JPH0841565A - 高強度高靭性を有するＴｉ合金鋳物 - Google Patents
高強度高靭性を有するＴｉ合金鋳物Info
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- JPH0841565A JPH0841565A JP19734594A JP19734594A JPH0841565A JP H0841565 A JPH0841565 A JP H0841565A JP 19734594 A JP19734594 A JP 19734594A JP 19734594 A JP19734594 A JP 19734594A JP H0841565 A JPH0841565 A JP H0841565A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高強度および高靭性を有するＴｉ合金鋳物を
提供する。 【構成】 Ｔｉ合金鋳物が、重量％で、Ｖ：５〜１２
％、Ａｌ：２〜５％、Ｍｏ：０．５〜８％、酸素：０．
１５〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％を含有し、残
りがＴｉと不可避不純物からなる組成、並びに素地に微
細な短繊維状α相が均一に密集して析出した組織を有す
る。
提供する。 【構成】 Ｔｉ合金鋳物が、重量％で、Ｖ：５〜１２
％、Ａｌ：２〜５％、Ｍｏ：０．５〜８％、酸素：０．
１５〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％を含有し、残
りがＴｉと不可避不純物からなる組成、並びに素地に微
細な短繊維状α相が均一に密集して析出した組織を有す
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、素地にα相が微細な
短繊維状に均一に、かつ密集して析出した組織とするこ
とにより高強度と高靭性を具備せしめたＴｉ合金鋳物に
関するものである。
短繊維状に均一に、かつ密集して析出した組織とするこ
とにより高強度と高靭性を具備せしめたＴｉ合金鋳物に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般に強度、靭性、および軽量が
要求される航空機や自動車などの構造部材として各種の
Ｔｉ合金鋳物が広く用いられている。また、上記各種Ｔ
ｉ合金鋳物の中で、特に高強度を有するＴｉ合金鋳物と
して、重量％で（以下、％は重量％を示す）、Ｖ：５〜
１２％、 Ａｌ：２〜５％、Ｍｏ：０．５
〜８％、を含有し、残りがＴｉと不可避不純物からなる
組成、並びに素地に粗大な成長片状α相が分散分布した
組織を有するＴｉ合金鋳物が知られている。
要求される航空機や自動車などの構造部材として各種の
Ｔｉ合金鋳物が広く用いられている。また、上記各種Ｔ
ｉ合金鋳物の中で、特に高強度を有するＴｉ合金鋳物と
して、重量％で（以下、％は重量％を示す）、Ｖ：５〜
１２％、 Ａｌ：２〜５％、Ｍｏ：０．５
〜８％、を含有し、残りがＴｉと不可避不純物からなる
組成、並びに素地に粗大な成長片状α相が分散分布した
組織を有するＴｉ合金鋳物が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年の航空機お
よび自動車の高性能化および省エネ化はめざましく、か
つ更なる研究開発が行なわれており、これに伴ない、こ
れらの構造部材であるＴｉ合金鋳物にも形状複雑化およ
び薄肉化が強く求められているが、上記の従来高強度Ｔ
ｉ合金鋳物は、これらの要求に対応できる十分な強度お
よび靭性をもつものでないのが現状である。
よび自動車の高性能化および省エネ化はめざましく、か
つ更なる研究開発が行なわれており、これに伴ない、こ
れらの構造部材であるＴｉ合金鋳物にも形状複雑化およ
び薄肉化が強く求められているが、上記の従来高強度Ｔ
ｉ合金鋳物は、これらの要求に対応できる十分な強度お
よび靭性をもつものでないのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、上記の従来高強度Ｔｉ合金鋳物
に着目し、これの強度および靭性の一段の向上をはかる
べく研究を行なった結果、上記従来高強度Ｔｉ合金鋳物
は、不可避不純物として酸素：０．１％以下およびＳ
ｉ：０．０１％以下を含有するが、これにそれぞれ全体
に占める割合で、酸素：０．１５〜０．５％、 Ｓ
ｉ：０．１〜０．５％、を含有させると共に、上記従来
高強度Ｔｉ合金に施されている（β変態点−１００℃）
〜β変態点の範囲内の所定温度に加熱保持後放冷の条件
での均質化処理にかえて、（β変態点＋２０℃）〜（β
変態点＋３００℃）の範囲内の所定温度に加熱後急冷の
溶体化処理と、これに引続いて５５０〜７００℃の範囲
内の所定温度に１時間以上加熱の時効処理を施すと、上
記の０．１〜０．５％含有のＳｉが上記溶体化処理での
固溶化を促進し、かつ上記の０．１５〜０．５％含有の
酸素が上記時効処理でのα相の析出を微細化し、均一化
するように作用することから、素地中に微細な短繊維状
のα相が均一に、かつ密集して析出した組織をもつよう
になり、この結果上記の素地中に粗大な成長片状α相が
分散分布した組織を有する従来高強度Ｔｉ合金鋳物に比
して一段と高強度と高靭性をもつようになるという研究
結果を得たのである。
上述のような観点から、上記の従来高強度Ｔｉ合金鋳物
に着目し、これの強度および靭性の一段の向上をはかる
べく研究を行なった結果、上記従来高強度Ｔｉ合金鋳物
は、不可避不純物として酸素：０．１％以下およびＳ
ｉ：０．０１％以下を含有するが、これにそれぞれ全体
に占める割合で、酸素：０．１５〜０．５％、 Ｓ
ｉ：０．１〜０．５％、を含有させると共に、上記従来
高強度Ｔｉ合金に施されている（β変態点−１００℃）
〜β変態点の範囲内の所定温度に加熱保持後放冷の条件
での均質化処理にかえて、（β変態点＋２０℃）〜（β
変態点＋３００℃）の範囲内の所定温度に加熱後急冷の
溶体化処理と、これに引続いて５５０〜７００℃の範囲
内の所定温度に１時間以上加熱の時効処理を施すと、上
記の０．１〜０．５％含有のＳｉが上記溶体化処理での
固溶化を促進し、かつ上記の０．１５〜０．５％含有の
酸素が上記時効処理でのα相の析出を微細化し、均一化
するように作用することから、素地中に微細な短繊維状
のα相が均一に、かつ密集して析出した組織をもつよう
になり、この結果上記の素地中に粗大な成長片状α相が
分散分布した組織を有する従来高強度Ｔｉ合金鋳物に比
して一段と高強度と高靭性をもつようになるという研究
結果を得たのである。
【０００５】この発明は、上記の研究結果にもとづいて
なされたものであって、Ｖ：５〜１２％、
Ａｌ：２〜５％、Ｍｏ：０．５〜８％、を含有し、残
りがＴｉと不可避不純物からなる組成、並びに素地に粗
大な成長片状のα相が分散分布した組織を有するＴｉ合
金鋳物に、合金成分として酸素およびＳｉを、それぞれ
全体に占める割合で、酸素：０．１５〜０．５％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、を含有させて、上記の組織
を、素地に微細な短繊維状α相が均一に、かつ密集して
析出した組織とすることにより強度と靭性のより一層の
向上をはかったＴｉ合金鋳物に特徴を有するものであ
る。
なされたものであって、Ｖ：５〜１２％、
Ａｌ：２〜５％、Ｍｏ：０．５〜８％、を含有し、残
りがＴｉと不可避不純物からなる組成、並びに素地に粗
大な成長片状のα相が分散分布した組織を有するＴｉ合
金鋳物に、合金成分として酸素およびＳｉを、それぞれ
全体に占める割合で、酸素：０．１５〜０．５％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、を含有させて、上記の組織
を、素地に微細な短繊維状α相が均一に、かつ密集して
析出した組織とすることにより強度と靭性のより一層の
向上をはかったＴｉ合金鋳物に特徴を有するものであ
る。
【０００６】つぎに、この発明のＴｉ合金鋳物におい
て、成分組成を上記の通りに限定した理由を説明する。 （ａ） Ｖ，Ａｌ、およびＭｏ これらの成分には、共存含有した状態で強度を向上させ
る作用があることはすでに知られたことであり、したが
ってこれら成分のうちのいずれの含有量でもＶ：５％未
満、Ａｌ：２％未満、およびＭｏ：０．５％未満になる
と、所望の高強度を確保することができず、一方これら
の成分のうちのいずれかの含有量でもＶ：１２％、Ａ
ｌ：５％、およびＭｏ：８％を越えると、強度に低下傾
向が現われるようになることから、その含有量がそれぞ
れＶ：５〜１２％、Ａｌ：２〜５％、およびＭｏ：０．
５〜８％と定められている。
て、成分組成を上記の通りに限定した理由を説明する。 （ａ） Ｖ，Ａｌ、およびＭｏ これらの成分には、共存含有した状態で強度を向上させ
る作用があることはすでに知られたことであり、したが
ってこれら成分のうちのいずれの含有量でもＶ：５％未
満、Ａｌ：２％未満、およびＭｏ：０．５％未満になる
と、所望の高強度を確保することができず、一方これら
の成分のうちのいずれかの含有量でもＶ：１２％、Ａ
ｌ：５％、およびＭｏ：８％を越えると、強度に低下傾
向が現われるようになることから、その含有量がそれぞ
れＶ：５〜１２％、Ａｌ：２〜５％、およびＭｏ：０．
５〜８％と定められている。
【０００７】（ｂ） Ｓｉ Ｓｉ成分には、上記の溶体化処理での固溶化を促進し、
α相の析出を抑制して単相とし、もって後工程の時効処
理での酸素にあるα相の析出促進効果を十分に発揮させ
る作用があるが、その含有量が０．１％未満では前記作
用に所望の効果が得られず、したがって所望の強度およ
び靭性の向上をはかることができず、一方その含有量が
０．５％を越えると、時効処理でのα相の析出が抑制さ
れ、所望の強度向上効果が得られなくなることから、そ
の含有量を０．１〜０．５％と定めた。望ましくは０．
１〜０．３％の含有がよい。
α相の析出を抑制して単相とし、もって後工程の時効処
理での酸素にあるα相の析出促進効果を十分に発揮させ
る作用があるが、その含有量が０．１％未満では前記作
用に所望の効果が得られず、したがって所望の強度およ
び靭性の向上をはかることができず、一方その含有量が
０．５％を越えると、時効処理でのα相の析出が抑制さ
れ、所望の強度向上効果が得られなくなることから、そ
の含有量を０．１〜０．５％と定めた。望ましくは０．
１〜０．３％の含有がよい。
【０００８】（ｃ） 酸素 酸素には、上記のＳｉよる溶体化促進作用と相まって、
時効処理でα相を微細な短繊維状の状態で均一に析出さ
せる作用があるが、その含有量が０．１５％未満では前
記作用を十分に行なわしめることができず、この結果強
度および靭性の向上効果は不十分となり、一方その含有
量が０．５％を越えると、α相の短繊維形状がくずれて
粗大化するようになり、十分な強度および靭性の向上効
果が得られなくなることから、その含有量を０．１５〜
０．５％と定めた。望ましくは０．１５〜０．２５％の
含有がよい。
時効処理でα相を微細な短繊維状の状態で均一に析出さ
せる作用があるが、その含有量が０．１５％未満では前
記作用を十分に行なわしめることができず、この結果強
度および靭性の向上効果は不十分となり、一方その含有
量が０．５％を越えると、α相の短繊維形状がくずれて
粗大化するようになり、十分な強度および靭性の向上効
果が得られなくなることから、その含有量を０．１５〜
０．５％と定めた。望ましくは０．１５〜０．２５％の
含有がよい。
【０００９】
【実施例】つぎに、この発明のＴｉ合金鋳物を実施例に
より具体的に説明する。原料として、スポンジチタン、
Ａｌ−Ｖ母合金ペレット、Ａｌ−Ｍｏ母合金ペレット、
ＴｉＯ2 粉末、および高純度Ｓｉを用い、これら原料を
所定の配合組成に配合し、ブリケットにプレス成形し、
このブリケットを消耗電極式真空アーク溶解装置にて２
段溶解してインゴットに鋳造し、このインゴットに鍛造
加工と切削加工を施して電極形状とし、これを消耗電極
式溶解遠心鋳造装置にて溶解し、ロストワックス精密鋳
造鋳型に鋳造して直径：１２mm×長さ：１００mmの寸法
をもった丸棒と、断面：２０mm×２０mm、長さ：１００
mmの寸法をもった角棒を形成し、これに温度：７２０
℃、圧力：１５００気圧、時間：１２０分の条件でＨＩ
Ｐ処理を施して鋳造欠陥を除去した後、真空中、８２０
〜１１００℃の範囲内の所定温度に２時間保持後、Ａｒ
ガスの吹付けによる強制冷却の溶体化処理と、５５０〜
７００℃の範囲内の所定温度に１０時間保持の時効処理
を行なうことにより表１，２に示される成分組成をもっ
た本発明Ｔｉ合金鋳物１〜９および比較Ｔｉ合金鋳物１
〜６をそれぞれ製造した。
より具体的に説明する。原料として、スポンジチタン、
Ａｌ−Ｖ母合金ペレット、Ａｌ−Ｍｏ母合金ペレット、
ＴｉＯ2 粉末、および高純度Ｓｉを用い、これら原料を
所定の配合組成に配合し、ブリケットにプレス成形し、
このブリケットを消耗電極式真空アーク溶解装置にて２
段溶解してインゴットに鋳造し、このインゴットに鍛造
加工と切削加工を施して電極形状とし、これを消耗電極
式溶解遠心鋳造装置にて溶解し、ロストワックス精密鋳
造鋳型に鋳造して直径：１２mm×長さ：１００mmの寸法
をもった丸棒と、断面：２０mm×２０mm、長さ：１００
mmの寸法をもった角棒を形成し、これに温度：７２０
℃、圧力：１５００気圧、時間：１２０分の条件でＨＩ
Ｐ処理を施して鋳造欠陥を除去した後、真空中、８２０
〜１１００℃の範囲内の所定温度に２時間保持後、Ａｒ
ガスの吹付けによる強制冷却の溶体化処理と、５５０〜
７００℃の範囲内の所定温度に１０時間保持の時効処理
を行なうことにより表１，２に示される成分組成をもっ
た本発明Ｔｉ合金鋳物１〜９および比較Ｔｉ合金鋳物１
〜６をそれぞれ製造した。
【００１０】なお、上記比較Ｔｉ合金鋳物１〜６は、構
成成分のうちの酸素および／またはＳｉの含有量がこの
発明の範囲から外れた組成をもつものである。また、比
較の目的で、上記引張試験片および３点曲げ試験片に対
する熱処理を、真空中、６００〜７５０℃の範囲内の温
度に２時間保持後放冷の均質化処理とする以外は同一の
条件で表２に示される成分組成をもった従来Ｔｉ合金鋳
物１〜３を製造した。ついで、この結果得られた各種の
Ｔｉ合金鋳物について、上記丸棒を用いて引張強さを測
定し、また上記角棒を用いて破壊靭性値を測定して強度
と靭性を評価した。これらの測定結果を表１，２に示し
た。さらに、図１には本発明Ｔｉ合金鋳物７、図２には
従来Ｔｉ合金鋳物２の電子顕微鏡による金属組織写真
（倍率：５０００倍）をそれぞれ示した。
成成分のうちの酸素および／またはＳｉの含有量がこの
発明の範囲から外れた組成をもつものである。また、比
較の目的で、上記引張試験片および３点曲げ試験片に対
する熱処理を、真空中、６００〜７５０℃の範囲内の温
度に２時間保持後放冷の均質化処理とする以外は同一の
条件で表２に示される成分組成をもった従来Ｔｉ合金鋳
物１〜３を製造した。ついで、この結果得られた各種の
Ｔｉ合金鋳物について、上記丸棒を用いて引張強さを測
定し、また上記角棒を用いて破壊靭性値を測定して強度
と靭性を評価した。これらの測定結果を表１，２に示し
た。さらに、図１には本発明Ｔｉ合金鋳物７、図２には
従来Ｔｉ合金鋳物２の電子顕微鏡による金属組織写真
（倍率：５０００倍）をそれぞれ示した。
【００１１】
【表１】
【００１２】
【表２】
【００１３】
【発明の効果】表１，２、並びに図１，２に示される結
果から、本発明Ｔｉ合金鋳物１〜９は、酸素およびＳｉ
の含有によって素地に微細な短繊維状α相が均一に密集
して析出した組織をもつようになり、素地に粗大な成長
片状α相が分散分布した組織を有する従来Ｔｉ合金鋳物
１〜３に比して一段と高い強度と靭性をもつことが明ら
かであり、一方比較Ｔｉ合金鋳物１〜６に見られるよう
に酸素および／またはＳｉの含有量がこの発明の範囲か
ら外れると所望の高強度と高靭性が得られないことが明
らかである。上述のように、この発明のＴｉ合金鋳物
は、高強度と高靭性を有するので、航空機や自動車など
の構造部材として用いた場合、これの形状複雑化や軽量
化に十分満足に対応することができるのである。
果から、本発明Ｔｉ合金鋳物１〜９は、酸素およびＳｉ
の含有によって素地に微細な短繊維状α相が均一に密集
して析出した組織をもつようになり、素地に粗大な成長
片状α相が分散分布した組織を有する従来Ｔｉ合金鋳物
１〜３に比して一段と高い強度と靭性をもつことが明ら
かであり、一方比較Ｔｉ合金鋳物１〜６に見られるよう
に酸素および／またはＳｉの含有量がこの発明の範囲か
ら外れると所望の高強度と高靭性が得られないことが明
らかである。上述のように、この発明のＴｉ合金鋳物
は、高強度と高靭性を有するので、航空機や自動車など
の構造部材として用いた場合、これの形状複雑化や軽量
化に十分満足に対応することができるのである。
【図１】本発明Ｔｉ合金鋳物７の電子顕微鏡による金属
組織写真（倍率：５０００倍）である。
組織写真（倍率：５０００倍）である。
【図２】従来Ｔｉ合金鋳物２の電子顕微鏡による金属組
織写真（倍率：５０００倍）である。
織写真（倍率：５０００倍）である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｖ：５〜１２％、 Ａｌ：２〜５％、 Ｍｏ：０．５〜８％、を含有し、残りがＴｉと不可避不
純物からなる組成、並びに素地に粗大な成長片状α相が
分散分布した組織を有するＴｉ合金鋳物に、合金成分と
して酸素およびＳｉを、それぞれ全体に占める割合で、 酸素：０．１５〜０．５％、 Ｓｉ：０．１〜０．５
％、を含有させて、上記の組織を、素地に微細な短繊維
状α相が均一に、かつ密集して析出した組織としたこと
を特徴とする高強度高靭性を有するＴｉ合金鋳物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19734594A JPH0841565A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 高強度高靭性を有するＴｉ合金鋳物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19734594A JPH0841565A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 高強度高靭性を有するＴｉ合金鋳物 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0841565A true JPH0841565A (ja) | 1996-02-13 |
Family
ID=16372939
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19734594A Pending JPH0841565A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 高強度高靭性を有するＴｉ合金鋳物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0841565A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7166367B2 (en) * | 2004-03-12 | 2007-01-23 | Kobe Steel, Ltd. | Titanium alloy having excellent high-temperature oxidation and corrosion resistance |
| JP2008531288A (ja) * | 2005-02-25 | 2008-08-14 | ヴァルデマール・リンク・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング・ウント・コムパニー・コマンディットゲゼルシャフト | チタン合金の鋳造方法 |
| JP2009515047A (ja) * | 2005-11-03 | 2009-04-09 | ロベルト・ペー・ヘンペル | 冷間加工可能なチタン合金 |
| CN105755311A (zh) * | 2014-12-19 | 2016-07-13 | 北京有色金属研究总院 | 一种高强高韧钛合金及其制备方法 |
| JP2017508886A (ja) * | 2014-02-13 | 2017-03-30 | テイタニウム メタルス コーポレイシヨンＴｉｔａｎｉｕｍ Ｍｅｔａｌｓ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ | 高強度アルファ−ベータチタン合金 |
| CN117026010A (zh) * | 2023-08-29 | 2023-11-10 | 西北工业大学 | 一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金及其制备方法 |
-
1994
- 1994-07-29 JP JP19734594A patent/JPH0841565A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7166367B2 (en) * | 2004-03-12 | 2007-01-23 | Kobe Steel, Ltd. | Titanium alloy having excellent high-temperature oxidation and corrosion resistance |
| JP2008531288A (ja) * | 2005-02-25 | 2008-08-14 | ヴァルデマール・リンク・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング・ウント・コムパニー・コマンディットゲゼルシャフト | チタン合金の鋳造方法 |
| JP2009515047A (ja) * | 2005-11-03 | 2009-04-09 | ロベルト・ペー・ヘンペル | 冷間加工可能なチタン合金 |
| JP2017508886A (ja) * | 2014-02-13 | 2017-03-30 | テイタニウム メタルス コーポレイシヨンＴｉｔａｎｉｕｍ Ｍｅｔａｌｓ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ | 高強度アルファ−ベータチタン合金 |
| CN105755311A (zh) * | 2014-12-19 | 2016-07-13 | 北京有色金属研究总院 | 一种高强高韧钛合金及其制备方法 |
| CN117026010A (zh) * | 2023-08-29 | 2023-11-10 | 西北工业大学 | 一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金及其制备方法 |
| CN117026010B (zh) * | 2023-08-29 | 2025-04-04 | 西北工业大学 | 一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金及其制备方法 |
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| A02 | Decision of refusal |
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