JPH0790432A - 等軸組織からなる極低塩素α＋β型焼結チタン合金 - Google Patents
等軸組織からなる極低塩素α＋β型焼結チタン合金Info
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- JPH0790432A JPH0790432A JP23524093A JP23524093A JPH0790432A JP H0790432 A JPH0790432 A JP H0790432A JP 23524093 A JP23524093 A JP 23524093A JP 23524093 A JP23524093 A JP 23524093A JP H0790432 A JPH0790432 A JP H0790432A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、機械的特性、特に疲労特性を要求
される製品への適用が可能な焼結チタン合金を提供する
ことを目的とする。 【構成】 α＋β型の焼結チタン合金で、含有塩素量が
５０重量ppm 以下であり、平均粒径が３０μｍ以下で、
アスペクト比が１〜３である等軸微細なα粒が均一に分
散していることを特徴とするものである。
される製品への適用が可能な焼結チタン合金を提供する
ことを目的とする。 【構成】 α＋β型の焼結チタン合金で、含有塩素量が
５０重量ppm 以下であり、平均粒径が３０μｍ以下で、
アスペクト比が１〜３である等軸微細なα粒が均一に分
散していることを特徴とするものである。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は粉末冶金法、詳しくは素
粉末混合法により製造された焼結チタン合金に関するも
のである。
粉末混合法により製造された焼結チタン合金に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】粉末冶金法は、材料を最終形状に近い形
状にまで造形できるため、加工性や成形性或いは被削性
の乏しいチタン合金等の製品を得るための製造方法とし
て適している。とりわけ、純チタン粉末と合金化用粉末
を機械的に混合して、プレスもしくはＣＩＰ（冷間静水
圧成形）にて所定形状に成形し、真空もしくは不活性ガ
ス雰囲気中で焼結処理を行うことにより、圧粉体の緻密
化および合金化を同時に行い、その後必要に応じてＨＩ
Ｐ（熱間静水圧成形）等の緻密化処理を行う、いわゆる
「素粉末混合法」においては、焼結以前には軟質な純
チタン粉末が原料の大部分を占めるので良好な成形性を
有し、室温において精密な形状の圧粉体を製造し得る、
チタン粉末と合金化用粉末の混合比を変えることによ
り、組成の異なる各種合金を比較的容易に製造すること
が可能である、等の利点を有する。
状にまで造形できるため、加工性や成形性或いは被削性
の乏しいチタン合金等の製品を得るための製造方法とし
て適している。とりわけ、純チタン粉末と合金化用粉末
を機械的に混合して、プレスもしくはＣＩＰ（冷間静水
圧成形）にて所定形状に成形し、真空もしくは不活性ガ
ス雰囲気中で焼結処理を行うことにより、圧粉体の緻密
化および合金化を同時に行い、その後必要に応じてＨＩ
Ｐ（熱間静水圧成形）等の緻密化処理を行う、いわゆる
「素粉末混合法」においては、焼結以前には軟質な純
チタン粉末が原料の大部分を占めるので良好な成形性を
有し、室温において精密な形状の圧粉体を製造し得る、
チタン粉末と合金化用粉末の混合比を変えることによ
り、組成の異なる各種合金を比較的容易に製造すること
が可能である、等の利点を有する。
【０００３】ところで、粉末冶金法において、溶製材並
の機械的特性を得るには、成分が同じ溶製材に対する密
度比である「相対密度」を１００％にする必要があり、
このためには、ＨＩＰ処理等の緻密化処理が行われてい
る。しかし緻密化処理により相対密度を１００％にする
には、以下の２つの条件を満たす必要がある。まず１点
目は、原料チタン粉末の含有塩素量を５０重量ppm 以下
の極低塩素粉末を使用することである。この理由は、従
来の素粉末混合法で使用されてきたスポンジファイン等
廉価なチタン粉末は、塩素を１０００〜２０００重量pp
m 含有しており、塩素を含む原料を用いた場合、緻密化
処理では除去不可能な空孔が残留するためである。２点
目は、焼結後の到達密度を９５％以上にすることであ
る。それは、これ以下の密度では焼結時に残留した内部
空孔が製品表面とつながっており、緻密化処理時に内部
空孔が酸化したり、ＨＩＰ処理の場合、空孔に不活性ガ
スが流入し、これが十分な緻密化を阻害するからであ
る。
の機械的特性を得るには、成分が同じ溶製材に対する密
度比である「相対密度」を１００％にする必要があり、
このためには、ＨＩＰ処理等の緻密化処理が行われてい
る。しかし緻密化処理により相対密度を１００％にする
には、以下の２つの条件を満たす必要がある。まず１点
目は、原料チタン粉末の含有塩素量を５０重量ppm 以下
の極低塩素粉末を使用することである。この理由は、従
来の素粉末混合法で使用されてきたスポンジファイン等
廉価なチタン粉末は、塩素を１０００〜２０００重量pp
m 含有しており、塩素を含む原料を用いた場合、緻密化
処理では除去不可能な空孔が残留するためである。２点
目は、焼結後の到達密度を９５％以上にすることであ
る。それは、これ以下の密度では焼結時に残留した内部
空孔が製品表面とつながっており、緻密化処理時に内部
空孔が酸化したり、ＨＩＰ処理の場合、空孔に不活性ガ
スが流入し、これが十分な緻密化を阻害するからであ
る。
【０００４】さて、焼結後に相対密度９５％以上の焼結
体を得るためには、高温のβ域で焼結を行う必要があ
る。それは、チタン中のチタンおよび合金元素の拡散速
度はα相中よりもβ相中の方が格段に速いため、α域で
焼結を行うよりも焼結密度の上昇が著しく速いためであ
る。また特に焼結時に合金化を同時に行う素粉末混合法
では、均一な合金を製造するという観点から必要不可欠
である。
体を得るためには、高温のβ域で焼結を行う必要があ
る。それは、チタン中のチタンおよび合金元素の拡散速
度はα相中よりもβ相中の方が格段に速いため、α域で
焼結を行うよりも焼結密度の上昇が著しく速いためであ
る。また特に焼結時に合金化を同時に行う素粉末混合法
では、均一な合金を製造するという観点から必要不可欠
である。
【０００５】上記のような焼結法を用いてチタン合金を
製造した場合、製品の組織は、焼結中にβ結晶粒が著し
く粗大化し、冷却中にβ結晶粒界に生成した粒界α相と
β粒内に生成した粗大ラメラ相からなる粗大針状組織を
有することになる。このような粗大針状組織を持つチタ
ン合金は、微細な等軸組織を持つチタン合金に比べ、強
度および延性が低下すると共に、疲労強度が著しく低
く、高い疲労特性が要求される製品に対しては、適用が
制限されるという問題点があった。
製造した場合、製品の組織は、焼結中にβ結晶粒が著し
く粗大化し、冷却中にβ結晶粒界に生成した粒界α相と
β粒内に生成した粗大ラメラ相からなる粗大針状組織を
有することになる。このような粗大針状組織を持つチタ
ン合金は、微細な等軸組織を持つチタン合金に比べ、強
度および延性が低下すると共に、疲労強度が著しく低
く、高い疲労特性が要求される製品に対しては、適用が
制限されるという問題点があった。
【０００６】このような欠点を補い、焼結チタン合金の
疲労特性を向上させる手段としては、特開昭６２−４８
０４号公報に記載の方法、すなわち、焼結後、β温度域
から焼き入れし、マルテンサイト変態を発生せしめ、さ
らに８００℃以上のβ変態点以下の温度でＨＩＰ処理を
行い、微細針状組織を持つチタン合金を製造する方法が
ある。しかしこの手法では、高温加熱後に水焼き入れ等
の急冷処理を行う必要があり、さらに、加熱時、急冷時
に製品表面に生成する酸化スケールや酸化効果層をＨＩ
Ｐ処理に先立って除去する必要があり、多大なコスト増
となる。また、焼き入れ性の悪いα＋β合金では、熱処
理の効果は製品表面から高々２０mm程度の範囲であり、
それ以上の大型部品の処理には適さない。
疲労特性を向上させる手段としては、特開昭６２−４８
０４号公報に記載の方法、すなわち、焼結後、β温度域
から焼き入れし、マルテンサイト変態を発生せしめ、さ
らに８００℃以上のβ変態点以下の温度でＨＩＰ処理を
行い、微細針状組織を持つチタン合金を製造する方法が
ある。しかしこの手法では、高温加熱後に水焼き入れ等
の急冷処理を行う必要があり、さらに、加熱時、急冷時
に製品表面に生成する酸化スケールや酸化効果層をＨＩ
Ｐ処理に先立って除去する必要があり、多大なコスト増
となる。また、焼き入れ性の悪いα＋β合金では、熱処
理の効果は製品表面から高々２０mm程度の範囲であり、
それ以上の大型部品の処理には適さない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このような現状から、
本発明は、機械的特性、特に疲労特性を要求される製品
への適用が可能な、等軸組織を有するα＋β型焼結チタ
ン合金を提供することを目的とする。
本発明は、機械的特性、特に疲労特性を要求される製品
への適用が可能な、等軸組織を有するα＋β型焼結チタ
ン合金を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、α＋β型焼結
チタン合金において、含有塩素量が５０重量ppm 以下で
あり、平均粒径が３０μｍ以下で、アスペクト比が３以
下である等軸微細なα粒が均一に分散していることを特
徴とする。
チタン合金において、含有塩素量が５０重量ppm 以下で
あり、平均粒径が３０μｍ以下で、アスペクト比が３以
下である等軸微細なα粒が均一に分散していることを特
徴とする。
【０００９】ここでいうα＋β型チタン合金とは室温に
おいてα＋βの二相からなり、Ｔｉ以外にα安定化元素
とβ安定化元素を含み、不可避の不純物として０．７重
量％未満のＯ，Ｃ，Ｎ，Ｈ等を含む合金である。α安定
化元素としてはＡｌが、β安定化元素としてはＶ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｆｅ等が挙げられる。α＋β型合金として
は、例えばＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金や、Ｔｉ−６Ａｌ−
２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ合金、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２
Ｓｎ合金、Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｆｅ合金等を挙げるこ
とができる。
おいてα＋βの二相からなり、Ｔｉ以外にα安定化元素
とβ安定化元素を含み、不可避の不純物として０．７重
量％未満のＯ，Ｃ，Ｎ，Ｈ等を含む合金である。α安定
化元素としてはＡｌが、β安定化元素としてはＶ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｆｅ等が挙げられる。α＋β型合金として
は、例えばＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金や、Ｔｉ−６Ａｌ−
２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ合金、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２
Ｓｎ合金、Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｆｅ合金等を挙げるこ
とができる。
【００１０】
【作用】以下、本発明を詳細に説明する。本発明者等
は、焼結チタン合金の製造、利用に関する研究を重ねた
結果、従来素粉末混合法では不可能とされてきた、等軸
組織を有し、なおかつ内部空孔のない極低塩素α＋β型
焼結チタン合金を製造することが可能であることを見出
した。本発明はこれら新規知見に基づくものである。
は、焼結チタン合金の製造、利用に関する研究を重ねた
結果、従来素粉末混合法では不可能とされてきた、等軸
組織を有し、なおかつ内部空孔のない極低塩素α＋β型
焼結チタン合金を製造することが可能であることを見出
した。本発明はこれら新規知見に基づくものである。
【００１１】本発明においては、焼結チタン合金の含有
塩素量を５０重量ppm 以下とする必要がある。これは、
含有塩素量が５０重量ppm を超える場合、原料粉末中に
５０重量ppm 以上の塩素を含有することとなり、従来技
術で述べたように、焼結後にＨＩＰ等の緻密化処理で除
去不可能な空孔を残留することとなり、製品に内部欠陥
を含み疲労強度を低下させるためである。
塩素量を５０重量ppm 以下とする必要がある。これは、
含有塩素量が５０重量ppm を超える場合、原料粉末中に
５０重量ppm 以上の塩素を含有することとなり、従来技
術で述べたように、焼結後にＨＩＰ等の緻密化処理で除
去不可能な空孔を残留することとなり、製品に内部欠陥
を含み疲労強度を低下させるためである。
【００１２】本発明においては、焼結チタン合金のα結
晶粒の平均粒径が３０μｍ以下であることが必要であ
る。これは、α結晶粒の平均粒径が３０μｍを超える場
合は、伸び、絞り等の延性が低下し、それとともに疲労
強度の低下が甚だしくなる。またα結晶粒のアスペクト
比が３以下であることも重要である。アスペクト比が３
を超える長細い形態をとる場合は、延性の低下が大き
く、疲労強度が低下する。
晶粒の平均粒径が３０μｍ以下であることが必要であ
る。これは、α結晶粒の平均粒径が３０μｍを超える場
合は、伸び、絞り等の延性が低下し、それとともに疲労
強度の低下が甚だしくなる。またα結晶粒のアスペクト
比が３以下であることも重要である。アスペクト比が３
を超える長細い形態をとる場合は、延性の低下が大き
く、疲労強度が低下する。
【００１３】本発明における微細等軸なα結晶粒が均一
に分散し、なおかつ内部空孔のない極低塩素α＋β型焼
結チタン合金は、以下の手法により達成が可能である。
すなわち粉末粒径が１０μｍ以上４０μｍ以下であり、
塩素量が５０重量ppm以下の極低塩素チタン粉末に、平
均粒径が５〜２０μｍの添加用母合金粉末を、機械的に
混合し、圧粉体成形を行い、焼結温度を純チタンのβ変
態点である８９０℃以上、当該合金のβ変態点以下で１
時間以上１０時間以下で焼結する。さらに緻密化のため
にＨＩＰ処理を当該合金のβ変態点以下で行う。
に分散し、なおかつ内部空孔のない極低塩素α＋β型焼
結チタン合金は、以下の手法により達成が可能である。
すなわち粉末粒径が１０μｍ以上４０μｍ以下であり、
塩素量が５０重量ppm以下の極低塩素チタン粉末に、平
均粒径が５〜２０μｍの添加用母合金粉末を、機械的に
混合し、圧粉体成形を行い、焼結温度を純チタンのβ変
態点である８９０℃以上、当該合金のβ変態点以下で１
時間以上１０時間以下で焼結する。さらに緻密化のため
にＨＩＰ処理を当該合金のβ変態点以下で行う。
【００１４】この手法により微細等軸組織を有し、なお
かつ焼結密度を向上できる理由は以下の通りである。第
１に、純チタンのβ変態点以上でかつ当該合金のβ変態
点以下のα＋β温度域で焼結を行うと、焼結初期にはチ
タン粉末はβ単相であるが、チタン粉末および添加合金
粉末を十分に微細化しておくと短時間でα相が析出し、
β結晶粒は粗大化せず、焼結材は微細な等軸組織とな
る。第２に、チタン粉末および添加合金粉末の微細化に
より、均一なチタン合金を作るために必要な合金元素の
拡散距離は短くなるとともに、必要な合金成分の拡散の
絶対量が少なくなり、合金成分の拡散速度が遅くなるα
＋β温度域でも均一な合金組成が達成可能である。第３
に、チタンや添加合金の微細粉末を使用することによ
り、粉末の表面積が大幅に増加し、表面拡散が起こりや
すくなり、圧粉体の焼結性は向上する。第４に、原料粉
末の微粉末化は、表面積が増加するため、表面への吸着
酸素量が増加する。チタンの場合、この表面吸着酸素は
焼結時に粉末内部に拡散し、固溶酸素となる。固溶酸素
は、酸素量０．１重量％に対してβ変態点を約１５℃上
昇させる。したがって拡散が速い高温までα＋β二相領
域が広がることになり、通常の粒径（１５０μｍ）の粉
末を使用した場合より焼結密度が向上しやすくなる。
かつ焼結密度を向上できる理由は以下の通りである。第
１に、純チタンのβ変態点以上でかつ当該合金のβ変態
点以下のα＋β温度域で焼結を行うと、焼結初期にはチ
タン粉末はβ単相であるが、チタン粉末および添加合金
粉末を十分に微細化しておくと短時間でα相が析出し、
β結晶粒は粗大化せず、焼結材は微細な等軸組織とな
る。第２に、チタン粉末および添加合金粉末の微細化に
より、均一なチタン合金を作るために必要な合金元素の
拡散距離は短くなるとともに、必要な合金成分の拡散の
絶対量が少なくなり、合金成分の拡散速度が遅くなるα
＋β温度域でも均一な合金組成が達成可能である。第３
に、チタンや添加合金の微細粉末を使用することによ
り、粉末の表面積が大幅に増加し、表面拡散が起こりや
すくなり、圧粉体の焼結性は向上する。第４に、原料粉
末の微粉末化は、表面積が増加するため、表面への吸着
酸素量が増加する。チタンの場合、この表面吸着酸素は
焼結時に粉末内部に拡散し、固溶酸素となる。固溶酸素
は、酸素量０．１重量％に対してβ変態点を約１５℃上
昇させる。したがって拡散が速い高温までα＋β二相領
域が広がることになり、通常の粒径（１５０μｍ）の粉
末を使用した場合より焼結密度が向上しやすくなる。
【００１５】ところで上記に示した手法において、１０
時間を超える長時間で焼結を行った場合は、既に１０時
間内の焼結で９５％以上の緻密化と均一な合金化は完了
しており、これ以上の焼結処理はα結晶粒の粗大化を起
こす。したがって長時間焼結により製造された焼結チタ
ン合金は、平均粒径３０μｍを超えるα結晶粒を持ち、
本発明の範囲を超えることとなる。また、焼結温度およ
びＨＩＰ処理温度をβ変態点以上にした場合は、短時間
のα粒の析出が起こらず、従来技術で述べたように焼結
チタン合金の組織は粗大な針状組織となりアスペクト比
は３以上となり、本発明を満たさない。
時間を超える長時間で焼結を行った場合は、既に１０時
間内の焼結で９５％以上の緻密化と均一な合金化は完了
しており、これ以上の焼結処理はα結晶粒の粗大化を起
こす。したがって長時間焼結により製造された焼結チタ
ン合金は、平均粒径３０μｍを超えるα結晶粒を持ち、
本発明の範囲を超えることとなる。また、焼結温度およ
びＨＩＰ処理温度をβ変態点以上にした場合は、短時間
のα粒の析出が起こらず、従来技術で述べたように焼結
チタン合金の組織は粗大な針状組織となりアスペクト比
は３以上となり、本発明を満たさない。
【００１６】
【実施例】以下、実際に疲労強度を始めとする機械的特
性に優れた、等軸組織を持つα＋β型焼結チタン合金を
作製した結果により本発明を詳細に説明する。 〔実施例１〕 図１（写真）は１０μｍ以上３５μｍ以下の極低塩素
（塩素含有量２０ppm)のＴｉ粉末と平均粒径１０μｍの
６０Ａｌ４０Ｖ母合金粉末を重量比で９：１となるよう
に機械的に混合し、ＣＩＰ（４８０MPa)、焼結（９６０
℃×２時間）、ＨＩＰ（９００℃×２時間、１００MPa)
の工程を経て製造したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の金属組
織であり、平均粒径は２６μｍでアスペクト比１．４の
α結晶粒が均一に分散した本発明の実施例である。これ
の塩素含有量は１５重量ppm である。表１に該合金のＨ
ＩＰ後の相対密度、引張試験結果、および疲労強度を示
す。表から明らかなように相対密度は１００％で高い強
度、延性、疲労特性（室温での小野式回転曲げ疲労試
験、繰り返し数１０7 回にて評価）を有している。
性に優れた、等軸組織を持つα＋β型焼結チタン合金を
作製した結果により本発明を詳細に説明する。 〔実施例１〕 図１（写真）は１０μｍ以上３５μｍ以下の極低塩素
（塩素含有量２０ppm)のＴｉ粉末と平均粒径１０μｍの
６０Ａｌ４０Ｖ母合金粉末を重量比で９：１となるよう
に機械的に混合し、ＣＩＰ（４８０MPa)、焼結（９６０
℃×２時間）、ＨＩＰ（９００℃×２時間、１００MPa)
の工程を経て製造したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の金属組
織であり、平均粒径は２６μｍでアスペクト比１．４の
α結晶粒が均一に分散した本発明の実施例である。これ
の塩素含有量は１５重量ppm である。表１に該合金のＨ
ＩＰ後の相対密度、引張試験結果、および疲労強度を示
す。表から明らかなように相対密度は１００％で高い強
度、延性、疲労特性（室温での小野式回転曲げ疲労試
験、繰り返し数１０7 回にて評価）を有している。
【００１７】一方、図２（写真）は４５μｍ以上１５
０μｍ以下の極低塩素のＴｉ粉末と平均粒径３０μｍの
６０Ａｌ４０Ｖ母合金粉末を重量比で９：１となるよう
に機械的に混合し、ＣＩＰ（４８０MPa)、焼結（１２５
０℃×２時間）、ＨＩＰ（９００℃×２時間、１００MP
a)の工程を経て製造したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の金属
組織であり、従来法により製造した試料であり、粒界α
相と粗大なラメラからなる組織を有し、これのアスペク
ト比は５である。表１に示したように、密度は１００％
と高いものの、組織が粒界α相と粗大なラメラであるた
め、本発明の試料に比べ、引張強度で１５０MPa 、伸
びで５％、疲労強度で１１０MPa 低下している。
０μｍ以下の極低塩素のＴｉ粉末と平均粒径３０μｍの
６０Ａｌ４０Ｖ母合金粉末を重量比で９：１となるよう
に機械的に混合し、ＣＩＰ（４８０MPa)、焼結（１２５
０℃×２時間）、ＨＩＰ（９００℃×２時間、１００MP
a)の工程を経て製造したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の金属
組織であり、従来法により製造した試料であり、粒界α
相と粗大なラメラからなる組織を有し、これのアスペク
ト比は５である。表１に示したように、密度は１００％
と高いものの、組織が粒界α相と粗大なラメラであるた
め、本発明の試料に比べ、引張強度で１５０MPa 、伸
びで５％、疲労強度で１１０MPa 低下している。
【００１８】４５μｍ以上１５０μｍ以下の極低塩素
のＴｉ粉末と平均粒径３０μｍの６０Ａｌ４０Ｖ母合金
粉末を重量比で９：１となるように機械的に混合した、
従来材と同じ原料粉末を用い、ＣＩＰ（４８０MPa)後、
９６０℃×２時間と２相域で焼結し、ＨＩＰ処理した低
温焼結材の機械的性質は、表１に示すように、引張特
性、疲労特性ともに実施例材や従来材に比べて大き
く劣っている。これは、従来の粉末を用いた低温焼結で
は焼結後に９５％以上の相対密度が得られず、ＨＩＰ後
も表１に示すように９２％と低く、内部に空孔が含まれ
るため機械特性が劣化するという理由による。
のＴｉ粉末と平均粒径３０μｍの６０Ａｌ４０Ｖ母合金
粉末を重量比で９：１となるように機械的に混合した、
従来材と同じ原料粉末を用い、ＣＩＰ（４８０MPa)後、
９６０℃×２時間と２相域で焼結し、ＨＩＰ処理した低
温焼結材の機械的性質は、表１に示すように、引張特
性、疲労特性ともに実施例材や従来材に比べて大き
く劣っている。これは、従来の粉末を用いた低温焼結で
は焼結後に９５％以上の相対密度が得られず、ＨＩＰ後
も表１に示すように９２％と低く、内部に空孔が含まれ
るため機械特性が劣化するという理由による。
【００１９】表１に示す塩素材は、１０μｍ以上３５
μｍ以下のＴｉ塩素粉末（塩素含有量７００ppm)と平均
粒径１０μｍの６０Ａｌ４０Ｖ母合金粉末を重量比で
９：１となるように機械的に混合し、ＣＩＰ（４８０MP
a)、焼結（９６０℃×２時間）、ＨＩＰ（９００℃×２
時間、１００MPa)の工程を経て製造したＴｉ−６Ａｌ−
４Ｖ合金であり、相対密度は９９％で、塩素含有量が６
０重量ppm である。塩素材の機械的特性は実施例材と
ほぼ同等の値を示すが、疲労特性は、実施例に比べ大幅
に低下している。これは、塩素材の含有塩素量が６０重
量ppm と高いため、ＨＩＰ処理では除去不能な空孔が発
生し、疲労特性が劣化したためである。 表１には通常の溶製材を参考までに示している。
μｍ以下のＴｉ塩素粉末（塩素含有量７００ppm)と平均
粒径１０μｍの６０Ａｌ４０Ｖ母合金粉末を重量比で
９：１となるように機械的に混合し、ＣＩＰ（４８０MP
a)、焼結（９６０℃×２時間）、ＨＩＰ（９００℃×２
時間、１００MPa)の工程を経て製造したＴｉ−６Ａｌ−
４Ｖ合金であり、相対密度は９９％で、塩素含有量が６
０重量ppm である。塩素材の機械的特性は実施例材と
ほぼ同等の値を示すが、疲労特性は、実施例に比べ大幅
に低下している。これは、塩素材の含有塩素量が６０重
量ppm と高いため、ＨＩＰ処理では除去不能な空孔が発
生し、疲労特性が劣化したためである。 表１には通常の溶製材を参考までに示している。
【００２０】
【表１】
【００２１】〔実施例２〕 （ａ）図３（写真）は１５μｍ以上４０μｍ以下の極低
塩素のＴｉ粉末と平均粒径１０μｍの６０Ａｌ４０Ｖ母
合金粉末および平均粒径１５μｍの５０Ａｌ５０Ｖ母合
金粉末を重量比で９．４５：０．２５：０．３となるよ
うに機械的に混合し、ＣＩＰ（４８０MPa)、焼結（９２
５℃×４時間）、ＨＩＰ（９００℃×２時間、１００MP
a)の工程を経て製造したＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金の
組織であり、平均粒径２７μｍ、アスペクト比１．６の
α粒が均一に分散した本発明の実施例である。これの含
有塩素量は１３重量ppm である。また表２に得られた試
料（ａ）のＨＩＰ後の相対密度、引張試験値、疲労強度
を示す。表から明らかなように高い強度、延性、疲労特
性を有している。
塩素のＴｉ粉末と平均粒径１０μｍの６０Ａｌ４０Ｖ母
合金粉末および平均粒径１５μｍの５０Ａｌ５０Ｖ母合
金粉末を重量比で９．４５：０．２５：０．３となるよ
うに機械的に混合し、ＣＩＰ（４８０MPa)、焼結（９２
５℃×４時間）、ＨＩＰ（９００℃×２時間、１００MP
a)の工程を経て製造したＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金の
組織であり、平均粒径２７μｍ、アスペクト比１．６の
α粒が均一に分散した本発明の実施例である。これの含
有塩素量は１３重量ppm である。また表２に得られた試
料（ａ）のＨＩＰ後の相対密度、引張試験値、疲労強度
を示す。表から明らかなように高い強度、延性、疲労特
性を有している。
【００２２】（ｂ）〜（ｆ）一方比較のために、同一の
原料を用いてＣＩＰ（４８０MPa)成形した粉末成形体を
用い、焼結温度を純チタンのβ変態点以下の８４０℃で
８時間焼結し、ＨＩＰ処理（９００℃×２時間、１００
MPa)した比較材１（ｂ）と、この粉末成形体を、当該合
金のβ変態点以上の高温である１１００℃で４時間焼結
し、ＨＩＰ処理（９００℃×２時間、１００MPa)した比
較材２（ｃ）と、この粉末成形体を、焼結（９２５℃×
４時間）後、β変態点以上の１０５０℃×１時間、１０
０MPa のＨＩＰ処理を行った比較材３（ｄ）と、焼結条
件を９２５℃×１５時間と長時間焼結し、ＨＩＰ処理
（９００℃×２時間、１００MPa)した比較材４（ｅ）を
製造した。これらのＨＩＰ後の密度並びに機械特性、疲
労特性は表２に示す。尚、溶製材（ｆ）を参考までに併
記した。
原料を用いてＣＩＰ（４８０MPa)成形した粉末成形体を
用い、焼結温度を純チタンのβ変態点以下の８４０℃で
８時間焼結し、ＨＩＰ処理（９００℃×２時間、１００
MPa)した比較材１（ｂ）と、この粉末成形体を、当該合
金のβ変態点以上の高温である１１００℃で４時間焼結
し、ＨＩＰ処理（９００℃×２時間、１００MPa)した比
較材２（ｃ）と、この粉末成形体を、焼結（９２５℃×
４時間）後、β変態点以上の１０５０℃×１時間、１０
０MPa のＨＩＰ処理を行った比較材３（ｄ）と、焼結条
件を９２５℃×１５時間と長時間焼結し、ＨＩＰ処理
（９００℃×２時間、１００MPa)した比較材４（ｅ）を
製造した。これらのＨＩＰ後の密度並びに機械特性、疲
労特性は表２に示す。尚、溶製材（ｆ）を参考までに併
記した。
【００２３】いずれの試料（ｂ）〜（ｅ）も本発明の実
施例（ａ）に比べると引張特性、疲労特性が低い、この
理由は以下の通りである。まず、比較材１（ｂ）は、焼
結温度がβ変態点より低いため密度の上昇が不十分で、
ＨＩＰ後の焼結体密度は９０％に到達しておらず、また
合金化も不十分であるためである。つぎに、比較材２
（ｃ）並びに３（ｄ）は、β変態点以上の焼結もしくは
ＨＩＰ処理を施したため、相対密度は１００％となって
いるものの、組織は粗大針状となるため、微細等軸な組
織を有する実施例（ａ）に比べ引張強度、延性、並びに
疲労強度は低下した。また比較材４（ｅ）は長時間焼結
であるため、等軸組織を有するもののα粒の平均粒径が
４３μｍとなり、等軸微細な組織を有する実施例と比べ
て、疲労強度は低下した。
施例（ａ）に比べると引張特性、疲労特性が低い、この
理由は以下の通りである。まず、比較材１（ｂ）は、焼
結温度がβ変態点より低いため密度の上昇が不十分で、
ＨＩＰ後の焼結体密度は９０％に到達しておらず、また
合金化も不十分であるためである。つぎに、比較材２
（ｃ）並びに３（ｄ）は、β変態点以上の焼結もしくは
ＨＩＰ処理を施したため、相対密度は１００％となって
いるものの、組織は粗大針状となるため、微細等軸な組
織を有する実施例（ａ）に比べ引張強度、延性、並びに
疲労強度は低下した。また比較材４（ｅ）は長時間焼結
であるため、等軸組織を有するもののα粒の平均粒径が
４３μｍとなり、等軸微細な組織を有する実施例と比べ
て、疲労強度は低下した。
【００２４】
【表２】
【００２５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明を適用する
ことにより、機械的特性、特に疲労特性を要求される製
品への適用が可能となる等軸組織を有するα＋β型焼結
チタン合金を提供することが可能である。
ことにより、機械的特性、特に疲労特性を要求される製
品への適用が可能となる等軸組織を有するα＋β型焼結
チタン合金を提供することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明実施例（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ材）の金属
組織を示す顕微鏡写真である。
組織を示す顕微鏡写真である。
【図２】従来法（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ材）の金属組織を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図３】本発明実施例（Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ材）の
金属組織を示す顕微鏡写真である。
金属組織を示す顕微鏡写真である。
Claims (1)
- 【請求項１】 含有塩素量が５０重量ppm 以下であり、
平均粒径が３０μｍ以下で、アスペクト比が３以下であ
る等軸微細なα粒が均一に分散していることを特徴とす
る極低塩素α＋β型焼結チタン合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23524093A JPH0790432A (ja) | 1993-09-21 | 1993-09-21 | 等軸組織からなる極低塩素α＋β型焼結チタン合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23524093A JPH0790432A (ja) | 1993-09-21 | 1993-09-21 | 等軸組織からなる極低塩素α＋β型焼結チタン合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0790432A true JPH0790432A (ja) | 1995-04-04 |
Family
ID=16983160
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23524093A Withdrawn JPH0790432A (ja) | 1993-09-21 | 1993-09-21 | 等軸組織からなる極低塩素α＋β型焼結チタン合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0790432A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11172362A (ja) * | 1997-12-12 | 1999-06-29 | Sumitomo Sitix Amagasaki:Kk | 粒子分散型焼結チタン基複合材及びその製造方法 |
| JP2012007223A (ja) * | 2010-06-28 | 2012-01-12 | Seiko Epson Corp | チタン焼結体およびチタン焼結体の製造方法 |
| JP2017053021A (ja) * | 2015-09-07 | 2017-03-16 | セイコーエプソン株式会社 | チタン焼結体および装飾品 |
| JP2020511597A (ja) * | 2017-02-24 | 2020-04-16 | オハイオ・ステイト・イノベーション・ファウンデーション | 付加製造用チタン合金 |
| US10934607B2 (en) | 2016-03-29 | 2021-03-02 | Seiko Epson Corporation | Titanium sintered body, ornament, and heat resistant component |
| US11857034B2 (en) * | 2017-08-31 | 2024-01-02 | Seiko Epson Corporation | Titanium sintered body, ornament, and timepiece |
-
1993
- 1993-09-21 JP JP23524093A patent/JPH0790432A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11172362A (ja) * | 1997-12-12 | 1999-06-29 | Sumitomo Sitix Amagasaki:Kk | 粒子分散型焼結チタン基複合材及びその製造方法 |
| JP2012007223A (ja) * | 2010-06-28 | 2012-01-12 | Seiko Epson Corp | チタン焼結体およびチタン焼結体の製造方法 |
| JP2017053021A (ja) * | 2015-09-07 | 2017-03-16 | セイコーエプソン株式会社 | チタン焼結体および装飾品 |
| US10934607B2 (en) | 2016-03-29 | 2021-03-02 | Seiko Epson Corporation | Titanium sintered body, ornament, and heat resistant component |
| JP2020511597A (ja) * | 2017-02-24 | 2020-04-16 | オハイオ・ステイト・イノベーション・ファウンデーション | 付加製造用チタン合金 |
| US11857034B2 (en) * | 2017-08-31 | 2024-01-02 | Seiko Epson Corporation | Titanium sintered body, ornament, and timepiece |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20001128 |