JPS63312938A

JPS63312938A - 耐熱性Ｔｉ合金

Info

Publication number: JPS63312938A
Application number: JP14978387A
Authority: JP
Inventors: Hideto Oyama; 英人大山; Yoshio Ashida; 芦田　喜郎; Atsushi Takemura; 武村　厚
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1987-06-15
Filing date: 1987-06-15
Publication date: 1988-12-21
Anticipated expiration: 2010-11-22
Also published as: JPH07109017B2

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。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は熱間加工性のみならず高温強度特性にも優れた
耐熱性Ｔｉ合金に関するものである。

［従来の技術］Ｔｉ合金は機械的特性および耐食性が優れ、更に比重が
小さくａＸである為化学装置や航空機の材料として欠く
ことのできないものである。ところが６００℃を超える
程の高温域になると強度が低下するという欠点があり、
例えば８００℃でのビッカース硬度（以下Ｈｖというこ
とがある）は通常５０前後にすぎない。従って構造用部
材に対する耐熱温度は６００℃程度が限界となっており
、高温強度が極めて不十分であった。そこでこの様な欠
点を改善する為にＴｉＡｌ　　（Ｔｉ−５０原子％Ａｌ
）系の金属間化合物が開発されつつあり、８００℃程度
の温度域までは常温域の強度と変らない強ｉ特性が得ら
れている。

［発明が解決しようとする問題点］ところが上記金属間化合物にも欠点がない訳ではなく、
最大の問題点は熱間加工性が低いという点にある。そこ
で粉末冶金法等を利用してこの様な不都合を回避する試
みもなされているが未だ解決されていない問題点は多い
。

本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであってそ
の目的は８００℃以上の高温域においても十分な強度特
性及び熱間加工性が得られる耐熱性Ｔｉ合金を提供する
ことである。

［問題点を解決する為の手段］本発明のＴｉ合金は４つの発明からなるものであり、第
１の発明はＡｌ含有量及び共析型のβ相安定化元素（以
下単にＭ元素ということがある）総含有量（Ｍ）が、下
記式（イ）〜（八）の全てを満足する関係にあり、残部
がＴｉ及び不可避不純物からなることを要旨とするもの
である。

３　　　（Ａｌ）＋２　　（Ｍ）　　≧　４５　％　　
　　　　　・・・　（イ）２　（Ａｌ）＋５　（Ｍ）５
１４５％　　・・・（０）３　　（Ａｌ）＋　　（Ｍ）
　　≦　１２０　％　　　　　　・・・　（八）次に第
２の発明は上記第１の発明において、Ａｌ含有量の一部
が下記式（ホ）を満足する範囲でＳｎ及び／又はＺｒで
代替されているものである。

また第３の発明は上記第１の発明の合金組成に、更に全
率固溶型のβ相安定化元素（以下単にＮ元素ということ
がある）を、その総含有量（Ｎ）が下記式（ニ）を満足
する範囲で添加したものである。

０＜（Ｎ）　　≦　（Ａ　Ｉ　）　・・・　（ニ）更に
第４の発明は上記第３の発明においてＡＩ含有量の一部
が前記式（ホ）を満足する範囲でＳｎ及び／又はＺｒで
代替されているものである。

［作用］金属間化合物の中には、一定の温度範囲内にある限り温
度が上昇するにつれて強度が向上するという特性を有す
るものがある。本発明はこの様な種類の金属間化合物に
よる高温強度の向上効果を利用するものである。即ちＴ
ｉにＡＩを添加してα２相（Ｔｉ３Ａｌ）を析出させる
と高温強度が向上する。またＴｉにＭ元素を添加すると
ＴｉとＭ元素の間に金属間化合物が形成され高温強度が
向上する。

しかもこれらの金属間化合物では前述した公知のＴｉＡ
ｌ系金属間化合物と異なり、添加元素の量を調整するこ
とにより後述の実施例でも明らかな様に高温域で優れた
熱間加工性が得られる様に調整できることがわかった。

しかし金属間化合物の析出量が増大するにつれて、粒界
に形成されるこれらの化合物量も増大する結果、粒界破
壊が起。

こり熱間加工性が低下するという問題がある。

従って熱間加工性を低下させずに高温強度も良好に保つ
為には、Ａｌ及びＭの添加量を制限することが必要であ
る。前記（イ）〜（Ａ）の式はこの様な観点から定めら
れたものであり、以下これらの式の設定理由について説
明する。

３　　（Ａｌ）＋２　　（Ｍ）　　≧　４５　％　　　
　　　　・・・　（イ）この式は高温強度向上の観点か
ら定められたものである。

Ｔｉに１２％以上のＡｌを添加するとＴｉ、Ａｌが析出
するが、本発明者等の研究によれば、十分な高温強度を
得る為には、ＡＩ単独では１５％以上添加することが必
要であることがわかった（後述の実施例第１図参照）。

またＭ元素については単独の場合２２．５％の添加量で
十分な高温強度が得られた（第１図参照）。次にＡｔの
添加量が１５％未満であっても、同時にＭ元素を併用添
加すれば必要な高温強度が得られ、例えば（Ａｌ）：５
％、（Ｍ）：１５％の添加量で高温強度は十分であった
（第１図参照）。前記（イ）式はこの様な実験結果から
得られたものである。

次に２　　（Ａｌ）　　＋５　　（Ｍ）　　≦　１４５　％
　　　　　・・・　（ロ）及び３　　（Ａｌ）　　＋　　（Ｍ）　　≦　１２０　％　
　　　　　・・・　（八）は熱間加工性保持の観点から
定められたものである。即ち必要な熱間加工性を保持し
得る為の最大許容添加量はＡｌについては４０％であり
、またＭ元素については熱間加工温度により変動するも
のの、通常の設備における実施温度域、即ち１２００℃
以下においては約３０％であった（第１図参照）。また
Ａｌ及びＭを共に添加する場合は例えば（Ａｌ）：３５
％においてＭの最大許容添加量は１５％であった。前記
（ロ）及び（八）式はこの様な実験結果から得られたも
のである。

ところで本発明に使用されるＭ元素の種類は特に限定さ
れるものではないが、例えばＭｎ。

Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ或はＳｉ等が例示
される。しかし添加効果、溶解性更に価格等を考慮すれ
ばＭｎ、Ｃｒ及びＦｅが最も好ましく、次いでＮｉ及び
Ｃｏが好ましい。

次に全率固溶型のβ相安定化元素であるＮ元素は、Ｔｉ
に添加しても金属間化合物を形成するものではないが、
マトリックス中のβ相領域を拡げる作用があり、その結
果熱間加工性が向上する。

しかしながら添加量が増大しβ相領域が拡がるにつれて
強度特性は低下してゆき、特に８００℃程度の高温域に
おける強度低下の度合いは著しい。

従ってＮ元素の添加量も高温強度が保持される範囲に制
限する必要がある。実験によればＮ元素の添加量がＡｌ
の添加量を超えると、高温強度の低下が顕著となる傾向
にあり（後述の実施例４第８表及び第９表のＨｖ欄参照
）、また強度低下が著しくない場合であってもＮ元素の
添加量が過剰になると合金の比重が大となり好ましくな
い。この様な観点から下記式％式％（）が定められた。尚本発明におけるＮ元素は特に種類が限
定されるものではないが、例えばＶ。

Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａなどが例示される。

次にＳｎ、Ｚｒは′Ｔｉ合金中にＡＩと共存することに
よって、Ｔｉとの間に金属間化合物を形成してＡｌの添
加効果と同様の効果を生ずる。従ってＡＩの添加量の一
部に代替してＳｎ及び／又はＺｒを添加することができ
る。この場合ＡＩと代替されるＳｎ及びＺｒの量的関係
はそれぞれ（Ａｌ）＝　（Ｓｎ）／３．（Ａｌ）＝　（
Ｚｒ）／６となる。この結果Ｓｎ及び／又はＺｒと代替
されるＡＩの量的関係は（Ａ　ｔ）＝（ｓｎ）／３＋（Ｚｒ）／６　　　・　（
ニ）と定められる。

なおＳｎ及びＺｒと同様ＨｆもＡＩに代替して添加する
ことができる。

以下実施例について説明するが、本発明は下記の実施例
に限定されるものではなく、前・後記の趣旨に徴して適
宜設計変更することは本発明の技術的範囲に含まれる。

［実施例］実施例ＩＭ元素としてＦｅ、Ｃｒ及びＭｎを選択して、Ｔｉ及び
ＡＩとの３元系合金をタングステンアーク溶解法で１２
０ｇ溶製し、１１５０℃で熱延した。加工率は１バス２
５％で１パス毎に再加熱し、最終で７５％とした。

熱間加工性を定性物に評価するために、圧延後の素材の
表面および内部の割れ発生状況を目視あるいは光学顕微
鏡組織で判断し、表面割れが発生するまでは良好とし、
内部にまで割れが及ぶものを不可とした。そして熱間加
工性が良好な合金については更に８００℃までの高温強
度を測定した［なお引張強さくにｇｆ／ｍｍ’）はビッ
カース硬度（Ｈｖ）のおよそ局の値に相当する］。

第１図に熱間加工性及び高温強度特性（以下双方を併せ
て単に特性ということがある）の試験結果をＴｉ−ＡＩ
−Ｍ３元素組成図（残部：Ｔｉ）として示す。図中の◎
、○その他の記号は第１表にもとづく。

第　　　１　　　表第１図において、ＡｌとＭ元素の含有量の関係式は高温
強度の限界線［式（イ）］及び熱間加工性０限界線［式
（ロ）、（八）］を示し、これらの３本Ｏ限界線で囲ま
れた範囲内では高温強度特性、熱間加工性の双方とも優
れていることがわかった。

ところでＭ元素としては、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎのいずれも
殆んど同様の添加効果を示し、硬度に多少の差異は認め
られたが、適正添加量の範囲は同じであった。

尚高温強度と熱間加工性を極めて優れたものとする為の
より好ましい添加条件は２．５％＜（Ａｌ）≦３５％２．５％〈（Ｍ）≦１５％（Ａｌ）＋（Ｍ）２２０％２　（Ａｌ）＋５　（Ｍ）≦１４５％を全て満足することであり、更に好ましい添加条件は５％≦（Ａｌ）≦３５％５％≦（Ｍ）≦１５％（Ａｌ）＋（Ｍ）≧２０％（Ａ　ｌ）　　＋４　　（Ｍ）　　５７５％を全て満足
することであることがわかった。

実施例２Ｍ元素としてＮｉ、Ｃｏ、Ｓｔ、Ｃｕ、及びＺｎを選択
して実施例１と同様Ｔ　ｉ　−Ａ　Ｉ　−Ｍの３元系合
金を溶製・熱延し、特性を評価した。評価を行なった合
金組成を第２図にＯ印で示す（残部：Ｔｉ）。結果を第
２〜６表に示す。尚以下の第２〜１１表中、熱間加工性
の欄の◎、Ｏ及び×の記号はそれぞれ下記のことを意味
する。

◎・・・表面割れなし ○・・・表面割れあり ×・・・内部割れありまた以下の第２〜７表及び第１０表の各備考欄における
Ａ及びＢはそれぞれＡ：本発明例Ｂ：比較例第２表第　　３　　表第　　４　　表第　　５　　表第６表第２〜６表よりＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｃｕ及びＺｎについ
ても前記（イ）〜（八）式を満足すれば特性が良好であ
ることがわかった。

実施例３Ｍ元素を数種組合せて添加し、溶性・熱延したＴｉ合金
の特性を評価した。結果を第７表に示す。

第７表から明らかな様にＭ元素を複数種組合せて添加し
たＴｉ合金の場合も、その添加量が前記（イ）〜（八）
式を満足するものは熱間加工性、Ｈｖ硬度のいずれも良
好であることがわかった。

実施例４Ｍ元素としてＭｎ又はＣｒを添加すると共にＮ元素とし
てＶ及びＭＯを添加して得たＴｉ合金の特性を評価した
。結果を第８表及び第９表に示す。尚これらの表の備考
欄のＡ、ＢはそれぞれＡ：本発明（Ｎ添加）Ｂ：比較例（Ｎ添加）を意味する。

第８表及び第９表から明らかな様に、■及びＭｏは熱間
加工性を向上させるが添加量が過剰になると高温強度が
著しく低下する。しかし前記式（イ）〜（：）を満足す
る本発明例は熱間加工性が優れ、Ｈｖもほぼ向上し、ま
た低下するものもわずかな低下にとどまることがわかっ
た。またＶとＭｏはいずれか１種を単独に添加しても、
双方を同時に添加しても熱間加工性及び高温強度特性に
対する影響は同じであった。

実施例５Ｍｎ添加材を対象としてＡＩの一部に代替してＳｎ及び
／又はＺｒを添加した場合の特性を評価した。結果を第
１０表に示す、尚第１０表及び後述する第１１表におけ
るＡｌ当量とは添加したＳｎ及びＺｒの量を前記（ネ）
式にもとづいてＡＩ量に換算した値と実際に添加したＡ
Ｉ量の和を意味する。

第１０表第１０表から明らかな様にＡｌの一部をＳｎ及び／又は
Ｚｒと代替した場合、前記式（イ）〜（八）及び（ネ）
を満足する本発明例はいずれも良好な特性を示した。

実施例６Ｍｎ、Ｖ及びＭＯ添加材を対象としてＡＩの一部をＳｎ
及び／又はＺｒに代替した場合の特性を評価した。結果
を第１１表に示す。

第１１表から明らかな様に前記式（ネ）にもとづいてＡ
Ｉの一部をＳｎ及び／又はＺｒに代替しても特性には殆
んど差異が認められなかった。

［発明の効果］本発明は上記の様に構成されているから、熱間加工性を
損わずにしかも従来のＴｉ合金やＴｉＡｌ系金属間化合
物よりも高温強度特性が大幅に向上した耐熱Ｔｉ合金を
提供することができることとなった。

【図面の簡単な説明】第１図はＴｉ−Ａｌ　−Ｍ　（Ｍ：Ｍｎ、Ｃｒ。Ｆｅ）系合金の各組成（残部：Ｔｉ）における熱間加工
性と高温強度特性を示す図、第２図はＴｉ−ＡＩ−Ｍ　
（Ｍ：Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ。Ｓｔ）系合金の熱間加工性及び高温強度特性試験の為の
採取資料の組成（残部：Ｔｉ）を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ａｌ含有量［以下（Ａｌ）と表わす、但し（Ａｌ
）は原子％を意味する］及び共析型のβ相安定化元素総
含有量［以下（Ｍ）と表わす、但し（Ｍ）は原子％を意
味する］が、下記式（イ）〜（ハ）の全てを満足する関
係にあり、残部がＴｉ及び不可避不純物からなることを
特徴とする耐熱性Ｔｉ合金。３（Ａｌ）＋２（Ｍ）≧４５％・・・（イ）２（Ａｌ）
＋５（Ｍ）≦１４５％・・・（ロ）３（Ａｌ）＋（Ｍ）
≦１２０％・・・（ハ）（２）Ａｌ含有量（Ａｌ）及び
共析型のβ相安定化元素総含有量（Ｍ）が下記式（イ）
〜（ハ）の全てを満足する関係にあり、且つ下記式（ホ
）を満足する範囲でＡｌ含有量の一部がＳｎ及び／又は
Ｚｒで代替されていると共に、残部がＴｉ及び不可避不
純物からなることを特徴とする耐熱性Ｔｉ合金。３（Ａｌ）＋２（Ｍ）≧４５％・・・（イ）２（Ａｌ）＋５（Ｍ）≦１４５％・・・（ロ）３（Ａｌ）＋（Ｍ）≦１２０％・・・（ハ）
（２）Ａｌ含有量（Ａｌ）及び共析型のβ相安定化元素総含有量（Ｍ）が下記式（イ）〜（ハ）の全てを満足する関係にあり、且つ下記式（ホ）を満足する範囲でＡｌ含有量の一部がＳｎ及び／又はＺｒで代替されていると共に、残部がＴｉ及び不可避不純物からなることを特徴とする耐熱性Ｔｉ合金。３（Ａｌ）＋２（Ｍ）≧４５％・・・（イ）２（Ａｌ）＋５（Ｍ）≦１４５％・・・（ロ）３（Ａｌ）＋（Ｍ）≦１２０％・・・（ハ）（Ａｌ）＝（Ｓｎ）／３＋（Ｚｒ）／６・・・（ホ）［式中（Ｓｎ）および（Ｚｒ）は各々ＳｎおよびＺｒの
原子％を示す］
（３）Ａｌ含有量（Ａｌ）、共析型のβ相安定化元素総
含有量（Ｍ）及び全率固溶型のβ相安定化元素総含有量
［以下（Ｎ）と表わす、但し（Ｎ）は原子％を意味する
］が下記式（イ）〜（ニ）の全てを満足する関係にあり
、残部がＴｉ及び不可避不純物からなることを特徴とす
る耐熱性Ｔｉ合金。３（Ａｌ）＋２（Ｍ）≧４５％・・・（イ）２（Ａｌ）＋５（Ｍ）≦１４５％・・・（ロ）３（Ａｌ）＋（Ｍ）≦１２０％・・・（ハ）０＜（Ｎ）≦（Ａｌ）・・・（ニ）
（４）Ａｌ含有量（Ａｌ）、共析型のβ相安定化元素総
含有量（Ｍ）及び全率固溶型のβ相安定化元素総含有量
（Ｎ）が下記式（イ）〜（ニ）を全て満足する関係にあ
り、且つ下記式（ホ）を満足する範囲でＡｌの一部がＳ
ｎ及び／又はＺｒで代替されていると共に、残部がＴｉ
及び不可避不純物からなることを特徴とする耐熱性Ｔｉ
合金。３（Ａｌ）＋２（Ｍ）≧４５％・・・（イ）２（Ａｌ）＋５（Ｍ）≦１４５％・・・（ロ）３（Ａｌ）＋（Ｍ）≦１２０％・・・（ハ）０＜（Ｎ）≦（Ａｌ）・・・（ニ）（Ａｌ）＝（Ｓｎ）／３＋（Ｚｒ）／６・・・（ホ）［式中（Ｓｎ）および（Ｚｒ）は各々ＳｎおよびＺｒの
原子％を示す］