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
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- 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)
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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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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4505764A (en) * | 1983-03-08 | 1985-03-19 | Howmet Turbine Components Corporation | Microstructural refinement of cast titanium |
| 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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| JPS50117616A (ja) * | 1974-02-28 | 1975-09-13 | ||
| JPS5217307A (en) * | 1975-07-31 | 1977-02-09 | Kobe Steel Ltd | Process for heat treatment of beta-type titanium alloy |
Family Cites Families (8)
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-
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- 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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| JPS5093809A (ja) * | 1973-12-25 | 1975-07-26 | ||
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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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