JPH05345937A - Ｔｉ−Ｆｅ−Ａｌ系焼結チタン合金の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ−Ｆｅ−Ａｌ系焼結チタン合金の製造方法Info
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- JPH05345937A JPH05345937A JP9825592A JP9825592A JPH05345937A JP H05345937 A JPH05345937 A JP H05345937A JP 9825592 A JP9825592 A JP 9825592A JP 9825592 A JP9825592 A JP 9825592A JP H05345937 A JPH05345937 A JP H05345937A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、偏析が少なく均質な材質特性のＴ
ｉ−Ａｌ−Ｆｅ系焼結チタン合金の製造方法を提供す
る。 【構成】 ＦｅおよびＡｌを合金元素として含む焼結チ
タン合金を素粉末混合法にて製造する方法において、４
０重量％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部が実質的
にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合金粉末と、３０重量％以上４
５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉであるＡ
ｌ−Ｔｉ合金粉末を母合金として使用することにより偏
析が少なく均質な材質を有する各種Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ合
金を提供することができる。
ｉ−Ａｌ−Ｆｅ系焼結チタン合金の製造方法を提供す
る。 【構成】 ＦｅおよびＡｌを合金元素として含む焼結チ
タン合金を素粉末混合法にて製造する方法において、４
０重量％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部が実質的
にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合金粉末と、３０重量％以上４
５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉであるＡ
ｌ−Ｔｉ合金粉末を母合金として使用することにより偏
析が少なく均質な材質を有する各種Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ合
金を提供することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、粉末冶金法による焼結
チタン合金の製造方法に関する。さらに詳しくは、素粉
末混合法による焼結チタン合金の製造方法に関する。
チタン合金の製造方法に関する。さらに詳しくは、素粉
末混合法による焼結チタン合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】軽量、高強度などの優れた特性を有する
反面、加工性、成形性、被削性などが劣るチタン合金
は、より最終形状に近い形状の製品を直接製造するニア
ーネットシェイプ技術により製造コストの低減が試みら
れてきた。粉末冶金法もその一つであるが、Ｔｉ−５Ａ
ｌ−２．５Ｆｅ合金のように、凝固偏析を起こし易いＦ
ｅなどの元素を合金元素として含む場合、溶解−精密鍛
造法や精密鋳造法などでは、偏析起因の材質特性劣化、
例えば疲労強度の低下が避けられず、このような合金の
製造においては粉末冶金法はきわめて有利な方法であ
る。さらに、粉末冶金法の中でも、チタン粉末と合金元
素粉末あるいは母合金粉末を混合し、容器に充填し、成
形し、１１００〜１３５０℃で真空焼結するいわゆる
「素粉末混合法」は、成形性の良い軟質の純チタン粉末
を原料粉末として使用することから、室温で精度の良い
成形が可能であり、また、焼結と合金化を同時に行うこ
とから、製造コストがきわめて安くなるという利点をも
有している。
反面、加工性、成形性、被削性などが劣るチタン合金
は、より最終形状に近い形状の製品を直接製造するニア
ーネットシェイプ技術により製造コストの低減が試みら
れてきた。粉末冶金法もその一つであるが、Ｔｉ−５Ａ
ｌ−２．５Ｆｅ合金のように、凝固偏析を起こし易いＦ
ｅなどの元素を合金元素として含む場合、溶解−精密鍛
造法や精密鋳造法などでは、偏析起因の材質特性劣化、
例えば疲労強度の低下が避けられず、このような合金の
製造においては粉末冶金法はきわめて有利な方法であ
る。さらに、粉末冶金法の中でも、チタン粉末と合金元
素粉末あるいは母合金粉末を混合し、容器に充填し、成
形し、１１００〜１３５０℃で真空焼結するいわゆる
「素粉末混合法」は、成形性の良い軟質の純チタン粉末
を原料粉末として使用することから、室温で精度の良い
成形が可能であり、また、焼結と合金化を同時に行うこ
とから、製造コストがきわめて安くなるという利点をも
有している。
【０００３】このような観点から、Ｔｉ−Ｆｅ−Ａｌ系
チタン合金でも素粉末混合法が試みられているが、最も
単純な方法としては、所望の合金組成に対応したＡｌ粉
末とＦｅ粉末をＴｉ粉末と直接混合する方法が容易に考
えられる。しかしながら、この方法には次のような欠点
があり、工業的には実用的方法ではない。まず、真空焼
結の初期段階あるいは焼結温度にまで加熱する途中で、
Ａｌ粉末とＴｉ粉末の接触部で金属間化合物合成発熱反
応が起こり、融点が６６０℃と低いＡｌは溶解し、Ｔｉ
粉末の間へ浸透し、跡に粗大な空隙を生じさせる。その
ため焼結の進行が遅くなり、場合によっては粗大な空隙
が材質特性を劣化させる。また、Ｔｉ合金中でのＦｅの
拡散速度はＴｉ自身に比べて著しく速く、そのため焼結
時には短時間でＦｅ粉からＴｉ粉へＦｅ原子が拡散する
が、一方、体心立方構造のβチタンからは面心立方構造
のＦｅ中へはＴｉ原子はあまり拡散しない。そのため、
Ｆｅの流出が一方的に起こり、Ｆｅ粉の残部に粗大な空
隙が生成する。その結果、焼結の進行が遅くなったり、
場合によっては疲労特性などの材質特性も劣化する。
チタン合金でも素粉末混合法が試みられているが、最も
単純な方法としては、所望の合金組成に対応したＡｌ粉
末とＦｅ粉末をＴｉ粉末と直接混合する方法が容易に考
えられる。しかしながら、この方法には次のような欠点
があり、工業的には実用的方法ではない。まず、真空焼
結の初期段階あるいは焼結温度にまで加熱する途中で、
Ａｌ粉末とＴｉ粉末の接触部で金属間化合物合成発熱反
応が起こり、融点が６６０℃と低いＡｌは溶解し、Ｔｉ
粉末の間へ浸透し、跡に粗大な空隙を生じさせる。その
ため焼結の進行が遅くなり、場合によっては粗大な空隙
が材質特性を劣化させる。また、Ｔｉ合金中でのＦｅの
拡散速度はＴｉ自身に比べて著しく速く、そのため焼結
時には短時間でＦｅ粉からＴｉ粉へＦｅ原子が拡散する
が、一方、体心立方構造のβチタンからは面心立方構造
のＦｅ中へはＴｉ原子はあまり拡散しない。そのため、
Ｆｅの流出が一方的に起こり、Ｆｅ粉の残部に粗大な空
隙が生成する。その結果、焼結の進行が遅くなったり、
場合によっては疲労特性などの材質特性も劣化する。
【０００４】このような欠点は、Ａｌ粉およびＦｅ粉を
数μｍの粒径にまで小さくすればある程度回避できる
が、活性な金属粉末の取扱いがさらに難しくなるだけで
なく、不可避的な振動などのため、通常数十μｍ程度の
粒径で使用されるＴｉ粉と合金元素粉末の分離が起こ
り、大きな偏析を引き起こす危険性がある。
数μｍの粒径にまで小さくすればある程度回避できる
が、活性な金属粉末の取扱いがさらに難しくなるだけで
なく、不可避的な振動などのため、通常数十μｍ程度の
粒径で使用されるＴｉ粉と合金元素粉末の分離が起こ
り、大きな偏析を引き起こす危険性がある。
【０００５】一方、Ａｌ−Ｆｅ合金を母合金として使用
する方法も考えられるが、ＡｌとＦｅが特定の比率で含
まれている場合以外は、この合金は延性に富むため、粉
砕し難く、粉末を得にくいという欠点がある。このよう
な、欠点を解消する方法として、特開平２−１７５８３
１号公報記載のＴｉ−Ａｌ−Ｆｅの三元合金を母合金と
して使用する方法がある（以下このような母合金を三元
母合金と記す）。この方法では、ＡｌとＦｅの比が５：
２．５で、さらに５重量％以上５０重量％未満のＴｉを
含む合金を母合金とする方法であり、粉砕性も良く、母
合金粉末を得易い。
する方法も考えられるが、ＡｌとＦｅが特定の比率で含
まれている場合以外は、この合金は延性に富むため、粉
砕し難く、粉末を得にくいという欠点がある。このよう
な、欠点を解消する方法として、特開平２−１７５８３
１号公報記載のＴｉ−Ａｌ−Ｆｅの三元合金を母合金と
して使用する方法がある（以下このような母合金を三元
母合金と記す）。この方法では、ＡｌとＦｅの比が５：
２．５で、さらに５重量％以上５０重量％未満のＴｉを
含む合金を母合金とする方法であり、粉砕性も良く、母
合金粉末を得易い。
【０００６】この方法では、ＴｉとＡｌはすでに金属間
化合物となっているため、Ａｌ粉とＴｉ粉を直接混合し
た場合のような欠点は確かに解消できる。しかし、金属
間化合物相はα相やβ相のような固溶金属相に比べて元
素の拡散は著しく遅いという欠点がある。この三元合金
においても、Ｔｉの量が少ない場合には、Ａｌ3 Ｔｉ金
属間化合物が主相となるため、ＡｌがＴｉ粉末に拡散し
てＡｌの濃度が減少しても、さらに別の金属間化合物相
であるＴｉＡｌ相が生成し、拡散の速いβ相などの金属
固溶相はなかなか出現しにくい。そのためＡｌの偏析が
生じ易い。さらに、母合金中に含まれているＦｅは、き
わめて拡散が速いため、母合金からＦｅ原子が流出した
後、外部からＴｉ原子が十分に供給されず、原子空孔が
多量に生成し、これらは凝集体すなわち、いわゆるカー
ケンドルボイドを形成し、Ｆｅが流出した後の母合金と
Ｔｉ粉末の接触面積を減少させ、その結果、Ａｌの偏析
を引き起こしたり焼結の進行を妨げるという欠点もあ
る。また、このような不均一組織が起因して疲労強度な
どの材質特性も低下する場合がある。さらに、この三元
合金を母合金として使用する方法は、Ｔｉ−５Ａｌ−
２．５Ｆｅ合金を製造する場合には便利な方法である
が、任意のＡｌおよびＦｅ量に対応した合金系の製造に
は不向きである。
化合物となっているため、Ａｌ粉とＴｉ粉を直接混合し
た場合のような欠点は確かに解消できる。しかし、金属
間化合物相はα相やβ相のような固溶金属相に比べて元
素の拡散は著しく遅いという欠点がある。この三元合金
においても、Ｔｉの量が少ない場合には、Ａｌ3 Ｔｉ金
属間化合物が主相となるため、ＡｌがＴｉ粉末に拡散し
てＡｌの濃度が減少しても、さらに別の金属間化合物相
であるＴｉＡｌ相が生成し、拡散の速いβ相などの金属
固溶相はなかなか出現しにくい。そのためＡｌの偏析が
生じ易い。さらに、母合金中に含まれているＦｅは、き
わめて拡散が速いため、母合金からＦｅ原子が流出した
後、外部からＴｉ原子が十分に供給されず、原子空孔が
多量に生成し、これらは凝集体すなわち、いわゆるカー
ケンドルボイドを形成し、Ｆｅが流出した後の母合金と
Ｔｉ粉末の接触面積を減少させ、その結果、Ａｌの偏析
を引き起こしたり焼結の進行を妨げるという欠点もあ
る。また、このような不均一組織が起因して疲労強度な
どの材質特性も低下する場合がある。さらに、この三元
合金を母合金として使用する方法は、Ｔｉ−５Ａｌ−
２．５Ｆｅ合金を製造する場合には便利な方法である
が、任意のＡｌおよびＦｅ量に対応した合金系の製造に
は不向きである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記問題点
を解消しようとするものであり、偏析が少なく、均質な
材質特性のＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ系焼結チタン合金の製造方
法を提供することを目的とするものである。
を解消しようとするものであり、偏析が少なく、均質な
材質特性のＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ系焼結チタン合金の製造方
法を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｆｅおよびこれらの化合物の相互の拡散に関する研
究努力を傾注した結果、使用する母合金の組成および種
類を工夫することにより、従来技術の問題点を解消し、
きわめて偏析の少ない、かつ均質な材質特性のＴｉ−Ａ
ｌ−Ｆｅ系焼結チタン合金を製造する方法を見いだし
た。
ｌ，Ｆｅおよびこれらの化合物の相互の拡散に関する研
究努力を傾注した結果、使用する母合金の組成および種
類を工夫することにより、従来技術の問題点を解消し、
きわめて偏析の少ない、かつ均質な材質特性のＴｉ−Ａ
ｌ−Ｆｅ系焼結チタン合金を製造する方法を見いだし
た。
【０００９】すなわち本発明は、（１）ＦｅおよびＡｌ
を合金元素として含む焼結チタン合金を素粉末混合法に
て製造する方法において、４０重量％以上６０重量％未
満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合
金粉末と、３０重量％以上４５重量％未満のＡｌを含み
残部が実質的にＴｉであるＡｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合
金として使用することを特徴とするものであり、（２）
４重量％以上６重量％未満のＡｌと１．５重量％以上
３．５重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであ
る焼結チタン合金を素粉末混合法にて製造する方法にお
いて、４０重量％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部
が実質的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合金粉末と、３０重量
％以上４５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉ
であるＡｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合金として使用するこ
とを特徴とするものであり、（３）１．５重量％以上
３．５重量％未満のＡｌと０．７５重量％以上１．７５
重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉである焼結
チタン合金を素粉末混合法にて製造する方法において、
４０重量％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部が実質
的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合金粉末と、３０重量％以上
４５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉである
Ａｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合金として使用することを特
徴とするものであり、（４）６重量％以上８重量％未満
のＡｌと２．５重量％以上４．５重量％未満のＦｅを含
み、残部が実質的にＴｉである焼結チタン合金を素粉末
混合法にて製造する方法において、４０重量％以上６０
重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであるＦｅ
−Ｔｉ合金粉末と、３０重量％以上４５重量％未満のＡ
ｌを含み残部が実質的にＴｉであるＡｌ−Ｔｉ合金粉末
を、母合金として使用することを特徴とする。
を合金元素として含む焼結チタン合金を素粉末混合法に
て製造する方法において、４０重量％以上６０重量％未
満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合
金粉末と、３０重量％以上４５重量％未満のＡｌを含み
残部が実質的にＴｉであるＡｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合
金として使用することを特徴とするものであり、（２）
４重量％以上６重量％未満のＡｌと１．５重量％以上
３．５重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであ
る焼結チタン合金を素粉末混合法にて製造する方法にお
いて、４０重量％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部
が実質的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合金粉末と、３０重量
％以上４５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉ
であるＡｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合金として使用するこ
とを特徴とするものであり、（３）１．５重量％以上
３．５重量％未満のＡｌと０．７５重量％以上１．７５
重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉである焼結
チタン合金を素粉末混合法にて製造する方法において、
４０重量％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部が実質
的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合金粉末と、３０重量％以上
４５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉである
Ａｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合金として使用することを特
徴とするものであり、（４）６重量％以上８重量％未満
のＡｌと２．５重量％以上４．５重量％未満のＦｅを含
み、残部が実質的にＴｉである焼結チタン合金を素粉末
混合法にて製造する方法において、４０重量％以上６０
重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであるＦｅ
−Ｔｉ合金粉末と、３０重量％以上４５重量％未満のＡ
ｌを含み残部が実質的にＴｉであるＡｌ−Ｔｉ合金粉末
を、母合金として使用することを特徴とする。
【００１０】なお、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ系チタン合金と
は、Ｔｉを７０重量％以上含有し、かつ主要合金元素と
してＡｌとＦｅを含有する合金で、例えば、Ｔｉ−５Ａ
ｌ−２．５Ｆｅなどである。またＡｌ，Ｆｅ以外の第３
の合金元素やセラミックス粒子などが１種類以上含まれ
ていても良く、これを制限するものではない。
は、Ｔｉを７０重量％以上含有し、かつ主要合金元素と
してＡｌとＦｅを含有する合金で、例えば、Ｔｉ−５Ａ
ｌ−２．５Ｆｅなどである。またＡｌ，Ｆｅ以外の第３
の合金元素やセラミックス粒子などが１種類以上含まれ
ていても良く、これを制限するものではない。
【００１１】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。本発明
では、焼結の進行を妨げず、かつ偏析を生じにくい母合
金を選択する際に、次の３点をポイントとした。すなわ
ち、第１には、Ｔｉ粉との間で激しい発熱反応を起こさ
ないこと、第２には、焼結初期もしくは昇温途中で、拡
散の速い金属固溶相が生じること、第３には、Ｔｉと合
金元素が相互に均等に拡散すること、である。
では、焼結の進行を妨げず、かつ偏析を生じにくい母合
金を選択する際に、次の３点をポイントとした。すなわ
ち、第１には、Ｔｉ粉との間で激しい発熱反応を起こさ
ないこと、第２には、焼結初期もしくは昇温途中で、拡
散の速い金属固溶相が生じること、第３には、Ｔｉと合
金元素が相互に均等に拡散すること、である。
【００１２】まず、本発明ではＦｅの添加は、４０重量
％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉ
であるＦｅ−Ｔｉ合金粉末（以下ではこれをＦｅ−Ｔｉ
二元合金粉と記す）を使用する。Ｆｅ−Ｔｉ二元合金粉
は、ＦｅＴｉ金属間化合物相を主とする合金粉末で、少
量のα相あるいはβ相、あるいはＴｉＦｅ2 相を含んで
いる。きわめて脆弱な金属間化合物相を主相とするた
め、粉砕性に優れており、工業的に使用し易い数十μｍ
〜１００μｍ程度の粉末は容易に得ることができる。こ
のＦｅ−Ｔｉ二元合金粉を母合金として使用すると、焼
結初期あるいは昇温途中にまず拡散の速いＦｅが周囲の
Ｔｉ粉に拡散し、母合金中のＦｅ濃度が減少し、体心立
方構造のβ相が主相に転じる。一方、Ｆｅが流入したＴ
ｉ粉も同様の体心立方構造のβ相であるため、Ｆｅ粉を
直接Ｔｉ粉と混合した場合に起こるような、Ｆｅの一方
的流出は起こらない。すなわち、Ｆｅ原子とＴｉ原子の
相互方向への拡散がより均等に起こり、焼結の進行を妨
げる粗大空隙生成を防止することができる。また、β相
は拡散の速い金属固溶相であり、Ｔｉ粉とＦｅ−Ｔｉ二
元合金粉の間では発熱反応も起きない。すなわち、本発
明の３つのポイントをすべて満たしている。
％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉ
であるＦｅ−Ｔｉ合金粉末（以下ではこれをＦｅ−Ｔｉ
二元合金粉と記す）を使用する。Ｆｅ−Ｔｉ二元合金粉
は、ＦｅＴｉ金属間化合物相を主とする合金粉末で、少
量のα相あるいはβ相、あるいはＴｉＦｅ2 相を含んで
いる。きわめて脆弱な金属間化合物相を主相とするた
め、粉砕性に優れており、工業的に使用し易い数十μｍ
〜１００μｍ程度の粉末は容易に得ることができる。こ
のＦｅ−Ｔｉ二元合金粉を母合金として使用すると、焼
結初期あるいは昇温途中にまず拡散の速いＦｅが周囲の
Ｔｉ粉に拡散し、母合金中のＦｅ濃度が減少し、体心立
方構造のβ相が主相に転じる。一方、Ｆｅが流入したＴ
ｉ粉も同様の体心立方構造のβ相であるため、Ｆｅ粉を
直接Ｔｉ粉と混合した場合に起こるような、Ｆｅの一方
的流出は起こらない。すなわち、Ｆｅ原子とＴｉ原子の
相互方向への拡散がより均等に起こり、焼結の進行を妨
げる粗大空隙生成を防止することができる。また、β相
は拡散の速い金属固溶相であり、Ｔｉ粉とＦｅ−Ｔｉ二
元合金粉の間では発熱反応も起きない。すなわち、本発
明の３つのポイントをすべて満たしている。
【００１３】なお、本発明において、Ｆｅ−Ｔｉ二元合
金粉のＦｅの量を４０％以上６０％未満としたのは、４
０％未満では脆弱なＦｅＴｉ金属間化合物相の割合が少
なくなり、粉砕性が損なわれ、工業的に使用し易い数十
μｍ〜１００μｍ程度の粉末が得にくくなり、また、６
０％以上では焼結時に体心立方構造で拡散の速いβ相を
得るのに長い時間を要すため、Ｆｅの偏析を生じやすく
なり、本発明の効果が十分に達成されないからである。
金粉のＦｅの量を４０％以上６０％未満としたのは、４
０％未満では脆弱なＦｅＴｉ金属間化合物相の割合が少
なくなり、粉砕性が損なわれ、工業的に使用し易い数十
μｍ〜１００μｍ程度の粉末が得にくくなり、また、６
０％以上では焼結時に体心立方構造で拡散の速いβ相を
得るのに長い時間を要すため、Ｆｅの偏析を生じやすく
なり、本発明の効果が十分に達成されないからである。
【００１４】次に、本発明ではＡｌの添加は、３０重量
％以上４５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉ
であるＡｌ−Ｔｉ合金粉末（以下ではこれをＡｌ−Ｔｉ
二元合金粉と記す）を使用する。Ａｌ−Ｔｉ二元合金
は、ＡｌＴｉ金属間化合物を主相とする合金粉末で、少
量のα2 相あるいはＴｉＡｌ2 相を含んでいる。きわめ
て脆弱な金属間化合物相を主相とするため、粉砕性に優
れており、工業的に使用し易い数十μｍ〜１００μｍ程
度の粉末は容易に得ることができる。また、化学的に安
定な金属間化合物相を主相としているため、Ａｌ粉を直
接Ｔｉ粉と混合した場合のような、化合物合成発熱反応
は起こらない。さらに、拡散の速いＦｅを含んでいない
ため、三元合金粉を使用した場合のような、Ｆｅ原子の
一方的流出にともなう多量の原子空孔の生成およびこれ
らの凝集体の生成は起こらず、安定してＡｌ原子がＴｉ
粉側へ、またＴｉ原子がＴｉ−Ａｌ二元母合金粉側へ相
互に拡散することが可能となる。また、このＡｌ−Ｔｉ
二元合金粉を母合金として使用すると、焼結初期あるい
は昇温途中にＡｌが周囲のＴｉ粉に拡散し、母合金中の
Ａｌ濃度が減少し、拡散の速い金属固溶相が生成し、Ａ
ｌおよびＴｉともに拡散が速くなり、焼結および合金化
が促進される。以上のように、Ａｌ−Ｔｉ二元合金粉の
使用は、本発明の３つのポイントをすべて満たしてい
る。
％以上４５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉ
であるＡｌ−Ｔｉ合金粉末（以下ではこれをＡｌ−Ｔｉ
二元合金粉と記す）を使用する。Ａｌ−Ｔｉ二元合金
は、ＡｌＴｉ金属間化合物を主相とする合金粉末で、少
量のα2 相あるいはＴｉＡｌ2 相を含んでいる。きわめ
て脆弱な金属間化合物相を主相とするため、粉砕性に優
れており、工業的に使用し易い数十μｍ〜１００μｍ程
度の粉末は容易に得ることができる。また、化学的に安
定な金属間化合物相を主相としているため、Ａｌ粉を直
接Ｔｉ粉と混合した場合のような、化合物合成発熱反応
は起こらない。さらに、拡散の速いＦｅを含んでいない
ため、三元合金粉を使用した場合のような、Ｆｅ原子の
一方的流出にともなう多量の原子空孔の生成およびこれ
らの凝集体の生成は起こらず、安定してＡｌ原子がＴｉ
粉側へ、またＴｉ原子がＴｉ−Ａｌ二元母合金粉側へ相
互に拡散することが可能となる。また、このＡｌ−Ｔｉ
二元合金粉を母合金として使用すると、焼結初期あるい
は昇温途中にＡｌが周囲のＴｉ粉に拡散し、母合金中の
Ａｌ濃度が減少し、拡散の速い金属固溶相が生成し、Ａ
ｌおよびＴｉともに拡散が速くなり、焼結および合金化
が促進される。以上のように、Ａｌ−Ｔｉ二元合金粉の
使用は、本発明の３つのポイントをすべて満たしてい
る。
【００１５】なお、本発明において、Ａｌ−Ｔｉ二元合
金粉のＡｌの量を３０％以上４５％未満としたのは、３
０％未満では脆弱なＡｌＴｉ金属間化合物相の割合が少
なくなり、粉砕性が損なわれ、工業的に使用し易い数十
μｍ〜１００μｍ程度の粉末が得にくくなり、また、４
５％以上では焼結時に拡散の速い金属固溶相が現れにく
く、焼結の進行が遅れたりＡｌが偏析したりするからで
ある。
金粉のＡｌの量を３０％以上４５％未満としたのは、３
０％未満では脆弱なＡｌＴｉ金属間化合物相の割合が少
なくなり、粉砕性が損なわれ、工業的に使用し易い数十
μｍ〜１００μｍ程度の粉末が得にくくなり、また、４
５％以上では焼結時に拡散の速い金属固溶相が現れにく
く、焼結の進行が遅れたりＡｌが偏析したりするからで
ある。
【００１６】本発明２では、本発明を特に、Ｔｉ−５Ａ
ｌ−２．５Ｆｅ合金、すなわち４重量％以上６重量％未
満のＡｌと１．５重量％以上３．５重量％未満のＦｅを
含み残部が実質的にＴｉである焼結チタン合金を素粉末
混合法にて製造する方法に適用したものである。さら
に、本発明３は、本発明をＴｉ−５Ａｌ−２．５Ｆｅ合
金の合金元素量を半分に減じた合金、すなわち１．５重
量％以上３．５重量％未満のＡｌと０．７５重量％以上
１．７５重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉで
ある焼結チタン合金を素粉末混合法にて製造する方法に
適用したものである。また、本発明４は、６重量％以上
８重量％未満のＡｌと２．５重量％以上４．５重量％未
満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉである焼結チタン合
金を素粉末混合法にて製造する方法に、特に適用したも
のである。
ｌ−２．５Ｆｅ合金、すなわち４重量％以上６重量％未
満のＡｌと１．５重量％以上３．５重量％未満のＦｅを
含み残部が実質的にＴｉである焼結チタン合金を素粉末
混合法にて製造する方法に適用したものである。さら
に、本発明３は、本発明をＴｉ−５Ａｌ−２．５Ｆｅ合
金の合金元素量を半分に減じた合金、すなわち１．５重
量％以上３．５重量％未満のＡｌと０．７５重量％以上
１．７５重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉで
ある焼結チタン合金を素粉末混合法にて製造する方法に
適用したものである。また、本発明４は、６重量％以上
８重量％未満のＡｌと２．５重量％以上４．５重量％未
満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉである焼結チタン合
金を素粉末混合法にて製造する方法に、特に適用したも
のである。
【００１７】
【実施例】以下、本発明についてさらに詳しく説明す
る。表１は、アーク溶解した各種合金組成の鋳塊を、ス
タンプミルで破砕し、さらにディスクミルで１分間粉砕
し、１５０μｍ以下の粒径の粉末の割合を調べた結果で
ある。本発明にて使用する、４０重量％以上のＦｅを含
むＦｅ−Ｔｉ合金、および３０重量％以上のＡｌを含む
Ａｌ−Ｔｉ合金はいずれも粉砕性に優れており、８０％
以上が所望の粒径の粉末にまで粉砕されている。一方、
４０重量％に満たない量のＦｅしか含まないＴｉ−３７
重量％Ｆｅ合金、および３０重量％に満たない量のＡｌ
しか含まないＴｉ−２８重量％Ａｌ合金では、粉砕性に
乏しくいずれも６０％以下の少量しか所望の粒径にまで
粉砕されていない。これはこれらの合金が脆弱な金属間
化合物相を主相としていないからである。
る。表１は、アーク溶解した各種合金組成の鋳塊を、ス
タンプミルで破砕し、さらにディスクミルで１分間粉砕
し、１５０μｍ以下の粒径の粉末の割合を調べた結果で
ある。本発明にて使用する、４０重量％以上のＦｅを含
むＦｅ−Ｔｉ合金、および３０重量％以上のＡｌを含む
Ａｌ−Ｔｉ合金はいずれも粉砕性に優れており、８０％
以上が所望の粒径の粉末にまで粉砕されている。一方、
４０重量％に満たない量のＦｅしか含まないＴｉ−３７
重量％Ｆｅ合金、および３０重量％に満たない量のＡｌ
しか含まないＴｉ−２８重量％Ａｌ合金では、粉砕性に
乏しくいずれも６０％以下の少量しか所望の粒径にまで
粉砕されていない。これはこれらの合金が脆弱な金属間
化合物相を主相としていないからである。
【００１８】
【表１】
【００１９】表２は、種々の合金元素粉末および母合金
粉末を、平均粒径８０μｍのチタン粉末と混合し、ＣＩ
Ｐ（冷間静水圧プレス）によって５００MPa の圧力で成
形し、１２５０℃で４時間真空焼結することにより、Ｔ
ｉ−Ｆｅ−Ａｌ系焼結チタン合金を製造し、焼結後の相
対密度を調べた結果である。一部の試料は、さらにＨＩ
Ｐ処理（熱間静水圧プレス）を９００℃で行い、回転曲
げ疲労試験を行い、繰り返し数１０7 回における疲労強
度を調べた。なお、使用したＡｌ粉およびＦｅ粉は平均
粒径４４μｍであり、その他の母合金粉末はいずれも平
均粒径７５μｍである。
粉末を、平均粒径８０μｍのチタン粉末と混合し、ＣＩ
Ｐ（冷間静水圧プレス）によって５００MPa の圧力で成
形し、１２５０℃で４時間真空焼結することにより、Ｔ
ｉ−Ｆｅ−Ａｌ系焼結チタン合金を製造し、焼結後の相
対密度を調べた結果である。一部の試料は、さらにＨＩ
Ｐ処理（熱間静水圧プレス）を９００℃で行い、回転曲
げ疲労試験を行い、繰り返し数１０7 回における疲労強
度を調べた。なお、使用したＡｌ粉およびＦｅ粉は平均
粒径４４μｍであり、その他の母合金粉末はいずれも平
均粒径７５μｍである。
【００２０】
【表２】
【００２１】表２において、試験番号１は、Ｆｅ粉およ
びＡｌ粉をＴｉ−５Ａｌ−２．５Ｆｅの組成となるよう
にＴｉ粉と混合した場合であり、焼結後の密度は９５％
にも満たない。またＨＩＰ材の疲労強度も４２０MPa と
低い値である。これは、真空焼結の初期段階あるいは焼
結温度にまで加熱途中で、Ａｌ粉末とＴｉ粉末の接触部
で金属間化合物合成発熱反応が起こり、溶解したＡｌが
Ｔｉ粉末の間へ浸透し、跡に粗大な空隙を残存させたこ
とと、拡散の速いＦｅがＴｉ粉末中へ流出した残部に粗
大な空隙が生成したことにより、焼結の進行が遅くな
り、密度が上昇しなかったばかりか、ＨＩＰ処理を行っ
ても、粗大な空隙が完全には除去されず、疲労特性が劣
化したものである。試験番号２は、三元母合金を使用し
た従来法であり、試験番号１に比べると、焼結密度およ
びＨＩＰ材の疲労特性ともにやや向上するが、十分では
ない。これは、拡散の遅いＴｉ−Ａｌ系の金属間化合物
相がなかなか消失しなかったことと、拡散の速いＦｅの
流出にともなうカーケンドルボイドがＡｌの拡散を阻害
し、その結果Ａｌの偏析が生じたり、焼結の進行が妨げ
られたりして、焼結密度の低下や偏析起因の疲労強度低
下が生じたものである。
びＡｌ粉をＴｉ−５Ａｌ−２．５Ｆｅの組成となるよう
にＴｉ粉と混合した場合であり、焼結後の密度は９５％
にも満たない。またＨＩＰ材の疲労強度も４２０MPa と
低い値である。これは、真空焼結の初期段階あるいは焼
結温度にまで加熱途中で、Ａｌ粉末とＴｉ粉末の接触部
で金属間化合物合成発熱反応が起こり、溶解したＡｌが
Ｔｉ粉末の間へ浸透し、跡に粗大な空隙を残存させたこ
とと、拡散の速いＦｅがＴｉ粉末中へ流出した残部に粗
大な空隙が生成したことにより、焼結の進行が遅くな
り、密度が上昇しなかったばかりか、ＨＩＰ処理を行っ
ても、粗大な空隙が完全には除去されず、疲労特性が劣
化したものである。試験番号２は、三元母合金を使用し
た従来法であり、試験番号１に比べると、焼結密度およ
びＨＩＰ材の疲労特性ともにやや向上するが、十分では
ない。これは、拡散の遅いＴｉ−Ａｌ系の金属間化合物
相がなかなか消失しなかったことと、拡散の速いＦｅの
流出にともなうカーケンドルボイドがＡｌの拡散を阻害
し、その結果Ａｌの偏析が生じたり、焼結の進行が妨げ
られたりして、焼結密度の低下や偏析起因の疲労強度低
下が生じたものである。
【００２２】試験番号３，４，６は本発明により、Ｔｉ
−５Ａｌ−２．５Ｆｅ合金を製造した実施例であり、い
ずれも９６．０％以上の高い焼結密度が得られており、
さらには、ＨＩＰ後の疲労強度も４８０MPa 以上ときわ
めて高い値を示している。試験番号５および７では、焼
結密度がやや低く、ＨＩＰ後の疲労強度も低下している
が、これは、使用したＦｅ−Ｔｉ母合金およびＡｌ−Ｔ
ｉ母合金の組成に問題があったためである。すなわち、
試験番号５では、本発明にて規定されている６０重量％
を超える量のＦｅを含むＦｅ−Ｔｉ合金を母合金として
使用しており、試験番号７では、本発明にて規定されて
いる４５重量％を超える量のＡｌを含むＡｌ−Ｔｉ合金
を母合金として使用している。そのため、焼結時に拡散
の速いβ相などの金属固溶相が容易に生成せず、焼結の
進行遅延や偏析を生じ、焼結密度低下やＨＩＰ後の疲労
強度低下を引き起こしたものである。試験番号８および
９は、本発明をＴｉ−２．５Ａｌ−１Ｆｅ合金およびＴ
ｉ−７Ａｌ−４Ｆｅ合金の製造に適用した場合で、本発
明３および４に相当する。表２に示すが如く、いずれも
９７％以上のきわめて高い焼結密度となっている。これ
は、本発明の効果が十分に発揮され、偏析や粗大な空隙
を生じること無く、焼結が進行した効果である。
−５Ａｌ−２．５Ｆｅ合金を製造した実施例であり、い
ずれも９６．０％以上の高い焼結密度が得られており、
さらには、ＨＩＰ後の疲労強度も４８０MPa 以上ときわ
めて高い値を示している。試験番号５および７では、焼
結密度がやや低く、ＨＩＰ後の疲労強度も低下している
が、これは、使用したＦｅ−Ｔｉ母合金およびＡｌ−Ｔ
ｉ母合金の組成に問題があったためである。すなわち、
試験番号５では、本発明にて規定されている６０重量％
を超える量のＦｅを含むＦｅ−Ｔｉ合金を母合金として
使用しており、試験番号７では、本発明にて規定されて
いる４５重量％を超える量のＡｌを含むＡｌ−Ｔｉ合金
を母合金として使用している。そのため、焼結時に拡散
の速いβ相などの金属固溶相が容易に生成せず、焼結の
進行遅延や偏析を生じ、焼結密度低下やＨＩＰ後の疲労
強度低下を引き起こしたものである。試験番号８および
９は、本発明をＴｉ−２．５Ａｌ−１Ｆｅ合金およびＴ
ｉ−７Ａｌ−４Ｆｅ合金の製造に適用した場合で、本発
明３および４に相当する。表２に示すが如く、いずれも
９７％以上のきわめて高い焼結密度となっている。これ
は、本発明の効果が十分に発揮され、偏析や粗大な空隙
を生じること無く、焼結が進行した効果である。
【００２３】
【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、偏析が少なく、均質な材質特性のＴｉ−Ａ
ｌ−Ｆｅ系焼結チタン合金を製造することができる。
ことにより、偏析が少なく、均質な材質特性のＴｉ−Ａ
ｌ−Ｆｅ系焼結チタン合金を製造することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高橋 一浩 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (4)
- 【請求項１】 ＦｅおよびＡｌを合金元素として含む焼
結チタン合金を素粉末混合法にて製造する方法におい
て、４０重量％以上６０重量％未満のＦｅを含み残部が
実質的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合金粉末と、３０重量％
以上４５重量％未満のＡｌを含み残部が実質的にＴｉで
あるＡｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合金として使用すること
を特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ａｌ系焼結チタン合金の製造
方法。 - 【請求項２】 ４重量％以上６重量％未満のＡｌと、
１．５重量％以上３．５重量％未満のＦｅを含み、残部
が実質的にＴｉである焼結チタン合金を素粉末混合法に
て製造する方法において、４０重量％以上６０重量％未
満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合
金粉末と、３０重量％以上４５重量％未満のＡｌを含み
残部が実質的にＴｉであるＡｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合
金として使用することを特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ａｌ系
焼結チタン合金の製造方法。 - 【請求項３】 １．５重量％以上３．５重量％未満のＡ
ｌと、０．７５重量％以上１．７５重量％未満のＦｅを
含み、残部が実質的にＴｉである焼結チタン合金を素粉
末混合法にて製造する方法において、４０重量％以上６
０重量％未満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであるＦ
ｅ−Ｔｉ合金粉末と、３０重量％以上４５重量％未満の
Ａｌを含み残部が実質的にＴｉであるＡｌ−Ｔｉ合金粉
末を、母合金として使用することを特徴とするＴｉ−Ｆ
ｅ−Ａｌ系焼結チタン合金の製造方法。 - 【請求項４】 ６重量％以上８重量％未満のＡｌと、
２．５重量％以上４．５重量％未満のＦｅを含み、残部
が実質的にＴｉである焼結チタン合金を素粉末混合法に
て製造する方法において、４０重量％以上６０重量％未
満のＦｅを含み残部が実質的にＴｉであるＦｅ−Ｔｉ合
金粉末と、３０重量％以上４５重量％未満のＡｌを含み
残部が実質的にＴｉであるＡｌ−Ｔｉ合金粉末を、母合
金として使用することを特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ａｌ系
焼結チタン合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9825592A JPH05345937A (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | Ｔｉ−Ｆｅ−Ａｌ系焼結チタン合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9825592A JPH05345937A (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | Ｔｉ−Ｆｅ−Ａｌ系焼結チタン合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05345937A true JPH05345937A (ja) | 1993-12-27 |
Family
ID=14214856
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9825592A Withdrawn JPH05345937A (ja) | 1992-04-17 | 1992-04-17 | Ｔｉ−Ｆｅ−Ａｌ系焼結チタン合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05345937A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2004061307A1 (ja) * | 2002-12-26 | 2006-05-11 | 株式会社ヴァレオサーマルシステムズ | コンプレッサ |
| WO2011152553A1 (ja) * | 2010-05-31 | 2011-12-08 | 東邦チタニウム株式会社 | 銅粉、クロム粉または鉄粉を配合したチタン合金複合粉、これを原料としたチタン合金材及びその製造方法 |
| WO2013080390A1 (ja) * | 2011-11-29 | 2013-06-06 | 東邦チタニウム株式会社 | α＋β型またはβ型チタン合金およびその製造方法 |
| JP2013170271A (ja) * | 2012-02-17 | 2013-09-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 熱処理により加工方向と同一方向への形状変形するチタン合金部材とその製造方法 |
| JP2016101425A (ja) * | 2014-11-28 | 2016-06-02 | キヤノン株式会社 | 光音響波測定装置 |
| CN109732084A (zh) * | 2019-03-21 | 2019-05-10 | 西京学院 | 一种铁钛钼合金及其制备方法 |
| JP2019516021A (ja) * | 2016-04-14 | 2019-06-13 | エレメント ２２ ゲーエムベーハーＥｌｅｍｅｎｔ ２２ Ｇｍｂｈ | チタンまたはチタン合金にて構成される部材の粉末冶金を用いた製造方法 |
-
1992
- 1992-04-17 JP JP9825592A patent/JPH05345937A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2004061307A1 (ja) * | 2002-12-26 | 2006-05-11 | 株式会社ヴァレオサーマルシステムズ | コンプレッサ |
| WO2011152553A1 (ja) * | 2010-05-31 | 2011-12-08 | 東邦チタニウム株式会社 | 銅粉、クロム粉または鉄粉を配合したチタン合金複合粉、これを原料としたチタン合金材及びその製造方法 |
| CN102905822A (zh) * | 2010-05-31 | 2013-01-30 | 东邦钛株式会社 | 配合铜粉、铬粉或铁粉而成的钛合金复合粉、以其为原料的钛合金材料及其制造方法 |
| WO2013080390A1 (ja) * | 2011-11-29 | 2013-06-06 | 東邦チタニウム株式会社 | α＋β型またはβ型チタン合金およびその製造方法 |
| JP2013112856A (ja) * | 2011-11-29 | 2013-06-10 | Toho Titanium Co Ltd | α＋β型またはβ型チタン合金およびその製造方法 |
| US9969004B2 (en) | 2011-11-29 | 2018-05-15 | Toho Titanium Co., Ltd. | α+β or β titanium alloy and method for producing same |
| JP2013170271A (ja) * | 2012-02-17 | 2013-09-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 熱処理により加工方向と同一方向への形状変形するチタン合金部材とその製造方法 |
| JP2016101425A (ja) * | 2014-11-28 | 2016-06-02 | キヤノン株式会社 | 光音響波測定装置 |
| JP2019516021A (ja) * | 2016-04-14 | 2019-06-13 | エレメント ２２ ゲーエムベーハーＥｌｅｍｅｎｔ ２２ Ｇｍｂｈ | チタンまたはチタン合金にて構成される部材の粉末冶金を用いた製造方法 |
| CN109732084A (zh) * | 2019-03-21 | 2019-05-10 | 西京学院 | 一种铁钛钼合金及其制备方法 |
| CN109732084B (zh) * | 2019-03-21 | 2021-05-11 | 西京学院 | 一种铁钛钼合金及其制备方法 |
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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: 19990706 |