JPH01162755A - 高張力チタニウムＴｉ−６２４６合金の熱処理方法 - Google Patents
高張力チタニウムＴｉ−６２４６合金の熱処理方法Info
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- JPH01162755A JPH01162755A JP63293449A JP29344988A JPH01162755A JP H01162755 A JPH01162755 A JP H01162755A JP 63293449 A JP63293449 A JP 63293449A JP 29344988 A JP29344988 A JP 29344988A JP H01162755 A JPH01162755 A JP H01162755A
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- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
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- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野 ］
この発明は、６Ａ＋−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍ。
（Ｔｉ−６２４６）チタニウム合金の破壊靭性及びロー
サイクルファテーグ特性を改善する熱処理方法に関する
ものである。
サイクルファテーグ特性を改善する熱処理方法に関する
ものである。
［従来の技術 １
チタニウム合金は、ガスタービンエンンジン等の高性能
な機械的特性を必要とするところに広く使用されており
、使用目的に応じて異なった特性が要求される。しかし
ながら、ガスタービンエンンジンに適用する場合は、高
い破壊靭性と引張り特性及びローサイクルファテーグ特
性（低サイクル疲労）が要求される。このローサイクル
ファテーグとは、仮にエンジンを始動して、急に最大出
力を出したとすると、圧縮機やタービンのローター・デ
ィスク類の内径部は冷えているが、外径部は作動ガスに
より急激に熱せられるため膨張し、ディスク内径部と外
径部との間に引張り応力を生じる。次に、エンジンを停
止すると、ディスク内径部は外気により急速に冷却収縮
するが、内径部はなかなか冷却されないために、ディス
クの外径部と内径部との間に圧縮応力を生じる。このよ
うに、エンジンを始動してから停止するまでの間に、デ
ィスクに温度差による引張り応力と圧縮応力との組み合
わせが１回発生し、この１組みの応力の組み合わせを１
サイクルと数える。実際の航空用エンジンでは、このＩ
サイクル（始動→離陸→−ヒ昇→巡航→降下→着陸−停
止）の時間は、最小２０分程度から最大１１時間程度で
あり、このような低周期の応力の組み合わせが繰り返さ
れて生じる疲労をローサイクルファテーグという。
な機械的特性を必要とするところに広く使用されており
、使用目的に応じて異なった特性が要求される。しかし
ながら、ガスタービンエンンジンに適用する場合は、高
い破壊靭性と引張り特性及びローサイクルファテーグ特
性（低サイクル疲労）が要求される。このローサイクル
ファテーグとは、仮にエンジンを始動して、急に最大出
力を出したとすると、圧縮機やタービンのローター・デ
ィスク類の内径部は冷えているが、外径部は作動ガスに
より急激に熱せられるため膨張し、ディスク内径部と外
径部との間に引張り応力を生じる。次に、エンジンを停
止すると、ディスク内径部は外気により急速に冷却収縮
するが、内径部はなかなか冷却されないために、ディス
クの外径部と内径部との間に圧縮応力を生じる。このよ
うに、エンジンを始動してから停止するまでの間に、デ
ィスクに温度差による引張り応力と圧縮応力との組み合
わせが１回発生し、この１組みの応力の組み合わせを１
サイクルと数える。実際の航空用エンジンでは、このＩ
サイクル（始動→離陸→−ヒ昇→巡航→降下→着陸−停
止）の時間は、最小２０分程度から最大１１時間程度で
あり、このような低周期の応力の組み合わせが繰り返さ
れて生じる疲労をローサイクルファテーグという。
また、耐疲労性を必要とするガスタービンディスク等の
回転部、及び損傷等による亀裂の発生を可能な限り防上
しなければならない場合においては、低亀裂核生成及び
サイクル負荷の下におけるその亀裂成長率は、特に重要
な要因となる。亀裂が生じて、その後に急速に破壊する
直前のその亀裂限界寸法は、部材の破壊靭性によって規
定される。この破壊靭性値が大きくなればなるほど、亀
裂に対抗できる材料といえる。また、高温度（５００゜
Ｆ以上）においてディスクを使用する場合には、長期間
露出しても特性が低下することのない、優れたクリープ
特性が要求される。
回転部、及び損傷等による亀裂の発生を可能な限り防上
しなければならない場合においては、低亀裂核生成及び
サイクル負荷の下におけるその亀裂成長率は、特に重要
な要因となる。亀裂が生じて、その後に急速に破壊する
直前のその亀裂限界寸法は、部材の破壊靭性によって規
定される。この破壊靭性値が大きくなればなるほど、亀
裂に対抗できる材料といえる。また、高温度（５００゜
Ｆ以上）においてディスクを使用する場合には、長期間
露出しても特性が低下することのない、優れたクリープ
特性が要求される。
そこで、ＴｉＴｉ−６ＡＩ７２Ｓｎ−４２ｒ−６合金は
、優れた引張り特性とローサイクルファテーグ特性を有
しているために、ガスタービンエンジンにとって有用な
材料としての可能性が期待されている。
、優れた引張り特性とローサイクルファテーグ特性を有
しているために、ガスタービンエンジンにとって有用な
材料としての可能性が期待されている。
［発明が解決しようとする課題 ］
従来の処理によるチタニウム合金は、比較的に低い破壊
靭性を示す。そこで、合金表面が傷等の損傷を受けた場
合に、ローサイクルファテーグ特性が著しく低下すると
いった欠点があり、ガスタービンエンジンの限られた箇
所にしか使用することができない現状となっている。
靭性を示す。そこで、合金表面が傷等の損傷を受けた場
合に、ローサイクルファテーグ特性が著しく低下すると
いった欠点があり、ガスタービンエンジンの限られた箇
所にしか使用することができない現状となっている。
したがって、この発明は、Ｔｉ〜６２４６合金の適用範
囲を広くするために破壊靭性及びローサイクルファテー
グ特性を改存する熱処理方法を提供することを目的とす
る。
囲を広くするために破壊靭性及びローサイクルファテー
グ特性を改存する熱処理方法を提供することを目的とす
る。
［課題を解決するための手段及び作用 ］」二二足題を
解決するためにこの発明によれば、約１７３０゜Ｆでβ
変態点を有するＴ ｉ−６２４６合金のローサイクルフ
ァテーグ及び破壊靭性を向」ニさせる熱処理方法であっ
て、β変態点以上においてＴｉ−６２４６合金を熱間鍛
造し、上記β変態点以下約１００゜Ｆ以内において前記
鍛造後の合金に固溶化熱処理を施し、０．２５からｌ。
解決するためにこの発明によれば、約１７３０゜Ｆでβ
変態点を有するＴ ｉ−６２４６合金のローサイクルフ
ァテーグ及び破壊靭性を向」ニさせる熱処理方法であっ
て、β変態点以上においてＴｉ−６２４６合金を熱間鍛
造し、上記β変態点以下約１００゜Ｆ以内において前記
鍛造後の合金に固溶化熱処理を施し、０．２５からｌ。
０インチの肉厚を有する部分の静止空気における冷却速
度と約同等な速度で上記合金を冷却し、１１００″Ｆか
ら１２００″Ｆの温度において２時間から１６時間析出
処理を行うＴ ｉ −６２４６合金の熱処理方法が提供
される。
度と約同等な速度で上記合金を冷却し、１１００″Ｆか
ら１２００″Ｆの温度において２時間から１６時間析出
処理を行うＴ ｉ −６２４６合金の熱処理方法が提供
される。
さらに、この発明の第２の発明によれば、約１７３０゜
Ｆでβ変態点を有するＴｉ−６２４６合金のａ−サイク
ルフ７テーグ及び破壊靭性を向上させる熱処理方法であ
って、β変態点以上において上記合金に熱間鍛造を施し
、上記β変態点以下約５０゜Ｆ以内で固溶化熱処理を行
い、４００からＩ４００゜Ｆの温度において塩浴処理を
行い、１１００から１２００゜Ｆで２から１６時間析出
処理を行うＴｉ−６２４６合金の熱処理方法が提供され
る。
Ｆでβ変態点を有するＴｉ−６２４６合金のａ−サイク
ルフ７テーグ及び破壊靭性を向上させる熱処理方法であ
って、β変態点以上において上記合金に熱間鍛造を施し
、上記β変態点以下約５０゜Ｆ以内で固溶化熱処理を行
い、４００からＩ４００゜Ｆの温度において塩浴処理を
行い、１１００から１２００゜Ｆで２から１６時間析出
処理を行うＴｉ−６２４６合金の熱処理方法が提供され
る。
さらに、この発明の第３の発明によれば、約１７３０゜
Ｆでβ変態点を有するＴｉ−６２４６合金のローサイク
ルフ７テーグ及び破壊靭性を向上させる熱処理方法であ
って、β変態点以」二において前記合金に熱間鍛造を施
し、前記β変態点以下約５０゜Ｆ以内で固溶化熱処理を
行い、前記合金を水焼き入れし、約１５００゜Ｆから前
記β変態点以下約５０゜Ｆ以内の前記固溶化熱処理温度
内において前記合金を約１から１０時間加熱し、約１１
００から１２００゜Ｆで２から１６時間析出処理を行う
Ｔｉ−６２４６合金の熱処理方法が提供される。
Ｆでβ変態点を有するＴｉ−６２４６合金のローサイク
ルフ７テーグ及び破壊靭性を向上させる熱処理方法であ
って、β変態点以」二において前記合金に熱間鍛造を施
し、前記β変態点以下約５０゜Ｆ以内で固溶化熱処理を
行い、前記合金を水焼き入れし、約１５００゜Ｆから前
記β変態点以下約５０゜Ｆ以内の前記固溶化熱処理温度
内において前記合金を約１から１０時間加熱し、約１１
００から１２００゜Ｆで２から１６時間析出処理を行う
Ｔｉ−６２４６合金の熱処理方法が提供される。
したがって、この発明によれば、ローサイクルファテー
グ特性及び破壊靭性を他の機械的特性を損なうことなく
改舟することができる。
グ特性及び破壊靭性を他の機械的特性を損なうことなく
改舟することができる。
［実施例］
以下、添付図面を参照してこの発明の詳細な説明する。
この発明は、Ｔｉ−６２４６合金が有する種々の機械的
特性を不当に低下させることな（、所望する特性を改善
するための熱処理方法に関するものである。
特性を不当に低下させることな（、所望する特性を改善
するための熱処理方法に関するものである。
初めに、工業用Ｔｉ−６２４６合金の組成を表１に示す
。
。
表１
上記した合金に熱処理を施すことによって、破壊靭性を
改善し、以下に述べるように表面欠陥に対するローサイ
クルファテーグを低下させることができる。
改善し、以下に述べるように表面欠陥に対するローサイ
クルファテーグを低下させることができる。
熱処理の第１の工程は、β相で合金を鍛造することであ
る。この合金は約１７３０゜Ｆでβ変態が生じるため鍛
造作業はこの温度以上において行なう。好ましくは、β
変態の約１００″Ｆ以内が最適とされ、鍛造中は、合金
全体がＬ記β変態温度内にあるようにしなけらばならな
い。したがって、鍛造中、ダイスをβ変態温度以上の所
定の温度まで加熱して合金表面温度がβ変態温度以下に
低下するのを防１卜することが必要となる。このダイス
の所定温度は、所望する鍛造温度プラス約５０” Ｆま
での範囲内で設定することが望ましい。
る。この合金は約１７３０゜Ｆでβ変態が生じるため鍛
造作業はこの温度以上において行なう。好ましくは、β
変態の約１００″Ｆ以内が最適とされ、鍛造中は、合金
全体がＬ記β変態温度内にあるようにしなけらばならな
い。したがって、鍛造中、ダイスをβ変態温度以上の所
定の温度まで加熱して合金表面温度がβ変態温度以下に
低下するのを防１卜することが必要となる。このダイス
の所定温度は、所望する鍛造温度プラス約５０” Ｆま
での範囲内で設定することが望ましい。
また、鍛造後の厚みが少なくとも５０％程度になるよう
にし、特に、臨界区域内において圧下を行うと所望する
結果を得ることができる。
にし、特に、臨界区域内において圧下を行うと所望する
結果を得ることができる。
次ぎに、鍛造後の合金をβ変態温度以下、好ましくは、
約１６３０゜Ｆから１７３０゜Ｆの温度内、すなわち、
β変態より約１００”Ｆ以下までの温度範囲内において
固溶化熱処理を行う。この固溶化熱処理時間は、通常、
約１時間から４時間とする。
約１６３０゜Ｆから１７３０゜Ｆの温度内、すなわち、
β変態より約１００”Ｆ以下までの温度範囲内において
固溶化熱処理を行う。この固溶化熱処理時間は、通常、
約１時間から４時間とする。
固溶化熱処理後の重要な工程は冷却工程である。
強度と破壊靭性及び延性に関する特性相互間のバランス
を得るためには、この冷却速度を制御する必要があり、
固溶化熱処理温度以下合金が熱的に安定する約７００゜
Ｆまでの範囲内の冷却速度が重要とされる。特に、固溶
化熱処理温度と約Ｉ４００゜Ｆ間は最も重要な温度範囲
である。
を得るためには、この冷却速度を制御する必要があり、
固溶化熱処理温度以下合金が熱的に安定する約７００゜
Ｆまでの範囲内の冷却速度が重要とされる。特に、固溶
化熱処理温度と約Ｉ４００゜Ｆ間は最も重要な温度範囲
である。
冷却速度は、合金の寸法、肉厚及び幾何学的な形状に依
存するものであり、幾つかの方法により必要な冷却速度
を得ることができる。工業上実用的な冷却技術としては
、空冷（低速度）から水焼入れ（急速度）の広範囲に及
んでいる。特に、合金の肉厚が薄い領域（量的に少ない
部分）は、厚い領域（Ｆａ的に多い部分）より急速に冷
却し、そのため合金の厚みは、初期の冷却速度を決定す
る重要な要因となっている。したがって、必要な冷却速
度を得るためには、冷却技術を考慮して合金の肉厚を設
定する必要がある。
存するものであり、幾つかの方法により必要な冷却速度
を得ることができる。工業上実用的な冷却技術としては
、空冷（低速度）から水焼入れ（急速度）の広範囲に及
んでいる。特に、合金の肉厚が薄い領域（量的に少ない
部分）は、厚い領域（Ｆａ的に多い部分）より急速に冷
却し、そのため合金の厚みは、初期の冷却速度を決定す
る重要な要因となっている。したがって、必要な冷却速
度を得るためには、冷却技術を考慮して合金の肉厚を設
定する必要がある。
次に、第１図について説明する。
第１図は、肉厚が異なる領域での最適な冷却技術を示す
概略図である。
概略図である。
図から明らかなように、肉厚が約１インチ以下の領域は
、空冷により適切な速度で冷却することができ、肉厚が
約６インチまでの領域においては、固溶化熱処理炉から
塩浴に直接入れることにより、臨界温度帯を経て適切な
速度で冷却することができる。１インチから２インチの
比較的に肉厚の薄い領域は、１０００゜Ｆから１４００
’Ｆの高温塩浴内で所望する冷却速度を得ることができ
るが、５から６インヂの比較的肉厚の厚い領域に関して
は、３５０゜Ｆから６００゜Ｆの低温塩浴にて所望する
冷却速度を得ることができる。さらに、約５から８イン
チの厚肉領域に関しては、油焼き入れにより冷却をする
ことができる。
、空冷により適切な速度で冷却することができ、肉厚が
約６インチまでの領域においては、固溶化熱処理炉から
塩浴に直接入れることにより、臨界温度帯を経て適切な
速度で冷却することができる。１インチから２インチの
比較的に肉厚の薄い領域は、１０００゜Ｆから１４００
’Ｆの高温塩浴内で所望する冷却速度を得ることができ
るが、５から６インヂの比較的肉厚の厚い領域に関して
は、３５０゜Ｆから６００゜Ｆの低温塩浴にて所望する
冷却速度を得ることができる。さらに、約５から８イン
チの厚肉領域に関しては、油焼き入れにより冷却をする
ことができる。
また、著しく厚肉の領域（約６インチ以上）においては
強制的な冷却、例えば、水冷を行い、その後、１５００
゜Ｆからｌ６００゜Ｆの温度で１から４時間程度再加熱
する。この方法は、最も強制的な冷却技術であり、厚肉
の領域に適用することができる。
強制的な冷却、例えば、水冷を行い、その後、１５００
゜Ｆからｌ６００゜Ｆの温度で１から４時間程度再加熱
する。この方法は、最も強制的な冷却技術であり、厚肉
の領域に適用することができる。
１１標冷却速度は、０，２５インチから１．０インチの
肉厚を有する金属材が静止空気において得られる標準冷
却速度と約同等な速度である。
肉厚を有する金属材が静止空気において得られる標準冷
却速度と約同等な速度である。
また、異なる肉厚領域を有する合金の場合は、最適な特
性を最も必要とする肉厚領域に対応した冷却速度に設定
することが望ましい。
性を最も必要とする肉厚領域に対応した冷却速度に設定
することが望ましい。
上記した種々の冷却技術、特に、冷却媒体を動揺させる
ことにより冷却速度を変化させる技術は、これら技術分
野において一般的に知られていることであり、また、ウ
ォーターバスにおける冷却速度は、塩及び可溶性オイル
の添加によって変化させることができる。これら冷却速
度の可変方法は、ここに明記した以外においても広く使
用されているものがあり、これらの技術も当然にこの発
明の範囲に包含されるものである。
ことにより冷却速度を変化させる技術は、これら技術分
野において一般的に知られていることであり、また、ウ
ォーターバスにおける冷却速度は、塩及び可溶性オイル
の添加によって変化させることができる。これら冷却速
度の可変方法は、ここに明記した以外においても広く使
用されているものがあり、これらの技術も当然にこの発
明の範囲に包含されるものである。
冷却工程後は、水冷を行った場合においても、析出処理
を約１！００゜Ｆの温度（すなわち、１０００゜Ｆから
１２００゜Ｆ）で約２時間から１６時間行う。
を約１！００゜Ｆの温度（すなわち、１０００゜Ｆから
１２００゜Ｆ）で約２時間から１６時間行う。
β遷移以上で鍛造を行うと、その後の冷却とともに針状
”バスケットウィーブのα相となる。
”バスケットウィーブのα相となる。
この状態においては、ローサイクルファテーグ特性が低
下するとともに引張り延性は小さくなるが、チタニウム
合金の靭性特性が向上することが知られている。上記し
たこの発明に係る熱処理を行うと、【１−サイクルファ
テーグ特性を低下させることなく靭性を向上させること
ができる。
下するとともに引張り延性は小さくなるが、チタニウム
合金の靭性特性が向上することが知られている。上記し
たこの発明に係る熱処理を行うと、【１−サイクルファ
テーグ特性を低下させることなく靭性を向上させること
ができる。
α＋βタチタニウム合金の変態温度以下近傍における固
溶化処理は、β変態以上で急速に生じ易い結晶粒成長を
規制すると共にβ相を増加させる。
溶化処理は、β変態以上で急速に生じ易い結晶粒成長を
規制すると共にβ相を増加させる。
このβ相が増加すると合金の強度も増加することになる
。所望する特性をバランスよく有する合金にするには、
後固溶化処理（ボストーソリュウショア処理）を行う必
要があり、まず、準安定βマルテンサイト及びαマルテ
ンサイトが得られる冷却方法を行うことである。また、
α相の組織もこの処理によって確立することとなる。第
２図に示すように、ウッドマンステラテン組織（バスケ
ットウィーブ）においてαプレートリフトの網状粒、あ
るいは、コロニーアレイが存在する場合は、最適な靭性
を得ることができる。これらの結晶は冷却速度の制御、
例えば、空冷、あるいは複雑な幾何学形状の部材におけ
る恒温変態及び溶融塩若しくは水冷後に１５００゜Ｆか
ら１６５０゜Ｆの温度範囲での従来の加熱炉による成長
によって得ることができる。この工程中は、いくらかの
残留マルテンサイトが分解する。また、析出処理を施す
と、β領域において非常に微細なαプレートリフトの網
状相が形成される。
。所望する特性をバランスよく有する合金にするには、
後固溶化処理（ボストーソリュウショア処理）を行う必
要があり、まず、準安定βマルテンサイト及びαマルテ
ンサイトが得られる冷却方法を行うことである。また、
α相の組織もこの処理によって確立することとなる。第
２図に示すように、ウッドマンステラテン組織（バスケ
ットウィーブ）においてαプレートリフトの網状粒、あ
るいは、コロニーアレイが存在する場合は、最適な靭性
を得ることができる。これらの結晶は冷却速度の制御、
例えば、空冷、あるいは複雑な幾何学形状の部材におけ
る恒温変態及び溶融塩若しくは水冷後に１５００゜Ｆか
ら１６５０゜Ｆの温度範囲での従来の加熱炉による成長
によって得ることができる。この工程中は、いくらかの
残留マルテンサイトが分解する。また、析出処理を施す
と、β領域において非常に微細なαプレートリフトの網
状相が形成される。
表２は、上記した空冷方法により異なる温度で冷却され
た肉厚の薄い合金における引張り特性を示す。括弧内の
値は、従来の処理によるＴ １−６２４６合金の値を示
す。この発明に係る冷却方法による合金の引張り特性は
、従来の引張り特性より僅かに低いだけであることが認
められる。
た肉厚の薄い合金における引張り特性を示す。括弧内の
値は、従来の処理によるＴ １−６２４６合金の値を示
す。この発明に係る冷却方法による合金の引張り特性は
、従来の引張り特性より僅かに低いだけであることが認
められる。
表３及び表４は、塩浴焼き入れ及び水焼き入れと、さら
に、上記したこの発明に係る再加熱処理を追加した工程
によるＴ ｉ−６２４６合金の引張り特性をそれぞれ示
す。なお、括弧内の値は、従来の処理方法による値を示
す。これによれば、この発明に係る方法によって処理し
た合金のクリープ特性は、従来方法より向−ヒしている
ことが理解される。さらに、表２．３及び４において、
この発明に係る処理によるＴｉ−６２４６合金の常温で
の破壊靭性の代表的な値を示す。なお、括弧内は従来の
処理による値を示す。この発明に係る処理による常温で
の破壊靭性値は、従来方法より著しく大きいことが理解
される。また、表２に示したクリープ特性は、従来値と
ほぼ同等であり、表４に示したクリープ特性は、従来と
比較して著しく向」ニしていることが認められる。
に、上記したこの発明に係る再加熱処理を追加した工程
によるＴ ｉ−６２４６合金の引張り特性をそれぞれ示
す。なお、括弧内の値は、従来の処理方法による値を示
す。これによれば、この発明に係る方法によって処理し
た合金のクリープ特性は、従来方法より向−ヒしている
ことが理解される。さらに、表２．３及び４において、
この発明に係る処理によるＴｉ−６２４６合金の常温で
の破壊靭性の代表的な値を示す。なお、括弧内は従来の
処理による値を示す。この発明に係る処理による常温で
の破壊靭性値は、従来方法より著しく大きいことが理解
される。また、表２に示したクリープ特性は、従来値と
ほぼ同等であり、表４に示したクリープ特性は、従来と
比較して著しく向」ニしていることが認められる。
−数的なチタニウム合金としては、他に、Ｔｉ−６２４
２（Ｔｉ−６ＡＩ−２Ｓｎ−４２ｒ−２Ｍ ｏ ）合金
がある。この合金は、従来の処理を施したＴｉ−６２４
６合金より破壊靭性及び引張り特性のバランスが良いた
めに回転ガスタービンへの適用においてＴｉ−６２４６
合金より広く使用されている。第３図は、この発明に係
る処理を施したＴｉ、−６２４６合金とＴｉ−６２４２
合金の温度変化による引張り特性の比較を示す。強度的
には、この発明に係る処理を施した合金は、Ｔｉ−６２
／Ｉ ２合金よりも強く、伸びに関しては、小さい値と
なっている。第４図は、この発明に係る処理を施したＴ
ｉ−６２４６合金及び２種類の処理を施したＴｉ−６２
４２合金の破壊靭性を示す棒グラフである。これによれ
ば、この発明に係る処理を施した合金は、Ｔｉ−６２４
２合金より高い破壊靭性値を有し、また、」−記した塩
浴焼き入れ工程は、手なる冷却処理より高い破壊靭性値
を得ることができることが理解される。クリープ寿命に
関しては、従来の処理を施し、８００″Ｆ／６５ＫＳ
Ｉで試験を行ったＴ ｉ −６２’４２合金は、約５５
時間で０．１％のクリープを示す。しかし、この発明に
係る処理を施したＴｉ−６２４６合金は、同ｒＩｔのク
リープを受けるのに約１２０時間を必要としている。
２（Ｔｉ−６ＡＩ−２Ｓｎ−４２ｒ−２Ｍ ｏ ）合金
がある。この合金は、従来の処理を施したＴｉ−６２４
６合金より破壊靭性及び引張り特性のバランスが良いた
めに回転ガスタービンへの適用においてＴｉ−６２４６
合金より広く使用されている。第３図は、この発明に係
る処理を施したＴｉ、−６２４６合金とＴｉ−６２４２
合金の温度変化による引張り特性の比較を示す。強度的
には、この発明に係る処理を施した合金は、Ｔｉ−６２
／Ｉ ２合金よりも強く、伸びに関しては、小さい値と
なっている。第４図は、この発明に係る処理を施したＴ
ｉ−６２４６合金及び２種類の処理を施したＴｉ−６２
４２合金の破壊靭性を示す棒グラフである。これによれ
ば、この発明に係る処理を施した合金は、Ｔｉ−６２４
２合金より高い破壊靭性値を有し、また、」−記した塩
浴焼き入れ工程は、手なる冷却処理より高い破壊靭性値
を得ることができることが理解される。クリープ寿命に
関しては、従来の処理を施し、８００″Ｆ／６５ＫＳ
Ｉで試験を行ったＴ ｉ −６２’４２合金は、約５５
時間で０．１％のクリープを示す。しかし、この発明に
係る処理を施したＴｉ−６２４６合金は、同ｒＩｔのク
リープを受けるのに約１２０時間を必要としている。
疲れ試験に関しては、従来方法によるＴｉ−６２４２合
金は、ｌＸｌ０’から４ Ｘ １０’サイクル後に破壊
するが、この発明に係る処理を施した材料は、３ＸＩ０
５サイクルにおいても破壊の兆候を示さない。
金は、ｌＸｌ０’から４ Ｘ １０’サイクル後に破壊
するが、この発明に係る処理を施した材料は、３ＸＩ０
５サイクルにおいても破壊の兆候を示さない。
したがって、この発明に係る処理を施せば、他の重要な
特性を不当に損なうことなく Ｔ ｉ−６２４６合金の
所望する機械特性を改傳することができる。この発明に
係る処理を施したＴｉ−６２４６合金は、Ｔｉ−６２４
２合金より優れた特性を示すものである。
特性を不当に損なうことなく Ｔ ｉ−６２４６合金の
所望する機械特性を改傳することができる。この発明に
係る処理を施したＴｉ−６２４６合金は、Ｔｉ−６２４
２合金より優れた特性を示すものである。
この発明は、上記した実施例等に限定されるものではな
く、この発明の真の精神及び範囲内に存在する変形例は
、すべて特許請求の範囲に含まれるものである。
く、この発明の真の精神及び範囲内に存在する変形例は
、すべて特許請求の範囲に含まれるものである。
表２
空冷による引張り強さ （括弧内は従来値）クリープ
８００” Ｆ／６５ＫＳ１０．１％伸び時間・＋２０
（１２９）室温破壊靭性 ＬＣＫＳＩ ｉｎ”’ ＝
６０ （２９−３７）表３ 塩浴による引張り強さ （括弧内は従来値）室温破壊靭
性 １３００ ７０．６ （２９−３７）−表４ 水浴及び再加熱による引張り強さ （括弧内は従来値）
室温破壊靭性 クリープ （８００”Ｆ／６５ ＫＳＩ）［発明の効果
］ 上述したようにこの発明によれば、Ｔｉ−６２４６合金
の機械的特性のバランスを保ちながら所望するローサイ
クルファテーグ特性及び破壊靭性を向上させることがで
きる。したがって、航空機等のガスタービンエンジンの
著しい熱的応力が作用するところにおいても、十分に耐
久性のある合金として適用することができる。
８００” Ｆ／６５ＫＳ１０．１％伸び時間・＋２０
（１２９）室温破壊靭性 ＬＣＫＳＩ ｉｎ”’ ＝
６０ （２９−３７）表３ 塩浴による引張り強さ （括弧内は従来値）室温破壊靭
性 １３００ ７０．６ （２９−３７）−表４ 水浴及び再加熱による引張り強さ （括弧内は従来値）
室温破壊靭性 クリープ （８００”Ｆ／６５ ＫＳＩ）［発明の効果
］ 上述したようにこの発明によれば、Ｔｉ−６２４６合金
の機械的特性のバランスを保ちながら所望するローサイ
クルファテーグ特性及び破壊靭性を向上させることがで
きる。したがって、航空機等のガスタービンエンジンの
著しい熱的応力が作用するところにおいても、十分に耐
久性のある合金として適用することができる。
第１図は、合金の肉厚と冷却技術の関係を示す概略図で
ある。 第２図は、この発明に係る熱処理を施した合金の金属組
織を示す顕微鏡写真である。 第３図は、この発明に係る熱処理を施した合金と従来技
術による熱処理を施した合金の引張り強度を示すグラフ
である。 第４図は、この発明に係る熱処理を施した合金と従来技
術による熱処理を施した合金の破壊靭性値を示す棒グラ
フである。 ＦＩＧ、 ｔ’ ５００× ＦＩＧ、３ 試験温度、 Ｆ Ｓ ；
ある。 第２図は、この発明に係る熱処理を施した合金の金属組
織を示す顕微鏡写真である。 第３図は、この発明に係る熱処理を施した合金と従来技
術による熱処理を施した合金の引張り強度を示すグラフ
である。 第４図は、この発明に係る熱処理を施した合金と従来技
術による熱処理を施した合金の破壊靭性値を示す棒グラ
フである。 ＦＩＧ、 ｔ’ ５００× ＦＩＧ、３ 試験温度、 Ｆ Ｓ ；
Claims (15)
- （１）約１７３０゜Ｆでβ変態点を有するＴｉ−６２４
６合金のローサイクルファテーグ及び破壊靭性を向上さ
せる熱処理方法であって、β変態点以上においてＴｉ−
６２４６合金を熱間鍛造し、前記β変態点以下約１００
゜Ｆ以内において前記鍛造後の合金に固溶化熱処理を施
し、０．２５から１．０インチの肉厚を有する部分の静
止空気における冷却速度と約同等な速度で前記合金を冷
却し、１１００゜Ｆから１２００゜Ｆの温度において２
時間から１６時間析出処理を行うことを特徴とするＴｉ
−６２４６合金の熱処理方法。 - （２）前記鍛造は、肉厚が約１／２になるように行うこ
とを特徴とする請求項第１項記載のＴｉ−６２４６合金
の熱処理方法。 - （３）前記鍛造は、β変態点以上１００゜Ｆ以内で行う
ことを特徴とする請求項第１項記載のＴｉ−６２４６合
金の熱処理方法。 - （４）前記固溶化熱処理を約１から４時間行うことを特
徴とする請求項第１項記載のＴｉ−６２４６合金の熱処
理方法。 - （５）前記析出処理を約２から１６時間行うことを特徴
とする請求項第１項記載のＴｉ−６２４６合金の熱処理
方法。 - （６）約１７３０゜Ｆでβ変態点を有するＴｉ−６２４
６合金のローサイクルファテーグ及び破壊靭性を向上さ
せる熱処理方法であって、β変態点以上において前記合
金に熱間鍛造を施し、前記β変態点以下約５０゜Ｆ以内
で固溶化熱処理を行い、４００から１４００゜Ｆの温度
において塩浴処理を行い、１１００から１２００゜Ｆで
２から１６時間析出処理を行うこをと特徴とするＴｉ−
６２４６合金の熱処理方法。 - （７）前記鍛造は、肉厚が約１／２になるように行うこ
とを特徴とする請求項第６項記載のＴｉ−６２４６合金
の熱処理方法。 - （８）前記鍛造は、β変態点以上１００゜Ｆ以内で行う
ことを特徴とする請求項第６項記載のＴｉ−６２４６合
金の熱処理方法。 - （９）前記固溶化熱処理を約１から４時間行うことを特
徴とする請求項第６項記載のＴｉ−６２４６合金の熱処
理方法。 - （１０）前記析出処理を約２から１６時間行うことを特
徴とする請求項第６項記載のＴｉ−６２４６合金の熱処
理方法。 - （１１）約１７３０゜Ｆでβ変態点を有するＴｉ−６２
４６合金のローサイクルファテーグ及び破壊靭性を向上
させる熱処理方法であって、β変態点以上において前記
合金に熱間鍛造を施し、前記β変態点以下約５０゜Ｆ以
内で固溶化熱処理を行い、前記合金を水冷し、約１５０
０゜Ｆから前記β変態点以下約５０゜Ｆ以内の前記固溶
化熱処理温度内において前記合金を約１から１０時間加
熱し、約１１００から１２００゜Ｆで２から１６時間析
出処理を行うこをと特徴とするＴｉ−６２４６合金の熱
処理方法。 - （１２）前記鍛造は、肉厚が約１／２になるように行う
ことを特徴とする請求項第１１項記載のＴｉ−６２４６
合金の熱処理方法。 - （１３）前記鍛造は、β変態点以上１００゜Ｆ以内で行
うことを特徴とする請求項第１１項記載のＴｉ−６２４
６合金の熱処理方法。 - （１４）前記固溶化熱処理を約１から４時間行うことを
特徴とする請求項第１１項記載のＴＩ−６２４６合金の
熱処理方法。 - （１５）前記析出処理を約２から１６時間行うことを特
徴とする請求項第１１項記載のＴｉ−６２４６合金の熱
処理方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/122,865 US4842652A (en) | 1987-11-19 | 1987-11-19 | Method for improving fracture toughness of high strength titanium alloy |
| US122865 | 1987-11-19 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01162755A true JPH01162755A (ja) | 1989-06-27 |
| JP2728905B2 JP2728905B2 (ja) | 1998-03-18 |
Family
ID=22405285
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63293449A Expired - Fee Related JP2728905B2 (ja) | 1987-11-19 | 1988-11-19 | 高張力チタニウムＴｉ−６２４６合金の熱処理方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4842652A (ja) |
| JP (1) | JP2728905B2 (ja) |
| DE (1) | DE3837544C2 (ja) |
| FR (1) | FR2623523B1 (ja) |
| GB (1) | GB2212432B (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1313296C (zh) * | 2004-01-30 | 2007-05-02 | 本田技研工业株式会社 | 燃料供应装置 |
| JP2009531546A (ja) * | 2006-03-30 | 2009-09-03 | スネクマ | チタン合金で作製された熱機械部品の熱処理方法および製造方法と、これらの方法から得られる熱機械部品 |
| CN103540797A (zh) * | 2012-07-11 | 2014-01-29 | 东港市东方高新金属材料有限公司 | 一种钛合金（Ti-6246）轧制管及其制备方法 |
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| US5417779A (en) * | 1988-09-01 | 1995-05-23 | United Technologies Corporation | High ductility processing for alpha-two titanium materials |
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| US4975125A (en) * | 1988-12-14 | 1990-12-04 | Aluminum Company Of America | Titanium alpha-beta alloy fabricated material and process for preparation |
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| JP3319195B2 (ja) * | 1994-12-05 | 2002-08-26 | 日本鋼管株式会社 | α＋β型チタン合金の高靱化方法 |
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| DE102005052918A1 (de) | 2005-11-03 | 2007-05-16 | Hempel Robert P | Kaltverformbare Ti-Legierung |
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| US12297525B2 (en) | 2019-11-28 | 2025-05-13 | Proterial, Ltd. | Manufacturing method for nickel-based alloy product or titanium-based alloy product |
| JP7068673B2 (ja) | 2019-11-28 | 2022-05-17 | 日立金属株式会社 | ニッケル基合金製品またはチタン基合金製品の製造方法 |
| CN112642976B (zh) * | 2020-12-01 | 2022-10-04 | 太原理工大学 | 一种控制钛合金β锻造织构的两段非等温锻造方法 |
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| US3901743A (en) * | 1971-11-22 | 1975-08-26 | United Aircraft Corp | Processing for the high strength alpha-beta titanium alloys |
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1987
- 1987-11-19 US US07/122,865 patent/US4842652A/en not_active Expired - Lifetime
-
1988
- 1988-11-01 GB GB8825543A patent/GB2212432B/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-11-04 DE DE3837544A patent/DE3837544C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1988-11-18 FR FR8815021A patent/FR2623523B1/fr not_active Expired - Fee Related
- 1988-11-19 JP JP63293449A patent/JP2728905B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| GB2212432A (en) | 1989-07-26 |
| FR2623523B1 (fr) | 1993-10-22 |
| US4842652A (en) | 1989-06-27 |
| DE3837544C2 (de) | 1998-10-15 |
| GB8825543D0 (en) | 1988-12-07 |
| GB2212432B (en) | 1991-12-11 |
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| JP2728905B2 (ja) | 1998-03-18 |
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