【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
産業上の利用分野
本発明は高温比強度の高い超塑性加工用チタン
合金に関する。更に詳しくは850℃でα相を30〜
70％含み、残部はβ相からなり、高温比強度及び
延性に優れた超塑性加工用チタン合金に関する。
従来技術
従来、Ti合金部品は鍵造及び切削加工により
製造されてきたが、コンプレツサーローターの製
造の場合には、切削くずが約90％程度にもなり、
極めて歩留りが悪いばかりでなく、作業性も極め
て悪かつた。これを改善するためにはTi合金の
超塑性加工が有効な手段である。超塑性加工は加
工温度でα相とβ相の体積比が１：１に近いTi
合金が優れている。また超塑性加工温度は900℃
附近の温度が適している。900℃より高い高温で
は結晶粒の粗大化及び酸化が生じ易くなるため超
塑性特性が劣化する。また900℃より低い温度で
は、粒界辷りが起きにくくなるため、超塑性特性
が劣化し、また変形応力が高くなり、超塑性加工
が困難となる。従来の超塑性加工用チタン合金と
しては、Ti−6Al−4V合金、Ti−6Al−2Sn−
4Zr−2Mo合金、Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo合金
が知られている。しかし、これらのTi合金はい
ずれもβ型Ti合金と比べて強度が低い欠点があ
つた。
発明の目的
本発明は前記従来の超塑性加工用チタン合金の
欠点を改善せんとするものであり、その目的は超
塑性特性が優れ、かつ高温比強度及び延性の優れ
た超塑性加工用チタン合金を提供するにある。
発明の構成
本発明者らは前記目的を達成すべく研究の結
果、850℃でα相を約30〜70％含み、残部がβ相
から成り、超塑性特性が優れ、かつ高温比強度及
び延性の優れた超塑性加工用チタン合金を究明し
得た。この知見に基いて本発明を完成した。
本発明のチタン合金は、
重量％で、Al6.2〜6.8％、V1.2〜1.6％、Sn1.2
〜1.6％、Zr0.8〜1.2％、Mo2.7〜3.1％、Cr1.9〜
2.3％、Fe1.4〜1.8％、O1.10〜0.15％を含み、残
部は実質的にTiよりなる高温比強度の高い超塑
性加工用チタン合金にある。
本発明の合金における組成成分の作用ならびに
組成割合の限定理由は次の通りである。
Alは主としてα相に固溶してα相を強化する
作用をする。Al量が6.2％（％は重量％を示す。
以下同じ）より少いと、α相強化の効果が十分得
られなく、その量が6.8％を超えるとα相量が増
加して十分な超塑性特性が得られなくなるので、
Al量は6.2〜6.8％であることが必要である。
Ｖはα相及びβ相に固溶してこれらの相を強化
する作用をする。Ｖ量が1.2％より少いと強化効
果が十分得られなく、その量が1.6％を超えると
α相量が減少して十分な超塑性特性が得られなく
なるので、Ｖ量は1.2〜1.6％であることが必要で
ある。
Sn及びZrはα相及びβ相にほぼ同じ比率で固
溶してこれらの相を強化する作用をする。Sn量
が1.2％より少いと強化効果が十分得られなく、
その量が1.6％を超えると比重が大きくなり比強
度が低下するので、Sn量は1.2〜1.6％であること
が必要である。また、Zr量が0.8％より少いと強
化効果が得られなく、その量が1.2％を超えると
α相量が減少して十分な超塑性特性が得られなく
なるので、Zr量は0.8〜1.2％であることが必要で
ある。
Mo、Cr及びFeは主としてβ相に固溶してβ相
を強化する作用をする。Mo量が2.7％より少いと
十分な強化効果が得られなく、その量が3.1％を
超えると比重が大きくなるため比強度が低下する
ので、Mo量は2.7〜3.1％であることが必要であ
る。Cr量が1.9％より少いと十分な強化効果が得
られなく、その量が2.3％を超えるとα相量が減
少して十分な超塑性特性が得られなくなるので、
Cr量は1.9〜2.3％であることが必要である。ま
た、Fe量が1.4％より少いと十分な強化効果が得
られなく、その量が1.8％を超えるとα相量が減
少して十分な超塑性特性が得られなくなるので、
Fe量は1.4〜1.8％であることが必要である。
Ｏは主としてα相に固溶してα相を強化する作
用をする。Ｏ量が0.10％より少いとその強化効果
が十分得られなく、その量が0.15％を超えるとα
相量が増加して十分な超塑性特性が得られなくな
るので、Ｏ量は0.10〜0.15％であることが必要で
ある。
以上のような各元素を前記割合で含ませたチタ
ン合金は、850℃においてα相が30〜70％で残部
がβ相となる。α相とβ相は互に結晶粒の成長を
妨げ、超塑性特性を向上させる。α相が30％より
少くなるとβ相の結晶粒が粗大化し易くなり超塑
性特性が劣化する。またα相が70％を超えるとα
相の結晶粒が粗大化し易くなり超塑性特性が劣化
する。
α相及びβ相の強化に必要な各元素の最低の含
有量は、他の元素の含量とのかね合いで決まる。
例えば、Zr量が5.0〜7.5％と多く含むとAlの最
低含有量が5.3％であるが、本発明におけるよう
に、Zr量が0.8〜1.2％と少い場合はAl量は6.2％以
上を必要とする。また、α相量についてもすべて
の合金元素の含有量のかね合いで決まる。本発明
のチタン合金は前記の各元素の含有量の範囲にお
いて、超塑性加工を行うのに十分な特性を有し、
かつ優れた高温比強度と延性を有する。
発明の効果
本発明の合金は、以下の実施例における比較例
からも明らかなように、従来の超塑性加工用チタ
ン合金に比べて超塑性特性が優れ、超塑性加工が
容易で、かつ高温比強度及び延性も優れたもので
ある。従つて切削加工なしに、コンプレツサーロ
ーター等の部品を安価に製造することができる。
またこれを使用することによりジエツトエンジン
や発電設備などの各種ガスタービンの軽量化及び
高効率化が可能になる等の優れた効果を有する。
実施例
本発明の下記表１に示す組成の合金と比較のた
めの既存合金をアーク溶解、鍛造後、850℃で約
85％の熱間圧延し、６mmφ引張試験片及び５mmφ
超塑性試験片を作つた。
INDUSTRIAL APPLICATION FIELD The present invention relates to a titanium alloy for superplastic working with high high temperature specific strength. For more details, the α phase is 30 ~ 850℃.
It relates to a titanium alloy for superplastic working, which contains 70% of the titanium alloy, with the remainder consisting of β phase, and has excellent high-temperature specific strength and ductility. Conventional technology Traditionally, Ti alloy parts have been manufactured by key making and cutting, but in the case of manufacturing compressor rotors, approximately 90% of the cutting waste is produced.
Not only was the yield extremely low, but the workability was also extremely poor. Superplastic processing of Ti alloys is an effective means to improve this problem. Superplastic processing is performed on Ti where the volume ratio of α phase and β phase is close to 1:1 at the processing temperature.
The alloy is excellent. Also, the superplastic processing temperature is 900℃
The nearby temperature is suitable. At high temperatures higher than 900°C, coarsening and oxidation of crystal grains tend to occur, resulting in deterioration of superplastic properties. Furthermore, at temperatures lower than 900°C, grain boundary sliding becomes difficult to occur, resulting in deterioration of superplastic properties and increased deformation stress, making superplastic processing difficult. Conventional titanium alloys for superplastic processing include Ti-6Al-4V alloy and Ti-6Al-2Sn-
4Zr-2Mo alloy and Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo alloy are known. However, all of these Ti alloys had the drawback of lower strength than β-type Ti alloys. Purpose of the Invention The present invention aims to improve the drawbacks of the conventional titanium alloys for superplastic working, and its purpose is to provide a titanium alloy for superplastic working that has excellent superplastic properties, high-temperature specific strength, and ductility. is to provide. Composition of the Invention As a result of research to achieve the above object, the present inventors found that the composition contains approximately 30 to 70% α phase at 850°C and the remainder consists of β phase, has excellent superplastic properties, and has excellent high-temperature specific strength and ductility. We have discovered a titanium alloy with excellent superplastic working properties. The present invention was completed based on this knowledge. The titanium alloy of the present invention has, in weight%, Al6.2~6.8%, V1.2~1.6%, Sn1.2
~1.6%, Zr0.8~1.2%, Mo2.7~3.1%, Cr1.9~
2.3%, Fe 1.4~1.8%, O 1.10~0.15%, and the remainder is essentially Ti, which is a titanium alloy for superplastic processing with high high temperature specific strength. The effects of the compositional components and the reasons for limiting the composition ratios in the alloy of the present invention are as follows. Al mainly acts as a solid solution in the α phase to strengthen the α phase. Al content is 6.2% (% indicates weight%).
If the amount is less than 6.8%, the alpha phase strengthening effect will not be sufficiently obtained, and if the amount exceeds 6.8%, the amount of alpha phase will increase and sufficient superplastic properties will not be obtained.
The amount of Al needs to be 6.2 to 6.8%. V acts as a solid solution in the α phase and β phase to strengthen these phases. If the amount of V is less than 1.2%, a sufficient strengthening effect cannot be obtained, and if the amount exceeds 1.6%, the amount of α phase decreases and sufficient superplastic properties cannot be obtained, so the amount of V is 1.2 to 1.6%. It is necessary that there be. Sn and Zr form a solid solution in the α phase and the β phase at approximately the same ratio and act to strengthen these phases. If the Sn amount is less than 1.2%, the strengthening effect will not be sufficiently obtained,
If the amount exceeds 1.6%, the specific gravity increases and the specific strength decreases, so the Sn amount needs to be 1.2 to 1.6%. Furthermore, if the amount of Zr is less than 0.8%, no strengthening effect will be obtained, and if the amount exceeds 1.2%, the amount of α phase will decrease and sufficient superplastic properties will not be obtained, so the amount of Zr should be 0.8 to 1.2%. It is necessary that Mo, Cr, and Fe mainly act as solid solutions in the β phase to strengthen the β phase. If the amount of Mo is less than 2.7%, a sufficient strengthening effect will not be obtained, and if the amount exceeds 3.1%, the specific gravity will increase and the specific strength will decrease, so the amount of Mo should be between 2.7 and 3.1%. be. If the amount of Cr is less than 1.9%, a sufficient strengthening effect cannot be obtained, and if the amount exceeds 2.3%, the amount of α phase decreases and sufficient superplastic properties cannot be obtained.
The amount of Cr needs to be 1.9 to 2.3%. In addition, if the amount of Fe is less than 1.4%, a sufficient strengthening effect cannot be obtained, and if the amount exceeds 1.8%, the amount of α phase decreases and sufficient superplastic properties cannot be obtained.
The amount of Fe needs to be 1.4 to 1.8%. O mainly acts as a solid solution in the α phase to strengthen the α phase. If the amount of O is less than 0.10%, the strengthening effect cannot be obtained sufficiently, and if the amount exceeds 0.15%, α
Since the amount of phase increases and sufficient superplastic properties cannot be obtained, the amount of O needs to be 0.10 to 0.15%. A titanium alloy containing each of the above elements in the proportions described above has 30 to 70% α phase and the remainder β phase at 850°C. The α phase and β phase mutually inhibit grain growth and improve superplastic properties. If the α-phase content is less than 30%, the β-phase crystal grains tend to become coarser and the superplastic properties deteriorate. Also, if the α phase exceeds 70%, α
The crystal grains of the phase tend to become coarser and the superplastic properties deteriorate. The minimum content of each element necessary for strengthening the α and β phases is determined by the balance with the content of other elements. For example, if the Zr content is high (5.0 to 7.5%), the minimum Al content is 5.3%, but if the Zr content is as low as 0.8 to 1.2%, as in the present invention, the Al content must be 6.2% or more. I need. Further, the amount of α phase is also determined by the balance of the contents of all alloying elements. The titanium alloy of the present invention has sufficient characteristics to perform superplastic processing within the content range of each of the above elements,
It also has excellent high-temperature specific strength and ductility. Effects of the Invention As is clear from the comparative examples in the Examples below, the alloy of the present invention has superior superplastic properties compared to conventional titanium alloys for superplastic working, is easy to superplastically work, and has a high temperature ratio. It also has excellent strength and ductility. Therefore, components such as compressor rotors can be manufactured at low cost without cutting.
Further, by using this, it has excellent effects such as making it possible to reduce the weight and increase the efficiency of various gas turbines such as jet engines and power generation equipment. Example An alloy of the present invention having a composition shown in Table 1 below and an existing alloy for comparison were arc melted and forged at 850°C.
85% hot rolled, 6mmφ tensile test piece and 5mmφ
A superplastic specimen was made.
【表】
高温引張試験片は850〜900℃で１時間熱処理し
た後水冷し、再び500〜600℃で４時間熱処理、空
冷して試験に供した。高温引張試験は300℃で、
３×10-4S-1の歪速度で行つた。
超塑性試験片は熱間圧延のままの状態で試験に
供した。超塑性試験は850℃で、アルゴン雰囲気
中で6.7×10-4S-1及び1.7×10-3S-1の速度で行つ
た。その結果は下記の表２及び表３に示す通りで
あつた。[Table] The high-temperature tensile test pieces were heat treated at 850-900°C for 1 hour, cooled with water, heat-treated again at 500-600°C for 4 hours, cooled in air, and subjected to the test. High temperature tensile test is 300℃,
The strain rate was 3×10 -4 S -1 . The superplastic specimen was subjected to the test in the hot-rolled state. Superplasticity tests were carried out at 850° C. in an argon atmosphere at rates of 6.7×10 −4 S −1 and 1.7×10 −3 S −1 . The results were as shown in Tables 2 and 3 below.
【表】
表２の結果が示すように、本発明のTi合金は
既存のTi−6Al−4V、Ti−6Al−2Sn−4Zr2Mo
及びTi−6Al−2Sn−4Zr−6Mo合金に比べて、
延性及び比強度において著しく優れていることが
わかる。すなわち、本発明のTi合金では、比強
度が30.9Kgｆ／mm2／ｇ／cm3の値を示す条件で9.1
％の伸びが確保されるのに対し、Ti−6Al−4V
及びTi−6Al−2Sn−4Zr−2Mo合金では、その
ような高比強度が得られない。
また、Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo合金の場合
は、比強度が29.9Kgｆ／mm2／ｇ／cm3まで増大する
と伸びは5.2％まで低下する。[Table] As shown in the results in Table 2, the Ti alloy of the present invention
and Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo alloy,
It can be seen that the ductility and specific strength are significantly superior. That is, the Ti alloy of the present invention has a specific strength of 9.1 Kgf/mm 2 /g/cm 3 under conditions of 30.9 Kgf/mm 2 /g/cm 3 .
% elongation is ensured, whereas Ti−6Al−4V
and Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo alloy cannot obtain such high specific strength. Further, in the case of Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo alloy, when the specific strength increases to 29.9 Kgf/ mm2 /g/ cm3 , the elongation decreases to 5.2%.
【表】
この結果が示すように、本発明チタン合金は、
416〜698％の超塑性伸びを有し、最大変形応力も
1.3〜2.8Kgｆ／mm2と十分に低く、既存のTi−6Al
−2Sn−4Zr−6Mo合金に比べて著しく優れてい
る。[Table] As shown by this result, the titanium alloy of the present invention has
It has a superplastic elongation of 416-698%, and the maximum deformation stress is also
1.3~2.8Kgf/ mm2 , which is sufficiently low compared to existing Ti-6Al
- Significantly superior to the -2Sn-4Zr-6Mo alloy.