JPH11199995A - チタン合金のクリープ特性を改善するための方法及びチタン合金 - Google Patents
チタン合金のクリープ特性を改善するための方法及びチタン合金Info
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- JPH11199995A JPH11199995A JP31192998A JP31192998A JPH11199995A JP H11199995 A JPH11199995 A JP H11199995A JP 31192998 A JP31192998 A JP 31192998A JP 31192998 A JP31192998 A JP 31192998A JP H11199995 A JPH11199995 A JP H11199995A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 チタン合金のクリープ特性を改善するための
方法及びチタン合金を提供する。 【解決手段】 合金製造時に残留する出発材料に含まれ
る不純物によって低下したα＋βチタン合金及びニアα
チタン合金のクリープ特性と強度といった熱機械的特性
を改善するための処理が開示される。このプロセスは、
サブβ鍛造と、βトランザス温度以上での溶体化処理
と、サブβトランザス温度溶体化処理と、析出処理と、
各溶体化処理の後に行われる冷却とを有している。これ
とは別に、この合金にはまた、サブβトランザス温度に
おける溶体化処理の前に、β溶体化処理を行い、析出処
理を行うこともできる。
方法及びチタン合金を提供する。 【解決手段】 合金製造時に残留する出発材料に含まれ
る不純物によって低下したα＋βチタン合金及びニアα
チタン合金のクリープ特性と強度といった熱機械的特性
を改善するための処理が開示される。このプロセスは、
サブβ鍛造と、βトランザス温度以上での溶体化処理
と、サブβトランザス温度溶体化処理と、析出処理と、
各溶体化処理の後に行われる冷却とを有している。これ
とは別に、この合金にはまた、サブβトランザス温度に
おける溶体化処理の前に、β溶体化処理を行い、析出処
理を行うこともできる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、クリープ特性を改
善するための「α＋β」及び「ニアα(near-alpha)」チ
タン基合金に対する熱機械的プロセッシングに関する。
善するための「α＋β」及び「ニアα(near-alpha)」チ
タン基合金に対する熱機械的プロセッシングに関する。
【０００２】
【従来の技術】チタン合金は、その比較的軽量で広い温
度範囲で高強度と言った理由から高性能用途に広く用い
られている。これらの合金をガスタービンエンジンに用
いれば、例えば同等の材料特性を有するニッケル基合金
や鉄基合金よりも著しく軽量とすることができ、重量低
減を図れるとともに燃費を向上させることができる。
度範囲で高強度と言った理由から高性能用途に広く用い
られている。これらの合金をガスタービンエンジンに用
いれば、例えば同等の材料特性を有するニッケル基合金
や鉄基合金よりも著しく軽量とすることができ、重量低
減を図れるとともに燃費を向上させることができる。
【０００３】α＋β合金及びニアα合金は、双方とも高
強度で良好な形成性を有するとともに、加工すなわち鍛
造条件下で通常用いられている。α＋β合金とは、その
低温での平衡微細構造が主としてα相とβ相を含有して
いる相である。ニアα合金とは、主としてα相を含有
し、比較的少量のβ相（典型的にはβ相が約１０体積％
未満である）を含有している相である。α＋β合金は、
典型的には、約１５〜２５体積％のβ相を含有してお
り、α相を制限された量しか含有しないβ合金やニアβ
合金とは区別されている。
強度で良好な形成性を有するとともに、加工すなわち鍛
造条件下で通常用いられている。α＋β合金とは、その
低温での平衡微細構造が主としてα相とβ相を含有して
いる相である。ニアα合金とは、主としてα相を含有
し、比較的少量のβ相（典型的にはβ相が約１０体積％
未満である）を含有している相である。α＋β合金は、
典型的には、約１５〜２５体積％のβ相を含有してお
り、α相を制限された量しか含有しないβ合金やニアβ
合金とは区別されている。
【０００４】α＋β合金及びニアα合金は双方とも、熱
処理により所望する特性を付与することができる。高温
においては、例えば高圧タービンケーシングと言った静
的な（例えば回転しない用途である）ガスタービンエン
ジンへの用途では、部品寿命は、しばしば材料のクリー
プ強度によって制限を受けてしまう。したがってこれら
の物体は、典型的にはクリープ特性を最適化させるよう
に処理されている。
処理により所望する特性を付与することができる。高温
においては、例えば高圧タービンケーシングと言った静
的な（例えば回転しない用途である）ガスタービンエン
ジンへの用途では、部品寿命は、しばしば材料のクリー
プ強度によって制限を受けてしまう。したがってこれら
の物体は、典型的にはクリープ特性を最適化させるよう
に処理されている。
【０００５】これらの材料に高クリープ強度を付与する
ための従来のプロセッシングは、以下に示すようにして
行われる。まず、通常α＋β領域、すなわち合金が完全
にβ相に変換してしまう温度よりも低い高温度で物体を
鍛造する。このβ相に変換してしまう温度は、しばしば
βトランザスと言われる。このようなβ相領域における
鍛造を行うことも可能であるが、通常行われてはいな
い。
ための従来のプロセッシングは、以下に示すようにして
行われる。まず、通常α＋β領域、すなわち合金が完全
にβ相に変換してしまう温度よりも低い高温度で物体を
鍛造する。このβ相に変換してしまう温度は、しばしば
βトランザスと言われる。このようなβ相領域における
鍛造を行うことも可能であるが、通常行われてはいな
い。
【０００６】この鍛造された物体は、その後β溶体化処
理され、所定時間βトランザスよりも高温に加熱され、
その後冷却される。最後に、この物体は、再結晶温度よ
りも低い温度において析出安定化処理される。このプロ
セスは、図１に示されている。得られたβ微構造と針状
のα粒子は、良好な高温クリープ特性を与える。
理され、所定時間βトランザスよりも高温に加熱され、
その後冷却される。最後に、この物体は、再結晶温度よ
りも低い温度において析出安定化処理される。このプロ
セスは、図１に示されている。得られたβ微構造と針状
のα粒子は、良好な高温クリープ特性を与える。
【０００７】チタン合金製造プロセスにおける近年の工
業上の変化により、市販のチタン精錬貯蔵物はニッケル
(Ni)、鉄(Fe)、クロム(Cr)と言ったある種の不純物含有
レベルが増加している。これらの不純物は、クリープ特
性に影響を与えることになる。不純物レベルの増加は、
製造される物体に反映され、通常のプロセッシングを行
ってもクリープ特性が低く、使用に耐えずにより修理交
換を頻繁に行うと言った補修スケジュールを必要とする
か、又は物体の応力レベルを低下させるように再設計す
る必要を生じる。表１は、従来の熱処理が施された種々
のTi-6242鍛造体について行われたクリープ試験の結果
を示している。表の第１欄は、従来の精製技術により得
られた典型的な合金であり、それ以外の欄はNi,Fe,Crと
いった不純物レベルを有する実際の合金である。このデ
ータは、不純物が高レベルになるとクリープ寿命が低下
するといった一般的な相関性を示しており、またクリー
プ特性の実質的な低下がNi,Fe,Crの存在により生じるこ
とが示されている。
業上の変化により、市販のチタン精錬貯蔵物はニッケル
(Ni)、鉄(Fe)、クロム(Cr)と言ったある種の不純物含有
レベルが増加している。これらの不純物は、クリープ特
性に影響を与えることになる。不純物レベルの増加は、
製造される物体に反映され、通常のプロセッシングを行
ってもクリープ特性が低く、使用に耐えずにより修理交
換を頻繁に行うと言った補修スケジュールを必要とする
か、又は物体の応力レベルを低下させるように再設計す
る必要を生じる。表１は、従来の熱処理が施された種々
のTi-6242鍛造体について行われたクリープ試験の結果
を示している。表の第１欄は、従来の精製技術により得
られた典型的な合金であり、それ以外の欄はNi,Fe,Crと
いった不純物レベルを有する実際の合金である。このデ
ータは、不純物が高レベルになるとクリープ寿命が低下
するといった一般的な相関性を示しており、またクリー
プ特性の実質的な低下がNi,Fe,Crの存在により生じるこ
とが示されている。
【０００８】
【表１】
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】高純度チタンは、市販
のものが利用できるが、供給量が少なく強い要求がある
のでコストが著しく高くまた、調達するのに時間を要す
る。したがって、高温用途においては、従来工業的に利
用可能であったよりも不純物を高レベルに含有するチタ
ンを用いることが望まれている。さらに、クリープ特性
が低下した物体を回復させることが望まれている。
のものが利用できるが、供給量が少なく強い要求がある
のでコストが著しく高くまた、調達するのに時間を要す
る。したがって、高温用途においては、従来工業的に利
用可能であったよりも不純物を高レベルに含有するチタ
ンを用いることが望まれている。さらに、クリープ特性
が低下した物体を回復させることが望まれている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の上記課題は、比
較的高い不純物レベルを含有するα＋β又はニアαチタ
ン合金から形成され、通常プロセスによって処理された
と同一の組成においてクリープ特性が改善された物体
を、通常ではβトランザスよりも低く、α＋β領域にお
いて出発材料を鍛造し、この鍛造された物体をβトラン
ザスよりも高い温度で溶体化処理し、物体を冷却し、β
トランザスよりも低い温度で物体を溶体化処理し、再度
冷却し、析出処理を行うことによって達成される。上述
のサブβ溶体化処理に先立って、付加的な析出処理を行
うこともできる。
較的高い不純物レベルを含有するα＋β又はニアαチタ
ン合金から形成され、通常プロセスによって処理された
と同一の組成においてクリープ特性が改善された物体
を、通常ではβトランザスよりも低く、α＋β領域にお
いて出発材料を鍛造し、この鍛造された物体をβトラン
ザスよりも高い温度で溶体化処理し、物体を冷却し、β
トランザスよりも低い温度で物体を溶体化処理し、再度
冷却し、析出処理を行うことによって達成される。上述
のサブβ溶体化処理に先立って、付加的な析出処理を行
うこともできる。
【００１１】本発明は、遷移金属不純物を比較的大量に
含有する合金に対して用いられ、この合金は、従来では
これまで通常用いられた、より高純度の合金に比較して
クリープ特性が低下している。本発明はまた、最低規格
よりも低いクリープ特性しか示さないために用いられな
かった物体を改善することを可能とする。
含有する合金に対して用いられ、この合金は、従来では
これまで通常用いられた、より高純度の合金に比較して
クリープ特性が低下している。本発明はまた、最低規格
よりも低いクリープ特性しか示さないために用いられな
かった物体を改善することを可能とする。
【００１２】本発明は、α＋β及びニアα合金に適用す
ることが好ましく、特にTi-6242合金に適用することが
好ましい。この合金は、約２０ppmよりも高いNi、約３
０ppmよりも高いCr、約６０ppmよりも高い（Ni+Cr）を
含有する。本発明のプロセスは、特に約２５ppm以上の
Ｎｉと、５０ppm以上のCrと、約８５ppm以上の(Ni+Cr)
を含有する合金を処理するために有効である。Ni,Fe,Cr
不純物は、出発チタンベース金属から存在しているの
で、同様の不純物レベルは、表２に示すチタン合金にお
いても含有される。Ti-6242における金属学的現象の類
似性により、表２に示す合金についても本発明の同様な
効果が期待できる。
ることが好ましく、特にTi-6242合金に適用することが
好ましい。この合金は、約２０ppmよりも高いNi、約３
０ppmよりも高いCr、約６０ppmよりも高い（Ni+Cr）を
含有する。本発明のプロセスは、特に約２５ppm以上の
Ｎｉと、５０ppm以上のCrと、約８５ppm以上の(Ni+Cr)
を含有する合金を処理するために有効である。Ni,Fe,Cr
不純物は、出発チタンベース金属から存在しているの
で、同様の不純物レベルは、表２に示すチタン合金にお
いても含有される。Ti-6242における金属学的現象の類
似性により、表２に示す合金についても本発明の同様な
効果が期待できる。
【００１３】世界的規模で高純度のチタン合金が提供さ
れてはいるものの、依然として高い材料価格と長期間の
供給期間を要している。この容易に利用でき、低価格と
され、高不純物合金が用いられるようになることによ
り、供給時間を低減できるとともにエンドユーザコスト
を低減させることができる。
れてはいるものの、依然として高い材料価格と長期間の
供給期間を要している。この容易に利用でき、低価格と
され、高不純物合金が用いられるようになることによ
り、供給時間を低減できるとともにエンドユーザコスト
を低減させることができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】チタン鉱石の近年におけるプロセ
ッシングにおける変化により、より高濃度の不純物を含
有するチタン材料が提供されている。ニッケル(Ni)及び
鉄(Fe)と言った不純物は、クリープ特性を低下させるこ
とが知られている。本発明者等は、現在の材料において
はニッケル(Ni)及び鉄(Fe)と言った高レベルの不純物と
ともに高レベルのクロム(Cr)が含有されていると、ガス
タービン部品と言った特定の用途に長期間用いた場合、
従来よりも不純物レベルの高いチタン合金がクリープ特
性を低下させることを発見した。高濃度に不純物を含有
した合金の低下したクリープ特性は、現在の精錬技術に
よって得られる不可避のことであると考えられる。より
古い現在では用いられないプロセスにより製造されたチ
タン合金は、約１０ppmのニッケル(Ni)と、約３５０ｐ
ｐｍの鉄(Fe)と、約１０ppmのクロム(Cr)とを含有する
が、現在の材料ではしばしばこれらのレベルを超え多く
の場合では相当量が存在している。
ッシングにおける変化により、より高濃度の不純物を含
有するチタン材料が提供されている。ニッケル(Ni)及び
鉄(Fe)と言った不純物は、クリープ特性を低下させるこ
とが知られている。本発明者等は、現在の材料において
はニッケル(Ni)及び鉄(Fe)と言った高レベルの不純物と
ともに高レベルのクロム(Cr)が含有されていると、ガス
タービン部品と言った特定の用途に長期間用いた場合、
従来よりも不純物レベルの高いチタン合金がクリープ特
性を低下させることを発見した。高濃度に不純物を含有
した合金の低下したクリープ特性は、現在の精錬技術に
よって得られる不可避のことであると考えられる。より
古い現在では用いられないプロセスにより製造されたチ
タン合金は、約１０ppmのニッケル(Ni)と、約３５０ｐ
ｐｍの鉄(Fe)と、約１０ppmのクロム(Cr)とを含有する
が、現在の材料ではしばしばこれらのレベルを超え多く
の場合では相当量が存在している。
【００１５】本発明は、上述した高い不純物を含有する
ニアα又はα＋β合金から、熱処理法によってクリープ
特性が実質的に改善された鍛造物体を製造するものであ
る。本発明のステップは、以下のステップを有してい
る。
ニアα又はα＋β合金から、熱処理法によってクリープ
特性が実質的に改善された鍛造物体を製造するものであ
る。本発明のステップは、以下のステップを有してい
る。
【００１６】まず、α＋β又はニアα合金材料を所定の
形状に鍛造する。好ましくは鍛造を、βトランザスより
も低温度で行なって、過剰に粒子が成長しないようにす
ることが好ましいが、β変位点よりも２００°Ｆ高い温
度で鍛造することも可能である。この鍛造温度は、物体
の性状に依存している。サブβ鍛造されたα＋β又はニ
アα物体は、典型的にはα＋β領域での高い温度におい
て典型的には製造され、βトランザスより約２００°Ｆ
以内の温度で製造して充分な塑性を付与することが好ま
しい。ここで、（°Ｆ：ｂ）は、華氏温度目盛りを意味
し、摂氏温度（℃：ａ）とは、ｂ＝１．８ａ＋３２によ
り換算可能である。約０．５インチ（約１２．７mm）と
いった薄い領域は空冷できるが、より厚い部分、典型的
には約２インチ（約５０．８ｍｍ）以上の領域は、典型
的には液体により急冷されることになる。本発明はま
た、従来の鍛造合金に適用する熱処理プロセスの一部と
しても行うことができる。
形状に鍛造する。好ましくは鍛造を、βトランザスより
も低温度で行なって、過剰に粒子が成長しないようにす
ることが好ましいが、β変位点よりも２００°Ｆ高い温
度で鍛造することも可能である。この鍛造温度は、物体
の性状に依存している。サブβ鍛造されたα＋β又はニ
アα物体は、典型的にはα＋β領域での高い温度におい
て典型的には製造され、βトランザスより約２００°Ｆ
以内の温度で製造して充分な塑性を付与することが好ま
しい。ここで、（°Ｆ：ｂ）は、華氏温度目盛りを意味
し、摂氏温度（℃：ａ）とは、ｂ＝１．８ａ＋３２によ
り換算可能である。約０．５インチ（約１２．７mm）と
いった薄い領域は空冷できるが、より厚い部分、典型的
には約２インチ（約５０．８ｍｍ）以上の領域は、典型
的には液体により急冷されることになる。本発明はま
た、従来の鍛造合金に適用する熱処理プロセスの一部と
しても行うことができる。
【００１７】次いで、図２のステップ２Ａに示すよう
に、鍛造された物体はβトランザス以上で溶体化処理が
施される。βトランザスよりも２５°Ｆから１００°Ｆ
高い温度が好ましく、約５０°Ｆがさらに好ましく、こ
の温度で０．５時間から２時間処理することが好まし
い。この物体は、その後マルテンサイト形成温度
（Ｍf）よりも低い温度まで冷却される。この際、冷却
速度は重要である。この物体は、低速冷却で形成される
等方的なα相粒子を形成させないように、針状のα相を
形成するに充分な早さで冷却されるが、マルテンサイト
相を過剰に形成させないように充分遅く冷却される。約
５体積％以上のマルテンサイト相は、過剰と考えられ
る。冷却速度が高すぎるとまた、残留応力が生じ、そり
が生じることになる。当業者によれば、上述した所望の
結果を得ることができる冷却速度を得ることができ、こ
の必要とされる実際の速度は材料の時間−温度−トラン
ザス特性及び冷却が開始された温度及び合金物体の寸法
（厚さ）に応じることが理解されよう。実際の金属冷却
速度は、約１５０〜約４５０°Ｆ/minとされることが好
ましく、さらには約２００°Ｆ〜４００°Ｆ/minとする
ことが好ましい。より薄いα＋β及びニアαチタン合金
に適用する場合には、所望する冷却速度は空冷によって
達成できる。より厚い断面の材料についてはファンによ
る空冷や、オイルによる急冷か、又は水による急冷でも
適切な冷却速度を達成することができる。
に、鍛造された物体はβトランザス以上で溶体化処理が
施される。βトランザスよりも２５°Ｆから１００°Ｆ
高い温度が好ましく、約５０°Ｆがさらに好ましく、こ
の温度で０．５時間から２時間処理することが好まし
い。この物体は、その後マルテンサイト形成温度
（Ｍf）よりも低い温度まで冷却される。この際、冷却
速度は重要である。この物体は、低速冷却で形成される
等方的なα相粒子を形成させないように、針状のα相を
形成するに充分な早さで冷却されるが、マルテンサイト
相を過剰に形成させないように充分遅く冷却される。約
５体積％以上のマルテンサイト相は、過剰と考えられ
る。冷却速度が高すぎるとまた、残留応力が生じ、そり
が生じることになる。当業者によれば、上述した所望の
結果を得ることができる冷却速度を得ることができ、こ
の必要とされる実際の速度は材料の時間−温度−トラン
ザス特性及び冷却が開始された温度及び合金物体の寸法
（厚さ）に応じることが理解されよう。実際の金属冷却
速度は、約１５０〜約４５０°Ｆ/minとされることが好
ましく、さらには約２００°Ｆ〜４００°Ｆ/minとする
ことが好ましい。より薄いα＋β及びニアαチタン合金
に適用する場合には、所望する冷却速度は空冷によって
達成できる。より厚い断面の材料についてはファンによ
る空冷や、オイルによる急冷か、又は水による急冷でも
適切な冷却速度を達成することができる。
【００１８】この物体は、その後サブβ溶体化処理が行
われ図２のステップ２Ｂに示すようにβトランザスから
約１００°Ｆ低い温度で処理が行われる。約０．５時間
から４時間の処理時間とすることが好ましい。この物体
は、その後Ｍf以下の温度にまで上述した針状のα相が
形成されるような速度で冷却される。
われ図２のステップ２Ｂに示すようにβトランザスから
約１００°Ｆ低い温度で処理が行われる。約０．５時間
から４時間の処理時間とすることが好ましい。この物体
は、その後Ｍf以下の温度にまで上述した針状のα相が
形成されるような速度で冷却される。
【００１９】最後に、この物体は、図２のステップ２Ｃ
で示されるように析出安定化処理が行われる。α＋β及
びニアα合金は典型的には約８００°Ｆ〜１３００°Ｆ
の温度で析出が生じる。工業的にはこの析出処理は、材
料の析出が生じる温度において約２〜８時間処理を行っ
て材料特性を最適化させるとともに、使用中における微
構造変化及び寸法変化を最低化する。
で示されるように析出安定化処理が行われる。α＋β及
びニアα合金は典型的には約８００°Ｆ〜１３００°Ｆ
の温度で析出が生じる。工業的にはこの析出処理は、材
料の析出が生じる温度において約２〜８時間処理を行っ
て材料特性を最適化させるとともに、使用中における微
構造変化及び寸法変化を最低化する。
【００２０】加えて、図３に示すように、析出サイクル
は、ステップ３Ｂのようにステップ３Ａのβ溶体化処理
の後に行うことも可能であるが、予め析出処理を行い、
ステップ３Ｃのサブβ溶体化処理が行われても良い。こ
のようにすることの実際的な効果は、本発明がこれまで
行われてきたような熱処理を物体に施すようにして行う
ことを可能とするものである。本発明は、したがって許
容できないクリープ特性を示す従来処理された物体に対
しても適用することができる。
は、ステップ３Ｂのようにステップ３Ａのβ溶体化処理
の後に行うことも可能であるが、予め析出処理を行い、
ステップ３Ｃのサブβ溶体化処理が行われても良い。こ
のようにすることの実際的な効果は、本発明がこれまで
行われてきたような熱処理を物体に施すようにして行う
ことを可能とするものである。本発明は、したがって許
容できないクリープ特性を示す従来処理された物体に対
しても適用することができる。
【００２１】本発明は、6242のみか、すべてがα＋β
か、ニアαかというように、β相マトリックス内に針状
α粒子を分散させた微構造を形成するものである。α＋
β領域の高い温度において上述したサブβ溶体化処理を
行うことで、より厚い針状体を従来の熱処理よりも形成
することができる。これは、図１に示すようにステップ
１Ａの比較的短時間のβ処理と、これに続くステップ１
Ｂのより長時間の析出サイクルによるものである。高い
クリープ強度は、主に針状のα相に由来するものと考え
られ、本発明においては約２５体積％までのβ相を含有
するα＋β合金に適用できる。ニアα合金については、
β相が約５体積％未満しか存在しておらず、β粒子は、
α粒子の界面に沿って存在することになる。
か、ニアαかというように、β相マトリックス内に針状
α粒子を分散させた微構造を形成するものである。α＋
β領域の高い温度において上述したサブβ溶体化処理を
行うことで、より厚い針状体を従来の熱処理よりも形成
することができる。これは、図１に示すようにステップ
１Ａの比較的短時間のβ処理と、これに続くステップ１
Ｂのより長時間の析出サイクルによるものである。高い
クリープ強度は、主に針状のα相に由来するものと考え
られ、本発明においては約２５体積％までのβ相を含有
するα＋β合金に適用できる。ニアα合金については、
β相が約５体積％未満しか存在しておらず、β粒子は、
α粒子の界面に沿って存在することになる。
【００２２】上述したように、本発明はニアα合金を含
むα＋β合金に適用することができる。表２は、すべて
ではないがいくつかの本発明が有効な合金を例示してあ
る。これらの他にも当業界においてより一般的な別の合
金であっても本発明は適用できる。
むα＋β合金に適用することができる。表２は、すべて
ではないがいくつかの本発明が有効な合金を例示してあ
る。これらの他にも当業界においてより一般的な別の合
金であっても本発明は適用できる。
【００２３】
【表２】
【００２４】
【実施例】薄い断面の物体をTi-6242合金から鍛造し
た。Ti-6242合金は、ニアα合金と考えられており、5.5
%〜6.5%Al，1.8%〜2.2%Sn, 3.6%〜4.4%Zr, 1.8%〜2.2%M
o,0.06〜0.10%Si及び微少量の別（不純物）元素を有す
る組成を有している。この組成は、Ti-6242合金のβト
ランザスを約１８２５°Ｆとしており、約１７００°Ｆ
〜約１８００°Ｆの温度範囲での鍛造により充分な可塑
性をもって薄い断面の物体を鍛造することが可能であっ
た。この鍛造した物体を、その後加熱し、βトランザス
よりも約５０°Ｆ高い温度、この場合には１８７５゜Ｆ
に０．５〜２時間保持し、次いで１４２５°ＦのTi-624
2マルテンサイト形成温度よりも低い温度で空冷した。
室温で物体を冷却することは、問題が生じない限り必須
ではない。この物体をその後加熱し、約１７２５°Ｆ〜
約１８００°Ｆの間の温度で約０．５〜４時間保持し、
次いで約１４２５°Ｆより低い温度にまで再度冷却し
た。最後に、この物体を約２〜８時間、使用される最高
温度よりも高い温度において析出安定化させた。Ti-624
2の実使用温度限界は、約１０５０°Ｆであり、この物
体は、約１１００°Ｆで安定化させた。
た。Ti-6242合金は、ニアα合金と考えられており、5.5
%〜6.5%Al，1.8%〜2.2%Sn, 3.6%〜4.4%Zr, 1.8%〜2.2%M
o,0.06〜0.10%Si及び微少量の別（不純物）元素を有す
る組成を有している。この組成は、Ti-6242合金のβト
ランザスを約１８２５°Ｆとしており、約１７００°Ｆ
〜約１８００°Ｆの温度範囲での鍛造により充分な可塑
性をもって薄い断面の物体を鍛造することが可能であっ
た。この鍛造した物体を、その後加熱し、βトランザス
よりも約５０°Ｆ高い温度、この場合には１８７５゜Ｆ
に０．５〜２時間保持し、次いで１４２５°ＦのTi-624
2マルテンサイト形成温度よりも低い温度で空冷した。
室温で物体を冷却することは、問題が生じない限り必須
ではない。この物体をその後加熱し、約１７２５°Ｆ〜
約１８００°Ｆの間の温度で約０．５〜４時間保持し、
次いで約１４２５°Ｆより低い温度にまで再度冷却し
た。最後に、この物体を約２〜８時間、使用される最高
温度よりも高い温度において析出安定化させた。Ti-624
2の実使用温度限界は、約１０５０°Ｆであり、この物
体は、約１１００°Ｆで安定化させた。
【００２５】本発明を高濃度に不純物を含有するTi-624
2鍛造体の６サンプルについて適用した。これらの物体
についての設計的な規格は、表３に示す試験条件下で
０．１％のクリープ歪みが生じるまで２０時間である。
表３に示されているように、本発明は、従来の熱処理で
は元来クリープ特性が低かったこれらの物体のクリープ
特性を、使用可能なレベルのクリープ強度まで著しく向
上するこことができる。したがって、本発明は高不純物
レベルのため低いクリープ特性を有する物体に対して適
用することができる。本発明は、このようにしてより容
易に利用可能な、低コストな高不純物チタンを高温用途
に用いることを可能とする。サンプル１及び６は、本発
明の効果が見られている。サンプル３及び５は、異常な
結果を示しておりクリープ寿命の低下が観測されてい
る。これは、サンプル３及び５が比較的高いクリープ寿
命を有していることから、本発明の熱処理を施したこと
によりクリープ寿命が逆に低下したものと推定される。
本発明を、多数の鍛造体に適用し、熱処理された特定組
成を有する合金から製造された鍛造体について少なくと
も１つのサンプルについて試験を行った。本発明は、単
一の合金からの鍛造体に熱処理を行い、クリープ寿命試
験を行い、従来のように熱処理されクリープ寿命が２０
時間以下となった鍛造体の修理プロセスにも適用するこ
とが好ましいことが見出された。
2鍛造体の６サンプルについて適用した。これらの物体
についての設計的な規格は、表３に示す試験条件下で
０．１％のクリープ歪みが生じるまで２０時間である。
表３に示されているように、本発明は、従来の熱処理で
は元来クリープ特性が低かったこれらの物体のクリープ
特性を、使用可能なレベルのクリープ強度まで著しく向
上するこことができる。したがって、本発明は高不純物
レベルのため低いクリープ特性を有する物体に対して適
用することができる。本発明は、このようにしてより容
易に利用可能な、低コストな高不純物チタンを高温用途
に用いることを可能とする。サンプル１及び６は、本発
明の効果が見られている。サンプル３及び５は、異常な
結果を示しておりクリープ寿命の低下が観測されてい
る。これは、サンプル３及び５が比較的高いクリープ寿
命を有していることから、本発明の熱処理を施したこと
によりクリープ寿命が逆に低下したものと推定される。
本発明を、多数の鍛造体に適用し、熱処理された特定組
成を有する合金から製造された鍛造体について少なくと
も１つのサンプルについて試験を行った。本発明は、単
一の合金からの鍛造体に熱処理を行い、クリープ寿命試
験を行い、従来のように熱処理されクリープ寿命が２０
時間以下となった鍛造体の修理プロセスにも適用するこ
とが好ましいことが見出された。
【００２６】
【表３】
【図１】従来の鍛造後熱処理を示した図。
【図２】本発明の鍛造後熱処理を示した図。
【図３】本発明の別の鍛造後熱処理を示した図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８４Ｃ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ
Claims (30)
- 【請求項１】 特性βトランザス温度を有し、α＋β合
金とニアα合金からなる一群から選択されるチタン鍛造
体のクリープ特性を改善するための熱処理方法であっ
て、 ａ．前記βトランザス温度以上で溶体化処理を行うステ
ップと、 ｂ．前記鍛造体のＭf以下の温度まで針状α粒子を形成
する速度で前記鍛造体を冷却するステップと、 ｃ．前記βトランザス温度の１００°Ｆ以内の低温で前
記鍛造体をサブβ溶体化処理するステップと、 ｄ．前記Ｍf以下の温度まで針状α粒子を形成する速度
で前記鍛造体を冷却するステップと、 ｅ．８００°〜１３００°Ｆの温度で２〜８時間前記鍛
造体を析出処理するステップと、を有するチタン合金の
熱処理方法。 - 【請求項２】 前記鍛造体は、Ni+Crの含有量が約６０p
pm以上とされていることを特徴とする請求項１に記載の
方法。 - 【請求項３】 前記βトランザス温度以上での前記溶体
化処理は、前記βトランザス温度から２５〜１００°Ｆ
高い温度で行われることを特徴とする請求項１に記載の
方法。 - 【請求項４】 前記βトランザス温度以上での前記溶体
化処理を、０．５〜２時間行なうことを特徴とする請求
項１に記載の方法。 - 【請求項５】 前記サブβ溶体化処理は、０．５〜４時
間行われることを特徴とする請求項１に記載の方法。 - 【請求項６】 前記チタン合金は、Ti-6242合金である
ことを特徴とする請求項１に記載の方法。 - 【請求項７】 前記析出処理は、１１００°Ｆで行われ
ることを特徴とする請求項１に記載の方法。 - 【請求項８】 前記合金は、１７００〜１８００°Ｆの
温度で鍛造されることを特徴とする請求項６に記載の方
法。 - 【請求項９】 前記β溶体化処理は、１８７５°Ｆで行
われることを特徴とする請求項６に記載の方法。 - 【請求項１０】 前記サブβ溶体化処理は、１７２５〜
１８００°Ｆで行われることを特徴とする請求項６に記
載の方法。 - 【請求項１１】 前記鍛造合金は、前記β溶体化処理の
後及び前記サブβ溶体化処理が行われた後１４２５°Ｆ
以下にまで冷却されることを特徴とする請求項６に記載
の方法。 - 【請求項１２】 特性βトランザス温度を有し、α＋β
合金とニアα合金からなる一群から選択されるチタン鍛
造体のクリープ特性を改善するための熱処理方法であっ
て、 ａ．前記βトランザス温度以上で溶体化処理を行うステ
ップと、 ｂ．前記鍛造体のＭf以下の温度まで針状α粒子を形成
する速度で前記鍛造体を冷却するステップと、 ｃ．前記鍛造体を８００〜１３００°Ｆで２〜８時間析
出処理するステップと、 ｄ．前記βトランザス温度の１００°Ｆ以内の低温で前
記鍛造体をサブβ溶体化処理するステップと、 ｅ．前記Ｍf以下の温度まで針状α粒子を形成する速度
で前記鍛造体を冷却するステップと、 ｆ．８００°〜１３００°Ｆの温度で２〜８時間前記鍛
造体を析出処理するステップと、を有するチタン合金の
熱処理方法。 - 【請求項１３】 前記鍛造体は、Ni+Crの含有量が約６
０ppm以上とされていることを特徴とする請求項１２に
記載の方法。 - 【請求項１４】 前記βトランザス温度以上での前記溶
体化処理は、前記βトランザス温度から２５〜１００°
Ｆ高い温度で行われることを特徴とする請求項１２に記
載の方法。 - 【請求項１５】 前記βトランザス温度以上での前記溶
体化処理を、０．５〜２時間行なうことを特徴とする請
求項１２に記載の方法。 - 【請求項１６】 前記サブβ溶体化処理は、０．５〜４
時間行われることを特徴とする請求項１２に記載の方
法。 - 【請求項１７】 前記チタン合金は、Ti-6242合金であ
ることを特徴とする請求項１２に記載の方法。 - 【請求項１８】 前記析出処理は、１１００°Ｆで行わ
れることを特徴とする請求項１２に記載の方法。 - 【請求項１９】 前記合金は、１７００〜１８００°Ｆ
の温度で鍛造されることを特徴とする請求項１７に記載
の方法。 - 【請求項２０】 前記β溶体化処理は、１８７５°Ｆで
行われることを特徴とする請求項１７に記載の方法。 - 【請求項２１】 前記サブβ溶体化処理は、１７２５〜
１８００°Ｆで行われることを特徴とする請求項１７に
記載の方法。 - 【請求項２２】 前記鍛造合金は、前記β溶体化処理の
後及び前記サブβ溶体化処理の後に１４２５°Ｆ以下に
まで冷却されることを特徴とする請求項１７に記載の方
法。 - 【請求項２３】 特性βトランザス温度を有し、クリー
プ特性を改善したα＋βチタン合金であって、 ａ．前記βトランザス温度以上で溶体化処理され、 ｂ．前記合金のＭf以下の温度まで針状α粒子を形成す
る速度で前記合金を冷却し、 ｃ．前記βトランザス温度の１００°Ｆ以内の低温で前
記合金をサブβ溶体化処理を施し、 ｄ．前記Ｍf以下の温度まで針状α粒子を形成する速度
で前記合金を冷却し、 ｅ．８００°〜１３００°Ｆの温度で２〜８時間前記合
金を析出処理したα＋βチタン合金。 - 【請求項２４】 特性βトランザス温度を有し、クリー
プ特性を改善したニアαチタン合金であって、 ａ．前記βトランザス温度以上で溶体化処理され、 ｂ．前記合金のＭf以下の温度まで針状α粒子を形成す
る速度で前記合金を冷却し、 ｃ．前記βトランザス温度の１００°Ｆ以内の低温で前
記合金をサブβ溶体化処理し、 ｄ．前記Ｍf以下の温度まで針状α粒子を形成する速度
で前記合金を冷却し、 ｅ．８００°〜１３００°Ｆの温度で２〜８時間前記合
金を析出処理したニアαチタン合金。 - 【請求項２５】 特性βトランザス温度を有し、クリー
プ特性を改善したα＋βチタン合金であって、 ａ．前記βトランザス温度以上で溶体化処理を行い、 ｂ．前記合金のＭf以下の温度まで針状α粒子を形成す
る速度で前記合金を冷却し、 ｃ．前記合金を８００〜１３００°Ｆで２〜８時間析出
処理し、 ｄ．前記βトランザス温度の１００°Ｆ以内の低温で前
記合金をサブβ溶体化処理し、 ｅ．前記Ｍf以下の温度まで針状α粒子を形成する速度
で前記合金を冷却し、 ｆ．８００°〜１３００°Ｆの温度で２〜８時間前記合
金を析出処理したα＋βチタン合金。 - 【請求項２６】 特性βトランザス温度を有し、クリー
プ特性を改善したニアαチタン合金であって、 ａ．前記βトランザス温度以上で溶体化処理を行い、 ｂ．前記合金のＭf以下の温度まで針状α粒子を形成す
る速度で前記合金を冷却し、 ｃ．前記合金を８００〜１３００°Ｆで２〜８時間析出
処理し、 ｄ．前記βトランザス温度の１００°Ｆ以内の低温で前
記合金をサブβ溶体化処理し、 ｅ．前記Ｍf以下の温度まで針状α粒子を形成する速度
で前記合金を冷却し、 ｆ．８００°〜１３００°Ｆの温度で２〜８時間前記合
金を析出処理したニアαチタン合金。 - 【請求項２７】 特性βトランザス温度を有し、クリー
プ特性を改善したTi-6242合金であって、 ａ．前記βトランザス温度以上で溶体化処理を行い、 ｂ．前記合金のＭf以下の温度まで針状α粒子を形成す
る速度で前記合金を冷却し、 ｃ．前記βトランザス温度の１００°Ｆ以内の低温で前
記合金をサブβ溶体化処理し、 ｄ．前記Ｍf以下の温度まで針状α粒子を形成する速度
で前記合金を冷却し、 ｅ．８００°〜１３００°Ｆの温度で２〜８時間前記合
金を析出処理し、Ni+Cr含有量が６０ppm以上のTi-6242
合金。 - 【請求項２８】 特性βトランザス温度を有し、クリー
プ特性を改善したTi-6242合金であって、 ａ．前記βトランザス温度以上で溶体化処理を行い、 ｂ．前記合金のＭf以下の温度まで針状α粒子を形成す
る速度で前記合金を冷却し、 ｃ．前記合金を８００〜１３００°Ｆで２〜８時間析出
処理し、 ｄ．前記βトランザス温度の１００°Ｆ以内の低温で前
記合金をサブβ溶体化処理し、 ｅ．前記Ｍf以下の温度まで針状α粒子を形成する速度
で前記合金を冷却し、 ｆ．８００°〜１３００°Ｆの温度で２〜８時間前記合
金を析出処理し、Ni+Cr含有量が６０ppm以上のTi-6242
合金。 - 【請求項２９】 前記合金は、２０ppm以上のNiと、３
０ppm以上のCrとをさらに含有することを特徴とする請
求項２７に記載のTi-6242合金。 - 【請求項３０】 前記合金は、２０ppm以上のNiと、３
０ppm以上のCrとをさらに含有することを特徴とする請
求項２８に記載のTi-6242合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US96478197A | 1997-11-05 | 1997-11-05 | |
| US08/964781 | 1997-11-05 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11199995A true JPH11199995A (ja) | 1999-07-27 |
Family
ID=25508991
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31192998A Pending JPH11199995A (ja) | 1997-11-05 | 1998-11-02 | チタン合金のクリープ特性を改善するための方法及びチタン合金 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0921207B1 (ja) |
| JP (1) | JPH11199995A (ja) |
| DE (1) | DE69823142T2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6814820B2 (en) * | 2001-07-06 | 2004-11-09 | General Electric Company | Heat treatment of titanium-alloy article having martensitic structure |
| US7481898B2 (en) * | 2003-10-24 | 2009-01-27 | General Electric Company | Method for fabricating a thick Ti64 alloy article to have a higher surface yield and tensile strengths and a lower centerline yield and tensile strengths |
| US7892369B2 (en) | 2006-04-28 | 2011-02-22 | Zimmer, Inc. | Method of modifying the microstructure of titanium alloys for manufacturing orthopedic prostheses and the products thereof |
| FR2951462B1 (fr) * | 2009-10-20 | 2013-05-10 | Aubert & Duval Sa | Traitement thermique de relaxation des contraintes |
| RU2491366C1 (ru) * | 2012-05-10 | 2013-08-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ обработки изделий из титана марки вт1-0 |
| CN102776457A (zh) * | 2012-07-30 | 2012-11-14 | 四川材料与工艺研究所 | 热模锻技术提高粉末冶金钒铬钛合金综合力学性能的方法 |
| CN103009008A (zh) * | 2012-12-25 | 2013-04-03 | 中国兵器科学研究院宁波分院 | V-Cr-Ti合金超半球壳制造工艺 |
| RU2613828C2 (ru) * | 2015-09-02 | 2017-03-21 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Способ получения полуфабрикатов из двухфазных титановых сплавов |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3901743A (en) * | 1971-11-22 | 1975-08-26 | United Aircraft Corp | Processing for the high strength alpha-beta titanium alloys |
| US4631092A (en) * | 1984-10-18 | 1986-12-23 | The Garrett Corporation | Method for heat treating cast titanium articles to improve their mechanical properties |
| US5399212A (en) * | 1992-04-23 | 1995-03-21 | Aluminum Company Of America | High strength titanium-aluminum alloy having improved fatigue crack growth resistance |
-
1998
- 1998-11-02 JP JP31192998A patent/JPH11199995A/ja active Pending
- 1998-11-05 DE DE69823142T patent/DE69823142T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1998-11-05 EP EP19980309067 patent/EP0921207B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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Effective date: 20051004 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 |
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Effective date: 20080805 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20090106 |