JPH05163542A - 耐熱チタン合金 - Google Patents
耐熱チタン合金Info
- Publication number
- JPH05163542A JPH05163542A JP33083591A JP33083591A JPH05163542A JP H05163542 A JPH05163542 A JP H05163542A JP 33083591 A JP33083591 A JP 33083591A JP 33083591 A JP33083591 A JP 33083591A JP H05163542 A JPH05163542 A JP H05163542A
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- Japan
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- high temperature
- creep
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Near−α型のチタン合金の耐用温度の上昇を
図って航空機エンジン用材料を開発する。 【構成】 Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo系のTi合金において、N
b:0.20 〜1.10％、Ta:0.10 〜0.45％とするとともに、
1.5 ≦Nb/Ta ≦2.5 に制限する。 【効果】 酸化増量10mg/cm2以下(100Hr,600℃, 大気
中) 、600 ℃引張強度620MPa以上、クリープ歪量0.2 ％
以下(540℃,300MPa,100Hr)、疲労強度4.0 ×107 以上(
破断サイクル数,540℃,300MPa,Ｒ＝0.1)を満足する耐熱
チタン合金が得られた。
図って航空機エンジン用材料を開発する。 【構成】 Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo系のTi合金において、N
b:0.20 〜1.10％、Ta:0.10 〜0.45％とするとともに、
1.5 ≦Nb/Ta ≦2.5 に制限する。 【効果】 酸化増量10mg/cm2以下(100Hr,600℃, 大気
中) 、600 ℃引張強度620MPa以上、クリープ歪量0.2 ％
以下(540℃,300MPa,100Hr)、疲労強度4.0 ×107 以上(
破断サイクル数,540℃,300MPa,Ｒ＝0.1)を満足する耐熱
チタン合金が得られた。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Near−α型の耐熱チタ
ン合金に関し、特に高温強度、高温クリープ特性、疲労
強度、そして耐酸化性に優れた耐熱チタン合金に関す
る。
ン合金に関し、特に高温強度、高温クリープ特性、疲労
強度、そして耐酸化性に優れた耐熱チタン合金に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、その優れた耐食性と高い比強度の
ためにチタンおよびチタン合金の需要は急激な伸びを示
してきたが、特にチタン合金は軽量にしてより高強度で
あると言う特徴をさらに生かすため、今日でも、様々な
分野での応用、用途開発が試みられている。
ためにチタンおよびチタン合金の需要は急激な伸びを示
してきたが、特にチタン合金は軽量にしてより高強度で
あると言う特徴をさらに生かすため、今日でも、様々な
分野での応用、用途開発が試みられている。
【０００３】従来から使用されてきた高強度チタン合金
の代表的なものとして、Ti-6Al-4V合金を挙げることが
できるが、最近では高温環境用チタン合金構造材に対す
る要望が強くなり、米国においてこれに応えるためNear
−α型のTi-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金等の“高温用チタン合
金”が開発された。その後、米国、英国において次々と
新しいNear−α型の耐熱チタン合金が開発され、日本に
おいてもその開発が進行している。特開平１−242743号
公報、同２−19436 号公報、同２−22435 号公報参照。
ここに、Near−α型のチタン合金とは、少量のβ相を含
み大部分がα相からなるチタン合金を言い、上述のTi-6
Al-2Sn-4Zr-2Mo系合金が代表例である。
の代表的なものとして、Ti-6Al-4V合金を挙げることが
できるが、最近では高温環境用チタン合金構造材に対す
る要望が強くなり、米国においてこれに応えるためNear
−α型のTi-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金等の“高温用チタン合
金”が開発された。その後、米国、英国において次々と
新しいNear−α型の耐熱チタン合金が開発され、日本に
おいてもその開発が進行している。特開平１−242743号
公報、同２−19436 号公報、同２−22435 号公報参照。
ここに、Near−α型のチタン合金とは、少量のβ相を含
み大部分がα相からなるチタン合金を言い、上述のTi-6
Al-2Sn-4Zr-2Mo系合金が代表例である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところで、近年、航空
機の高速度化を図るためにも航空機エンジンの高性能化
が求められており、それに応えるべく、上記Near−α型
チタン合金が注目され、かかるNear−α型チタン合金の
耐用温度の更なる上昇が強く望まれている。すなわち、
航空機エンジンにチタン合金を適用するには、従来合金
では高温強度、高温クリープ強度、高サイクル疲労強
度、さらには耐酸化性のバランスが不充分であり、耐用
温度の更なる上昇を実現するには上記性質のより優れた
バランスを有するチタン合金が必要であることが判明し
た。
機の高速度化を図るためにも航空機エンジンの高性能化
が求められており、それに応えるべく、上記Near−α型
チタン合金が注目され、かかるNear−α型チタン合金の
耐用温度の更なる上昇が強く望まれている。すなわち、
航空機エンジンにチタン合金を適用するには、従来合金
では高温強度、高温クリープ強度、高サイクル疲労強
度、さらには耐酸化性のバランスが不充分であり、耐用
温度の更なる上昇を実現するには上記性質のより優れた
バランスを有するチタン合金が必要であることが判明し
た。
【０００５】ここに、本発明の目的は、従来合金よりも
耐酸化性、高温強度および高温クリープ強度に優れ、そ
して高サイクル疲労強度を備えた耐熱チタン合金を提供
することにある。さらに、本発明のより具体的な目的
は、酸化増量10mg/cm2以下(100Hr,600℃,大気中) 、600
℃引張強度620MPa以上、クリープ歪量0.2％以下(540
℃,300MPa,100Hr)、疲労強度4.0 ×107 以上 (破断サイ
クル数,540℃,300MPa,Ｒ＝0.1)を満足する耐熱チタン合
金を提供することである。
耐酸化性、高温強度および高温クリープ強度に優れ、そ
して高サイクル疲労強度を備えた耐熱チタン合金を提供
することにある。さらに、本発明のより具体的な目的
は、酸化増量10mg/cm2以下(100Hr,600℃,大気中) 、600
℃引張強度620MPa以上、クリープ歪量0.2％以下(540
℃,300MPa,100Hr)、疲労強度4.0 ×107 以上 (破断サイ
クル数,540℃,300MPa,Ｒ＝0.1)を満足する耐熱チタン合
金を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】かかる課題を達成すべ
く、本発明者は種々検討を重ね、次のような知見を得
た。 (1) 高温強度、高温クリープ等の高温特性の優れた耐熱
チタン合金として弾性定数が高く、クリープ特性の優れ
たNear−α型チタン合金としてTi-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系の
チタン合金が開発されている。このような合金系の中
で、Ta:0.5〜2.5 ％添加し、α、β−トランザス温度を
上昇させて高温特性を改善した合金 (特開平２−19436
号) が最近提案され、Ta添加によりα相が安定化するこ
とが報告されている。
く、本発明者は種々検討を重ね、次のような知見を得
た。 (1) 高温強度、高温クリープ等の高温特性の優れた耐熱
チタン合金として弾性定数が高く、クリープ特性の優れ
たNear−α型チタン合金としてTi-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系の
チタン合金が開発されている。このような合金系の中
で、Ta:0.5〜2.5 ％添加し、α、β−トランザス温度を
上昇させて高温特性を改善した合金 (特開平２−19436
号) が最近提案され、Ta添加によりα相が安定化するこ
とが報告されている。
【０００７】(2) しかしながら、Taを多量に添加すると
溶け残りや偏析の問題があり、溶解回数を増やさなけれ
ばならず、また溶解回数を増やしたところで、その量に
よっては溶け残りや偏析を生じてしまうという問題があ
った。
溶け残りや偏析の問題があり、溶解回数を増やさなけれ
ばならず、また溶解回数を増やしたところで、その量に
よっては溶け残りや偏析を生じてしまうという問題があ
った。
【０００８】(3) 本発明者らが、Ta添加量を減らして高
温強度、クリープ等の特性を調査した結果、Taが0.10％
以上で充分な高温強度、クリープ特性が得られること、
Taが0.45％以下であれば、通常のチタン合金の溶解法で
ある消耗式アーク溶解の２回溶解で溶け残りや偏析を生
じないことが判明した。しかし、Taが0.45％以下と少量
の場合には、耐酸化性が悪化するという新たな問題点に
直面した。
温強度、クリープ等の特性を調査した結果、Taが0.10％
以上で充分な高温強度、クリープ特性が得られること、
Taが0.45％以下であれば、通常のチタン合金の溶解法で
ある消耗式アーク溶解の２回溶解で溶け残りや偏析を生
じないことが判明した。しかし、Taが0.45％以下と少量
の場合には、耐酸化性が悪化するという新たな問題点に
直面した。
【０００９】(4) 本発明者らが、さらに検討した結果、
少量のTaと同時にNbを添加し、Taの約２倍となる少量の
Nbを添加することにより、耐酸化性 (高温酸化に対する
抵抗性) も飛躍的に上昇し、Taが0.5 ％以上の場合と同
等の耐酸化性が得られることが判明した。
少量のTaと同時にNbを添加し、Taの約２倍となる少量の
Nbを添加することにより、耐酸化性 (高温酸化に対する
抵抗性) も飛躍的に上昇し、Taが0.5 ％以上の場合と同
等の耐酸化性が得られることが判明した。
【００１０】(5) Taは0.10％以上で充分な高温強度、ク
リープ強度が得られるが、Taの添加量は多い方が高温強
度および耐酸化性は上昇するものの、含有量が0.45％超
になると溶解時にTaの偏析が生じ、実用上製造しにく
い。そのためTa含有量は0.45％以下に設定する。
リープ強度が得られるが、Taの添加量は多い方が高温強
度および耐酸化性は上昇するものの、含有量が0.45％超
になると溶解時にTaの偏析が生じ、実用上製造しにく
い。そのためTa含有量は0.45％以下に設定する。
【００１１】(6) また、その場合、Nb:0.20 ％以上で充
分な疲労強度、高温強度、クリープ特性のバランスが得
られる。しかし、Nb含有量が1.10％超になると、β相が
安定化され、高温強度およびクリープ強度が低下する。
分な疲労強度、高温強度、クリープ特性のバランスが得
られる。しかし、Nb含有量が1.10％超になると、β相が
安定化され、高温強度およびクリープ強度が低下する。
【００１２】(7) したがって、耐熱チタン合金として求
められる高温強度、クリープ特性、疲労強度、そして耐
酸化性のすべてを、上記条件のNb、Ta添加により改善す
ることが可能になった。
められる高温強度、クリープ特性、疲労強度、そして耐
酸化性のすべてを、上記条件のNb、Ta添加により改善す
ることが可能になった。
【００１３】(8)Hf 、Cu、Ｗ、Ｃの一種または二種以上
を含有すると、高温強度、疲労強度、クリープ特性のバ
ランスの改善に一層効果的である。
を含有すると、高温強度、疲労強度、クリープ特性のバ
ランスの改善に一層効果的である。
【００１４】よって、本発明の要旨とするところは、重
量％で、Al:5.0〜7.0 ％、 Sn:2.0〜5.0 ％、 Zr:2.
0 〜5.0 ％、Mo:0.10 〜1.00％、Nb:0.20 〜1.10％、 S
i:0.20〜0.60％、Ta:0.10 〜0.45％、1.5 ≦Nb/Ta ≦2.
5 残部Tiおよび不可避的不純物からなる耐熱チタン合金で
ある。
量％で、Al:5.0〜7.0 ％、 Sn:2.0〜5.0 ％、 Zr:2.
0 〜5.0 ％、Mo:0.10 〜1.00％、Nb:0.20 〜1.10％、 S
i:0.20〜0.60％、Ta:0.10 〜0.45％、1.5 ≦Nb/Ta ≦2.
5 残部Tiおよび不可避的不純物からなる耐熱チタン合金で
ある。
【００１５】本発明の別の態様によれば、さらに、Hf:
1.00 ％以下、Cu:1.00 ％以下、W:1.0 ％以下、および
Ｃ:0.10 ％以下の一種または二種以上を含むものであっ
てもよい。
1.00 ％以下、Cu:1.00 ％以下、W:1.0 ％以下、および
Ｃ:0.10 ％以下の一種または二種以上を含むものであっ
てもよい。
【００１６】
【作用】次に、本発明において合金組成を上述のように
限定した理由を説明する。 Al:Alはα相安定化元素であり、αトランザス温度を上
昇させ、固溶硬化により高温強度、クリープ強度向上に
寄与する。5.0 ％未満では、α相安定化効果および固溶
硬化が十分ではなく、必要とする高温強度、クリープ強
度が得られない。しかし、添加量が7.0 ％を越えると、
TiとAlとの金属間化合物であるTi3Al が析出し、脆化す
る。そのため、本発明においてAl含有量は5.0 〜7.0 ％
に設定する。
限定した理由を説明する。 Al:Alはα相安定化元素であり、αトランザス温度を上
昇させ、固溶硬化により高温強度、クリープ強度向上に
寄与する。5.0 ％未満では、α相安定化効果および固溶
硬化が十分ではなく、必要とする高温強度、クリープ強
度が得られない。しかし、添加量が7.0 ％を越えると、
TiとAlとの金属間化合物であるTi3Al が析出し、脆化す
る。そのため、本発明においてAl含有量は5.0 〜7.0 ％
に設定する。
【００１７】Sn:Sn は中性型元素であり、Alと同様の固
溶硬化能があり、高温強度を向上させ、耐クリープ特性
を改善し得る。添加量が2.0 ％未満では、その効果が充
分ではない。添加量が5.0 ％を越えると、密度が大きく
なること、および脆化相（Ｔｉ３Ａｌ）が析出するため
望ましくない。したがって、Ｓｎ含有量は2.0 〜5.0 ％
に設定する。
溶硬化能があり、高温強度を向上させ、耐クリープ特性
を改善し得る。添加量が2.0 ％未満では、その効果が充
分ではない。添加量が5.0 ％を越えると、密度が大きく
なること、および脆化相（Ｔｉ３Ａｌ）が析出するため
望ましくない。したがって、Ｓｎ含有量は2.0 〜5.0 ％
に設定する。
【００１８】Zr:Zrは中性型元素であり、α相、β相の
両方に固溶し硬化する。さらに添加元素であるSiと結び
ついて、Ti、ZrとSiとの間に微細な金属間化合物を形成
しクリープ強度を大きく向上させる。添加量が2.0 ％未
満ではその効果は充分ではないが、添加量が5.0 ％を越
えると、クリープ強度、延性の低下をもたらす。したが
って、Zr含有量は2.0 〜5.0 ％に設定する。
両方に固溶し硬化する。さらに添加元素であるSiと結び
ついて、Ti、ZrとSiとの間に微細な金属間化合物を形成
しクリープ強度を大きく向上させる。添加量が2.0 ％未
満ではその効果は充分ではないが、添加量が5.0 ％を越
えると、クリープ強度、延性の低下をもたらす。したが
って、Zr含有量は2.0 〜5.0 ％に設定する。
【００１９】Mo:Moはβ相安定化元素であり、中低温で
の強度上昇に寄与すると共にα＋β２相とすることによ
り、高温強度と疲労強度のバランスを向上させる。すな
わち、Al、Snを添加すると疲労強度が低下するが、Moは
疲労強度を低下することなく高温強度を上昇できる。0.
10％以上の添加でその効果はあらわれる。しかし、添加
量が1.00％を越えるとβ相が過度に増加し、高温強度、
クリープ強度が低下する。また、溶接性、熱処理性も低
下する。したがって、Mo含有量は0.10〜1.00％に設定す
る。
の強度上昇に寄与すると共にα＋β２相とすることによ
り、高温強度と疲労強度のバランスを向上させる。すな
わち、Al、Snを添加すると疲労強度が低下するが、Moは
疲労強度を低下することなく高温強度を上昇できる。0.
10％以上の添加でその効果はあらわれる。しかし、添加
量が1.00％を越えるとβ相が過度に増加し、高温強度、
クリープ強度が低下する。また、溶接性、熱処理性も低
下する。したがって、Mo含有量は0.10〜1.00％に設定す
る。
【００２０】Nb:Nbはβ相安定化元素であり、高温強度
と疲労強度のバランスを向上させる。またTaとの配合比
により耐酸化性改善にも効果のある添加元素である。添
加量が0.20％未満では高温強度と疲労強度のバランスの
向上効果はなく、添加量が1.10％を越えるとβ相比率の
増加により高温強度が低下する。したがって、Nb含有量
は0.20〜1.10％に設定する。
と疲労強度のバランスを向上させる。またTaとの配合比
により耐酸化性改善にも効果のある添加元素である。添
加量が0.20％未満では高温強度と疲労強度のバランスの
向上効果はなく、添加量が1.10％を越えるとβ相比率の
増加により高温強度が低下する。したがって、Nb含有量
は0.20〜1.10％に設定する。
【００２１】Nb／Taは1.5 〜2.5 の範囲とする。Nb／Ta
が1.5 未満の場合、本発明の特徴である耐酸化性改善効
果は得られず、一方、Nb／Taが2.5 を越えると耐酸化性
および高温強度が低下する。
が1.5 未満の場合、本発明の特徴である耐酸化性改善効
果は得られず、一方、Nb／Taが2.5 を越えると耐酸化性
および高温強度が低下する。
【００２２】Si:Siは、高温強度、耐クリープ性の向上
をもたらす元素である。また、TiやZrと結びついて非常
に微細な金属間化合物を析出させ、高温強度を向上させ
る。多量の添加は金属間化合物の増加あるいは粗大化に
より脆化する。したがって、Si含有量は0.20〜0.60％に
設定する。
をもたらす元素である。また、TiやZrと結びついて非常
に微細な金属間化合物を析出させ、高温強度を向上させ
る。多量の添加は金属間化合物の増加あるいは粗大化に
より脆化する。したがって、Si含有量は0.20〜0.60％に
設定する。
【００２３】Ta:Taはβ相安定化元素であり、0.10％以
上で高温クリープ、高温強度を向上させる。多量の添加
を行うと、溶製に際して一部は溶け残り、偏析、密度上
昇をもたらす。偏析、溶け残り抑制のため、添加量は0.
45％以下に設定する。
上で高温クリープ、高温強度を向上させる。多量の添加
を行うと、溶製に際して一部は溶け残り、偏析、密度上
昇をもたらす。偏析、溶け残り抑制のため、添加量は0.
45％以下に設定する。
【００２４】さらに、本発明にあってはHf、Cu、W 、お
よびＣの少なくとも１種を配合することで高温強度、ク
リープ強度、疲労強度のバランスの一層の改善を図って
もよい。
よびＣの少なくとも１種を配合することで高温強度、ク
リープ強度、疲労強度のバランスの一層の改善を図って
もよい。
【００２５】Hf:Hfは過度のα相安定化を防ぎ、かつ高
温強度およびクリープ強度に寄与することができる。0.
2 ％でその効果はあらわれる。添加量が1.00％を越える
と、Ti、ZrとSiとの金属間化合物の析出能が過大にな
り、粗大な析出物を形成し、延性の低下をもたらす。し
たがってHfの含有量は1.00％以下に設定する。
温強度およびクリープ強度に寄与することができる。0.
2 ％でその効果はあらわれる。添加量が1.00％を越える
と、Ti、ZrとSiとの金属間化合物の析出能が過大にな
り、粗大な析出物を形成し、延性の低下をもたらす。し
たがってHfの含有量は1.00％以下に設定する。
【００２６】Cu:Cuはβ相共析型の安定化元素である。
ごく微量の添加で疲労特性が向上する。添加量が1.00％
を越えると金属間化合物が析出し脆化する。したがっ
て、Cu添加量は1.00％以下に設定する。
ごく微量の添加で疲労特性が向上する。添加量が1.00％
を越えると金属間化合物が析出し脆化する。したがっ
て、Cu添加量は1.00％以下に設定する。
【００２７】Ｗ:Ｗはβ相安定化元素であり、高温クリ
ープ強度と高温強度をより一層向上させる。ただし、多
量の添加は密度上昇、β相の過度の増加による高温強
度、クリープ強度の低下をもたらす。したがって、Ｗ添
加量は1.00％以下、好ましくは0.50％以下に設定する。
ープ強度と高温強度をより一層向上させる。ただし、多
量の添加は密度上昇、β相の過度の増加による高温強
度、クリープ強度の低下をもたらす。したがって、Ｗ添
加量は1.00％以下、好ましくは0.50％以下に設定する。
【００２８】Ｃ:Ｃは、Ｏと同様にα相安定化元素であ
り、さらに室温から高温に至るまで強度の上昇に寄与
し、高温クリープ強度も向上する。0.10％以下の添加で
その効果はあらわれる。添加量が0.10％を越えると脆化
するので添加量は0.10％以下に設定する。好ましくは、
0.02〜0.10％である。次に、本発明の作用効果をその実
施例によってさらに具体的に説明する。
り、さらに室温から高温に至るまで強度の上昇に寄与
し、高温クリープ強度も向上する。0.10％以下の添加で
その効果はあらわれる。添加量が0.10％を越えると脆化
するので添加量は0.10％以下に設定する。好ましくは、
0.02〜0.10％である。次に、本発明の作用効果をその実
施例によってさらに具体的に説明する。
【００２９】
【実施例】表１に示す成分のTi合金インゴットをV.A.R.
溶解により直径60mm×長さ300 mmの大きさに溶製した。
ここで、本発明合金の合金元素Al、Sn、Zr、Mo、Nb、S
i、Taの添加原料および溶解操作について説明する。
溶解により直径60mm×長さ300 mmの大きさに溶製した。
ここで、本発明合金の合金元素Al、Sn、Zr、Mo、Nb、S
i、Taの添加原料および溶解操作について説明する。
【００３０】Alは純度99.99 ％の小片を用い、Snは粒状
(99.99％) の原料を用いた。Zr (純度99.5％) は、スポ
ンジ状原料であって、Nb (純度99.9％) 、およびTa (純
度99.99 ％) は小片を使用した。Siは高純度 (純度99.9
999 ％) の微小塊を用いた。Moについては母合金として
Al−Mo(Al:Mo＝24.6:75.4)合金を用いた。
(99.99％) の原料を用いた。Zr (純度99.5％) は、スポ
ンジ状原料であって、Nb (純度99.9％) 、およびTa (純
度99.99 ％) は小片を使用した。Siは高純度 (純度99.9
999 ％) の微小塊を用いた。Moについては母合金として
Al−Mo(Al:Mo＝24.6:75.4)合金を用いた。
【００３１】スポンジTiを上記原料と共に均質に混合
し、圧縮成形して電極を作製した。一次溶解したインゴ
ットをアーク溶接により接続し二次溶解の電極とした。
合金No. 10 No.14 については二次溶解後もTaの溶け残
りが認められ、三回目の溶解を実施した。
し、圧縮成形して電極を作製した。一次溶解したインゴ
ットをアーク溶接により接続し二次溶解の電極とした。
合金No. 10 No.14 については二次溶解後もTaの溶け残
りが認められ、三回目の溶解を実施した。
【００３２】得られたインゴットをβ変態点以上、β変
態点＋50℃以下の温度域に加熱し、直径20mmにまで鍛造
した後、1050℃に１時間加熱してから油焼入れする溶体
化処理を施し、次いで625 ℃×２時間加熱後、空冷の時
効処理を行った。
態点＋50℃以下の温度域に加熱し、直径20mmにまで鍛造
した後、1050℃に１時間加熱してから油焼入れする溶体
化処理を施し、次いで625 ℃×２時間加熱後、空冷の時
効処理を行った。
【００３３】熱処理後の棒材から引張試験片、クリープ
試験片、疲労試験片、および酸化試験片を切り出し、各
々の試験に供した。
試験片、疲労試験片、および酸化試験片を切り出し、各
々の試験に供した。
【００３４】常温および高温引張試験、クリープ試験、
疲労試験、および酸化試験の結果を表１に示す。高温引
張試験、クリープ試験、疲労試験、酸化試験は大気中で
実施した。
疲労試験、および酸化試験の結果を表１に示す。高温引
張試験、クリープ試験、疲労試験、酸化試験は大気中で
実施した。
【００３５】これらの結果からも分かるように、本発明
にかかる合金は、Taが0.45％以下と少量であっても、耐
酸化性を損なうことなく、高温強度、高温クリープ、お
よび疲労強度のいずれにおいてもバランスのとれた特性
を有していることが分かる。なお、本例では、酸化層量
10mg/cm2以下(100Hr,600℃, 大気中) 、600 ℃引張強度
620MPa以上、クリープ歪量0.2 ％以下(540℃,300MPa,10
0Hr)、疲労強度4.0 ×107 以上( 破断サイクル数,540
℃,300MPa,Ｒ＝0.1)を満足する耐熱チタン合金を合格と
した。
にかかる合金は、Taが0.45％以下と少量であっても、耐
酸化性を損なうことなく、高温強度、高温クリープ、お
よび疲労強度のいずれにおいてもバランスのとれた特性
を有していることが分かる。なお、本例では、酸化層量
10mg/cm2以下(100Hr,600℃, 大気中) 、600 ℃引張強度
620MPa以上、クリープ歪量0.2 ％以下(540℃,300MPa,10
0Hr)、疲労強度4.0 ×107 以上( 破断サイクル数,540
℃,300MPa,Ｒ＝0.1)を満足する耐熱チタン合金を合格と
した。
【００３６】Nb ／Taが1.5 未満のNo.15 、2.5 超のNo.
16 の比較合金は、耐酸化性に劣る。また、Ta含有量の
高いNo.14 の比較合金とNo.10 の従来合金は、２回溶解
ではTaの溶け残りが生じ、３回溶解して、ようやく溶け
残りがなくなった。ただし、Taの成分のばらつきは平均
値に対し20％であり、偏析は本発明合金 (５％) より大
きかった。
16 の比較合金は、耐酸化性に劣る。また、Ta含有量の
高いNo.14 の比較合金とNo.10 の従来合金は、２回溶解
ではTaの溶け残りが生じ、３回溶解して、ようやく溶け
残りがなくなった。ただし、Taの成分のばらつきは平均
値に対し20％であり、偏析は本発明合金 (５％) より大
きかった。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【発明の効果】本発明によれば、室温から高温までの広
い範囲において、高い引張強度およびクリープ強度、さ
らには高いサイクル疲労強度、そして耐酸化性も得られ
る。
い範囲において、高い引張強度およびクリープ強度、さ
らには高いサイクル疲労強度、そして耐酸化性も得られ
る。
【００３９】上記効果の結果として、本発明にかかる耐
熱チタン合金はジェットエンジン用コンプレッサーブレ
ード・ディスクなどの航空機部品、その他の耐熱構造材
料に使用することができる。
熱チタン合金はジェットエンジン用コンプレッサーブレ
ード・ディスクなどの航空機部品、その他の耐熱構造材
料に使用することができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Al:5.0〜7.0 ％、 Sn:2.0〜5.0 ％、 Zr:2.0 〜5.0
％、 Mo:0.10 〜1.00％、Nb:0.20 〜1.10％、 Si:0.20〜0.60
％、 Ta:0.10 〜0.45％、1.5 ≦Nb/Ta ≦2.5 残部Tiおよび付随不純物から成る耐熱チタン合金。 - 【請求項２】 さらに、Hf:1.00 ％以下、Cu:1.00 ％以
下、W:1.00％以下、およびＣ:0.10 ％以下の一種または
二種以上を含む請求項１記載の耐熱チタン合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33083591A JPH05163542A (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-13 | 耐熱チタン合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33083591A JPH05163542A (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-13 | 耐熱チタン合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05163542A true JPH05163542A (ja) | 1993-06-29 |
Family
ID=18237075
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33083591A Pending JPH05163542A (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-13 | 耐熱チタン合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05163542A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05214469A (ja) * | 1991-12-13 | 1993-08-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐熱チタン合金 |
| US6726784B2 (en) | 1998-05-26 | 2004-04-27 | Hideto Oyama | α+β type titanium alloy, process for producing titanium alloy, process for coil rolling, and process for producing cold-rolled coil of titanium alloy |
| JP2009041065A (ja) * | 2007-08-08 | 2009-02-26 | Nippon Steel Corp | 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 |
| CN104018027A (zh) * | 2014-05-09 | 2014-09-03 | 中国科学院金属研究所 | 一种新型耐热钛合金及其加工制造方法和应用 |
| CN104762524A (zh) * | 2015-03-18 | 2015-07-08 | 沈阳市亨运达钛业开发有限公司 | 一种超高温钛合金及其制备方法 |
| CN105838923A (zh) * | 2016-05-31 | 2016-08-10 | 大连理工大学 | 一种抗800℃高温氧化的高强塑性钛合金 |
| CN105861877A (zh) * | 2016-06-03 | 2016-08-17 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种WSTi64311SC耐热钛合金及其制备方法 |
| CN116144982A (zh) * | 2023-03-14 | 2023-05-23 | 河北工业大学 | 一种短时用高温高强钛合金及其制备方法与应用 |
-
1991
- 1991-12-13 JP JP33083591A patent/JPH05163542A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05214469A (ja) * | 1991-12-13 | 1993-08-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐熱チタン合金 |
| US6726784B2 (en) | 1998-05-26 | 2004-04-27 | Hideto Oyama | α+β type titanium alloy, process for producing titanium alloy, process for coil rolling, and process for producing cold-rolled coil of titanium alloy |
| JP2009041065A (ja) * | 2007-08-08 | 2009-02-26 | Nippon Steel Corp | 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 |
| CN104018027A (zh) * | 2014-05-09 | 2014-09-03 | 中国科学院金属研究所 | 一种新型耐热钛合金及其加工制造方法和应用 |
| CN104762524A (zh) * | 2015-03-18 | 2015-07-08 | 沈阳市亨运达钛业开发有限公司 | 一种超高温钛合金及其制备方法 |
| CN105838923A (zh) * | 2016-05-31 | 2016-08-10 | 大连理工大学 | 一种抗800℃高温氧化的高强塑性钛合金 |
| CN105861877A (zh) * | 2016-06-03 | 2016-08-17 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种WSTi64311SC耐热钛合金及其制备方法 |
| CN116144982A (zh) * | 2023-03-14 | 2023-05-23 | 河北工业大学 | 一种短时用高温高强钛合金及其制备方法与应用 |
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