表1に示す。このよう
に、焼鈍処理温度および時間パラメータにより、弾性限
界水準を必要な最小伸び率の関数として調節できること
がわかる。
処理して、所定割合で第2相を析出する。例えば、Ti
−22Al−13Nb−5Ta−3Moの場合には、8
00℃〜920℃の間にある温度で加熱する。これら合
金をより高い温度で加熱することも可能であるが、圧出
処理によって得られるはずの強固な結合が失われてしま
うので、好ましくない。さらに、比較的低い温度で焼鈍
処理すると、臨界的冷却速度が必要なく、実際上かつ工
業的に有利である。一例として、周囲温度でいくつかの
熱処理に関する引張試験の結果を表1に示す。このよう
に、焼鈍処理温度および時間パラメータにより、弾性限
界水準を必要な最小伸び率の関数として調節できること
がわかる。
【0031】実施例11 本実施例では、圧出処理前に均一熱処理を行なった場合
の悪影響を説明する。なお、ここでは、マクロ組織的に
みて均質な鋳造構造を得ることを目的とした熱処理を排
除するものではない。むしろ、合金の強度および延性の
両者を高くすることを可能にする、マクロ組織的にみて
存在する化学的濃度勾配を保持することが重要である。
この比較的局部的な化学的非均質性により、圧出処理後
に、硬質領域と軟質領域が相互に絡みあった組織が得ら
れる。2種類の合金Ti−21Al−21NbおよびT
i−22Al−13Nb−5Ta−3Moを使用して、
高真空下1450℃において50時間均一熱処理を行な
って、その際の影響を調べた。後者の合金については、
引き続き、1100℃において圧出比1:16で圧出処
理してから、800℃において48時間処理して、これ
ら合金と均一熱処理を行なわなかった2種類の合金を比
較した。各表に示した結果から、この熱処理がTi−2
1Al−21Nb合金の機械的特性に非常に大きな影響
を有することがわかる。この前処理の結果、圧出処理お
よび焼鈍処理後に、20℃において延性が8.6%から
2.6%まで大きく低下する。同時に、20℃および6
50℃における弾性限界損失も大きい。最後に、この処
理はクリープにも悪影響をもち、クリープ率が5倍も高
くなる。この前処理はTi−22Al−13Nb−5T
a−3Mo合金にも著しい悪影響を与える。すなわち、
20℃において引張限界スレショールド値に達するかな
り前に合金が破損する。
の悪影響を説明する。なお、ここでは、マクロ組織的に
みて均質な鋳造構造を得ることを目的とした熱処理を排
除するものではない。むしろ、合金の強度および延性の
両者を高くすることを可能にする、マクロ組織的にみて
存在する化学的濃度勾配を保持することが重要である。
この比較的局部的な化学的非均質性により、圧出処理後
に、硬質領域と軟質領域が相互に絡みあった組織が得ら
れる。2種類の合金Ti−21Al−21NbおよびT
i−22Al−13Nb−5Ta−3Moを使用して、
高真空下1450℃において50時間均一熱処理を行な
って、その際の影響を調べた。後者の合金については、
引き続き、1100℃において圧出比1:16で圧出処
理してから、800℃において48時間処理して、これ
ら合金と均一熱処理を行なわなかった2種類の合金を比
較した。各表に示した結果から、この熱処理がTi−2
1Al−21Nb合金の機械的特性に非常に大きな影響
を有することがわかる。この前処理の結果、圧出処理お
よび焼鈍処理後に、20℃において延性が8.6%から
2.6%まで大きく低下する。同時に、20℃および6
50℃における弾性限界損失も大きい。最後に、この処
理はクリープにも悪影響をもち、クリープ率が5倍も高
くなる。この前処理はTi−22Al−13Nb−5T
a−3Mo合金にも著しい悪影響を与える。すなわち、
20℃において引張限界スレショールド値に達するかな
り前に合金が破損する。
【0032】実施例12 ニオブ以外の他の高融点元素、例えばモリブデンまたは
タンタルを含む合金の場合、圧出変態工程のみですぐれ
た延性を与えるという意味では、圧出変態工程は特異的
である。ところが、この圧出変態工程を等温鍛造工程と
併用して実施すると、大型のターボ装置の部品を製造で
きるので有利である。圧出処理前に等温鍛造を実施する
のは、次の工程で得られる機械的特性にとって有利であ
る。というのは、この鍛造時に組織が改善されるからで
ある。本実施例で980℃の温度で鍛造を実施したとこ
ろ、75%の加工度が得られた。鍛造+圧出+焼鈍から
なる工程と圧出+焼鈍からなる工程を比較した、引張試
験およびクリープ試験の結果を示した表から、延性損失
のない状態で合金の強度を高くできることがわかる。し
かし、予め鍛造した合金のアルミニウム含有率がわずか
高い(23%Al)ことにより、クリープ強さが増加し
たことを部分的に説明できるが、延性の向上については
説明できない。一般に、アルミニウム含有率の増加はク
リープ強さに有利ではあるが、延性については不利であ
ることが知られている。
タンタルを含む合金の場合、圧出変態工程のみですぐれ
た延性を与えるという意味では、圧出変態工程は特異的
である。ところが、この圧出変態工程を等温鍛造工程と
併用して実施すると、大型のターボ装置の部品を製造で
きるので有利である。圧出処理前に等温鍛造を実施する
のは、次の工程で得られる機械的特性にとって有利であ
る。というのは、この鍛造時に組織が改善されるからで
ある。本実施例で980℃の温度で鍛造を実施したとこ
ろ、75%の加工度が得られた。鍛造+圧出+焼鈍から
なる工程と圧出+焼鈍からなる工程を比較した、引張試
験およびクリープ試験の結果を示した表から、延性損失
のない状態で合金の強度を高くできることがわかる。し
かし、予め鍛造した合金のアルミニウム含有率がわずか
高い(23%Al)ことにより、クリープ強さが増加し
たことを部分的に説明できるが、延性の向上については
説明できない。一般に、アルミニウム含有率の増加はク
リープ強さに有利ではあるが、延性については不利であ
ることが知られている。
【0033】新規Ti2AlX 合金は、チタンに利用さ
れている標準的な方法で十分に機械加工できる延性を有
している。これら新規合金の注目に値する特性のひとつ
は、破断伸びの再現性がすぐれている点にある。試料を
試験したところ、いずれも脆性破壊を示さなかった。ま
た、これら新規合金の強度/相対密度比は、従来のTi
2AlNb形合金だけでなく、IMI834合金などの
チタン合金やINCO718(またはIN718)合金
などのニッケル合金に匹敵する。
れている標準的な方法で十分に機械加工できる延性を有
している。これら新規合金の注目に値する特性のひとつ
は、破断伸びの再現性がすぐれている点にある。試料を
試験したところ、いずれも脆性破壊を示さなかった。ま
た、これら新規合金の強度/相対密度比は、従来のTi
2AlNb形合金だけでなく、IMI834合金などの
チタン合金やINCO718(またはIN718)合金
などのニッケル合金に匹敵する。
【0034】本発明による合金の作用効果の理解を容易
にするために、図面について説明を進める。図1に、各
合金について試験温度の関数として相対密度によって補
正した弾性限界を示す。この図から理解できるように、
本発明合金は弾性限界/相対密度比が著しくすぐれてい
る。Ti2AlNb形やIMI834形合金と比較した
場合、20℃で25%程度、そして650℃で50%程
度である。図2に、各合金について100時間にわたる
0.5%の伸び率を基準として、試験温度の関数として
相対密度によって補正したクリープ応力を示す。この図
から理解できるように、本発明合金は使用温度に顕著な
上昇が認められ、IMI834合金やSuperα2 合
金と比較した場合、温度上昇は70℃程度である。モリ
ブデンおよびタンタルを相対密度を高くする元素とした
場合、Mo+Taの合計量は9%未満でなければならな
い。また、熱間特性に有利な作用を示すためには、3%
を越える必要がある。本発明による新規合金の場合、ニ
オブ等価物の濃度は21%〜29%、すなわち25%±
4%でなければならない。ニオブ等価物は、組成の有利
な範囲を決定する際に考慮すべき唯一の基準ではない。
これは、モリブデン含有率があまり高くなると(Ti−
24Al−15Nb−10Mo合金の場合)、あるいは
ニオブ含有率が余り低くなると(Ti−24Al−4N
b−4Mo−1Ta合金の場合)、脆性が高くなり、有
利な作用効果が失われるからである。したがって、ニオ
ブ含有率は10%を越える必要がある。
にするために、図面について説明を進める。図1に、各
合金について試験温度の関数として相対密度によって補
正した弾性限界を示す。この図から理解できるように、
本発明合金は弾性限界/相対密度比が著しくすぐれてい
る。Ti2AlNb形やIMI834形合金と比較した
場合、20℃で25%程度、そして650℃で50%程
度である。図2に、各合金について100時間にわたる
0.5%の伸び率を基準として、試験温度の関数として
相対密度によって補正したクリープ応力を示す。この図
から理解できるように、本発明合金は使用温度に顕著な
上昇が認められ、IMI834合金やSuperα2 合
金と比較した場合、温度上昇は70℃程度である。モリ
ブデンおよびタンタルを相対密度を高くする元素とした
場合、Mo+Taの合計量は9%未満でなければならな
い。また、熱間特性に有利な作用を示すためには、3%
を越える必要がある。本発明による新規合金の場合、ニ
オブ等価物の濃度は21%〜29%、すなわち25%±
4%でなければならない。ニオブ等価物は、組成の有利
な範囲を決定する際に考慮すべき唯一の基準ではない。
これは、モリブデン含有率があまり高くなると(Ti−
24Al−15Nb−10Mo合金の場合)、あるいは
ニオブ含有率が余り低くなると(Ti−24Al−4N
b−4Mo−1Ta合金の場合)、脆性が高くなり、有
利な作用効果が失われるからである。したがって、ニオ
ブ含有率は10%を越える必要がある。
【図1】図1は、各合金について試験温度の関数として
相対密度によって補正した弾性限界を説明する図であ
る。
相対密度によって補正した弾性限界を説明する図であ
る。
【図2】図2は、各合金についての試験温度の関数とし
て相対密度によって補正したクリープ応力を説明する図
である。
て相対密度によって補正したクリープ応力を説明する図
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 FI C22F 1/00 684 C22F 1/00 684 691 691B 691C (72)発明者 シゲヒサ ナカ フランス国 エフ 78350 ジュイ アン ジョザパルク ド ディアーヌ 5
Claims (7)
- 【請求項1】 少なくとも本質的にはTi、Al、N
b、TaおよびMoからなり、上記各元素とケイ素の、
原子に換算した相対量が下記の範囲にあることを特徴と
するTi2AlX型合金。 Al:20〜25% Nb:10〜14% Ta:1.4〜5% Mo:2〜4% Si:0〜0.5% Ti:100%に対する残部 - 【請求項2】 ニオブ等価物を原子換算で21%32%
含有することを特徴とする請求項1記載の合金。 - 【請求項3】 上記相対量が下記の範囲にあることを特
徴とする請求項1または2記載の合金。 Al:21〜23% Nb:12〜14% Ta:4〜5% Mo:3% Ti:100%に対する残部 - 【請求項4】 上記相対量が下記の値であることを特徴
とする請求項3記載の合金。 Al:22% Nb:13% Ta:5% Mo:3% Ti:57% - 【請求項5】 耐クリープ単層組織の形成に好適な温度
で圧出処理してから、800℃〜920℃の温度範囲で
少なくとも4時間焼なまし処理して、延性に有利に寄与
する安定なβ0 +O2相組織を形成することを特徴とす
る請求項1〜4のいずれか1項に記載の合金を変態する
方法。 - 【請求項6】 圧出処理する前に、合金のβトランザス
温度未満の温度で等温鍛造処理することを特徴とする請
求項5に記載の合金を変態する方法。 - 【請求項7】 請求項5または6の方法で変態した、請
求項1〜4のいずれか1項の合金から製造したことを特
徴とするターボ装置部品。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR9702625A FR2760469B1 (fr) | 1997-03-05 | 1997-03-05 | Aluminium de titane utilisable a temperature elevee |
FR9702625 | 1997-03-05 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH1121642A true JPH1121642A (ja) | 1999-01-26 |
Family
ID=9504442
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10053584A Pending JPH1121642A (ja) | 1997-03-05 | 1998-03-05 | 高温で使用できるチタンアルミニウム化物 |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6176949B1 (ja) |
EP (1) | EP0863219B1 (ja) |
JP (1) | JPH1121642A (ja) |
AT (1) | ATE209706T1 (ja) |
CA (1) | CA2230732C (ja) |
DE (1) | DE69802595T2 (ja) |
FR (1) | FR2760469B1 (ja) |
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---|---|---|---|---|
JP2003064434A (ja) * | 2001-08-21 | 2003-03-05 | Daido Steel Co Ltd | Ti基耐熱材料 |
CN102212766A (zh) * | 2011-05-24 | 2011-10-12 | 哈尔滨工业大学 | 一种细化Ti2AlNb基合金晶粒的热加工方法 |
JP2013539820A (ja) * | 2010-09-15 | 2013-10-28 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | チタンおよびチタン合金の処理経路 |
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US10053758B2 (en) | 2010-01-22 | 2018-08-21 | Ati Properties Llc | Production of high strength titanium |
US10094003B2 (en) | 2015-01-12 | 2018-10-09 | Ati Properties Llc | Titanium alloy |
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US10502252B2 (en) | 2015-11-23 | 2019-12-10 | Ati Properties Llc | Processing of alpha-beta titanium alloys |
US10513755B2 (en) | 2010-09-23 | 2019-12-24 | Ati Properties Llc | High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock |
CN112063945A (zh) * | 2020-08-28 | 2020-12-11 | 中国科学院金属研究所 | 一种提高Ti2AlNb基合金持久和蠕变性能的热处理工艺 |
US11111552B2 (en) | 2013-11-12 | 2021-09-07 | Ati Properties Llc | Methods for processing metal alloys |
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CN104001845B (zh) * | 2013-02-25 | 2017-04-12 | 钢铁研究总院 | 一种Ti2AlNb合金大尺寸盘件的锻造工艺方法 |
CZ2014929A3 (cs) * | 2014-12-17 | 2016-05-11 | UJP PRAHA a.s. | Slitina na bázi titanu a způsob jejího tepelně-mechanického zpracování |
CN107299250B (zh) * | 2017-05-26 | 2019-01-18 | 中国科学院金属研究所 | 铸态强韧Ti3Al金属间化合物及其制造方法和应用 |
CN110777311A (zh) * | 2019-12-10 | 2020-02-11 | 中国科学院金属研究所 | 一种Ti2AlNb合金构件的去应力退火热处理工艺 |
CN112725712B (zh) * | 2020-12-18 | 2021-09-14 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 选区激光熔化Ti2AlNb基合金的热处理方法及制得的制品 |
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EP0304530B1 (en) * | 1987-08-27 | 1992-05-20 | 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 |
US5417779A (en) * | 1988-09-01 | 1995-05-23 | United Technologies Corporation | High ductility processing for alpha-two titanium materials |
US5032357A (en) * | 1989-03-20 | 1991-07-16 | General Electric Company | Tri-titanium aluminide alloys containing at least eighteen atom percent niobium |
US5205984A (en) * | 1991-10-21 | 1993-04-27 | General Electric Company | Orthorhombic titanium niobium aluminide with vanadium |
-
1997
- 1997-03-05 FR FR9702625A patent/FR2760469B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
1998
- 1998-02-27 EP EP98400474A patent/EP0863219B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 1998-02-27 AT AT98400474T patent/ATE209706T1/de active
- 1998-02-27 DE DE69802595T patent/DE69802595T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-03-03 CA CA002230732A patent/CA2230732C/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-03-04 US US09/034,496 patent/US6176949B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-03-05 JP JP10053584A patent/JPH1121642A/ja active Pending
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