JPH09316572A - Ｔｉ合金鋳物の熱処理方法 - Google Patents
Ｔｉ合金鋳物の熱処理方法Info
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- JPH09316572A JPH09316572A JP14016296A JP14016296A JPH09316572A JP H09316572 A JPH09316572 A JP H09316572A JP 14016296 A JP14016296 A JP 14016296A JP 14016296 A JP14016296 A JP 14016296A JP H09316572 A JPH09316572 A JP H09316572A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｔｉ合金鋳物の熱処理方法を提供する。
【解決手段】Ｔｉ合金鋳物を、必要に応じて温度：β変
態点−１００℃〜β変態点＋４００℃、圧力：１０００
〜２０００気圧、保持時間：０．５〜４時間の条件で熱
間静水圧プレスしたのち、温度：β変態点〜β変態点＋
４００℃、０．２５〜１０時間保持の溶体化処理を施
し、ついで、温度：β変態点−５００℃〜β変態点−３
５０℃（この温度をＴｐ１とする）、０．５〜２０時間
保持の第１段目時効処理後、さらに温度：Ｔｐ１＋５０
℃〜β変態点−１００℃、４〜５０時間保持の第２段目
時効処理を施すことを特徴とする。
態点−１００℃〜β変態点＋４００℃、圧力：１０００
〜２０００気圧、保持時間：０．５〜４時間の条件で熱
間静水圧プレスしたのち、温度：β変態点〜β変態点＋
４００℃、０．２５〜１０時間保持の溶体化処理を施
し、ついで、温度：β変態点−５００℃〜β変態点−３
５０℃（この温度をＴｐ１とする）、０．５〜２０時間
保持の第１段目時効処理後、さらに温度：Ｔｐ１＋５０
℃〜β変態点−１００℃、４〜５０時間保持の第２段目
時効処理を施すことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、引張り強さおよ
び伸びの優れた高強度Ｔｉ合金鋳物を得るため熱処理方
法に関するものである。
び伸びの優れた高強度Ｔｉ合金鋳物を得るため熱処理方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度、高靭性を有しかつ軽量で
耐食性が要求される構造部材には、Ｔｉ合金が使用され
ている。これらＴｉ合金からなる構造部材は、近年、ま
すます形状が複雑化しており、さらに低コスト化も求め
られている。ところが、従来のＴｉ合金の鍛練部材で一
体型複雑形状構造を造ることは難しくかつ製造コストが
かかるところから、近年、機構造部材を一体型複雑形状
構造を比較的簡単に造ることができかつ製造コストも比
較的安い鋳物で造る試みもなされている（例えば、第１
７回 Ｎａｔｉｏｎａｌ ＳＡＭＰＥ Ｔｅｃｈｎｉｃ
ａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ １９８５ １０月 ２２
−２４日開催の予稿集）。このβ型Ｔｉ合金鋳物からな
る機構造部材は、温度：８１５〜８９９℃、１５〜６０
分間保持の溶体化処理を施し、ついで、温度：５１０℃
〜５６６℃、８〜１６時間保持の時効処理を施すとされ
ている。
耐食性が要求される構造部材には、Ｔｉ合金が使用され
ている。これらＴｉ合金からなる構造部材は、近年、ま
すます形状が複雑化しており、さらに低コスト化も求め
られている。ところが、従来のＴｉ合金の鍛練部材で一
体型複雑形状構造を造ることは難しくかつ製造コストが
かかるところから、近年、機構造部材を一体型複雑形状
構造を比較的簡単に造ることができかつ製造コストも比
較的安い鋳物で造る試みもなされている（例えば、第１
７回 Ｎａｔｉｏｎａｌ ＳＡＭＰＥ Ｔｅｃｈｎｉｃ
ａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ １９８５ １０月 ２２
−２４日開催の予稿集）。このβ型Ｔｉ合金鋳物からな
る機構造部材は、温度：８１５〜８９９℃、１５〜６０
分間保持の溶体化処理を施し、ついで、温度：５１０℃
〜５６６℃、８〜１６時間保持の時効処理を施すとされ
ている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記Ｔｉ合金
鋳物で作製した機構造部材は、十分な引張り強さおよび
伸びが得られず、Ｔｉ合金鋳物製構造部材のなお一層高
強度化が求められている。
鋳物で作製した機構造部材は、十分な引張り強さおよび
伸びが得られず、Ｔｉ合金鋳物製構造部材のなお一層高
強度化が求められている。
【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、前記β型Ｔｉ合金鋳物で作製し
た構造部材の強度を改善すべく、Ｔｉ合金鋳物の熱処理
方法の研究を行なった結果、（ａ）上記Ｔｉ合金鋳物に
温度：β変態点〜β変態点＋４００℃、０．２５〜１０
時間保持の溶体化処理を施し、ついで、温度：β変態点
−５００℃〜β変態点−３５０℃（以下、この温度をＴ
ｐ１という）、０．５〜２０時間保持の第１段目時効処
理後、さらに温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−１００
℃、４〜５０時間保持の第２段目時効処理する熱処理を
施すと、従来の熱処理に比べてＴｉ合金鋳物の引張り強
さおよび伸びを一層向上させることができる、（ｂ）温
度：β変態点−１００℃〜β変態点＋４００℃、圧力：
１０００〜２０００気圧、保持時間：０．５〜４時間の
条件で熱間静水圧プレスしたＴｉ合金鋳物に対して、前
記（ａ）の熱処理を施すと、Ｔｉ合金鋳物の引張り強さ
および伸びをさらに一層向上させることができる、とい
う研究結果を得たのである。
上述のような観点から、前記β型Ｔｉ合金鋳物で作製し
た構造部材の強度を改善すべく、Ｔｉ合金鋳物の熱処理
方法の研究を行なった結果、（ａ）上記Ｔｉ合金鋳物に
温度：β変態点〜β変態点＋４００℃、０．２５〜１０
時間保持の溶体化処理を施し、ついで、温度：β変態点
−５００℃〜β変態点−３５０℃（以下、この温度をＴ
ｐ１という）、０．５〜２０時間保持の第１段目時効処
理後、さらに温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−１００
℃、４〜５０時間保持の第２段目時効処理する熱処理を
施すと、従来の熱処理に比べてＴｉ合金鋳物の引張り強
さおよび伸びを一層向上させることができる、（ｂ）温
度：β変態点−１００℃〜β変態点＋４００℃、圧力：
１０００〜２０００気圧、保持時間：０．５〜４時間の
条件で熱間静水圧プレスしたＴｉ合金鋳物に対して、前
記（ａ）の熱処理を施すと、Ｔｉ合金鋳物の引張り強さ
および伸びをさらに一層向上させることができる、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、（１）Ｔｉ合金鋳物に、温度：
β変態点〜β変態点＋４００℃、０．２５〜１０時間保
持の溶体化処理を施し、ついで、温度：Ｔｐ１（β変態
点−５００℃〜β変態点−３５０℃）、０．５〜２０時
間保持の第１段目時効処理後、さらにＴｐ１よりも高い
温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−１００℃、４〜５０
時間保持の第２段目時効処理を施すＴｉ合金鋳物の熱処
理方法、（２）Ｔｉ合金鋳物に、温度：β変態点−１０
０℃〜β変態点＋４００℃、圧力：１０００〜２０００
気圧、保持時間：０．５〜４時間の条件で熱間静水圧プ
レスしたのち、温度：β変態点〜β変態点＋４００℃、
０．２５〜１０時間保持の溶体化処理を施し、ついで、
温度：Ｔｐ１（β変態点−５００℃〜β変態点−３５０
℃）、０．５〜２０時間保持の第１段目時効処理後、さ
らに温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−１００℃、４〜
５０時間保持の第２段目時効処理を施すＴｉ合金鋳物の
熱処理方法、に特徴を有するものである。
なされたものであって、（１）Ｔｉ合金鋳物に、温度：
β変態点〜β変態点＋４００℃、０．２５〜１０時間保
持の溶体化処理を施し、ついで、温度：Ｔｐ１（β変態
点−５００℃〜β変態点−３５０℃）、０．５〜２０時
間保持の第１段目時効処理後、さらにＴｐ１よりも高い
温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−１００℃、４〜５０
時間保持の第２段目時効処理を施すＴｉ合金鋳物の熱処
理方法、（２）Ｔｉ合金鋳物に、温度：β変態点−１０
０℃〜β変態点＋４００℃、圧力：１０００〜２０００
気圧、保持時間：０．５〜４時間の条件で熱間静水圧プ
レスしたのち、温度：β変態点〜β変態点＋４００℃、
０．２５〜１０時間保持の溶体化処理を施し、ついで、
温度：Ｔｐ１（β変態点−５００℃〜β変態点−３５０
℃）、０．５〜２０時間保持の第１段目時効処理後、さ
らに温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−１００℃、４〜
５０時間保持の第２段目時効処理を施すＴｉ合金鋳物の
熱処理方法、に特徴を有するものである。
【０００６】この発明の前記（１）または（２）記載の
方法で熱処理するＴｉ合金鋳物は、下記の（イ）〜
（ニ）の内のいずれかであり、その組成は、いずれも既
に知られているものである。 （イ）重量％で、Ａｌ：２．００〜１１．００％を含有
し、さらに、Ｍｏ：０．５０〜８．５０％、Ｖ：３．５
０〜１３．８０％、Ｃｒ：２．５０〜１２．００％、Ｆ
ｅ：０．１０〜７．００％の内の１種または２種以上を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を
有するＴｉ合金鋳物。 （ロ）重量％で、Ａｌ：２．００〜１１．００％を含有
し、さらに、Ｍｏ：０．５０〜８．５０％、Ｖ：３．５
０〜１３．８０％、Ｃｒ：２．５０〜１２．００％、Ｆ
ｅ：０．１０〜７．００％の内の１種または２種以上を
含有し、さらに、Ｓｎ：１．５０〜３．５０％、Ｚｒ：
１．００〜５．００％の内の１種または２種を含有し、
残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴ
ｉ合金鋳物。 （ハ）重量％で、Ｍｏ：１０．００〜１３．００％、Ｓ
ｎ：３．７５〜５．２５％、Ｚｒ：４．５０〜７．５０
％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組
成を有するＴｉ合金鋳物。 （ニ）重量％で、Ａｌ：２．００〜５．００％を含有
し、さらに、Ｍｏ：０．５０〜８．００％、Ｖ：５．０
０〜１２．００％、Ｆｅ：０．１０〜３．００％の内の
１種または２種以上を含有し、Ｏ：０．１５〜０．５０
％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組
成を有するＴｉ合金鋳物。
方法で熱処理するＴｉ合金鋳物は、下記の（イ）〜
（ニ）の内のいずれかであり、その組成は、いずれも既
に知られているものである。 （イ）重量％で、Ａｌ：２．００〜１１．００％を含有
し、さらに、Ｍｏ：０．５０〜８．５０％、Ｖ：３．５
０〜１３．８０％、Ｃｒ：２．５０〜１２．００％、Ｆ
ｅ：０．１０〜７．００％の内の１種または２種以上を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を
有するＴｉ合金鋳物。 （ロ）重量％で、Ａｌ：２．００〜１１．００％を含有
し、さらに、Ｍｏ：０．５０〜８．５０％、Ｖ：３．５
０〜１３．８０％、Ｃｒ：２．５０〜１２．００％、Ｆ
ｅ：０．１０〜７．００％の内の１種または２種以上を
含有し、さらに、Ｓｎ：１．５０〜３．５０％、Ｚｒ：
１．００〜５．００％の内の１種または２種を含有し、
残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴ
ｉ合金鋳物。 （ハ）重量％で、Ｍｏ：１０．００〜１３．００％、Ｓ
ｎ：３．７５〜５．２５％、Ｚｒ：４．５０〜７．５０
％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組
成を有するＴｉ合金鋳物。 （ニ）重量％で、Ａｌ：２．００〜５．００％を含有
し、さらに、Ｍｏ：０．５０〜８．００％、Ｖ：５．０
０〜１２．００％、Ｆｅ：０．１０〜３．００％の内の
１種または２種以上を含有し、Ｏ：０．１５〜０．５０
％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組
成を有するＴｉ合金鋳物。
【０００７】前記（イ）のＴｉ合金鋳物としては、Ａ
ｌ：２．５０〜３．５０％、Ｖ：９．００〜１２．００
％、Ｆｅ：２．００〜７．００％を含有し、残りがＴｉ
および不可避不純物からなる組成を有するＴｉ合金鋳
物、Ａｌ：２．００〜５．００％、Ｍｏ：０．５０〜
８．００％、Ｖ：５．００〜１２．００％を含有し、残
りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴｉ
合金鋳物、Ａｌ：２．００〜５．００％、Ｍｏ：０．５
０〜８．００％、Ｖ：５．００〜１２．００％、Ｆｅ：
０．１０〜３．００％を含有し、残りがＴｉおよび不可
避不純物からなる組成を有するＴｉ合金鋳物、Ａｌ：
２．００〜５．００％、Ｍｏ：０．５０〜８．００％、
Ｖ：５．００〜１２．００％、Ｆｅ：０．１０〜３．０
０％、Ｏ：０．１５〜０．５０％を含有し、残りがＴｉ
および不可避不純物からなる組成を有するＴｉ合金鋳
物、Ａｌ：６．５０〜７．３０％、Ｍｏ：３．５０〜
４．５０％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物か
らなる組成を有するＴｉ合金鋳物、などが含まれる。
ｌ：２．５０〜３．５０％、Ｖ：９．００〜１２．００
％、Ｆｅ：２．００〜７．００％を含有し、残りがＴｉ
および不可避不純物からなる組成を有するＴｉ合金鋳
物、Ａｌ：２．００〜５．００％、Ｍｏ：０．５０〜
８．００％、Ｖ：５．００〜１２．００％を含有し、残
りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴｉ
合金鋳物、Ａｌ：２．００〜５．００％、Ｍｏ：０．５
０〜８．００％、Ｖ：５．００〜１２．００％、Ｆｅ：
０．１０〜３．００％を含有し、残りがＴｉおよび不可
避不純物からなる組成を有するＴｉ合金鋳物、Ａｌ：
２．００〜５．００％、Ｍｏ：０．５０〜８．００％、
Ｖ：５．００〜１２．００％、Ｆｅ：０．１０〜３．０
０％、Ｏ：０．１５〜０．５０％を含有し、残りがＴｉ
および不可避不純物からなる組成を有するＴｉ合金鋳
物、Ａｌ：６．５０〜７．３０％、Ｍｏ：３．５０〜
４．５０％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物か
らなる組成を有するＴｉ合金鋳物、などが含まれる。
【０００８】前記（ロ）のＴｉ合金鋳物としては、Ａ
ｌ：３．００〜４．００％、Ｚｒ：３．５０〜４．５０
％、Ｍｏ：３．５０〜４．５０％、Ｖ：７．５０〜８．
５０％、Ｃｒ：５．５０〜６．５０％を含有し、残りが
Ｔｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴｉ合金
鋳物、Ａｌ：７．００〜１１．００％、Ｚｒ：１．００
〜５．００％、Ｍｏ：０．５０〜２．５０％を含有し、
残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴ
ｉ合金鋳物、Ａｌ：５．００〜６．００％、Ｓｎ：１．
５０〜２．５０％、Ｖ：５．００〜６．００％、Ｆｅ：
０．３５〜１．００％を含有し、残りがＴｉおよび不可
避不純物からなる組成を有するＴｉ合金鋳物、Ａｌ：
５．００〜６．５０％、Ｓｎ：１．８０〜２．２０％、
Ｚｒ：３．６０〜４．４０％、Ｍｏ：１．８０〜２．２
０％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる
組成を有するＴｉ合金鋳物、Ａｌ：５．５０〜６．５０
％、Ｓｎ：１．７５〜２．２５％、Ｚｒ：３．６０〜
４．４０％、Ｍｏ：５．５０〜６．５０％を含有し、残
りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴｉ
合金鋳物、などが含まれる。
ｌ：３．００〜４．００％、Ｚｒ：３．５０〜４．５０
％、Ｍｏ：３．５０〜４．５０％、Ｖ：７．５０〜８．
５０％、Ｃｒ：５．５０〜６．５０％を含有し、残りが
Ｔｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴｉ合金
鋳物、Ａｌ：７．００〜１１．００％、Ｚｒ：１．００
〜５．００％、Ｍｏ：０．５０〜２．５０％を含有し、
残りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴ
ｉ合金鋳物、Ａｌ：５．００〜６．００％、Ｓｎ：１．
５０〜２．５０％、Ｖ：５．００〜６．００％、Ｆｅ：
０．３５〜１．００％を含有し、残りがＴｉおよび不可
避不純物からなる組成を有するＴｉ合金鋳物、Ａｌ：
５．００〜６．５０％、Ｓｎ：１．８０〜２．２０％、
Ｚｒ：３．６０〜４．４０％、Ｍｏ：１．８０〜２．２
０％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる
組成を有するＴｉ合金鋳物、Ａｌ：５．５０〜６．５０
％、Ｓｎ：１．７５〜２．２５％、Ｚｒ：３．６０〜
４．４０％、Ｍｏ：５．５０〜６．５０％を含有し、残
りがＴｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＴｉ
合金鋳物、などが含まれる。
【０００９】つぎに、この発明のＴｉ合金鋳物の熱処理
方法において、溶体化処理条件、時効処理条件、および
熱間静水圧プレス条件を上記の通りに限定した理由を説
明する。
方法において、溶体化処理条件、時効処理条件、および
熱間静水圧プレス条件を上記の通りに限定した理由を説
明する。
【００１０】Ａ． 溶体化処理条件 溶体化処理における温度をβ変態点〜β変態点＋４００
℃、保持時間を０．２５〜１０時間に限定したのは、β
変態点未満、保持時間を０．２５時間未満の溶体化処理
では、β単相化および成分の均一化が計れず、後の時効
時に時効効果能の低減を招くので好ましくなく、一方、
溶体化処理温度をβ変態点＋４００℃を越えて溶体化処
理すると、素材が軟化して強度の低下を招き、溶体化処
理中に素材の変形を招くので好ましくなく、保持時間を
１０時間を越えて溶体化処理してもより一層の効果は得
られず、非経済的であるので好ましくないことによるも
のである。溶体化処理条件の一層好ましい範囲は、温
度：β変態点＋４０℃〜β変態点＋２５０℃、保持時
間：１〜５時間である。
℃、保持時間を０．２５〜１０時間に限定したのは、β
変態点未満、保持時間を０．２５時間未満の溶体化処理
では、β単相化および成分の均一化が計れず、後の時効
時に時効効果能の低減を招くので好ましくなく、一方、
溶体化処理温度をβ変態点＋４００℃を越えて溶体化処
理すると、素材が軟化して強度の低下を招き、溶体化処
理中に素材の変形を招くので好ましくなく、保持時間を
１０時間を越えて溶体化処理してもより一層の効果は得
られず、非経済的であるので好ましくないことによるも
のである。溶体化処理条件の一層好ましい範囲は、温
度：β変態点＋４０℃〜β変態点＋２５０℃、保持時
間：１〜５時間である。
【００１１】Ｂ．時効処理条件 この発明の時効処理は、１回の時効処理では十分な効果
が得られず、第１段目および第２段目の２回に分けた時
効処理を行うことにより始めて伸びが向上する。その理
由として、第１段目の時効で微細均一な準安定相あるい
はα相を析出させ、第２段目の時効で第１段目の時効で
析出した微細均一な準安定相あるいはα相からα相を析
出成長させ、所定の引張り強さおよび伸びを得るものと
考えられる。
が得られず、第１段目および第２段目の２回に分けた時
効処理を行うことにより始めて伸びが向上する。その理
由として、第１段目の時効で微細均一な準安定相あるい
はα相を析出させ、第２段目の時効で第１段目の時効で
析出した微細均一な準安定相あるいはα相からα相を析
出成長させ、所定の引張り強さおよび伸びを得るものと
考えられる。
【００１２】ａ．第１段目の時効処理条件 第１段目の時効処理条件を温度：β変態点−５００℃〜
β変態点−３５０℃、保持時間：０．２５〜２０時間に
限定したのは、第１段目時効処理を温度：β変態点−５
００℃℃未満、保持時間：０．２５時間未満で行っても
微細均一な準安定相あるいはα相が十分に析出せず、一
方、第１段目時効処理をβ変態点−３５０℃を越える温
度で時効処理すると、粗大でかつ不均一にα相が析出し
てしまうので好ましくなく、保持時間を２０時間を越え
る時間で時効処理してもより一層の効果が得られず、非
経済的であるので好ましくないことによるものである。
第１段目の時効処理条件の一層好ましい範囲は、温度：
β変態点−４８０℃〜β変態点−３００℃、保持時間：
１〜１０時間である。
β変態点−３５０℃、保持時間：０．２５〜２０時間に
限定したのは、第１段目時効処理を温度：β変態点−５
００℃℃未満、保持時間：０．２５時間未満で行っても
微細均一な準安定相あるいはα相が十分に析出せず、一
方、第１段目時効処理をβ変態点−３５０℃を越える温
度で時効処理すると、粗大でかつ不均一にα相が析出し
てしまうので好ましくなく、保持時間を２０時間を越え
る時間で時効処理してもより一層の効果が得られず、非
経済的であるので好ましくないことによるものである。
第１段目の時効処理条件の一層好ましい範囲は、温度：
β変態点−４８０℃〜β変態点−３００℃、保持時間：
１〜１０時間である。
【００１３】ｂ．第２段目の時効処理条件 第２段目の時効処理条件を温度：Ｔｐ１（第１段目の時
効処理温度）＋５０℃〜β変態点−１００℃、保持時
間：４〜５０時間に限定したのは、温度：Ｔｐ１＋５０
℃未満、保持時間を４時間未満の第２段目時効処理では
十分なα相の析出成長が計れず、一方、第２段目時効処
理をβ変態点−１００℃を越える温度で時効処理する
と、時効硬化性が乏しくなり、十分な強度が得られなく
なってしまうので好ましくなく、保持時間が５０時間を
越える時間で時効処理してもより一層の効果が得られ
ず、非経済的であるので好ましくないことによるもので
ある。第２段目の時効処理条件の一層好ましい範囲は、
温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−２００℃、保持時
間：８〜３０時間である。
効処理温度）＋５０℃〜β変態点−１００℃、保持時
間：４〜５０時間に限定したのは、温度：Ｔｐ１＋５０
℃未満、保持時間を４時間未満の第２段目時効処理では
十分なα相の析出成長が計れず、一方、第２段目時効処
理をβ変態点−１００℃を越える温度で時効処理する
と、時効硬化性が乏しくなり、十分な強度が得られなく
なってしまうので好ましくなく、保持時間が５０時間を
越える時間で時効処理してもより一層の効果が得られ
ず、非経済的であるので好ましくないことによるもので
ある。第２段目の時効処理条件の一層好ましい範囲は、
温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−２００℃、保持時
間：８〜３０時間である。
【００１４】Ｃ．熱間静水圧プレス条件 航空機構造部材など高い信頼性を必要とする部材には、
引け巣などの鋳造欠陥の除去、β単相化および成分の均
一化のために必ず熱間静水圧プレスが施されるが、一般
のＴｉ合金鋳物構造部材には熱間静水圧プレスを施さな
い場合もある。しかし、熱間静水圧プレスを施す場合の
条件を温度：β変態点−１００℃〜β変態点＋４００
℃、圧力：１０００〜２０００気圧、保持時間：０．５
〜４時間に限定したのは、温度：β変態点−１００℃℃
未満、圧力：１０００気圧未満、保持時間：０．５時間
未満では、鋳造欠陥を圧着除去するには十分な効果が得
られず、一方、温度がβ変態点＋４００℃を越え、圧力
が２０００気圧を越え、保持時間が２時間を越えても、
より一層の鋳造欠陥除去効果は得られず、非経済的であ
るので好ましくないことによるものである。熱間静水圧
プレス条件の一層好ましい範囲は、温度：β変態点−５
０℃〜β変態点＋２５０℃、圧力：１０００〜１５００
気圧、保持時間：１〜３時間である。
引け巣などの鋳造欠陥の除去、β単相化および成分の均
一化のために必ず熱間静水圧プレスが施されるが、一般
のＴｉ合金鋳物構造部材には熱間静水圧プレスを施さな
い場合もある。しかし、熱間静水圧プレスを施す場合の
条件を温度：β変態点−１００℃〜β変態点＋４００
℃、圧力：１０００〜２０００気圧、保持時間：０．５
〜４時間に限定したのは、温度：β変態点−１００℃℃
未満、圧力：１０００気圧未満、保持時間：０．５時間
未満では、鋳造欠陥を圧着除去するには十分な効果が得
られず、一方、温度がβ変態点＋４００℃を越え、圧力
が２０００気圧を越え、保持時間が２時間を越えても、
より一層の鋳造欠陥除去効果は得られず、非経済的であ
るので好ましくないことによるものである。熱間静水圧
プレス条件の一層好ましい範囲は、温度：β変態点−５
０℃〜β変態点＋２５０℃、圧力：１０００〜１５００
気圧、保持時間：１〜３時間である。
【００１５】
【発明の実施の形態】表１〜表２に示される成分組成を
有するＴｉ合金を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：１５mm×長さ：２００mmの寸法をもった
Ｔｉ合金丸棒鋳物Ａ〜Ｖを作製した。
有するＴｉ合金を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：１５mm×長さ：２００mmの寸法をもった
Ｔｉ合金丸棒鋳物Ａ〜Ｖを作製した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】実施例１ 前記Ｔｉ合金丸棒鋳物Ａ〜Ｖを、真空中、表３〜表６に
示される温度および時間保持後、Ａｒガスの吹付けによ
る強制冷却の溶体化処理を施し、ついで、大気中、表３
〜表６に示される温度および時間保持の第１段目時効処
理後、さらに表３〜表６に示される温度および時間保持
の第２段目時効処理を施すことにより、本発明Ｔｉ合金
鋳物の熱処理方法（以下、本発明法という）１〜２２を
それぞれ実施し、さらに表３〜表６に示される温度およ
び時間保持の時効処理を施すことにより、従来Ｔｉ合金
鋳物の熱処理方法（以下、従来法という）１〜２２をそ
れぞれ実施した。
示される温度および時間保持後、Ａｒガスの吹付けによ
る強制冷却の溶体化処理を施し、ついで、大気中、表３
〜表６に示される温度および時間保持の第１段目時効処
理後、さらに表３〜表６に示される温度および時間保持
の第２段目時効処理を施すことにより、本発明Ｔｉ合金
鋳物の熱処理方法（以下、本発明法という）１〜２２を
それぞれ実施し、さらに表３〜表６に示される温度およ
び時間保持の時効処理を施すことにより、従来Ｔｉ合金
鋳物の熱処理方法（以下、従来法という）１〜２２をそ
れぞれ実施した。
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】
【表５】
【００２２】
【表６】
【００２３】本発明法１〜２２および従来法１〜２２を
施したＴｉ合金丸棒鋳物から、直径：６ｍｍ、平行部長
さ：３０ｍｍの寸法を有する引張り試験片を作製し、こ
の引張り試験片を用いてＡＳＴＭ Ｅ８に従い、常温引
張り試験を実施し、引張り強さおよび伸びを求め、その
結果を表７〜表８に示した。
施したＴｉ合金丸棒鋳物から、直径：６ｍｍ、平行部長
さ：３０ｍｍの寸法を有する引張り試験片を作製し、こ
の引張り試験片を用いてＡＳＴＭ Ｅ８に従い、常温引
張り試験を実施し、引張り強さおよび伸びを求め、その
結果を表７〜表８に示した。
【００２４】
【表７】
【００２５】
【表８】
【００２６】表３および表７に示される結果から、本発
明法１を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引張り強さおよび
伸びと従来法１を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引張り強
さおよび伸びを比較すると、溶体化処理条件が同じであ
っても、１回の時効処理からなる従来法１よりも２回の
時効処理からなる本発明法１を施した方がＴｉ合金丸棒
鋳物Ａの引張り強さおよび伸びが向上していることが分
かる。さらに、表３〜表８に示される結果から、Ｔｉ合
金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖに本発明法２〜２２と従来法２〜２２
を施した引張り強さおよび伸びをそれぞれ比較しても、
本発明法２〜２２を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの引
張り強さおよび伸びの値の方が従来法２〜２２を施した
Ｔｉ合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの引張り強さおよび伸びよりも
向上していることがわかる。
明法１を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引張り強さおよび
伸びと従来法１を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引張り強
さおよび伸びを比較すると、溶体化処理条件が同じであ
っても、１回の時効処理からなる従来法１よりも２回の
時効処理からなる本発明法１を施した方がＴｉ合金丸棒
鋳物Ａの引張り強さおよび伸びが向上していることが分
かる。さらに、表３〜表８に示される結果から、Ｔｉ合
金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖに本発明法２〜２２と従来法２〜２２
を施した引張り強さおよび伸びをそれぞれ比較しても、
本発明法２〜２２を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの引
張り強さおよび伸びの値の方が従来法２〜２２を施した
Ｔｉ合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの引張り強さおよび伸びよりも
向上していることがわかる。
【００２７】実施例２ 表１〜表２に示される成分組成を有するＴｉ合金丸棒鋳
物Ａ〜Ｖに表９〜表１２に示される条件の温度、圧力お
よび時間の条件で熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）処理を施
して鋳造欠陥を除去した後、真空中、表９〜表１２に示
される温度および時間保持後、Ａｒガスの吹付けによる
強制冷却の溶体化処理を施し、ついで、大気中、表９〜
表１２に示される温度および時間保持の第１段目時効処
理後、さらに表９〜表１２に示される温度および時間保
持の第２段目時効処理を施すことにより本発明法２３〜
４４を実施し、さらに、表９〜表１２に示される温度お
よび時間保持の時効処理を施すことにより従来法２３〜
４４をそれぞれ実施した。
物Ａ〜Ｖに表９〜表１２に示される条件の温度、圧力お
よび時間の条件で熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）処理を施
して鋳造欠陥を除去した後、真空中、表９〜表１２に示
される温度および時間保持後、Ａｒガスの吹付けによる
強制冷却の溶体化処理を施し、ついで、大気中、表９〜
表１２に示される温度および時間保持の第１段目時効処
理後、さらに表９〜表１２に示される温度および時間保
持の第２段目時効処理を施すことにより本発明法２３〜
４４を実施し、さらに、表９〜表１２に示される温度お
よび時間保持の時効処理を施すことにより従来法２３〜
４４をそれぞれ実施した。
【００２８】
【表９】
【００２９】
【表１０】
【００３０】
【表１１】
【００３１】
【表１２】
【００３２】前記本発明法２３〜４４および従来法２３
〜４４を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａ〜Ｖを、直径：６ｍ
ｍ、平行部長さ：３０ｍｍの寸法を有する引張り試験片
を作製し、この引張り試験片を用いてＡＳＴＭ Ｅ８に
従い、常温引張り試験を実施し、引張り強さおよび伸び
を求め、その結果を表１３〜表１４に示した。
〜４４を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａ〜Ｖを、直径：６ｍ
ｍ、平行部長さ：３０ｍｍの寸法を有する引張り試験片
を作製し、この引張り試験片を用いてＡＳＴＭ Ｅ８に
従い、常温引張り試験を実施し、引張り強さおよび伸び
を求め、その結果を表１３〜表１４に示した。
【００３３】
【表１３】
【００３４】
【表１４】
【００３５】表９および表１３に示される結果から、本
発明法２３を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引張り強さお
よび伸びと従来法２３を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引
張り強さおよび伸びを比較すると、熱間静水圧プレスお
よび溶体化処理条件が同じであっても、１回の時効処理
からなる従来法２３よりも２回の時効処理からなる本発
明法２３を施した方がＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引張り強さ
および伸びが一層向上していることが分かる。さらに、
本発明法２４〜４４を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの
引張り強さおよび伸びと従来法２４〜４４を施したＴｉ
合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの引張り強さおよび伸びをそれぞれ
比較しても、本発明法２４〜４４を施したＴｉ合金丸棒
鋳物の引張り強さおよび伸びの値の方が従来法２４〜４
４を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの引張り強さおよび
伸びよりも向上していることがわかる。
発明法２３を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引張り強さお
よび伸びと従来法２３を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引
張り強さおよび伸びを比較すると、熱間静水圧プレスお
よび溶体化処理条件が同じであっても、１回の時効処理
からなる従来法２３よりも２回の時効処理からなる本発
明法２３を施した方がＴｉ合金丸棒鋳物Ａの引張り強さ
および伸びが一層向上していることが分かる。さらに、
本発明法２４〜４４を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの
引張り強さおよび伸びと従来法２４〜４４を施したＴｉ
合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの引張り強さおよび伸びをそれぞれ
比較しても、本発明法２４〜４４を施したＴｉ合金丸棒
鋳物の引張り強さおよび伸びの値の方が従来法２４〜４
４を施したＴｉ合金丸棒鋳物Ｂ〜Ｖの引張り強さおよび
伸びよりも向上していることがわかる。
【００３６】
【発明の効果】上述のように、この発明の２回時効処理
を行うＴｉ合金鋳物の熱処理方法は、Ｔｉ合金丸棒鋳物
の引張り強さおよび伸びを従来の１回時効処理を行う熱
処理方法よりも一層向上させることができるところか
ら、この発明の熱処理方法をＴｉ合金鋳物構造部材に適
用して引張り強さおよび伸びを一層向上させ、形状が複
雑な航空機などの構造部材の信頼性を一層増すことがで
き、産業上優れた効果を奏するものである。
を行うＴｉ合金鋳物の熱処理方法は、Ｔｉ合金丸棒鋳物
の引張り強さおよび伸びを従来の１回時効処理を行う熱
処理方法よりも一層向上させることができるところか
ら、この発明の熱処理方法をＴｉ合金鋳物構造部材に適
用して引張り強さおよび伸びを一層向上させ、形状が複
雑な航空機などの構造部材の信頼性を一層増すことがで
き、産業上優れた効果を奏するものである。
Claims (7)
- 【請求項１】Ｔｉ合金鋳物に、温度：β変態点〜β変態
点＋４００℃、０．２５〜１０時間保持の溶体化処理を
施し、 ついで、温度：β変態点−５００℃〜β変態点−３５０
℃（以下、この温度をＴｐ１という）、０．５〜２０時
間保持の第１段目時効処理後、さらに温度：Ｔｐ１＋５
０℃〜β変態点−１００℃、４〜５０時間保持の第２段
目時効処理を施すことを特徴とするＴｉ合金鋳物の熱処
理方法。 - 【請求項２】Ｔｉ合金鋳物に、温度：β変態点−１００
℃〜β変態点＋４００℃、圧力：１０００〜２０００気
圧、保持時間：０．５〜４時間の条件で熱間静水圧プレ
スしたのち、 温度：β変態点〜β変態点＋４００℃、０．２５〜１０
時間保持の溶体化処理を施し、 ついで、温度：Ｔｐ１（β変態点−５００℃〜β変態点
−３５０℃）、０．５〜２０時間保持の第１段目時効処
理後、さらに温度：Ｔｐ１＋５０℃〜β変態点−１００
℃、４〜５０時間保持の第２段目時効処理を施すことを
特徴とするＴｉ合金鋳物の熱処理方法。 - 【請求項３】前記Ｔｉ合金鋳物は、重量％でＡｌ：２．
００〜１１．００％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．５０
〜８．５０％、Ｖ：３．５０〜１３．８０％、Ｃｒ：
２．５０〜１２．００％、Ｆｅ：０．１０〜７．００％
の内の１種または２種以上を含有し、残りがＴｉおよび
不可避不純物からなる組成のＴｉ合金鋳物であることを
特徴とする請求項１または２記載のＴｉ合金鋳物の熱処
理方法。 - 【請求項４】前記Ｔｉ合金鋳物は、重量％でＡｌ：２．
００〜１１．００％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．５０
〜８．５０％、Ｖ：３．５０〜１３．８０％、Ｃｒ：
２．５０〜１２．００％、Ｆｅ：０．１０〜７．００％
の内の１種または２種以上を含有し、さらに、Ｓｎ：
１．５０〜３．５０％、Ｚｒ：１．００〜５．００％の
内の１種または２種を含有し、残りがＴｉおよび不可避
不純物からなる組成のＴｉ合金鋳物であることを特徴と
する請求項１または２記載のＴｉ合金鋳物の熱処理方
法。 - 【請求項５】前記Ｔｉ合金鋳物は、重量％でＭｏ：１
０．００〜１３．００％、Ｓｎ：３．７５〜５．２５
％、Ｚｒ：４．５０〜７．５０％を含有し、残りがＴｉ
および不可避不純物からなる組成のＴｉ合金鋳物である
ことを特徴とする請求項１または２記載のＴｉ合金鋳物
の熱処理方法。 - 【請求項６】重量％で、Ａｌ：２．００〜５．００％を
含有し、さらに、Ｍｏ：０．５０〜８．００％、Ｖ：
５．００〜１２．００％、Ｆｅ：０．１０〜３．００％
の内の１種または２種以上を含有し、Ｏ：０．１５〜
０．５０％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物か
らなる組成を有するＴｉ合金鋳物であることを特徴とす
る請求項１または２記載の。 - 【請求項７】請求項１、２、３、４、５または６記載の
Ｔｉ合金鋳物の熱処理方法で熱処理したことを特徴とす
る引張り強さおよび伸びの優れた高強度Ｔｉ合金鋳物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14016296A JPH09316572A (ja) | 1996-06-03 | 1996-06-03 | Ｔｉ合金鋳物の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14016296A JPH09316572A (ja) | 1996-06-03 | 1996-06-03 | Ｔｉ合金鋳物の熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09316572A true JPH09316572A (ja) | 1997-12-09 |
Family
ID=15262324
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14016296A Pending JPH09316572A (ja) | 1996-06-03 | 1996-06-03 | Ｔｉ合金鋳物の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09316572A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6758925B1 (en) | 2002-12-20 | 2004-07-06 | Kimberly-Clark Worldwide, Inc. | Acoustical energy transfer component |
| US6767420B2 (en) | 2002-12-20 | 2004-07-27 | Kimberly-Clark Worldwide, Inc. | Ultrasonic horn with isotropic breathing characteristics |
| WO2005003399A1 (de) * | 2003-07-03 | 2005-01-13 | Deutsche Titan Gmbh | Beta-titanlegierung, verfahren zur herstellung eines warmwalzproduktes aus einer solchen legierung und deren verwendungen |
| JP2006200008A (ja) * | 2005-01-21 | 2006-08-03 | Daido Steel Co Ltd | β型チタン合金およびβ型チタン合金製の部品 |
| JP2008106317A (ja) * | 2006-10-26 | 2008-05-08 | Nippon Steel Corp | β型チタン合金 |
| CN104726746A (zh) * | 2015-04-17 | 2015-06-24 | 西北有色金属研究院 | 一种高强亚稳定β型钛合金棒材及其制备方法 |
| US20170306449A1 (en) * | 2016-04-25 | 2017-10-26 | Arconic Inc. | Bcc materials of titanium, aluminum, vanadium, and iron, and products made therefrom |
| KR20170122083A (ko) * | 2016-04-25 | 2017-11-03 | 한국기계연구원 | 석출강화형 고강도 고연성 타이타늄 합금 및 그 제조 방법 |
| CN114101709A (zh) * | 2021-11-26 | 2022-03-01 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种铸造-增材复合制造钛合金的热处理方法 |
| CN114438369A (zh) * | 2020-11-03 | 2022-05-06 | 中国科学院金属研究所 | 一种屈服强度1000MPa级高强高韧钛合金及其制备工艺 |
| CN115927911A (zh) * | 2022-12-26 | 2023-04-07 | 西部金属材料股份有限公司 | 一种高硬度钛合金及其制备方法和应用 |
-
1996
- 1996-06-03 JP JP14016296A patent/JPH09316572A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6758925B1 (en) | 2002-12-20 | 2004-07-06 | Kimberly-Clark Worldwide, Inc. | Acoustical energy transfer component |
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| CN104726746A (zh) * | 2015-04-17 | 2015-06-24 | 西北有色金属研究院 | 一种高强亚稳定β型钛合金棒材及其制备方法 |
| US20170306449A1 (en) * | 2016-04-25 | 2017-10-26 | Arconic Inc. | Bcc materials of titanium, aluminum, vanadium, and iron, and products made therefrom |
| KR20170122083A (ko) * | 2016-04-25 | 2017-11-03 | 한국기계연구원 | 석출강화형 고강도 고연성 타이타늄 합금 및 그 제조 방법 |
| JP2019516861A (ja) * | 2016-04-25 | 2019-06-20 | アーコニック インコーポレイテッドＡｒｃｏｎｉｃ Ｉｎｃ． | チタン、アルミニウム、バナジウム、及び鉄のｂｃｃ材料ならびにそれから作製される製品 |
| CN114438369A (zh) * | 2020-11-03 | 2022-05-06 | 中国科学院金属研究所 | 一种屈服强度1000MPa级高强高韧钛合金及其制备工艺 |
| CN114438369B (zh) * | 2020-11-03 | 2022-09-20 | 中国科学院金属研究所 | 一种屈服强度1000MPa级高强高韧钛合金及其制备工艺 |
| CN114101709A (zh) * | 2021-11-26 | 2022-03-01 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种铸造-增材复合制造钛合金的热处理方法 |
| CN115927911A (zh) * | 2022-12-26 | 2023-04-07 | 西部金属材料股份有限公司 | 一种高硬度钛合金及其制备方法和应用 |
| CN115927911B (zh) * | 2022-12-26 | 2024-04-02 | 西部金属材料股份有限公司 | 一种高硬度钛合金及其制备方法和应用 |
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