JPH0456097B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明はチタン合金及びその製造方法に関し、
特に高温および高応力の条件下、特に航空機エン
ジンで使用する目的のチタン合金及びその製造方
法に関する。 540℃までの操作温度が用いられるところで使
用するための合金類が提案されてきている。エン
ジンが運転されている全期間にわたつて、合金が
そのような操作温度において使用されるものでは
ないことは、了解されよう。あるエンジンにおい
て発生する最高温度は、エンジンが最大負荷の条
件下に、夏期の高温度の中の高地の飛行場から運
転されているときに存在すると普通信じられてい
る。エンジンが高度（上空）で巡航状態で運転さ
れているときには、エンジンは、はるかに低い温
度で運転される。しかし、エンジンは、いわゆる
「高温、高地」条件を勘案して設計されなければ
ならない。従つて、エンジンで使用される合金類
がそのような高温度に何千、何万時間耐えうるこ
とは必要ではないものの、そのような高温度に適
当な時間耐えうることは、必須である。 英国特許第1208319号明細書には、６％のアル
ミニウム、５％のジルコニウム、0.5％のモリブ
デン、0.25％のけい素、残部のチタンからなる合
金が記載されており、この合金は520℃までの操
作温度が発生するところでの使用に適当である。
さらに発展した合金は英国特許第1492262号明細
書に記載されており、その合金は5.5％のアルミ
ニウム、3.5％のすず、３％のジルコニウム、１
％のモリブデン、0.3％のけい素を含むチタン合
金（IMI 829）である。そのような合金は約540
℃までの温度で満足に使用できる。 上記後者の英国特許明細書に記載された合金
は、「溶接された」状態で使用されうる最も進歩
した近アルフア合金である。 本明細書において「溶接性」なる用語は、合金
から製造される物品が「溶接された状態」で使用
できることを意味するものであり、従つて単に二
つの合金片が溶接で一体に接合しうるだけでは不
充分であり、溶接された状態の合金が適当な熱処
理の後には、溶接前の合金と実質的に区別されえ
ない性質をもつべきものであり、また溶接によつ
て、航空エンジンの破損の原因となるような弱い
帯域が構造体中へ導入されてはならない。 燃費についての関心が増大して、高燃料効率の
航空エンジンの開発が進められるようになつてい
る。燃料効率を向上させる基本的な方法の一つ
は、エンジンの運転温度を高めること、およびエ
ンジン重量を低減することである。このことは、
操作温度がいずれの場合にも相対的に高く、また
エンジンの全体的運転温度が高くなつているエン
ジン中心付近で使用するためにチタン合金が考慮
されることを意味するものである。このような開
発のために、600℃までの操作温度で使用しうる
チタン合金が必要とされるようになつてきた。そ
のような耐高温性のチタン合金を製造するのが極
めて困難であることは、当業者に明かであろう。
航空エンジン用チタン合金の商業的開発はわずか
30数年以来であるにすぎず、従つてチタン合金技
術はまだ完全に理解された科学分野ではない。過
去において10℃または20℃の操作（サービス）温
度の上昇は達成しえた最高のものであつた。従つ
て540℃で使用しうる合金を600℃で使用しうる合
金とすることは、非常に飛躍的な前進である。
600℃までの操作（サービス）温度で使用しうる
ことが本発明の合金の要件であるばかりでなく、
従来は重要と考えられなかつた運転要件に適合し
なければならないことも本発明の合金に要求され
ることである。航空エンジンの運転での経験は、
チタン合金が、高引張強さ、通常の疲労、延性、
安定性、耐酸化性、高抗クリープ性、可鍛性、溶
接性およびその他の多くの要件の一般的なすべて
の要件以外に、応力破断および低周波疲労のよう
な問題に耐えなければならないことを示した。 合金組成の変化以外に、チタン合金の熱処理を
改変することによりチタン合金の性質を改善する
ために多大の研究がなされている。高クリープ強
度タイプのチタン合金は鋳造または鍛造された状
態で用いられず、それらの機械的性質を改善する
ために一連の熱処理が与えられる。部分的には、
本発明は、ある元素、すなわち炭素がチタン合金
中に存在すると、「アルフア＋ベータ」接近曲線
の形が、チタン合金を「アルフア＋ベータ」領域
で実用的に加工および熱処理できるような形に変
わるという意外な発見から出発している。説明の
ために付け加えるが、チタンは普通、二つの結晶
相、すなわちアルフアおよびベータ相の状態で存
在する。そのアルフア相は最密六方組織である
が、これを加熱すると、（純粋な金属チタンでは）
約880℃で体心立方ベータ相に変態する。このベ
ータ相は金属チタンの融点に至るまで安定であ
る。アルフア安定剤として知られるある種の元素
は、チタンのアルフア相を安定化させて、そのよ
うな合金についての変態温度が880℃以上に上昇
するようにする。これに対して、ベータ安定化元
素は、その変態温度を880℃以下に降下させる。
純粋な金属チタンと対照的に、合金においては、
合金を加熱する際のアルフアからベータへの変態
は単一の温度では起こらないで、その変態はアル
フアおよびベータ両相が安定に混在するある範囲
の温度にわたつて起こる。温度が増加するにつれ
て、その温度範囲ではアルフア相の割合が減少
し、そしてベータ相の割合が増加する。 予想外にも、少量の炭素によつて「アルフア＋
ベータ」相の割合の接近線の形が著しく変化する
ことが判明し、さらには本発明は、ベータ領域、
「アルフア＋ベータ」領域または「ベータ＋けい
化物」領域のいずれかで熱機械的処理加工された
ときに融接しうるばかりでなく使用しうる近アル
フアチタン合金をここに初めて提供するものであ
る。従つて、本発明は、アルフア・ベータ熱処理
された状態で使用しうるばかりでなく、アルフ
ア・ベータ熱処理を実用化しうるような変態特性
を有する合金を提供するものである。 この明細書において使用されるすべての組成
は、特に指示のない限り「重量％」基準である。 本発明により、アルミニウム（5.35〜6.1％）、
すず（3.5〜4.5％）、ジルコニウム（3.0〜５％）、
ニオビウム（0.5〜1.5％）、モリブデン（0.15〜
0.75％）、けい素（0.2〜0.6％）、炭素（0.03〜0.1
％）、チタン（残部、ただし付随不純物は存在し
うる）の組成を有する、熱処理性及びクリープ強
度に優れたチタン合金が提供される。 アルミニウム含量は、好ましくは5.35〜5.85
％、さらに好ましくは5.45〜5.75％、またさらに
好ましくは5.6％である。すず含量は、好ましく
は４〜4.5％、さらに好ましくは４％である。ジ
ルコニウム含量は3.5〜4.5％であつてもよく、好
ましくは４％である。ニオビウム含量は0.7〜1.3
％であつてもよく、好ましくは１％である。モリ
ブデン含量は、好ましくは0.15〜0.35％、さらに
好ましくは0.2〜0.3％、またさらに好ましくは
0.25％である。けい素含量は好ましくは0.5％で
ある。 炭素含量は0.04〜0.075％であつてよく、好ま
しくは0.04〜0.06％、さらに好ましくは0.05％で
ある。 本発明の合金は、「ベータ」領域、「ベータ＋け
い化物」領域または「アルフア＋ベータ」領域で
の溶体化熱処理、それに続く、油焼入れもしくは
空冷、および時効硬化により熱処理しうる。典型
的には、本発明の合金はベータ変態点よりも25℃
高い温度で溶体化処理することができた。本発明
の炭素含有合金についてのベータ変態点は約1050
℃である。時効処理は典型的には、650℃での５
時間の熱処理およびそれに続く空冷処理からな
る。ベータ溶体化処理の後の空冷は、油焼入れ、
あるいは空冷であつてよい。従つて典型的には、
本発明の合金は1075℃でベータ溶体化処理し；空
冷または油焼入れし（空冷または油焼入れの選択
は、断面寸法によつて左右され、大きな断面の場
合には油焼入れによつて冷却を行うのが望まし
い）；次いで650℃で５時間の単一時効処理を行い
うる。 別法として、本発明の合金は「ベータ＋けい化
物」領域内約1025℃で熱処理しうる。たとえ合金
が大きな断面を持つていても、この熱処理の後に
空冷を行うことができ、低い残留内部応力および
断面全体にわたる一層均一な性質を与える。この
溶体化処理後に、合金は前記および下記のように
時効処理しうる。 さらに別の方法においては、本発明の合金は
1000℃で熱処理することができ、これは「アルフ
ア＋ベータ」熱処理であり、この場合、合金は普
通約10％のアルフア相を含む。次いで油焼入れ、
または空冷される。次いで合金は前述のように時
効処理される。 単一時効処理の代りに、二段時効処理を行つて
もよく、例えば500〜600℃（典型的には535℃）
で24時間処理し、空冷し、次いで625〜700℃でさ
らに24〜48時間処理しうる。 従つて、本発明は部分的には、アルフア相およ
びベータ相が共存する「アルフア＋ベータ」領域
でのアルフアからベータへの変化速度がその領域
の上方部分で小さくて、「アルフア＋ベータ」熱
機械的処理のために使用する温度の選択を可能と
すること、ならびにその材料が高強度でありかつ
「アルフア＋ベータ」熱処理された状態で使用し
うるという事実の発見に基づいていることが、了
解されよう。 さらに本発明は部分的には、「ベータ＋けい化
物」領域での熱機械的処理およびそれに続く空冷
によつて、充分に有用な微細組織を有すると共
に、油焼入れされた材料よりも低い残留内部応力
を有する製品が得られるという発見にも基づいて
いる。 さらには、本発明の合金においては、けい素お
よびジルコニウムを併せ含むことによりクリープ
強度への相乗効果が現れることも判明した。 以下添付図を参照しつつ本発明の具体例を説明
する。 第１の比較は、5.6％のアルミニウム、4.5％の
すず、３％のジルコニウム、0.7％のニオビウム、
0.25％のモリブデン、0.4％のけい素からなる基
本組成に0.07％の炭素を添加したもの、および添
加しないものについての間で行つた。 炭素添加の効果を表Ｉに示す。

【表】 （表において、PSは耐力、UTSは極限引張強
度、EL5Dはゲージ長さを「５×直径」とした基
準による伸び率を示す）。 表Ｉより、本発明に関する新規の基本組成への
炭素添加は合金の延性の低減をもたらすように見
える。しかし、その新規基本組成を分析したとこ
ろ0.15％の高酸素濃度であることが示され、これ
が延性を多少低減させたものと思われる。
1146N.mm^-2の極限引張強度は商業的応用に必要
とされる値よりもかなり大きい値であるので、強
度をこれよりも低下させて、その代わりに延性を
向上させる方法を選択してもよい。 本発明の0.07％炭素含有合金についての変態点
の測定により1075℃のベータ変態点値が得られ
た。IMI829合金および本発明の合金中に存在す
るベータ相の量の測定は第１図の接近曲線に示さ
れている（本発明の合金は前記基本組成に0.07％
の炭素を添加したものである）。その0.07％の炭
素を含む本発明の合金を加熱すると、最初の結晶
組織は実質的にアルフア組織であるが、温度がア
ルフア・ベータ変態点に達すると少量のベータ相
が形成される。温度が「アルフア＋ベータ」・ベ
ータ変態点に達すると、合金は完全にベータ組織
に変態する。ベータ相の高濃度のところでは、か
なりの量のけい化物が存在して、「アルフア＋ベ
ータ」相領域の上方部分に「ベータ＋けい化物」
領域があると考えることができる程である。 アルフアから「アルフア＋ベータ」への変態点
が、ある程度（典型的には950℃）であり、そし
て「アルフア＋ベータ」からベータへの変態点が
それよりも高い温度にあるということは、これら
二つの変態点の間のすべての温度において存在す
るベータの割合を示すのに充分でないことは明か
である。IMI829合金中に存在するベータの量を
測定したところ、二つの変態点を結ぶ線は、ほと
んど直線である（第１図の線２参照）。このこと
は温度が上昇するにつれて、存在するベータの量
が一定に変化することを示している。第１図の線
２は技術的には接近曲線として知られている。こ
れに比較して、前記の基本組成に0.07％の炭素を
添加した本発明の合金についての接近曲線は、非
常に異なつた形状であり、第１図に線１で示され
ている。線１および線２の間には、二つの重要な
相違がある。第１に、「アルフア＋ベータ」から
「ベータ」への変態点についての絶対値が、両合
金について著しく異なる。第２に、一層重要な意
義は、本発明の合金についての接近曲線の形が、
公知のIMI829合金のそれと著しく異なる。本発
明合金の接近曲線１の上方部分が、接近曲線２の
上方部分よりも著しく平坦であることは明らかで
ある。 「アルフア＋ベータ」熱処理（溶体化処理であ
つても、機械的処理であつても）に有用な「アル
フア＋ベータ」範囲は、「50％アルフア＋50％ベ
ータ」から「痕跡アルフア＋大部分ベータ」まで
にわたると考えられる。IMI829合金については、
50％ベータ含量は約980℃で見られ、100％ベータ
含量は約1010℃で見られる。従つてIMI829合金
を「アルフア＋ベータ」熱処理しうる最大温度範
囲は30℃である。これと比較して本発明の合金に
ついての50％ベータ含量は約1000℃で見られ、そ
して100％ベータ含量は1075℃で見られる。従つ
て「アルフア＋ベータ」熱処理に使用しうる温度
範囲は75℃である。よつて、本発明の合金につい
て使用しうる温度範囲は、IMI829合金について
のそれの２倍以上である。 商業的熱処理工程に関して、このように使用可
能温度範囲の幅が大きいことは、炉温度を正確な
温度に制御しうること、そして使用温度の通常の
小変動を許容しうること、において非常に有意義
である。さらには、ある合金のある製造バツチの
組成は、別の製造バツチのものと正確に同一では
ない。このようにそれぞれの製造バツチ毎にわず
かに組成が変動することは、「アルフア＋ベータ」
から「ベータ」への変態温度にもわずかな変動が
あることを意味する。従つて先行技術についての
わずか30℃の範囲幅と比較して、「アルフア＋ベ
ータ」溶体化処理を実施しうる75℃の温度範囲の
幅があるということは、非常に有意義な要素であ
る。 重要なのは処理範囲の幅の大きさばかりでな
く、接近曲線が上方温度部分において著しく平坦
な領域を有することである。炭素含有合金の加工
処理の固有の困難性の故に、高温度で加工処理し
うることは、非常に有用である。接近曲線の平坦
部分が上方の温度領域にあるので、「アルフア＋
ベータ」加工処理を実施するのに必要とされる作
業応力は、平坦部分が下方の領域にあるときのも
のよりも低い。さらには、もし接近曲線の平坦部
分が下方の領域にあつたとすれば、その平坦部分
はベータ含有量の低い部分にあることになり、加
工処理は不可能ではないにしても非常に困難とな
る。 「アルフア＋ベータ」加工処理の慣用法は、合
金を「アルフア＋ベータ」領域の頂部の温度に加
熱し、その合金を加熱炉から取り出し、それを大
気中で加工処理することにより行われたことは了
解されよう。合金は輻射冷却ならびに低温工具と
の接触により急速に冷却する。有効な「アルフア
＋ベータ」温度範囲が２倍以上の幅となつたこと
により、「アルフア＋ベータ」加工処理のために
使用しうる時間も２倍近くになり、かくして、所
要量の加工を行うのに必要な再加熱の回数が半分
になる。 多くの場合に、延性は極限引張強度（UTS）
と同じ程度に重要な合金の性質である。従つて
UTSが許容しうる値であるとすれば（例えば
1030N.mm^-2であるとすれば）、その値以上に強度
を増加することは不要であろう。従つて、靱性の
ためには、延性の向上は単なる強度の向上よりも
有利でありうる。この場合に合金を「アルフア＋
ベータ」熱処理しうる能力（一部はその高いベー
タ変態点、ならびに合金の特性をよりどころとし
ている）は、かなり重要でありうる。 下記の表は、前記の基本組成および本発明の
合金の種々の熱処理を行ない、そして種々の熱処
理養生を付加した結果を示す。

【表】

【表】 すべての試験は、最初の製造、熱処理および機
械加工の後には全く応力を受けない材料について
の室温引張試験であつた。 本発明の合金はアルフア・ベータ熱処理を受け
ることができること、すなわち「アルフア＋ベー
タ」領域において熱処理されて非常に満足すべき
引張強度と満足すべき延性を与えうることが判明
した。 航空エンジンに使用される材料は、応力破断に
対しても高度に耐えなければならない。応力破断
強度は、一定印加荷重の下に高温度において破断
に耐える材料の能力である。応力破断試験では合
金試料に高応力を掛け、その合金試料が破断する
までその荷重を維持する。破断までの時間を記録
する。600℃において種々の応力値で一連の応力
破断試験を実施した。その結果を表に示す。

【表】 従つて、本発明の合金は、先行公知技術の合
金、すなわちIMI829合金の約２倍の応力破断に
耐えることがわかる。説明すると、本発明の合金
の500N.mm^-2の応力下での記録された破断寿命
は、261/2〜43時間の期間中に荷重を暫時解放し
たので、正確ではない。応力破断試験では、非常
に高い応力が試料に掛けられ、試料の急速なクリ
ープを生じさせる。試験装置は、試料の破損を検
知し、破損の発生した後には荷重を除く点で普通
自動的である。500N.mm^-2の応力での第１の試料
に関しては、この試料は試験装置が荷重を自動的
に開放する程度までクリープした。この試料を26
１／２時間の期間の後に検査したところ、その段階
では良好な状態にあることがわかつたが、433/4
時間後に再び検査したときに荷重は開放されてい
た。荷重を再び掛けたところ、試料は3/4時間後
に破損した。このことが表に破断寿命が271/4
〜441/2時間と表示されている理由である。なん
となれば、荷重が最初の261/2時間の直後に開放
されたのか、433/4時間の直前に開放されたのか
わからなかつたからである。 第２図は、本発明の合金の使用により先行技術
の最適合金のIMI829よりも応力破断の改善が得
られることを明瞭に示している。IMI829合金で
の結果は左手の曲線３であり、これは本発明で得
られた結果の右手の曲線４の約1/2にすぎない
（任意の応力値における破断に至る時間数に関し
て）。これは高い応力値において特に明瞭である。 ジルコニウムとけい素との組合せによる著しい
効果が、本発明の合金において600℃での印加ク
リープ荷重の温度で観察された。従前は、ジルコ
ニウムは３〜４％間の値のクリープ強度に小さく
かつ比較的著しくない効果を有するものと考えら
れていた。この効果は有益であると思えられてい
たものの、著しくはなかつた。本発明の前には、
けい素の効果は約0.25％の濃度まではクリープ強
度を改善することであると考えられていた。この
濃度は、本発明のタイプの合金におけるけい素の
固溶限にほぼ相当するものである。けい素は、今
までは約0.25％以上の濃度では効果がないと考え
られたいた。 今や、けい素とジルコニウムとは一緒になつ
て、著しくクリープ強度を改善することが発見さ
れた。第３図によれば、200N.mm^-2の荷重の下に
600℃で測定した合計塑性歪率（TPS％）は、け
い素の含量が0.2％から0.4％に増加すると0.55％
（100時間後）から0.275％（100時間後）に減少す
ることが示される。またジルコニウム含量を合計
塑性歪に対してプロツトした場合（目盛は線型）、
そのジルコニウム含量の曲線も、けい素の曲線と
全く一致することが示されている。これが錯体状
けい化物の存在によるものであるか、あるいはそ
の他の理由、例えば被試験試料の温度によるもの
かは、明かでない。 本発明チタン合金についての最適組成の一例
は、5.6％のアルミニウム、４％のすず、４％の
ジルコニウム、１％のニオビウム、0.25％のモリ
ブデン、0.5％のけい素、0.05％の炭素である。 アルミニウム含量は、すずと組合せて有利な強
度効果が得られると同時に、普通はアルミニウム
とすずとの合計含量を増加すると起こりうる不安
定性効果を可及的に少なくするように、設定され
た。 けい素およびジルコニウムの含量は、前述の理
由のために600℃の温度におけるクリープ強度を
増加するように両者一緒に選定された。一般に、
合金の延性はクリープ強度が増加すると、低減す
る。しかし、けい素濃度を高くすると、合金を
「アルフア＋ベータ」領域と「ベータ」領域との
間の「ベータ＋けい化物」領域で熱処理および加
工することができる。このタイプの「ベータ＋け
い化物」領域熱処理は合金の破壊靱性を改善し、
耐き裂伝ぱ性を向上させるものでなければならな
い。 ニオビウム濃度は合金の安定性を最大化するよ
うに選択され、モリブデン濃度は機械的特性のバ
ランスを取るために前記の範囲に最適化された。
この範囲内では、強度と延性が最適化され、ジエ
ツトエンジン中での長時間の高温への暴露後もこ
のバランスを保つことができる。 炭素含量は約0.05％が最適であると考えられ、
その理由はこれよりも高含量になると、本発明の
合金に必要とされる以上にまで強度が不必要に増
加すると考えられるからである。

【図面の簡単な説明】

第１図は温度（横軸；℃）とベータ相の割合
（縦軸；％）との関係を示すグラフであり、曲線
１は本発明合金の一例、曲線２は先行技術の最適
合金の一例のものである。第２図は応力破断試験
結果を示すグラフであり、横軸は時間（hrs）、縦
軸は応力（N.mm^-2）である。曲線３は先行技術
の合金、曲線４は本発明合金である。第３図はけ
い素またはジルコニウム含量（横軸）と合計塑性
歪率（％；縦軸）との関係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ アルミニウム 5.35〜6.1％ すず 3.5 〜4.5％ ジルコニウム 3.0 〜５ ％ ニオビウム 0.5 〜1.5％ モリブデン 0.15〜0.75％ けい素 0.2〜0.6％ 炭素 0.03〜0.1％ チタン 残部 よりなる組成の、熱処理性及びクリープ強度に優
   れたチタン合金。 ２ アルミニウム含量が5.35〜5.85％の範囲内で
   あり、モリブデン含量が0.15〜0.35％の範囲内で
   ある、特許請求の範囲第１項に記載の合金。 ３ アルミニウム含量が5.45〜5.75％である、特
   許請求の範囲第１項に記載の合金。 ４ すず含量が4.0〜4.5％である、特許請求の範
   囲第１項に記載の合金。 ５ ジルコニウム含量が3.5〜4.5％である、特許
   請求の範囲第１項に記載の合金。 ６ ニオビウム含量が0.7〜1.3％である、特許請
   求の範囲第１項に記載の合金。 ７ モリブデン含量が0.2〜0.3である、特許請求
   の範囲第１項に記載の合金。 ８ 炭素含量が0.04〜0.075％である、特許請求
   の範囲第１項に記載の合金。 ９ チタン合金の整合方法であつて、 下記の組成からなるチタン合金の素材を用意す
   る工程と： アルミニウム 5.35〜6.1％ すず 3.5 〜4.5％ ジルコニウム 3.0 〜５ ％ ニオビウム 0.5 〜1.5％ モリブデン 0.15〜0.75％ けい素 0.2〜0.6％ 炭素 0.03〜0.1％ チタン 残部 前記合金素材を「ベータ」領域、「ベータ＋け
   い化物」領域または「アルフア＋ベータ」領域で
   溶体化熱処理する工程と、： 油焼入れまたは空冷する工程と： 時効硬化する工程と からなる、熱処理性及びクリープ強度に優れたチ
   タン合金の製造方法。 １０ 前記時効硬化は二段時効処理であり、その
   第１段熱処理を第２段熱処理よりも低温で実施す
   るものである、特許請求の範囲第９項に記載のチ
   タン合金の製造方法。