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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- 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 |
|---|---|---|---|
| FR9702625 | 1997-03-05 | ||
| FR9702625A FR2760469B1 (fr) | 1997-03-05 | 1997-03-05 | Aluminium de titane utilisable a temperature elevee |
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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| 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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| US9777361B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-10-03 | Ati Properties Llc | Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys |
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| US10337093B2 (en) | 2013-03-11 | 2019-07-02 | Ati Properties Llc | Non-magnetic alloy forgings |
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| 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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| US4788035A (en) * | 1987-06-01 | 1988-11-29 | General Electric Company | Tri-titanium aluminide base alloys of improved strength and ductility |
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| 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 DE DE69802595T patent/DE69802595T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-02-27 AT AT98400474T patent/ATE209706T1/de active
- 1998-02-27 EP EP98400474A patent/EP0863219B1/fr 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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