JPS5839902B2 - 内部摩擦の大きいチタン合金 - Google Patents
内部摩擦の大きいチタン合金Info
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- JPS5839902B2 JPS5839902B2 JP51049056A JP4905676A JPS5839902B2 JP S5839902 B2 JPS5839902 B2 JP S5839902B2 JP 51049056 A JP51049056 A JP 51049056A JP 4905676 A JP4905676 A JP 4905676A JP S5839902 B2 JPS5839902 B2 JP S5839902B2
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- Japan
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- internal friction
- alloy
- temperature
- titanium alloy
- high internal
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Vibration Prevention Devices (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は例えば蒸気タービン翼の回転翼などで、特に大
型又は高速化した場合に適用して非常に有利な内部摩擦
が大きいチタン合金に関する。
型又は高速化した場合に適用して非常に有利な内部摩擦
が大きいチタン合金に関する。
蒸気タービン翼などの回転翼は振動による疲労破壊が大
きな問題となる。
きな問題となる。
疲労破壊防止には共振防止処理、振動の減衰処理が有効
な役割を果している。
な役割を果している。
ただし蒸気タービン翼などにおち・ては振動は複雑であ
り、設計的に完全に共振を防止することは難しく・。
り、設計的に完全に共振を防止することは難しく・。
従って振動の減衰が重要になってくる。
回転翼の振動減衰の要因としては、エーロダイナミック
・ダンピング(Aerodynam ic dampi
nglルート・ダンピング(Root damping
) 、メカニカル・ダンピング(Mechanica
l damping )、マチ−リアル・ダンピング(
Material damping )が考えられる。
・ダンピング(Aerodynam ic dampi
nglルート・ダンピング(Root damping
) 、メカニカル・ダンピング(Mechanica
l damping )、マチ−リアル・ダンピング(
Material damping )が考えられる。
これら要因のトータル・ダンピング(Total da
mping) に対する寄与率につL−ては各種の見
解があるが、マチ−リアル・ダンピングが大きな役割を
果してL・る場合も少なくな(・と℃・われてL・る。
mping) に対する寄与率につL−ては各種の見
解があるが、マチ−リアル・ダンピングが大きな役割を
果してL・る場合も少なくな(・と℃・われてL・る。
事実、現在では多くの場合、蒸気タービン翼材には内部
摩擦の大きい13Cr−Mo鋼などが使用されて〜・る
。
摩擦の大きい13Cr−Mo鋼などが使用されて〜・る
。
一般にチタン合金は比強度が大きく、翼が高速化又は大
型化した場合、ロータへの負荷の低減とL・う理由から
も、蒸気タービン翼などの回転翼への利用が考えられ、
特にTi6At−4V合金はチタン合金中量も使用実績
が高((約70%以上)、すでに一部実用化されて〜・
る例もある。
型化した場合、ロータへの負荷の低減とL・う理由から
も、蒸気タービン翼などの回転翼への利用が考えられ、
特にTi6At−4V合金はチタン合金中量も使用実績
が高((約70%以上)、すでに一部実用化されて〜・
る例もある。
しかしながら従来の実用Tl 6A7−4v合金の熱
処理である焼鈍処理又は焼入時効処理を実施したものは
、上記13Cr−Mo鋼など実際に蒸気タービン翼材と
して使用されてL・るものと比較してその内部摩擦は大
幅に低くなっており、マチ−リアル・ダンピングによる
減衰効果は期待できな℃゛。
処理である焼鈍処理又は焼入時効処理を実施したものは
、上記13Cr−Mo鋼など実際に蒸気タービン翼材と
して使用されてL・るものと比較してその内部摩擦は大
幅に低くなっており、マチ−リアル・ダンピングによる
減衰効果は期待できな℃゛。
そこで本発明の発明者等は種々研究の結果、さきに(α
+β)チタン合金を(α+β)相領域の適当な温度から
急冷処理すると大幅に内部摩擦が改善されることを見出
し、特願昭49−3072号として特許出願した。
+β)チタン合金を(α+β)相領域の適当な温度から
急冷処理すると大幅に内部摩擦が改善されることを見出
し、特願昭49−3072号として特許出願した。
しかしくα+β)チタン合金は、例えばTi6A7−4
V合金を例にとると、100℃以上に加熱保持すると、
その内部摩擦も低下し熱的に不安定であった。
V合金を例にとると、100℃以上に加熱保持すると、
その内部摩擦も低下し熱的に不安定であった。
また疲労破壊妨止には内部摩擦の絶対値が高くなるほど
有利であるので、この点からも内部摩擦の絶対値をさら
に高くすることが要望されてL・た。
有利であるので、この点からも内部摩擦の絶対値をさら
に高くすることが要望されてL・た。
本発明はこのような事情に鑑み、内部摩擦が従来の合金
よりもさらに大きく、かつその熱的安定性が優れたチタ
ン合金を提供する目的で提案されたもので、A75.5
〜6.75重量%(以下俤で示す)、■1〜5%2M0
1〜5%、ただしV + M。
よりもさらに大きく、かつその熱的安定性が優れたチタ
ン合金を提供する目的で提案されたもので、A75.5
〜6.75重量%(以下俤で示す)、■1〜5%2M0
1〜5%、ただしV + M。
〉6φならびに残部がTiおよび通常の不純物からなる
ことを特徴とする内部摩擦の大きいチタン合金を提供す
る。
ことを特徴とする内部摩擦の大きいチタン合金を提供す
る。
以下本発明につ(・て実施例を参照して詳細に説明する
。
。
第1表に示す組成のチタン合金をボタン溶解法で150
gr溶解し、その後鍛造で20rrvn角、さらに(
α+β)鍛造で1 oMx 15咽角に成形して以下の
試験に供した。
gr溶解し、その後鍛造で20rrvn角、さらに(
α+β)鍛造で1 oMx 15咽角に成形して以下の
試験に供した。
即ちこれらの各村を第2表に示す各焼入温度より急冷処
理(水焼入れ)し、内部摩擦および機械的性質を調べた
。
理(水焼入れ)し、内部摩擦および機械的性質を調べた
。
なお内部摩擦は横振動型内部摩擦測定装置を用(・、振
動減衰能Q−1で測定した。
動減衰能Q−1で測定した。
試験片の形状は2−さxlO調幅×90胴長さとした。
第2表には各村の内部摩擦の測定結果も示してL・る。
この結果によれば、MOを0.64%含有するH材と従
来の標準合金であるTi−6Al−4V合金(人材)と
を比較して、Mo添加の効果がほとんどないことがわか
る。
来の標準合金であるTi−6Al−4V合金(人材)と
を比較して、Mo添加の効果がほとんどないことがわか
る。
しかしMoがさらに添加されたC、D、E、F、G、H
材につ(・ては人材と比較して内部摩擦が大幅に改善さ
れて(・ることがわかる。
材につ(・ては人材と比較して内部摩擦が大幅に改善さ
れて(・ることがわかる。
このことは次のように解釈される。本発明者等はさきに
チタン合金におち・である温度範囲から急冷することに
よって準安定β相を室温までもちきたせば内部摩擦を高
め得ることを見L・出したのであるが、この効果はチタ
ン合金中の同素変態型β安定化元素(isomorph
ousβ−5tabilizer)が主要な役割を果し
ていると思われる。
チタン合金におち・である温度範囲から急冷することに
よって準安定β相を室温までもちきたせば内部摩擦を高
め得ることを見L・出したのであるが、この効果はチタ
ン合金中の同素変態型β安定化元素(isomorph
ousβ−5tabilizer)が主要な役割を果し
ていると思われる。
そして上記のβ安定化元素のひとつである■を含有する
Ti−6At−4V合金につ(・ては(α+β)相領域
の温度から急冷することによって内部摩擦が大きくなる
ことも確認した。
Ti−6At−4V合金につ(・ては(α+β)相領域
の温度から急冷することによって内部摩擦が大きくなる
ことも確認した。
そこで従来のTi−6A4−4V合金を基準としてさら
に他の同素変態型β安定化元素であるM。
に他の同素変態型β安定化元素であるM。
を添加した場合について検討した結果、本発明が完成し
たのである。
たのである。
即ち第2表のH材とG材とを比較すると両者ともVfM
o 中6.9で、内部摩擦もほぼ等しい。
o 中6.9で、内部摩擦もほぼ等しい。
前記のようにV、Moは作用が同じということで、従来
からチタン合金でよく用(・られ、また複合添加の場合
の効果を定量的にみる方法として■当量(1xV(%)
+1.3XMo@)なる概念が提案されて℃・るが、こ
れらのことは■+Mo=一定で内部摩擦が等しいという
上記試験結果とほぼ一致する。
からチタン合金でよく用(・られ、また複合添加の場合
の効果を定量的にみる方法として■当量(1xV(%)
+1.3XMo@)なる概念が提案されて℃・るが、こ
れらのことは■+Mo=一定で内部摩擦が等しいという
上記試験結果とほぼ一致する。
従ってV+Mo=一定ならば、チタン合金の内部摩擦を
改善する効果が同じと考えてよL・。
改善する効果が同じと考えてよL・。
そして具体的には■とMoO組戒組成としてV+M o
) 6.00 %にすれば、内部摩擦が格段に改善さ
れることが第2表に示す試験結果から明らかである。
) 6.00 %にすれば、内部摩擦が格段に改善さ
れることが第2表に示す試験結果から明らかである。
またH材における試験結果からみてMo41%である必
要があり、VとMoとは定量的にも定量的にも互L・に
等価と考えられ、かつV とMoとの相乗効果が期待さ
れるためには■基1悌である必要がある。
要があり、VとMoとは定量的にも定量的にも互L・に
等価と考えられ、かつV とMoとの相乗効果が期待さ
れるためには■基1悌である必要がある。
次に第1表に示された各村の熱的安定性につ(・て述べ
る。
る。
第1図は第1表のうちA、D、H材を100℃、150
℃、200℃に1時間加熱保持空冷後、各々室温で内部
摩擦を測定した結果を示す。
℃、200℃に1時間加熱保持空冷後、各々室温で内部
摩擦を測定した結果を示す。
図中横軸は加熱保持した温度を示す。図から本発明の合
金り、H材は従来の標準合金であるTi6A4−4V合
金(人材)と比較して高温まで内部摩擦は高い値を保持
し、熱的安定性が優れていることがわかる。
金り、H材は従来の標準合金であるTi6A4−4V合
金(人材)と比較して高温まで内部摩擦は高い値を保持
し、熱的安定性が優れていることがわかる。
特にH材は内部摩擦の絶対値も高く、高温での低下率も
少なくなっており非常に優れて(・る。
少なくなっており非常に優れて(・る。
以上の説明かられかるように■とMoとを複合添加した
場合には従来の■当量などの考えから予想される以上に
内部摩擦は改善され、またその熱的安定性の優れたチタ
ン合金が得られることがわかる。
場合には従来の■当量などの考えから予想される以上に
内部摩擦は改善され、またその熱的安定性の優れたチタ
ン合金が得られることがわかる。
ただし一般的にβ安定化元素の過剰は密度を増加させ比
強度を低下させるが、それのみならずヤング率を低下さ
せ、かつ延性、靭性を減少させると言われており、従っ
てこれらの元素量はヤング率および延性・靭性をひどく
損うことなく内部摩擦を大きくする組成範囲に保たれる
必要がある。
強度を低下させるが、それのみならずヤング率を低下さ
せ、かつ延性、靭性を減少させると言われており、従っ
てこれらの元素量はヤング率および延性・靭性をひどく
損うことなく内部摩擦を大きくする組成範囲に保たれる
必要がある。
そこで第1表の各村の機械的性質を調べた結果が第3表
に示されている。
に示されている。
第3表より0.2%耐力、引張強度はMo量が多くなる
につれてやや低下する傾向があるが各村とも大差ない。
につれてやや低下する傾向があるが各村とも大差ない。
しかしMoを5.41%含んだF材は引張り試験におけ
る伸び、2rIyl■ノツチシヤルピー衝撃値が他の試
験材より大幅に低下し、延性・靭性およびヤング率が低
下していることがわかる。
る伸び、2rIyl■ノツチシヤルピー衝撃値が他の試
験材より大幅に低下し、延性・靭性およびヤング率が低
下していることがわかる。
従ってヤング率および延性・靭性な損わないで内部摩擦
を大きくするにはMoは5係以下である必要がある。
を大きくするにはMoは5係以下である必要がある。
またVも作用としてはMoと同じであるから、その組成
範囲は5悌以下とする。
範囲は5悌以下とする。
なおAt量はよく知られてL・るように脆化せず、しか
も強度を増すために必要な量として5.5〜6.75俤
とした。
も強度を増すために必要な量として5.5〜6.75俤
とした。
次に第1表に示すA、C,D、H材につL・て(α+β
)およびβ相領域の任意の温度より急冷処理(水焼入れ
)を実施し、内部摩擦を測定した。
)およびβ相領域の任意の温度より急冷処理(水焼入れ
)を実施し、内部摩擦を測定した。
使用したl1jiff装置および試験片の形状は前記と
同様である。
同様である。
第2図は上記のA、C,D、H材の焼入温度と内部摩擦
との関係を示す測定結果である。
との関係を示す測定結果である。
従来のTi−6AA−4V合金(人材)の内部摩擦は焼
入温度がその合金のβ変態点よりも180℃低い温度付
近で最大となる。
入温度がその合金のβ変態点よりも180℃低い温度付
近で最大となる。
また焼入温度がβ変態点を越すと内部摩擦が非常に小さ
くなることが確認され、このことは特願昭49−307
2号の明細書でも記載してL・る。
くなることが確認され、このことは特願昭49−307
2号の明細書でも記載してL・る。
これに対して本発明の合金であるC、D、H材は焼入温
度がその合金のβ変態点よりも100℃低L・温度以上
、では非常に太き(・が、β変態点より150℃低い温
度になると内部摩擦が低下することが第2図かられかる
。
度がその合金のβ変態点よりも100℃低L・温度以上
、では非常に太き(・が、β変態点より150℃低い温
度になると内部摩擦が低下することが第2図かられかる
。
次に第3図は人材およびD材について急冷処理後の加熱
時効による内部摩擦の変化の測定結果、即ち熱的安定性
の試験結果を示す。
時効による内部摩擦の変化の測定結果、即ち熱的安定性
の試験結果を示す。
横軸は加熱処理材の加熱保持温度を示す。
測定は加熱処理材を同一温度で1時間保持後空冷した後
行った。
行った。
なお図中にお℃・て「D材:(β変態点−50℃)熱処
理」とは「D材をその合金のβ変態点よりも50℃低い
温度から急冷処理した」ことを示す。
理」とは「D材をその合金のβ変態点よりも50℃低い
温度から急冷処理した」ことを示す。
第3図より次のことがわかる。
従来合金であるTi−6A7−4V合金(人材)では内
部摩擦が最も向上する温度、即ち人材のβ変態点よりも
180℃低い温度で熱処理しても、その後200℃で加
熱した後には内部摩擦に0.001以下に低下するのに
対し、本発明合金のD材ではその合金のβ変態点よりも
100℃低い温度から焼入れしたもの、即ち焼入温度が
低いほうでも内部摩擦は0.001以上である。
部摩擦が最も向上する温度、即ち人材のβ変態点よりも
180℃低い温度で熱処理しても、その後200℃で加
熱した後には内部摩擦に0.001以下に低下するのに
対し、本発明合金のD材ではその合金のβ変態点よりも
100℃低い温度から焼入れしたもの、即ち焼入温度が
低いほうでも内部摩擦は0.001以上である。
さらにβ変態点よりも50℃低L・温度から焼入れした
もの、即ち焼入温度が高いものでは200℃まで内部摩
擦はほとんど低下せず、熱的安定性に非常に優れている
。
もの、即ち焼入温度が高いものでは200℃まで内部摩
擦はほとんど低下せず、熱的安定性に非常に優れている
。
以上の結果より本発明合金をその合金のβ変態点よりも
125℃低い温度以上の焼入温度より急冷処理すれば、
非常に大きな内部摩擦が得られ、しかも熱的安定性もす
ぐれていることがわかる。
125℃低い温度以上の焼入温度より急冷処理すれば、
非常に大きな内部摩擦が得られ、しかも熱的安定性もす
ぐれていることがわかる。
なおこの焼入温度範囲では焼入温度を高くしたはうが内
部摩擦の熱的安定性は優れている。
部摩擦の熱的安定性は優れている。
以上詳述したように本発明は内部摩擦が大きく熱的安定
性が優れ、内部摩擦の大きいチタン合金を提供するもの
で、タービン翼の回転翼など振動の励起が避けられなL
・ような箇所に用いて好適である。
性が優れ、内部摩擦の大きいチタン合金を提供するもの
で、タービン翼の回転翼など振動の励起が避けられなL
・ような箇所に用いて好適である。
第1,3図は本発明および従来合金のもつ振動減衰能の
熱的安定性を示す線図、第2図は本発明および従来合金
の振動減衰能と焼入温度との関係を示す線図である。
熱的安定性を示す線図、第2図は本発明および従来合金
の振動減衰能と焼入温度との関係を示す線図である。
Claims (1)
- 1 重量パーセントでA t 5.5〜6.75俤、V
l〜5% 、Mo 1〜5%、ただしV+ M o >
6. OO係ならびに残部がTiおよび通常の不純物
からなることを特徴とする内部摩擦の大きいチタン合金
。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP51049056A JPS5839902B2 (ja) | 1976-04-28 | 1976-04-28 | 内部摩擦の大きいチタン合金 |
US05/790,944 US4134758A (en) | 1976-04-28 | 1977-04-26 | Titanium alloy with high internal friction and method of heat-treating the same |
GB17300/77A GB1541758A (en) | 1976-04-28 | 1977-04-26 | Titanium alloy with high internal friction and method of heat-treating the alloy |
DE2719324A DE2719324C3 (de) | 1976-04-28 | 1977-04-27 | Verwendung einer Titan-Legierung für Werkstücke mit hoher Innenreibung |
CH530877A CH632012A5 (de) | 1976-04-28 | 1977-04-28 | Titanlegierung und ein verfahren zu deren waermebehandlung. |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP51049056A JPS5839902B2 (ja) | 1976-04-28 | 1976-04-28 | 内部摩擦の大きいチタン合金 |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23214982A Division JPS6053109B2 (ja) | 1982-12-29 | 1982-12-29 | 内部摩擦の大きいチタン合金の熱処理法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS52131912A JPS52131912A (en) | 1977-11-05 |
JPS5839902B2 true JPS5839902B2 (ja) | 1983-09-02 |
Family
ID=12820417
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP51049056A Expired JPS5839902B2 (ja) | 1976-04-28 | 1976-04-28 | 内部摩擦の大きいチタン合金 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4134758A (ja) |
JP (1) | JPS5839902B2 (ja) |
CH (1) | CH632012A5 (ja) |
DE (1) | DE2719324C3 (ja) |
GB (1) | GB1541758A (ja) |
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FR2567153B1 (fr) * | 1984-07-06 | 1991-04-12 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Procede d'elaboration, par metallurgie des poudres, d'alliage a base de titane a faible dimension de grain |
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-
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- 1976-04-28 JP JP51049056A patent/JPS5839902B2/ja not_active Expired
-
1977
- 1977-04-26 US US05/790,944 patent/US4134758A/en not_active Expired - Lifetime
- 1977-04-26 GB GB17300/77A patent/GB1541758A/en not_active Expired
- 1977-04-27 DE DE2719324A patent/DE2719324C3/de not_active Expired
- 1977-04-28 CH CH530877A patent/CH632012A5/de not_active IP Right Cessation
Patent Citations (1)
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JPS52131912A (en) | 1977-11-05 |
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