JPH0417639A - 耐食性および耐摩耗性に優れたチタン合金 - Google Patents
耐食性および耐摩耗性に優れたチタン合金Info
- Publication number
- JPH0417639A JPH0417639A JP12088790A JP12088790A JPH0417639A JP H0417639 A JPH0417639 A JP H0417639A JP 12088790 A JP12088790 A JP 12088790A JP 12088790 A JP12088790 A JP 12088790A JP H0417639 A JPH0417639 A JP H0417639A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- titanium
- alloy
- phase
- resistance
- titanium alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、耐食性および耐摩耗性に優れ、特に腐食環
境下での摩耗（エロージョンコロ−ジョン）に対して高
い抵抗性をもつチタン合金に関する。
境下での摩耗（エロージョンコロ−ジョン）に対して高
い抵抗性をもつチタン合金に関する。
（従来の技術）
チタン合金は、比強度が高く、耐食性や耐熱性にも優れ
るところから、種々の機械部品材料として用途が拡大し
ている。しかし、チタン合金は耐摩耗性が十分でないた
め、乾式、湿式を問わず固形物を含む流体中では比較的
容易に摩耗する。
るところから、種々の機械部品材料として用途が拡大し
ている。しかし、チタン合金は耐摩耗性が十分でないた
め、乾式、湿式を問わず固形物を含む流体中では比較的
容易に摩耗する。
湿式環境下ではチタンは優れた耐食性を示す。
この性質はチタン表面に生成する安定な薄い酸化被膜に
よって維持されるのであるが、摩耗を伴う環境ではこの
酸化被膜が容易に破壊されてしまう。
よって維持されるのであるが、摩耗を伴う環境ではこの
酸化被膜が容易に破壊されてしまう。
そのため、通常はチタンの優れた耐食性が発揮される筈
のやや酸性（ｐＨ：１〜３程度）の環境でも、タービン
翼やインペラーの部材、化学薬品用撹拌機やスラリー処
理装置の部品などに使用するのが困難であった。このよ
うな部品には、これまでハステロイＣ（商品名）などの
Ｎｉ基合金が使用されてきたが、Ｎｉ基合金に較べて軽
量で比強度に優れるチタン合金は上記のような回転部材
用の材料としてははるかに有利である。即ち、もともと
耐食性に優れるチタン合金に耐摩耗性を付与すれば、エ
ロージョンが生しるような環境下でもチタン合金が使用
できることになり、その用途は一層拡大する。
のやや酸性（ｐＨ：１〜３程度）の環境でも、タービン
翼やインペラーの部材、化学薬品用撹拌機やスラリー処
理装置の部品などに使用するのが困難であった。このよ
うな部品には、これまでハステロイＣ（商品名）などの
Ｎｉ基合金が使用されてきたが、Ｎｉ基合金に較べて軽
量で比強度に優れるチタン合金は上記のような回転部材
用の材料としてははるかに有利である。即ち、もともと
耐食性に優れるチタン合金に耐摩耗性を付与すれば、エ
ロージョンが生しるような環境下でもチタン合金が使用
できることになり、その用途は一層拡大する。
チタン合金の耐摩耗性向上対策としては、加熱あるいは
イオンブレーティング等の方法で表面に窒化チタンを形
成させる方法、合金表面を高エネルギービーム照射によ
り溶融させその溶融池中にＴｉＮのような硬質材や固溶
強化材（酸素）を噴射して混合させる方法（特開昭６２
−５６５６１号公報）等が提案されている。しかし、い
ずれの方法でも実用に耐える耐摩耗性を付与することは
困難である。加熱法では処理温度が高温であるため製品
に変形が生し、イオンブレーティング法は処理コストが
高く、かつ製品寸法に制約があり、さらに窒化チタンの
厚膜を形成させるのは容易でないなどの問題点が多い。
イオンブレーティング等の方法で表面に窒化チタンを形
成させる方法、合金表面を高エネルギービーム照射によ
り溶融させその溶融池中にＴｉＮのような硬質材や固溶
強化材（酸素）を噴射して混合させる方法（特開昭６２
−５６５６１号公報）等が提案されている。しかし、い
ずれの方法でも実用に耐える耐摩耗性を付与することは
困難である。加熱法では処理温度が高温であるため製品
に変形が生し、イオンブレーティング法は処理コストが
高く、かつ製品寸法に制約があり、さらに窒化チタンの
厚膜を形成させるのは容易でないなどの問題点が多い。
一方、チタンの耐食性を改善するために、白金族元素を
利用することが知られている。例えば、ＪＩ３１１〜１
３種としてＰｄを０．１２〜０．２５％含むチタンがあ
り、特開昭６２−１０７０４１号公報、同６２−１４９
８３６号公報、同６４−２１０４０号公報などにも白金
族元素を含む高耐食性のチタン合金が提案されている。
利用することが知られている。例えば、ＪＩ３１１〜１
３種としてＰｄを０．１２〜０．２５％含むチタンがあ
り、特開昭６２−１０７０４１号公報、同６２−１４９
８３６号公報、同６４−２１０４０号公報などにも白金
族元素を含む高耐食性のチタン合金が提案されている。
しかし、これらはいずれも耐食性向上を主眼とするもの
であって、耐摩耗性は無くましてや腐食と摩耗が同時に
進行する環境での耐久性は乏しい。
であって、耐摩耗性は無くましてや腐食と摩耗が同時に
進行する環境での耐久性は乏しい。
本発明者らは、チタン合金に耐摩耗性を付与する新たな
方法を探究し、β相チタン素地に炭化チタンを分散させ
た合金を発明して先に特願昭６３−２８２４３５号とし
て特許出願を行った。この先願の耐摩耗性チタン合金の
発明は、β相チタンがα相チタンおよび（α＋β）相チ
タンに較べて耐摩耗性が高く、これに炭化チタン（また
は更に硬質セラミックスまたは／およびα相）を分散さ
せるとによって、その耐摩耗性が著しく向上するという
知見に基づいている。この先願発明の合金は、水ジェツ
トによるエロージョンや乾式摩耗環境では極めて優れた
耐久性を示す。
方法を探究し、β相チタン素地に炭化チタンを分散させ
た合金を発明して先に特願昭６３−２８２４３５号とし
て特許出願を行った。この先願の耐摩耗性チタン合金の
発明は、β相チタンがα相チタンおよび（α＋β）相チ
タンに較べて耐摩耗性が高く、これに炭化チタン（また
は更に硬質セラミックスまたは／およびα相）を分散さ
せるとによって、その耐摩耗性が著しく向上するという
知見に基づいている。この先願発明の合金は、水ジェツ
トによるエロージョンや乾式摩耗環境では極めて優れた
耐久性を示す。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は、上記の先願発明の耐摩耗性チタン合金を、さ
らに改良してエロージョンコロ−ジョンに対しても強い
抵抗力をもたせ、腐食性の強い環境下で摩耗を伴うよう
な部品の材料としても使用できるようにすることを目的
としてなされたものである。
らに改良してエロージョンコロ−ジョンに対しても強い
抵抗力をもたせ、腐食性の強い環境下で摩耗を伴うよう
な部品の材料としても使用できるようにすることを目的
としてなされたものである。
（課題を解決するための手段）
本発明の要旨は、
ｒ白金族元素の一種以上を単独または合計でｏ、ｏｏｓ
〜０．２５重量％含むβ相チタン素地に炭化チタンが分
散していることを特徴とする耐食性および耐摩耗性に優
れたチタン合金」にある。以下、本明細書において合金
成分に関する％は全で「重置％」を表すものとする。
〜０．２５重量％含むβ相チタン素地に炭化チタンが分
散していることを特徴とする耐食性および耐摩耗性に優
れたチタン合金」にある。以下、本明細書において合金
成分に関する％は全で「重置％」を表すものとする。
本発明の上記の合金は、各種の部材を構成する合金素材
全体であってもよく、また、部材の一部、例えばエロー
ジョンコロ−ジョンにさらされる表層部だけが上記の合
金であってもよい。
全体であってもよく、また、部材の一部、例えばエロー
ジョンコロ−ジョンにさらされる表層部だけが上記の合
金であってもよい。
β相チタン素地は、白金族元素の外さらにＮｉおよびの
Ｃｏ１種または２種を単独または合計で０．１〜５．０
％含有していてもよい。このβ相チタン素地には炭化チ
タンを分散させることが必須であるが、その外にさらに
α相または／および硬質セラミックスが分散していても
よい。硬質セラミックスとは、例えばＷ ｚ Ｃ、Ｎ
ｉ Ｃ、Ｔ ｉ Ｎの好ましくは粒径１５０μ−以下の
粒子である。
Ｃｏ１種または２種を単独または合計で０．１〜５．０
％含有していてもよい。このβ相チタン素地には炭化チ
タンを分散させることが必須であるが、その外にさらに
α相または／および硬質セラミックスが分散していても
よい。硬質セラミックスとは、例えばＷ ｚ Ｃ、Ｎ
ｉ Ｃ、Ｔ ｉ Ｎの好ましくは粒径１５０μ−以下の
粒子である。
（作用）
本発明合金の素地はβ相チタンである。β相チタンとは
、β相安定化元素であるＣｒ、 Ｍｏ、Ｎｉ、 Ｔａ、
■、Ｆｅ、 Ｍｎ等を多量に含有し、常温において体心
立方構造のチタンβ相を呈する素地である。β相チタン
の実用合金としては、Ｔｉ−３＾１−８ Ｖ −６Ｃｒ
−４Ｚｒ−４Ｍｏ、 Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｊ！−３３ｎ
−３Ｃｒ、 Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｊ！等がある
。前記のβ相安定化元素の中でも特に共析型β相安定化
元素であるＷやＣｒが有利である。
、β相安定化元素であるＣｒ、 Ｍｏ、Ｎｉ、 Ｔａ、
■、Ｆｅ、 Ｍｎ等を多量に含有し、常温において体心
立方構造のチタンβ相を呈する素地である。β相チタン
の実用合金としては、Ｔｉ−３＾１−８ Ｖ −６Ｃｒ
−４Ｚｒ−４Ｍｏ、 Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｊ！−３３ｎ
−３Ｃｒ、 Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｊ！等がある
。前記のβ相安定化元素の中でも特に共析型β相安定化
元素であるＷやＣｒが有利である。
従って、 （α十β）系チタン合金であるＴｉ−６Ａｊ
２−４Ｖに、例えば２５％のＷや１０％のＣｒを含有さ
せることによりβ相チタン素地の合金を得ることができ
る。また、α系である純チタンにＷ、Ｃｒを多量に含有
させてもβ相チタン素地が得られる。
２−４Ｖに、例えば２５％のＷや１０％のＣｒを含有さ
せることによりβ相チタン素地の合金を得ることができ
る。また、α系である純チタンにＷ、Ｃｒを多量に含有
させてもβ相チタン素地が得られる。
上記のβチタン素地には、白金族元素の１種以上が０．
００５〜０．２５％含有されていなければならない。白
金族元素の実用的なものはＰｄおよびＲｕであるが、Ｏ
ｓ、 Ｉｒ、 Ｐｔ、 Ｒｈも使用できる。これらの元
素はチタン合金の耐食性を向上させる効果をもつが、単
独または複合添加した場合の含有量が少なくとも０．０
０５％でなければその効果は明らかにならない。含有量
が多くなるほど耐食性は向上するが、０．２５％を超え
ると作用効果が飽和する傾向にあり、またこれらは極め
て高価な元素であるから、実用的には上限を０．２５％
までにとどめるべきである。
００５〜０．２５％含有されていなければならない。白
金族元素の実用的なものはＰｄおよびＲｕであるが、Ｏ
ｓ、 Ｉｒ、 Ｐｔ、 Ｒｈも使用できる。これらの元
素はチタン合金の耐食性を向上させる効果をもつが、単
独または複合添加した場合の含有量が少なくとも０．０
０５％でなければその効果は明らかにならない。含有量
が多くなるほど耐食性は向上するが、０．２５％を超え
ると作用効果が飽和する傾向にあり、またこれらは極め
て高価な元素であるから、実用的には上限を０．２５％
までにとどめるべきである。
素地には、Ｎｉまたは／およびＣＯを含有させることが
できる。これらの元素は、１種または２種合計で０．１
％以上含有された場合に、白金族元素と同様に合金の水
素過電圧を小さくして耐食性を改善する作用をもつ。こ
の作用は、前記の白金族元素との共存下で一層顕著に現
れる。ただし、その含有量が５．０％を超えると合金の
加工性の劣化が大きくなるから、含有量の上限は５．０
％とするのがよい。
できる。これらの元素は、１種または２種合計で０．１
％以上含有された場合に、白金族元素と同様に合金の水
素過電圧を小さくして耐食性を改善する作用をもつ。こ
の作用は、前記の白金族元素との共存下で一層顕著に現
れる。ただし、その含有量が５．０％を超えると合金の
加工性の劣化が大きくなるから、含有量の上限は５．０
％とするのがよい。
上記の素地には炭化チタンの粒子をできるだけ均一に分
散させなければならない。この場合の分散する炭化チタ
ンは、凝固時にできる晶出ＴｉＣと固相中で析出するＴ
ｉＣである。かかるＴｉＣを分散させるための方法とし
ては、■前述したようなβ相チタン合金となる原料成分
中に０．２〜５．０％の炭素（この炭素は炭化物の形で
添加してもよい）を含有させて溶解し、凝固させ、チタ
ン炭化物を分散させる方法、■ββ相チタン合金なる原
料を黒鉛ルツボを使用して溶解しルツボからＣを供給し
てＴｉＣを生成させる方法、■チタン合金表面に溶融分
解してβ相を形成する炭化物（例えばＷ２Ｃ１Ｃｒ３Ｃ
ｚ）の粉末を添加した混合粉末をチタン合金表面に溶射
する方法、がある。■の方法では、原料中のＣ含有量が
０．２％以上でないとＣがβ相チタン中に固溶してしま
って炭化物として分散しない。一方、Ｃの含有量が５，
０％を超えると合金の凝固中に割れが発生したり、熱間
加工性および靭性が劣化する。なお、合金中にＣを含有
させる手段トシテ、溶解の際にＷ、Ｃ，ｃｒ、ｃｚ、Ｎ
ｂＣのようにＴｉＣよりも炭化物としての安定性に乏し
い炭化物を添加すれば、これらの炭化物が分解してＴｉ
Ｃが生成し、同時に分離したＷ、 Ｃｒ、 Ｎｂなどが
素地の合金成分となってβ相を安定化するという効果が
ある。
散させなければならない。この場合の分散する炭化チタ
ンは、凝固時にできる晶出ＴｉＣと固相中で析出するＴ
ｉＣである。かかるＴｉＣを分散させるための方法とし
ては、■前述したようなβ相チタン合金となる原料成分
中に０．２〜５．０％の炭素（この炭素は炭化物の形で
添加してもよい）を含有させて溶解し、凝固させ、チタ
ン炭化物を分散させる方法、■ββ相チタン合金なる原
料を黒鉛ルツボを使用して溶解しルツボからＣを供給し
てＴｉＣを生成させる方法、■チタン合金表面に溶融分
解してβ相を形成する炭化物（例えばＷ２Ｃ１Ｃｒ３Ｃ
ｚ）の粉末を添加した混合粉末をチタン合金表面に溶射
する方法、がある。■の方法では、原料中のＣ含有量が
０．２％以上でないとＣがβ相チタン中に固溶してしま
って炭化物として分散しない。一方、Ｃの含有量が５，
０％を超えると合金の凝固中に割れが発生したり、熱間
加工性および靭性が劣化する。なお、合金中にＣを含有
させる手段トシテ、溶解の際にＷ、Ｃ，ｃｒ、ｃｚ、Ｎ
ｂＣのようにＴｉＣよりも炭化物としての安定性に乏し
い炭化物を添加すれば、これらの炭化物が分解してＴｉ
Ｃが生成し、同時に分離したＷ、 Ｃｒ、 Ｎｂなどが
素地の合金成分となってβ相を安定化するという効果が
ある。
第１図は、本発明のＴｉ合金のミクロ組織を模式的に示
した図である。（ａ）はβ相チタン素地に炭化チタン（
Ｔｉｃ）だけが分散したもの、（ｂ）はＴｉＣの外にα
相が分散したもの、（Ｃ）はＴｉＣと硬質セラミックス
が分散したもの、そして（ｄ）はＴｉＣ，α相および硬
質セラミックスが分散したものである。
した図である。（ａ）はβ相チタン素地に炭化チタン（
Ｔｉｃ）だけが分散したもの、（ｂ）はＴｉＣの外にα
相が分散したもの、（Ｃ）はＴｉＣと硬質セラミックス
が分散したもの、そして（ｄ）はＴｉＣ，α相および硬
質セラミックスが分散したものである。
（ａ）の合金は、前記の製法で製造することができ、こ
の場合炭化チタン晶出物は楕円形、球形、またはこれら
が網目状に連なった形状になっている。
の場合炭化チタン晶出物は楕円形、球形、またはこれら
が網目状に連なった形状になっている。
その大きさは、組織の均一性、耐摩耗性の均一性を保つ
ために０．５〜２５μｍ程度の微粒子であるのが望まし
い。炭化チタンの分散量は余りに過剰になると合金の延
性を損なうから、３０体積％以下にとどめるのがよい。
ために０．５〜２５μｍ程度の微粒子であるのが望まし
い。炭化チタンの分散量は余りに過剰になると合金の延
性を損なうから、３０体積％以下にとどめるのがよい。
（ｂ）および（ｄ）のようにα相を分散させるには、（
ａｌのようにβチタン素地に炭化チタンが分散した合金
を３５０〜５５０°Ｃで時効処理すればよい。この処理
によって０．０５〜０．１ μｍ程度の微細なα相が析
出して時効硬化し、合金の耐摩耗性が一段と向上する。
ａｌのようにβチタン素地に炭化チタンが分散した合金
を３５０〜５５０°Ｃで時効処理すればよい。この処理
によって０．０５〜０．１ μｍ程度の微細なα相が析
出して時効硬化し、合金の耐摩耗性が一段と向上する。
なお、時効処理の温度は、３５０°Ｃより低いと処理に
長時間を要し、時効硬化も十分でない。
長時間を要し、時効硬化も十分でない。
５５０°Ｃを超える温度では過時効となって硬度が低下
するおそれがある。なお、α相の分散量は２０体積％以
下とするのがよい。
するおそれがある。なお、α相の分散量は２０体積％以
下とするのがよい。
（Ｃ１および（ｄ）のように硬質セラミックスが分散し
た合金は、前述のように０．２〜５．０％のＣを含有す
るβ相チタンを溶解し、その中に硬質セラミックス粉を
投入し攪拌して凝固させることによって得られる。この
場合、部材の表層部だけを溶融させ、ここにセラミック
ス粉をいれて、必要な表層部だけを（Ｃ１または（ｄ）
の組織とすることもできる。
た合金は、前述のように０．２〜５．０％のＣを含有す
るβ相チタンを溶解し、その中に硬質セラミックス粉を
投入し攪拌して凝固させることによって得られる。この
場合、部材の表層部だけを溶融させ、ここにセラミック
ス粉をいれて、必要な表層部だけを（Ｃ１または（ｄ）
の組織とすることもできる。
硬質セラミックスとしては、前記のＷ ２ Ｃ、Ｎｒ
Ｃ１ＴｉＮのほか、Ｗ Ｃ、Ｃｒ＋ Ｃｚ、ＮｂＣ，Ｓ
ｉＣ，ＴｉＮ、Ａｌｚｏ３などの１５０μｍ以下の微粒
粉末が好ましい。
Ｃ１ＴｉＮのほか、Ｗ Ｃ、Ｃｒ＋ Ｃｚ、ＮｂＣ，Ｓ
ｉＣ，ＴｉＮ、Ａｌｚｏ３などの１５０μｍ以下の微粒
粉末が好ましい。
１５０μｍより粗粒であると合金の使用中にセラミック
ス粒子が表面から剥離、脱落しやすく耐摩耗性向上の効
果が小さくなる。硬質セラミックスの分散量も、過剰に
なると合金の延性を損なうから、２０体積％までとすべ
きである。
ス粒子が表面から剥離、脱落しやすく耐摩耗性向上の効
果が小さくなる。硬質セラミックスの分散量も、過剰に
なると合金の延性を損なうから、２０体積％までとすべ
きである。
（ｄ）の合金は、上記のようにして硬質セラミックスを
分散させた合金を製造した後、３５０〜５５０°Ｃでの
時効処理によって微細なα相を析出させて製造する。
分散させた合金を製造した後、３５０〜５５０°Ｃでの
時効処理によって微細なα相を析出させて製造する。
本発明の合金は、白金族元素、あるいは更にＮｉ、Ｃｏ
を含有することによってきわめて優れた耐食性をもつと
同時に、β相素地に１０００ Ｈｖ以上の硬度をもつ炭
化チタン、或いは更に硬質セラミ・ンクスや微細α相の
粒子が分散しているために、耐摩耗性も高い。従って、
腐食と摩耗が同時に進行するような使用環境でも十分な
耐久性を発揮する。
を含有することによってきわめて優れた耐食性をもつと
同時に、β相素地に１０００ Ｈｖ以上の硬度をもつ炭
化チタン、或いは更に硬質セラミ・ンクスや微細α相の
粒子が分散しているために、耐摩耗性も高い。従って、
腐食と摩耗が同時に進行するような使用環境でも十分な
耐久性を発揮する。
本発明合金は、含有成分を調整することにより比重を５
以下に保つことが可能で、軽量で比強度が高いというチ
タン合金本来の性質を維持できる。
以下に保つことが可能で、軽量で比強度が高いというチ
タン合金本来の性質を維持できる。
また、１０００°Ｃ程度の加熱で容易に熱間加工を行う
ことができるから各種の部品に成形することが容易であ
る。
ことができるから各種の部品に成形することが容易であ
る。
部品の所定部分だけを本発明合金で構成する場合は、前
記のように溶射などの手段で部品表層部に本発明合金を
形成させればよい。また、本発明の合金を他のチタン合
金部品の表面にＴＩＧ溶接で接合して使用することもで
きる。
記のように溶射などの手段で部品表層部に本発明合金を
形成させればよい。また、本発明の合金を他のチタン合
金部品の表面にＴＩＧ溶接で接合して使用することもで
きる。
（実施例）
第１表に示す組成の合金をボタン溶解で溶製し、２０
Ｘ ５０ Ｘ １００ （ＩＩｌｍ）のインゴットとし
た。使用した原料は、スポンジチタン、スポンジジルコ
ニウム、電解錫、ｌ−Ｖ母合金、Ａｆｆｉ−Ｍｏ母合金
、純＾ｌ、およびＰｄ、 Ｒｕ、 Ｎｉ、 Ｃｏの純金
属、ならびにＷ２Ｃ１Ｃｒ３Ｃ２、ＮｂＣ，ＴｉＮの各
粉末（粒度８０〜１５０μｍ）である。
Ｘ ５０ Ｘ １００ （ＩＩｌｍ）のインゴットとし
た。使用した原料は、スポンジチタン、スポンジジルコ
ニウム、電解錫、ｌ−Ｖ母合金、Ａｆｆｉ−Ｍｏ母合金
、純＾ｌ、およびＰｄ、 Ｒｕ、 Ｎｉ、 Ｃｏの純金
属、ならびにＷ２Ｃ１Ｃｒ３Ｃ２、ＮｂＣ，ＴｉＮの各
粉末（粒度８０〜１５０μｍ）である。
上記のインゴットを１０５０°Ｃに加熱してから３パス
の熱間圧延を行って１０１厚の仮にした。このとき割れ
等の欠陥発生状況を調査した。
の熱間圧延を行って１０１厚の仮にした。このとき割れ
等の欠陥発生状況を調査した。
第１表に比較例として示す合金Ｎｏ、 １３〜１８は白
金族元素を含まないもの、従来例として示すＮｏ、 １
９．２０は既存のβ型チタン合金である。なお、本発明
合金のうち、Ｎｏ、 ６．７．８．１１．１２と、比較
例のＮα１６〜１８は熱間加工後ニ４５０〜５００°ｃ
×４〜２０時間の時効処理を行ってα相を析出させてい
る。
金族元素を含まないもの、従来例として示すＮｏ、 １
９．２０は既存のβ型チタン合金である。なお、本発明
合金のうち、Ｎｏ、 ６．７．８．１１．１２と、比較
例のＮα１６〜１８は熱間加工後ニ４５０〜５００°ｃ
×４〜２０時間の時効処理を行ってα相を析出させてい
る。
こうして得られた試料の常温での硬度（Ｈｖ）を測定し
、さらに直径１０ＩＩｌｆｆｌ、長さ４０ｍｍの摺動摩
耗試験片、１０Ｘ１０Ｘ１５ （ｍｍ）のエロージヨン
性試験片および１０ Ｘ ２０ Ｘ ２０ （ＩＩｌｍ
）の塩酸腐食試験片を採取しそれぞれの試験に供した。
、さらに直径１０ＩＩｌｆｆｌ、長さ４０ｍｍの摺動摩
耗試験片、１０Ｘ１０Ｘ１５ （ｍｍ）のエロージヨン
性試験片および１０ Ｘ ２０ Ｘ ２０ （ＩＩｌｍ
）の塩酸腐食試験片を採取しそれぞれの試験に供した。
また、Ｘ線解析用試験片も採取してデイフラクトメータ
ーによって相の同定を行った。
ーによって相の同定を行った。
摩耗試験は、第２図に示すピンオンディスフカ弐で行っ
た。試験条件は下記のとおりであ・５゜試験片の押圧何
重：２ｋｇ 試験片と相手材（ディスク）との摺ｔｉ」速度：６２．
８ｍ／ｍｉｎ 摺動距離：２．５ ＸＩＯ’ ｍ 相手材（ディスク） ： ６０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張
力鋼摩擦面の潤滑：なし 耐摩耗性の評価は試験片の重量減少量で行った。
た。試験条件は下記のとおりであ・５゜試験片の押圧何
重：２ｋｇ 試験片と相手材（ディスク）との摺ｔｉ」速度：６２．
８ｍ／ｍｉｎ 摺動距離：２．５ ＸＩＯ’ ｍ 相手材（ディスク） ： ６０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張
力鋼摩擦面の潤滑：なし 耐摩耗性の評価は試験片の重量減少量で行った。
エロージョン試験は、第３図に示すジェット方式で実施
した。試験片はパフ研磨で鏡面仕上とし、次の条件で試
験した。
した。試験片はパフ研磨で鏡面仕上とし、次の条件で試
験した。
水噴射ノズル径： １．２ ｍｍ
噴射水流速： ３７０ Ｉｌ／ｓｅｃ
ノズル−試験片間距離； ６５１
噴射角度：９０゜
噴射時間： ６００ ｓｅｃ
耐エロージヨン性の評価は、試験片に生した痕跡の深さ
を測定して行った。
を測定して行った。
塩酸腐食試験は、５重量％Ｈｉ沸Ｖ、溶液中に２０ｈｒ
浸漬して腐食減量を測定し、ｍｍ７年に換算（８゜て耐
食性を評価した。
浸漬して腐食減量を測定し、ｍｍ７年に換算（８゜て耐
食性を評価した。
以上の試験結果を第２表にまとめて示す。
第２表に明らかなように、本発明合金は耐摺動摩耗性、
耐エロージヨン性および耐塩ｍｓ食性の全てにおいて優
れている。比較例の合金は炭化チタン（或いは更にα相
、ＴｉＮ）を含むことによって耐摺動摩耗性および耐エ
ロージヨン性には優れるが、耐塩酸腐食性が劣る。従っ
て、エロージョンコロ−ジョンが発生する環境での使用
には耐えられない。従来の実用合金はいずれの性質にお
いても本発明合金よりはるかに劣る。なお、本発明合金
は、熱間加工性においても従来のチタン合金と同等であ
る。
耐エロージヨン性および耐塩ｍｓ食性の全てにおいて優
れている。比較例の合金は炭化チタン（或いは更にα相
、ＴｉＮ）を含むことによって耐摺動摩耗性および耐エ
ロージヨン性には優れるが、耐塩酸腐食性が劣る。従っ
て、エロージョンコロ−ジョンが発生する環境での使用
には耐えられない。従来の実用合金はいずれの性質にお
いても本発明合金よりはるかに劣る。なお、本発明合金
は、熱間加工性においても従来のチタン合金と同等であ
る。
第３表は、白金族元素とＮｉ、 Ｃｏの適正含有量を調
べるために行った試験結果の一部である。
べるために行った試験結果の一部である。
ベースは第１表のＮｏ、 ２と同じ６ＡＩＶ、−４Ｖ合
金とし、Ｒｕ、 Ｐｄ、 ＮｉおよびＣｏの含有量を変
えた以外は、Ｎｃｈ２と同し条件で試験片を作製した。
金とし、Ｒｕ、 Ｐｄ、 ＮｉおよびＣｏの含有量を変
えた以外は、Ｎｃｈ２と同し条件で試験片を作製した。
第３表から、Ｒｕ、 ＰｄおよびＮｉ、 Ｃｏの含有量
が少なすぎるものは耐食性（耐塩酸腐食性）に劣ること
が明らかである。一方、Ｒｕ、 Ｐｄを多量に添加した
ものは耐食性は優れるが、第２表のＮα２に較べれば耐
食性の向上は飽和しているがわかる。即ち、白金族元素
の過剰な添加は材事）価格を上げるだけで好ましくない
。ＣｏおよびＮｉを過剰に含有する合金は熱間加工性が
悪く、これらの添加も適正範囲内に抑える必要がある。
が少なすぎるものは耐食性（耐塩酸腐食性）に劣ること
が明らかである。一方、Ｒｕ、 Ｐｄを多量に添加した
ものは耐食性は優れるが、第２表のＮα２に較べれば耐
食性の向上は飽和しているがわかる。即ち、白金族元素
の過剰な添加は材事）価格を上げるだけで好ましくない
。ＣｏおよびＮｉを過剰に含有する合金は熱間加工性が
悪く、これらの添加も適正範囲内に抑える必要がある。
（以下、余白）
（発明の効果）
実施例にも示したとおり、本発明のチタン合金は優れた
耐食性とともにきわめて良好な耐摩耗性を有している。
耐食性とともにきわめて良好な耐摩耗性を有している。
従って、本発明合金は乾いた環境での使用は勿論、湿っ
た腐食性の環境下で摩耗を伴うような条件でも十分に使
用できる。この合金の用途としては、前述のタービン翼
、化学装置のインペラーやパルプ部材等のほか、自動車
の動弁、あるいは更に人工骨（関節）などにも使用する
ことができる。
た腐食性の環境下で摩耗を伴うような条件でも十分に使
用できる。この合金の用途としては、前述のタービン翼
、化学装置のインペラーやパルプ部材等のほか、自動車
の動弁、あるいは更に人工骨（関節）などにも使用する
ことができる。
第１図は、本発明合金のミクロ組織を模式的に示す図で
ある。 第２図は、摺動摩耗試験の試験方法を説明する図である
。 第３図は、エロージョン試験の試験方法を説明する図で
ある。
ある。 第２図は、摺動摩耗試験の試験方法を説明する図である
。 第３図は、エロージョン試験の試験方法を説明する図で
ある。
Claims (5)
- （１）白金族元素の一種以上を単独または合計で０．０
０５〜０．２５重量％含むβ相チタン素地に炭化チタン
が分散していることを特徴とする耐食性および耐摩耗性
に優れたチタン合金。 - （２）β相チタン素地が、白金族元素の外さらにＮｉお
よびＣｏ１種または２種を単独または合計で０．１〜５
．０重量％含有することを特徴とする請求項（１）のチ
タン合金。 - （３）β相チタン素地に炭化チタンの外にさらにα相が
分散していることを特徴とする請求項（１）または（２
）のチタン合金。 - （４）β相チタン素地に炭化チタンの外にさらに硬質セ
ラミックスが分散していることを特徴とする請求項（１
）または（２）のチタン合金。 - （５）β相チタン素地に炭化チタンの外にさらにα相お
よび硬質セラミックスが分散していることを特徴とする
請求項（１）または（２）のチタン合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12088790A JP2626163B2 (ja) | 1990-05-10 | 1990-05-10 | 耐食性および耐摩耗性に優れたチタン合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12088790A JP2626163B2 (ja) | 1990-05-10 | 1990-05-10 | 耐食性および耐摩耗性に優れたチタン合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0417639A true JPH0417639A (ja) | 1992-01-22 |
| JP2626163B2 JP2626163B2 (ja) | 1997-07-02 |
Family
ID=14797438
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12088790A Expired - Lifetime JP2626163B2 (ja) | 1990-05-10 | 1990-05-10 | 耐食性および耐摩耗性に優れたチタン合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2626163B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11502260A (ja) * | 1995-03-03 | 1999-02-23 | ケンナメタル インコーポレイテッド | 耐蝕性サーメット摩耗部品 |
| US8144440B2 (en) | 2005-08-26 | 2012-03-27 | Panasonic Corporation | Electric appliance and heating cooking device |
| JP2017517633A (ja) * | 2014-04-28 | 2017-06-29 | アールティーアイ・インターナショナル・メタルズ，インコーポレイテッド | チタン合金、それから製造される部品および使用方法 |
-
1990
- 1990-05-10 JP JP12088790A patent/JP2626163B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11502260A (ja) * | 1995-03-03 | 1999-02-23 | ケンナメタル インコーポレイテッド | 耐蝕性サーメット摩耗部品 |
| US8144440B2 (en) | 2005-08-26 | 2012-03-27 | Panasonic Corporation | Electric appliance and heating cooking device |
| JP2017517633A (ja) * | 2014-04-28 | 2017-06-29 | アールティーアイ・インターナショナル・メタルズ，インコーポレイテッド | チタン合金、それから製造される部品および使用方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2626163B2 (ja) | 1997-07-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Chen et al. | Microstructure and tribological properties of laser-cladded TiCx/TiAl composite coatings on TC4 alloy | |
| Zhao et al. | Synergistic effects of Mo and in-situ TiC on the microstructure and wear resistance of AlCoCrFeNi high entropy alloy fabricated by laser cladding | |
| Chen et al. | An overview of additively manufactured metal matrix composites: preparation, performance, and challenge | |
| Raji et al. | Characteristic effects of alloying elements on β solidifying titanium aluminides: A review | |
| US5141574A (en) | Process of forming dispersions in titanium alloys by melting and precipitation | |
| KR100204201B1 (ko) | 열 분무법에 사용하기 위한 분말 | |
| Takada et al. | Microstructure and corrosion behavior of binary titanium alloys with beta-stabilizing elements | |
| Kumaraswamy et al. | Influence of Mechanical &tribological BehaviourOf Al 2024 MMC Fabricated by Stir Casting Technique-A Review | |
| Shasha et al. | Microstructure and wear resistance of laser clad cobalt-based composite coating on TA15 surface | |
| JP5478730B2 (ja) | アルミ−ケイ素−亜鉛−希土−マグネシウム−鉄−銅−マンガン−クロム−ジルコニウム含有の熱溶融めっき合金及びその製造方法 | |
| Adetunla et al. | Mechanical characterization of Al/Ti-6Al-4V surface composite fabricated via FSP: a comparison of tool geometry and number of passes | |
| JP6425275B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金 | |
| Wang et al. | The effects of ceria on the mechanical properties and thermal shock resistance of thermal sprayed NiAl intermetallic coatings | |
| JP2001503105A (ja) | 被覆粉末及びその製造方法 | |
| Shankar et al. | Hot corrosion behavior of nanostructured and conventional HVOF Cr3C2NiCrBSi coatings on superalloy | |
| Kusumoto et al. | High-temperature erosive wear characteristics and bonding requirements of hard carbides cast-in insertion multi-component white cast iron | |
| Lisovskii | Cemented carbides alloyed with ruthenium, osmium, and rhenium | |
| JPH0417639A (ja) | 耐食性および耐摩耗性に優れたチタン合金 | |
| JP2005213605A (ja) | 複合材料、溶射皮膜被覆部材およびその部材の製造方法 | |
| JPH0762196B2 (ja) | 高耐摩耗チタン合金材 | |
| Lupi et al. | Microstructure and tensile properties of TIB2-reinforced Al-2618 thin walls produced by laser powder bed fusion | |
| Yu et al. | The erosion–corrosion behavior of some Fe3Al-based alloys at high temperatures | |
| CN1929991B (zh) | 耐磨材料 | |
| CN115928062B (zh) | 一种应用于高温磨损环境的改性钴基等离子熔覆涂层的制备方法 | |
| JP2800074B2 (ja) | 耐食・耐摩耗性コバルト基合金 |