航空機用チタン合金の材料特性および開発指針
北

.

は じ

め

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嶋

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教
御手洗 容
1)

子
2)

. チタン合金の種類と航空機に用いられるチタン合金

日本の航空機・宇宙産業の生産高は年々伸びており，特にチタンは 1155 K に a  b 変態点があり，低温安定相は稠

民間用航空機の伸びが著しい．現在では民間用航空機の生産

密六方晶( hcp )構造の a 相，変態温度以上では体心立方晶

高が航空機・宇宙産業の生産高のおよそ 50 を占めてい(bcc)構造を持つ b 相である．b 相を安定化させる元素(Mo，る(1)．世界に目を向けても民間航空機の需要は伸びており，

Nb ， W， Ta など)を添加していくと，純チタンの変態点以

現在までに 19,200 機，今後 20 年間でさらに 17,560 機導入さ下の温度範囲でも b相を残すことができ，a 相と b 相の 2 相れるという予測がある(2) ．それに伴って，航空分野の CO2組織となり，さらに b 安定化元素の添加量を増やすと b 単

排出量も増えており，今後，航空機機体数の増加により相合金となる．b 安定化元素添加による b 相の安定化は次のCO2 がさらに増加すると考えられる．航空機の CO2 排出量

Mo 当量によって評価され，10以下では急冷して b 相を残留低減には航空機の軽量化とエンジン熱効率向上が有効である

することができるとして，b 相安定性の一つの指標になってため，航空機機体およびエンジンにおいてアルミ合金や鋼にいる(4)．

比べて比強度が高いチタン合金の使用割合が増加している．

Mo 当量(mass)＝Mo＋0.67×V＋0.44×W＋0.28×Nb

さらにはエンジンコンプレッサーの高温部材として使用され＋0.22×Ta＋2.9×Fe＋1.6×Cr－1.0×Al

るチタン合金の耐熱性を向上することでエンジン熱効率向上

しかし，Ti30Mo(Mo 当量30)は高温応力下において b 相にも貢献してきた．米ボーイング社の B747(1969年)でのチは安定ではなく，実際のところ b 相を安定化する Mo 当量

タンの使用割合は 2 だったのに対して， B757 ( 1982 年)では不明である．一方で， a 相を安定化する元素である Al や

5，B777(1995年)で8.5，B787(2011年)で15と増加し

O ， N を純チタンに添加すると b 変態点が上昇する． a ＋ bている(3)．仏エアバス社 A380(2005年)でも10である．特の 2 相組織において，a 安定化元素(Al, O, C, N, Ga)の添加に 近年 では 航空機 機体 の CFRP 使用 量が増 加し てお り，

量が多くなると，a 相の体積率が増加し，さらに添加すると

CFRP と腐食性や熱膨張率で相性が良いという理由でもチa2 相が析出する． a2 相の析出はクリープ強度の向上に有効

タンの使用量が増加している．本稿では航空機機体や航空機であるため，高温用合金では a2 相を析出させている合金もエンジンに使用されるチタン合金に求められる特性についてある．しかし， a2 相の過剰析出や粗大化は延性を低下させ述べるとともに，近年の航空機におけるチタン合金の適用るため，次に示す Al 当量が 9 以下では a 相の規則化や a2

例，合金開発指針，最近の研究について言及する．航空機エ相の析出による脆化を避けることができるとして指標に用いンジンのタービン後段動翼に TiAl 系金属間化合物が実用化られている(5)．

されているが， TiAl 合金に関する記述は紙面の都合上，割愛する．

Al 当量(mass)＝Al＋Sn/3＋Zr/6＋10×(O＋N)

b 変態点に影響が小さい元素は中性元素と言われ，Sn，Zr，Hf 等が挙げられる．図に a＋b の状態図を模式的に示す．

物質・材料研究機構 構造材料研究拠点 耐熱材料設計グループ1)主任研究員 2)グループリーダー
Development and Material Properties of Titanium Alloys for Aeroengine and Airframe Applications; Tomonori Kitashima and Yoko
YamabeMitarai(High Temperature Material Design Group, Research Center for Structural Materials, National Institute for Materials
Science, Tsukuba)
Keywords: aircraft, titanium, alloy development, microstructure control, alloying effect2016年 3 月 1 日受理[doi:10.2320/materia.55.370]




最近の研究

b 安定化元素の添加量が増加するにつれて，b 変態点が低下あることがわかる(4)(7)(20) ． b 合金である Ti 10 2 3 ， Ti 

する．チタン合金は a 合金， a ＋ b 合金， b 合金と分類する

5553 は高強度合金として実用化されており，従来の 4340Mことができるが， a 相の体積率が高い a ＋ b 合金をニア a 合鋼に置き換えられて Ti 10 2 3 は B777 と A380 のランディ

金， b 相の体積率が高い a ＋ b 合金をニア b 合金と呼ぶことングギアで， Ti 5553 は B787 のランディングギアで使用さがあり，本稿でもそのように呼ぶことにする．

れている(21)． B747ではフレームに Ti662 が使用されたが，チタン合金は航空機機体や航空機エンジンにおいて，様々

その後 Ti 10 2 3 に置き換えられた．これら b 合金では引な部位に用いられており，仏エアバス社製 A380における適張強度，破壊靭性，疲労強度，成形性，鍛造性(できるだけ用部位の例を図に示す(6)．表には近年の航空機に使用さ低温)， b 安定性が重要となる．引張強度と破壊靭性は相反れている代表的なチタン合金を示しており，Al, Sn, Zr, Mo,

関係にあり， a ＋ b 合金よりも b 合金がこれら特性に優れ

Nb, V, Fe, Cr, Cu, Si 等が添加されており，複雑な多元系でる(22) ．米ジェネラル・エレクトリック社製エンジンで実用化されている Ti17はファンや低圧コンプレッサーのディス

図1

表1

エアバス社製 A380のチタン合金適用部位(6)．

図2

航空機(エンジンはターボファンエンジン)に用いられるチタン合金(4)(7)(20)．Al 当量では酸素濃度を計算していないが，原料によるものや製造プロセスの過程で酸素を 0.1～ 0.2 mass含有する場合，それぞれ 1～ 2 を加算す
る．HPC高圧コンプレッサー，LPC低圧コンプレッサー，MUT最高使用温度を意味する．

適用先(機体/エンジン)機体

機体およびエンジンエンジン

模式的な a＋b 合金の状態図．

合金種類

Mo
当量

a＋ b

－1.3

3

4.48

油圧管，ハニカムコア

Ti6Al6V2Sn0.5Fe0.5Cu(Ti662) a＋b

－1.98

6.7

4.54

鍛造品，主脚支持構造部品(B747)

組成(mass)・合金名

Ti3Al2.5V

密度
Al
当量 (g/cm3)

適用部位

Ti10V2Fe3Al(Ti1023)

ニア b

9.5

3

4.65

鍛造品，主脚(B777, A380)

Ti5Al5V5Mo3Cr0.5Fe(Ti5553)

ニア b

9.6

5

4.67

主脚(B787)

Ti3Al8V6Cr4Mo4Zr(Beta C)

準安定 b

16.0

3.7

4.82

ばね

Ti15V3Cr3Al3Sn(Ti15333)

準安定 b

11.9

4

4.76

板，鋳造品，ばねTi6Al4V(Ti64, IMI318)

a＋ b

－3.3

6

4.43

一般部品，機体鍛造品，ファスナー，ファンディスク・ブレード， LPC ディスク・
ブレード

Ti15Mo2.7Nb3Al0.2Si(Beta21S)

準安定 b

12.8

3

4.93

ナセル，プラグ，エンジンノズル

Ti5Al2Sn2Zr4Mo4Cr(Ti17)

ニア b

5.4

6.0

4.65

ファンディスク，コンプレッサーディスク(MUT: 673 K)

Ti6Al2Sn4Zr6Mo(Ti6246)

a＋ b

0

7.3

4.65

ディスク・ブレード(HPC, MUT: 723 K)

Ti6Al2Sn4Zr2Mo(Ti6242)

ニア a

－4

7.3

4.54

ディスク・ブレード(HPC, MUT: 723 K)

Ti6Al5Zr0.5Mo0.25Si(IMI685)

ニア a

－5.5

6.8

4.46

ディスク，ブレード(HPC, MUT: 793 K)

Ti5.5Al3.5Sn3Zr1Nb0.25Mo
0.3Si(IMI829)

ニア a

－5.0

7.2

4.55

ブレード(HPC, MUT: 853 K)

Ti5.8Al4Sn3.5Zr0.7Nb0.5Mo
0.35Si0.06C(IMI834)

ニア a

－5.1

7.7

4.55

ディスク，ブレード( LPC ・ HPC, MUT:
863 K)

ま て り あ 第55巻 第 8 号(2016)
Materia JapanTi17開発時の目標(23)．

表2

表3

Ti6242開発当時のプラット・アンド・ホイットニー社の10年後の耐熱合金開発目標(25)．

2530 Higher than Ti64, Ultimate strength:1172 MPa, 0.2 Yield strength 1103 MPa

Tensile Properties
Elevated Temp.
Properties

2530 Higher than Ti64 to 643 K

Fracture Toughness

66 MPa･m1/2

Through Hardening Uniform properties in 152.4 mm section size

性

質

試験温度 ディスク材 ブレード材(K) (応力，MPa) (応力，MPa)

300時間に0.1以下のクリープ

811

412

446

300時間に0.2以下のクリープ

922

103

172

引張強度

922

721

755

922 K で300時間使用後の伸び

室温

10

6

107サイクルの疲労強度

811

549

549

塩をかぶった後，922 K で100時間稼働させた後の疲労強度

室温

172

172

労特性，破壊靭性を改善する必要がある．表に米プラット・アンド・ホイットニー社が Ti 6242 開発当時に掲げた10年後の目標を示す(26)．複数の特性を同時に改善し，信頼性を評価するためには多大なコスト，労力，時間を費やす．
ここでは a＋b 合金であるニア a 合金の高温特性に影響する因子について述べる．
図3

高温用チタン合金の高温クリープ特性と高温強度(25)．



プロセスとミクロ組織と機械的特性

チタン合金の a 相/ b 相の量比と組織形態は機械的性質に影響する．hcp 構造の a 相は bcc 構造の b 相に比べてすべり
クに使用されており，この合金も強度と破壊靭性が重要であ系が少なく，また拡散が遅いことからクリープ変形抵抗が高る．Ti17開発時の目標を表に示す(23)．また，Ti6246は

く，高温用合金には a 相の体積率が大きいニア a 合金が使

高温強度と低温強度を兼ね備えた合金であり，破壊靭性値がわれている(IMI834の等軸 a 体積率は 1073 K で95ほど)．

高い b 鍛造材(後述)が高圧コンプレッサーディスクで使用

a ＋ b 合金の典型的な組織形態として，図に示す通り，針されている． Ti 5553 ， Ti 17 ， Ti 6246 は引張強度が 1000状 組 織 ， 等 軸 a 組 織 ， こ の 2 つ の 構 造 で 構 成 さ れ る Bi 

MPa を超え，破壊靭性値 K1C が 60 MPa ・ m1/2 を超えるよmodal 組織が挙げられる．針状組織は等軸 a 組織に比べて

うに鍛造・熱処理プロセスにより組織制御されている．耐酸

クリープ強度，破壊靭性に優れるが，引張延性，高温低サイ化性を低下させる V を含有する b 合金 Ti15333 に対し

クル疲労強度は低く，引張強さも少し劣る． Bimodal 組織て， b21S は Mo を 15 mass 含み，高耐酸化 b 合金として

は等軸 a の体積率を調整することでクリープ強度と疲労強開発された(24) ．冷間加工が可能であり，クリープ強度にも度のバランスに優れた組織に制御できる．これらの組織の主

優れ，排気系のナセル部材や排気ノズルコーンして使用されな因子として，等軸 a 体積率，等軸 a サイズ，b 粒サイズ，ている( 2016 年 1 月に初飛行に成功した B737MAX では排コロニーサイズ(後述)，ラメラ厚さが挙げられる．b 相から気ノズルコーンに SiC 複合材料が使用されている)．ニア a

変態した a 相と b 相の界面は( 110 )b ||( 0001 )a ,合金である Ti6242や IMI834は高圧コンプレッサー部材と[112̃0]a のバーガース方位の関係にあり，この方位に沿ってして使われており，耐熱性が高い．高圧・中圧コンプレッサ

格子幅の差が大きい場合， a /b の相界面は半整合となる． a

ーで使用される高温用チタン合金を開発するためにはクリー

相と b 相の組成にもよるがこの格子ミスマッチは転位移動のプ強度と高温引張強度を向上させ(図)，かつ疲労強度を向障害となる．また，b 粒界から a 相と b 相のラメラ構造が成上させることが目標となる．高温で使用されるチタン合金は長するような組織ではラメラの成長方向が異なるコロニー領

高温化によるエンジン熱効率向上と軽量化に貢献するため，域が粒内に複数形成し，コロニーの界面は転位移動の障害と多くの研究がなされてきた．次に高温用ニア a チタン合金

なる．クリープ変形では転位の運動に加えて，b 粒，コロニについて述べる．

ー，等軸 a の粒界すべりも起こる．また，b 粒界に層状 a 相[ 11̃1 ]b ||が生成する場合はその厚さや体積率も機械的性質に影響する．

.

高温用チタン合金

表 1 に示す IMI685は高温用合金としてクリープ強度に有利な針状組織で使用されたが，b 粒を微細化し，疲労強度を

航 空 機 エ ン ジ ン 高 温 部 材 に は こ れ ま で に Ti 6242 や改善した針状組織の IMI829が開発された．さらにその後，

IMI834 に代表されるニア a 合金が使用されている．このニ

強度，疲労，クリープのバランスに優れた IMI834が開発さ

ア a 合金の耐熱性を向上させるためには新しい合金組成をれ，等軸 a の体積率が15～20に制御された Bimodal 組織

探索し，ミクロ組織を制御し，引張強度，クリープ特性，疲で使用されている．国内においても，耐熱合金である




最近の研究

図4

典型的なミクロ組織の(a)針状組織，(b)等軸 a 組
織，(c)Bimodal 組織．黒い部分が a 相，白い部
分が b 相であり，(c)の丸い黒い部分が等軸 a．

図5

低サイクル疲労特性とクリープ特性と等軸 a 体積率の関係(27)．

図6

ダブテイル中心部における EBSD マップ．結晶
方位分布から集合組織(マクロゾーン)が形成されている(28)．

Bimodal 組織となる．
DAT54 ( Ti 5.8Al 4Sn 4.5Zr 2.8Mo 0.7Nb 0.4Si 0.06C,

図はプラット・アンド・ホイットニー社製 PW4077 にmass)が開発されており，クリープ強度は540°
Cで IMI829

搭載後，廃棄された Ti811(Ti8Al1Mo1V, mass)の高と同等であることが報告されている(27) ．この合金は等軸 a

圧コンプレッサー動翼の結晶方位分布である(28) ．ディスクの体積率は17程度の Bimodal 組織に制御され，クリープと結合するダブテイル部においてブレード長手方向の縦断面

強度と疲労強度を兼ね備えるコンプレッサーディスク合金とで[ 0001 ]方位の結晶粒が揃っている集合組織(マクロゾー

して開発された(図)．これらのミクロ組織は鍛造・熱処理

ン)が形成されている．このような集合組織は疲労寿命を低プロセスで作り上げられるが，合金によって b 変態点，a 相下させ，特に応力下で保持状態のある Dwell Fatigue では寿

体積率の温度依存性，拡散性等が異なるため，各合金でプロ命低下が顕著である．この集合組織は鍛造や圧延プロセスにセス条件が最適化される．目指す組織によって様々な条件がおいて形成する．組織は鍛造・熱処理プロセスの鍛造温度，考えられるが，例として，針状組織は b 変態点より高い温

鍛造比，鍛造歪速度，溶体化処理温度，冷却速度によって変度域で溶体化処理した後，急冷もしくは空冷を行い，その後化するため，チタン合金の開発のためには材料組成の探索と時効処理を行う．また，等軸 a 組織は b 変態点より 50 K ほ

併せて組織制御のための鍛造・熱処理プロセス条件の最適化

ど低い a ＋ b 温度域で鍛造比 3 以上の鍛造を行い， b 変態点が重要である．近年，欧米では FEM ソフトウェアを用い

直下の a＋b 温度域で溶体化処理後，炉冷等により冷却速度て，鍛造材の温度分布や歪分布と局所的な降伏強度，引張強を遅くする．その後，時効処理を行う．ここで， a ＋ b 温度

度，伸び，断面積減少率の鍛造材分布を高精度に予測するモ域の溶体化処理の後，急冷や空冷などで冷却速度を速くする

デルが開発されており，今後，日本でもこのようなモデルのと，冷却過程で等軸 a の間の残留 b に針状組織が形成され，開発が期待される(29)．

ま て り あ 第55巻 第 8 号(2016)
Materia Japan




図8

クリープ変形中にゲルマナイドが微細析出した組
織の EDS 元素マップ(32)．Mo 高濃度の b 相と Geと Zr が高濃度の微細なゲルマナイド．

ド Ti5Si3 が析出する．Ti と全率固溶の Zr が添加されたチタン合金においては( TiZr )5 Si3 が析出物となる．近年では Siと全率固溶の Ge を添加することにより固溶強化とゲルマナ
イド Ti5Ge3 の析出によって強度が向上することを報告している(31)． Ti5Si3 と Ti5Ge3 は固溶体を形成し，量比によって格子定数が変化するが，複合添加による相乗効果はない．
図7

引張強度に及ぼす元素添加の効果(30) ．酸素濃度
は 0.1 mass  未 満 ． 各 元 素 の 添 加 量  Al ( 2.29
mass, 4 mol), Sn(9.37 mass, 4 mol), Ga( 5.72 mass  , 4 mol ) , Zr ( 7.36 mass  , 4mol), Hf(13.45 mass, 4 mol), Nb(0.96mass, 0.5 mol), Mo(0.2 mass, 0.1 mol),W(0.38 mass, 0.1 mol), Si(0.05 mass, 0.09mol), Ge(0.76 mass, 0.5 mol)．

Ge を単独添加したニア a 合金において Ti5Ge3 が微細に析出し(図)，固溶限に近い 1 mass 添加でその効果は高く，クリープ強度が向上する(32) ．これら金属間化合物は固溶強化元素である Zr を含有するため，析出により母相の Zr
固溶による強化度は下がる．Si や Ge の添加量がマトリック
ス固溶限に近い場合，クリープ変形中に結晶粒内の転位上にシリサイドが核生成，析出し，転位を固着するため，これら
析出物は強度向上に有効である．シリサイドやゲルマナイド



固溶強化と析出強化

高温用ニア a 合金は主に元素固溶と析出物により強化されている．a 相の体積率が高いことから a 相の機械的強度や耐環境性への元素添加の影響は大きい．図には純 a チタ

は a2 相と同様に，クリープなど高温で保持している間に，粗大化し，延性が低下するため，長時間保持後の機械的性質も評価される(表 3)．



耐酸化性

ンに第 2 元素を添加した合金の 923 K における引張強度を組成やミクロ組織が機械的性質に与える影響について述べ示す(30)．a 安定化元素である Al，Ga や中性元素である Sn，たが，高温においてクリープ強度や疲労強度は表面酸化によZr，Hf は固溶限が大きく，Al は単位添加量当たりの強度向り低下する．耐熱チタン合金の使用温度は上昇しており，高上が顕著である． b 安定化元素 Mo，W， Nb や Si， Ge は a

温で使用される場合は表面酸化の影響は無視できない．

安定化元素に比べて効果が高いものの a 相の固溶限が小さ

IMI829や IMI834の耐熱合金においても耐酸化性向上のため

い．b 安定化元素の添加量が a 相固溶限を超えると b 相の体に Nb が添加されている．ここでは高温特性の一つである耐積率が増加する．図 7 には示していないが，酸素や窒素も酸化性について述べる．

固溶強化元素である．固溶強化能が高い Al，Ga，Sn の添加

純チタンは高温において表面に TiO2 が生成・成長すると量を増やすと， DO19 結晶構造を持つ a2 相が生成する． Ti 

同時に，表面から基材中に酸素の拡散が起こる．a チタンのAl, TiGa, TiSn の各 2 元系において DO19 結晶構造を形成

酸素固溶限はおよそ 30 mol であるが，基材の表面近傍でするが，実用的な多元系合金においてこれら Al，Ga，Sn のは 20 mol ほどの酸素濃度が高い状態となる．酸素は格子

過剰添加は a2 相析出による延性低下を招くため，Al 当量式

間拡散し，格子歪を生じ，表面近傍は硬くなり，酸素固溶はでこれらの元素の係数は大きい値を示す(Ga の係数は 1/2)．

表面脆化につながる．純チタンの酸化被膜の成長速度と基材

図 7 に示す通り，Si は固溶強化能が高いが，固溶限が 0.1

表面の酸素固溶深さの時間変化を図に示す(33) ．酸素の拡～0.2 massほどしかなく，Si 添加量が増加するとシリサイ

散は酸化被膜の成長よりも速いが，酸化中の重量増加を比較




最近の研究

ンの酸化挙動と似た傾向を示す．前述のとおり， Si 添加は固溶強化やシリサイド析出強化に有効であるが，耐酸化性向
上にも効果的である． Si は酸化被膜中に不均一に分布し，耐酸化性向上に有効な微細な SiO2 を形成している可能性がある(35) ．組織の影響では，ラメラ組織と Bi modal 組織の耐酸化性への影響が議論されており，結晶粒径が小さい Bi
modal 組織と粒径が大きいラメラ組織では Bimodal 組織の酸化重量増加がわずかに大きいとされているが，酸素の固溶
深さや a ケースの厚さへの影響についても今後の解析が期待される．
これら酸化膜や a ケースの成長は部材の許容応力やクラ
図9

純 Ti の酸素固溶と被膜厚さの時間推移(33)．

ックの生成に影響し，特に，肉厚の薄い部材(例えばコンプ
レッサー動翼)のクリープ強度や疲労強度を低下させる．著
者らは a 相と a2 相を固溶強化する Ga を添加し，耐酸化性を低下させる Sn の添加量を減らすことで耐酸化性を向上した高強度合金の研究・開発も行っている(36)．

.

溶解プロセスにおける介在物

航空機用チタン合金では消耗電極式アーク溶解( VAR プ
ロセス)により均質化のため 2 重もしくは 3 重溶解で作られており，VAR インゴットの直径は 510 mm～1250 mm である．この溶解方法では，融点が高い TiN などの低密度介在物( LDI )や W や刃材の混入による高密度介在物( HDI )が溶
図10a チタンにおける元素添加の酸化重量増加への影
響(30)．酸化試験には図 7 と同じ合金を用いた．

解中にインゴットに介在する．1989年にアイオワ州で DC10
航空機の事故により111名が犠牲になったが，これは LDI がコンプレッサーディスクの破壊起点となった．この後，アメリカにおいて Jet Engine Quality Committee が設置され，エすると，酸素固溶による重量増加は 873 K において全体のンジン部材の大幅な品質改善につながった．しかし，依然と30ほどであり，酸化膜成長の寄与が大きい(33)．a＋b 合金

して，W は HDI として破壊の起点になりうるとして，工場

や b 合金でも同様に，表面から酸素が拡散するが，酸素は aへの持ち込みが制限されている．インゴット中の欠陥検出に

相安定化元素であるため，表面近傍の酸素リッチ領域は a

は超音波探傷探査が行われているが，複雑な形状である鍛造相の体積率が大きくなり，この酸素リッチの領域は「a ケー

材などの検査が行えない場合は，検出されないまま材料に残ス」と呼ばれる．この a ケース厚さへの元素や組織の影響ってしまう． W 添加はクリープ強度や耐酸化性を向上するについては，2015年のチタン国際会議でもビッカース硬さ，ものの，現在のところ， W 添加合金は航空機エンジン材料

EPMA 線分析，光学顕微鏡を使って a ケース厚さを解析しに使用されていない．

た結果が議論されている(34)．
図は 973 K の酸化時の酸化試料重量増加に対して，純.

ブリスク搭載チタンにおける元素添加の影響を調査した結果である(30) ．
Sn や Ge 添加により酸化重量が増加し，被膜の成長が加速

ブレードとディスクを一体化したブリスクがコンプレッサ

され，酸化膜/基材界面の基材側で偏析し，酸化被膜の剥離ーに実用化されている．ブリスクのメリットは，ブレードとが生じる．Hf，Zr 等の中性元素，b 安定化元素である Mo，ディスクが一体化しているためにブレードとディスクの接触

W ， Nb や Si は酸化重量増加を抑え，耐酸化性向上に有効部でフレッティング疲労が起こらず，また接触部でのガス漏であることがわかる． Ti 6242 や IMI834 は Al がおよそ 6

れがないことにより効率が向上する．さらに，ブレードのル

mass添加され，酸化過程において内側(基材側)に TiO2，ート部とディスクの接合部の肉厚を薄くできるため，従来の外側(ガス側)に Al2O3 が生成する．緻密な Al2O3 酸化膜内で重量の 20 ～ 30 を軽くすることができる．このブリスクはは酸素の拡散が抑えられるために，Al2O3 は保護的な役割を

単一の材料から切削加工されるか，ブレードとディスクを溶持つが，Al が 6 mass程度では連続的な保護膜は形成しな接接合して形成される．エムティーユー・エアロエンジンズ

い．耐酸化性を向上するためには，保護的な役割を持たない社では Ti6246と Ti17のボア材に Ti64, Ti6242, Ti6246

TiO2 の成長を抑制するか， Al2O3 の成長を促進することがのブレード材を線形摩擦接合で接合したブリスクを発表して有効である，b 相の体積率が小さいニア a 合金では，a チタいる(11) ．また， A350XWB に搭載が決まっているロール

ま て り あ 第55巻 第 8 号(2016)
Materia Japanス・ロイス製 Trent XWB エンジンのコンプレッサーにおいてもブリスク技術が使われている．今後，航空機エンジンの材料は適材適所のマルチマテリアル化が進むと考えられる．

.

ま と

め

本稿では航空機に用いられるチタン合金に求められる特性や開発指針について述べるとともに，高温用チタン合金の機
械的性質と耐酸化性に影響する組織因子と添加元素の効果について言及した．これまでほとんど報告されていない Ge や
Ga 添加の効果についても紹介した．ニア a チタン合金は a

相の体積率を大きくし，固溶強化， a2 相とシリサイドの析出により強度向上が図られ，等軸 a 体積率を制御した Bi 
modal 組織のクリープ強度と疲労強度のバランスに優れた合金が開発されている．新合金の開発では組成や組織制御プロ
セス条件の探索，さらには複数の特性を改善し，信頼性評価を行うというクリアすべき項目が多い．また，原料，組成，製造プロセスが関与するコストの低減も合金開発において重要な要素であり，低コストチタン合金の開発も行われている．今後はブリスクや 3D プリンティング技術の向上とともに，航空機部材のマルチマテリアル化が進むと考えられる．
物質・材料研究機構では新材料の開発を行うとともに，様々な元素の材料特性に与える影響をデータベース化しており，今後，材料開発期間の短縮に貢献できることを期待している．

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北嶋具教
2005年 3 月 九州大学大学院工学府博士課程修了
2005月 4 月 物質・材料研究機構 研究員
2008年 7 月～現在 同 主任研究員(現職）2009年 8 月～2011年 3 月 英国ケンブリッジ大学 客員研究員(兼任）2013年 4 月～現在 九州大学大学院工学府 連係准教授(兼任）
専門分野チタン合金，耐熱材料，計算材料科学◎高温用 Ti 合金や Ni 基超合金の研究開発を行っているほか，組織・特性予測モデルの開発も行っている．

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北嶋具教

御手洗容子

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