JP2013234374A - TiFeCu-BASED ALLOY AND ITS MANUFACTURING METHOD - Google Patents
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Abstract
Description
本発明はＴｉＦｅＣｕ系合金及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a TiFeCu alloy and a method for producing the same.
チタン基金属合金は、機械的な強度が要求される応用に対する良い構造材料であることが示されている。これらの合金は、軽量で、広い温度範囲において強度を維持すると共に、優れた耐蝕性を備えているため、航空機産業や、輸送工業、医療用等で広く用いられている。下記特許文献１には、チタン基金属合金として、ＴｉとＣｕ等からなる合金が開示されている（特許文献１参照）。
工業的なＴｉ合金は、殆どがα＋β型合金である。これらの合金は、α型合金よりも大きな塑性変形特性を有している。また、高い熱抵抗を有している。これらの合金は、熱処理により高強度化できる。
Titanium-based metal alloys have been shown to be good structural materials for applications that require mechanical strength. These alloys are lightweight and maintain strength over a wide temperature range and have excellent corrosion resistance, and are therefore widely used in the aircraft industry, transportation industry, medical use, and the like. Patent Document 1 listed below discloses an alloy made of Ti and Cu as a titanium-based metal alloy (see Patent Document 1).
Most industrial Ti alloys are α + β type alloys. These alloys have greater plastic deformation characteristics than α-type alloys. Moreover, it has a high thermal resistance. These alloys can be strengthened by heat treatment.
これらのＴｉ合金の強度と塑性変形性を増加させる方法の一つとして、異なる高価な元素、例えばＴａ，Ｍｏ，Ｖ等との合金により所期の効果を達成することができる。 As one of the methods for increasing the strength and plastic deformability of these Ti alloys, the desired effect can be achieved by alloys with different expensive elements such as Ta, Mo, V and the like.
高価な金属を使用しないで強度と塑性変形性を増加させる他の方法は、ナノ構造又は超微細構造合金が得られるように超塑性変形（severe plasticdeformation、ＳＰＤと呼ばれている。）によるものである。超塑性変形は、等チャネル角度プレス（equi-channel angular pressing,ＥＣＡＰと呼ばれている。）加工、高圧下の捩じり加工、機械合金形成方法、多軸鍛造、合金箔の圧延加工周期変形等を含んでいる。 Another way to increase strength and plastic deformability without using expensive metals is by superplastic deformation (referred to as severe plasticdeformation, SPD) so as to obtain nanostructured or ultrastructural alloys. is there. Superplastic deformation is equivalent-channel angular pressing (ECAP) processing, high-pressure torsion processing, mechanical alloy formation method, multi-axis forging, rolling deformation of alloy foils Etc.
多軸鍛造は、単純な鍛造の繰り返しからなる塑性変形法である。鍛造や引張り加工は複雑で高価な道具を必要としない。鍛造や引張り加工は、従来の技術とプレス装置を使用して行うことができる。 Multi-axis forging is a plastic deformation method consisting of repeated simple forging. Forging and pulling do not require complicated and expensive tools. Forging and tensioning can be performed using conventional techniques and pressing equipment.
熱及び機械処理におけるα＋β型チタン合金の主な問題は、Ｔｉのω相の生成である。ω相は、これらの合金を脆性破壊させる。 The main problem of α + β type titanium alloys in thermal and mechanical processing is the generation of Ti ω phase. The ω phase causes these alloys to brittle fracture.
アーク溶解で作製された超共晶のＴｉ−ＦｅとＴｉ−Ｆｅ−Ｃｏ合金は、高い圧縮塑性と共に、高い圧縮強度（２ＧＰａ以上）を示す（非特許文献１参照）。Ｓｎの添加は、これらの合金の靱性を改善する。Ｃｕの添加は、Ｔｉ−Ｆｅの靱性を増すことが見出された（非特許文献２〜４参照）。
しかしながら、超共晶の合金は、引張り靱性に乏しい、。つまり、超共晶の合金は引っ張り強度が弱く、上記の超塑性変形による機械的な処理無しでは、極めて脆い。
Supereutectic Ti—Fe and Ti—Fe—Co alloys produced by arc melting exhibit high compressive plasticity and high compressive strength (2 GPa or more) (see Non-Patent Document 1). The addition of Sn improves the toughness of these alloys. It has been found that the addition of Cu increases the toughness of Ti—Fe (see Non-Patent Documents 2 to 4).
However, super eutectic alloys have poor tensile toughness. That is, the super eutectic alloy has low tensile strength and is extremely brittle without the mechanical treatment by the superplastic deformation described above.
本発明は上記課題に鑑み、引っ張り強度が大きいと共に、脆性破壊しないように圧縮塑性歪の大きいＴｉＦｅＣｕ系合金を提供することを第１の目的とし、その製造方法を提供することを第２の目的としている。 In view of the above problems, the present invention has as its first object to provide a TiFeCu-based alloy having a high tensile strength and a large compressive plastic strain so as not to cause brittle fracture. It is said.
上記第１の目的を達成するため、本発明のＴｉＦｅＣｕ系合金は、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5の組成を有する合金であって、ナノ構造ブロックを有しており、該ナノ構造ブロックの粒径が、５０ｎｍから１００ｎｍであることを特徴とする。 In order to achieve the first object, the TiFeCu-based alloy of the present invention is an alloy having a composition of Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 , and has a nanostructure block. The particle size of the structural block is 50 nm to 100 nm.
上記構成において、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金の引っ張り強度は、好ましくは、１２００ＭＰａよりも大きい。
Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金の圧縮塑性歪は、好ましくは、７〜９％である。
In the above configuration, the tensile strength of the Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy is preferably greater than 1200 MPa.
The compressive plastic strain of the Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy is preferably 7-9%.
上記第２の目的を達成するため、本発明のＴｉＦｅＣｕ系合金の製造方法は、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5からなる合金のインゴットを傾斜鋳造法で作製し、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金のナノ構造ブロックの粒径が５０ｎｍから１００ｎｍとなるよう、上記インゴットを２軸鍛造することを特徴とする。 In order to achieve the second object, the TiFeCu-based alloy manufacturing method of the present invention is a Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy ingot produced by tilt casting to produce Ti 94 ± 0.5. The ingot is biaxially forged so that the particle size of the nanostructure block of the Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy is 50 nm to 100 nm.
上記構成において、２軸鍛造が、好ましくは、８００〜１０００℃で行われる。
２軸鍛造は、好ましくは５〜２０回行われ、さらに好ましくは、９００℃で１０〜１８回繰り返して行われる。
２軸鍛造の後で、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金を、好ましくは、さらに、熱処理する。
In the above configuration, biaxial forging is preferably performed at 800 to 1000 ° C.
The biaxial forging is preferably performed 5 to 20 times, and more preferably 10 to 18 times at 900 ° C.
After biaxial forging, the Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy is preferably further heat treated.
本発明のＴｉＦｅＣｕ系合金によれば、引っ張り強度が大きく、かつ、圧縮塑性歪が大きいので、従来のようにＴａ，Ｍｏ，Ｖ等の高価な元素を含まないコスト的に有利なＴｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金を提供することができる。 According to the TiFeCu alloy of the present invention, since the tensile strength is large and the compressive plastic strain is large, Ti 94 ± 0.5 which is advantageous in terms of cost and does not contain expensive elements such as Ta, Mo and V as in the prior art. Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy can be provided.
本発明のＴｉＦｅＣｕ系合金の製造方法によれば、引っ張り強度が大きく、かつ、圧縮塑性歪が大きい、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金を、簡単な製造方法で、かつ、低コストで製造することができる。 According to the TiFeCu alloy manufacturing method of the present invention, a Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy having a high tensile strength and a large compressive plastic strain can be obtained by a simple manufacturing method and a low Can be manufactured at cost.
以下、図面を参照しながら本発明の実施形態を具体的に説明する。
本発明のＴｉＦｅＣｕ系合金は、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金からなり、ナノ構造ブロックを有しており、このナノ構造ブロックの粒径が、５０ｎｍから１００ｎｍである。
Embodiments of the present invention will be specifically described below with reference to the drawings.
The TiFeCu alloy of the present invention is made of Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy and has a nanostructure block, and the particle size of the nanostructure block is 50 nm to 100 nm.
上記Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金の引っ張り強度は、１２００ＭＰａよりも大きい。 The tensile strength of the Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy is greater than 1200 MPa.
Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金の圧縮塑性歪は、７〜９％である。 The compressive plastic strain of Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy is 7-9%.
（製造方法）
図１は、本発明のＴｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金の等温における２軸の鍛造処理による製造方法を示す図である。等温鍛造とは、一定の温度で行う鍛造である。
図１に示すように、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金のインゴットは、最初に紙面の上下方向に力を加えて鍛造され、次に９０°回転して、紙面の上下方向に力を加えて鍛造される。この方法を、２軸鍛造と呼ぶ。この処理を１回又は１回転と呼ぶ。この２軸鍛造を図１では１回（Single Cycle）で示している。最初の鍛造において、紙面の上下方向の寸法がａからａ’に変形する。このとき、圧縮率（単位は％）は下記（１）式で与えられる。
圧縮率＝（ａ−ａ’）／ａ×１００（％） （１）
α＋β型チタン合金は、機械処理において、強度と可塑性においてよい組み合わせを示す。α＋β型チタン合金は、相図におけるα相Ｔｉとβ相Ｔｉの混在した相である。チタン合金の他の組み合わせでは、このような効果は得られない。
(Production method)
FIG. 1 is a diagram showing a manufacturing method of a Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy according to the present invention by an isothermal biaxial forging process. Isothermal forging is forging performed at a constant temperature.
As shown in FIG. 1, Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy ingot is first forged by applying force in the vertical direction of the paper, and then rotated by 90 ° to the vertical direction of the paper. Forged with force. This method is called biaxial forging. This process is called one time or one rotation. This biaxial forging is shown as a single cycle in FIG. In the first forging, the vertical dimension of the paper surface changes from a to a ′. At this time, the compression rate (unit:%) is given by the following equation (1).
Compression rate = (aa −) ′ / a × 100 (%) (1)
α + β type titanium alloys exhibit a good combination of strength and plasticity in mechanical processing. The α + β type titanium alloy is a phase in which α phase Ti and β phase Ti are mixed in the phase diagram. Such effects cannot be obtained with other combinations of titanium alloys.
本発明のＴｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金の製造方法について説明する。
アーク溶解とのその後の傾斜鋳造により、Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金のインゴットを作製する。インゴットの大きさは、一例として、直径が６ｍｍで長さが８０ｍｍである。
原料としては、純金属（９９．９質量％）を使用し、上記工程は、Ｔｉゲッターで純化したＡｒガス雰囲気で行った。
組成を均一にするために、インゴットを回転することで５回溶解を繰り返した。
A method for producing the Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy of the present invention will be described.
Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy ingots are produced by subsequent tilt casting with arc melting. As an example, the size of the ingot is 6 mm in diameter and 80 mm in length.
Pure metal (99.9% by mass) was used as a raw material, and the above process was performed in an Ar gas atmosphere purified with a Ti getter.
In order to make the composition uniform, dissolution was repeated 5 times by rotating the ingot.
（評価）
インゴットの中央部の構造を、ＣｕのＫα線によるＸ線回折（Bruker社製、D8 Advanc）と、加速電圧が１５ＫＶのＳＥＭ（日立製、S-4800）で測定した。
(Evaluation)
The structure of the central part of the ingot was measured by X-ray diffraction by Cu Kα ray (Bruker, D8 Advanc) and SEM (Hitachi, S-4800) having an acceleration voltage of 15 KV.
（鍛造）
Ｔｉ−Ｆｅ及びＴｉ−Ｃｕの相図に基づいて、２軸の鍛造は、８００℃、９００℃、１０００℃で５回、１０回、１５回、２０回行った。
圧縮率は、各サイクルで６０〜７０％とした。
(Forging)
Based on the phase diagrams of Ti-Fe and Ti-Cu, biaxial forging was performed 5 times, 10 times, 15 times, and 20 times at 800 ° C, 900 ° C, and 1000 ° C.
The compression rate was 60 to 70% in each cycle.
（機械的な特性測定）
室温の機械的な特性は、２９８Ｋで島津製作所製の試験器（Autograph AG-X,５０ｋＮ）で、引っ張り速度を５×１０-4／ｓで測定した。試料の大きさは、断面が２ｍｍ×２ｍｍの矩形で、長さが３３ｍｍである。
(Mechanical property measurement)
The mechanical properties at room temperature were measured at 298 K with a tester (Autograph AG-X, 50 kN) manufactured by Shimadzu Corporation at a pulling speed of 5 × 10 −4 / s. The size of the sample is a rectangle having a cross section of 2 mm × 2 mm and a length of 33 mm.
２軸鍛造の工程の最も良い方法を決めるために、本発明者らは、最適条件を決めることから開始した。
相図に従って、以下の温度を２軸鍛造の工程に選択した。
８００℃ （α−Ｔｉの領域）
９００℃ （α＋β−Ｔｉの領域）
１０００℃ （β−Ｔｉの領域）
繰り返しの最適回数を決定するため、試料を、５回、１０回、１５回、２０回繰り返すことで２軸鍛造した。
本発明の製造方法では、単純な２軸鍛造の繰り返しを含んでいる。２軸鍛造や引張りによる加工は、複雑で高価な道具を必要としない。
In order to determine the best method for the biaxial forging process, the inventors started by determining the optimum conditions.
According to the phase diagram, the following temperatures were selected for the biaxial forging process.
800 ° C (α-Ti region)
900 ° C (region of α + β-Ti)
1000 ° C. (β-Ti region)
In order to determine the optimum number of repetitions, the sample was biaxially forged by repeating 5, 10, 15 and 20 times.
The manufacturing method of the present invention includes simple biaxial forging. Processing by biaxial forging and tension does not require complicated and expensive tools.
その後、本発明者らは選択した合金とそれらの強度と可塑性について分析した。
また、最適な温度と試料の鍛造の繰り返し回数を選択した。
鍛造の繰り返し回数を５回、１０回、１５回、２０回とすることにより、以下の最適な強度と可塑性との組み合わせを得た。
Subsequently, the inventors analyzed selected alloys and their strength and plasticity.
In addition, the optimum temperature and the number of repetitions of forging of the sample were selected.
By setting the number of repetitions of forging to 5, 10, 15, and 20 times, the following optimum combinations of strength and plasticity were obtained.
図２は、８００℃におけるＴｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金の２軸鍛造を施した試料の圧縮応力−歪み曲線を示す図である。
図２に示すように、引っ張り強度σBは約１４００ＭＰａであり、圧縮塑性歪δは約３%である。
FIG. 2 is a diagram showing a compressive stress-strain curve of a sample subjected to biaxial forging of a Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy at 800 ° C. FIG.
As shown in FIG. 2, the tensile strength σ B is about 1400 MPa, and the compressive plastic strain δ is about 3%.
１０００℃の高温で２軸の鍛造を行った後（β−Ｔｉの領域）、鍛造の繰り返し回数を、５回、１０回、１５回、２０回で行なったが、何れの場合も以下の貧弱な強度と可塑性が無い結果を得た。
図３は、１０００℃におけるＴｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金の２軸鍛造を施した試料の圧縮応力−歪み曲線を示す図である。
After biaxial forging at a high temperature of 1000 ° C. (β-Ti region), the forging was repeated 5 times, 10 times, 15 times, and 20 times. The result was that there was no strong strength and plasticity.
FIG. 3 is a diagram showing a compression stress-strain curve of a sample subjected to biaxial forging of a Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy at 1000 ° C.
９００℃の２軸の鍛造を行った後、（α+β−Ｔｉの領域）で、試料の５回、１０回、１５回、２０回の回転で、強度と可塑性が図４で説明するように最もよい結果を得た。 After performing biaxial forging at 900 ° C., the strength and plasticity will be described with reference to FIG. 4 by rotating the sample 5 times, 10 times, 15 times, and 20 times in (α + β-Ti region). Got the best results.
図４は、９００℃におけるＴｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金の２軸鍛造を施した試料の圧縮応力−歪み曲線を示す図である。
上記の内、２軸の鍛造では、鍛造の繰り返し回数が１５回で、最もよい機械的な性質を得た。Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金では、このような２軸の鍛造の工程により、引っ張り強度が１２００ＭＰａとなり、７〜９％という圧縮塑性歪を得た。２軸鍛造の回数は、さらに調べると、１０〜１８回が好適であった。さらに、１４〜１６回が好ましい。９００℃では、２軸鍛造の回数が１５回で、引っ張り強度が１２００ＭＰａ以上となり、９％という圧縮塑性歪を得た。
FIG. 4 is a view showing a compression stress-strain curve of a sample subjected to biaxial forging of a Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy at 900 ° C.
Among the above, in biaxial forging, the number of repetitions of forging was 15, and the best mechanical properties were obtained. In the Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy, the tensile strength was 1200 MPa and a compressive plastic strain of 7 to 9% was obtained by such a biaxial forging process. When the number of biaxial forgings was further examined, 10 to 18 times was suitable. Furthermore, 14 to 16 times are preferable. At 900 ° C., the number of biaxial forgings was 15, the tensile strength was 1200 MPa or more, and a compressive plastic strain of 9% was obtained.
図５は、Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金において、９００℃で２軸の鍛造の繰り返し回数を１５回としたときの試料のＸ線回折を示す図であり、図６は図５のＴｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金のＳＥＭ像を示す図である。
図５及び図６に示すように、Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金において、９００℃で２軸の鍛造の繰り返し回数を１５回とした試料の相は、α−Ｔｉとβ−Ｔｉとの２相からなることが分かった。つまり、α＋βＴｉ相である。
FIG. 5 is a diagram showing X-ray diffraction of a sample of Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy when the number of repetitions of biaxial forging at 900 ° C. is 15 times, and FIG. 6 shows Ti 94 Fe of FIG. is a view showing an SEM image of 3 Cu 3 alloy.
As shown in FIGS. 5 and 6, in the Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy, the phase of the sample in which the number of repetitions of biaxial forging at 900 ° C. is 15 is two phases of α-Ti and β-Ti. I found out that That is, α + βTi phase.
この試料のナノ構造ブロックは、サブミクロン（μｍ）からナノメートル（ｎｍ）オーダーの粒径を有している。ＸＲＤの回折ピークの広がりの解析から、Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金のナノ構造ブロックは、５０ｎｍ〜１００ｎｍの粒径であることが分かった（図７参照）。ここで、粒径は、Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金のナノ構造ブロックを円と近似したときの粒径である。 The nanostructure block of this sample has a particle size on the order of submicron (μm) to nanometer (nm). Analysis of the XRD diffraction peak broadening revealed that the nanostructure block of the Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy has a particle size of 50 nm to 100 nm (see FIG. 7). Here, the particle size is a particle size when the nanostructure block of the Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy is approximated to a circle.
図７（ａ）は、Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金のナノ構造ブロックを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した二次電子像、（ｂ）は（ａ）で観察されたナノ構造ブロックを点線で示した図である。 FIG. 7A is a secondary electron image obtained by observing a nanostructure block of Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy with a scanning electron microscope (SEM), and FIG. 7B is a dotted line showing the nanostructure block observed in FIG. It is the figure shown by.
図８は、１０００℃でＴｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金の２軸鍛造を施した試料の破壊された表面の二次電子像を示す図である。図８に示すように、１０００℃の２軸鍛造における脆性破壊を明瞭に示している。 FIG. 8 is a diagram showing a secondary electron image of a fractured surface of a sample subjected to biaxial forging of a Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy at 1000 ° C. As shown in FIG. 8, the brittle fracture in the biaxial forging at 1000 ° C. is clearly shown.
図９は、９０００℃でＴｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金の２軸鍛造を施した試料の割れた表面の二次電子像を示す図である。図９に示すように、９００℃で２軸鍛造を施した試料では、粒状結晶内の延性の破壊と、くぼみ状の破断面が観察された。 FIG. 9 is a diagram showing a secondary electron image of a cracked surface of a sample subjected to biaxial forging of a Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy at 9000 ° C. As shown in FIG. 9, in the sample subjected to biaxial forging at 900 ° C., ductile fracture in the granular crystal and a hollow fracture surface were observed.
Ｔｉ合金の２軸鍛造を施した後の引き続きの熱処理は、さらに強度が増す。種々実験した結果、通常のＴｉでこのような２軸鍛造処理をしない場合よりも遥かに強度が増した（図１０参照）。急冷とエージングとによる硬化処理は、通常のＴｉ合金で採用されている。ここで、急冷は、鍛造の後の急冷である。エージングは、急冷の後でＴｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金の引っ張り強度を増すために所定の温度で行う熱処理である。 The subsequent heat treatment after the biaxial forging of the Ti alloy further increases the strength. As a result of various experiments, the strength was increased far more than in the case where such biaxial forging treatment was not performed with normal Ti (see FIG. 10). Hardening treatment by rapid cooling and aging is employed for ordinary Ti alloys. Here, the rapid cooling is rapid cooling after forging. Aging is a heat treatment performed at a predetermined temperature in order to increase the tensile strength of the Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy after rapid cooling.
図１０は、Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金を９０００℃で２軸鍛造の繰り返し回数を１５回施し、その後で急冷とエージングによる熱処理を行った試料の圧縮応力−歪み曲線を示す図である。
図１０に示すように、９００℃で２軸鍛造を施した試料では、急冷とエージングによる熱処理を行うと、機械的な強度が、非常に増大することは一目瞭然である。
各試料の熱処理条件を以下に示す。以下の曲線１等は、図１０の各試料に附した数字に対応している。
曲線１：Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金作成直後。
曲線２：Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金作成直後の合金を８００℃から急冷し、５００℃で硬化のためのエージングを施した。
曲線３：Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金を９００℃で１５回２軸鍛造し、８００℃から急冷し、５００℃で硬化のためのエージングを施した。
曲線４：Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金を９００℃で１５回２軸鍛造し、８００℃から急冷した。
曲線５：Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金を９００℃で１５回２軸鍛造し、７００℃から急冷した。
曲線６：Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金を９００℃で１５回２軸鍛造した。
FIG. 10 is a diagram showing a compression stress-strain curve of a sample in which Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy is subjected to 15 cycles of biaxial forging at 9000 ° C. and then subjected to heat treatment by rapid cooling and aging.
As shown in FIG. 10, it is obvious that the mechanical strength of the sample subjected to biaxial forging at 900 ° C. is greatly increased when heat treatment is performed by rapid cooling and aging.
The heat treatment conditions for each sample are shown below. The following curve 1 and the like correspond to the numbers assigned to the respective samples in FIG.
Curve 1: Immediately after the production of Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy.
Curve 2: The alloy immediately after the Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy was prepared was rapidly cooled from 800 ° C. and subjected to aging at 500 ° C. for hardening.
Curve 3: Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy was biaxially forged 15 times at 900 ° C., quenched from 800 ° C., and aged for curing at 500 ° C.
Curve 4: Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy was biaxially forged 15 times at 900 ° C. and quenched from 800 ° C.
Curve 5: Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy was biaxially forged 15 times at 900 ° C. and quenched from 700 ° C.
Curve 6: Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy was biaxially forged 15 times at 900 ° C.
（耐蝕性）
Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金の耐蝕性を、２５℃において、ＮａＣｌの３％溶液で調べた。
図１１は、Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金試料の電流密度−電位曲線を示す図である。図１１に示すように、Ｔｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金のＮａＣｌの３％溶液に対する耐蝕性は、市販の合金に匹敵する耐蝕性を有していることがわかった。
(Corrosion resistance)
The corrosion resistance of the Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy was examined at 25 ° C. with a 3% solution of NaCl.
FIG. 11 is a diagram showing a current density-potential curve of a Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy sample. As shown in FIG. 11, it was found that the corrosion resistance of the Ti 94 Fe 3 Cu 3 alloy to the 3% NaCl solution was comparable to that of a commercially available alloy.
（比較例）
比較例として、傾斜鋳造をしただけのβチタンを作製した。傾斜鋳造をしただけのチタン基金属合金は、引張強度が９００ＭＰａである。
図１２は、傾斜鋳造をしただけのβチタン合金のＳＥＭ像を示す図である。図１２に示すように、作成した比較例の試料はβチタン相の針状結晶が観察されると共に、鋳造欠陥が観察された。
(Comparative example)
As a comparative example, β-titanium that was only subjected to tilt casting was produced. The titanium-based metal alloy that has just been tilted cast has a tensile strength of 900 MPa.
FIG. 12 is a diagram showing an SEM image of a β-titanium alloy that has only been subjected to tilt casting. As shown in FIG. 12, in the prepared sample of the comparative example, needle-like crystals of β titanium phase were observed and casting defects were observed.
表１に、本発明のＴｉ94Ｆｅ3Ｃｕ3合金と非特許文献５のＶを含むＴｉ合金との比較を纏めて示す。
本発明は上記実施例に限定されることなく、特許請求の範囲に記載した発明の範囲内で種々の変形が可能であり、それらも本発明の範囲内に含まれることはいうまでもない。 The present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications are possible within the scope of the invention described in the claims, and it goes without saying that these are also included in the scope of the present invention.
Claims (8)
ナノ構造ブロックを有しており、該ナノ構造ブロックの粒径が、５０ｎｍから１００ｎｍであることを特徴とする、ＴｉＦｅＣｕ系合金。 Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy,
A TiFeCu-based alloy having a nanostructure block, wherein the nanostructure block has a particle size of 50 nm to 100 nm.
Ｔｉ94±0.5Ｆｅ3±0.5Ｃｕ3±0.5合金のナノ構造ブロックの粒径が５０ｎｍから１００ｎｍとなるよう、上記インゴットを２軸鍛造することを特徴とする、ＴｉＦｅＣｕ系合金の製造方法。 An alloy ingot made of Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 was produced by tilt casting,
A method for producing a TiFeCu-based alloy, wherein the ingot is biaxially forged so that the particle size of the nanostructure block of Ti 94 ± 0.5 Fe 3 ± 0.5 Cu 3 ± 0.5 alloy is 50 nm to 100 nm.
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