JPS5852548B2 - チタン合金およびその製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はチタン合金に関し、殊に、航空エンジンにおけ
るような高温および高応力の条件下で使用することを意
図したチタン合金に関する。

アルミニウム６六ジルコニウム５宏モリブデン０．５％
、ケイ素０．２５％、残部チタンを含む合金は、５２０
℃までの作動温度が現れる航空機エンジン用に既に提案
されている。

このような合金は、例えば英国特許第１２０８３１９号
明細書に記載されている。

航空機エンジンに許容される公差は極めて小さいので、
合金はそのような高温、高応力の条件下で寸法安定性が
大きくなげればならない。

またそのような用途の合金は極めて良好な高温強度を有
しかつ高温化で耐脆化性でなげればならない。

ここに「脆化」とは高温への曝露の前後に室温で測定し
た延性の損失を意味する。

高温曝露後の延性測定は、高温曝露後の合金の表面をそ
のままにして行うべきことに留意することは特に重要で
ある。

高温曝露後のある試験屯酸化表面を除去して合金の性質
を測定することもある。

しかし、実用の際には使用中の合金は作動中にその表面
を除去しえないから、上記のような酸化表面を除去して
実施する試験は、実際の寿命条件を充分に反映している
とはいえない。

従つ゛〔、合金が耐酸化性であることは重要であり、こ
こに、下記のように本発明の特定の合金配合により極め
て高い耐酸化性が発揮されることが判明した。

前記のような用途の合金は、耐酸化性であることに加え
て、延性であり、高クリープ抵抗性を有し、可鍛性であ
り、またそのような合金製の部品の加工においては溶接
が用いられることが多いので可溶接性でなげればならな
い。

ここに「可溶接性」とは、合金から作られた物品が溶接
状態で使用できることを意味するも６であり、単に２個
の金属片を一体に接合できるだけでは不十分であり、し
かも溶接された状態の合金は適当な熱処理の後には、溶
接前の状態の合金と実質上区別できない性質を有しなげ
ればならない。

またかかる用途の合金は、耐疲労性であり、そしてもち
ろん比較的高い引張強度も有しなげればならない。

工業的に有用な合金は、秩序化転位 （ｏｒｄｅｒｉｎｇ ）に対し抵抗性であり、使用中に
高温度で安定でなげればならない。

本発明の合金は極めて微細なα一板組織を有し、通常は
析出はそのα一板粒界に見られる。

析出はモリブデンおよびニオブ両者の濃度により影響な
受けると考えられる。

そのような析出は、合金から作られた部品の応用を、使
用温度、およびある温度での使用時間の画点に関して制
限する。

疲労開始特性が許容できるようなものとするには、合金
中のアルミニウム当量を可及的に低く保つべきであり、
なんとなればアルミニラ□が合金中で転位挙動を行うか
らである。

普通、合金の組成またはその熱処理に適宜な改変をなす
ことにより、合金の−ないし二つの性質を改善すること
ができる力＼そのような改善をなすと同時に、その合金
のその他の性質を維持ないし改善するのは困難である。

例えば、ある合金の引張強度は、通常、合金用元素の添
加によって改善されるものの、そうすると、通常、合金
の延性が低減する。

本発明は、全範囲にわたって諸性質が良好に均衡してい
るチタン合金を提供する。

本発明によれペアルミニウム５〜６ｗｔ％、スズ２．５
〜４．５ｗｔ％、ジルコニウム２〜４ ｗｔ ％ 、ニ
オブ０．７５〜１．２５ｗｊ％、モリブデン０．１〜０
．６ ｗｔ俤、ケイ素０．２〜０．４％、残部チタン（
ただし付随不純物を含みうる）からなるチタン合金が提
供される。

この合金に不純物として存在しうるクロム、ニッケルお
よびマンガンの含量は、それぞれ０．０２ｗｔ％以下で
ある。

また、この合金における不純物としての酸素の最大含量
は好ましくは１５００ｐｐｍ、さらに好ましくは１２０
０ ｐｐｍである。

必須成分のモリブデン含量ｋｉ％ ０．１５〜０．４ｗ
ｔ％の範囲であってよい。

本発明のチタン合金は、さらに特定的には、付随不純物
を別として、アルミニウム５．４ｗｔ％、スズ３．５
ｗｆ、 ％、ジルコニウム３ｗｔ％ｓニオブ１ｗｔ％、
モリブデン０．３ｗｔ％およびケイ素０．３ｗｔ％を含
むものであってよい。

本発明の合金は、β領域内で１０１０〜１０５０℃、好
ましくは１０３５℃において物別熱し、周囲温度にまで
冷却し、次いで５００〜６００℃の範囲の温度で約２４
時間にわたり時効処理する一連の工程により、熱処理で
きる。

その時効処理の前に、ｓｏｏ〜９００℃の範囲、好まし
くは８５０℃において物別熱することによる中間熱処理
を行うこともできる。

本発明の合金からは、例えば、良好な品質の航空機部品
、特に航空機エンジン部品を製造できる。

本発明の合金の組成は、良好な耐クリープ性、良好な引
張り延性、クリープ後の良好な延性、良好な耐酸化性お
よげ均質組織を与えるように厳密に選択されたものであ
る。

またその良好な引張り延性と良好なりリープ後延性とか
らは、改善された低サイクル疲労特性、特に高温曝露後
の良好な低サイクル疲労特性がもたらされる。

さらに本発明の合金は可溶抜性である。

本発明の特定の合金は、秩序化転移に対して抵抗性であ
り、そのマトリックス中のα一板粒界における析出物の
量が非常に少ないことで極めて安定であり、そのため高
温で長時間使用される部品を製造できる。

前述の先行技術の合金以外に、米国特許第３６３６１９
１８４号明細書には、アルミニウム６饅、スズ３係、ジ
ルコニウム３先モリブデン０．８％、ケイ素０．３ ％
、ニオブ１．３多を含むチタン合金組成が記載されてい
る。

以下に示されるように、比較的高いモリブデン含量のチ
タン合金のクリープ後（ポストクリープ）の性質は、本
発明の低モリブデン含量の合金のクリープ後（ポストク
リープ）の性質よりも劣っている。

アルミニウム６宏スズ３六ジルコ＝ウム３☆☆多、モリ
ブデン０．８％、ケイ素０．３％およびニオブ１．３俤
を含む先行技術チタン合金には、本発明のチタン谷金と
比較して、秩序化転位の問題が著しい。

この先行技術合金のアルミニウム当量は、見掛げ上、６
＋３／３（スズにつき）＋３／’−６（ジルコニウムに
つキ）＝７．５であるが、このアルミニウム当量式にお
いては、合金の酸素含量が考慮されていない。

酸素のアルミニウム当量は１０であり、商業的に実用さ
れているそのような先行技術合金の酸素含量は１０００
ｐｐｍのオーダーであるから、この酸素量は約１多の
アルミニウムに相当することになる。

従って前記の特定の先行技術合金の全アルミニウム当量
は８．５である しかし本発明の特定の合金についてみ
れば、そのアルミニウム当量は５．４＋３．５／３＋３
／６＋０．１／１０＝８．０７であり、かかる合金が上
記特定の先行技術合金よりも可成り安定であることを示
している。

アル□ニウム５．５％、スズ２．５％、ジルコニウム３
悌、ニオブ１％、ケイ素０．３％を含む一連の基本のチ
タン合金に、モリブデン０９１１＋、０．１％、０．２
％、０．４％および０．８’％（すべて重量％）添７Ｊ
ＯＬで溶融した。

製造後にこれらの合金を分析した。

この分析の結果を第１表に示す。第１表には、参考のた
め付随不純物としての酸素含量も示しである。

各試料を１０５０℃で圧延して棒状とし、各合金のβ−
変態点より２５℃高い＠度で熱処理した。

この溶体化処理から、合金（棒状）を空焚中で徐冷し、
次いで５５０℃で２４時間にわたり時効処理した。

各組成の引張り試験し、また３１ＯＮ／−の応力の下で
５４０℃で３００時間にわたりクリープ試験した。

さらにはクリープ後（ポストクリープ）試料表面をその
ままに維持しての引張試験データも測定した。

この一連の試験において試料５において熱処理に間違い
があったことが判明した、その試料５はα−β組織を生
成させる熱処理を受けたのである。

この熱処理の誤りは引張り試験前には発見されず、クリ
ープ試験の前に発見されたので、クリープ試験用試料５
はβ相領域内で再熱処理してから用いた。

一連の試料の引張り試験（クリープ前）、クリープ試験
およびクリープ後引張り試験のデータを第２表に示す。

第２表および以下の表ではｒ Ｅ Ｌ ４ ＶＴＪは、
ゲージ長を（４×断面積の平方根）とした基準による伸
び率を、そしてｒＥＬ ５ＤＪは、ゲージ長を（５×
直径）とした基準による伸び率を示す。

モリブデンを含まない基本の合金に０．１％のモリブデ
ンを添加すれば、それ以上にモリブデンを添加しても、
合金の強度の著しい改善はないことが認められる。

０．１優のモリブデン添加℃耐クリープ性の向上が認め
られ、それ以上添加すると次第に悪化する。

高モリブデン含量ではクリープ後の延性が急激に低下す
る。

かくして、０．１優、０．２％および０．４％のモリブ
デン含量の合金は、クリープ後の引張り試験で１９〜１
６係の断面積の減少を示したが、０．８％のモリブデン
含量の合金はわずか８．５多の断面積の減少を示したに
すぎない。

同様にモリブデン含量が０．８％に達すると☆☆伸び率
は急激に低減し、この理由故に、０．８％モリブデン含
有合金は不満である。

なんとなればクリープ後の低い延性は低サイクル疲労特
性を悪化させるからである。

５ 次にスズの添加量の効果を、アルミニクロ５，５
宏ジルコニウム２係、ニオブ１転モリブデン０．５φ、
ケイ素０．２５％の基本のチタン合金について試験した
。

この基本合金ＫＯ％、１％、３％および６多のスズを添
加した組成について試験しン た。

これらの合金に対する熱処理は、β領域中１０５０℃で
３／４時間（ｆ′なわち４５分）の加熱、空気中での徐
冷、次いで５５０°Ｃで２４時間の時効処理であった。

第３表には、スズ０％、１％、３％および６多デ を含
む上記一連の四合金について前記と同様に試験したクリ
ープ前後の引張り特性データを示す。

第４表に上記四種の合金をクリープ試験条件に曝露し、
酸化表面を除去し、または除去せずに測定した切欠き付
き引張り強度を示す。

試料をクリープ試験条件に曝路しないで得たデータも併
せてボしである。

スズの添加は合金の耐力および極限強度の両者を向上さ
せたが、延性はそのままであった。

切欠き付き引張り強度は増加し、スズ添加量３多付近で
最大に達したが、耐クリープ性はスズ添加量に伴ない着
実に改善された。

切欠き引張り特性のピークはスズ添加量約３係のところ
にあるので、これ以上のスズを添加すると高い強度を与
えるものの、切欠き付引張り延性を付随的に損失して実
用的でなくなる。

モリブデンの添加効果を調べるためにさらに−☆☆連の
チタン合金を作った。

すなわちアルミニウム５．５％１、スズ３．５％、ジル
コニウム３宏ニオブ１宏ケイ素０．３％を含む基本のチ
タン合金にＯφ、０．１優、０．２５％、０．５％およ
び１１％のモリブデンを添加した。

各合金試料は１５［’の量でルツボで溶融し、１０５０
℃で圧延して断面積１２−の棒状とした。

各試料のＴｉ以外の成分の分析値を第５表に示す。

第５表には付随不純分の酸素および鉄の分析値も併せて
示しである。

上記四種の合金の圧延枠を１０３５℃で溶体化処理、空
冷し、金属組織検査して、完全にβ−溶体化しているこ
とを確認した。

次いで５５０℃で２４時間にわたり時効処理し、空冷し
た。

各試料につき前記のように引張り試験を行い、０．１％
耐力、０．２％耐力、極限強度、４ ｖ’Ｔおよび５Ｄ
ゲージ長基準の伸び率を測定した。

その際に断面積の減少率も測定した。

それらの合金試料を５４０℃でａ ＯＯＮ／−の応力の
下で１００時間および３００時間にわたりクリープ試験
した。

クリープ試験後の試料を引張り試験した。

これらの結果を第６表および第４〜６図に示しである。

各試料を金属組織学的に検査した。

その一例として０．２５多モリブデン含量の合金の顕微
鏡写真を第２図に示す。

上記基本合金の引張り延性はモリブテンの添加で増加し
、はぼ０．１ないし０．２５％のモリブデン含量で最高
に達し、それ以降では徐々に低減する。

この事実は、α相チタンへのモリブデンの溶解度に関係
していると考えられる。

引張り強度および耐力は約０．２５ ％モリブデン含量
まで増加するが、約０．７ ％のモリブデン含量を越え
ると平坦化ないし低減し、そして１多モリブデン含量で
再び増加が見られる。

この変動の理由は、α−チタン相中にモリブデンが最高
溶解度まで溶解するときにα相の強度の初期増加が起こ
り、次いで少量の「軟」β相が生成するときにわずかな
強度低下が起こり、そして約１％のモリブデン含量での
強度増加は、そのときに生成する多量のβ相でα相析出
がなされるときに起こる、ことによるものである。

耐クリープ性は約０．２５％のモリブデン含量で最高に
達し、これ以上にモリブデン含量が増加すると徐々に低
減する。

この耐クリープ性の増加は、α相チタン中でのモリブデ
ンの溶解度（溶質の固溶強化より耐クリープ性を改善す
る）に関係するものと考えられ、またその後の徐減は耐
クリープ性の低いβ相の形成によるものである。

クリープ後の延性低減による安定性および耐力増加は、
モリブデン含量０．２５〜０．３多付近でそれぞれ最高
となり、それ以上では低減する。

金属組織検査により、変態合金製品の組織改善は０．２
５％までのモリブデンの添加で達成されることが判明し
た。

さらにモリブデン添加量を高くすると、若干の改善がさ
らに起こるが、その変化は０．２５％のモリブデンで達
成されるものと比較して小さい。

変態製品の実際の形態は冷却速度によって変動するが、
所与の冷却速度では類似の範囲の微細組織が期待できる
。

モリブデンは基本合金材料の性質に決定的な影響を与え
、総合的にはその性質は０．２５〜０．３％のモリブデ
ン添加で最良であることが判る。

第１図ヲも英国特許第１２０８３１９号明細書６己載さ
れた公知のアル□ニウム６宏ジルコニウム５％、モリブ
デン０．５ ％、ケイ素０．３％を含むチタン合金の組
織（２５０倍）写真である。

第２図は本発明によるアル□ニウム５．５％、ジルコニ
ウム３宏ニオブ１ ％、モリブデン０．２５ ％。

ケイ素０．３俤、スズ３．５％を含むチタン合金の組織
（２５０倍）写真である。

これらの写真から、本発明のチタン合金では、公知合金
の粗大組織（この公知合金自体は一般に受は入れられう
るものであるが）よりもはるかに良好な非常に微細組織
が得られることが判る。

微細組織の変態製品の主要な利点の一つは、その合金を
空冷しうろことであり、公知合金では同じ変態組織を得
るのに油焼入れをしなげればならない。

空冷は油焼入れよりもはるかに低い内部応力を与えるの
で、もちろんこの点も本発明合金の主要な利点である。

また本発明の合金では、公知合金と比較して、微細な組
織を得ることも可能である。

チタン合金の耐クリープ性を増加するため、および合金
の延性を増大する結晶粒径微細化のために、ケイ素を添
加することは周知である。

しかしケイ素の添加量が多すぎると、偏析および合金中
にケイ化物をもたらすことがあり、またケイ素が溶解し
なくなる。

はとんどのチタン合金においてケイ素の添加量上限は約
０．３％である。

チタン合金の引張強度を大きくするにはアルミニウム含
量は可及的に高くすべきである力＼秩序化転位の問題を
生じないようにすべきである。

、チタン合金において起こることが周知の現象である秩
序化転位は、約８％のアルミニウム当量（３俤Ｓｎは１
％Ａ／に相当し、また６％Ｚｒは１％Ａ／に相当する）
で起こるので、もし秩序化転位を回避しようとするなら
ばアルミニウムの最高含量は実際上約６多程度に限定さ
れよう。

ジルコニウムも強化元素であり、最適の強度、耐クリー
プ性および安定性のためには、本発明の合金では３％の
ジルコニウムを用いる。

第３図では、アルミニウム６多、ジルコニウム５多、モ
リブデン０．５ ％、ケイ素０．３％の英国特許第１２
０８３１９号のタイプの公知チタン合金（合金Ａ）と、
本発明のアルミニウム５，５宏スズ３．５％、ジルコニ
ウム３宏ニオブ１宏モリブデン０．５ ％、ケイ素０．
３％のチタン合金（合金Ｂ）との、３００℃における低
サイクル疲労特性の差を表わすグラフである（縦軸：応
力ニュートン／−１横転：破壊までの繰返し荷重のサイ
クル数）。

合金Ｂは１０万サイクル後でも破壊しなかった。

この試験に際して、予め両合金は、β領域中の１０５０
℃において加熱し、空冷し、５５０℃で２４時間時効処
理した。

そして低サイクル疲労特性は、試料を５４０℃で３００
時間３１ＯＮ／−の応力に付した後に測定した。

第３図のグラフから、本発明のチタン合金の低サイクル
疲労特性は、合金が使用中に受ける応力の範囲内である
低応力、すなわち５ｏＯＮ／ｄにおいて公知合金よりも
すぐれていることが判る。

第４図の曲線１はクリープ前の状態で試験した試料の断
面積減少率を示し、曲線２はクリープ後の状態のものの
断面積減少率を示す。

曲線３はクリープ前の状態の試料のゲージ長４ＶＩにつ
いての坤び率を、そして曲線４はクリープ後の状態での
同ゲージ長基準の沖び率を示す。

曲線５はクリープ前の状態の試料のゲージ長５Ｄについ
ての坤び率を、そして曲線６はクリープ後の状態での漏
ゲージ長基準の伸び率を示す。

これらの数値は第４図のグラフの縦軸に示されている。

すべての場合に、これらの各性質は０−１％の間のモリ
ブデン含量（横軸）との関係で示されている。

これらのグラフは第６表の数値を元にして作られた。

第５図はモリブデン含量（横軸）に対して、０．２％耐
力（縦軸Ｎ／−）をプロットしたグラフであり、曲線７
は第６表のクリープ後のデータ、曲線８はクリープ前の
データを示している。

第６図は第６表のクリープ試験データのグラフである（
横軸：モリブデン含量宏縦軸：クリープ俤）。

全塑性歪は、モリブデン含量０．２５〜０、７５ ％の
範囲で最小であることが判る。

塑性歪が小さければ小さい程、材料がクリープ応力に耐
えるので、良いことは明らかである。

本発明の合金の好ましい例であるアルミニウム５、４
％、 ス、（３，５％、ジルコニウム３翫ニオブ１％、
モリブデン０．２５〜０．３％およびケイ素０．３％を
含むチタン合金を特定例として、これを従来のチタン合
金の一例であるアルミニウム６多スズ３宏ジルコニウム
３転モリブデン０．８％、ケイ素０．３％およびニオブ
１．３俤を含むものと比較すると、下記の差異が認めら
れる。

１、従来の合金では秩序化転位の問題が起こり、これが
安定性の低下をもたらすか、本発明の上記合金例ではこ
の問題がない。

２、従来の合金は、そのモリブデンおよびニオブ両者の
含量が高いので、本発明の合金におけるよりもα根粒界
での析出量が多くなる。

このような大きな析出量は、合金から作られた物品ある
いは部品の使用温度に関し、またある温度での使用時間
に関して、そのような物品、部品の応用に制限を与える
ことになる。

３．５２０℃よりも高温においては、本発明の合金は従
来の合金よりも耐クリープ性が良好である。

４、従来の合金と比較して、本発明の合金におけるニオ
ブおよびモリブデン両者の含量が、小さく、従って粒界
析出が少ないので、本発明の合金から製造した部品は従
来の合金から製造した部品よりも、高温で応力を除くこ
とができる。

５、上記２例の合金の耐酸化性が異なる。

６、切欠き付試験（例えば疲労および衝撃試験）の成績
は、本発明の合金の方がすぐれている。

Ｌ 本発明の合金の破壊靭性は従来の合金のそれよりも
良好であり、その理由は主として本発明の合金の方が小
さい極限引張強度を有することである。

８、不発明の合金と従来の合金との間のアルミニウム当
量の差は、両合金の間の転位挙動の差を意味する。

このファクターは疲労開始特性および破壊特性において
重要であり、本発明の合金はこれらの点で良好である。

９、両合金の可溶接柱に差がある。

１０、本発明の合金の方がモリブデンおよびニオブ両者
の含量が低いので、合金の比重の低減が可能であり、こ
のことは遠心力が加えられる部材にとって重要である。

【図面の簡単な説明】

第１図は従来のチタン合金の一例の組織を示す（２５０
倍）顕微鏡写真、第２図は本発明の合金の一例の組織を
示す（２５０倍）顕微鏡写真である。 第３図は従来のチタン合金Ａと本発明の合金Ｂの低サイ
クル疲労試験結果を示すグラフ（横軸：破壊に至るまで
の繰返し荷重サイクル数、縦軸：応力Ｎ／−）。 第４図はモリブデン含量（横軸Ｓ＞ＶＣ対して諸引張り
特性（縦軸）をプロットしたグラフであり、曲線１．
３． ５はクリープ前、曲線２． ４． ６はクリープ
後の、断面積減少率、ゲージ長４ｖ’Ａ基準伸び率、ゲ
ージ長５Ｄ基準伸び率をそれぞれ表わす。 第５図は０．２％耐力に対するモリブデン含量の効果を
示すグラフであり、曲線７はクリープ後、曲線８はクリ
ープ前のデータを示している。 第６図は第６表のクリープ試験データのグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ アルミニウム５〜６重量東スズ２．５〜４．５重量
   大 ジルコニウム２〜４重量多、ニオブ０．７５〜１，
   ２５重重量上リブデン０．１〜０．６重量多、ケイ素０
   ．２〜０．４重量覧残部チタンよりなる耐熱、耐応力チ
   タン合金。 ２ モリブデン含量が０．１５−０．４である特許請求
   の範囲第１項に記載のチタン合金。 ３ アルミニウム５．４〜５．５重量大スズ３．５重量
   宏ジルコニウム３重量多、ニオブ１重量宏モリブデン０
   ．２５〜０．３重量多、ケイ素０．３重量多を含む特許
   請求の範囲第１または第２項に記載のチタン合金。 ４ アルミニウム含量が５．４重量宏モリブデン含量が
   ０．３重量多である特許請求の範囲第３項に記載のチタ
   ン合金。 ５（ｉ）アルミニウム５〜６重量多、スズ２．５〜４．
   ５重量東ジルコニウム２〜４重量宏ニオブ０．７５〜１
   ．２５重重量上リブデン０．１〜０．６重量多、ケイ素
   ０．２〜０．４重量木桟部チタンよりなる組成物を合金
   化させ、 ０１）その合金化材料を、成形しまたは成形することな
   く、β領域内で１０１０〜１０５０℃の範囲において物
   別熱し、 （ｉｉＤ その物別熱材料を周囲温度にまで冷却し、
   ■ 次いでその材料を約２４時間にわたり５００〜６０
   ０℃の範囲の温度で時効処理する、各工程からなる耐熱
   、耐応力チタン合金の製法。 ６ β領域における物別熱温度は１０３５℃である特許
   請求の範囲第５項に記載の製法。 ７ Ｇ） アルミニウム５〜６重量悌、スズ２．５
   〜４．５重量多、ジルコニウム２〜４重量多、ニオブ０
   ．７５〜１，２５重量東モリブデン０．１〜０．６重量
   穴ケイ素０．２〜０．４重量多、残部チタンよりなる組
   成物を合金化させ、 （ｉＤ その合金化材料を、成形しまたは成形するこ
   となく、β領域内で１０１０〜１０５０℃の範囲におい
   て加熱し、 （１１） その物別熱材料を周囲温度にまで冷却し、
   １１ψ その冷却材料を８００〜９００℃の範囲の温度
   で物別熱することにより中間熱処理し、Ｍ 次いでその
   中間熱処理材料を約２４時間にわたり５００〜６００℃
   の範囲の温度で時効処理する、 各工程からなる耐熱、耐応力チタン合金の製法。