JPS58213849A - 形状記憶及び制振合金 - Google Patents
形状記憶及び制振合金Info
- Publication number
- JPS58213849A JPS58213849A JP9811082A JP9811082A JPS58213849A JP S58213849 A JPS58213849 A JP S58213849A JP 9811082 A JP9811082 A JP 9811082A JP 9811082 A JP9811082 A JP 9811082A JP S58213849 A JPS58213849 A JP S58213849A
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- JP
- Japan
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- phase
- shape memory
- alloy
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、割振及び形状記憶効果を有するＴｉ合金に関
し特に、Ｔ １−６Ａ ｌ−２Ｓｎ−４２ｒ −６Ｍｏ
合金について特定の熱処理を施すことにより組織を調整
し、形状記憶及び割振効果を発揮せしめるようにしたＴ
ｉ合金に関するものである。
し特に、Ｔ １−６Ａ ｌ−２Ｓｎ−４２ｒ −６Ｍｏ
合金について特定の熱処理を施すことにより組織を調整
し、形状記憶及び割振効果を発揮せしめるようにしたＴ
ｉ合金に関するものである。
近時制振効果や形状記憶効果を有する合金が新しい機能
材料として工業的に大きな関心を寄せられている。
材料として工業的に大きな関心を寄せられている。
本発明者等は、各種合金について割振効果や形状記憶効
果について研究しているなかで、Ｔｉ−６２４６合金に
ついで特定の熱処理を施すことにより、ａ″相を生成さ
せると割振効果を示し、かつ、その後の時効処理時にα
″′→β逆変態が生じ、これか形状記憶効果を発揮する
ことを見出し、本発明を完成させたのである。
果について研究しているなかで、Ｔｉ−６２４６合金に
ついで特定の熱処理を施すことにより、ａ″相を生成さ
せると割振効果を示し、かつ、その後の時効処理時にα
″′→β逆変態が生じ、これか形状記憶効果を発揮する
ことを見出し、本発明を完成させたのである。
即ち、本発明は、Ａ１４〜６％、Ｓｎ１〜２％、Ｚｒ２
〜５％、Ｍｏ４〜８％を含み、残部実質的にＴ１からな
るＴｉ合金であって、９３０°Ｃ〜８７０℃からの急冷
処理により、調帯六方晶系の初析α相と、β相が急冷処
理時にマルテンサイト的に変態した斜方晶系のａ″相か
らなる組織を本質的に有することを特徴とする形状記憶
及び割振合金である。
〜５％、Ｍｏ４〜８％を含み、残部実質的にＴ１からな
るＴｉ合金であって、９３０°Ｃ〜８７０℃からの急冷
処理により、調帯六方晶系の初析α相と、β相が急冷処
理時にマルテンサイト的に変態した斜方晶系のａ″相か
らなる組織を本質的に有することを特徴とする形状記憶
及び割振合金である。
本発明者等は、Ｔｉ−６％Ａｌ−２％５ｎ−４％Ｚｒ−
６％Ｍｏを代表成分とするＴｉ合金について、β変態点
（９５７℃）近傍から急冷処理し、その後時効処理した
場合の電気抵抗変化、及び、組織状態の変化を調べた。
６％Ｍｏを代表成分とするＴｉ合金について、β変態点
（９５７℃）近傍から急冷処理し、その後時効処理した
場合の電気抵抗変化、及び、組織状態の変化を調べた。
第１図は、上記合金について、８５０’Ｃ１９００’Ｃ
１９５０°Ｃの各温度からの水焼入れ材について、室温
から４００’Ｃまで、０．１°Ｃ／秒の速度で連続加熱
した場合の加熱中の比抵抗変化を示す図である。第１図
において、８５０°Ｃ焼入れ材（図中○印）、９５０°
Ｃ焼入れ材（図中△印）に比べて、９００°Ｃ焼入れ材
（図中目印）は２５０〜３００℃付近で比抵抗の極小現
象が認められた。
１９５０°Ｃの各温度からの水焼入れ材について、室温
から４００’Ｃまで、０．１°Ｃ／秒の速度で連続加熱
した場合の加熱中の比抵抗変化を示す図である。第１図
において、８５０°Ｃ焼入れ材（図中○印）、９５０°
Ｃ焼入れ材（図中△印）に比べて、９００°Ｃ焼入れ材
（図中目印）は２５０〜３００℃付近で比抵抗の極小現
象が認められた。
この現象を組織的に観察すべく、９００°Ｃ焼入れ材に
ついて、２５０’Ｃ１４００°Ｃ加熱材のＸ線回折を行
なった。第２図はその回折像であり、第２図（、）の水
焼入れまま材の場合、調帯六方品系（１＋ｅｘａｇｏｎ
ａｔ）の初析α相と、β相が焼入れ中にマルテンサイト
的に変態した斜方晶系（□ｒｊ１１０ｒｈｏｍｂｉｃ）
のα″相より構成され、一部残留β相（１）、ｃ、（り
が存在しでいる組織であ乙のに対して、これを、２５０
°Ｃに加熱したもの（第２図（ｂ））の場合には、焼入
れ材で存在したα″相が消失し、β相のピーク強度が増
大している。即ち、α″相→β相への逆変態が生起して
いる。このことから、第１図での９００℃焼入れ材の２
５０〜３００’Ｃの比抵抗の極小状態がこのα″→β逆
変態であることが明らかである。なお、４００℃加熱材
（第２図（Ｃ））の場合には、加熱温度において（Ｚ”
相はβ相に逆変態しているが、冷却中に再びマルテンサ
イト変態を起し、室温におけるＸ線回折ではα相とα″
相が認められた。
ついて、２５０’Ｃ１４００°Ｃ加熱材のＸ線回折を行
なった。第２図はその回折像であり、第２図（、）の水
焼入れまま材の場合、調帯六方品系（１＋ｅｘａｇｏｎ
ａｔ）の初析α相と、β相が焼入れ中にマルテンサイト
的に変態した斜方晶系（□ｒｊ１１０ｒｈｏｍｂｉｃ）
のα″相より構成され、一部残留β相（１）、ｃ、（り
が存在しでいる組織であ乙のに対して、これを、２５０
°Ｃに加熱したもの（第２図（ｂ））の場合には、焼入
れ材で存在したα″相が消失し、β相のピーク強度が増
大している。即ち、α″相→β相への逆変態が生起して
いる。このことから、第１図での９００℃焼入れ材の２
５０〜３００’Ｃの比抵抗の極小状態がこのα″→β逆
変態であることが明らかである。なお、４００℃加熱材
（第２図（Ｃ））の場合には、加熱温度において（Ｚ”
相はβ相に逆変態しているが、冷却中に再びマルテンサ
イト変態を起し、室温におけるＸ線回折ではα相とα″
相が認められた。
この現象か後柱説明する実施例で、時効温度を３００°
Ｃ以」二に上昇させた場合の形状か、室温で変形させた
元の形状に戻っていく原因である。
Ｃ以」二に上昇させた場合の形状か、室温で変形させた
元の形状に戻っていく原因である。
このα″→β逆変態は、形状記憶効果や割振効果を発揮
することが知られている熱弾性型マルテンサイト変態と
は異なるものではあるが、この逆変態現象もまた後述す
る実施例で明らかにされるように形状記憶作用、及び、
制振作用をなすものである。
することが知られている熱弾性型マルテンサイト変態と
は異なるものではあるが、この逆変態現象もまた後述す
る実施例で明らかにされるように形状記憶作用、及び、
制振作用をなすものである。
次に、本発明に係る形状記憶及び制振合金の含有成分、
成分割合について、及び、組織について説明する。
成分割合について、及び、組織について説明する。
先ず、含有成分、成分割合について説明する。
Ａ１は合金本来の強度、耐酸化性を向上せしめ、かつ、
β相の分解中の遷移相ωの生成を抑制３− するために４〜６％必要であり、過剰の含有は合金を脆
化させる。よって、Ａ１含有量は４〜６％とする。
β相の分解中の遷移相ωの生成を抑制３− するために４〜６％必要であり、過剰の含有は合金を脆
化させる。よって、Ａ１含有量は４〜６％とする。
ＳｎはＡ：と同様な効果を有するが、Ａ１と相互に作用
し、合金の比重を増加させないために、Ｓｎ含有量は１
〜２％とする。
し、合金の比重を増加させないために、Ｓｎ含有量は１
〜２％とする。
Ｍｏは４％未満ではα″相が生成されず、また、８％を
越えて含有されるとβ相が安定化する。
越えて含有されるとβ相が安定化する。
よって、Ｍｏ含有量は４〜８％とする。
Ｚｒは本発明に係る形状記憶及び制振合金において特に
重要な役割を持っており、α″相がらβ相への逆変態を
促進するのに作用し、２％以上の含有量を必要とし、ま
た、合金の比重、価格を考慮して５％を越えては含有さ
せない。よって、Ｚｒ含有量は２〜５％とする。
重要な役割を持っており、α″相がらβ相への逆変態を
促進するのに作用し、２％以上の含有量を必要とし、ま
た、合金の比重、価格を考慮して５％を越えては含有さ
せない。よって、Ｚｒ含有量は２〜５％とする。
次に、組織について説明する。
本発明に係る形状記憶及び割振合金においては、第１図
、第２図により説明したように、ａ″相→β相逆変態を
利用するものであり、この現象は９００’Ｃ急冷材（水
焼入れ相）において、調帯六方＝４− 晶系の初析α相と、β相が急冷時にマルテンサイト的に
変態した斜方晶系の（ｒ″相からなる組織を本質的に有
する場合に認められるものである。一方、９５０°Ｃ急
冷材の場合には、組織が殆んどα″相−和からなり、第
２図からもわかるように、逆変態現象は殆んど認められ
ない。また、８５０’Ｃ急冷材では組織はａ十β相とな
って、やはり、逆変態現象は生じない。従って、α″相
→β相逆変態を生起せしめるためには、上述のα＋ａ″
相（＋残留β）とすへ＜９００℃前後、即ち、８７０−
９３０’Ｃとする必要がある。
、第２図により説明したように、ａ″相→β相逆変態を
利用するものであり、この現象は９００’Ｃ急冷材（水
焼入れ相）において、調帯六方＝４− 晶系の初析α相と、β相が急冷時にマルテンサイト的に
変態した斜方晶系の（ｒ″相からなる組織を本質的に有
する場合に認められるものである。一方、９５０°Ｃ急
冷材の場合には、組織が殆んどα″相−和からなり、第
２図からもわかるように、逆変態現象は殆んど認められ
ない。また、８５０’Ｃ急冷材では組織はａ十β相とな
って、やはり、逆変態現象は生じない。従って、α″相
→β相逆変態を生起せしめるためには、上述のα＋ａ″
相（＋残留β）とすへ＜９００℃前後、即ち、８７０−
９３０’Ｃとする必要がある。
本発明に係る形状記憶及び制振合金の実施例を説明する
。
。
実施例
Ａｌ１．１４％、Ｓｎ２．０３％、Ｚｒ ４．１７％、
Ｍ。
Ｍ。
６．０８％、残部Ｔｉ、及び、不純物からなるＴｉ合金
を溶製し、鋳造してか呟加工して０，５ｍｍ ＬＸｌ、
５＋ｎｍ ｕ＋Ｘ４２ｍｍ ｌの供試材を作成し、この
供試料をを１０００°ｃ、９５０℃、９００℃の各温度
カラ水焼入しし、これを室温で円弧状に変形し、２００
〜５５０’Ｃの各温度で等時々効処理を行ない、その形
状変化を調べた。第３図はその観察結果である。第３図
かられかるように、ＩＱＯＱ’Ｃ水焼入れ材（第３図（
ａ））では室温で変形を与えるのも困難であり、時効処
理を施してもその形状回復は殆んどない。９５０℃水焼
入れ材（第３図（１〕））では室温での変形は容易であ
ったが、２５０〜３００°Ｃにおける形状回復は２０％
程度しかない。一方、９００°Ｃ水焼入れ祠（第３図（
ｃ）本発明）では、２５０〜３００’Ｃにおいて形状回
復効果は顕著であり、回復率は７０％を越えている。な
お、時効温度を更に」１昇させると室温で変形させた形
状に戻っていく。
を溶製し、鋳造してか呟加工して０，５ｍｍ ＬＸｌ、
５＋ｎｍ ｕ＋Ｘ４２ｍｍ ｌの供試材を作成し、この
供試料をを１０００°ｃ、９５０℃、９００℃の各温度
カラ水焼入しし、これを室温で円弧状に変形し、２００
〜５５０’Ｃの各温度で等時々効処理を行ない、その形
状変化を調べた。第３図はその観察結果である。第３図
かられかるように、ＩＱＯＱ’Ｃ水焼入れ材（第３図（
ａ））では室温で変形を与えるのも困難であり、時効処
理を施してもその形状回復は殆んどない。９５０℃水焼
入れ材（第３図（１〕））では室温での変形は容易であ
ったが、２５０〜３００°Ｃにおける形状回復は２０％
程度しかない。一方、９００°Ｃ水焼入れ祠（第３図（
ｃ）本発明）では、２５０〜３００’Ｃにおいて形状回
復効果は顕著であり、回復率は７０％を越えている。な
お、時効温度を更に」１昇させると室温で変形させた形
状に戻っていく。
次に、制振効果を調べるために、８００°Ｃ１９００’
Ｃ１１０００°Ｃの水焼入れ材について内乳試験を行な
った結果、第１表に示すように、９００″Ｃ水焼入れ材
（本発明）の内耗値Ｑ−’は２Ｘ１０−３となり、８０
０°Ｃ水焼入れ材の２Ｘ］Ｏ−”に代表される通常のＴ
１合金のＱ−’に比べて高い値となり、割振効果にも優
れていることが明らかとなった。１０００°Ｃ水焼入れ
材も高い内耗値を示すか、上述したように、加エアー 性に難点がある。
Ｃ１１０００°Ｃの水焼入れ材について内乳試験を行な
った結果、第１表に示すように、９００″Ｃ水焼入れ材
（本発明）の内耗値Ｑ−’は２Ｘ１０−３となり、８０
０°Ｃ水焼入れ材の２Ｘ］Ｏ−”に代表される通常のＴ
１合金のＱ−’に比べて高い値となり、割振効果にも優
れていることが明らかとなった。１０００°Ｃ水焼入れ
材も高い内耗値を示すか、上述したように、加エアー 性に難点がある。
第 １ 表
供試材 Ｑ−’
１０００°Ｃ水焼入れ材 ３Ｘ］０−３９００
°Ｃ／／ ２Ｘ１．０−３８００°Ｃｔ
ｔ ２ｘｌＯ−’このように、Ｑ−’の
値は、１０００’Ｃ水焼入れ材が最も高い値となる。即
ち、α″相が割振効果に寄与するのである。
°Ｃ／／ ２Ｘ１．０−３８００°Ｃｔ
ｔ ２ｘｌＯ−’このように、Ｑ−’の
値は、１０００’Ｃ水焼入れ材が最も高い値となる。即
ち、α″相が割振効果に寄与するのである。
第１図はＴｉＴｉ−６ＡＩ−２Ｓｎ−４２ｒ−６合金を
９５０℃、９００℃、８５０℃の各温度より急冷後、加
熱昇温中における比抵抗と温度の関係を示す図、第２図
はＴ １−６２４６合金の９００°Ｃよりの急冷材、お
よび、時効処理材のＸ線回折図、第３図は本発明に係る
形状記憶及び割振合金の形状変化と時効温度の関係を示
す図である。 一８＝ ［”％２９−！４］ （ｕｗ、ｐｔ＞ ？１−ｑＨ
医
９５０℃、９００℃、８５０℃の各温度より急冷後、加
熱昇温中における比抵抗と温度の関係を示す図、第２図
はＴ １−６２４６合金の９００°Ｃよりの急冷材、お
よび、時効処理材のＸ線回折図、第３図は本発明に係る
形状記憶及び割振合金の形状変化と時効温度の関係を示
す図である。 一８＝ ［”％２９−！４］ （ｕｗ、ｐｔ＞ ？１−ｑＨ
医
Claims (1)
- Ａ１ ４−６％、５ｎｌ−２％、Ｚｒ２・−５％、Ｍｏ
４−８％を含み、残部実質的にＴｉからなるＴ１合金で
あって、９３０’Ｃ〜８７０℃からの急冷処理により、
調帯六方晶系の初析α相と、β相が急冷処理時にマルテ
ンサイト的に変態した斜方晶系のａ″相からなる組織を
本質的に有することを特徴とする形状記憶及び制振合金
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9811082A JPS58213849A (ja) | 1982-06-08 | 1982-06-08 | 形状記憶及び制振合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9811082A JPS58213849A (ja) | 1982-06-08 | 1982-06-08 | 形状記憶及び制振合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58213849A true JPS58213849A (ja) | 1983-12-12 |
| JPS6315339B2 JPS6315339B2 (ja) | 1988-04-04 |
Family
ID=14211183
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9811082A Granted JPS58213849A (ja) | 1982-06-08 | 1982-06-08 | 形状記憶及び制振合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58213849A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011058070A (ja) * | 2009-09-11 | 2011-03-24 | Institute Of National Colleges Of Technology Japan | チタン制振合金 |
| CN106636739A (zh) * | 2016-10-31 | 2017-05-10 | 西北有色金属研究院 | 一种海洋工程用中等强度高冲击韧性钛合金 |
-
1982
- 1982-06-08 JP JP9811082A patent/JPS58213849A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011058070A (ja) * | 2009-09-11 | 2011-03-24 | Institute Of National Colleges Of Technology Japan | チタン制振合金 |
| CN106636739A (zh) * | 2016-10-31 | 2017-05-10 | 西北有色金属研究院 | 一种海洋工程用中等强度高冲击韧性钛合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6315339B2 (ja) | 1988-04-04 |
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