JPH07252561A - Ti−Zr系合金 - Google Patents
Ti−Zr系合金Info
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- JPH07252561A JPH07252561A JP4444094A JP4444094A JPH07252561A JP H07252561 A JPH07252561 A JP H07252561A JP 4444094 A JP4444094 A JP 4444094A JP 4444094 A JP4444094 A JP 4444094A JP H07252561 A JPH07252561 A JP H07252561A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 非晶質相が熱的に安定で、より高い強度を有
するTi−Zr系合金を提供する。 【構成】 原子%による組成が、組成式(Ti1-X Zr
x )100-Y-Z CuY Mz(式中、MはHf,Ni,P
d,Co,Agから選ばれる1種または2種の元素、
0.02≦X≦0.98、10≦Y≦30、0≦Z≦2
0および10≦Y+Z≦40である)により表わされ、
結晶質相と非晶質相とからなることを特徴とするTi−
Zr系合金。
するTi−Zr系合金を提供する。 【構成】 原子%による組成が、組成式(Ti1-X Zr
x )100-Y-Z CuY Mz(式中、MはHf,Ni,P
d,Co,Agから選ばれる1種または2種の元素、
0.02≦X≦0.98、10≦Y≦30、0≦Z≦2
0および10≦Y+Z≦40である)により表わされ、
結晶質相と非晶質相とからなることを特徴とするTi−
Zr系合金。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は、Ti−Zr系合金に
関するものである。さらに詳しくは、この発明は、高強
度を有するTi−Zr系合金に関するものである。
関するものである。さらに詳しくは、この発明は、高強
度を有するTi−Zr系合金に関するものである。
【0002】
【従来の技術】従来より、溶融状態の合金を急冷するこ
とにより薄帯状、フィラメント状、粉体状など、種々の
形状を有する非晶質金属材料が得られることはよく知ら
れている。一般に、この非晶質金属材料は、単ロール
法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法などの
方法によって製造できるので、これまでにもFe系、N
i系、Co系、Al系などについて数多くの非晶質金属
薄帯、細線や粉末が得られている。
とにより薄帯状、フィラメント状、粉体状など、種々の
形状を有する非晶質金属材料が得られることはよく知ら
れている。一般に、この非晶質金属材料は、単ロール
法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法などの
方法によって製造できるので、これまでにもFe系、N
i系、Co系、Al系などについて数多くの非晶質金属
薄帯、細線や粉末が得られている。
【0003】一方、特開平3−260037号公報に開
示されているように、非晶質合金中に結晶質相を生じさ
せ、微細な結晶質相を非晶質相中に分散させた組織とす
ることにより、靱性を保ちつつ非晶質合金の強度をより
一層向上できることがAl系非晶質合金で知られてい
る。このような合金は、非晶質母相が靱性に富み、かつ
析出している結晶質相が非晶質相の変形を阻害するため
に、靱性を保ちつつ高強度となるとされている。
示されているように、非晶質合金中に結晶質相を生じさ
せ、微細な結晶質相を非晶質相中に分散させた組織とす
ることにより、靱性を保ちつつ非晶質合金の強度をより
一層向上できることがAl系非晶質合金で知られてい
る。このような合金は、非晶質母相が靱性に富み、かつ
析出している結晶質相が非晶質相の変形を阻害するため
に、靱性を保ちつつ高強度となるとされている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、微細な
結晶質を含むAl系非晶質合金は結晶化温度が500K
程度であるために非晶質相が熱的に不安定で脆化しやす
く、また、強度も1000MPa程度と低く、そのため
応用範囲が限られているという問題があった。そこでこ
の発明は、以上の通りの合金の欠点を解消し、非晶質相
が熱的に安定で、より高い強度を有するTi−Zr系合
金を提供することを目的としている。
結晶質を含むAl系非晶質合金は結晶化温度が500K
程度であるために非晶質相が熱的に不安定で脆化しやす
く、また、強度も1000MPa程度と低く、そのため
応用範囲が限られているという問題があった。そこでこ
の発明は、以上の通りの合金の欠点を解消し、非晶質相
が熱的に安定で、より高い強度を有するTi−Zr系合
金を提供することを目的としている。
【0005】
【課題を解決するための手段】この発明は、上記の課題
を解決するものとして、原子%による組成が、組成式
(Ti1-X Zrx )100-Y-Z CuY Mz (式中、MはH
f,Ni,Pd,Co,Agから選ばれる1種または2
種の元素、0.02≦X≦0.98、10≦Y≦30、
0≦Z≦20および10≦Y+Z≦40である)により
表わされ、結晶質相と非晶質相とからなることを特徴と
するTi−Zr系合金を提供する。
を解決するものとして、原子%による組成が、組成式
(Ti1-X Zrx )100-Y-Z CuY Mz (式中、MはH
f,Ni,Pd,Co,Agから選ばれる1種または2
種の元素、0.02≦X≦0.98、10≦Y≦30、
0≦Z≦20および10≦Y+Z≦40である)により
表わされ、結晶質相と非晶質相とからなることを特徴と
するTi−Zr系合金を提供する。
【0006】すなわち、この発明は、(Ti−Zr)−
Cu−(Hf,Ni,Pd,Co,Ag)系合金におい
て、上記の通り、その組成を特定化することにより、非
晶質相の結晶化温度が高く熱的に安定で、高い強度を有
する結晶質相と非結晶質相とからなる合金が得られると
の新しい知見に基づいている。さらに詳しくこの発明の
Ti−Zr系合金について説明すると、まず、その組成
は、Ti含有量とZr含有量との和において、Zrが
0.02以上0.98以下の比率で含まれていることと
する。Ti含有量とZr含有量の和において、Zrの比
率が0.02未満または0.98を越えると、結晶質相
と非晶質相からなる混相組織を呈しても脆化し実用に供
することが難しくなる。
Cu−(Hf,Ni,Pd,Co,Ag)系合金におい
て、上記の通り、その組成を特定化することにより、非
晶質相の結晶化温度が高く熱的に安定で、高い強度を有
する結晶質相と非結晶質相とからなる合金が得られると
の新しい知見に基づいている。さらに詳しくこの発明の
Ti−Zr系合金について説明すると、まず、その組成
は、Ti含有量とZr含有量との和において、Zrが
0.02以上0.98以下の比率で含まれていることと
する。Ti含有量とZr含有量の和において、Zrの比
率が0.02未満または0.98を越えると、結晶質相
と非晶質相からなる混相組織を呈しても脆化し実用に供
することが難しくなる。
【0007】また、Cuの含有量は10原子%以上30
原子%以下であることが必要である。Cuの含有量が1
0原子%未満であると、結晶質相が粗大化するために強
度が低下し、実用に供することが難しくなる。また、C
uの含有量が30原子%を越えると、非晶質単相になっ
て強度が低下し、種々の方法を用いて結晶質相を析出さ
せた場合においても、脆化するために実用に供すること
が難しくなる。
原子%以下であることが必要である。Cuの含有量が1
0原子%未満であると、結晶質相が粗大化するために強
度が低下し、実用に供することが難しくなる。また、C
uの含有量が30原子%を越えると、非晶質単相になっ
て強度が低下し、種々の方法を用いて結晶質相を析出さ
せた場合においても、脆化するために実用に供すること
が難しくなる。
【0008】Hf,Ni,Pd,Co,Agから選ばれ
る1種または2種の元素については、その含有量が20
原子%以下であることが必要であり、これらの元素が全
く含まれていなくてもよい。この含有量が20原子%を
越えると、非晶質単相になって強度が低下し、種々の方
法を用いて結晶質相を析出させた場合においても、脆化
するために実用に供することが難しい。
る1種または2種の元素については、その含有量が20
原子%以下であることが必要であり、これらの元素が全
く含まれていなくてもよい。この含有量が20原子%を
越えると、非晶質単相になって強度が低下し、種々の方
法を用いて結晶質相を析出させた場合においても、脆化
するために実用に供することが難しい。
【0009】さらに、本発明においては、CuとHf,
Ni,Pd,Co,Agから選ばれる1種または2種の
元素の含有量の合計が10原子%以上40原子%以下で
あることが必要であり、これらの元素の合計含有量が1
0原子%未満の場合は、合金の組織が結晶質相と非晶質
相からなる混相組織を呈しても、曲げ靱性に乏しく強度
も低いため、実用に供することができない。
Ni,Pd,Co,Agから選ばれる1種または2種の
元素の含有量の合計が10原子%以上40原子%以下で
あることが必要であり、これらの元素の合計含有量が1
0原子%未満の場合は、合金の組織が結晶質相と非晶質
相からなる混相組織を呈しても、曲げ靱性に乏しく強度
も低いため、実用に供することができない。
【0010】また、これらの元素の合計含有量が40原
子%を越える場合には、非晶質単相になって強度が低下
し、種々の方法を用いて結晶質相を析出させた場合で
も、脆化するために実用に供することができない。そし
て、この発明における高強度Ti−Zr系合金において
は、その組織において結晶質相と非晶質相が混在するこ
とが必要であり、結晶質相は単一の結晶構造を有する相
であっても2種以上の結晶構造を有する複数の結晶質相
からなるものでもよい。さらに、この発明においては、
結晶質相の体積分率が45%以下であることが好まし
い。
子%を越える場合には、非晶質単相になって強度が低下
し、種々の方法を用いて結晶質相を析出させた場合で
も、脆化するために実用に供することができない。そし
て、この発明における高強度Ti−Zr系合金において
は、その組織において結晶質相と非晶質相が混在するこ
とが必要であり、結晶質相は単一の結晶構造を有する相
であっても2種以上の結晶構造を有する複数の結晶質相
からなるものでもよい。さらに、この発明においては、
結晶質相の体積分率が45%以下であることが好まし
い。
【0011】なお、この発明のTi−Zr系合金におい
て、結晶質相及び非晶質相の存在はX線回析法や電子線
回析法を用いて確認することができ、非晶質相の存在は
示差走査熱量分析等の熱分析法による結晶化熱(結晶化
挙動)の観測によっても確認することができる。以上の
通りの、この発明のTi−Zr系合金は、溶融状態から
種々の方法で冷却固化させることにより得ることができ
る。たとえば、単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸
法、高圧ガスアトマイズ法などの生産性に優れた液体急
冷法を用いることが望ましい。本発明においてこれらの
製造法を用いる場合、従来より公知の各製造法で用いら
れている製造条件により容易に製造することができる。
たとえば、代表的な単ロール法においては、合金を石英
管中、アルゴン雰囲気下で溶融した後、孔径0.1〜
1.0mmの石英製ノズルを用い、真空またはアルゴン
雰囲気下、1000〜4000rpmで回転している直
径20cm程度の銅ロール上に噴出圧0.1〜1.0k
g/cm2 で噴出し、急速凝固させることにより得るこ
とができる。
て、結晶質相及び非晶質相の存在はX線回析法や電子線
回析法を用いて確認することができ、非晶質相の存在は
示差走査熱量分析等の熱分析法による結晶化熱(結晶化
挙動)の観測によっても確認することができる。以上の
通りの、この発明のTi−Zr系合金は、溶融状態から
種々の方法で冷却固化させることにより得ることができ
る。たとえば、単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸
法、高圧ガスアトマイズ法などの生産性に優れた液体急
冷法を用いることが望ましい。本発明においてこれらの
製造法を用いる場合、従来より公知の各製造法で用いら
れている製造条件により容易に製造することができる。
たとえば、代表的な単ロール法においては、合金を石英
管中、アルゴン雰囲気下で溶融した後、孔径0.1〜
1.0mmの石英製ノズルを用い、真空またはアルゴン
雰囲気下、1000〜4000rpmで回転している直
径20cm程度の銅ロール上に噴出圧0.1〜1.0k
g/cm2 で噴出し、急速凝固させることにより得るこ
とができる。
【0012】また、この発明のTi−Zr系合金は、冷
却固化の種々の方法において、冷却速度を変化させるこ
とで得ることも可能である。すなわち、非晶質単相の組
織が得られる組成の場合、冷却速度を低下させ結晶質相
を生じさせつつ凝固させることにより、本発明の結晶質
相と非晶質相とからなるTi−Zr系合金を得ることが
できる。冷却速度を制御しながら合金を得る方法として
は、たとえば、単ロール法ではロール回転速度を制御す
ることにより、また、回転液中紡糸法では冷媒の温度を
制御することにより、高圧ガスアトマイズ法においては
粉末粒径を制御したり冷媒ガス種を選択することによ
り、凝固時の冷却速度を変化させ、この発明の組織を得
ることができる。
却固化の種々の方法において、冷却速度を変化させるこ
とで得ることも可能である。すなわち、非晶質単相の組
織が得られる組成の場合、冷却速度を低下させ結晶質相
を生じさせつつ凝固させることにより、本発明の結晶質
相と非晶質相とからなるTi−Zr系合金を得ることが
できる。冷却速度を制御しながら合金を得る方法として
は、たとえば、単ロール法ではロール回転速度を制御す
ることにより、また、回転液中紡糸法では冷媒の温度を
制御することにより、高圧ガスアトマイズ法においては
粉末粒径を制御したり冷媒ガス種を選択することによ
り、凝固時の冷却速度を変化させ、この発明の組織を得
ることができる。
【0013】さらに、この発明のTi−Zr系合金は、
この発明の組成を有する溶融合金を急冷凝固させて非晶
質単相を得た後、熱処理を施すことにより結晶質相を非
晶質中に析出させて得ることもできる。その場合、非晶
質単相からなる合金を温度範囲200〜700℃で0.
01〜200000秒間熱処理を行うことにより、非晶
質相と結晶質相とからなる本発明の高強度Ti−Zr系
合金を得ることができる。
この発明の組成を有する溶融合金を急冷凝固させて非晶
質単相を得た後、熱処理を施すことにより結晶質相を非
晶質中に析出させて得ることもできる。その場合、非晶
質単相からなる合金を温度範囲200〜700℃で0.
01〜200000秒間熱処理を行うことにより、非晶
質相と結晶質相とからなる本発明の高強度Ti−Zr系
合金を得ることができる。
【0014】
【作用】以上のこの発明により、特定の組成とし、しか
も非晶質相と結晶質とを共存させることにより、熱的に
安定で、高強度のTi−Zr系合金が実現される。各種
の構造用材等として有用な高強度合金が提供される。
も非晶質相と結晶質とを共存させることにより、熱的に
安定で、高強度のTi−Zr系合金が実現される。各種
の構造用材等として有用な高強度合金が提供される。
【0015】
【実施例】次に、実施例および比較例により本発明を具
体的に説明する。実施例1〜18、比較例1〜14 表1(実施例1〜18)並びに表2(比較例1〜14)
に示す各組成からなる合金を、石英管中、アルゴン雰囲
気下で溶融した後、孔径0.5mmの石英製ノズルを用
い、アルゴン雰囲気下、表1並びに表2に示すロール速
度で回転している直径20cmの銅ロール上に0.3k
g/cm2 で噴出し、急速凝固させて、幅3mm、厚さ
30μmの連続した急冷薄帯を作製した。また、熱処理
を行う場合には、表1並びに表2に示す熱処理温度で1
時間真空中において行った。
体的に説明する。実施例1〜18、比較例1〜14 表1(実施例1〜18)並びに表2(比較例1〜14)
に示す各組成からなる合金を、石英管中、アルゴン雰囲
気下で溶融した後、孔径0.5mmの石英製ノズルを用
い、アルゴン雰囲気下、表1並びに表2に示すロール速
度で回転している直径20cmの銅ロール上に0.3k
g/cm2 で噴出し、急速凝固させて、幅3mm、厚さ
30μmの連続した急冷薄帯を作製した。また、熱処理
を行う場合には、表1並びに表2に示す熱処理温度で1
時間真空中において行った。
【0016】次に、作製したこれらの薄帯の組織、密着
曲げ(靱性)、強度および結晶質相の体積分率を測定
し、その結果を表1並びに表2に示した。組織について
は、X線回析法により結晶質相に対応する回析線図形の
得られたものを結晶質相を含有するものと判定し、合金
中の結晶相の体積分率については、電子顕微鏡により試
料中の10視野を観察し、結晶相の平均の面積分率を算
出しそれぞれの体積分率とした。また、X線回析法にお
いてハローパターンのみ観察されたものを非晶質単相と
し、X線回析法によりハローパターンが観測されず、熱
分析法によっても結晶化挙動が観測されない場合に結晶
質単相と判定した。なお、熱分析は昇温速度40K/m
inで示差走査熱量分析を行い、結晶化挙動(結晶化温
度の有無)を観測した。
曲げ(靱性)、強度および結晶質相の体積分率を測定
し、その結果を表1並びに表2に示した。組織について
は、X線回析法により結晶質相に対応する回析線図形の
得られたものを結晶質相を含有するものと判定し、合金
中の結晶相の体積分率については、電子顕微鏡により試
料中の10視野を観察し、結晶相の平均の面積分率を算
出しそれぞれの体積分率とした。また、X線回析法にお
いてハローパターンのみ観察されたものを非晶質単相と
し、X線回析法によりハローパターンが観測されず、熱
分析法によっても結晶化挙動が観測されない場合に結晶
質単相と判定した。なお、熱分析は昇温速度40K/m
inで示差走査熱量分析を行い、結晶化挙動(結晶化温
度の有無)を観測した。
【0017】強度については、インストロン引張試験機
を用い、長さ30mmの急冷薄帯を4.2×10-4の歪
速度で引張試験を10試料について行い、平均強度を算
出することにより求めた。
を用い、長さ30mmの急冷薄帯を4.2×10-4の歪
速度で引張試験を10試料について行い、平均強度を算
出することにより求めた。
【0018】
【表1】
【0019】
【表2】
【0020】以上の表1より明らかなように、実施例1
〜18に示されるこの発明の非晶質相と結晶質相からな
るTi−Zr合金は1800MPa以上の高強度を有し
ていた。これに対し、この発明の組成範囲外の表2の比
較例1〜3および比較例5〜11は、いずれも非晶質相
と結晶質相からなるTi−Zr合金であるが、密着曲げ
靱性が劣り、強度も1300MPa以下の低いものにな
っていた。
〜18に示されるこの発明の非晶質相と結晶質相からな
るTi−Zr合金は1800MPa以上の高強度を有し
ていた。これに対し、この発明の組成範囲外の表2の比
較例1〜3および比較例5〜11は、いずれも非晶質相
と結晶質相からなるTi−Zr合金であるが、密着曲げ
靱性が劣り、強度も1300MPa以下の低いものにな
っていた。
【0021】また、比較例4、12および18は、非晶
質単相であるために1500MPa程度の強度しか得ら
れなかった。すなわち、実施例2と比較例13および実
施例8と比較例12より、この発明の範囲内の合金組成
であり、かつ非晶質相と結晶質相とからなることが、高
強度のTi−Zr系合金を得るために必要であることが
わかる。
質単相であるために1500MPa程度の強度しか得ら
れなかった。すなわち、実施例2と比較例13および実
施例8と比較例12より、この発明の範囲内の合金組成
であり、かつ非晶質相と結晶質相とからなることが、高
強度のTi−Zr系合金を得るために必要であることが
わかる。
【0022】さらに、比較例14の結晶質相を含むAl
系非晶質合金は1000MPa程度の強度しか得られて
おらず、観察される結晶化温度も473K(200℃)
であった。それに対し、1800MPa以上の高強度を
示すこの発明の実施例1〜18の合金の結晶化温度は、
いずれも603K(330℃)以上であり、この発明の
合金が結晶質相を含むAl系非晶質合金に比べて優れた
熱安定性と強度を有していた。比較例15 市販されているTi−6Al−4V合金の厚さ1mm、
幅1cmの薄板の強度特性を表2に併せて示した。これ
により、現行のTi合金材料の強度900MPaに比べ
て、この発明の実施例1〜18の合金は格段に優れた強
度特性を有していることが明らかである。
系非晶質合金は1000MPa程度の強度しか得られて
おらず、観察される結晶化温度も473K(200℃)
であった。それに対し、1800MPa以上の高強度を
示すこの発明の実施例1〜18の合金の結晶化温度は、
いずれも603K(330℃)以上であり、この発明の
合金が結晶質相を含むAl系非晶質合金に比べて優れた
熱安定性と強度を有していた。比較例15 市販されているTi−6Al−4V合金の厚さ1mm、
幅1cmの薄板の強度特性を表2に併せて示した。これ
により、現行のTi合金材料の強度900MPaに比べ
て、この発明の実施例1〜18の合金は格段に優れた強
度特性を有していることが明らかである。
【0023】
【発明の効果】以上詳しく説明した通り、この発明のT
i−Zr系合金の場合には、1800MPa以上とい
う、従来のTi基実用合金より格段に優れた強度を有し
ている。また、非晶質相の熱的安定性も、Al系非晶質
合金や結晶相分散型Al基非晶質合金よりも高いため、
強度が必要とされる種々の工業用材料に広く応用する可
能となる。
i−Zr系合金の場合には、1800MPa以上とい
う、従来のTi基実用合金より格段に優れた強度を有し
ている。また、非晶質相の熱的安定性も、Al系非晶質
合金や結晶相分散型Al基非晶質合金よりも高いため、
強度が必要とされる種々の工業用材料に広く応用する可
能となる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住宅 11−806 (72)発明者 網谷 健児 京都府宇治市宇治小桜23番地 ユニチカ株 式会社中央研究所内
Claims (1)
- 【請求項1】 原子%による組成が、組成式(Ti1-X
Zrx )100-Y-Z CuY Mz (式中、MはHf,Ni,
Pd,Co,Agから選ばれる1種または2種の元素、
0.02≦X≦0.98、10≦Y≦30、0≦Z≦2
0および10≦Y+Z≦40である)により表わされ、
結晶質相と非晶質相とからなることを特徴とするTi−
Zr系合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4444094A JPH07252561A (ja) | 1994-03-15 | 1994-03-15 | Ti−Zr系合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4444094A JPH07252561A (ja) | 1994-03-15 | 1994-03-15 | Ti−Zr系合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07252561A true JPH07252561A (ja) | 1995-10-03 |
Family
ID=12691550
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4444094A Pending JPH07252561A (ja) | 1994-03-15 | 1994-03-15 | Ti−Zr系合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07252561A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2003101697A3 (de) * | 2002-05-30 | 2005-01-20 | Leibniz Inst Fuer Festkoerper | Hochfeste, plastisch verformbare formkörper aus titanlegierungen |
JP2007063634A (ja) * | 2005-08-31 | 2007-03-15 | Japan Science & Technology Agency | Cu−(Hf、Zr)−Ag金属ガラス合金。 |
CN1323180C (zh) * | 2004-04-29 | 2007-06-27 | 大连盛辉钛业有限公司 | 齿科医用钛合金 |
JP2009052131A (ja) * | 2007-08-01 | 2009-03-12 | Tohoku Univ | Ti−Cu−Zr−Pd金属ガラス合金 |
JP2009090304A (ja) * | 2007-10-04 | 2009-04-30 | Tokyo Bureizu Kk | ろう付け材料 |
CN111020412A (zh) * | 2019-12-20 | 2020-04-17 | 常州世竟液态金属有限公司 | 一种环保型钛基块体非晶合金 |
-
1994
- 1994-03-15 JP JP4444094A patent/JPH07252561A/ja active Pending
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