JPH08505187A

JPH08505187A - チタン合金の脆性を低下させる熱処理方法

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Publication number: JPH08505187A
Application number: JP6515137A
Authority: JP
Inventors: ハンセン、ジェイムス・オー; ノボトナック、デイビッド
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: RTX Corp
Priority date: 1992-12-23
Filing date: 1993-11-09
Publication date: 1996-06-04
Anticipated expiration: 2017-09-17
Also published as: AU5896294A; DE69318313D1; EP0675971A1; US5397404A; JP3324116B2; AU673890B2; CA2148581C; CA2148581A1; EP0675971B1; WO1994014995A1; DE69318313T2

Abstract

(57)【要約】非燃焼Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ合金であって、ガスタービンエンジンのコンプレッサに利用した場合の脆化し易さを低減するような熱処理を施した合金。本発明の熱処理サイクルは、α相溶体化温度より低い温度での温度保持過程と、より低い温度までゆっくりと冷却する過程と、第２の過程としてさらに低い温度での温度保持過程と、さらに低い温度まで冷却する第３の過程と、第３の温度での温度保持過程とからなる。本発明の概念に含まれる他の適当な熱処理サイクルとして、α相溶体化温度より低い温度での温度保持を１段階だけ行うサイクルと、α相溶体化温度より低い温度での温度保持が２段階で、高温から低温への冷却過程があるサイクルと、温度保持過程が無くα相溶体化温度より低い温度での連続的な冷却過程よりなるサイクルとがある。

Description

【発明の詳細な説明】チタン合金の脆性を低下させる熱処理方法産業上の利用分野本発明は、チタン合金の熱処理、より明確には、脆化することなく使用できる温度を高め得る非燃焼Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ合金の熱処理に関する。背景技術純チタンは、室温では結晶構造がαで存在するが、８８３℃（１６２１°Ｆ）においてβに変態する。変態点を下げてβ相を安定化する合金元素には様々なものがある。チタン合金の中には、十分な量のβ安定化元素が配合されているため広い温度領域に於いてβ相を大部分残留させることができる、β型チタン合金とよばれているものがある。このβ型チタン合金に関しての話題は、（”The Beta Titanium Alloys，”by F.H.Froes et al.,Journal of Meta1s,1985,pp.28,37 ）に於いて論じられている。チタン合金は、ガスタービンエンジンとりわけガスタービンコンプレッサのタービン翼、翼板及び周辺の部材を含む、航空宇宙分野への応用に関して、強度と低密度とを兼ね備えた理想的な特性をもつ。しかしながら、チタンは非常に反応しやすい金属であり、ガスタービンエンジンのコンプレッサ内の条件下では持続的な燃焼が起こりうる。こういったコンプレッサにおいては、約４５４℃（８５０゜Ｆ）の温度下、約２．７５ＭＰａ（４００ＰＳＩ）の圧力で空気が圧縮されている。空気は秒速１３７ｍ（秒速４５０フィート）でコンプレッサの中を通過するのである。このような条件の下では、一般的な市販のチタン合金では、一旦点火されると手に負えない燃焼を引き起こすのである。点火は摩擦によって起き得るが、この摩擦は外部からなにかを取り込んだり、或いは機械的な故障によって、回転するタービン翼と固定した部材とが互いに接触し、かつ少なくともいずれか一方がチタン合金製の場合に発生するものであり、両者ともチタン合金製の部材の場合は特にやっかいなことになる。チタン部材がこすり合ったりしないよう出来うる限りの対策を講じてきたガスタービンエンジンの設計者にとっては、この燃焼はとりわけ大きな関心事である。ある種の精巧なβ型チタン合金、即ち基本的にチタン−バナジウム−クロム状態図において点Ｔｉ−２２Ｖ−３６Ｃｒ、Ｔｉ−４０Ｖ−１３Ｃｒ、Ｔｉ−２２Ｖ−１３Ｃｒ、（ここに数値は、特にことわりが無い限りすべて重量％を表す）に囲まれた領域内にあるものは、作動中のガスタービンエンジン内における燃焼に対して高水準の耐性（以下非燃焼と呼ぶ）を持つことが示されてきた。これらの合金は、高温下でのクリープ強さについても、市販の合金で最強のもの（即ちＴｉ−６−２−４−２）を上回る強度を示す。４つ（或いはそれ以上）の要素から成る様々な合金元素の組み合わせを基本的組成に加味する事によって、合金の特性を変化させることもできよう。特別なチタン合金で、名目上の組成がＶ３５％、Ｃｒ１５％、残りがＴｉとなっているものは、歴史的にはガスタービンにおいて完全に固溶化された（β）状態で利用されてきた。これも４５４℃（８５０゜Ｆ）以上で長期間使用すると、 α相が概ね連続的な薄膜状に結晶粒界に析出し、合金を脆化して寿命を縮めてしまうのである。長期間高温下で使用しても脆化しない、非燃焼チタン合金が必要である。さらに必要なのは、長期間高温下にさらされることによる脆化に対する耐性を与える非燃焼チタン合金を熱処理する方法である。発明の開示本発明の脆化しない材料は、図１に示される領域によって定義される組成をもつ非燃焼Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ合金であり、それに普通のガスタービンエンジンの作動状態に於ける有害な粒子の析出を防止するような熱処理を施す。本発明の工程は、初めのステップとして、材料にα相の溶体化温度以上の熱を β相に完全に変態するだけの十分な時間施し、次にα相の溶体化温度以下での熱処理を施して、一般的には結晶粒界に存在する安定したα相粒子を粗粒の形で析出させる。熱処理の最初の工程は、α相溶体化温度より約２８℃（５０゜Ｆ）高い温度に、約１時間から約１０時間（一般的に望ましくは１時間程度）材料の温度を保つことである。 α相溶体化温度以下での熱処理には恒温型とランプ型（徐冷型）とがある。恒温型熱処理はα相溶体化温度より約８３℃（１５０゜Ｆ）低い温度で約２時間行い、安定したＴｉＯ₂の形をもつα相の粗粒を析出させる。最も好的なランプ型熱処理では、α相溶体化温度より低い第１の温度に一定時間保ち、その後十分に時間をかけてより低い第２の温度まで冷却し、その温度で再び一定時間保ち、更に第３の温度まで冷却して、その温度で一定時間保った後、室温まで冷却する。ランプ型熱処理は、初めにα相の粗粒を析出させ、この粗粒を温度の低下と保持の処理サイクルの過程で粗大化させる。ランプ型熱処理は溶体化温度以下の連続した３つの保持温度を使用するが、温度保持時間の伸縮調整や、第１の保持温度から第２の保持温度に冷却する段階の途中に一定温度保持の過程を介在させることなく本発明の過程を効率的に実施することもできる。５３８〜７０４℃（１０００〜１３００゜Ｆ）の温度領域に長時間さらされることで材料の特性が改善される傾向があるが、最適な処理サイクルに於いてその作業に要するコストも考慮に入れなければならない。このような本発明の特徴や利点は、他の特徴や利点も含めて、発明実施の最適形態に述べるように、明白である。図表と照らし合わせて読んでいただきたい。図面の簡単な説明図１は、等温断面におけるＴｉ−Ｖ−Ｃｒ状態図であり、図中に本発明の非燃焼合金の組成領域を示している。図２は、固溶状態のＰＷＡ１２７４のミクロ組織の顕微鏡写真である。図３は、空気中で５００時間５３８℃（１０００゜Ｆ）にさらされた後の、固溶状態のＰＷＡ１２７４の顕微鏡写真である。図４は、本発明の処理工程を経たＰＷＡ１２７４の顕微鏡写真である。図５は、ＰＷＡ１２７４に本発明に従った様々な熱処理サイクル施して、次に５３８℃（１０００゜Ｆ）に０〜５００時間さらした後の、室温での伸び試験の結果を示したグラフである。発明実施の最適形態チタン合金でＶを３５％、Ｃｒを１５％含有するものは、図１に描かれている非燃焼合金の組成領域の中に含まれており、以下ＰＷＡ１２７４と呼ぶものとする。ＰＷＡ１２７４は、ガスタービンエンジンのコンプレッサに利用され、高い非燃焼性を示す。これは普通固溶状態で使用され、ミクロ組織は図２に示す通りである。固溶状態にする処理は、α相溶体化温度７８８℃（１４５０°Ｆ）より概ね２８℃（５０゜Ｆ）高い約８１６℃（１５００゜Ｆ）で約１時間実施される。４５４℃（８５０°Ｆ）以上で長期間にわたって使用される場合は、α相が薄膜状に結晶粒界に析出し、合金の延性を顕著に低下させる。５３８℃（１０００゜Ｆ）の空気中に５００時間さらした後の完全固溶状態の合金の延性は、室温で測定したとき、初期値の約２０％から約２％に低下する。このように一定時間高温にさらすことが合金のミクロ組織に及ぼす影響が、図３に示されている。固溶状態にある概ねβ相の材料に対して、α相溶体化温度よりは低いが普通に使用される温度より高い温度での熱処理を施すことによって、安定したＴｉＯ₂ の形をもつα相の粗粒が結晶粒界に析出する。このα相の粒子は、前記の結晶粒界の薄膜ほど有害ではない。図４に示されているのは、熱処理を施された材料の典型的なミクロ組織である。本発明の熱処理工程においては、材料が完全固溶状態にあることが必要条件である。α相溶体化温度の恒温型熱処理は、溶体化温度より約８３℃（１５０゜Ｆ）低い温度で行われる。α相溶体化温度は材料の酸素含有量に強く依存するので、溶体化温度以下での熱処理の温度を設定するために、一般的には溶体化温度を決定しておかねばならない。必要な時間は約１時間半から約１０時間の間であり、一般的に２時間程度が望ましい。溶体化温度以下での処理温度から室温への冷却速度は、結晶粒界への析出を避けるため、少なくとも１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）は必要である。ランプ型熱処理工程の最も望ましい実施様態に於いては、溶体化温度より約８３℃（１５０゜Ｆ）低い温度で約１時間から１０時間、望ましくは２時間程度の恒温処理を行い、１時間当たり約１４〜５６℃（２５〜１００゜Ｆ）、望ましくは約４２℃（７５゜Ｆ）の冷却速度で、初めの温度より約５５℃（１００゜Ｆ）低い温度まで冷却し、第２の温度保持は約１時間から約１０時間、望ましくは６時間程度行い、第２の温度より約１１１℃（２００゜Ｆ）低い第３の温度まで冷却して、約１時間から約１０時間、望ましくは６時間程度の温度保持を行い、室温まで冷却する。図５は、本発明に従った様々な熱処理サイクルによる溶体化温度以下での熱処理を経た、ＰＷＡ１２７４の伸び試験の結果である。固溶状態の材料に適用した各熱処理サイクルは表１に示す。表１Ａ７０４℃（１３００゜Ｆ）で２時間、１時間当たり４２℃（７５°Ｆ）で６４９℃（１２００゜Ｆ）まで冷却し６時間、１時間当たり４２℃（７５°Ｆ）で５３８℃（１０００゜Ｆ）まで冷却し６時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｂ７０４℃（１３００°Ｆ）で２時間、１時間当たり１４℃（２５°Ｆ）で５６６℃（１０５０゜Ｆ）まで冷却し１時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｃ７０４℃（１３００゜Ｆ）で２時間、１時間当たり１４℃（２５゜Ｆ）で６２１℃（１１５０°Ｆ）まで冷却し１時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｄ７０４℃（１３００゜Ｆ）で１時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｅ６４９℃（１２００゜Ｆ）で１時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｆ固溶状態のまま（８１６℃または１５００゜Ｆで１時間）。どの熱処理サイクルによっても、熱処理後の材料では固溶状態のままの材料に比べて延性が改善を示している。たとえ５３８℃（１０００゜Ｆ）にさらす処理を施さなかった材料についても、熱処理した材料は固溶状態のものに比べて延性が改善しているのである。これはβ相に溶解している酸素が、熱処理サイクルの過程で結晶粒界に移動し、そこでα相若しくはＴｉＯ₂の粒子として析出する為である。β相における溶解した酸素含有量の減少は、合金の延性の増大をもたらす。固溶化熱処理された材料の延性は、５３８℃（１０００゜Ｆ）で５００時間さらした後約２％の測定値の低下を示す一方、溶化温度以下で恒温型熱処理されたものは、同様の処理の後約５％の延性の低下を示す。このことは、β相に溶解した酸素の除去を制御しつつ行うことが有益であることを明示している。固溶化熱処理された材料を高温にさらすとき、前もってランプ型熱処理サイクルを適用しておくことによって、延性の大幅な改善もたらすことができる。ランプ型の冷却処理サイクル及び第２の温度保持といった、追加的な処理時間を設けることによって、大部分の溶解した酸素を結晶粒界に移動させ得ることは明らかである。６２１℃（１１５０゜Ｆ）まで冷却、保持のランプ型処理を行った場合、５３８℃（１０００゜Ｆ）で５００時間さらした後約８．５％の伸張度を示す結果となるが、これは同じ条件で恒温型熱処理を施した後の伸張度に対して注目すべき改善を示している。５６６℃（１０５０゜Ｆ）まで冷却、保持のランプ型処理を行った場合、上記と同様の高温下にさらした後約１１．５％の伸張度を示す結果となるが、これは６２１℃（１１５０゜Ｆ）まで冷却、保持のランプ型処理を行った材料の伸張度に対して約３０％の改善を示している。この改善の理由は、熱処理温度域に於ける追加的な時間、つまり５６６℃（１０５０゜Ｆ）（１時間当たり１４℃若しくは２５°Ｆ）まで冷却する場合は、６２１℃（１１５０゜Ｆ）まで冷却する場合よりもサイクルの冷却部分で４時間長くかかる為である。３段階ランプ型熱処理では、７０４℃（１３００°Ｆ）で２時間保ち、冷却速度４２℃（７５゜Ｆ）で６４９℃（１２００゜Ｆ）まで冷却して６時間保ち、冷却速度４２℃（７５゜Ｆ）で５３８℃（１０００゜Ｆ）まで冷却して６時間保ち、室温まで冷却する。図５に示したように、この処理を施した材料の伸張度は、５３８℃（１０００゜Ｆ）で５００時間さらした後約１５％であって、２段階の処理の場合に比べて改善されている。３段階熱処理に於ける材料の延性度の増加は、材料が熱処理サイクルのなかで高温下に一層多くさらされている為であるとみられる。本発明の詳細な実施様態について例示及び説明してきたが、これは、請求の範囲に記載されている発明の神髄及び技術的視点を逸脱することなく、種々に変更、省略、追加が可能なことが当業者には容易に理解される。

【手続補正書】特許法第１８４条の８【提出日】１９９４年１２月１０日【補正内容】明細書チタン合金の脆性を低下させる熱処理方法産業上の利用分野本発明は、チタン合金の熱処理、より明確には、脆化することなく使用できる温度を高め得る非燃焼Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ合金の熱処理に関する。背景技術純チタンは、室温では結晶構造がαで存在するが、８８３℃（１６２１゜Ｆ）においてβに変態する。変態点を下げてβ相を安定化する合金元素には様々なものがある。チタン合金の中には、十分な量のβ安定化元素が配合されているため広い温度領域に於いてβ相を大部分残留させることができる、β型チタン合金とよばれているものがある。このβ型チタン合金に関しての話題は、（”The Beta Titanium Alloys，”by F.H.Froes et al.，Journal of Metals,1985,pp.28,37 ）に於いて論じられている。チタン合金は、ガスタービンエンジンとりわけガスタービンコンプレッサのタービン翼、翼板及び周辺の部材を含む、航空宇宙分野への応用に関して、強度と低密度とを兼ね備えた理想的な特性をもつ。しかしながら、チタンは非常に反応しやすい金属であり、ガスタービンエンジンのコンプレッサ内の条件下では持続的な燃焼が起こりうる。こういったコンプレッサにおいては、約４５４℃（８５０゜Ｆ）の温度下、約２．７５ＭＰａ（４００ＰＳＩ）の圧力で空気が圧縮されている。空気は秒速１３７ｍ（秒速４５０フィート）でコンプレッサの中を通過するのである。このような条件の下では、一般的な市販のチタン合金では、一旦点火されると手に負えない燃焼を引き起こすのである。点火は摩擦によって起き得るが、この摩擦は外部からなにかを取り込んだり、或いは機械的な故障によって、回転するタービン翼と固定した部材とが互いに接触し、かつ少なくともいずれか一方がチタン合金製の場合に発生するものであり、両者ともチタン合金製の部材の場合は特にやっかいなことになる。チタン部材がこすり合ったりしないよう出来うる限りの対策を講じてきたガスタービンエンジンの設計者にとっては、この燃焼はとりわけ大きな関心事である。旧西ドイツ特許第ＤＥ−Ａ−３７２０１１１号に記載のように、ある種の精巧なβ型チタン合金、即ち基本的にチタン−バナジウム−クロム状態図において点Ｔｉ−２２Ｖ−３６Ｃｒ、Ｔｉ−４０Ｖ−１３Ｃｒ、Ｔｉ−２２Ｖ−１３Ｃｒ、（ここに数値は、特にことわりが無い限りすべて重量％を表す）に囲まれた領域内にあるものは、作動中のガスタービンエンジン内における燃焼に対して高水準の耐性（以下非燃焼と呼ぶ）を持つことが示されてきた。これらの合金は、高温下でのクリープ強さについても、市販の合金で最強のもの（即ちＴｉ−６−２− ４−２）を上回る強度を示す。４つ（或いはそれ以上）の要素から成る様々な合金元素の組み合わせを基本的組成に加味する事によって、合金の特性を変化させることもできよう。特別なチタン合金で、名目上の組成がＶ３５％、Ｃｒ１５％、残りがＴｉとなっているものは、歴史的にはガスタービンにおいて完全に固溶化された（β）状態で利用されてきた。これも４５４℃（８５０゜Ｆ）以上で長期間使用すると、 α相が概ね連続的な薄膜状に結晶粒界に析出し、合金を脆化して寿命を縮めてしまうのである。長期間高温下で使用しても脆化しない、非燃焼チタン合金が必要である。さらに必要なのは、長期間高温下にさらされることによる脆化に対する耐性を与える非燃焼チタン合金を熱処理する方法である。名目上の組成がＴｉ−２２Ｖ−３６Ｃｒ、Ｔｉ−４０Ｖ−１３Ｃｒ、Ｔｉ−２２Ｖ−１３Ｃｒの３点に囲まれた領域内にあるＴｉ−Ｖ−Ｃｒ三元系の非燃焼チタン合金の、脆化に対する耐性を改善する方法については、請求項１に記載のとおりである。発明の開示本発明の脆化しない材料は、図１に示される領域によって定義される組成をもつ非燃焼Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ合金であり、それに普通のガスタービンエンジンの作動状態に於ける有害な粒子の析出を防止するような熱処理を施す。本発明の工程は、初めのステップとして、材料にα相の溶体化温度以上の熱をβ相に完全に変態するだけの十分な時間施し、次にα相の溶体化温度以下での熱処理を施して、一般的には結晶粒界に存在する安定したα 相粒子を粗粒の形で析出させる。熱処理の最初の工程は、α相溶体化温度より２８℃（５０゜Ｆ）高い温度に、約１時間から１０時間（一般的に望ましくは１時間）材料の温度を保つことである。 α相溶体化温度以下での熱処理には恒温型とランプ型（徐冷型）とがある。恒温型熱処理はα相溶体化温度より約８３℃（１５０゜Ｆ）低い温度で２時間行い、安定したＴｉＯ₂の形をもつα相の粗粒を析出させる。最も好的なランプ型熱処理では、α相溶体化温度より低い第１の温度に一定時間保ち、その後十分に時間をかけてより低い第２の温度まで冷却し、その温度で再び一定時間保ち、更に第３の温度まで冷却して、その温度で一定時間保った後、室温まで冷却する。ランプ型熱処理は、初めにα相の粗粒を析出させ、この粗粒を温度の低下と保持の処理サイクルの過程で粗大化させる。ランプ型熱処理は溶体化温度以下の連続した３つの保持温度を使用するが、温度保持時間の伸縮調整や、第１の保持温度から第２の保持温度に冷却する段階の途中に一定温度保持の過程を介在させることなく本発明の過程を効率的に実施することもできる。５３８〜７０４℃（１０００〜１３００゜Ｆ）の温度領域に長時間さらされることで材料の特性が改善される傾向があるが、最適な処理サイクルに於いてその作業に要するコストも考慮に入れなければならない。このような本発明の特徴や利点は、他の特徴や利点も含めて、発明実施の最適形態に述べるように、明白である。図表と照らし合わせて読んでいただきたい。図面の簡単な説明図１は、等温断面におけるＴｉ−Ｖ−Ｃｒ状態図であり、図中に本発明の非燃焼合金の組成領域を示している。図２は、固溶状態のＰＷＡ１２７４のミクロ組織の顕微鏡写真である。図３は、空気中で５００時間５３８℃（１０００゜Ｆ）にさらされた後の、固溶状態のＰＷＡ１２７４の顕微鏡写真である。図４は、本発明の処理工程を経たＰＷＡ１２７４の顕微鏡写真である。図５は、ＰＷＡ１２７４に本発明に従った様々な熱処理サイクル施して、次に５３８℃（１０００゜Ｆ）に０〜５００時間さらした後の、室温での伸び試験の結果を示したグラフである。発明実施の最適形態チタン合金で、本発明の方法による熱処理に用いられ、かつＶを３５％、Ｃｒを１５％含有するものは、図１に描かれている非燃焼合金の組成領域の中に含まれており、以下ＰＷＡ１２７４と呼ぶものとする。ＰＷＡ１２７４は、ガスタービンエンジンのコンプレッサに利用され、高い非燃焼性を示す。これは普通固溶状態で使用され、ミクロ組織は図２に示す通りである。固溶状態にする処理は、α相溶体化温度７８８℃（１４５０゜Ｆ）より概ね２８℃（５０゜Ｆ）高い約８１６℃（１５００°Ｆ）で約１時間実施される。４５４℃（８５０゜Ｆ）以上で長期間にわたって使用される場合は、α相が薄膜状に結晶粒界に析出し、合金の延性を顕著に低下させる。５３８℃（１０００゜Ｆ）の空気中に５００時間さらした後の完全固溶状態の合金の延性は、室温で測定したとき、初期値の２０％から２％に低下する。このように一定時間高温にさらすことが合金のミクロ組織に及ぼす影響が、図３に示されている。固溶状態にある概ねβ相の材料に対して、α相溶体化温度よりは低いが普通に使用される温度より高い温度での熱処理を施すことによって、安定したＴｉＯ₂ の形をもつα相の粗粒が結晶粒界に析出する。このα相の粒子は、前記の結晶粒界の薄膜ほど有害ではない。図４に示されているのは、熱処理を施された材料の典型的なミクロ組織である。本発明の熱処理工程においては、材料が完全固溶状態にあることが必要条件である。α相溶体化温度の恒温型熱処理は、溶体化温度より約８３℃（１５０゜Ｆ）低い温度で行われる。α相溶体化温度は材料の酸素含有量に強く依存するので、溶体化温度以下での熱処理の温度を設定するために、一般的には溶体化温度を決定しておかねばならない。必要な時間は１時間半から１０時間の間であり、一般的に２時間程度が望ましい。溶体化温度以下での処理温度から室温への冷却速度は、結晶粒界への析出を避けるため、少なくとも１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）は必要である。ランプ型熱処理工程の最も望ましい実施様態に於いては、溶体化温度より８３ ℃（１５０゜Ｆ）低い温度で約１時間から１０時間、望ましくは２時間程度の恒温処理を行い、１時間当たり１４〜５６℃（２５〜１００゜Ｆ）、望ましくは４２℃（７５゜Ｆ）の冷却速度で、初めの温度より５５℃（１００゜Ｆ）低い温度まで冷却し、第２の温度保持は１時間から１０時間、望ましくは６時間行い、第２の温度より１１１℃（２００゜Ｆ）低い第３の温度まで冷却して、１時間から１０時間、望ましくは６時間の温度保持を行い、室温まで冷却する。図５は、本発明に従った様々な熱処理サイクルによる溶体化温度以下での熱処理を経た、ＰＷＡ１２７４の伸び試験の結果である。固溶状態の材料に適用した各熱処理サイクルは表１に示す。表１Ａ７０４℃（１３００゜Ｆ）で２時間、１時間当たり４２℃（７５°Ｆ）で６４９℃（１２００゜Ｆ）まで冷却し６時間、１時間当たり４２℃（７５°Ｆ）で５３８℃（１０００゜Ｆ）まで冷却し６時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｂ７０４℃（１３００゜Ｆ）で２時間、１時間当たり１４℃（２５゜Ｆ）で５６６℃（１０５０゜Ｆ）まで冷却し１時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｃ７０４℃（１３００゜Ｆ）で２時間、１時間当たり１４℃（２５゜Ｆ）で６２１℃（１１５０゜Ｆ）まで冷却し１時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｄ７０４℃（１３００゜Ｆ）で１時間、１時間当たり５６℃（１００°Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｅ６４９℃（１２００゜Ｆ）で１時間、１時間当たり５６℃（１００゜Ｆ）以上で室温まで冷却。Ｆ固溶状態のまま（８１６℃または１５００゜Ｆで１時間）。どの熱処理サイクルによっても、熱処理後の材料では固溶状態のままの材料に比べて延性が改善を示している。たとえ５３８℃（１０００゜Ｆ）にさらす処理を施さなかった材料についても、熱処理した材料は固溶状態のものに比ベて延性が改善しているのである。これはβ相に溶解している酸素が、熱処理サイクルの過程で結晶粒界に移動し、そこでα相若しくはＴｉＯ₂の粒子として析出する為である。β相における溶解した酸素含有量の減少は、合金の延性の増大をもたらす。固溶化熱処理された材料の延性は、５３８℃（１０００゜Ｆ）で５００時間さらした後約２％の測定値の低下を示す一方、溶化温度以下で恒温型熱処理されたものは、同様の処理の後約５％の延性の低下を示す。このことは、β相に溶解した酸素の除去を制御しつつ行うことが有益であることを明示している。固溶化熱処理された材料を高温にさらすとき、前もってランプ型熱処理サイクルを適用しておくことによって、延性の大幅な改善もたらすことができる。ランプ型の冷却処理サイクル及び第２の温度保持といった、追加的な処理時間を設けることによって、大部分の溶解した酸素を結晶粒界に移動させ得ることは明らかである。６２１℃（１１５０゜Ｆ）まで冷却、保持のランプ型処理を行った場合、５３８℃（１０００゜Ｆ）で５００時間さらした後約８．５％の伸張度を示す結果となるが、これは同じ条件で恒温型熱処理を施した後の伸張度に対して注目すべき改善を示している。５６６℃（１０５０゜Ｆ）まで冷却、保持のランプ型処理を行った場合、上記と同様の高温下にさらした後約１１．５％の伸張度を示す結果となるが、これは６２１℃（１１５０゜Ｆ）まで冷却、保持のランプ型処理を行った材料の伸張度に対して約３０％の改善を示している。この改善の理由は、熱処理温度域に於ける追加的な時間、つまり５６６℃（１０５０゜Ｆ）（１時間当たり１４℃若しくは２５°Ｆ）まで冷却する場合は、６２１℃（１１５０゜Ｆ）まで冷却する場合よりもサイクルの冷却部分で４時間長くかかる為である。３段階ランプ型熱処理では、７０４℃（１３００゜Ｆ）で２時間保ち、冷却速度４２℃（７５゜Ｆ）で６４９℃（１２００゜Ｆ）まで冷却して６時間保ち、冷却速度４２℃（７５゜Ｆ）で５３８℃（１０００゜Ｆ）まで冷却して６時間保ち、室温まで冷却する。図５に示したように、この処理を施した材料の伸張度は、５３８℃（１０００゜Ｆで５００時間さらした後約１５％であって、２段階の処理の場合に比べて改善されている。３段階熱処理に於ける材料の延性度の増加は、材料が熱処理サイクルのなかで高温下に一層多くさらされている為であるとみられる。本発明の詳細な実施様態について例示及び説明してきたが、これは、請求の範囲に記載されている発明の技術的視点を逸脱することなく、種々に変更、省略、追加が可能なことが当業者には容易に理解される。請求の範囲１．名目上の組成がＴｉ−２２Ｖ−３６Ｃｒ、Ｔｉ−４０Ｖ−１３Ｃｒ、Ｔｉ− ２２Ｖ−１３Ｃｒの３点に囲まれた領域内にあるＴｉ−Ｖ−Ｃｒ三元系の非燃焼チタン合金の脆化に対する耐性を改善する方法であって、ａ．α相を完全に固溶化させるのに十分な時間をかけてα相溶体化温度以上での熱処理を行う過程と、ｂ．α相の粗粒を結晶粒界に析出させるべくα相溶体化温度以下での熱処理を行う過程とを有することを特徴とする方法。２．前記したα相溶体化温度以下に於ける熱処理サイクルが、約１時間から約１０時間一定温度に保つ過程からなることを特徴とする請求項１に記載の方法。３．前記したα相溶体化温度以下に於ける熱処理サイクルが、約２時間一定温度に保つ過程からなる過程からなることを特徴とする請求項１に記載の方法。４．前記したα相溶体化温度以下での熱処理サイクルが、第１の温度を保持する過程と、それより低い第２の温度まで冷却速度を制御しつつ冷却する過程と、第２の温度を保持する過程と、適当な冷却速度で室温まで冷却する過程とからなることを特徴とする請求項１に記載の方法。５．前記した熱処理サイクルの冷却過程に於ける冷却速度が１時間あたり６℃（１０°Ｆ）から２８℃（５０゜Ｆ）の間であることを特徴とする請求項３に記載の方法。６．前記した熱処理サイクルの冷却過程に於ける冷却速度が１時間あたり４２℃ （７５°Ｆ）であることを特徴とする請求項４に記載の方法。７．前記した第１の温度に於ける温度保持時間が１時間から１０時間の間であることを特徴とする請求項４に記載の方法。８．前記した第１の温度に於ける温度保持時間が２時間であることを特徴とする請求項４に記載の方法。９．前記した第２の温度に於ける温度保持時間が１時間から１０時間の間であることを特徴とする請求項４に記載の方法。１０．前記した第２の温度に於ける温度保持時間が２時間であることを特徴とする請求項４に記載の方法。１１．前記したＴｉ−Ｖ−Ｃｒ三元系の非燃焼チタン合金であって、名目上の組成がＴｉ−２２Ｖ−３６Ｃｒ、Ｔｉ−４０Ｖ−１３Ｃｒ、Ｔｉ−２２Ｖ−１３Ｃｒの３点に囲まれた領域内にあり、請求項１〜１０に記載の方法によって非脆化処理を施したことを特徴とする合金。

Claims

【特許請求の範囲】１．非燃焼チタン合金の脆化に対する耐性を改善する方法であって、ａ．α相を完全に固溶化させるのに十分な時間をかけてα相溶体化温度以上での熱処理を行う過程と、ｂ．α相の粗粒を結晶粒界に析出させるべくα相溶体化温度以下での熱処理を行う過程とを有することを特徴とする方法。２．前記したα相溶体化温度以下に於ける熱処理サイクルが、約１時間から約１０時間一定温度に保つ過程からなることを特徴とする請求項１に記載の方法。３．前記したα相溶体化温度以下に於ける熱処理サイクルが、約２時間一定温度に保つ過程からなる過程からなることを特徴とする請求項１に記載の方法。４．前記したα相溶体化温度以下での熱処理サイクルが、第１の温度を保持する過程と、それより低い第２の温度まで冷却速度を制御しつつ冷却する過程と、第２の温度を保持する過程と、適当な冷却速度で室温まで冷却する過程とからなることを特徴とする請求項１に記載の方法。５．前記した熱処理サイクルの冷却過程に於ける冷却速度が１時間あたり約６℃ （１０゜Ｆ）から約２８℃（５０゜Ｆ）の間であることを特徴とする請求項３に記載の方法。６．前記した熱処理サイクルの冷却過程に於ける冷却速度が１時間あたり約４２ ℃（７５°Ｆ）であることを特徴とする請求項４に記載の方法。７．前記した第１の温度に於ける温度保持時間が約１時間から約１０時間の間であることを特徴とする請求項４に記載の方法。８．前記した第１の温度に於ける温度保持時間が約２時間であることを特徴とする請求項４に記載の方法。９．前記した第２の温度に於ける温度保持時間が約１時間から約１０時間の間であることを特徴とする請求項４に記載の方法。１０．前記した第２の温度に於ける温度保持時間が約２時間であることを特徴とする請求項４に記載の方法。１１．名目上の組成がＴｉ−２２Ｖ−３６Ｃｒ、Ｔｉ−４０Ｖ−１３Ｃｒ、Ｔｉ −２２Ｖ−１３Ｃｒの３点に囲まれた領域内にあるＴｉ−Ｖ−Ｃｒ三元系の非燃焼チタン合金に対して適用することを特徴とする請求項１に記載の方法。１２．前記したＴｉ−Ｖ−Ｃｒ三元系の非燃焼チタン合金であって、名目上の組成がＴｉ−２２Ｖ−３６Ｃｒ、Ｔｉ−４０Ｖ−１３Ｃｒ、Ｔｉ−２２Ｖ−１３Ｃｒの３点に囲まれた領域内にあり、請求項１の方法によって非脆化処理を施したことを特徴とする合金。