JPH0463239A - 高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法 - Google Patents
高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法Info
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- JPH0463239A JPH0463239A JP17596390A JP17596390A JPH0463239A JP H0463239 A JPH0463239 A JP H0463239A JP 17596390 A JP17596390 A JP 17596390A JP 17596390 A JP17596390 A JP 17596390A JP H0463239 A JPH0463239 A JP H0463239A
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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
（産業上の利用分野）
本発明は、高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法
に係わり、例えば、航空機エンジン用ファンディスク、
タービンブレード、産業用ガスタービン、自動車用コネ
クティングロッド等の高強度、高靭性でかつ軽量である
ことが要求されるＴｉ合金製部材の素材として好適に利
用される高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法に
関するものである。 （従来の技術） Ｔｉ合金は軽量でかつ高強度が得られる（高比強度であ
る）ので、従来より多くの合金が開発され、そして実用
に供されている。 このようなＴｉ合金には、α＋β型のＴｉ−６％Ａｎ−
４％Ｖ合金や、ｎｅａｒ β型ｃ７）Ｔｉ −１７（
Ｔｉ−５％ＡＪＩ−２％５ｎ−２％Ｚｒ−４％Ｃｒ−４
％Ｍ ｏ ）合金、Ｔｉ−１０％Ｖ−２％Ｆｅ−３％Ａ
旦合金等がある。 これらのＴｉ合金は、α強化元素であるＡ！；Ｌ（Ｓｎ
、Ｚｒ）とβ強化元素であるＭ ｏ 、 Ｃｒ 。 Ｖ、Ｆｅ等を適量組み合わせたものである。 （発明が解決しようとする課題） 上記した従来のＴｉ合金は、Ｎｉを多量に含む耐熱鋼や
耐熱合金などと比べるとかなり軽量であり、それなりの
強度および耐熱性を有しているが、上述したように、自
動車や航空機のエンジン、産業用ガスタービン等におい
ては、高性能化の要求が高まる一方であり、このような
要求に対応できるようにさらに高強度高靭性化したＴｉ
合金の開発が望まれているという課題があった。 （発明の目的） 本発明は、このような従来の課題にかんがみてなされた
もので、従来の高比強度のＴｉ合金において、その強度
および靭性をさらに向上させることができるようにする
ことを目的としている。
に係わり、例えば、航空機エンジン用ファンディスク、
タービンブレード、産業用ガスタービン、自動車用コネ
クティングロッド等の高強度、高靭性でかつ軽量である
ことが要求されるＴｉ合金製部材の素材として好適に利
用される高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法に
関するものである。 （従来の技術） Ｔｉ合金は軽量でかつ高強度が得られる（高比強度であ
る）ので、従来より多くの合金が開発され、そして実用
に供されている。 このようなＴｉ合金には、α＋β型のＴｉ−６％Ａｎ−
４％Ｖ合金や、ｎｅａｒ β型ｃ７）Ｔｉ −１７（
Ｔｉ−５％ＡＪＩ−２％５ｎ−２％Ｚｒ−４％Ｃｒ−４
％Ｍ ｏ ）合金、Ｔｉ−１０％Ｖ−２％Ｆｅ−３％Ａ
旦合金等がある。 これらのＴｉ合金は、α強化元素であるＡ！；Ｌ（Ｓｎ
、Ｚｒ）とβ強化元素であるＭ ｏ 、 Ｃｒ 。 Ｖ、Ｆｅ等を適量組み合わせたものである。 （発明が解決しようとする課題） 上記した従来のＴｉ合金は、Ｎｉを多量に含む耐熱鋼や
耐熱合金などと比べるとかなり軽量であり、それなりの
強度および耐熱性を有しているが、上述したように、自
動車や航空機のエンジン、産業用ガスタービン等におい
ては、高性能化の要求が高まる一方であり、このような
要求に対応できるようにさらに高強度高靭性化したＴｉ
合金の開発が望まれているという課題があった。 （発明の目的） 本発明は、このような従来の課題にかんがみてなされた
もので、従来の高比強度のＴｉ合金において、その強度
および靭性をさらに向上させることができるようにする
ことを目的としている。
（課題を解決するための手段）
本発明に係わ高強度高靭性Ｔｉ合金は、α強化元素であ
るＡ文、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａのうちから選ばれる１種また
は２種以上の元素と、β強化元素であるＭｏ、Ｖ、Ｎｂ
、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ。 Ｃｏ 、Ｎｉ 、Ｃｕのうちから選ばれる１種または２
種以上の元素と、０．５〜３０重量％のＭｎを含み、残
部Ｔｉおよび不純物よりなる構成としたことを特徴とし
ており、実施態様においては、Ａ文、Ｓｎ、Ｚｒ含有量
が、 １重量％≦ＡｆＬ＋ （Ｓ ｎ／３）＋ （Ｚ ｒ／６
）５１０重量％ Ｍ ｏ 、 Ｖ 、 Ｎ ｂ 、 Ｔ ａ 、 Ｃｒ
、 Ｗ 、 Ｍ ｎ 、 Ｆ ｅ 。 Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ含有量が、 ５重量％≦Ｍ ｏ ＋ （Ｖ／ １ 、５）＋（Ｎｂ／
３．６）＋ （Ｔａ／４．５）＋ （Ｃｒｌｏ 、６４
）＋ （Ｗ／２．６）＋ （Ｍｎ１０．６４）＋ （Ｆ
ｅ１０．３５）＋ （Ｃｏ１０．７）＋ （Ｎｉ１０．
９）＋（Ｃｕ／１．３）≦３０重量％ の関係を満足する構成としたことを特徴としており、上
記した高強度高靭性Ｔｉ合金の構成を前述した従来の課
題を解決するための手段としている。 また、本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金の熱処理方
法は、前記Ｔｉ合金を６５０〜１２００℃で熱間加工し
た後、３５０〜６５０℃で直接時効処理する構成とした
ことを特徴としておりまた、そのほか、前記Ｔｉ合金を
６５０〜１２００℃で熱間加工した後、６５０〜９５０
℃で溶体化処理を施し、３５０〜６５０℃で時効処理す
る構成としたことを特徴としており、上記した高強度高
靭性Ｔｉ合金の熱処理方法の構成を前述した従来の課題
を解決するための手段としている。 次に、本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金の化学成分
限定理由について説明する。 Ａｌｌ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａはα相に固溶してこれを強化
するのに有効な元素群である。 これらのうち、Ａｎ含有量が多すぎるとＴｉ２Ａｌ化合
物が生成して延性を低下させるようになるため、１０％
以下とすることが望ましく、必要に応じて８％以下とす
るのがよい、また、Ｓｎ含有量が多すぎるとＴｉ３Ｓｎ
化合物が生成して延性を低下させるようになるため、１
５％以下とすることが望ましく、さらにＺｒ含有量が多
すぎるとβ相の量が増大してクリープ特性を低下させる
ようになるため、１５％以下とすることが望ましい。さ
らにまた、Ｇａはα相を固溶強化すると共に、Ｔｉ合金
の耐熱性を改善するのに有効な元素であるので、このよ
うな効果を得るために０．０１％以上含有させることも
必要に応じて望ましいが、Ｇａ含有量が多すぎるとＴｉ
３Ｇａ化合物が生成して延性を低下させるようになるた
め、１５％以下とすることが望ましい。 そして、Ａｎ当量として表わされるＡＭ＋（Ｓ ｎ／３
）＋ （Ｚ ｒ／６）の値が１重量％よりも少ないと、
α相の強化が図れなくなる傾向となるので、１重量％以
上とすることがとくに望ましい、しかし、Ａｎ当量で１
０重量％を超えると化合物が生成するようになって靭延
性が低下する傾向となるので、１０重量％以下とするこ
とがとくに望ましい。 ＭｎはＴｉ合金の強度および靭性を改善するのに有効な
元素であるので、これを必須元素として含有させるのが
よいが、０．５重量％未満では強靭化の効果が少なくな
るので、０．５重量％以上とする必要がある。しかし、
３０重量％を超えて含有させるとβ相の安定度が高くな
りすぎてα相の時効析出までに長時間を必要とするよう
になるので、３０重量％以下とする必要がある。 Ｍ ｏ 、 Ｖ 、 Ｎ ｂ 、 Ｔ ａ 、 Ｃｒ
、 Ｗ 、 Ｆ ｅ 。 Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕはβ相に固溶してこれを強化し、熱処
理性を改善するのに有効であって、短時間強度の改善に
有効な元素群であるので、必要に応じてこれらの１種ま
たは２種以上を添加することも望ましいが、あまり多く
含有させてもβ相の固溶強化にはさほど寄与しなくなる
ので、３０重量％以下とすることが望ましい。 この場合、Ｍｏ＋（Ｖ／１．５） ＋ （Ｎｂ／３．６）＋ （Ｔａ／４．５）＋ （Ｃｒ
ｌｏ 、６４）＋ （Ｗ／２．６）＋ （Ｍｎ１０．６
４）＋ （Ｆｅ１０．３５）＋ （Ｃｏ１０．７）＋
（Ｎｉ１０．９）＋（Ｃｕ／１．３）で表わされるＭＯ
当量での関係においてこの値が５重量％よりも少ないと
β相の強化が図れなくなる傾向となるので、５重量％以
上とすることがとくに望ましい。しかし、ＭＯ当量で３
０重量％を超えるとβ相の安定度が高くなりすぎてα相
の時効析出までに長時間を必要とするようになるので、
３０重量％以下とすることがとくに望ましい、なお、上
記各元素のうちＭ ｏ 、 Ｎ ｂ 、 Ｔ ａはＴｉ
中での拡散速度が遅く、とりわけクリープ特性の改善に
有効であり、また、耐酸化性を改善する効果も大きい。 そのほか、Ｃ，Ｓｉ 、Ｓ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素の
うちの１種または２種以上）はＴｉ合金中の不純物と介
在物ないしは化合物を形成して、クリープ強度を改善す
るのに有効な元素群であるので、必要に応じてこれらの
１種または２種以上を添加することも可能であるが、含
有量が多すぎると製造性を劣化させ、また延性も低下さ
せるようになるため、添加するとしてもこれらの１種ま
たは２種以上の合計で１重量％以下とすることが望まし
い。 Ｔｉ：残部 Ｔｉは軽量でかつ耐熱性、耐食性に優れ、高比強度が得
られるので残部とした。 本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金は、上記した化学
成分よりなるものであり、これを熱処理する際には、前
記Ｔｉ合金を６５０〜１２００℃で熱間鍛伸あるいは熱
間圧延等の熱間加工を行った後、３５０〜６５０℃で直
接時効処理するようになすことが望ましい。 この場合、熱間加工温度が６５０℃よりも低いとＴｉ合
金の変態能が低下し、変形抵抗も増大するため、加工が
困難となり、１２００℃よりも高いと高温加工のため回
復再結晶現象が起こるようになり、加工ひずみが残留し
にくくなるため直接時効材ではその効果がうすれてしま
い、また、結品粒の粗大化が生じると時効処理後の延性
が低下するので、熱間加工温度は６５０〜１２００℃の
範囲とするのがよい。 また、熱間加工に統〈直接時効処理は、Ｔ１合金の高強
度化に有効であるほか、析出α相が均質に分散しやすく
、靭性改善にも有効であることを見いだした。一般にｎ
ｅａｒ β型Ｔｉ合金あるいはβ型Ｔｉ合金のα相の
析出反応は、３５０〜６５０℃の温度域で活発であり、
このような温度範囲内での処理が実用的であって短時間
時効が可能となり、この直接時効処理において、その温
度が３５０℃よりも低いと時効硬化に時間がかかるよう
になるので好ましくなく、６５０℃よりも高くなると過
時効により強度が低下し、熱処理の効果が薄れるので好
ましくなく、したがって、直接時効処理は３５０〜６５
０℃の範囲とするのがよい。 また、上記化学成分のＴｉ合金を熱処理する際には、前
記Ｔｉ合金を６５０〜１２００℃で熱間鍛伸あるいは熱
間圧延等の熱間加工を行った後、６５０〜９５０℃で溶
体化処理を施し、３５０〜６５０℃で時効処理するよう
になすこともできる。 このように、必要に応じて時効処理前に溶体化処理を施
すことも望ましく、熱間加工の際の加工ひずみが不均一
であって時効処理後の機械的性質が場所によって不均一
となることが予想される場合には、時効処理前に溶体化
処理を施すことによってあらかじめ加工ひずみを軽減し
ておくようになすことも有効である。そして、この溶体
化処理は６５０〜９５０℃で行うことが望ましく、６５
０℃未満では合金成分の溶は込みが十分でなく、９５０
℃を超えるとα相が粗大化して靭性が低下し、その結果
割れを生じやすくなるので好ましくない。 （発明の作用） 本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金は、上記した構成
を有しているので、Ｔｉ中にＡＭ。 Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａの１種または２種以上を適量添加する
ことによってα相が固溶強化され、Ｍｏ。 Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ 。 Ｃｕのうちの１種または２種以上を適量含有させること
によってβ相が固溶強化され、熱処理性が改善されて短
時間強度が向上したものとなり、さらに、Ｍｎを適量含
有させることによってβ相が固溶強化されると共に強度
および靭性がさらに改善されたものとなる。 （実施例） 第１表に示す化学成分組成のＴｉ合金をプラズマスカル
炉により溶製し、それぞれについて直径的１００ｍｍの
鋳塊を得たのち、１１００℃で板厚５０ｍｍまで鍛造し
、続いて９５０℃（ただし、比較例Ｎｏ、２５では１０
２５℃）で仕上げ鍛伸加工を行って、３０ ｍ ｍ Ｘ
７０ ｍ ｍ Ｘ ８００ｍｍの板材を製作した。 次いで、同じく第１表に示す条件で一部について溶体化
処理を行ったのち時効処理を施して供試材とした。 続いて、各供試材の０．２％耐力と破壊靭性値を調べて
これを図にあられしたところ、第１図に示す結果となっ
た。なお、破壊靭性値の測定は、鍛伸方向に直角に切込
みを入れた幅２５．４ｍｍのコンパクトテンション試験
片を用いて実施した。 第１表に示すように、本発明実施例合金陥、１〜１４は
いずれも比較例合金崩、２１〜２５に比べて、高強度か
つ高靭性となっていることが認められた。
るＡ文、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａのうちから選ばれる１種また
は２種以上の元素と、β強化元素であるＭｏ、Ｖ、Ｎｂ
、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ。 Ｃｏ 、Ｎｉ 、Ｃｕのうちから選ばれる１種または２
種以上の元素と、０．５〜３０重量％のＭｎを含み、残
部Ｔｉおよび不純物よりなる構成としたことを特徴とし
ており、実施態様においては、Ａ文、Ｓｎ、Ｚｒ含有量
が、 １重量％≦ＡｆＬ＋ （Ｓ ｎ／３）＋ （Ｚ ｒ／６
）５１０重量％ Ｍ ｏ 、 Ｖ 、 Ｎ ｂ 、 Ｔ ａ 、 Ｃｒ
、 Ｗ 、 Ｍ ｎ 、 Ｆ ｅ 。 Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ含有量が、 ５重量％≦Ｍ ｏ ＋ （Ｖ／ １ 、５）＋（Ｎｂ／
３．６）＋ （Ｔａ／４．５）＋ （Ｃｒｌｏ 、６４
）＋ （Ｗ／２．６）＋ （Ｍｎ１０．６４）＋ （Ｆ
ｅ１０．３５）＋ （Ｃｏ１０．７）＋ （Ｎｉ１０．
９）＋（Ｃｕ／１．３）≦３０重量％ の関係を満足する構成としたことを特徴としており、上
記した高強度高靭性Ｔｉ合金の構成を前述した従来の課
題を解決するための手段としている。 また、本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金の熱処理方
法は、前記Ｔｉ合金を６５０〜１２００℃で熱間加工し
た後、３５０〜６５０℃で直接時効処理する構成とした
ことを特徴としておりまた、そのほか、前記Ｔｉ合金を
６５０〜１２００℃で熱間加工した後、６５０〜９５０
℃で溶体化処理を施し、３５０〜６５０℃で時効処理す
る構成としたことを特徴としており、上記した高強度高
靭性Ｔｉ合金の熱処理方法の構成を前述した従来の課題
を解決するための手段としている。 次に、本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金の化学成分
限定理由について説明する。 Ａｌｌ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａはα相に固溶してこれを強化
するのに有効な元素群である。 これらのうち、Ａｎ含有量が多すぎるとＴｉ２Ａｌ化合
物が生成して延性を低下させるようになるため、１０％
以下とすることが望ましく、必要に応じて８％以下とす
るのがよい、また、Ｓｎ含有量が多すぎるとＴｉ３Ｓｎ
化合物が生成して延性を低下させるようになるため、１
５％以下とすることが望ましく、さらにＺｒ含有量が多
すぎるとβ相の量が増大してクリープ特性を低下させる
ようになるため、１５％以下とすることが望ましい。さ
らにまた、Ｇａはα相を固溶強化すると共に、Ｔｉ合金
の耐熱性を改善するのに有効な元素であるので、このよ
うな効果を得るために０．０１％以上含有させることも
必要に応じて望ましいが、Ｇａ含有量が多すぎるとＴｉ
３Ｇａ化合物が生成して延性を低下させるようになるた
め、１５％以下とすることが望ましい。 そして、Ａｎ当量として表わされるＡＭ＋（Ｓ ｎ／３
）＋ （Ｚ ｒ／６）の値が１重量％よりも少ないと、
α相の強化が図れなくなる傾向となるので、１重量％以
上とすることがとくに望ましい、しかし、Ａｎ当量で１
０重量％を超えると化合物が生成するようになって靭延
性が低下する傾向となるので、１０重量％以下とするこ
とがとくに望ましい。 ＭｎはＴｉ合金の強度および靭性を改善するのに有効な
元素であるので、これを必須元素として含有させるのが
よいが、０．５重量％未満では強靭化の効果が少なくな
るので、０．５重量％以上とする必要がある。しかし、
３０重量％を超えて含有させるとβ相の安定度が高くな
りすぎてα相の時効析出までに長時間を必要とするよう
になるので、３０重量％以下とする必要がある。 Ｍ ｏ 、 Ｖ 、 Ｎ ｂ 、 Ｔ ａ 、 Ｃｒ
、 Ｗ 、 Ｆ ｅ 。 Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕはβ相に固溶してこれを強化し、熱処
理性を改善するのに有効であって、短時間強度の改善に
有効な元素群であるので、必要に応じてこれらの１種ま
たは２種以上を添加することも望ましいが、あまり多く
含有させてもβ相の固溶強化にはさほど寄与しなくなる
ので、３０重量％以下とすることが望ましい。 この場合、Ｍｏ＋（Ｖ／１．５） ＋ （Ｎｂ／３．６）＋ （Ｔａ／４．５）＋ （Ｃｒ
ｌｏ 、６４）＋ （Ｗ／２．６）＋ （Ｍｎ１０．６
４）＋ （Ｆｅ１０．３５）＋ （Ｃｏ１０．７）＋
（Ｎｉ１０．９）＋（Ｃｕ／１．３）で表わされるＭＯ
当量での関係においてこの値が５重量％よりも少ないと
β相の強化が図れなくなる傾向となるので、５重量％以
上とすることがとくに望ましい。しかし、ＭＯ当量で３
０重量％を超えるとβ相の安定度が高くなりすぎてα相
の時効析出までに長時間を必要とするようになるので、
３０重量％以下とすることがとくに望ましい、なお、上
記各元素のうちＭ ｏ 、 Ｎ ｂ 、 Ｔ ａはＴｉ
中での拡散速度が遅く、とりわけクリープ特性の改善に
有効であり、また、耐酸化性を改善する効果も大きい。 そのほか、Ｃ，Ｓｉ 、Ｓ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素の
うちの１種または２種以上）はＴｉ合金中の不純物と介
在物ないしは化合物を形成して、クリープ強度を改善す
るのに有効な元素群であるので、必要に応じてこれらの
１種または２種以上を添加することも可能であるが、含
有量が多すぎると製造性を劣化させ、また延性も低下さ
せるようになるため、添加するとしてもこれらの１種ま
たは２種以上の合計で１重量％以下とすることが望まし
い。 Ｔｉ：残部 Ｔｉは軽量でかつ耐熱性、耐食性に優れ、高比強度が得
られるので残部とした。 本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金は、上記した化学
成分よりなるものであり、これを熱処理する際には、前
記Ｔｉ合金を６５０〜１２００℃で熱間鍛伸あるいは熱
間圧延等の熱間加工を行った後、３５０〜６５０℃で直
接時効処理するようになすことが望ましい。 この場合、熱間加工温度が６５０℃よりも低いとＴｉ合
金の変態能が低下し、変形抵抗も増大するため、加工が
困難となり、１２００℃よりも高いと高温加工のため回
復再結晶現象が起こるようになり、加工ひずみが残留し
にくくなるため直接時効材ではその効果がうすれてしま
い、また、結品粒の粗大化が生じると時効処理後の延性
が低下するので、熱間加工温度は６５０〜１２００℃の
範囲とするのがよい。 また、熱間加工に統〈直接時効処理は、Ｔ１合金の高強
度化に有効であるほか、析出α相が均質に分散しやすく
、靭性改善にも有効であることを見いだした。一般にｎ
ｅａｒ β型Ｔｉ合金あるいはβ型Ｔｉ合金のα相の
析出反応は、３５０〜６５０℃の温度域で活発であり、
このような温度範囲内での処理が実用的であって短時間
時効が可能となり、この直接時効処理において、その温
度が３５０℃よりも低いと時効硬化に時間がかかるよう
になるので好ましくなく、６５０℃よりも高くなると過
時効により強度が低下し、熱処理の効果が薄れるので好
ましくなく、したがって、直接時効処理は３５０〜６５
０℃の範囲とするのがよい。 また、上記化学成分のＴｉ合金を熱処理する際には、前
記Ｔｉ合金を６５０〜１２００℃で熱間鍛伸あるいは熱
間圧延等の熱間加工を行った後、６５０〜９５０℃で溶
体化処理を施し、３５０〜６５０℃で時効処理するよう
になすこともできる。 このように、必要に応じて時効処理前に溶体化処理を施
すことも望ましく、熱間加工の際の加工ひずみが不均一
であって時効処理後の機械的性質が場所によって不均一
となることが予想される場合には、時効処理前に溶体化
処理を施すことによってあらかじめ加工ひずみを軽減し
ておくようになすことも有効である。そして、この溶体
化処理は６５０〜９５０℃で行うことが望ましく、６５
０℃未満では合金成分の溶は込みが十分でなく、９５０
℃を超えるとα相が粗大化して靭性が低下し、その結果
割れを生じやすくなるので好ましくない。 （発明の作用） 本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金は、上記した構成
を有しているので、Ｔｉ中にＡＭ。 Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａの１種または２種以上を適量添加する
ことによってα相が固溶強化され、Ｍｏ。 Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ 。 Ｃｕのうちの１種または２種以上を適量含有させること
によってβ相が固溶強化され、熱処理性が改善されて短
時間強度が向上したものとなり、さらに、Ｍｎを適量含
有させることによってβ相が固溶強化されると共に強度
および靭性がさらに改善されたものとなる。 （実施例） 第１表に示す化学成分組成のＴｉ合金をプラズマスカル
炉により溶製し、それぞれについて直径的１００ｍｍの
鋳塊を得たのち、１１００℃で板厚５０ｍｍまで鍛造し
、続いて９５０℃（ただし、比較例Ｎｏ、２５では１０
２５℃）で仕上げ鍛伸加工を行って、３０ ｍ ｍ Ｘ
７０ ｍ ｍ Ｘ ８００ｍｍの板材を製作した。 次いで、同じく第１表に示す条件で一部について溶体化
処理を行ったのち時効処理を施して供試材とした。 続いて、各供試材の０．２％耐力と破壊靭性値を調べて
これを図にあられしたところ、第１図に示す結果となっ
た。なお、破壊靭性値の測定は、鍛伸方向に直角に切込
みを入れた幅２５．４ｍｍのコンパクトテンション試験
片を用いて実施した。 第１表に示すように、本発明実施例合金陥、１〜１４は
いずれも比較例合金崩、２１〜２５に比べて、高強度か
つ高靭性となっていることが認められた。
本発明に係わるＴｉ合金は、α強化元素であるＡ！；Ｌ
、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａ（７）うちから選ばれる１種または
２種以上の元素と、β強化元素であるＭｏ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｏ。 Ｎｉ、Ｃｕのうちから選ばれる１種または２種以上の元
素と、０．５〜３０重量％のＭｎを含み、残部Ｔｉおよ
び不純物よりなる構成としたものであるから、従来の高
比強度のＴｉ合金において、その強度および靭性をより
一層向上させることが可能であり、従来以上に高強度高
靭性をそなえたＴｉ合金部材を提供することが可能であ
り、本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金の熱処理方法
によってＴｉ合金の高強度高靭性化を実現することが可
能になるという著しく優れた効果がもたらされる。
、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａ（７）うちから選ばれる１種または
２種以上の元素と、β強化元素であるＭｏ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｏ。 Ｎｉ、Ｃｕのうちから選ばれる１種または２種以上の元
素と、０．５〜３０重量％のＭｎを含み、残部Ｔｉおよ
び不純物よりなる構成としたものであるから、従来の高
比強度のＴｉ合金において、その強度および靭性をより
一層向上させることが可能であり、従来以上に高強度高
靭性をそなえたＴｉ合金部材を提供することが可能であ
り、本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金の熱処理方法
によってＴｉ合金の高強度高靭性化を実現することが可
能になるという著しく優れた効果がもたらされる。
第１図は本発明に係わる高強度高靭性Ｔｉ合金の実施例
を比較例と共に示すグラフである。
を比較例と共に示すグラフである。
Claims (4)
- （１）α強化元素であるＡｌ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｇａのうち
から選ばれる１種または２種以上の元素と、β強化元素
であるＭｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｕのうちから選ばれる１種または２種以上の元
素と、０．５〜３０重量％のＭｎを含み、残部Ｔｉおよ
び不純物よりなることを特徴とする高強度高靭性Ｔｉ合
金。 - （２）Ａｌ、Ｓｎ、Ｚｒ含有量が、 １重量％≦Ａｌ＋（Ｓｎ／３）＋（Ｚｒ／６≦１０重量
％ Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｕ含有量が、 ５重量％≦Ｍｏ＋（Ｖ／１．５） ＋（Ｎｂ／３．６）＋（Ｔａ／４．） ＋（Ｃｒ／０．６４）＋（Ｗ／２．６） ＋（Ｍｎ／０．６４）＋（Ｆｅ／０．３５）＋（Ｃｏ／
０．７）＋（Ｎｉ／０．９） ＋（Ｃｕ／１．３）≦３０重量％ の関係を満足する請求項第１項に記載の高強度高靭性Ｔ
ｉ合金。 - （３）請求項第１項または第２項に記載のＴｉ合金を６
５０〜１２００℃で熱間加工した後、３５０〜６５０℃
で直接時効処理することを特徴とする高強度高靭性Ｔｉ
合金の熱処理方法。 - （４）請求項第１項または第２項に記載のＴｉ合金を６
５０〜１２００℃で熱間加工した後、６５０〜９５０℃
で溶体化処理を施し、３５０〜６５０℃で時効処理する
ことを特徴とする高強度高靭性Ｔｉ合金の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17596390A JPH0463239A (ja) | 1990-07-03 | 1990-07-03 | 高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17596390A JPH0463239A (ja) | 1990-07-03 | 1990-07-03 | 高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0463239A true JPH0463239A (ja) | 1992-02-28 |
Family
ID=16005320
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17596390A Pending JPH0463239A (ja) | 1990-07-03 | 1990-07-03 | 高強度高靭性Ｔｉ合金およびその熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0463239A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005105388A (ja) * | 2003-10-01 | 2005-04-21 | Furukawa Techno Material Co Ltd | 生体用超弾性チタン合金の製造方法および超弾性用チタン合金 |
| CN104060125A (zh) * | 2014-07-07 | 2014-09-24 | 林娟娟 | 一种发动机叶片的热处理方法 |
| JP2015025167A (ja) * | 2013-07-25 | 2015-02-05 | 大同特殊鋼株式会社 | β型チタン合金 |
| CN105457583A (zh) * | 2015-12-10 | 2016-04-06 | 攀枝花市九鼎智远知识产权运营有限公司 | 一种氯化铵中和反应釜 |
-
1990
- 1990-07-03 JP JP17596390A patent/JPH0463239A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005105388A (ja) * | 2003-10-01 | 2005-04-21 | Furukawa Techno Material Co Ltd | 生体用超弾性チタン合金の製造方法および超弾性用チタン合金 |
| JP2015025167A (ja) * | 2013-07-25 | 2015-02-05 | 大同特殊鋼株式会社 | β型チタン合金 |
| CN104060125A (zh) * | 2014-07-07 | 2014-09-24 | 林娟娟 | 一种发动机叶片的热处理方法 |
| CN105457583A (zh) * | 2015-12-10 | 2016-04-06 | 攀枝花市九鼎智远知识产权运营有限公司 | 一种氯化铵中和反应釜 |
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