JPH0762161B2 - 強化チタンの製造方法 - Google Patents
強化チタンの製造方法Info
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- JPH0762161B2 JPH0762161B2 JP3237782A JP23778291A JPH0762161B2 JP H0762161 B2 JPH0762161 B2 JP H0762161B2 JP 3237782 A JP3237782 A JP 3237782A JP 23778291 A JP23778291 A JP 23778291A JP H0762161 B2 JPH0762161 B2 JP H0762161B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、強化チタンの製造方法
に関するものである。
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および背景ならびに発明が解決しようとす
る課題】Ｔｉおよびその合金は比強度が高くしかも耐食
性に優れているため、α型、α＋β型あるいはβ型など
多くの合金が開発され、化学プラント、ジェットエンジ
ン、航空機あるいは機械部品などに広範に利用されてい
る。しかし、Ｔｉ合金も他の合金と同様に、高温では結
晶粒の粗大化、熱処理による析出粒子の成長などの現象
により著しく強度が低下するため、最高使用温度はせい
ぜい５７３〜７７３Ｋ程度である。
る課題】Ｔｉおよびその合金は比強度が高くしかも耐食
性に優れているため、α型、α＋β型あるいはβ型など
多くの合金が開発され、化学プラント、ジェットエンジ
ン、航空機あるいは機械部品などに広範に利用されてい
る。しかし、Ｔｉ合金も他の合金と同様に、高温では結
晶粒の粗大化、熱処理による析出粒子の成長などの現象
により著しく強度が低下するため、最高使用温度はせい
ぜい５７３〜７７３Ｋ程度である。
【０００３】ところで、近年、Ｔｉ合金の耐熱性を改善
するために、ＣＶＤ法で作製されたＳｉＣ繊維を複合化
した繊維強化チタン合金の開発が進められている。しか
し、ＣＶＤ法で作製されたＳｉＣ繊維は非常に高価であ
り、なおかつ繊維強化金属基複合材料では高温での使用
時に強化繊維とマトリックス金属間に反応が生じるとい
う問題がある。この界面反応は高温では必然的に生じる
ため、反応を防止するためのコーティング法が種々検討
されているが充分でなく、そのため使用に際しては界面
反応の進行が問題にならない温度以下で使用するといっ
た方法が採用されている。このように、充分な高温特性
を有する繊維強化Ｔｉ合金は未だ提供されていない。
するために、ＣＶＤ法で作製されたＳｉＣ繊維を複合化
した繊維強化チタン合金の開発が進められている。しか
し、ＣＶＤ法で作製されたＳｉＣ繊維は非常に高価であ
り、なおかつ繊維強化金属基複合材料では高温での使用
時に強化繊維とマトリックス金属間に反応が生じるとい
う問題がある。この界面反応は高温では必然的に生じる
ため、反応を防止するためのコーティング法が種々検討
されているが充分でなく、そのため使用に際しては界面
反応の進行が問題にならない温度以下で使用するといっ
た方法が採用されている。このように、充分な高温特性
を有する繊維強化Ｔｉ合金は未だ提供されていない。
【０００４】そこで、界面反応が存在しないような母金
属と強化繊維の組合せが存在すれば、繊維をコーティン
グする必要もなく、界面反応を抑制するために低い温度
でしか使用できないという制約もなくなる。これに関
し、本発明者は以下のように考えた。すなわち、繊維あ
るいは粒子も含めて強化に寄与する物質は、「マトリッ
クス金属との溶解度積が小さいこと」または「マトリッ
クス金属に対して完全に平衡状態であること」のいずれ
かであれば、その複合材料は良好な特性を有すると考え
られる。本発明の目的の一つは後者の条件を満たすもの
を開発することにある。そのための物質としては、高温
でも安定である酸化物、炭化物、窒化物、ホウ化物が考
えられる。そこで、Ｔｉ−Ｏ系、Ｔｉ−Ｃ系、Ｔｉ−Ｎ
系、Ｔｉ−Ｂ系状態図を検討すると、ＮおよびＯはＴｉ
に対して非常に大きな固溶量を示し、Ｃも１１９３Ｋで
約０．５重量％固溶するため、これらの元素はＴｉマト
リックスの強化には寄与する。しかし、侵入型固溶体を
形成するため、同時に合金を脆化させるという一面を有
する。このため、酸化物、炭化物あるいは窒化物は、Ｔ
ｉ基合金に対する強化物質として使用できない。一方、
Ｔｉに対してＢは殆ど固溶せず、図１に示す如く、Ｔｉ
−ＴｉＢ共晶を形成する。従って、このＴｉＢを微細化
できれば、ＴｉＢ粒子の分散強化あるいは繊維強化によ
るＴｉの強化が期待できる。
属と強化繊維の組合せが存在すれば、繊維をコーティン
グする必要もなく、界面反応を抑制するために低い温度
でしか使用できないという制約もなくなる。これに関
し、本発明者は以下のように考えた。すなわち、繊維あ
るいは粒子も含めて強化に寄与する物質は、「マトリッ
クス金属との溶解度積が小さいこと」または「マトリッ
クス金属に対して完全に平衡状態であること」のいずれ
かであれば、その複合材料は良好な特性を有すると考え
られる。本発明の目的の一つは後者の条件を満たすもの
を開発することにある。そのための物質としては、高温
でも安定である酸化物、炭化物、窒化物、ホウ化物が考
えられる。そこで、Ｔｉ−Ｏ系、Ｔｉ−Ｃ系、Ｔｉ−Ｎ
系、Ｔｉ−Ｂ系状態図を検討すると、ＮおよびＯはＴｉ
に対して非常に大きな固溶量を示し、Ｃも１１９３Ｋで
約０．５重量％固溶するため、これらの元素はＴｉマト
リックスの強化には寄与する。しかし、侵入型固溶体を
形成するため、同時に合金を脆化させるという一面を有
する。このため、酸化物、炭化物あるいは窒化物は、Ｔ
ｉ基合金に対する強化物質として使用できない。一方、
Ｔｉに対してＢは殆ど固溶せず、図１に示す如く、Ｔｉ
−ＴｉＢ共晶を形成する。従って、このＴｉＢを微細化
できれば、ＴｉＢ粒子の分散強化あるいは繊維強化によ
るＴｉの強化が期待できる。
【０００５】本発明は、以上説明したような従来の技術
の有する問題点に鑑みてなされたものであって、その目
的は、ＴｉＢの分散強化あるいは繊維強化による充分な
高温で使用可能な強化Ｔｉの製造方法を提供することに
ある。
の有する問題点に鑑みてなされたものであって、その目
的は、ＴｉＢの分散強化あるいは繊維強化による充分な
高温で使用可能な強化Ｔｉの製造方法を提供することに
ある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明の要旨は、Ｔｉ粉および非晶質ホウ素粉または
ＴｉＢ2 粉をメカニカルアロイングした後、７７３Ｋ〜
１２７３Ｋの温度で高温静水圧成形またはホットプレス
を行うことを特徴とする強化チタンの製造方法にある。
に本発明の要旨は、Ｔｉ粉および非晶質ホウ素粉または
ＴｉＢ2 粉をメカニカルアロイングした後、７７３Ｋ〜
１２７３Ｋの温度で高温静水圧成形またはホットプレス
を行うことを特徴とする強化チタンの製造方法にある。
【０００７】
【実施例および作用】以下に、本発明の作用をその最適
実験例とともに説明する。
実験例とともに説明する。
【０００８】〔実験概要〕まず、本発明を適用した実験
の概要について説明すると、本実験に用いた原料は、高
純度Ｔｉ粉、非晶質Ｂ粉およびＴｉＢ2 であり、それら
の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を図２(a) 〜(c) に示
す。図２(a) 、図２(b) 、図２(c) はそれぞれＴｉ粉、
Ｂ粉、ＴｉＢ2 粉のＳＥＭ像である。なお、ＴｉＢ2 粉
は、図２(a) および図２(b) に示す高純度Ｔｉ粉および
非晶質Ｂ粉を所定の比に混合した後、自己燃焼合成法に
より得られたものを粉砕したものである。これらの粉末
を以下の表１に示すように、ＴｉＢの体積率が１０．０
％、２０．０％および３０．０％となるように配合し、
高エネルギーボールミルによりアルゴン中で３．６×１
０3 〜７２．０×１０3 sec （以下「３．６ｋｓ〜７
２．０ｋｓ」という）間メカニカルアロイング（以下
「ＭＡ」という）し、得られたＭＡ粉を６７３〜１２７
３Ｋの温度で３．６ｋｓ、高温静水圧成形（以下「ＨＩ
Ｐ」という）することにより固化成形した。
の概要について説明すると、本実験に用いた原料は、高
純度Ｔｉ粉、非晶質Ｂ粉およびＴｉＢ2 であり、それら
の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を図２(a) 〜(c) に示
す。図２(a) 、図２(b) 、図２(c) はそれぞれＴｉ粉、
Ｂ粉、ＴｉＢ2 粉のＳＥＭ像である。なお、ＴｉＢ2 粉
は、図２(a) および図２(b) に示す高純度Ｔｉ粉および
非晶質Ｂ粉を所定の比に混合した後、自己燃焼合成法に
より得られたものを粉砕したものである。これらの粉末
を以下の表１に示すように、ＴｉＢの体積率が１０．０
％、２０．０％および３０．０％となるように配合し、
高エネルギーボールミルによりアルゴン中で３．６×１
０3 〜７２．０×１０3 sec （以下「３．６ｋｓ〜７
２．０ｋｓ」という）間メカニカルアロイング（以下
「ＭＡ」という）し、得られたＭＡ粉を６７３〜１２７
３Ｋの温度で３．６ｋｓ、高温静水圧成形（以下「ＨＩ
Ｐ」という）することにより固化成形した。
【０００９】
【表１】
【００１０】以下に、実験工程順にその結果を説明す
る。
る。
【００１１】〔ＭＡ処理による合金粉の変化〕図３は合
金粉Ｎｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％ＴｉＢ）のＭＡ
処理による形態の変化を示す。３．６ｋｓのＭＡ処理に
より粉末は細かく粉砕されると共にそれらが凝集して造
粒が開始されている様子が確認できる（図３(b) 参
照）。そして、１８．０ｋｓでは造粒が進行し、粉末形
状は丸みを帯びるようになり（図３(c) 参照）、７２．
０ｋｓ後には１００〜２００μｍとなった（図３(d) 参
照）。
金粉Ｎｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％ＴｉＢ）のＭＡ
処理による形態の変化を示す。３．６ｋｓのＭＡ処理に
より粉末は細かく粉砕されると共にそれらが凝集して造
粒が開始されている様子が確認できる（図３(b) 参
照）。そして、１８．０ｋｓでは造粒が進行し、粉末形
状は丸みを帯びるようになり（図３(c) 参照）、７２．
０ｋｓ後には１００〜２００μｍとなった（図３(d) 参
照）。
【００１２】図４(a) 、図４(b) はそれぞれ合金粉Ｎ
ｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％ＴｉＢ）、Ｎｏ．４
（Ｔｉ−ＴｉＢ2 系、３０体積％ＴｉＢ）のＭＡ処理に
よるＸ線回折図形の変化を示す。図４(a) においては、
ＭＡ処理の進行と共にＴｉの回折像はブロード化してい
る。これは歪みの蓄積と結晶粒の微細化に起因するもの
と思われる。また、図４(b) においても、Ｔｉの回折像
はＭＡ処理の進行と共にブロード化している。一方、Ｔ
ｉＢ2 の回折像は７２．０ｋｓのＭＡ処理によって僅か
にブロード化しているが、Ｔｉほど充分に粉砕されてい
ないものと思われる。というのは、ＴｉＢ2 のビッカー
ス硬さは約３４００と非常に硬いので、ＴｉＢ2 を取り
囲む柔らかいＴｉのみが選択的に粉砕されたと考えられ
るからである。
ｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％ＴｉＢ）、Ｎｏ．４
（Ｔｉ−ＴｉＢ2 系、３０体積％ＴｉＢ）のＭＡ処理に
よるＸ線回折図形の変化を示す。図４(a) においては、
ＭＡ処理の進行と共にＴｉの回折像はブロード化してい
る。これは歪みの蓄積と結晶粒の微細化に起因するもの
と思われる。また、図４(b) においても、Ｔｉの回折像
はＭＡ処理の進行と共にブロード化している。一方、Ｔ
ｉＢ2 の回折像は７２．０ｋｓのＭＡ処理によって僅か
にブロード化しているが、Ｔｉほど充分に粉砕されてい
ないものと思われる。というのは、ＴｉＢ2 のビッカー
ス硬さは約３４００と非常に硬いので、ＴｉＢ2 を取り
囲む柔らかいＴｉのみが選択的に粉砕されたと考えられ
るからである。
【００１３】〔ＭＡ処理後の合金粉の熱処理による変
化〕図５(a) 、図５(b) はそれぞれ７２．０ｋｓＭＡ処
理した合金粉Ｎｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％Ｔｉ
Ｂ）、Ｎｏ．４（Ｔｉ−ＴｉＢ2 系、３０体積％Ｔｉ
Ｂ）を真空中で３．６ｋｓ熱処理した場合のＸ線回折図
形の変化を示す。図５(a) では、７７３ＫですでにＴｉ
Ｂの析出が認められ、平衡状態であるＴｉ−ＴｉＢ合金
となっている。ＴｉＢの回折像は熱処理温度の上昇によ
り僅かに鮮鋭化しているが、１２７３Ｋの熱処理でもか
なりブロードである。
化〕図５(a) 、図５(b) はそれぞれ７２．０ｋｓＭＡ処
理した合金粉Ｎｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％Ｔｉ
Ｂ）、Ｎｏ．４（Ｔｉ−ＴｉＢ2 系、３０体積％Ｔｉ
Ｂ）を真空中で３．６ｋｓ熱処理した場合のＸ線回折図
形の変化を示す。図５(a) では、７７３ＫですでにＴｉ
Ｂの析出が認められ、平衡状態であるＴｉ−ＴｉＢ合金
となっている。ＴｉＢの回折像は熱処理温度の上昇によ
り僅かに鮮鋭化しているが、１２７３Ｋの熱処理でもか
なりブロードである。
【００１４】一方、図５(b) に示すように、合金粉Ｎ
ｏ．４では７７３Ｋの熱処理ではＴｉおよびＴｉＢ2 の
いずれもＭＡ処理によって蓄積された歪みが開放され、
回折像は鮮鋭化したが、ＴｉＢの析出は認められなかっ
た。ＴｉＢの析出は８７３Ｋ以上の熱処理温度で認めら
れるようになり、処理温度の上昇と共に増大した。１０
７３Ｋ以上では完全に反応は終了し、平衡状態であるＴ
ｉ−ＴｉＢ合金となった。
ｏ．４では７７３Ｋの熱処理ではＴｉおよびＴｉＢ2 の
いずれもＭＡ処理によって蓄積された歪みが開放され、
回折像は鮮鋭化したが、ＴｉＢの析出は認められなかっ
た。ＴｉＢの析出は８７３Ｋ以上の熱処理温度で認めら
れるようになり、処理温度の上昇と共に増大した。１０
７３Ｋ以上では完全に反応は終了し、平衡状態であるＴ
ｉ−ＴｉＢ合金となった。
【００１５】以上の結果、Ｂ源として非晶質Ｂ粉を使用
するほうが、ＴｉＢ2 粉を使用するよりも、より低温で
平衡状態に達することが明らかとなった。
するほうが、ＴｉＢ2 粉を使用するよりも、より低温で
平衡状態に達することが明らかとなった。
【００１６】 図６(a) 、(b) は、７２．０ｋｓＭＡ処
理した合金粉Ｎｏ．１（Ｔｉ−Ｂ系、１０体積％Ｔｉ
Ｂ）を１０７３Ｋ（図６(a))または１２７３Ｋ（図６
(b))で３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合の分析電子顕微鏡
（ＴＥＭ）像を示す。析出するＴｉＢはアスペクト比が
２０〜３０の針状あるいは棒状であり、低温の１０７３
Ｋのほうがより微細であるのが認められる。また、１０
７３Ｋの熱処理では、Ｔｉの再結晶粒は部分的に認めら
れるのみであり、その平均粒径は３００〜５００ｎｍで
あった。
理した合金粉Ｎｏ．１（Ｔｉ−Ｂ系、１０体積％Ｔｉ
Ｂ）を１０７３Ｋ（図６(a))または１２７３Ｋ（図６
(b))で３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合の分析電子顕微鏡
（ＴＥＭ）像を示す。析出するＴｉＢはアスペクト比が
２０〜３０の針状あるいは棒状であり、低温の１０７３
Ｋのほうがより微細であるのが認められる。また、１０
７３Ｋの熱処理では、Ｔｉの再結晶粒は部分的に認めら
れるのみであり、その平均粒径は３００〜５００ｎｍで
あった。
【００１７】図７(a) 、(b) は、７２．０ｋｓＭＡ処理
した合金粉Ｎｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％ＴｉＢ）
を８７３Ｋ（図７(a))または１０７３Ｋ（図７(b))で
３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合のＴＥＭ像を示す。８７
３Ｋで析出するＴｉＢは著しく微細であるのが明らかで
ある。一般にＡｌ基、Ｃｕ基あるいはＴｉＡｌ金属間化
合物などのＭＡ合金の組織は非常に微細であることが報
告されているが、本実験でのＴｉ−ＴｉＢ合金も同様の
傾向を示した。
した合金粉Ｎｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％ＴｉＢ）
を８７３Ｋ（図７(a))または１０７３Ｋ（図７(b))で
３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合のＴＥＭ像を示す。８７
３Ｋで析出するＴｉＢは著しく微細であるのが明らかで
ある。一般にＡｌ基、Ｃｕ基あるいはＴｉＡｌ金属間化
合物などのＭＡ合金の組織は非常に微細であることが報
告されているが、本実験でのＴｉ−ＴｉＢ合金も同様の
傾向を示した。
【００１８】 以上の実験において、いずれのＴｉＢ濃
度およびＨＩＰ処理温度においても、析出するＴｉＢ繊
維はほとんどすべて単結晶であり、非常に大きなアスペ
クト比（２０〜３０）を有していた。本実験のように繊
維状に析出する例としては、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂ系の液相焼
結によって繊維状ＴｉＢ2 が、またＣｕ−Ａｌ合金の内
部酸化によってθ−Ａｌ2 Ｏ3 が析出することが報告さ
れているが、いずれも特定の処理温度あるいは濃度で繊
維状析出が認められるのみであるが、本実験では８７３
〜１２７３Ｋのすべての処理温度および１０〜３０体積
％の濃度範囲で繊維状析出が認められた。
度およびＨＩＰ処理温度においても、析出するＴｉＢ繊
維はほとんどすべて単結晶であり、非常に大きなアスペ
クト比（２０〜３０）を有していた。本実験のように繊
維状に析出する例としては、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂ系の液相焼
結によって繊維状ＴｉＢ2 が、またＣｕ−Ａｌ合金の内
部酸化によってθ−Ａｌ2 Ｏ3 が析出することが報告さ
れているが、いずれも特定の処理温度あるいは濃度で繊
維状析出が認められるのみであるが、本実験では８７３
〜１２７３Ｋのすべての処理温度および１０〜３０体積
％の濃度範囲で繊維状析出が認められた。
【００１９】本実験による合金はＴｉとＴｉＢの共晶を
利用しているため、両物質間のぬれ性は良好であると考
えられる。また、ＴｉＢの硬度はＴｉＢ2 のそれよりも
幾分低いが、分散強化材としては充分な硬さを有してい
る。
利用しているため、両物質間のぬれ性は良好であると考
えられる。また、ＴｉＢの硬度はＴｉＢ2 のそれよりも
幾分低いが、分散強化材としては充分な硬さを有してい
る。
【００２０】一般に繊維強化金属基複合材料は、ＳｉＣ
あるいはＳｉ3 Ｎ4 などの繊維とマトリックス金属粉を
均一に混合し、ホットプレス、ＨＩＰあるいは熱間押出
しなどにより固化成形することにより製造されている。
しかしながら、混合時あるいは固化成形時に繊維が折損
したり、また繊維を充分均一に分散させることが困難で
あるといった問題が生じる。また、上記したようにＳｉ
ＣあるいはＳｉ3 Ｎ4 などの繊維は必ずといってよいほ
どマトリックス金属と界面反応を引き起こすため、複合
材料としての安定性に問題がある。しかしながら、本実
験で示した方法で作製したＴｉ−ＴｉＢ複合材料は、上
記したすべての問題を解決し得るものと考えられる。
あるいはＳｉ3 Ｎ4 などの繊維とマトリックス金属粉を
均一に混合し、ホットプレス、ＨＩＰあるいは熱間押出
しなどにより固化成形することにより製造されている。
しかしながら、混合時あるいは固化成形時に繊維が折損
したり、また繊維を充分均一に分散させることが困難で
あるといった問題が生じる。また、上記したようにＳｉ
ＣあるいはＳｉ3 Ｎ4 などの繊維は必ずといってよいほ
どマトリックス金属と界面反応を引き起こすため、複合
材料としての安定性に問題がある。しかしながら、本実
験で示した方法で作製したＴｉ−ＴｉＢ複合材料は、上
記したすべての問題を解決し得るものと考えられる。
【００２１】〔ＨＩＰ処理材の常温機械的性質〕図８は
７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．１（１０体積％
ＴｉＢ）およびＮｏ．２（２０体積％ＴｉＢ）を、ＭＡ
処理状態のまま及びＭＡ処理粉末を８７３〜１２７３Ｋ
の温度で３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合の常温硬さの変
化を示している。
７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．１（１０体積％
ＴｉＢ）およびＮｏ．２（２０体積％ＴｉＢ）を、ＭＡ
処理状態のまま及びＭＡ処理粉末を８７３〜１２７３Ｋ
の温度で３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合の常温硬さの変
化を示している。
【００２２】ＭＡ処理状態において、Ｂ添加量が多いＮ
ｏ．２合金のほうが高い硬さを示している。これはＭＡ
処理によるＴｉ−Ｂ固溶体の形成による固溶強化に起因
すると考えられる。
ｏ．２合金のほうが高い硬さを示している。これはＭＡ
処理によるＴｉ−Ｂ固溶体の形成による固溶強化に起因
すると考えられる。
【００２３】Ｎｏ．１合金またはＮｏ．２合金のいずれ
においてもＭＡ処理後に８７３ＫでＨＩＰ処理すること
により、硬さは著しく上昇している。ＭＡ処理により酸
素含有量は多少増大しているものと考えられるが、熱処
理によりこのように硬さが増大するのは、単繊維状Ｔｉ
Ｂの析出によるものと考えられる。さらにＨＩＰ処理温
度を上昇させると硬さは徐々に低下しているが、１２７
３ＫでのＨＩＰ後の硬さが依然ＭＡ処理状態の硬さより
も高い数値を示しており、ＴｉＢ繊維強化が有効に作用
していることが顕著に示されている。
においてもＭＡ処理後に８７３ＫでＨＩＰ処理すること
により、硬さは著しく上昇している。ＭＡ処理により酸
素含有量は多少増大しているものと考えられるが、熱処
理によりこのように硬さが増大するのは、単繊維状Ｔｉ
Ｂの析出によるものと考えられる。さらにＨＩＰ処理温
度を上昇させると硬さは徐々に低下しているが、１２７
３ＫでのＨＩＰ後の硬さが依然ＭＡ処理状態の硬さより
も高い数値を示しており、ＴｉＢ繊維強化が有効に作用
していることが顕著に示されている。
【００２４】図９は７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎ
ｏ．１（１０体積％ＴｉＢ）およびＮｏ．２（２０体積
％ＴｉＢ）を、８７３〜１２７３Ｋの温度で３．６ｋｓ
ＨＩＰ処理した試料の圧縮試験結果を示すもので、(a)
は０．２％耐力を、(b) は破壊に至るまでの歪み量を示
している。０．２％耐力はＨＩＰ処理温度が上昇するに
従って低下する傾向が認められる。なお、合金粉Ｎｏ．
２では、８７３Ｋの値が低いが、これはＭＡ合金粉が硬
いため、ＨＩＰ処理によってもなお焼結体に微細な空隙
が残留したことに起因するものと考えられる。
ｏ．１（１０体積％ＴｉＢ）およびＮｏ．２（２０体積
％ＴｉＢ）を、８７３〜１２７３Ｋの温度で３．６ｋｓ
ＨＩＰ処理した試料の圧縮試験結果を示すもので、(a)
は０．２％耐力を、(b) は破壊に至るまでの歪み量を示
している。０．２％耐力はＨＩＰ処理温度が上昇するに
従って低下する傾向が認められる。なお、合金粉Ｎｏ．
２では、８７３Ｋの値が低いが、これはＭＡ合金粉が硬
いため、ＨＩＰ処理によってもなお焼結体に微細な空隙
が残留したことに起因するものと考えられる。
【００２５】一方、破壊に至るまでの歪み量は、ＨＩＰ
処理温度の上昇と共に増大している。これは処理温度の
上昇によるＴｉ結晶粒の粗大化およびＴｉＢの成長に起
因した強度低下によるものと考えられる。
処理温度の上昇と共に増大している。これは処理温度の
上昇によるＴｉ結晶粒の粗大化およびＴｉＢの成長に起
因した強度低下によるものと考えられる。
【００２６】図１０(a) 、(b) は、７２．０ｋｓＭＡ処
理した合金粉Ｎｏ．１（１０体積％ＴｉＢ）を１０７３
Ｋ（図１０(a))または１２７３Ｋ（図１０(b))で３．６
ｋｓＨＩＰ処理した場合の圧縮破壊破面を示す。これら
の試料は、図９(b) に示す破壊に至るまでの歪み量が１
３％、２２％の試料である。図１０(a) の１０７３Ｋで
ＨＩＰ処理した試料の破面は非常に脆性的であるが、
(b) の１２７３ＫでＨＩＰ処理した試料には微細なディ
ンプルパターンが認められ、この試料がより靱性に富ん
でいることを示している。
理した合金粉Ｎｏ．１（１０体積％ＴｉＢ）を１０７３
Ｋ（図１０(a))または１２７３Ｋ（図１０(b))で３．６
ｋｓＨＩＰ処理した場合の圧縮破壊破面を示す。これら
の試料は、図９(b) に示す破壊に至るまでの歪み量が１
３％、２２％の試料である。図１０(a) の１０７３Ｋで
ＨＩＰ処理した試料の破面は非常に脆性的であるが、
(b) の１２７３ＫでＨＩＰ処理した試料には微細なディ
ンプルパターンが認められ、この試料がより靱性に富ん
でいることを示している。
【００２７】
【発明の効果】 本発明によれば、Ｔｉ粉および非結質
Ｂ粉をＭＡ処理した後、７７３Ｋ以上の温度で３．６ｋ
ｓＨＩＰ処理することにより、アスペクト比が２０〜３
０の針状または棒状の微細なＴｉＢを析出させ、Ｔｉの
強化を図ることができる。
Ｂ粉をＭＡ処理した後、７７３Ｋ以上の温度で３．６ｋ
ｓＨＩＰ処理することにより、アスペクト比が２０〜３
０の針状または棒状の微細なＴｉＢを析出させ、Ｔｉの
強化を図ることができる。
【図１】Ｔｉ−Ｂ二元系の状態図である。
【図２】供試材のＳＥＭ像を示す金属組織の写真で、
(a) はＴｉのＳＥＭ像を示す金属組織の写真、(b) は非
晶質ＢのＳＥＭ像を示す金属組織の写真、(c) はＴｉＢ
2のＳＥＭ像を示す金属組織の写真である。
(a) はＴｉのＳＥＭ像を示す金属組織の写真、(b) は非
晶質ＢのＳＥＭ像を示す金属組織の写真、(c) はＴｉＢ
2のＳＥＭ像を示す金属組織の写真である。
【図３】合金粉Ｎｏ．３（Ｔｉ−Ｂ系、３０体積％Ｔｉ
Ｂ）のＭＡ処理による形態変化を示す金属組織の写真で
あり、(a) は初期状態（ＭＡ処理無し）、(b) は３．６
ｋｓのＭＡ処理後、(c) は１８．０ｋｓのＭＡ処理後、
(d) は７２．０ｋｓのＭＡ処理後の各形態を示す金属組
織の写真である。
Ｂ）のＭＡ処理による形態変化を示す金属組織の写真で
あり、(a) は初期状態（ＭＡ処理無し）、(b) は３．６
ｋｓのＭＡ処理後、(c) は１８．０ｋｓのＭＡ処理後、
(d) は７２．０ｋｓのＭＡ処理後の各形態を示す金属組
織の写真である。
【図４】(a) は合金粉Ｎｏ．３のＭＡ処理に伴うＸ線回
折図形の変化を示す図、(b) は合金粉Ｎｏ．４のＭＡ処
理に伴うＸ線回折図形の変化を示す図である。
折図形の変化を示す図、(b) は合金粉Ｎｏ．４のＭＡ処
理に伴うＸ線回折図形の変化を示す図である。
【図５】(a) は７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．
３を真空中で７７３〜１２７３Ｋの温度で３．６ｋｓ熱
処理した場合のＸ線回折図形の変化を示す図、(b) は７
２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．４を真空中で７７
３〜１０７３Ｋの温度で３．６ｋｓ熱処理した場合のＸ
線回折図形の変化を示す図である。
３を真空中で７７３〜１２７３Ｋの温度で３．６ｋｓ熱
処理した場合のＸ線回折図形の変化を示す図、(b) は７
２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．４を真空中で７７
３〜１０７３Ｋの温度で３．６ｋｓ熱処理した場合のＸ
線回折図形の変化を示す図である。
【図６】(a) は７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．
１を１０７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合のＴＥ
Ｍ像を示す金属組織の写真、(b) は７２．０ｋｓＭＡ処
理した合金粉Ｎｏ．１を１２７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ
処理した場合のＴＥＭ像を示す金属組織の写真である。
１を１０７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合のＴＥ
Ｍ像を示す金属組織の写真、(b) は７２．０ｋｓＭＡ処
理した合金粉Ｎｏ．１を１２７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ
処理した場合のＴＥＭ像を示す金属組織の写真である。
【図７】(a) は７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．
３を８７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合のＴＥＭ
像を示す金属組織の写真、(b) は７２．０ｋｓＭＡ処理
した合金粉Ｎｏ．３を１０７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ処
理した場合のＴＥＭ像を示す金属組織の写真である。
３を８７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合のＴＥＭ
像を示す金属組織の写真、(b) は７２．０ｋｓＭＡ処理
した合金粉Ｎｏ．３を１０７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ処
理した場合のＴＥＭ像を示す金属組織の写真である。
【図８】７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．１およ
びＮｏ．２をＭＡ処理状態のまま及びＭＡ処理粉末を８
７３〜１２７３Ｋの温度で３．６ｋｓＨＩＰ処理した場
合の常温硬さの変化を示す図である。
びＮｏ．２をＭＡ処理状態のまま及びＭＡ処理粉末を８
７３〜１２７３Ｋの温度で３．６ｋｓＨＩＰ処理した場
合の常温硬さの変化を示す図である。
【図９】(a) は７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．
１およびＮｏ．２を８７３〜１２７３Ｋの温度で３．６
ｋｓＨＩＰ処理した場合の０．２％耐力の変化を示す図
で、(b) は７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．１お
よびＮｏ．２を８７３〜１２７３Ｋの温度で３．６ｋｓ
ＨＩＰ処理した場合の破壊に至るまでの歪み量の変化を
示す図である。
１およびＮｏ．２を８７３〜１２７３Ｋの温度で３．６
ｋｓＨＩＰ処理した場合の０．２％耐力の変化を示す図
で、(b) は７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．１お
よびＮｏ．２を８７３〜１２７３Ｋの温度で３．６ｋｓ
ＨＩＰ処理した場合の破壊に至るまでの歪み量の変化を
示す図である。
【図１０】(a) は７２．０ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎ
ｏ．１を１０７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合の
圧縮破壊破面を示す金属組織の写真で、(b) は７２．０
ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．１を１２７３Ｋで３．６
ｋｓＨＩＰ処理した場合の圧縮破壊破面を示す金属組織
の写真である。
ｏ．１を１０７３Ｋで３．６ｋｓＨＩＰ処理した場合の
圧縮破壊破面を示す金属組織の写真で、(b) は７２．０
ｋｓＭＡ処理した合金粉Ｎｏ．１を１２７３Ｋで３．６
ｋｓＨＩＰ処理した場合の圧縮破壊破面を示す金属組織
の写真である。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｔｉ粉および非晶質ホウ素粉またはＴｉ
Ｂ2 粉をメカニカルアロイングした後、７７３Ｋ〜１２
７３Ｋの温度で高温静水圧成形またはホットプレスを行
うことを特徴とする強化チタンの製造方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3237782A JPH0762161B2 (ja) | 1991-09-18 | 1991-09-18 | 強化チタンの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3237782A JPH0762161B2 (ja) | 1991-09-18 | 1991-09-18 | 強化チタンの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171214A JPH05171214A (ja) | 1993-07-09 |
| JPH0762161B2 true JPH0762161B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=17020356
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3237782A Expired - Lifetime JPH0762161B2 (ja) | 1991-09-18 | 1991-09-18 | 強化チタンの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0762161B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7416697B2 (en) | 2002-06-14 | 2008-08-26 | General Electric Company | Method for preparing a metallic article having an other additive constituent, without any melting |
| US7531021B2 (en) | 2004-11-12 | 2009-05-12 | General Electric Company | Article having a dispersion of ultrafine titanium boride particles in a titanium-base matrix |
| JP4796922B2 (ja) * | 2006-09-05 | 2011-10-19 | 住友金属工業株式会社 | チタン溶接接合体 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4639281A (en) | 1982-02-19 | 1987-01-27 | Mcdonnell Douglas Corporation | Advanced titanium composite |
| US4673550A (en) | 1984-10-23 | 1987-06-16 | Serge Dallaire | TiB2 -based materials and process of producing the same |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4906430A (en) * | 1988-07-29 | 1990-03-06 | Dynamet Technology Inc. | Titanium diboride/titanium alloy metal matrix microcomposite material and process for powder metal cladding |
-
1991
- 1991-09-18 JP JP3237782A patent/JPH0762161B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4639281A (en) | 1982-02-19 | 1987-01-27 | Mcdonnell Douglas Corporation | Advanced titanium composite |
| US4673550A (en) | 1984-10-23 | 1987-06-16 | Serge Dallaire | TiB2 -based materials and process of producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05171214A (ja) | 1993-07-09 |
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