JPH0768598B2 - チタン系合金 - Google Patents
チタン系合金Info
- Publication number
- JPH0768598B2 JPH0768598B2 JP62266697A JP26669787A JPH0768598B2 JP H0768598 B2 JPH0768598 B2 JP H0768598B2 JP 62266697 A JP62266697 A JP 62266697A JP 26669787 A JP26669787 A JP 26669787A JP H0768598 B2 JPH0768598 B2 JP H0768598B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- creep
- alloy
- post
- ductility
- alloys
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 title description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 55
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 54
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 25
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 15
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 14
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 13
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 12
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims abstract description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 12
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 15
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 3
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 3
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 229910000967 As alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009510 drug design Methods 0.000 description 1
- 238000009439 industrial construction Methods 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Materials For Medical Uses (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
- Resistance Heating (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ガスタービンエンジンの製造におけるような種々の工業
的施工において、チタン系合金はフアンディスク及びブ
レイド（Fan discs and blades）、コンプレッサーディ
スク及びブレイド、羽根、ケース、インペラー及びそれ
らエンジンのバーナー後部品における薄板金属構造物の
ようなガスタービンエンジンのための部品の製造に使用
されている。これらの施工の多くで、チタン系合金のガ
スカービンエンジン部品は510℃（950°Ｆ）から537.8
℃（1000°Ｆ）の操作温度に曝されている。これらの部
品は長時間、応力の条件下にこれら高操作温度で変形
（クリープ）に抵抗する必要がある。したがって、これ
らの合金が高温でクリープに高い抵抗を示し、高温での
応力条件下長時間この性質を保持することは重要であ
る。
的施工において、チタン系合金はフアンディスク及びブ
レイド（Fan discs and blades）、コンプレッサーディ
スク及びブレイド、羽根、ケース、インペラー及びそれ
らエンジンのバーナー後部品における薄板金属構造物の
ようなガスタービンエンジンのための部品の製造に使用
されている。これらの施工の多くで、チタン系合金のガ
スカービンエンジン部品は510℃（950°Ｆ）から537.8
℃（1000°Ｆ）の操作温度に曝されている。これらの部
品は長時間、応力の条件下にこれら高操作温度で変形
（クリープ）に抵抗する必要がある。したがって、これ
らの合金が高温でクリープに高い抵抗を示し、高温での
応力条件下長時間この性質を保持することは重要であ
る。
慣例的に、わずかに重量％でアルミニウム６％、錫２
％、ジルコニウム４％、モリブデン２％、シリコン0.1
％、鉄.08％、酸素.11％、残りがチタンであるチタン系
合金（Ti 6242−Si）が、高温度クリープ性が重要であ
るガスタービンエンジンのための部品のように、これら
の施工に使用されている。タービンエンジン設計者がエ
ンジン性能を改良したので、操作温度は対応して増加し
ている。したがって、例えば593.3℃（1100°Ｆ）まで
のより高操作温度で、及び／或は、合金Ti−6242−Siの
ような一般的合金で到達しているよりも高い応力レベル
で、変形に抵抗するチタン系合金に対する必要性があ
る。しかしながら、使用の間、合金が長時間高温で変形
に抵抗を保持することは重要である。又十分な合金の室
温延性がクリープに曝されたあとも保持されることが重
要であろう。これはクリープ後安定性と称されている。
同様に、室温及び高温での張力のような他の機械的性質
が、意図された工業的施工のため十分なレベルで達せら
れねばならない。従って、クリープ抵抗、クリープ後安
定性及び降伏強さのすぐれた組合せを達成するチタン系
合金を提供することが本発明の第一の目的である。
％、ジルコニウム４％、モリブデン２％、シリコン0.1
％、鉄.08％、酸素.11％、残りがチタンであるチタン系
合金（Ti 6242−Si）が、高温度クリープ性が重要であ
るガスタービンエンジンのための部品のように、これら
の施工に使用されている。タービンエンジン設計者がエ
ンジン性能を改良したので、操作温度は対応して増加し
ている。したがって、例えば593.3℃（1100°Ｆ）まで
のより高操作温度で、及び／或は、合金Ti−6242−Siの
ような一般的合金で到達しているよりも高い応力レベル
で、変形に抵抗するチタン系合金に対する必要性があ
る。しかしながら、使用の間、合金が長時間高温で変形
に抵抗を保持することは重要である。又十分な合金の室
温延性がクリープに曝されたあとも保持されることが重
要であろう。これはクリープ後安定性と称されている。
同様に、室温及び高温での張力のような他の機械的性質
が、意図された工業的施工のため十分なレベルで達せら
れねばならない。従って、クリープ抵抗、クリープ後安
定性及び降伏強さのすぐれた組合せを達成するチタン系
合金を提供することが本発明の第一の目的である。
実用上熔融し、使用する部品に加工でき、比較的低価格
の合金成分を具体化している治金組成物の性質の以降に
述べられた組合せをもっている合金を提供することは、
本発明の付加的な目的である。
の合金成分を具体化している治金組成物の性質の以降に
述べられた組合せをもっている合金を提供することは、
本発明の付加的な目的である。
第１図は、本発明による合金と一般的合金とを比較した
ラーソン−ミラー（Larson−Miller）.2％クリープ配置
図である。
ラーソン−ミラー（Larson−Miller）.2％クリープ配置
図である。
第２図は、Ti−6Al−xSn−4Zr−.4Mo−.45Si−.07O2−.
02Fe合金に対する定常状態クリープ割合における錫の効
果と、クリープ後延性を示しているグラフ図である。
02Fe合金に対する定常状態クリープ割合における錫の効
果と、クリープ後延性を示しているグラフ図である。
第３図は、Ti−6Al−4Sn−4Zr−xMo−.2Si−.10O2−.05
Feプラス他の少量添加物を含んでいる合金に対する0.5
％クリープひずみへの、時間対モリブデン含量を示して
いるグラフ図である。
Feプラス他の少量添加物を含んでいる合金に対する0.5
％クリープひずみへの、時間対モリブデン含量を示して
いるグラフ図である。
第４図は、Ti−6Al−2Sn−4Zr−.4Mo−xSi−.10O2−.02
Fe合金における定常状態クリープ耐性の効果とクリープ
後延性を示しているグラフ図である。
Fe合金における定常状態クリープ耐性の効果とクリープ
後延性を示しているグラフ図である。
第５図は、Ti−6Al−2.5Sn−4Zr−.4Mo−.45Si−.07O2
−xFe合金に対する0.2％クリープひずみへの、鉄の効果
とクリープ後延性を示しているグラフ図である。
−xFe合金に対する0.2％クリープひずみへの、鉄の効果
とクリープ後延性を示しているグラフ図である。
一般に、本発明は、良好な高温性により特徴づけられ
た、特に510℃〜593.3℃（950°−1100°Ｆ）の温度範
囲で、クリープ耐性を有するチタン系合金である。合金
は、本質的に重量％で、アルミニウム5.5〜6.5、錫2.00
〜4.00、好ましくは、2.25〜3.25、ジルコニウム3.5〜
4.5、モリブデン.3〜.5（但し.5を含まず）、シリコン.
35以上.55まで、鉄.03以下、酸素.14まで、好ましくは.
09まで、残りチタン、及び合金の性質に実質上影響を及
ぼさない偶発の不純物及び合金成分よりなっている。
た、特に510℃〜593.3℃（950°−1100°Ｆ）の温度範
囲で、クリープ耐性を有するチタン系合金である。合金
は、本質的に重量％で、アルミニウム5.5〜6.5、錫2.00
〜4.00、好ましくは、2.25〜3.25、ジルコニウム3.5〜
4.5、モリブデン.3〜.5（但し.5を含まず）、シリコン.
35以上.55まで、鉄.03以下、酸素.14まで、好ましくは.
09まで、残りチタン、及び合金の性質に実質上影響を及
ぼさない偶発の不純物及び合金成分よりなっている。
合金は、少くとも8436kg/cm2（120ksi）の平均室温降圧
強さを示す。加えて合金のクリープ性は510℃（950°
Ｆ）、4218kg/cm2（60ksi）で.2％クリープ変形に最低7
50時間の特徴がある。特にこの点において、第１図を構
成しているラーソン−ミラー配置図により明らかなよう
に、本発明の合金（線Ｃ−Ｄ）は、一般的合金Ti−6242
−Si（線Ａ−Ｂ）より約41.7℃（約75°Ｆ）良好なクリ
ープ性をもっている。本発明合金が一般のTi−6242−Si
にまさる改良例を提供するので、第１図に示されたプロ
ットは、537.8℃（1000°Ｆ）、1758kg/cm2（25ksi）
（そのような合金を利用している成分に対する合理的操
作パラメータ）の操作条件下.2％クリープびずみ（合理
的設計限界）への時間を推定するため使用されえる。第
１図におけるプロットは、一般のTi−6242−Siで作られ
た部分が、そのような条件下約1,000時間続くと期待さ
れるであろうことを示している。一方本発明合金で作ら
れた部分は、約20,000時間続くであろう。
強さを示す。加えて合金のクリープ性は510℃（950°
Ｆ）、4218kg/cm2（60ksi）で.2％クリープ変形に最低7
50時間の特徴がある。特にこの点において、第１図を構
成しているラーソン−ミラー配置図により明らかなよう
に、本発明の合金（線Ｃ−Ｄ）は、一般的合金Ti−6242
−Si（線Ａ−Ｂ）より約41.7℃（約75°Ｆ）良好なクリ
ープ性をもっている。本発明合金が一般のTi−6242−Si
にまさる改良例を提供するので、第１図に示されたプロ
ットは、537.8℃（1000°Ｆ）、1758kg/cm2（25ksi）
（そのような合金を利用している成分に対する合理的操
作パラメータ）の操作条件下.2％クリープびずみ（合理
的設計限界）への時間を推定するため使用されえる。第
１図におけるプロットは、一般のTi−6242−Siで作られ
た部分が、そのような条件下約1,000時間続くと期待さ
れるであろうことを示している。一方本発明合金で作ら
れた部分は、約20,000時間続くであろう。
加えて、本発明合金は、593.3℃（1100°Ｆ）、1687kg/
cm2（24ksi）で500時間のあと、４％室温伸長の低限界
と同様510℃（950°Ｆ）、4218kg/cm2（60ksi）で500時
間クリープに曝されたあと10％室温伸長の低限界を示し
ている。
cm2（24ksi）で500時間のあと、４％室温伸長の低限界
と同様510℃（950°Ｆ）、4218kg/cm2（60ksi）で500時
間クリープに曝されたあと10％室温伸長の低限界を示し
ている。
発明の合金は、クリープ耐性の目的のために、一般より
高いシリコン含量を示している。更に増加したシリコン
は、クリープ耐性を改良するため、一般より少いモリブ
デン及び鉄含量との結合に使用されている。酸素は、グ
リープ後安定性のため減ぜられている。熱が変態したベ
ーターミクロ構造をえるため加えられるとき、発明の合
金は大きな施工を発見するけれど、アルファーベータミ
クロ構造は、幾分クリープ性を減じるが、より強い力と
改良した低サイクル疲れ抵抗を生じることはよく知られ
ている。したがって、本発明の合金は、ベーター及びア
ルファーベーター加工ミクロ構造両者における有用性を
発見している。
高いシリコン含量を示している。更に増加したシリコン
は、クリープ耐性を改良するため、一般より少いモリブ
デン及び鉄含量との結合に使用されている。酸素は、グ
リープ後安定性のため減ぜられている。熱が変態したベ
ーターミクロ構造をえるため加えられるとき、発明の合
金は大きな施工を発見するけれど、アルファーベータミ
クロ構造は、幾分クリープ性を減じるが、より強い力と
改良した低サイクル疲れ抵抗を生じることはよく知られ
ている。したがって、本発明の合金は、ベーター及びア
ルファーベーター加工ミクロ構造両者における有用性を
発見している。
発明に導き、論証している実施例において、一般のTi−
6242−Si合金が基剤として使用され、アルミニウム、
錫、ジルコニウム、モリブデン、シリコン、酸素及び鉄
に関し変態がなされた。ベーター加工ミクロ構造は、最
大のクリープ耐性を提供すると知られているので、全合
金が一般の基剤合金材質を含め、この状態で評価され
た。
6242−Si合金が基剤として使用され、アルミニウム、
錫、ジルコニウム、モリブデン、シリコン、酸素及び鉄
に関し変態がなされた。ベーター加工ミクロ構造は、最
大のクリープ耐性を提供すると知られているので、全合
金が一般の基剤合金材質を含め、この状態で評価され
た。
試験に使用された材料は直径1.27cm（1/2インチ）の棒
状に熱圧延された250gのボタンヒート（button heats）
よりなった。棒は安定化時効処理のためベータに焼鈍さ
れ、その後、593.3℃（1100°Ｆ）/8時間熱処理され
た。引続き一般の張力及びクリープ標本に機械加工され
た。
状に熱圧延された250gのボタンヒート（button heats）
よりなった。棒は安定化時効処理のためベータに焼鈍さ
れ、その後、593.3℃（1100°Ｆ）/8時間熱処理され
た。引続き一般の張力及びクリープ標本に機械加工され
た。
表−Ｉは、発明の組成限界内の３合金組成物を記述して
いる。３合金の組成は、アルミニウム含量が5.5％から
6.5％の範囲にあることを除いて同一である。表Ｉから
アルミニウムを６％レベルから増加することは、僅かに
クリープ後延性（％RA′）を悪化することがわかるであ
ろう。低いアルミニウムレベルで、強さは僅かに減ぜら
れている。強さは低アルミニウム含量で減じるが、クリ
ープ後延性が高アルミニウム含量で減ぜられるので、ア
ルミニウムは発明により制御されねばならない。
いる。３合金の組成は、アルミニウム含量が5.5％から
6.5％の範囲にあることを除いて同一である。表Ｉから
アルミニウムを６％レベルから増加することは、僅かに
クリープ後延性（％RA′）を悪化することがわかるであ
ろう。低いアルミニウムレベルで、強さは僅かに減ぜら
れている。強さは低アルミニウム含量で減じるが、クリ
ープ後延性が高アルミニウム含量で減ぜられるので、ア
ルミニウムは発明により制御されねばならない。
表−IIは、リープ耐性及びクリープ後延性における、
錫及び酸素の効果を示している。例えば酸素は.07％に
保持されているが、錫は２％から４％に増加されている
合金１と合金６を比較することにより、表−IIにみられ
るであろうように、クリープ抵抗における重大な変化は
認められていないけれど、クリープ後延性における重大
な悪化が生じている。このデーターの部分は、Ti−6Al
−xSn−4Zr−.4Mo−.45Si−.07O2−.02Fe系合金におけ
る510℃（950°Ｆ）/4218kg/cm2（60ksi）クリープ性に
おける錫の効果に関し、第２図にプロットされている。
定常状態クリープ割合における錫の効果は、実線で、ク
リープ後延性は点線で示されている。このプロットに示
されている傾向は、十分なクリープ後延性が保持される
ことであるなら、この系において錫は約3.25％レベル以
下に保たれるべきであることを示唆している。
錫及び酸素の効果を示している。例えば酸素は.07％に
保持されているが、錫は２％から４％に増加されている
合金１と合金６を比較することにより、表−IIにみられ
るであろうように、クリープ抵抗における重大な変化は
認められていないけれど、クリープ後延性における重大
な悪化が生じている。このデーターの部分は、Ti−6Al
−xSn−4Zr−.4Mo−.45Si−.07O2−.02Fe系合金におけ
る510℃（950°Ｆ）/4218kg/cm2（60ksi）クリープ性に
おける錫の効果に関し、第２図にプロットされている。
定常状態クリープ割合における錫の効果は、実線で、ク
リープ後延性は点線で示されている。このプロットに示
されている傾向は、十分なクリープ後延性が保持される
ことであるなら、この系において錫は約3.25％レベル以
下に保たれるべきであることを示唆している。
又表−IIは、酸素が、与えられた系において増加される
と、クリープ後延性が減少されることを示している。増
加された酸素でのクリープ後延性における低下は、高錫
レベルでさらに宣言されている。
と、クリープ後延性が減少されることを示している。増
加された酸素でのクリープ後延性における低下は、高錫
レベルでさらに宣言されている。
表−IIIは、クリープ後延性及びクリープ耐性における
ジルコニウムの効果を示している。表IIIからみられる
であろうように、特に2.5から４％の範囲内のジルコニ
ウムは、クリープ後延性に重大な効果をもたないが、.2
伸びへの時間により論証されたように、クリープ耐性に
重大な効果をもっている。このようにして、ジルコニウ
ムは４％レベルで保持されるべきである。
ジルコニウムの効果を示している。表IIIからみられる
であろうように、特に2.5から４％の範囲内のジルコニ
ウムは、クリープ後延性に重大な効果をもたないが、.2
伸びへの時間により論証されたように、クリープ耐性に
重大な効果をもっている。このようにして、ジルコニウ
ムは４％レベルで保持されるべきである。
第３図は1687kg/cm2（24ksi）、593.3℃（1100°Ｆ）
で、.5％伸びへの時間におけるモリブデンの効果を示し
ている。これに関し、第３図のプロットは、.5％クリー
プひずみへの時間を最大にするため、モリブデンは約0.
5％未満であるべきであることを示している。更にモリ
ブデンに関し、表IVは、.4％のモリブデン含量が、クリ
ープ耐性とクリープ後延性の最適組合せを与えることを
示している。これらの結果は、モリブデン含量が重要
で、狭い限定内に厳密に制御されるべきであることを示
している。.3から.5未満の範囲が製造見地から実際的な
範囲である。
で、.5％伸びへの時間におけるモリブデンの効果を示し
ている。これに関し、第３図のプロットは、.5％クリー
プひずみへの時間を最大にするため、モリブデンは約0.
5％未満であるべきであることを示している。更にモリ
ブデンに関し、表IVは、.4％のモリブデン含量が、クリ
ープ耐性とクリープ後延性の最適組合せを与えることを
示している。これらの結果は、モリブデン含量が重要
で、狭い限定内に厳密に制御されるべきであることを示
している。.3から.5未満の範囲が製造見地から実際的な
範囲である。
表−Ｖ及び第４図は、クリープ耐性及びクリープ後延性
両者に関し、シリコンの効果を示している。実際は定常
状態ク（株）ープ耐性を示し、点線はクリープ後延性を
示している。更に特定的に、約.45％までシリコンを増
すことを、クリープ耐性を増すとデータは示している。
然しながら、.6％のシリコン含量で、クリープ後延性の
ひどい劣化がクリープ耐性における明らかな増加なしに
生じる。それ故、クリープ後延性を保持するため、シリ
コンは約.55％の上限であるべきであるが、クリープ耐
性を保持するため.45％以下に有意におちるべきでな
い。かくして、製造熔融許容度内であるため、.35以上.
55の範囲が確立されている。
両者に関し、シリコンの効果を示している。実際は定常
状態ク（株）ープ耐性を示し、点線はクリープ後延性を
示している。更に特定的に、約.45％までシリコンを増
すことを、クリープ耐性を増すとデータは示している。
然しながら、.6％のシリコン含量で、クリープ後延性の
ひどい劣化がクリープ耐性における明らかな増加なしに
生じる。それ故、クリープ後延性を保持するため、シリ
コンは約.55％の上限であるべきであるが、クリープ耐
性を保持するため.45％以下に有意におちるべきでな
い。かくして、製造熔融許容度内であるため、.35以上.
55の範囲が確立されている。
表−VI及び第５図におけるデーターは、クリープ耐性に
関し、鉄の重要な効果を論証している。0.2％クリープ
ひずみへの時間は実線により、クリープ後延性は点線に
より示されている。特に、鉄含量を抑制することによ
り、特に鉄を3.0％以下に抑制することにより、テスト
された合金のクリープ後延性において、クリープ耐性が
悪効果なしに改良されることをデーターは示している。
関し、鉄の重要な効果を論証している。0.2％クリープ
ひずみへの時間は実線により、クリープ後延性は点線に
より示されている。特に、鉄含量を抑制することによ
り、特に鉄を3.0％以下に抑制することにより、テスト
された合金のクリープ後延性において、クリープ耐性が
悪効果なしに改良されることをデーターは示している。
上に存在し、論じられたので、データーからみられるあ
ろうように、発明はTi−6242−Siのような一般的合金よ
り約41.7℃（75°Ｆ）高い温度で使用されえる改良され
た高温チタン系合金を提供している。そしてこれらの増
加された温度で、強さ、クリープ耐性及びクリープ後安
定性のすぐれた組合を示すであろう。
ろうように、発明はTi−6242−Siのような一般的合金よ
り約41.7℃（75°Ｆ）高い温度で使用されえる改良され
た高温チタン系合金を提供している。そしてこれらの増
加された温度で、強さ、クリープ耐性及びクリープ後安
定性のすぐれた組合を示すであろう。
これらの性質は、合金化学組成の決定的な制御により達
成されている。特に、鉄は通常より相当に低く抑制され
ねばならない。そしてモリブデン、シリコン、及び酸素
は狭い範囲内に制御されねばならない。これらの範囲
は、一般合金のための代表的範囲の外側にある。
成されている。特に、鉄は通常より相当に低く抑制され
ねばならない。そしてモリブデン、シリコン、及び酸素
は狭い範囲内に制御されねばならない。これらの範囲
は、一般合金のための代表的範囲の外側にある。
第１図は、本願発明による合金と一般合金とを比較して
いるラーソンミラー0.2％クリーププロット図である。
線Ａ−Ｂは一般合金Ti−6242−Si;線Ｃ−Ｄは本願発明
合金を示す。 第２図は、Ti−6Al−xSn−4Zr−.4Mo−.45Si−.07O2−.
02Fe合金に対する510℃/4218kg/cm2（950°F/60ksi）ク
リープに曝されたときの錫の含量と定常状態クリープ割
合とクリープ後延性との関係を示す図である。 第３図は、Ti−6Al−4Sn−4Zr−xMo−.2Si−.10O2−.05
Fと他の少量の添加物を含んでいる合金に対する593℃/1
689kg/cm2（1100°F/60ksi）クリープに曝されたときの
モリブデン含量と0.5％クリープ歪への時間との関係を
示す図である。 第４図は、Ti−6Al−2Sn−4Zr−.4Mo−xSi−.10O2−.02
Fe合金に対する510℃/4218kg/cm2（950°F/60ksi）クリ
ープに曝されたときの定常状態クリープ耐性及びクリー
プ後延性におけるシリコンの効果を示している図であ
る。 第５図は、Ti−6Al−2.5Sn−4Zr−.4Mo−.45Si−.07O2
−xFe合金に対する510℃/4218kg/cm2（950°F/60ksi）
クリープに曝されたときの0.2％クリープ歪への時間及
びクリープ後延性における鉄の効果を示している図であ
る。
いるラーソンミラー0.2％クリーププロット図である。
線Ａ−Ｂは一般合金Ti−6242−Si;線Ｃ−Ｄは本願発明
合金を示す。 第２図は、Ti−6Al−xSn−4Zr−.4Mo−.45Si−.07O2−.
02Fe合金に対する510℃/4218kg/cm2（950°F/60ksi）ク
リープに曝されたときの錫の含量と定常状態クリープ割
合とクリープ後延性との関係を示す図である。 第３図は、Ti−6Al−4Sn−4Zr−xMo−.2Si−.10O2−.05
Fと他の少量の添加物を含んでいる合金に対する593℃/1
689kg/cm2（1100°F/60ksi）クリープに曝されたときの
モリブデン含量と0.5％クリープ歪への時間との関係を
示す図である。 第４図は、Ti−6Al−2Sn−4Zr−.4Mo−xSi−.10O2−.02
Fe合金に対する510℃/4218kg/cm2（950°F/60ksi）クリ
ープに曝されたときの定常状態クリープ耐性及びクリー
プ後延性におけるシリコンの効果を示している図であ
る。 第５図は、Ti−6Al−2.5Sn−4Zr−.4Mo−.45Si−.07O2
−xFe合金に対する510℃/4218kg/cm2（950°F/60ksi）
クリープに曝されたときの0.2％クリープ歪への時間及
びクリープ後延性における鉄の効果を示している図であ
る。
Claims (3)
- 【請求項１】510℃（950°Ｆ）から593.3℃（1100°
Ｆ）の温度範囲での耐クリープ特性により特徴づけられ
るチタン系合金において、該合金は本質的に重量％で、
アルミニウム5.5から6.5％、錫2.00から4.00％、ジルコ
ニウム3.5から4.5％、モリブデン0.3から0.5％（但し0.
5％を含まず）、シリコン0.35以上から0.55％、鉄0.03
％以下、酸素0.14％まで、及び残りチタンと付随的不純
物よりなることを特徴とするチタン系合金。 - 【請求項２】錫が2.25から3.25％の範囲内にある特許請
求の範囲第１項記載の合金。 - 【請求項３】酸素が0.09％までである特許請求の範囲第
１項或は第２項記載の合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/925,174 US4738822A (en) | 1986-10-31 | 1986-10-31 | Titanium alloy for elevated temperature applications |
| US925174 | 1986-10-31 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63118035A JPS63118035A (ja) | 1988-05-23 |
| JPH0768598B2 true JPH0768598B2 (ja) | 1995-07-26 |
Family
ID=25451328
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62266697A Expired - Lifetime JPH0768598B2 (ja) | 1986-10-31 | 1987-10-23 | チタン系合金 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4738822A (ja) |
| EP (1) | EP0269196B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0768598B2 (ja) |
| AT (1) | ATE51419T1 (ja) |
| CA (1) | CA1297706C (ja) |
| DE (1) | DE3762051D1 (ja) |
Families Citing this family (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5364587A (en) * | 1992-07-23 | 1994-11-15 | Reading Alloys, Inc. | Nickel alloy for hydrogen battery electrodes |
| US5316723A (en) * | 1992-07-23 | 1994-05-31 | Reading Alloys, Inc. | Master alloys for beta 21S titanium-based alloys |
| JP3959766B2 (ja) | 1996-12-27 | 2007-08-15 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法 |
| US20040094241A1 (en) * | 2002-06-21 | 2004-05-20 | Yoji Kosaka | Titanium alloy and automotive exhaust systems thereof |
| US7008489B2 (en) * | 2003-05-22 | 2006-03-07 | Ti-Pro Llc | High strength titanium alloy |
| US7303638B2 (en) * | 2004-05-18 | 2007-12-04 | United Technologies Corporation | Ti 6-2-4-2 sheet with enhanced cold-formability |
| JP4987615B2 (ja) * | 2007-08-08 | 2012-07-25 | 新日本製鐵株式会社 | 高温疲労強度および耐クリープ性に優れた耐熱部材用チタン合金 |
| FR2935624B1 (fr) * | 2008-09-05 | 2011-06-10 | Snecma | Procede de fabrication d'une piece thermomecanique de revolution circulaire comportant un substrat porteur a base de titane revetu d'acier ou superalliage, carter de compresseur de turbomachine resistant au feu de titane |
| US9057121B2 (en) * | 2008-11-06 | 2015-06-16 | Titanium Metals Corporation | Methods for the manufacture of a titanium alloy for use in combustion engine exhaust systems |
| JP5328694B2 (ja) * | 2010-02-26 | 2013-10-30 | 新日鐵住金株式会社 | 耐熱性に優れたチタン合金製自動車用エンジンバルブ |
| CN102939398A (zh) | 2010-04-30 | 2013-02-20 | 奎斯泰克创新公司 | 钛合金 |
| US11780003B2 (en) | 2010-04-30 | 2023-10-10 | Questek Innovations Llc | Titanium alloys |
| US9957836B2 (en) | 2012-07-19 | 2018-05-01 | Rti International Metals, Inc. | Titanium alloy having good oxidation resistance and high strength at elevated temperatures |
| US10041150B2 (en) | 2015-05-04 | 2018-08-07 | Titanium Metals Corporation | Beta titanium alloy sheet for elevated temperature applications |
| ES2967967T3 (es) | 2017-10-23 | 2024-05-06 | Howmet Aerospace Inc | Productos de aleación de titanio y métodos para fabricar los mismos |
| US10913991B2 (en) | 2018-04-04 | 2021-02-09 | Ati Properties Llc | High temperature titanium alloys |
| US11001909B2 (en) | 2018-05-07 | 2021-05-11 | Ati Properties Llc | High strength titanium alloys |
| CN109055816B (zh) * | 2018-08-22 | 2019-08-23 | 广东省材料与加工研究所 | 一种发动机粉末冶金气门及其制备方法 |
| US11268179B2 (en) | 2018-08-28 | 2022-03-08 | Ati Properties Llc | Creep resistant titanium alloys |
| US12344918B2 (en) | 2023-07-12 | 2025-07-01 | Ati Properties Llc | Titanium alloys |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1156397A (en) * | 1963-10-17 | 1969-06-25 | Contimet Gmbh | Improved Titanium Base Alloy |
| US3619184A (en) * | 1968-03-14 | 1971-11-09 | Reactive Metals Inc | Balanced titanium alloy |
| FR2138197B1 (ja) * | 1971-05-19 | 1973-05-11 | Ugine Kuhlmann | |
| GB1492262A (en) * | 1975-05-07 | 1977-11-16 | Imp Metal Ind Kynoch Ltd | Titanium base alloy |
| JPS5852548A (ja) * | 1981-09-22 | 1983-03-28 | Yokogawa Hokushin Electric Corp | 赤外線アンモニアガス分析計 |
| EP0107419B1 (en) * | 1982-10-15 | 1990-01-03 | Imi Titanium Limited | Titanium alloy |
-
1986
- 1986-10-31 US US06/925,174 patent/US4738822A/en not_active Expired - Lifetime
-
1987
- 1987-06-04 CA CA000538831A patent/CA1297706C/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-06-12 AT AT87305197T patent/ATE51419T1/de not_active IP Right Cessation
- 1987-06-12 DE DE8787305197T patent/DE3762051D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1987-06-12 EP EP87305197A patent/EP0269196B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-10-23 JP JP62266697A patent/JPH0768598B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63118035A (ja) | 1988-05-23 |
| CA1297706C (en) | 1992-03-24 |
| ATE51419T1 (de) | 1990-04-15 |
| DE3762051D1 (de) | 1990-05-03 |
| EP0269196B1 (en) | 1990-03-28 |
| US4738822A (en) | 1988-04-19 |
| EP0269196A1 (en) | 1988-06-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0768598B2 (ja) | チタン系合金 | |
| EP0633325B1 (en) | Nickel base alloy with superior stress rupture strength and grain size control | |
| JPH04202729A (ja) | 耐熱性に優れたＴｉ合金 | |
| JP3097748B2 (ja) | 改良されたチタン‐アルミ合金 | |
| JP4786791B2 (ja) | ２０００系アルミニウム合金 | |
| EP0732416A1 (en) | Refractory superalloys | |
| JP2644027B2 (ja) | チタン合金 | |
| EP3561093B1 (en) | Ni-based heat-resistant alloy | |
| JP3303641B2 (ja) | 耐熱チタン合金 | |
| US5932033A (en) | Silicide composite with niobium-based metallic phase and silicon-modified laves-type phase | |
| JP4579573B2 (ja) | ニッケル基合金 | |
| JPH0578769A (ja) | 金属間化合物基耐熱合金 | |
| JPH0931572A (ja) | 高温疲労強度に優れた耐熱チタン合金 | |
| US3723108A (en) | Nickel-chromium-cobalt alloys | |
| US4722828A (en) | High-temperature fabricable nickel-iron aluminides | |
| JP5595495B2 (ja) | ニッケル基超合金 | |
| US20050265888A1 (en) | Rhodium, platinum, palladium alloy | |
| US3441407A (en) | Titanium-base alloys | |
| JPH05320791A (ja) | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物合金 | |
| CA2148581C (en) | Heat treatment to reduce embrittlement of titanium alloys | |
| RU2471879C1 (ru) | Жаропрочный и жаростойкий титановый сплав | |
| JPH0222435A (ja) | 耐熱チタン合金 | |
| JP2024534121A (ja) | 高温特性が改善されたα－βチタン合金 | |
| CN1632147A (zh) | 一种钛三铝基合金及其制备方法 | |
| TWI657147B (zh) | 一種高應力鎳基合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080726 Year of fee payment: 13 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080726 Year of fee payment: 13 |