JPS5848025B2 - チタン合金の熱処理法 - Google Patents
チタン合金の熱処理法Info
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- JPS5848025B2 JPS5848025B2 JP52060792A JP6079277A JPS5848025B2 JP S5848025 B2 JPS5848025 B2 JP S5848025B2 JP 52060792 A JP52060792 A JP 52060792A JP 6079277 A JP6079277 A JP 6079277A JP S5848025 B2 JPS5848025 B2 JP S5848025B2
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- damping
- steel
- temperature
- heat treatment
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
蒸気タービンなどの回転翼で、特に大型化又は高速化し
た場合、比強度が高くかつ内部摩擦の大きい材料はロー
ターにかかる負荷低減からもまた回転翼の疲労破壊防止
上からも非常に有利である。
た場合、比強度が高くかつ内部摩擦の大きい材料はロー
ターにかかる負荷低減からもまた回転翼の疲労破壊防止
上からも非常に有利である。
本発明はこのような条件を満足させるための(α+β)
型チタン合金の熱処理法の改良に関する。
型チタン合金の熱処理法の改良に関する。
蒸気ダービンの回転翼などにおいては、稼動中に振動に
依る疲労破壊が起きないようにすべきである。
依る疲労破壊が起きないようにすべきである。
この振動の励振力を小さくするには翼が共振しないよう
にすればよいわけであるが、すべての振動モードで翼が
共振しないように設計するのは不可能に近い。
にすればよいわけであるが、すべての振動モードで翼が
共振しないように設計するのは不可能に近い。
従って共振させにくくするか、又は共振した場合その振
動を減衰させる必要がある。
動を減衰させる必要がある。
この振動減衰処理には種々様々な方法があるが、材料の
内部で振動エネルギーを熱エネルギーの形で散逸させ、
振動を減衰させる方法つまり内部摩擦に依る振動減衰方
法も振動の励振力低下に大きな役割を果していると言わ
れている。
内部で振動エネルギーを熱エネルギーの形で散逸させ、
振動を減衰させる方法つまり内部摩擦に依る振動減衰方
法も振動の励振力低下に大きな役割を果していると言わ
れている。
これを一般にはマテリアル・ターンピング(mater
ial da−mping)という。
ial da−mping)という。
従って使用中に振動が生じ、そのため疲労破壊が起こる
可能性のある機械及び機械部品等にマテリアル・ターン
ピングの大きい材料を使用することは非常に有効であり
、実際従来も例えばAISI403鋼などの13%Cr
系ステンレス鋼及びNIVCO−10と呼ばれる高C。
可能性のある機械及び機械部品等にマテリアル・ターン
ピングの大きい材料を使用することは非常に有効であり
、実際従来も例えばAISI403鋼などの13%Cr
系ステンレス鋼及びNIVCO−10と呼ばれる高C。
合金等が使用されていた。
しかしながら、これら合金は倒れもその0.2%耐力は
せいぜい8 0 kg/7IL1?tである。
せいぜい8 0 kg/7IL1?tである。
ただ13%Cr系ステンレス鋼はその熱処理や或分の調
整を適当にすることによって延性及び靭性を余り損なわ
ずに強度を増すことが出来るが、このようにして強度を
高くすれば、第3図のC材(×印)に示すようにマテリ
アル・ダンピングが極度に小さくなり上述のような振動
の減衰を大きくする効用は期待できなくなる。
整を適当にすることによって延性及び靭性を余り損なわ
ずに強度を増すことが出来るが、このようにして強度を
高くすれば、第3図のC材(×印)に示すようにマテリ
アル・ダンピングが極度に小さくなり上述のような振動
の減衰を大きくする効用は期待できなくなる。
なお、第3図においてマテリアル・ダンピング特性は音
叉型試験片を用いて測定し、対数減衰率δに依り表わし
た。
叉型試験片を用いて測定し、対数減衰率δに依り表わし
た。
第3図は各種材料の0.2%耐力(横軸,比強度と表示
)と振動応力が1 0 kg/m4の時の対数減衰率δ
との関係を示したものである。
)と振動応力が1 0 kg/m4の時の対数減衰率δ
との関係を示したものである。
なおAISI403鋼に関する振動減衰率は文献( W
. C . Ha−gel and J .W. C
lark ; Journal of Applied
Physics September 1 9 5 7
第426〜430頁)に掲載された数値を引用したもの
で、0.2%耐力ではな<0.02%耐力で表現してあ
るので、0.2%耐力は便宜上文献に記載された0.0
2%耐力に7kg/ma ( 1 04psi)を加算
した数値で表現し直した。
. C . Ha−gel and J .W. C
lark ; Journal of Applied
Physics September 1 9 5 7
第426〜430頁)に掲載された数値を引用したもの
で、0.2%耐力ではな<0.02%耐力で表現してあ
るので、0.2%耐力は便宜上文献に記載された0.0
2%耐力に7kg/ma ( 1 04psi)を加算
した数値で表現し直した。
ここに今後蒸気ダービンは増々犬容量化及び高速化に向
うことが予想されるので、翼材特に低圧段の翼材として
は更に一層機械的性質及びマテリアル・ダンピング特性
がともに優れたものが要求される。
うことが予想されるので、翼材特に低圧段の翼材として
は更に一層機械的性質及びマテリアル・ダンピング特性
がともに優れたものが要求される。
一方、焼鈍処理や溶体化時効処理を施した市販のチタン
合金は比強度が大きく蒸気タービン翼が大型化・高速化
した場合、ロークーにかかる負荷の妖減なとのメリット
から非常に有望な材料であると考えられている。
合金は比強度が大きく蒸気タービン翼が大型化・高速化
した場合、ロークーにかかる負荷の妖減なとのメリット
から非常に有望な材料であると考えられている。
ここに言う溶体化時効処理とは、例えばTi−6A6−
4V合金テハ普通925’CX IH.’WQ.+50
0℃X 4 H . agingなどの熱処理を意味し
ている。
4V合金テハ普通925’CX IH.’WQ.+50
0℃X 4 H . agingなどの熱処理を意味し
ている。
しかし、現在実用チタン合金として最も実積のあるTi
−6A6−4V合金などは上記の熱処理状態においてマ
テリアル・ダンピングが小さく、AISI403鋼と比
較して非に不利であった。
−6A6−4V合金などは上記の熱処理状態においてマ
テリアル・ダンピングが小さく、AISI403鋼と比
較して非に不利であった。
そこで本発明者等は、先に既存の(α+β)型チタン合
金を(α+β)相領域でかつ500℃以上の温度範囲で
加熱保持後急冷することによりマテリアル・ターンピン
グを増大させる方法を発明し、特願昭49−3072号
として特許出願した。
金を(α+β)相領域でかつ500℃以上の温度範囲で
加熱保持後急冷することによりマテリアル・ターンピン
グを増大させる方法を発明し、特願昭49−3072号
として特許出願した。
更に、既存の(α+β)型チタン合金、例えばTi−6
Ag−4V合金を例にとると焼入れ後更に100℃以上
に加熱保持するとその改善されたマテリアル・ターンピ
ングも低下し熱的に少し不安定であつたので、本発明者
等はマテリアル・ダンピングの熱的安定性が優れかつそ
のマテリアル・タツピングの絶対値も従来の合金よりも
更に大きいTi −A6 −V Mo系の(α+β)
型チタン合金及びその熱処理方法、即ち(α十β)/β
変態点よりも125℃低い温度以上の温度領域から焼入
れ処理をする方法を発明し、特願昭51−49056号
として特許出願した。
Ag−4V合金を例にとると焼入れ後更に100℃以上
に加熱保持するとその改善されたマテリアル・ターンピ
ングも低下し熱的に少し不安定であつたので、本発明者
等はマテリアル・ダンピングの熱的安定性が優れかつそ
のマテリアル・タツピングの絶対値も従来の合金よりも
更に大きいTi −A6 −V Mo系の(α+β)
型チタン合金及びその熱処理方法、即ち(α十β)/β
変態点よりも125℃低い温度以上の温度領域から焼入
れ処理をする方法を発明し、特願昭51−49056号
として特許出願した。
しかしこの2発明のいずれにおいても、マテリアル・ダ
ンピングが高くなると同時に0.2%耐力が低下し、即
ち一般にチタン合金の最も優れた特徴の1つとして挙げ
られている比強度が低下するという欠点があった。
ンピングが高くなると同時に0.2%耐力が低下し、即
ち一般にチタン合金の最も優れた特徴の1つとして挙げ
られている比強度が低下するという欠点があった。
本発明はこのような事情に鑑み、前述の熱処理法を改善
し、マテリアル・ダンピングが犬キ<かつ比強度も高い
チタン合金を提供する目的で提案されたもので、500
℃以上でかつ(α+β)相領域内の温度領域で加熱保持
後急冷した(α+β)型チタン合金を、更に50〜30
0℃の温変領域で、300℃では1h未満、300℃未
満275℃以上では100h未満、若しくは275℃未
満50℃以上では100h以下保持する低温時効処理を
施すことを特徴とする(α+β)型チタン合金の熱処理
法を提供する。
し、マテリアル・ダンピングが犬キ<かつ比強度も高い
チタン合金を提供する目的で提案されたもので、500
℃以上でかつ(α+β)相領域内の温度領域で加熱保持
後急冷した(α+β)型チタン合金を、更に50〜30
0℃の温変領域で、300℃では1h未満、300℃未
満275℃以上では100h未満、若しくは275℃未
満50℃以上では100h以下保持する低温時効処理を
施すことを特徴とする(α+β)型チタン合金の熱処理
法を提供する。
ここで、本発明は特願昭41−3072号及び特願昭5
1−49056号の改良であり、本発明の溶体化処理条
件も前記2出願同様500℃未満では充分なマテリアル
ターンピングを得られないので500℃以上とする。
1−49056号の改良であり、本発明の溶体化処理条
件も前記2出願同様500℃未満では充分なマテリアル
ターンピングを得られないので500℃以上とする。
本発明の熱処理法による(α+β)型チタン合金のマテ
リアル・ダンピングのメカニズムは坦下のように説明で
きる。
リアル・ダンピングのメカニズムは坦下のように説明で
きる。
(α+β)型チタン合金においてある温度領域、例えば
(α+β)相領域でかつ500℃以上の温度領域から急
冷することによってマテリアル・ダンピングを高め得る
ことはすでに述べたが、この事は急冷処理により室温に
おいても準安定β相が残留するためであり、従ってこの
効果は(α十β)型チタン合金中の同素変態型β安定化
元素( iso−morphousβ一stabi I
izer )が主要な働きをしている。
(α+β)相領域でかつ500℃以上の温度領域から急
冷することによってマテリアル・ダンピングを高め得る
ことはすでに述べたが、この事は急冷処理により室温に
おいても準安定β相が残留するためであり、従ってこの
効果は(α十β)型チタン合金中の同素変態型β安定化
元素( iso−morphousβ一stabi I
izer )が主要な働きをしている。
ところがこの準安定β相の熱的安定性は、300℃とい
う比較的低温にノーズをもつTTT曲線に従って分解過
程が進むと考えられ、この時ω相を析出し脆化する場合
がある。
う比較的低温にノーズをもつTTT曲線に従って分解過
程が進むと考えられ、この時ω相を析出し脆化する場合
がある。
従って低温時効することにより(α十β)型チタン合金
のマテリアル・ダンピングの主因である準安定β相が分
解するとともに一部組織が安定な(α十β)相に変って
いくので、少しマテリアル・ダンピングが低下し、0.
2%耐力が回復していくことになる。
のマテリアル・ダンピングの主因である準安定β相が分
解するとともに一部組織が安定な(α十β)相に変って
いくので、少しマテリアル・ダンピングが低下し、0.
2%耐力が回復していくことになる。
ただ時効中に遷移相であるω相を析出することがあり、
この場合0.2%耐力は大幅に改善されるが呻び絞りが
非常に低下し脆化することになる。
この場合0.2%耐力は大幅に改善されるが呻び絞りが
非常に低下し脆化することになる。
次に本発明法を実施例を参照して詳細に説明するが、そ
の前にまず比強度について説明する。
の前にまず比強度について説明する。
比重の異なる材料では、同じ0.2%耐力をもっていて
も、例えば回転翼の許される最大半径及び許される最犬
角速度が異なるので、すべての材料について、現在使用
されている鋼系の回転翼材(ここではAISI403鋼
とする)と同じ比重をもつものとして0.2%耐力を表
現し直せば、この言わば換算した0.2%耐力(以下便
宜上比強度と表現する)とAIST403鋼の比強度(
即ちこの場合0.2%耐力と同じ値でよい)との比較だ
けで簡単に回転体の材料としての優劣を機械的性質の面
から判断できることになる。
も、例えば回転翼の許される最大半径及び許される最犬
角速度が異なるので、すべての材料について、現在使用
されている鋼系の回転翼材(ここではAISI403鋼
とする)と同じ比重をもつものとして0.2%耐力を表
現し直せば、この言わば換算した0.2%耐力(以下便
宜上比強度と表現する)とAIST403鋼の比強度(
即ちこの場合0.2%耐力と同じ値でよい)との比較だ
けで簡単に回転体の材料としての優劣を機械的性質の面
から判断できることになる。
今、ある材料について0.2%耐力及び比重を各各σY
及びρとする時、この材料で回転体を製作すると遠心力
σは第1式で与えられる。
及びρとする時、この材料で回転体を製作すると遠心力
σは第1式で与えられる。
従って第1式より、この材料の強度と遠Iシ・力との関
系を考えると、この材料の許容最犬角速度1 σY ωiT!aXはωrriax2−f r ’ pとなる
。
系を考えると、この材料の許容最犬角速度1 σY ωiT!aXはωrriax2−f r ’ pとなる
。
同一形状の回転体を仮定すると、許容最大角度速の2乗
はこの材料のσY/ρに比例することになり、この値の
大きい材料ほど大きな回転数を許容し得ることになる。
はこの材料のσY/ρに比例することになり、この値の
大きい材料ほど大きな回転数を許容し得ることになる。
また同じ角速度であれば第1式より回転上.σY
体の半径の限界γmax− −となりγrT1a
xfoi2 ρ ・ はσY/ρに比例することになるから、この値の犬きい
材料ほど回転体の半径を長くとれることになる。
xfoi2 ρ ・ はσY/ρに比例することになるから、この値の犬きい
材料ほど回転体の半径を長くとれることになる。
つまり要約すると、σY/ρは回転体の材料の優劣を判
断する1つの基準となる。
断する1つの基準となる。
そこで第1式を
と変形すると(ここにρFeは本明細書の場合AISI
403鋼の比重を意味する)、第2式の右辺は同一形状
、同一角速度の回転体をAISI403鋼と同じ比重の
材料で製作したとした時の遠心力を意味し、左辺はこの
材料をAISI403鋼と同じ比重をもつものとした時
に許される最大応力、即ちこの材料の0.2%耐力をA
I]403鋼と同じ比重の材料に換算した場合の0.2
%耐力を意味することになる。
403鋼の比重を意味する)、第2式の右辺は同一形状
、同一角速度の回転体をAISI403鋼と同じ比重の
材料で製作したとした時の遠心力を意味し、左辺はこの
材料をAISI403鋼と同じ比重をもつものとした時
に許される最大応力、即ちこの材料の0.2%耐力をA
I]403鋼と同じ比重の材料に換算した場合の0.2
%耐力を意味することになる。
従って、AISI403鋼など既存の鋼系の蒸気ダービ
ン翼材と異なる材料の0.2%耐力を評価するには上記
AISI403鋼と同じ比重をもつものとして(他の鋼
系の蒸気タービン翼材の比重もAIS’I403鋼の比
重と大差ない)、換算した0.2%耐力即ちσy”””
ρ で表現すると便利である。
ン翼材と異なる材料の0.2%耐力を評価するには上記
AISI403鋼と同じ比重をもつものとして(他の鋼
系の蒸気タービン翼材の比重もAIS’I403鋼の比
重と大差ない)、換算した0.2%耐力即ちσy”””
ρ で表現すると便利である。
この値を便宜上、比強度と表現する。
従ってある材料の比強度と現在一番使用実積のある13
%cr系鋼、例λばAIS I403鋼の比強度(この
場合ρ=ρ,。
%cr系鋼、例λばAIS I403鋼の比強度(この
場合ρ=ρ,。
であるから当然比強度と0.2%耐力とは同じ値である
)との比較だけで簡単に回転体材料としての機械的性質
の面からの優劣を判断できることになる。
)との比較だけで簡単に回転体材料としての機械的性質
の面からの優劣を判断できることになる。
次に本発明法を実施例を参照して詳細に説明する。
第1表にA,Bで示す化学組成の(α十β)型チタン合
金を消耗電極式アーク溶解法にて100kg溶解し、そ
の後β鍜造で5 5mmX 5 5mmの断面に戊型し
、更に(α+β)鍜造で20mmX30間の断面に成型
して以下の試験に供した。
金を消耗電極式アーク溶解法にて100kg溶解し、そ
の後β鍜造で5 5mmX 5 5mmの断面に戊型し
、更に(α+β)鍜造で20mmX30間の断面に成型
して以下の試験に供した。
また現在、蒸気タービン翼で多く用いられている13%
Cr系鋼のうちAISI403鋼の化学成分の1例を第
1表に併記する。
Cr系鋼のうちAISI403鋼の化学成分の1例を第
1表に併記する。
先ず特願昭49−3072号及び特願昭5149056
号で明らかにしたチタン合金のマテリアル・ダンピング
特性の改善効果について少し触れる。
号で明らかにしたチタン合金のマテリアル・ダンピング
特性の改善効果について少し触れる。
この効果については、後で述べる他の結果とともに第1
図及び第2図に、また前に述べたように少し形を変えて
第3図に載せてある。
図及び第2図に、また前に述べたように少し形を変えて
第3図に載せてある。
ここに第1図は各種の熱処理を施された第l表のA材に
関する対数減衰率δと振動応力との関係を示す線図であ
る。
関する対数減衰率δと振動応力との関係を示す線図であ
る。
表中の各曲線の熱処理条件は曲線1(○印)はSOO℃
x IH.’WQ. (即ち焼入れ状態)、曲線2(●
印)はSOO℃×IH.WQ.+100℃X2H.AC
.、曲線3(△印)は800℃x IH.WQ.+2
0 0℃X2H.AC.、曲線4(▲印)は800℃X
I H.WQ.+ 3 0 0’CX2H.AC.、
曲線5(×印)は焼鈍状態である。
x IH.’WQ. (即ち焼入れ状態)、曲線2(●
印)はSOO℃×IH.WQ.+100℃X2H.AC
.、曲線3(△印)は800℃x IH.WQ.+2
0 0℃X2H.AC.、曲線4(▲印)は800℃X
I H.WQ.+ 3 0 0’CX2H.AC.、
曲線5(×印)は焼鈍状態である。
第2図は焼鈍状態のA材(曲線5×印)と各種の熱処理
を施された第■表のB材(曲線1〜111)に関する対
数減衰率δと振動応力との関係を示す線図である。
を施された第■表のB材(曲線1〜111)に関する対
数減衰率δと振動応力との関係を示す線図である。
各々の熱処理条件は、曲線1(○印)は850℃x i
H.WQ. (即ち焼入れ状態)、曲線11(●印)
は850℃x I H.’WQ.+2 0 0℃XIH
.AC.、曲線111(△印)は850℃×IH.WQ
.+250℃XIH.AC.である。
H.WQ. (即ち焼入れ状態)、曲線11(●印)
は850℃x I H.’WQ.+2 0 0℃XIH
.AC.、曲線111(△印)は850℃×IH.WQ
.+250℃XIH.AC.である。
第1図から明らかなようにA材は曲線1に示すように8
00℃゜から水焼入れすることに依り焼鈍状態に比較し
マテリアル・ダンピング特性は格段に改善される。
00℃゜から水焼入れすることに依り焼鈍状態に比較し
マテリアル・ダンピング特性は格段に改善される。
次に第2図から明らかなように、B材は曲線1に示すよ
うに850℃から水焼入れすることによりそのマテリア
ル・ダンピング特性は、上記の800℃から水焼入れさ
れたA材のマテリアル・ダンピング特性よりも更に改善
されることが判る。
うに850℃から水焼入れすることによりそのマテリア
ル・ダンピング特性は、上記の800℃から水焼入れさ
れたA材のマテリアル・ダンピング特性よりも更に改善
されることが判る。
第2表に上記マテリアル・タツピング特性と同時に実施
された、第1表の2種の(α+β)型チクン合金の焼鈍
状態の機械的性質及び特願昭493072号と特願昭5
1−49056号で明らかにされたチタン合金のマテリ
アル・ダンピング特性を改善するための熱処理、即ち8
00℃×IH.WQ.又は850℃XIH.WQ.を施
された状態(以下焼入れ状態と表現する)の機械的性質
を示す。
された、第1表の2種の(α+β)型チクン合金の焼鈍
状態の機械的性質及び特願昭493072号と特願昭5
1−49056号で明らかにされたチタン合金のマテリ
アル・ダンピング特性を改善するための熱処理、即ち8
00℃×IH.WQ.又は850℃XIH.WQ.を施
された状態(以下焼入れ状態と表現する)の機械的性質
を示す。
第2表から判るように焼入れ状態の機械的性質は焼鈍状
態と比較して0.2%耐力を除いて殆んど劣下していな
い。
態と比較して0.2%耐力を除いて殆んど劣下していな
い。
0.2%耐力はA材では約2 0kg/mm, B材で
は約40ky/mi大幅に劣下している。
は約40ky/mi大幅に劣下している。
この事は比強度の面から見てもチタン合金中現在一番使
用実積のあるA材の焼鈍状態が1 7 0 kg/mm
であるのに対して、A材では約133kg/mi, B
材では約96kg/mmと劣下していることが判る。
用実積のあるA材の焼鈍状態が1 7 0 kg/mm
であるのに対して、A材では約133kg/mi, B
材では約96kg/mmと劣下していることが判る。
しかし劣下しているとは言え、両合金とも比強度がほぼ
100kg/一以上あるから、これら2種の(α+β)
型チタン合金材は焼入れ状態においてもAIST403
鋼と対等以上の比強度をもっていることも判る。
100kg/一以上あるから、これら2種の(α+β)
型チタン合金材は焼入れ状態においてもAIST403
鋼と対等以上の比強度をもっていることも判る。
以上の説明から判るように特願昭49−3072号及び
特願昭51−49056号で明らかにされたチタン合金
のマテリアル・ダンピング改善法は0.2%耐力、即ち
比強度の面で、既存の蒸気タービン翼材であるAISI
403鋼とほぼ対等以上の性能をもつとは言え、焼鈍状
態のチタン合金に比較して大幅に劣下させることが判っ
た。
特願昭51−49056号で明らかにされたチタン合金
のマテリアル・ダンピング改善法は0.2%耐力、即ち
比強度の面で、既存の蒸気タービン翼材であるAISI
403鋼とほぼ対等以上の性能をもつとは言え、焼鈍状
態のチタン合金に比較して大幅に劣下させることが判っ
た。
そこで本発明者等はこのような事情に鑑み、更にこれら
2種の(α+β)型チタン合金を焼入れ後低温時効処理
を施してマテリアル・ダンピング特性及び機械的性質を
調査した。
2種の(α+β)型チタン合金を焼入れ後低温時効処理
を施してマテリアル・ダンピング特性及び機械的性質を
調査した。
その結果は各々第1図と第2図及び第3表、またこの2
つの特性を併せてまとめた第3図に示してある。
つの特性を併せてまとめた第3図に示してある。
なお、図中記号に関しては前に述べた通りである。
A材の0.2%耐力及び比強度について見ると、100
℃の低温時効処理後で各々8 3. 1 kg/mm、
144.2kg/ma、また200℃の低温時効処理後
で各々90.4kg/ma、1 5 6. 8 kg/
maとほぼ焼鈍状態に近い値に回復しており、またB材
も第2表及び第3表から判るように、200℃及び25
0℃の両低温時効処理において0.2%耐力は焼入れ状
態よりも格段に回復していることが判る。
℃の低温時効処理後で各々8 3. 1 kg/mm、
144.2kg/ma、また200℃の低温時効処理後
で各々90.4kg/ma、1 5 6. 8 kg/
maとほぼ焼鈍状態に近い値に回復しており、またB材
も第2表及び第3表から判るように、200℃及び25
0℃の両低温時効処理において0.2%耐力は焼入れ状
態よりも格段に回復していることが判る。
ところが第1図及び第2図から容易に判るようにA材も
B材もともに時効時間を一定として時効温度が高くなる
とともにマテリアル・ダンピングが低下してくる。
B材もともに時効時間を一定として時効温度が高くなる
とともにマテリアル・ダンピングが低下してくる。
そこで前に述べたようにAISI403鋼の場合と同様
に第3図に比強度とマテリアル・ダンヒ6ングの関係を
A材及びB材についても書き表わした。
に第3図に比強度とマテリアル・ダンヒ6ングの関係を
A材及びB材についても書き表わした。
第3図から容易に判るようにA材もB材もともにAIS
I403鋼(C材)の特性を示す直線よりもはっきりと
右側にある。
I403鋼(C材)の特性を示す直線よりもはっきりと
右側にある。
即ち低温時効処理された(α+β)型チタン合金は、A
ISI403鋼と比較して、同じ比強度レベルでは遥か
に高いマテリアル・ダンピングを持ちまた同じマテリア
ル・タツ.ビングレベルでは遥かに高い比強度を持つこ
とが判る。
ISI403鋼と比較して、同じ比強度レベルでは遥か
に高いマテリアル・ダンピングを持ちまた同じマテリア
ル・タツ.ビングレベルでは遥かに高い比強度を持つこ
とが判る。
比強度とマテリアル・ダンピングとの両面から2種チタ
ン合金について判断すると以上のように低温時効処理は
効果のある方法であることが判るが、他の機械的性質の
面からB材について300℃の低温時効条件を考えると
、第3表には載せていないが30分間の時効時間で坤び
、絞りが各々10.2%、19.5%となり1時間の時
効時間では(第3表)の如く沖、絞りが各々4,8%、
8.7%となる。
ン合金について判断すると以上のように低温時効処理は
効果のある方法であることが判るが、他の機械的性質の
面からB材について300℃の低温時効条件を考えると
、第3表には載せていないが30分間の時効時間で坤び
、絞りが各々10.2%、19.5%となり1時間の時
効時間では(第3表)の如く沖、絞りが各々4,8%、
8.7%となる。
A材についても同様な結果が得られた。
従って300℃は(α+β)型チタン合金の0.2%耐
力を坤び・絞りを損なわずに改善する限界の温度であり
、1時間以上時効するとω相脆化が起こる危険性がある
ことが判る。
力を坤び・絞りを損なわずに改善する限界の温度であり
、1時間以上時効するとω相脆化が起こる危険性がある
ことが判る。
以上の説明から判るように低温時効処理は焼入れままの
(α十β)型チタン合金の機械的性質及びマテリアル・
ダンピング特性を両立させ得る極めて有効な方法である
ことが判った。
(α十β)型チタン合金の機械的性質及びマテリアル・
ダンピング特性を両立させ得る極めて有効な方法である
ことが判った。
しかし、低温時効処理の下限の温度はω相脆化を起こさ
ずしかもマテリアル・ダンピング特性の優れた状態を保
つ温度でなければならず、また下限の温度については0
.2%耐力を回復する効果が顕著な温度でなければなら
ない。
ずしかもマテリアル・ダンピング特性の優れた状態を保
つ温度でなければならず、また下限の温度については0
.2%耐力を回復する効果が顕著な温度でなければなら
ない。
第3表には載せていないが、A材,B材とも50℃の温
度では0.2%耐力の回復は50時間位でほぼ5〜6
kg/my?t程度の改善が見られることも判ったので
、下限の温度は50℃、また上限の温度は本文中で明ら
かなように300℃と定める。
度では0.2%耐力の回復は50時間位でほぼ5〜6
kg/my?t程度の改善が見られることも判ったので
、下限の温度は50℃、また上限の温度は本文中で明ら
かなように300℃と定める。
保持時間は板厚によって一義的に決められるものではな
いが、300℃1hでω相の析出した例もめるので、3
00℃では1h未満とし、300℃未満275℃以上で
は100hでω相の析出した例もみうけられるので10
0h未満とし、また、275℃未満50℃以上ではio
oh8度保持すれば実用的に充分な場合も多く、ω相の
析出も見られないので100h以下とする。
いが、300℃1hでω相の析出した例もめるので、3
00℃では1h未満とし、300℃未満275℃以上で
は100hでω相の析出した例もみうけられるので10
0h未満とし、また、275℃未満50℃以上ではio
oh8度保持すれば実用的に充分な場合も多く、ω相の
析出も見られないので100h以下とする。
以上詳述したように、本発明法は(α+β)型チクン合
金の機械的性質及び内部摩擦特性を両立させ得る優れた
熱処理法であり、その用途としては振動の減衰処理を必
要とし、かつ良好な機械的性質を必要とする部材に適用
でき、特に高い強度を要求される大形タービンなどの回
転翼に用いて好適である。
金の機械的性質及び内部摩擦特性を両立させ得る優れた
熱処理法であり、その用途としては振動の減衰処理を必
要とし、かつ良好な機械的性質を必要とする部材に適用
でき、特に高い強度を要求される大形タービンなどの回
転翼に用いて好適である。
第1図及び第2図は本発明法又はその他の熱処理法を施
した(α十β)型チクン合金の振動応力と対数減衰率δ
との関係を示す線図、第3図は本発明法を施した(α+
β)型チクン合金及び比較材の比強度と対数減衰率δと
の関係を示す線図である。
した(α十β)型チクン合金の振動応力と対数減衰率δ
との関係を示す線図、第3図は本発明法を施した(α+
β)型チクン合金及び比較材の比強度と対数減衰率δと
の関係を示す線図である。
Claims (1)
- 1 500℃以上でかつ(α+β)相領域内の温度領域
で加熱保持後急冷した(α十β)型チタン合金を更に5
0℃〜300’Cの温度領域で、300℃では1h未満
、300℃未満275℃以上では100h未満、若しく
は275℃未満50℃以上では100h以上保持する低
温時効処理を施す事を特徴とするチタン合金の熱処理法
。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP52060792A JPS5848025B2 (ja) | 1977-05-25 | 1977-05-25 | チタン合金の熱処理法 |
GB42901/77A GB1555830A (en) | 1977-05-25 | 1977-10-14 | Haet treatment of titanium all/ys |
US05/843,251 US4167427A (en) | 1977-05-25 | 1977-10-18 | Heat treatment of titanium alloys |
DE2747558A DE2747558B2 (de) | 1977-05-25 | 1977-10-19 | Verfahren zur Wärmebehandlung von Titan-Legierungen |
CH1281177A CH631211A5 (de) | 1977-05-25 | 1977-10-20 | Waermebehandlung von titanlegierungen. |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP52060792A JPS5848025B2 (ja) | 1977-05-25 | 1977-05-25 | チタン合金の熱処理法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS53144814A JPS53144814A (en) | 1978-12-16 |
JPS5848025B2 true JPS5848025B2 (ja) | 1983-10-26 |
Family
ID=13152501
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP52060792A Expired JPS5848025B2 (ja) | 1977-05-25 | 1977-05-25 | チタン合金の熱処理法 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4167427A (ja) |
JP (1) | JPS5848025B2 (ja) |
CH (1) | CH631211A5 (ja) |
DE (1) | DE2747558B2 (ja) |
GB (1) | GB1555830A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63195675U (ja) * | 1987-06-05 | 1988-12-16 | ||
JPH0447767Y2 (ja) * | 1984-12-06 | 1992-11-11 |
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US4624714A (en) * | 1983-03-08 | 1986-11-25 | Howmet Turbine Components Corporation | Microstructural refinement of cast metal |
US4482398A (en) * | 1984-01-27 | 1984-11-13 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method for refining microstructures of cast titanium articles |
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-
1977
- 1977-05-25 JP JP52060792A patent/JPS5848025B2/ja not_active Expired
- 1977-10-14 GB GB42901/77A patent/GB1555830A/en not_active Expired
- 1977-10-18 US US05/843,251 patent/US4167427A/en not_active Expired - Lifetime
- 1977-10-19 DE DE2747558A patent/DE2747558B2/de not_active Ceased
- 1977-10-20 CH CH1281177A patent/CH631211A5/de not_active IP Right Cessation
Patent Citations (3)
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JPS63195675U (ja) * | 1987-06-05 | 1988-12-16 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
GB1555830A (en) | 1979-11-14 |
JPS53144814A (en) | 1978-12-16 |
US4167427A (en) | 1979-09-11 |
CH631211A5 (de) | 1982-07-30 |
DE2747558B2 (de) | 1980-07-10 |
DE2747558A1 (de) | 1978-11-30 |
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