JPH0136550B2 - - Google Patents
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- JPH0136550B2 JPH0136550B2 JP59227605A JP22760584A JPH0136550B2 JP H0136550 B2 JPH0136550 B2 JP H0136550B2 JP 59227605 A JP59227605 A JP 59227605A JP 22760584 A JP22760584 A JP 22760584A JP H0136550 B2 JPH0136550 B2 JP H0136550B2
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Classifications
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Thermal Sciences (AREA)
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- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、高強度アルフア−ベータ・チタン合
金、特に実質的な量のベータ・スタビライザと少
なくとも３％モリブデンとを含有するアルフア・
ベータ合金の処理に係る。
金、特に実質的な量のベータ・スタビライザと少
なくとも３％モリブデンとを含有するアルフア・
ベータ合金の処理に係る。
高強度チタン合金は航空機用に広く使用されて
いる。その用途の一例はガスタービンエンジン内
のデイスクである。ガスタービンエンジンのデイ
スクはその周辺に配置された圧縮機ブレードを支
持且拘束し、1000rpmのオーダの速度で回転され
る。作動中、実質的な応力が生じ、これらの応力
は通常、部分的に、反復的である。このような変
動する応力は疲労破壊を惹起することが知られて
いる。通常の疲労破壊状況では、亀裂は通常表面
又は表面付近のひび割れ又は傷の所で開始し、次
いで亀裂は変動する応力の結果として成長又は伝
播する。亀裂の成長は、応力に抵抗するのに利用
可能な金属の面積を減少し、それにより応力の影
響を増大し、一層急速な亀裂成長速度を惹起す
る。
いる。その用途の一例はガスタービンエンジン内
のデイスクである。ガスタービンエンジンのデイ
スクはその周辺に配置された圧縮機ブレードを支
持且拘束し、1000rpmのオーダの速度で回転され
る。作動中、実質的な応力が生じ、これらの応力
は通常、部分的に、反復的である。このような変
動する応力は疲労破壊を惹起することが知られて
いる。通常の疲労破壊状況では、亀裂は通常表面
又は表面付近のひび割れ又は傷の所で開始し、次
いで亀裂は変動する応力の結果として成長又は伝
播する。亀裂の成長は、応力に抵抗するのに利用
可能な金属の面積を減少し、それにより応力の影
響を増大し、一層急速な亀裂成長速度を惹起す
る。
疲労破壊が生じないことが明らかに望ましい。
しかし、これは通常不可能である。このような疲
労破壊が危険を惹起する用途で疲労破壊の不存在
に依存することは不可能である。従つて、疲労亀
裂がその開始後にできる限り緩徐に成長すること
が望ましい。緩徐な亀裂成長速度は破壊の生起以
前に定期的検査の間にこのような亀裂の検出を可
能にする。
しかし、これは通常不可能である。このような疲
労破壊が危険を惹起する用途で疲労破壊の不存在
に依存することは不可能である。従つて、疲労亀
裂がその開始後にできる限り緩徐に成長すること
が望ましい。緩徐な亀裂成長速度は破壊の生起以
前に定期的検査の間にこのような亀裂の検出を可
能にする。
チタン合金の種々の機械的性質を改善するため
の多くのプロセスが存在する。これらのプロセス
の大部分は降伏及び引張強さ並びにクリープ特性
のようなチタンの静的性質に焦点を合せてきた。
本発明は、広く使用されているチタン合金、Ti
−６−２−４−６（６％Al、２％Sn、４％Zr、６
％Mo、残余主としてTiなる合金）、内の亀裂成
長速度の問題に特に焦点を合せている。
の多くのプロセスが存在する。これらのプロセス
の大部分は降伏及び引張強さ並びにクリープ特性
のようなチタンの静的性質に焦点を合せてきた。
本発明は、広く使用されているチタン合金、Ti
−６−２−４−６（６％Al、２％Sn、４％Zr、６
％Mo、残余主としてTiなる合金）、内の亀裂成
長速度の問題に特に焦点を合せている。
チタン合金の分野の先行特許として米国特許第
2968586号及び第2974076号には、アルフア−ベー
タ・チタン合金及びその種々の可能な加工熱処理
過程が記載されている。米国特許第2974076号に
は、ベータ・トランザス温度以上からの焼入れを
含む熱処理は、ベータ・トランザス（transus）
温度以下からの焼入れに比べて合金の引張強さ及
び延性を減少する点で望ましくないことが記載さ
れている（コラム３の最後のフル・パラグラフ）。
米国特許第2974076号の特許請求の範囲第８項及
び第９項には、ベータ・トランザス温度以上への
加熱と、ベータ・トランザス温度以下への緩徐な
冷却と、ベータ・トランザス温度に近く但しそれ
以下の温度での平衡と急速な焼入れとを含む熱処
理が記載されている。ベータ・トランザス温度以
上での変形については記載されていない。米国特
許第2968586号には、Widmanstatten構造を生ず
る方法としての焼入れが記載されており、また１
分間に約1.7から16.6℃まで（１分間に約３〓か
ら１分間に約30〓まで）の冷却速度が開示されて
いる（カラム３、行23〜25）。
2968586号及び第2974076号には、アルフア−ベー
タ・チタン合金及びその種々の可能な加工熱処理
過程が記載されている。米国特許第2974076号に
は、ベータ・トランザス温度以上からの焼入れを
含む熱処理は、ベータ・トランザス（transus）
温度以下からの焼入れに比べて合金の引張強さ及
び延性を減少する点で望ましくないことが記載さ
れている（コラム３の最後のフル・パラグラフ）。
米国特許第2974076号の特許請求の範囲第８項及
び第９項には、ベータ・トランザス温度以上への
加熱と、ベータ・トランザス温度以下への緩徐な
冷却と、ベータ・トランザス温度に近く但しそれ
以下の温度での平衡と急速な焼入れとを含む熱処
理が記載されている。ベータ・トランザス温度以
上での変形については記載されていない。米国特
許第2968586号には、Widmanstatten構造を生ず
る方法としての焼入れが記載されており、また１
分間に約1.7から16.6℃まで（１分間に約３〓か
ら１分間に約30〓まで）の冷却速度が開示されて
いる（カラム３、行23〜25）。
米国特許第3901743号及び第4053330号にはチタ
ン合金の処理が記載されている。米国特許第
3901743号は特にTi−６−２−４−６材料を説明
しており、また鍛造された材料での開始と、ベー
タ・トランザスの少し下の温度での溶液熱処理
（ベータ・トランザスは946℃（1735〓）であり、
また示唆された熱処理は871〜927℃（1600〜1700
〓）である）と、室温への焼入れと、760〜871℃
（1470〜1600〓）への再加熱と、それに続く510〜
593℃（950〜1100〓）でのエージングとを含む方
法を開示している。従つて、この文献が後記の本
発明を予想するものとは見られない。米国特許第
4053330号に説明されているプロセスは、ベー
タ・トランザス温度以上の温度での鍛造と、マル
テンサイト構造を生ずる急速な焼入れと、中間温
度での焼戻しとの過程を含んでいる。焼入れは、
１分間に550℃（１分間に1000〓）のオーダーの
焼入れ速度を本質的に生ずる液体媒体を用いて行
われるものとして開示されている。
ン合金の処理が記載されている。米国特許第
3901743号は特にTi−６−２−４−６材料を説明
しており、また鍛造された材料での開始と、ベー
タ・トランザスの少し下の温度での溶液熱処理
（ベータ・トランザスは946℃（1735〓）であり、
また示唆された熱処理は871〜927℃（1600〜1700
〓）である）と、室温への焼入れと、760〜871℃
（1470〜1600〓）への再加熱と、それに続く510〜
593℃（950〜1100〓）でのエージングとを含む方
法を開示している。従つて、この文献が後記の本
発明を予想するものとは見られない。米国特許第
4053330号に説明されているプロセスは、ベー
タ・トランザス温度以上の温度での鍛造と、マル
テンサイト構造を生ずる急速な焼入れと、中間温
度での焼戻しとの過程を含んでいる。焼入れは、
１分間に550℃（１分間に1000〓）のオーダーの
焼入れ速度を本質的に生ずる液体媒体を用いて行
われるものとして開示されている。
米国特許第4309226号は、ニア・アルフア・チ
タン合金の処理のための加工熱処理及び特にTi
−６−２−４−２（6Al、2Sn、4Zr、2Mo、残余
Ti）として知られている合金を説明している。
このプロセスは多くの点で本発明のプロセスと類
似しているが、本発明が対象とする合金とは実質
的に異なる合金であるニア・アルフア合金を対象
としている。従つて、それにより得られる結果
は、本発明に説明されている種類の合金にこのプ
ロセスを応用するとにより得られる結果とは異な
る。特に、低いMo含有量のために本発明により
処理された材料内で観察されるMoリツチ境界層
の生成がない。
タン合金の処理のための加工熱処理及び特にTi
−６−２−４−２（6Al、2Sn、4Zr、2Mo、残余
Ti）として知られている合金を説明している。
このプロセスは多くの点で本発明のプロセスと類
似しているが、本発明が対象とする合金とは実質
的に異なる合金であるニア・アルフア合金を対象
としている。従つて、それにより得られる結果
は、本発明に説明されている種類の合金にこのプ
ロセスを応用するとにより得られる結果とは異な
る。特に、低いMo含有量のために本発明により
処理された材料内で観察されるMoリツチ境界層
の生成がない。
本発明によれば、Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo
という形式のチタン合金が、亀裂成長に対する高
められた抵抗力を生ずるように加工熱処理され
る。材料はベータ・トランザス以上で鍛造され、
11〜55℃／min（20〜100〓／min）でベータ・ト
ランザスを通じて冷却され、ベータ・トランザス
の近く但しそれ以下で熱処理され、またエージン
グされる。
という形式のチタン合金が、亀裂成長に対する高
められた抵抗力を生ずるように加工熱処理され
る。材料はベータ・トランザス以上で鍛造され、
11〜55℃／min（20〜100〓／min）でベータ・ト
ランザスを通じて冷却され、ベータ・トランザス
の近く但しそれ以下で熱処理され、またエージン
グされる。
その結果として得られる構造はベータ・マトリ
ツクス内にアルフア・プレートレツト
（platelet）を含んでおり、プレートレツトはMo
リツチのゾーンにより囲まれており、またその構
造は粒界アルフアを含んでいない。
ツクス内にアルフア・プレートレツト
（platelet）を含んでおり、プレートレツトはMo
リツチのゾーンにより囲まれており、またその構
造は粒界アルフアを含んでいない。
この構造は疲労亀裂の伝播に対して抵抗性を有
する。
する。
他の特徴及び利点は特許請求の範囲に示されて
おり、また以下の図面による実施例の説明から一
層明らかになろう。
おり、また以下の図面による実施例の説明から一
層明らかになろう。
本発明は、特定のチタン合金に改良された機械
的性質を与えるための加工熱処理プロセスであ
る。本プロセスは６％Al、２％Sn、４％Zr、６
％Mo、残余主としてTi（Ti−６−２−４−６）
の標準組織を有する合金に関して開発且最適化さ
れたものであり、この合金に関して説明される。
この市販されている合金に於ける元素含有量の範
囲は、Snに対しては±0.25％であることを例外と
して、標準含有量から全て±0.5％である。幾つ
かの他の合金を本プロセスに適していると信ぜら
れている。本発明のプロセスに適していると信じ
られている主要な他の市販されている合金はTi
−17と呼ばれている合金であり、その標準組成は
５％Al、２％Sn、２％Zr、４％Mo、４％Cr、
残余主としてTiである。元素含有量の範囲は、
Sn及びZrに対しては±0.25％であることを例外と
して、0.5％である。これらの二つの合金は、ベ
ータ相が比較的安定であるように高いベータ・ス
タビライザ含有量を有するアルフア−ベータ合金
である。これらの合金は高い硬化性を有する合金
であり、その厚い部分はベータ・ソルバス温度以
上からの焼入れにより完全に硬化され得る。後記
のように、合金の比較的高いモリブデン含有量
（＞３％）も有意義である。
的性質を与えるための加工熱処理プロセスであ
る。本プロセスは６％Al、２％Sn、４％Zr、６
％Mo、残余主としてTi（Ti−６−２−４−６）
の標準組織を有する合金に関して開発且最適化さ
れたものであり、この合金に関して説明される。
この市販されている合金に於ける元素含有量の範
囲は、Snに対しては±0.25％であることを例外と
して、標準含有量から全て±0.5％である。幾つ
かの他の合金を本プロセスに適していると信ぜら
れている。本発明のプロセスに適していると信じ
られている主要な他の市販されている合金はTi
−17と呼ばれている合金であり、その標準組成は
５％Al、２％Sn、２％Zr、４％Mo、４％Cr、
残余主としてTiである。元素含有量の範囲は、
Sn及びZrに対しては±0.25％であることを例外と
して、0.5％である。これらの二つの合金は、ベ
ータ相が比較的安定であるように高いベータ・ス
タビライザ含有量を有するアルフア−ベータ合金
である。これらの合金は高い硬化性を有する合金
であり、その厚い部分はベータ・ソルバス温度以
上からの焼入れにより完全に硬化され得る。後記
のように、合金の比較的高いモリブデン含有量
（＞３％）も有意義である。
プロセスの最初の過程は、ベータ・トランザス
温度以上の温度で、好ましくはベータ・トランザ
ス温度以上の約14℃〜36℃（約25〜65〓）から行
われる鍛造過程である。“等温”鍛造が加熱され
たダイスを用いて行われたが、妥当な鍛造温度変
動、特に14゜〜36℃（25〜65〓）範囲内の変動は、
本発明の範囲内である。変形の大きさ及び速度
は、材料を再結晶させ且粗くされた粒界を生ずる
のに十分であるように選択されている。典型的に
少くとも10％、好ましくは少なくとも25％の面積
減少と等価な減少で十分である。
温度以上の温度で、好ましくはベータ・トランザ
ス温度以上の約14℃〜36℃（約25〜65〓）から行
われる鍛造過程である。“等温”鍛造が加熱され
たダイスを用いて行われたが、妥当な鍛造温度変
動、特に14゜〜36℃（25〜65〓）範囲内の変動は、
本発明の範囲内である。変形の大きさ及び速度
は、材料を再結晶させ且粗くされた粒界を生ずる
のに十分であるように選択されている。典型的に
少くとも10％、好ましくは少なくとも25％の面積
減少と等価な減少で十分である。
等温変形過程に続いて、材料は制御された速度
で等温鍛造温度（好ましくは約538℃（約1000〓）
以下）から冷却される。速度は１分間に約11℃
（20〓）から約55℃（100〓）までであるように制
御されている。この制御された速度での冷却過程
は後記のような所望の微細構造を得るのに臨界的
である。それよりも遅い冷却速度は、亀裂成長に
満足に抵抗し得ない粗い針状構造の生成に通ずる
であろう。もし速度が高過ぎれば、所望の針状微
細構造が得られないであう。
で等温鍛造温度（好ましくは約538℃（約1000〓）
以下）から冷却される。速度は１分間に約11℃
（20〓）から約55℃（100〓）までであるように制
御されている。この制御された速度での冷却過程
は後記のような所望の微細構造を得るのに臨界的
である。それよりも遅い冷却速度は、亀裂成長に
満足に抵抗し得ない粗い針状構造の生成に通ずる
であろう。もし速度が高過ぎれば、所望の針状微
細構造が得られないであう。
次いで材料が約0.5〜５時間に亙りベータ・ト
ランザス温度の近く但しそれ以下の温度、好まし
くはベータ・トランザス温度よりも約28℃（50
〓）から約83℃（150〓）まで低い温度で熱処理
される。材料は空気冷却により生ずる速度と等価
な速度又はそれよりも速い速度で上記の熱処理温
度から（好ましくは約260℃（500〓）以下の温度
へ）冷却される。
ランザス温度の近く但しそれ以下の温度、好まし
くはベータ・トランザス温度よりも約28℃（50
〓）から約83℃（150〓）まで低い温度で熱処理
される。材料は空気冷却により生ずる速度と等価
な速度又はそれよりも速い速度で上記の熱処理温
度から（好ましくは約260℃（500〓）以下の温度
へ）冷却される。
プロセスの最終過程は４〜８時間に亙り約482
℃（900〓）から約649℃（1200〓）までの温度で
行われるエージング過程である。
℃（900〓）から約649℃（1200〓）までの温度で
行われるエージング過程である。
その結果しての構造が第１図に示されており、
ベータ相により囲まれた針状アルフア相プレート
レツトからなつている。アルフアプレートレツト
の長さと厚みとの比は初期等温鍛造温度からの冷
却速度により制御され、約４〜約20まででなけれ
ばならない。もし速度が高価過ぎれば、プレート
レツトは過度に細くなり（長さｌと直径ｄの比
ｌ／ｄが高価過ぎ）、所望の性質を生じないこと
になる。遅い冷却速度は亀裂成長に対して抵抗性
でない粗い構造に通ずる。第１図の構造が亀裂形
成後に観察される時、それはアルフア・ニードル
とベータ・マトリツクス層との間の界面に沿つて
伝播するものとして観察される。この理由から、
プレートレツトが長過ぎないこと、またプレート
レツトがジヤンブルされた（バスケツト・ウイー
ブ）形態を有することが望ましい。もしプレート
レツトの長さが比較的短く且プレートレツトが互
いに不規則な方向に向けられていれば亀裂の伝播
経路は曲りくねり、亀裂の伝播は減速されること
になる。
ベータ相により囲まれた針状アルフア相プレート
レツトからなつている。アルフアプレートレツト
の長さと厚みとの比は初期等温鍛造温度からの冷
却速度により制御され、約４〜約20まででなけれ
ばならない。もし速度が高価過ぎれば、プレート
レツトは過度に細くなり（長さｌと直径ｄの比
ｌ／ｄが高価過ぎ）、所望の性質を生じないこと
になる。遅い冷却速度は亀裂成長に対して抵抗性
でない粗い構造に通ずる。第１図の構造が亀裂形
成後に観察される時、それはアルフア・ニードル
とベータ・マトリツクス層との間の界面に沿つて
伝播するものとして観察される。この理由から、
プレートレツトが長過ぎないこと、またプレート
レツトがジヤンブルされた（バスケツト・ウイー
ブ）形態を有することが望ましい。もしプレート
レツトの長さが比較的短く且プレートレツトが互
いに不規則な方向に向けられていれば亀裂の伝播
経路は曲りくねり、亀裂の伝播は減速されること
になる。
本発明により処理された材料の一つの観察され
た特徴は、アルフア・プレートレツトとベータ・
マトリツクスとの間の界面にモデイフアイされた
組成の薄い層が存在することである。この界面組
成は重量比で20〜25％のオーダの高いモリブデン
含有量を有する。この材料は丈夫で、延性があり
且亀裂成分に対して抵抗性があり、また本発明の
プロセスがこの界面相の結果として実質的な利益
を達成しているものと信ぜられる。この高モリブ
デン界面材料は熱処理過程の間に生成されるもの
と信ぜられている。厚みは10-4mm（1000Å）のオ
ーダーである。その高いモリブデンの含有量のた
めに、実質的な（＞３％）モリブデン・レベルを
含有しない合金は、本発明により処理された時に
Ti−６−２−４−６材料で得られる所望の亀裂
成長挙動を生じないものと予想される。
た特徴は、アルフア・プレートレツトとベータ・
マトリツクスとの間の界面にモデイフアイされた
組成の薄い層が存在することである。この界面組
成は重量比で20〜25％のオーダの高いモリブデン
含有量を有する。この材料は丈夫で、延性があり
且亀裂成分に対して抵抗性があり、また本発明の
プロセスがこの界面相の結果として実質的な利益
を達成しているものと信ぜられる。この高モリブ
デン界面材料は熱処理過程の間に生成されるもの
と信ぜられている。厚みは10-4mm（1000Å）のオ
ーダーである。その高いモリブデンの含有量のた
めに、実質的な（＞３％）モリブデン・レベルを
含有しない合金は、本発明により処理された時に
Ti−６−２−４−６材料で得られる所望の亀裂
成長挙動を生じないものと予想される。
本発明の利益の幾つかを以下の例により説明す
る。
る。
Ti−６−２−４−６材料（約946℃（5735〓）
ベータ・トランザスを有するもの）が約66％の面
積減少まで982℃（1800〓）で等温で鍛造された。
次いで材料は538℃（1000〓）の温度に１分間に
約22℃（40〓）の速度で冷却された（また次いで
室温に空気冷却された）。この材料の試料が866℃
（1590〓）と916℃（1680〓）との間の種々の温度
で、即ち約80.5℃（145〓）から約30.5℃（55〓）
までベータ・トランザスよりも低い温度で熱処理
された。試料の殆どは次いで８時間に亙り593℃
（1100〓）でエージングされ、また亀裂成長速度
の相対的指示を得るため試験された。その結果が
第２図に示されている。第２図から、約885℃
（1625〓）の温度又はベータ・トランザスよりも
61℃（110〓）低い温度が最適の亀裂成長速度を
生ずることが観察され得る。また、593℃（1100
〓）でエージングされた試料が621℃（1150〓）
でエージングされた試料よりも優れた性質を有す
ることが観察される。また、曲線中には、982℃
（1800〓）からの油冷及びそれに続く830℃（1525
〓）での熱処理等を含む標準的な従来の処理順序
により得れる材料の挙動が単一の点により示され
ている。
ベータ・トランザスを有するもの）が約66％の面
積減少まで982℃（1800〓）で等温で鍛造された。
次いで材料は538℃（1000〓）の温度に１分間に
約22℃（40〓）の速度で冷却された（また次いで
室温に空気冷却された）。この材料の試料が866℃
（1590〓）と916℃（1680〓）との間の種々の温度
で、即ち約80.5℃（145〓）から約30.5℃（55〓）
までベータ・トランザスよりも低い温度で熱処理
された。試料の殆どは次いで８時間に亙り593℃
（1100〓）でエージングされ、また亀裂成長速度
の相対的指示を得るため試験された。その結果が
第２図に示されている。第２図から、約885℃
（1625〓）の温度又はベータ・トランザスよりも
61℃（110〓）低い温度が最適の亀裂成長速度を
生ずることが観察され得る。また、593℃（1100
〓）でエージングされた試料が621℃（1150〓）
でエージングされた試料よりも優れた性質を有す
ることが観察される。また、曲線中には、982℃
（1800〓）からの油冷及びそれに続く830℃（1525
〓）での熱処理等を含む標準的な従来の処理順序
により得れる材料の挙動が単一の点により示され
ている。
本発明による材料が公知の材料に比べて実質的
に優れていることは明らかである。第３図には、
本発明の材料と公知の処理（サブソルバス溶液処
理、急速冷却、593℃（5100〓）でのエージング）
により処理された材料とに対して時間対１％クリ
ープのLarson−Millerプロツトが示されている。
温度及び応力の類似の条件に対して本発明の材料
は、公知の材料に比べて約２倍のクリープ寿命を
有することが観察される。他の試験では、亀裂成
長寿命が本発明の材料及び公知の材料に対して温
度の関数として評価された、その結果が第４図に
示されている。再び、本発明の材料が公知の材料
（第３図の材料と同一の公知のプロセス）よりも
優れているが、その優れている度合は温度の増大
と共に若干減少することが観察される。
に優れていることは明らかである。第３図には、
本発明の材料と公知の処理（サブソルバス溶液処
理、急速冷却、593℃（5100〓）でのエージング）
により処理された材料とに対して時間対１％クリ
ープのLarson−Millerプロツトが示されている。
温度及び応力の類似の条件に対して本発明の材料
は、公知の材料に比べて約２倍のクリープ寿命を
有することが観察される。他の試験では、亀裂成
長寿命が本発明の材料及び公知の材料に対して温
度の関数として評価された、その結果が第４図に
示されている。再び、本発明の材料が公知の材料
（第３図の材料と同一の公知のプロセス）よりも
優れているが、その優れている度合は温度の増大
と共に若干減少することが観察される。
本発明が以上に説明した特定の実施例に限定さ
れるものではなく、種々の変形が本発明の範囲内
で行われ得ることは理解されよう。
れるものではなく、種々の変形が本発明の範囲内
で行われ得ることは理解されよう。
第１図は本発明により処理された材料の顕微鏡
写真である。第２図は種々の条件の処理された
Ti−６−４−２−６材料に対する亀裂成長寿命
を示す図である。第３図は公知の処理に対する亀
裂寿命と本発明の材料に対する亀裂寿命とを比較
する図である。第４図は本発明により処理された
材料と公知の処理をされた材料とに対して温度の
関数として亀裂成長速度を比較する図である。
写真である。第２図は種々の条件の処理された
Ti−６−４−２−６材料に対する亀裂成長寿命
を示す図である。第３図は公知の処理に対する亀
裂寿命と本発明の材料に対する亀裂寿命とを比較
する図である。第４図は本発明により処理された
材料と公知の処理をされた材料とに対して温度の
関数として亀裂成長速度を比較する図である。
Claims (1)
- １ ベータ・トランザス温度より16〜36℃高い温
度にて少なくとも10％の面積減少に等価な量縮小
するよう鍛造され、１分間に11〜55℃の冷却速度
でベータ・トランザス温度を横切つてベータ・ト
ランザス温度より28〜83℃低い温度まで冷却さ
れ、この温度に0.5〜５時間保たれ、次いで空気
冷却により生ずる冷却速度又はそれ以上の速度に
て260℃以下に冷却され、次いで482〜649℃の温
度に２〜10時間保たれることにより、ベータ・マ
トリツクス内に直径に対する長さの比が４〜20の
ニードル状のアルフア・プレートレツトを体積百
分率で20〜90％含み、アルフア・プレートレツト
が合金全体としてのMoの含有率よりも高いMo
含有率の薄い層にて囲まれた金属組織を生成し得
る６％Al、２％Sn、４％Zr、６％Mo、残余主と
してTiなる標準組成、又は５％Al、２％Sn、２
％Zr、４％Mo、４％Cr、残余主としてTiなる標
準組成、又はこれらに類似の組成を有するチタン
合金を上記の要領にて熱処理することにより当該
チタン合金を上記の金属組織を有するチタン合金
とすることを特徴とする方法。
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