JP2000199025A - ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金およびその製造方法、タ―ビン部材およびその製造方法 - Google Patents
ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金およびその製造方法、タ―ビン部材およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2000199025A JP2000199025A JP67599A JP67599A JP2000199025A JP 2000199025 A JP2000199025 A JP 2000199025A JP 67599 A JP67599 A JP 67599A JP 67599 A JP67599 A JP 67599A JP 2000199025 A JP2000199025 A JP 2000199025A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- tial
- intermetallic compound
- heating
- alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Abstract
(57)【要約】
【課題】 実用に十分対応しうる耐酸化性、高温強度、
靭・延性を有するＴｉＡｌ系金属間化合物基合金を提供
する。 【解決手段】 原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５
％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：
０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可
避的不純物およびＴｉからなる組成を有し、γ-ＴｉＡ
ｌ相およびα2-Ｔｉ3Ａｌ相からなるラメラー組織とγ
相の２相組織、またはラメラー組織、γ-ＴｉＡｌ相お
よびβ相の３相組織を有することを特徴とするＴｉＡｌ
系金属間化合物基合金。
靭・延性を有するＴｉＡｌ系金属間化合物基合金を提供
する。 【解決手段】 原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５
％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：
０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可
避的不純物およびＴｉからなる組成を有し、γ-ＴｉＡ
ｌ相およびα2-Ｔｉ3Ａｌ相からなるラメラー組織とγ
相の２相組織、またはラメラー組織、γ-ＴｉＡｌ相お
よびβ相の３相組織を有することを特徴とするＴｉＡｌ
系金属間化合物基合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は乗用車、トラック用
小型過給機のタービンホイールおよび船舶用大型過給
機、ジェットエンジン、産業用ガスタービンプレード等
の回転部品に用いるのに適したＴｉＡｌ系金属間化合物
基合金に関するものである。
小型過給機のタービンホイールおよび船舶用大型過給
機、ジェットエンジン、産業用ガスタービンプレード等
の回転部品に用いるのに適したＴｉＡｌ系金属間化合物
基合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年の環境問題への関心の高まりから、
乗用車、トラック、船舶などの輸送機械に用いられる過
給機の性能向上が、またジェットエンジン、産業用ガス
タービンなどの効率の向上が求められている。上記製品
の性能、効率を支配する重要な構成要素の一つはタービ
ンであり、近年このタービンに対し、過渡応答特性の向
上、タービン入り口温度の高温化および高速回転化など
が求められている。この３つの要望に対してタービンホ
イール、タービンディスク、タービンプレードなどの回
転部品を構成する材料の改良が望まれるが、タービン入
り口温度の高温化および高速回転化については、前記回
転部材に現在使用されているＮｉ基超合金をベースにす
る場合、クリープ強度を含めた高温強度のさらなる向上
が必要である。しかし、組成的な観点から現状のＮｉ基
超合金の高温強度向上を望むことはほとんど困難であ
り、例えば単結晶化といった特殊プロセスによる高温強
度向上の検討が進められている。この特殊プロセスの採
用は、ジェットエンジンプレードなどの高価な少量生産
品なら上記方策も有効であるが、乗用車用小型過給機な
どの複雑形状の量産品ではコスト的に適用が困難であ
る。また、過渡応答特性については、Ｎｉ基超合金の比
重がその組成に拘わらず約８〜９であるため、その向上
を図ることはできない。
乗用車、トラック、船舶などの輸送機械に用いられる過
給機の性能向上が、またジェットエンジン、産業用ガス
タービンなどの効率の向上が求められている。上記製品
の性能、効率を支配する重要な構成要素の一つはタービ
ンであり、近年このタービンに対し、過渡応答特性の向
上、タービン入り口温度の高温化および高速回転化など
が求められている。この３つの要望に対してタービンホ
イール、タービンディスク、タービンプレードなどの回
転部品を構成する材料の改良が望まれるが、タービン入
り口温度の高温化および高速回転化については、前記回
転部材に現在使用されているＮｉ基超合金をベースにす
る場合、クリープ強度を含めた高温強度のさらなる向上
が必要である。しかし、組成的な観点から現状のＮｉ基
超合金の高温強度向上を望むことはほとんど困難であ
り、例えば単結晶化といった特殊プロセスによる高温強
度向上の検討が進められている。この特殊プロセスの採
用は、ジェットエンジンプレードなどの高価な少量生産
品なら上記方策も有効であるが、乗用車用小型過給機な
どの複雑形状の量産品ではコスト的に適用が困難であ
る。また、過渡応答特性については、Ｎｉ基超合金の比
重がその組成に拘わらず約８〜９であるため、その向上
を図ることはできない。
【０００３】Ｎｉ基超合金に替わり以上の３つの性能向
上に有望な材料として金属間化合物ＴｉＡｌを主相とす
る合金（以下、ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金）が注目
を集めている。このＴｉＡｌ系金属間化合物基合金は、
比重が約４と軽量であることから慣性モーメントが小さ
くなり、過渡応答特性の向上が期待できる。また、回転
体では負荷される応力は比重で除した比強度を考慮すれ
ばよいため、ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の比重がＮ
ｉ基超合金の約１／２であることから、高温強度がＮｉ
基超合金の１／２以上あれば、タービン入り口温度の高
温化、高速回転化が可能となる。
上に有望な材料として金属間化合物ＴｉＡｌを主相とす
る合金（以下、ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金）が注目
を集めている。このＴｉＡｌ系金属間化合物基合金は、
比重が約４と軽量であることから慣性モーメントが小さ
くなり、過渡応答特性の向上が期待できる。また、回転
体では負荷される応力は比重で除した比強度を考慮すれ
ばよいため、ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の比重がＮ
ｉ基超合金の約１／２であることから、高温強度がＮｉ
基超合金の１／２以上あれば、タービン入り口温度の高
温化、高速回転化が可能となる。
【０００４】しかし、ＴｉＡｌ金属間化合物は常温延性
に乏しく、また７００℃以上において強度、耐酸化性が
低下するという問題があった。常温延性についてはＶを
添加すること（米国特許４２９４６１５号）、あるいは
Ｍｎを添加すること（特公昭６２−２１５号）が提案さ
れているが、高温域における強度および耐酸化性の向上
には至っていない。
に乏しく、また７００℃以上において強度、耐酸化性が
低下するという問題があった。常温延性についてはＶを
添加すること（米国特許４２９４６１５号）、あるいは
Ｍｎを添加すること（特公昭６２−２１５号）が提案さ
れているが、高温域における強度および耐酸化性の向上
には至っていない。
【０００５】以上の状況に対し、本発明者は先に以下の
提案を行っている。 特開平５−７８７６９号 金属間化合物（Ｔｉ，Ｎｂ）Ａｌを主相とし、Ａｌ：４
０〜５５％、Ｎｂ：１〜１０％、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｚ
ｒ、Ｙ、Ｖ、Ｍｎ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏよりなる群から選
ばれた１つ以上の金属を０．１〜１０％、Ｔｉ：２５〜
６０％からなる組成を有するＴｉＡｌ系金属間化合物基
合金
提案を行っている。 特開平５−７８７６９号 金属間化合物（Ｔｉ，Ｎｂ）Ａｌを主相とし、Ａｌ：４
０〜５５％、Ｎｂ：１〜１０％、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｚ
ｒ、Ｙ、Ｖ、Ｍｎ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏよりなる群から選
ばれた１つ以上の金属を０．１〜１０％、Ｔｉ：２５〜
６０％からなる組成を有するＴｉＡｌ系金属間化合物基
合金
【０００６】特開平９−１７６７６３号 Ａｌ４５〜４８原子％、Ｍｏおよび／またはＮｉ：０．
５〜３％、Ｎｂ：５〜９％、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｍ
ｎ：１〜２％、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなる
ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金 特開平１０〜１３０７５６号 Ａｌ：４５〜４８原子％、Ｎｂ：５〜９％、Ｃｒ：１〜
２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｎｉ：０．３〜２％、
Ｙ：０．０１〜０．０５％、残部Ｔｉおよび不可避的不
純物からなる組成を有し、微細な等軸粒の鋳造組織から
なるＴｉＡｌ系金属間化合物基合金
５〜３％、Ｎｂ：５〜９％、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｍ
ｎ：１〜２％、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなる
ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金 特開平１０〜１３０７５６号 Ａｌ：４５〜４８原子％、Ｎｂ：５〜９％、Ｃｒ：１〜
２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｎｉ：０．３〜２％、
Ｙ：０．０１〜０．０５％、残部Ｔｉおよび不可避的不
純物からなる組成を有し、微細な等軸粒の鋳造組織から
なるＴｉＡｌ系金属間化合物基合金
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上記特開平５-７８７
６９号、特開平９-１７６７６３号および特開平１０-１
３０７５６号において提案した合金は、ＴｉＡｌ系金属
間化合物基合金の耐酸化性、高温強度向上に有効ではあ
るが、より一層の特性改善が望まれる。そこで本発明
は、実用に十分対応しうる耐酸化性、高温強度、靭・延
性を有するＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の提供を課題
とする。
６９号、特開平９-１７６７６３号および特開平１０-１
３０７５６号において提案した合金は、ＴｉＡｌ系金属
間化合物基合金の耐酸化性、高温強度向上に有効ではあ
るが、より一層の特性改善が望まれる。そこで本発明
は、実用に十分対応しうる耐酸化性、高温強度、靭・延
性を有するＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の提供を課題
とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は上記課題を解
決するために、組成のみならずミクロ組織、およびその
組織をえるための製造プロセスを含めた総合的な検討を
行ったところ、以下の知見を得た。 １）実用に十分対応しうる耐酸化性、高温強度、靭・延
性を確保するための組成としては、原子％で、Ａｌ：４
４．５〜４８．５％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．
５〜２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜
０．４％、残部不可避的不純物およびＴｉからなる組成
とすることが必要である。 ２）ミクロ組織的には、γ相を呈するＴｉＡｌ相（γ−
ＴｉＡｌ相、以下γ相）およびα2相を呈するＴｉ3Ａｌ
相（α2-Ｔｉ3Ａｌ相、以下α2相）が板状に積層してい
るラメラー組織を主構成相としつつも、板状ではなく塊
状であるγ相とが複合化している２相組織、またはラメ
ラー組織を主構成相としつつも、γ相およびβ相を呈す
る相（β相）が複合化している３相組織とすることが常
温ならびに高温の材料特性向上に対して有効である。 ３）上記のような２相または３相組織のＴｉＡｌ系金属
間化合物基合金を得るためには、組成を上記の範囲にす
るとともに、熱処理における加熱温度、時間を制御する
必要がある。
決するために、組成のみならずミクロ組織、およびその
組織をえるための製造プロセスを含めた総合的な検討を
行ったところ、以下の知見を得た。 １）実用に十分対応しうる耐酸化性、高温強度、靭・延
性を確保するための組成としては、原子％で、Ａｌ：４
４．５〜４８．５％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．
５〜２％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜
０．４％、残部不可避的不純物およびＴｉからなる組成
とすることが必要である。 ２）ミクロ組織的には、γ相を呈するＴｉＡｌ相（γ−
ＴｉＡｌ相、以下γ相）およびα2相を呈するＴｉ3Ａｌ
相（α2-Ｔｉ3Ａｌ相、以下α2相）が板状に積層してい
るラメラー組織を主構成相としつつも、板状ではなく塊
状であるγ相とが複合化している２相組織、またはラメ
ラー組織を主構成相としつつも、γ相およびβ相を呈す
る相（β相）が複合化している３相組織とすることが常
温ならびに高温の材料特性向上に対して有効である。 ３）上記のような２相または３相組織のＴｉＡｌ系金属
間化合物基合金を得るためには、組成を上記の範囲にす
るとともに、熱処理における加熱温度、時間を制御する
必要がある。
【０００９】本発明のＴｉＡｌ系金属間化合物基合金
は、原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５％、Ｎｂ：５
〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：０．１〜０．
４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可避的不純物お
よびＴｉからなる組成を有し、γ相およびα2相からな
るラメラー組織とγ相の２相組織、またはラメラー組
織、γ相およびβ相の３相組織を有することを特徴とす
る。
は、原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５％、Ｎｂ：５
〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：０．１〜０．
４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可避的不純物お
よびＴｉからなる組成を有し、γ相およびα2相からな
るラメラー組織とγ相の２相組織、またはラメラー組
織、γ相およびβ相の３相組織を有することを特徴とす
る。
【００１０】以上の本発明ＴｉＡｌ系金属間化合物基合
金においては、γ相およびα2相からなるラメラー組織
が主構成相をなすとともに、このラメラー組織において
α2相とγ相が板状に積層した構造を有している。そし
て、ラメラー組織の平均粒径が３００μｍ以下であり、
隣接するα2相の平均間隔が２μｍ以下であることが望
ましい。
金においては、γ相およびα2相からなるラメラー組織
が主構成相をなすとともに、このラメラー組織において
α2相とγ相が板状に積層した構造を有している。そし
て、ラメラー組織の平均粒径が３００μｍ以下であり、
隣接するα2相の平均間隔が２μｍ以下であることが望
ましい。
【００１１】また、本発明におけるＴｉＡｌ系金属間化
合物基合金の製造方法は、原子％で、Ａｌ：４４．５〜
４８．５％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２
％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４
％、残部不可避的不純物およびＴｉからなる合金溶湯を
鋳造して鋳造物を得る工程、前記鋳造物を１３００〜１
４００℃の温度範囲にて１０分以上加熱保持する工程、
加熱保持した後急冷処理を施す工程、とからなることを
特徴とする。
合物基合金の製造方法は、原子％で、Ａｌ：４４．５〜
４８．５％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２
％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４
％、残部不可避的不純物およびＴｉからなる合金溶湯を
鋳造して鋳造物を得る工程、前記鋳造物を１３００〜１
４００℃の温度範囲にて１０分以上加熱保持する工程、
加熱保持した後急冷処理を施す工程、とからなることを
特徴とする。
【００１２】本発明において、得られた鋳造物に熱間静
水圧プレス処理を施した後に加熱保持することもでき
る。また、加熱保持工程を非酸化性雰囲気下で行い、急
冷処理を不活性ガスの導入、撹拌により行なうことが望
ましい。急冷処理は、加熱保持温度から１０００℃まで
を２０〜５００℃／ｍｉｎの冷却速度で行えばよい。
水圧プレス処理を施した後に加熱保持することもでき
る。また、加熱保持工程を非酸化性雰囲気下で行い、急
冷処理を不活性ガスの導入、撹拌により行なうことが望
ましい。急冷処理は、加熱保持温度から１０００℃まで
を２０〜５００℃／ｍｉｎの冷却速度で行えばよい。
【００１３】以下本発明合金の成分限定理由を説明す
る。 Ａｌ：Ａｌは本発明合金の主たる構成元素であり、Ｔｉ
とともに金属間化合物を形成する。Ａｌの濃度が４４．
５％未満では常温における延性が低下する。一方、４
８．５％を超えると高温強度が低下してしまう。したが
って、本発明では４４．５〜４８．５％とする。
る。 Ａｌ：Ａｌは本発明合金の主たる構成元素であり、Ｔｉ
とともに金属間化合物を形成する。Ａｌの濃度が４４．
５％未満では常温における延性が低下する。一方、４
８．５％を超えると高温強度が低下してしまう。したが
って、本発明では４４．５〜４８．５％とする。
【００１４】Ｎｂ：Ｎｂは耐酸化性の向上、さらには高
温強度を向上させる働きを有する。添加量が５％未満で
は８００℃以上の高温用途を考えると耐酸化性、高温強
度の向上に効果がなく、一方、９．５％を超えると常温
延性が低下する。したがって、本発明においては、５〜
９．５％とする。なお、６％未満では本発明での対象の
一つである乗用車用小型過給機の使用環境である８５０
℃程度の温度域においては長時間を想定した場合での耐
酸化性が不十分であり、また、８．５％を超えても添加
量に応じた耐酸化性が得られないとともに比重が増加す
るため、６〜８．５％とすることが望ましい。
温強度を向上させる働きを有する。添加量が５％未満で
は８００℃以上の高温用途を考えると耐酸化性、高温強
度の向上に効果がなく、一方、９．５％を超えると常温
延性が低下する。したがって、本発明においては、５〜
９．５％とする。なお、６％未満では本発明での対象の
一つである乗用車用小型過給機の使用環境である８５０
℃程度の温度域においては長時間を想定した場合での耐
酸化性が不十分であり、また、８．５％を超えても添加
量に応じた耐酸化性が得られないとともに比重が増加す
るため、６〜８．５％とすることが望ましい。
【００１５】Ｃｒ：Ｃｒは常温における靭・延性向上を
目的として添加する。０．５％未満では常温における靭
・延性の向上が不十分であり、一方、２％を超えると高
温強度を低下させる。したがって、本発明においては、
０．５〜２％とする。望ましいＣｒの量は、０．７〜
１．３％である。
目的として添加する。０．５％未満では常温における靭
・延性の向上が不十分であり、一方、２％を超えると高
温強度を低下させる。したがって、本発明においては、
０．５〜２％とする。望ましいＣｒの量は、０．７〜
１．３％である。
【００１６】Ｓｉ：Ｓｉは耐酸化性向上とともにクリー
プ強度を向上させる働きがある。添加量が０．１％未満
では添加効果が十分でなく、一方、０．４％を超えると
常温における靭・延性が低下する。したがって、本発明
では０．１〜０．７％とする。望ましいＳｉの量は０．
１５〜０．３５％である。
プ強度を向上させる働きがある。添加量が０．１％未満
では添加効果が十分でなく、一方、０．４％を超えると
常温における靭・延性が低下する。したがって、本発明
では０．１〜０．７％とする。望ましいＳｉの量は０．
１５〜０．３５％である。
【００１７】Ｎｉ：Ｎｉは耐酸化性および高温強度の向
上を目的として添加させる。添加量が０．１％未満では
添加効果が不十分であり、一方、０．４％を超えると常
温における靭・延性が低下する。したがって、本発明で
は０．１〜０．４％とする。望ましいＮｉの量は、０．
１５〜０．３５％である。
上を目的として添加させる。添加量が０．１％未満では
添加効果が不十分であり、一方、０．４％を超えると常
温における靭・延性が低下する。したがって、本発明で
は０．１〜０．４％とする。望ましいＮｉの量は、０．
１５〜０．３５％である。
【００１８】その他：上記構成元素以外は不可避的不純
物およびＴｉからなるが、不純物元素のうちＯ（酸素）
が合金中に１０００ppmを超えて含まれていると、靭性
を低下させるため、Ｏは１０００ppm以下に規制するこ
とが推奨される。
物およびＴｉからなるが、不純物元素のうちＯ（酸素）
が合金中に１０００ppmを超えて含まれていると、靭性
を低下させるため、Ｏは１０００ppm以下に規制するこ
とが推奨される。
【００１９】次に本発明合金の組織について説明する。
本発明合金は、前述のように、γ相およびα2相からな
るラメラー組織およびγ相の２相組織、またはラメラー
組織、γ相およびβ相の３相組織を有する。ＴｉＡｌ系
金属間化合物基合金ではこのラメラー組織をいかに発達
させるかが良好な機械的特性を得るために重要視されて
きた。このラメラー組織は以下のように形成される。す
なわち、高温状態ではα相であるが、冷却過程でα相か
らγ相が層状に析出し、残るα相が規則変態によりα2
相に変化することで形成される。
本発明合金は、前述のように、γ相およびα2相からな
るラメラー組織およびγ相の２相組織、またはラメラー
組織、γ相およびβ相の３相組織を有する。ＴｉＡｌ系
金属間化合物基合金ではこのラメラー組織をいかに発達
させるかが良好な機械的特性を得るために重要視されて
きた。このラメラー組織は以下のように形成される。す
なわち、高温状態ではα相であるが、冷却過程でα相か
らγ相が層状に析出し、残るα相が規則変態によりα2
相に変化することで形成される。
【００２０】ラメラー組織は、γ相とα2相とが積層し
た形態を有し、積層方向に垂直な方向の断面で捉える
と、γ相とα2相とが交互に存在する。そして、比較的
観察が容易な、隣接するα2相同士の間隔をラメラー間
隔として定義することができる。ＴｉＡｌ系金属間化合
物基合金は、理想的には、粒径の小さい、具体的には３
００μｍ、望ましくは２００μｍ以下のラメラー組織の
みで構成され、さらにラメラー間隔は２μｍ以下、望ま
しくは１μｍ以下の組織を有することが理想である。
た形態を有し、積層方向に垂直な方向の断面で捉える
と、γ相とα2相とが交互に存在する。そして、比較的
観察が容易な、隣接するα2相同士の間隔をラメラー間
隔として定義することができる。ＴｉＡｌ系金属間化合
物基合金は、理想的には、粒径の小さい、具体的には３
００μｍ、望ましくは２００μｍ以下のラメラー組織の
みで構成され、さらにラメラー間隔は２μｍ以下、望ま
しくは１μｍ以下の組織を有することが理想である。
【００２１】冷却過程において、冷却速度が速すぎると
γ相の析出が追いつかず、いわゆるマッシブ変態が生じ
てラメラー組織とはならず、また、冷却速度が遅すぎる
とγ相の析出が多すぎるため、ラメラー間隔が広くなる
ことから、冷却速度を制御することにより、その組織を
理想的なものにすることが一般的である。なお、冷却速
度として問題となるのは、組織形成が完了する１０００
℃までであり、それ以下の温度域における冷却速度は本
質的に問題とはならない。
γ相の析出が追いつかず、いわゆるマッシブ変態が生じ
てラメラー組織とはならず、また、冷却速度が遅すぎる
とγ相の析出が多すぎるため、ラメラー間隔が広くなる
ことから、冷却速度を制御することにより、その組織を
理想的なものにすることが一般的である。なお、冷却速
度として問題となるのは、組織形成が完了する１０００
℃までであり、それ以下の温度域における冷却速度は本
質的に問題とはならない。
【００２２】ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金において、
α相単層領域で熱処理を行うことにより、その組織を全
てラメラーから構成することは可能である。ただし、鍛
造等で可能である高温下における塑性加工を加えないま
ま、単純に高温で保持を行うとラメラー組織は１ｍｍ以
上の粒径まで容易に成長してしまい、材料が脆くなる。
したがって、上記のような理想的な組織を得るために
は、鍛造、押出等の熱間加工による塑性加工を加えるこ
とが必須の条件であった。換言すれば、鍛造等の塑性加
工が加えられない精密な鋳造物ではラメラー組織が異常
成長してしまい、理想的な組織を得ることは困難であっ
た。
α相単層領域で熱処理を行うことにより、その組織を全
てラメラーから構成することは可能である。ただし、鍛
造等で可能である高温下における塑性加工を加えないま
ま、単純に高温で保持を行うとラメラー組織は１ｍｍ以
上の粒径まで容易に成長してしまい、材料が脆くなる。
したがって、上記のような理想的な組織を得るために
は、鍛造、押出等の熱間加工による塑性加工を加えるこ
とが必須の条件であった。換言すれば、鍛造等の塑性加
工が加えられない精密な鋳造物ではラメラー組織が異常
成長してしまい、理想的な組織を得ることは困難であっ
た。
【００２３】そこで本発明ではラメラー組織間に他の相
を導入することにより、ラメラー組織の粗大化を防止す
ることとした。より具体的には、ラメラー組織の間にγ
相、またはγ相およびβ相を残存させ、ラメラー組織の
粗大化を防止しようとするものである。ただし、β相お
よびγ相の存在比率は、ラメラー組織の粗大化防止に必
要な程度の最小限に抑えることが望ましいことは言うま
でもない。一つの指標として、面積率でラメラー組織が
７０〜９７％存在し、残部がβ相およびγ相であること
が望ましい。一方、ラメラー間隔を狭くするためには、
冷却時の速度を適正な範囲で速くする。つまり、α相間
に少量のγ相、またはγ相およびβ相が存在するような
温度に加熱保持した後に、適正な冷却速度で冷却するこ
とにより、鋳造物においても、粒径の小さいラメラー組
織が組織の主体をなし、かつラメラー間隔の狭いＴｉＡ
ｌ系金属間化合物基合金の製造を可能とした。
を導入することにより、ラメラー組織の粗大化を防止す
ることとした。より具体的には、ラメラー組織の間にγ
相、またはγ相およびβ相を残存させ、ラメラー組織の
粗大化を防止しようとするものである。ただし、β相お
よびγ相の存在比率は、ラメラー組織の粗大化防止に必
要な程度の最小限に抑えることが望ましいことは言うま
でもない。一つの指標として、面積率でラメラー組織が
７０〜９７％存在し、残部がβ相およびγ相であること
が望ましい。一方、ラメラー間隔を狭くするためには、
冷却時の速度を適正な範囲で速くする。つまり、α相間
に少量のγ相、またはγ相およびβ相が存在するような
温度に加熱保持した後に、適正な冷却速度で冷却するこ
とにより、鋳造物においても、粒径の小さいラメラー組
織が組織の主体をなし、かつラメラー間隔の狭いＴｉＡ
ｌ系金属間化合物基合金の製造を可能とした。
【００２４】以下そのような本発明ＴｉＡｌ系金属間化
合物基合金の製造方法について説明する。本発明におい
ては、原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５％、Ｎｂ：
５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：０．１〜
０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可避的不純
物およびＴｉからなる合金を溶解、鋳造する。溶解方
法、鋳造方法については従来公知の方法が適用できる。
例えば、小型過給機のタービンホィールを対象とする場
合には、精密鋳造法であるロストワックス法を適用する
ことができる。
合物基合金の製造方法について説明する。本発明におい
ては、原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５％、Ｎｂ：
５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：０．１〜
０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可避的不純
物およびＴｉからなる合金を溶解、鋳造する。溶解方
法、鋳造方法については従来公知の方法が適用できる。
例えば、小型過給機のタービンホィールを対象とする場
合には、精密鋳造法であるロストワックス法を適用する
ことができる。
【００２５】次に得られた鋳造物に熱間静水圧プレス処
理を施す。この熱間静水圧プレス処理は、鋳造物が比較
的大きい場合には鋳造物中に巣などの鋳造欠陥が存在し
ていることがあり、この鋳造欠陥を消滅させる目的で行
うものである。したがって、本発明において熱間静水圧
プレス処理は任意の工程である。
理を施す。この熱間静水圧プレス処理は、鋳造物が比較
的大きい場合には鋳造物中に巣などの鋳造欠陥が存在し
ていることがあり、この鋳造欠陥を消滅させる目的で行
うものである。したがって、本発明において熱間静水圧
プレス処理は任意の工程である。
【００２６】熱間静水圧プレス処理の条件は、加熱温
度：１２００〜１３００℃、圧力：１１００〜１３００
atm、処理時間：０．５〜３時間とすることが望まし
い。温度が１２００℃未満では鋳造欠陥を消滅させるた
めには不十分であり、また、１３００℃を超えると表面
酸化による汚染が無視できないためである。なお、むろ
ん熱間静水圧プレス処理はアルゴン等の非酸化雰囲気で
行うが、加圧するためガス中に不純物として存在する酸
素の分圧が高くなり、温度が高くなると表面に若干の酸
化が生じる。この際、対象製品が表面を除去できるもの
であれば問題ないが、小型過給機のタービンホィールな
どの鋳物の表面をそのまま使用し、しかも翼が非常に薄
いものではこの酸化は望ましくない。圧力が１１００at
m未満では鋳造欠陥を消滅させるためには不十分であ
り、また、１３００atmを超えると効果が飽和する反
面、これが可能な熱間静水圧プレスの装置が限られるな
どの制約があるためである。処理時間は、０．５時間未
満では鋳造欠陥を消滅させるためには不十分であり、ま
た、３時間を超えても効果が飽和する反面処理コストが
かかるためである。
度：１２００〜１３００℃、圧力：１１００〜１３００
atm、処理時間：０．５〜３時間とすることが望まし
い。温度が１２００℃未満では鋳造欠陥を消滅させるた
めには不十分であり、また、１３００℃を超えると表面
酸化による汚染が無視できないためである。なお、むろ
ん熱間静水圧プレス処理はアルゴン等の非酸化雰囲気で
行うが、加圧するためガス中に不純物として存在する酸
素の分圧が高くなり、温度が高くなると表面に若干の酸
化が生じる。この際、対象製品が表面を除去できるもの
であれば問題ないが、小型過給機のタービンホィールな
どの鋳物の表面をそのまま使用し、しかも翼が非常に薄
いものではこの酸化は望ましくない。圧力が１１００at
m未満では鋳造欠陥を消滅させるためには不十分であ
り、また、１３００atmを超えると効果が飽和する反
面、これが可能な熱間静水圧プレスの装置が限られるな
どの制約があるためである。処理時間は、０．５時間未
満では鋳造欠陥を消滅させるためには不十分であり、ま
た、３時間を超えても効果が飽和する反面処理コストが
かかるためである。
【００２７】熱間静水圧プレス処理を施さない場合には
鋳造後、また、熱間静水圧プレス処理を施す場合には熱
間静水圧プレス処理後に、１３００〜１４００℃の温度
範囲で、１０分以上加熱保持する。加熱温度を１３００
〜１４００℃とするのは、この温度範囲で本発明の組
織、γ相およびα2相からなるラメラー組織およびγ相
の２相組織、またはラメラー組織、γ相およびβ相の３
相組織が安定して得られるからである。なお、この２相
組織と３相組織の違いは組成、および熱処理温度のわず
かな差異に起因して生じる。ただし、いずれの組織にお
いても本発明の狙いであるラメラー組織の粗大化防止は
可能となるため、２相組織と３相組織を敢えて区別する
必要はなく、この２種類の組織のいずれかが得られる成
分と熱処理範囲を規定すればよい。
鋳造後、また、熱間静水圧プレス処理を施す場合には熱
間静水圧プレス処理後に、１３００〜１４００℃の温度
範囲で、１０分以上加熱保持する。加熱温度を１３００
〜１４００℃とするのは、この温度範囲で本発明の組
織、γ相およびα2相からなるラメラー組織およびγ相
の２相組織、またはラメラー組織、γ相およびβ相の３
相組織が安定して得られるからである。なお、この２相
組織と３相組織の違いは組成、および熱処理温度のわず
かな差異に起因して生じる。ただし、いずれの組織にお
いても本発明の狙いであるラメラー組織の粗大化防止は
可能となるため、２相組織と３相組織を敢えて区別する
必要はなく、この２種類の組織のいずれかが得られる成
分と熱処理範囲を規定すればよい。
【００２８】１３００℃未満ではγ相およびβ相の微細
な２相組織からなる低強度な組織、１４００℃を超える
とラメラー単独の粗大な結晶粒からなる低延性の組織と
なる傾向が強い。したがって、加熱温度は１３４０〜１
３８０℃とすることが望ましい。さらに、加熱保持時間
が１０分未満では加熱温度が本発明範囲内であっても所
望の組織を得ることができず、また、所望の組織を得る
ためには１００分程度の保持で十分であり、それを超え
る保持はエネルギーの浪費となるため、加熱保持時間は
１０〜１００分がよい。より望ましい加熱保持時間は１
５〜７０分である。
な２相組織からなる低強度な組織、１４００℃を超える
とラメラー単独の粗大な結晶粒からなる低延性の組織と
なる傾向が強い。したがって、加熱温度は１３４０〜１
３８０℃とすることが望ましい。さらに、加熱保持時間
が１０分未満では加熱温度が本発明範囲内であっても所
望の組織を得ることができず、また、所望の組織を得る
ためには１００分程度の保持で十分であり、それを超え
る保持はエネルギーの浪費となるため、加熱保持時間は
１０〜１００分がよい。より望ましい加熱保持時間は１
５〜７０分である。
【００２９】なお、以上の加熱保持において、材料の酸
化防止のためにその雰囲気を非酸化性とすることができ
る。特に、小寸法品を対象とする場合には、酸化の影響
が大きくなるので非酸化性雰囲気とすることが推奨され
る。ここで、非酸化性雰囲気とは、真空またはＡｒ等の
不活性ガス雰囲気をいう。
化防止のためにその雰囲気を非酸化性とすることができ
る。特に、小寸法品を対象とする場合には、酸化の影響
が大きくなるので非酸化性雰囲気とすることが推奨され
る。ここで、非酸化性雰囲気とは、真空またはＡｒ等の
不活性ガス雰囲気をいう。
【００３０】以上の加熱保持の後に、急冷処理する。こ
の急冷処理により、ラメラー間隔を２μｍ以下と狭く、
より望ましくは１μｍ以下とする。冷却速度は、２０〜
５００℃／ｍｉｎとすることが望ましい。２０℃／ｍｉ
ｎ未満ではγ相の析出が多すぎるため、ラメラー間隔が
広くなり、また、５００℃／ｍｉｎを超えるとγ相の析
出が追いつかず、いわゆるマッシブ変態によってラメラ
ー組織が形成されないためである。この急冷処理は、加
熱保持が真空または不活性ガス雰囲気下で行われている
場合、所定の加熱時間経過後に加熱を解除するととも
に、真空下で加熱保持していた場合には加熱炉中に不活
性ガスを導入するとともにそのガスを撹拌させるか、不
活性ガス雰囲気下で加熱保持していた場合には加熱炉中
の不活性ガスを撹拌するかあるいは新たに加熱炉中に不
活性ガスを導入するとともそのガスを撹拌すればよい。
このような熱処理を実行することが可能な熱処理炉とし
て、真空ガスファンクーリング熱処理炉（以下、ＧＦＣ
と称す）がある。但し本発明の急冷処理はこれら態様に
限るものではなく、所定の加熱保持後に熱処理炉から取
り出して空冷する、あるいは他のチャンバー内に移動さ
せた後にこのチャンバー内に不活性ガスを導入、吹付け
る等の手段であっても本発明を実施することができる。
の急冷処理により、ラメラー間隔を２μｍ以下と狭く、
より望ましくは１μｍ以下とする。冷却速度は、２０〜
５００℃／ｍｉｎとすることが望ましい。２０℃／ｍｉ
ｎ未満ではγ相の析出が多すぎるため、ラメラー間隔が
広くなり、また、５００℃／ｍｉｎを超えるとγ相の析
出が追いつかず、いわゆるマッシブ変態によってラメラ
ー組織が形成されないためである。この急冷処理は、加
熱保持が真空または不活性ガス雰囲気下で行われている
場合、所定の加熱時間経過後に加熱を解除するととも
に、真空下で加熱保持していた場合には加熱炉中に不活
性ガスを導入するとともにそのガスを撹拌させるか、不
活性ガス雰囲気下で加熱保持していた場合には加熱炉中
の不活性ガスを撹拌するかあるいは新たに加熱炉中に不
活性ガスを導入するとともそのガスを撹拌すればよい。
このような熱処理を実行することが可能な熱処理炉とし
て、真空ガスファンクーリング熱処理炉（以下、ＧＦＣ
と称す）がある。但し本発明の急冷処理はこれら態様に
限るものではなく、所定の加熱保持後に熱処理炉から取
り出して空冷する、あるいは他のチャンバー内に移動さ
せた後にこのチャンバー内に不活性ガスを導入、吹付け
る等の手段であっても本発明を実施することができる。
【００３１】
【発明の実施の形態】以下本発明を具体的実施例に基づ
き説明する。 （実施例１）高周波スカル溶解を用いて表１に示す組成
の１００ｍｍφ×１５０ｍｍｌのサイズのインゴットを
作成した。このインゴットを１３５０〜１３７０℃の温
度域、真空下で２０分加熱保持し、その後空冷した。こ
のインゴットから機械加工により平行部の直径：５ｍ
ｍ、標点間距離：２２ｍｍの引張り試験片、クリープ試
験片を採取した。また、２０ｍｍ×２０ｍｍ×２ｍｍｔ
の酸化試験片も採取した。以上の引張り試験片のミクロ
組織観察を行ったところ、何れの材料もγ相およびα2
相からなるラメラー組織およびγ相の２相組織、または
ラメラー組織、γ相およびβ相の３相組織であることが
確認された。また、何れの材料も酸素含有量は１０００
ppm 以下であった。
き説明する。 （実施例１）高周波スカル溶解を用いて表１に示す組成
の１００ｍｍφ×１５０ｍｍｌのサイズのインゴットを
作成した。このインゴットを１３５０〜１３７０℃の温
度域、真空下で２０分加熱保持し、その後空冷した。こ
のインゴットから機械加工により平行部の直径：５ｍ
ｍ、標点間距離：２２ｍｍの引張り試験片、クリープ試
験片を採取した。また、２０ｍｍ×２０ｍｍ×２ｍｍｔ
の酸化試験片も採取した。以上の引張り試験片のミクロ
組織観察を行ったところ、何れの材料もγ相およびα2
相からなるラメラー組織およびγ相の２相組織、または
ラメラー組織、γ相およびβ相の３相組織であることが
確認された。また、何れの材料も酸素含有量は１０００
ppm 以下であった。
【００３２】常温延性は室温の引張り試験での伸びによ
って評価した。引張り試験の初期ひずみ速度は３．８×
１０-4／ｓである。高温強度は８００℃のクリープ破断
試験での破断時間によって評価した。負荷応力は２０Ｋ
ｇｆ／ｍｍ2である。また、耐酸化性は８００℃で５０
０時間保持した後の酸化増量によって評価した。その結
果を表１に併せて示す。
って評価した。引張り試験の初期ひずみ速度は３．８×
１０-4／ｓである。高温強度は８００℃のクリープ破断
試験での破断時間によって評価した。負荷応力は２０Ｋ
ｇｆ／ｍｍ2である。また、耐酸化性は８００℃で５０
０時間保持した後の酸化増量によって評価した。その結
果を表１に併せて示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】Ｎｏ.１〜５はＡｌ含有量の影響を確認す
るための材料であり、Ｎｏ.１は本発明範囲よりＡｌ量
が少ない例、またＮｏ.５は本発明範囲よりＡｌ量が多
い例、Ｎｏ.２〜４は本発明範囲内のものである。Ａｌ
量が増加するにしたがって、室温伸びは向上し、クリー
プ破断時間は減少する傾向にある。そして、本発明範囲
内にあるＮｏ.２〜４は室温伸びが１．１％以上、クリ
ープ破断時間が６５０時間以上、酸化増量が２．３ｍｇ
／ｃｍ2以下という特性を得ているのに対し、Ａｌ量が
少ないＮｏ.１は室温伸びが０．６％と不足し、また、
Ａｌ量が多いＮｏ.５はクリープ破断時間が４５８時間
と劣る結果となった。以上の結果により、本発明におい
ては、Ａｌ量を４４．５〜４８．５％の範囲とする。室
温伸び、クリープ破断時間、酸化増量をバランスよく得
るには、Ａｌ量を４５．５〜４６．５％の範囲とするこ
とが望ましい。
るための材料であり、Ｎｏ.１は本発明範囲よりＡｌ量
が少ない例、またＮｏ.５は本発明範囲よりＡｌ量が多
い例、Ｎｏ.２〜４は本発明範囲内のものである。Ａｌ
量が増加するにしたがって、室温伸びは向上し、クリー
プ破断時間は減少する傾向にある。そして、本発明範囲
内にあるＮｏ.２〜４は室温伸びが１．１％以上、クリ
ープ破断時間が６５０時間以上、酸化増量が２．３ｍｇ
／ｃｍ2以下という特性を得ているのに対し、Ａｌ量が
少ないＮｏ.１は室温伸びが０．６％と不足し、また、
Ａｌ量が多いＮｏ.５はクリープ破断時間が４５８時間
と劣る結果となった。以上の結果により、本発明におい
ては、Ａｌ量を４４．５〜４８．５％の範囲とする。室
温伸び、クリープ破断時間、酸化増量をバランスよく得
るには、Ａｌ量を４５．５〜４６．５％の範囲とするこ
とが望ましい。
【００３５】Ｎｏ.６〜１０はＮｂ含有量の影響を確認
するための材料であり、Ｎｏ.６は本発明範囲よりＮｂ
量が少ない例、またＮｏ.１０は本発明範囲よりＮｂ量
が多い例、Ｎｏ.７〜９は本発明範囲内のものである。
Ｎｂ量が増加するにしたがってクリープ破断時間及び酸
化増量は良好になるが、室温伸びは低下する傾向にあ
る。そして、本発明範囲内にあるＮｏ.７〜９は室温伸
びが１．２％以上、クリープ破断時間が５６０時間以
上、酸化増量が３．３ｍｇ／ｃｍ2以下という特性を得
ているのに対し、Ｎｂ量が少ないＮｏ.６は酸化増量が
６．８３ｍｇ／ｃｍ2と劣り、また、Ｎｂ量が多いＮｏ.
１０は室温伸びが０．８％と劣る結果となった。以上の
結果により、本発明においてはＮｂ量を５〜９．５％の
範囲、望ましくは６〜８.５％とする。
するための材料であり、Ｎｏ.６は本発明範囲よりＮｂ
量が少ない例、またＮｏ.１０は本発明範囲よりＮｂ量
が多い例、Ｎｏ.７〜９は本発明範囲内のものである。
Ｎｂ量が増加するにしたがってクリープ破断時間及び酸
化増量は良好になるが、室温伸びは低下する傾向にあ
る。そして、本発明範囲内にあるＮｏ.７〜９は室温伸
びが１．２％以上、クリープ破断時間が５６０時間以
上、酸化増量が３．３ｍｇ／ｃｍ2以下という特性を得
ているのに対し、Ｎｂ量が少ないＮｏ.６は酸化増量が
６．８３ｍｇ／ｃｍ2と劣り、また、Ｎｂ量が多いＮｏ.
１０は室温伸びが０．８％と劣る結果となった。以上の
結果により、本発明においてはＮｂ量を５〜９．５％の
範囲、望ましくは６〜８.５％とする。
【００３６】Ｎｏ.１１〜１６はＣｒ含有量の影響を確
認するための材料であり、Ｎｏ.１１は本発明範囲より
Ｃｒ量が少ない例、またＮｏ.１６は本発明範囲よりＣ
ｒ量が多い例、Ｎｏ.１２〜１５は本発明範囲内のもの
である。Ｃｒ量が増加するにしたがって室温伸びは向上
するが、クリープ破断時間及び酸化増量は低下する傾向
にある。そして、本発明範囲内にあるＮｏ.１２〜１５
は室温伸びが１．０％以上、クリープ破断時間が６３０
時間以上、酸化増量が２．３ｍｇ／ｃｍ2以下という特
性を得ているのに対し、Ｃｒ量が少ないＮｏ.１１は室
温伸びが０．４％と劣り、また、Ｃｒ量が多いＮｏ.１
６はクリープ破断時間が５０８時間と劣る結果となっ
た。以上の結果により、本発明においてはＣｒ量を０．
５〜２．０％の範囲、望ましくは０．７〜１．３％とす
る。
認するための材料であり、Ｎｏ.１１は本発明範囲より
Ｃｒ量が少ない例、またＮｏ.１６は本発明範囲よりＣ
ｒ量が多い例、Ｎｏ.１２〜１５は本発明範囲内のもの
である。Ｃｒ量が増加するにしたがって室温伸びは向上
するが、クリープ破断時間及び酸化増量は低下する傾向
にある。そして、本発明範囲内にあるＮｏ.１２〜１５
は室温伸びが１．０％以上、クリープ破断時間が６３０
時間以上、酸化増量が２．３ｍｇ／ｃｍ2以下という特
性を得ているのに対し、Ｃｒ量が少ないＮｏ.１１は室
温伸びが０．４％と劣り、また、Ｃｒ量が多いＮｏ.１
６はクリープ破断時間が５０８時間と劣る結果となっ
た。以上の結果により、本発明においてはＣｒ量を０．
５〜２．０％の範囲、望ましくは０．７〜１．３％とす
る。
【００３７】Ｎｏ.１７〜２１はＳｉ含有量の影響を確
認するための材料であり、Ｎｏ.１７は本発明範囲より
Ｓｉ量が少ない例、またＮｏ.２１は本発明範囲よりＳ
ｉ量が多い例、Ｎｏ.１８〜２０は本発明範囲内のもの
である。Ｓｉ量が増加するにしたがってクリープ破断時
間及び酸化増量は向上するが、室温伸びは低下する傾向
にある。そして、本発明範囲内にあるＮｏ.１８〜２０
は室温伸びが１．１％以上、クリープ破断時間が６５５
時間以上、酸化増量が２．１ｍｇ／ｃｍ2以下という特
性を得ているのに対し、Ｓｉ量が少ないＮｏ.１７はク
リープ破断時間が４６８時間と劣り、また、Ｓｉ量が多
いＮｏ.２１は室温伸びが０．６％と劣る結果となっ
た。以上の結果により、本発明においてはＳｉ量を０．
１〜０．４％の範囲、望ましくは０．１５〜０．３５％
とする。
認するための材料であり、Ｎｏ.１７は本発明範囲より
Ｓｉ量が少ない例、またＮｏ.２１は本発明範囲よりＳ
ｉ量が多い例、Ｎｏ.１８〜２０は本発明範囲内のもの
である。Ｓｉ量が増加するにしたがってクリープ破断時
間及び酸化増量は向上するが、室温伸びは低下する傾向
にある。そして、本発明範囲内にあるＮｏ.１８〜２０
は室温伸びが１．１％以上、クリープ破断時間が６５５
時間以上、酸化増量が２．１ｍｇ／ｃｍ2以下という特
性を得ているのに対し、Ｓｉ量が少ないＮｏ.１７はク
リープ破断時間が４６８時間と劣り、また、Ｓｉ量が多
いＮｏ.２１は室温伸びが０．６％と劣る結果となっ
た。以上の結果により、本発明においてはＳｉ量を０．
１〜０．４％の範囲、望ましくは０．１５〜０．３５％
とする。
【００３８】Ｎｏ.２２〜２５はＮｉ含有量の影響を確
認するための材料であり、Ｎｏ.２２は本発明範囲より
Ｎｉ量が少ない例、またＮｏ.２５は本発明範囲よりＮ
ｉ量が多い例、Ｎｏ.２３〜２４は本発明範囲内のもの
である。Ｎｉ量が増加するにしたがってクリープ破断時
間及び酸化増量は向上するが、室温伸びは低下する傾向
にある。そして、本発明範囲内にあるＮｏ.２３〜２４
は室温伸びが１．２％以上、クリープ破断時間が６５４
時間以上、酸化増量が２．１ｍｇ／ｃｍ2以下という特
性を得ているのに対し、Ｎｉ量が少ないＮｏ.２２はク
リープ破断時間が５１５時間と劣り、また、Ｎｉ量が多
いＮｏ.２４は室温伸びが０．８％と劣る結果となっ
た。以上の結果により、本発明においてはＮｉ量を０．
２〜０．４％の範囲、望ましくは０．１５〜０．３５％
とする。
認するための材料であり、Ｎｏ.２２は本発明範囲より
Ｎｉ量が少ない例、またＮｏ.２５は本発明範囲よりＮ
ｉ量が多い例、Ｎｏ.２３〜２４は本発明範囲内のもの
である。Ｎｉ量が増加するにしたがってクリープ破断時
間及び酸化増量は向上するが、室温伸びは低下する傾向
にある。そして、本発明範囲内にあるＮｏ.２３〜２４
は室温伸びが１．２％以上、クリープ破断時間が６５４
時間以上、酸化増量が２．１ｍｇ／ｃｍ2以下という特
性を得ているのに対し、Ｎｉ量が少ないＮｏ.２２はク
リープ破断時間が５１５時間と劣り、また、Ｎｉ量が多
いＮｏ.２４は室温伸びが０．８％と劣る結果となっ
た。以上の結果により、本発明においてはＮｉ量を０．
２〜０．４％の範囲、望ましくは０．１５〜０．３５％
とする。
【００３９】（実施例２）実施例１のＮｏ．９の組成を
採用し、ロストワックス法により図１に示すような構造
の小型過給機用のタービンホイール１を得た。得られた
タービンホイル１を１２００℃、１２００ａｔｍで２時
間の熱間静水圧プレス処理を施した。熱間静水圧プレス
処理後にミクロ組織観察を行ったところ、ラメラー組織
のないγ相およびβ相の２相組織であった。熱間静水圧
プレス処理を施した他のタービンホイールについて、Ｇ
ＦＣ熱処理炉を用い、真空下で次の２条件の熱処理を行
った。熱処理条件１は１３６０℃、３０分保持後、Ａｒ
ガスを導入するとともに、炉内のファンを回して強制的
に冷却を行う熱処理であり、熱処理条件２は１４３０
℃、３０分保持後、同条件の冷却方法の熱処理である。
熱処理後にミクロ組織観察を行ったところ、熱処理条件
１ではラメラー組織、γ相およびβ相の３相組織であ
り、γ相およびβ相の合計が面積率で８％、残部が実質
的にラメラー組織であることが確認された。このラメラ
ー組織の平均粒径は１８０μｍ、ラメラー間隔は０．７
μｍであった。また、熱処理条件２では全体がラメラー
組織のみからなることが確認された。このラメラー組織
の平均粒径は２５００μｍ、ラメラー間隔は０．８μｍ
であった。
採用し、ロストワックス法により図１に示すような構造
の小型過給機用のタービンホイール１を得た。得られた
タービンホイル１を１２００℃、１２００ａｔｍで２時
間の熱間静水圧プレス処理を施した。熱間静水圧プレス
処理後にミクロ組織観察を行ったところ、ラメラー組織
のないγ相およびβ相の２相組織であった。熱間静水圧
プレス処理を施した他のタービンホイールについて、Ｇ
ＦＣ熱処理炉を用い、真空下で次の２条件の熱処理を行
った。熱処理条件１は１３６０℃、３０分保持後、Ａｒ
ガスを導入するとともに、炉内のファンを回して強制的
に冷却を行う熱処理であり、熱処理条件２は１４３０
℃、３０分保持後、同条件の冷却方法の熱処理である。
熱処理後にミクロ組織観察を行ったところ、熱処理条件
１ではラメラー組織、γ相およびβ相の３相組織であ
り、γ相およびβ相の合計が面積率で８％、残部が実質
的にラメラー組織であることが確認された。このラメラ
ー組織の平均粒径は１８０μｍ、ラメラー間隔は０．７
μｍであった。また、熱処理条件２では全体がラメラー
組織のみからなることが確認された。このラメラー組織
の平均粒径は２５００μｍ、ラメラー間隔は０．８μｍ
であった。
【００４０】熱間静水圧プレス処理後にミクロ組織観察
を行ったタービンホイール及び２条件の熱処理後にミク
ロ組織観察を行ったタービンホイールから、平行部の直
径：５ｍｍ、標点間距離：２２ｍｍの引張り試験片、ク
リープ試験片を採取し、実施例１と同様に、引張り試験
及びクリープ破断試験を実施した。その結果、熱間静水
圧プレス処理後にミクロ組織観察を行ったタービンホイ
ールから採取した試験片では室温伸び０．６％、クリー
プ破断時間３７８時間の特性を示した。熱処理条件１の
熱処理後にミクロ組織観察を行ったタービンホイールか
ら採取した試験片では室温伸び１．５％、クリープ破断
時間８１０時間の特性を示した。また熱処理条件２の熱
処理後にミクロ組織観察を行ったタービンホイールから
採取した試験片では室温伸び０．３％、クリープ破断時
間８４０時間の特性を示した。この結果から、合金組織
をラメラー組織を主体としつつも、γ相またはβ相の導
入によって、ラメラー組織の粗大化を防止すると同時
に、冷却速度を速くすることでラメラー間隔を狭くした
組織が、具体的にはラメラー組織の粒径を３００μｍ、
望ましくは２００μｍ以下、ラメラー間隔を３μｍ以
下、望ましくは１μｍ以下とすることが常温靭・延性及
び高温強度確保のために有効であることが確認された。
を行ったタービンホイール及び２条件の熱処理後にミク
ロ組織観察を行ったタービンホイールから、平行部の直
径：５ｍｍ、標点間距離：２２ｍｍの引張り試験片、ク
リープ試験片を採取し、実施例１と同様に、引張り試験
及びクリープ破断試験を実施した。その結果、熱間静水
圧プレス処理後にミクロ組織観察を行ったタービンホイ
ールから採取した試験片では室温伸び０．６％、クリー
プ破断時間３７８時間の特性を示した。熱処理条件１の
熱処理後にミクロ組織観察を行ったタービンホイールか
ら採取した試験片では室温伸び１．５％、クリープ破断
時間８１０時間の特性を示した。また熱処理条件２の熱
処理後にミクロ組織観察を行ったタービンホイールから
採取した試験片では室温伸び０．３％、クリープ破断時
間８４０時間の特性を示した。この結果から、合金組織
をラメラー組織を主体としつつも、γ相またはβ相の導
入によって、ラメラー組織の粗大化を防止すると同時
に、冷却速度を速くすることでラメラー間隔を狭くした
組織が、具体的にはラメラー組織の粒径を３００μｍ、
望ましくは２００μｍ以下、ラメラー間隔を３μｍ以
下、望ましくは１μｍ以下とすることが常温靭・延性及
び高温強度確保のために有効であることが確認された。
【００４１】（実施例３）実施例２において、ＧＦＣに
おける熱処理条件を表２に示すように変動させ、その条
件がミクロ組織に及ぼす影響を観察した。評価内容はミ
クロ組織観察によるラメラー組織の面積比率、ラメラー
組織の粒径およびラメラー間隔である。結果を表２に併
せて示す。
おける熱処理条件を表２に示すように変動させ、その条
件がミクロ組織に及ぼす影響を観察した。評価内容はミ
クロ組織観察によるラメラー組織の面積比率、ラメラー
組織の粒径およびラメラー間隔である。結果を表２に併
せて示す。
【００４２】
【表２】
【００４３】熱処理Ａは、冷却方法が炉冷である以外実
施例２の熱処理条件１と同様の条件の熱処理であるが、
その組織はラメラー間隔が４μmと広くなった。これ
は、炉冷のため冷却速度が遅いことが原因と推測され
る。次に、熱処理Ｂは、熱処理時間及び冷却方法が実施
例２と同様であるが、熱処理温度が１２５０℃と低いた
め、ラメラー組織は発達しなかった。また、熱処理温度
が１４６０℃と高い熱処理Ｃは、実施例２の熱処理条件
２と同様に粗大なラメラー組織となった。
施例２の熱処理条件１と同様の条件の熱処理であるが、
その組織はラメラー間隔が４μmと広くなった。これ
は、炉冷のため冷却速度が遅いことが原因と推測され
る。次に、熱処理Ｂは、熱処理時間及び冷却方法が実施
例２と同様であるが、熱処理温度が１２５０℃と低いた
め、ラメラー組織は発達しなかった。また、熱処理温度
が１４６０℃と高い熱処理Ｃは、実施例２の熱処理条件
２と同様に粗大なラメラー組織となった。
【００４４】また、熱処理時間が２分と短い熱処理Ｄは
ラメラー組織の比率が少なかったが、これは熱間静水圧
プレス処理で形成されたγ相とβ相の２相組織が変態
し、ラメラー組織の基となるα相が十分に形成されるに
は時間が足りなかったためと考えられる。また、熱処理
時間が１５分の熱処理Eと９０分と長い熱処理Ｆは同様
の望ましい組織となった。熱処理Ｇは、被熱処理物を炉
から取り出して水冷したものであるが、この場合は冷却
速度が速すぎ、ラメラー組織が形成されにくくなったた
め、ラメラー組織の比率は少なくなった。
ラメラー組織の比率が少なかったが、これは熱間静水圧
プレス処理で形成されたγ相とβ相の２相組織が変態
し、ラメラー組織の基となるα相が十分に形成されるに
は時間が足りなかったためと考えられる。また、熱処理
時間が１５分の熱処理Eと９０分と長い熱処理Ｆは同様
の望ましい組織となった。熱処理Ｇは、被熱処理物を炉
から取り出して水冷したものであるが、この場合は冷却
速度が速すぎ、ラメラー組織が形成されにくくなったた
め、ラメラー組織の比率は少なくなった。
【００４５】
【発明の効果】以上説明のように、本発明のＴｉＡｌ系
金属間化合物基合金は、原子％で、Ａｌ：４４．５〜４
８．５％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、
Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残
部不可避的不純物およびＴｉからなる鋳造物を得た後、
１３００〜１４００℃の温度範囲で１０分以上加熱保持
した後急冷することにより、その組織をγ相およびα2
相からなるラメラー組織とγ相の２相組織、またはラメ
ラー組織、γ相およびβ相の３相組織とすることによ
り、常温靭・延性、高温強度、耐酸化性に優れたＴｉＡ
ｌ系金属間化合基合金が得られる。
金属間化合物基合金は、原子％で、Ａｌ：４４．５〜４
８．５％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、
Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残
部不可避的不純物およびＴｉからなる鋳造物を得た後、
１３００〜１４００℃の温度範囲で１０分以上加熱保持
した後急冷することにより、その組織をγ相およびα2
相からなるラメラー組織とγ相の２相組織、またはラメ
ラー組織、γ相およびβ相の３相組織とすることによ
り、常温靭・延性、高温強度、耐酸化性に優れたＴｉＡ
ｌ系金属間化合基合金が得られる。
【００４６】また、以上の本発明合金を用いたタービン
部材は、高温強度、耐酸化性に優れるから、タービン入
り口温度の高温化、高速回転化に対応できることは勿
論、ＴｉＡｌ合金としては室温での温靭・延性に優れて
いることから、製造工程において、機械加工等の製造性
が良好であると同時に、脆い材料の場合発生が懸念され
る加工時の割れ等の問題が回避できる。
部材は、高温強度、耐酸化性に優れるから、タービン入
り口温度の高温化、高速回転化に対応できることは勿
論、ＴｉＡｌ合金としては室温での温靭・延性に優れて
いることから、製造工程において、機械加工等の製造性
が良好であると同時に、脆い材料の場合発生が懸念され
る加工時の割れ等の問題が回避できる。
【図１】 実施の形態で作成したタービンホイールの構
造を示す図である。
造を示す図である。
１ タービンホイール
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ
Claims (16)
- 【請求項１】 原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５
％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：
０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可
避的不純物およびＴｉからなる組成を有し、γ-ＴｉＡ
ｌ相およびα2-Ｔｉ3Ａｌ相からなるラメラー組織とγ
相の２相組織、またはラメラー組織、γ-ＴｉＡｌ相お
よびβ相の３相組織を有することを特徴とするＴｉＡｌ
系金属間化合物基合金。 - 【請求項２】 γ-ＴｉＡｌ相およびα2-Ｔｉ3Ａｌ相か
らなるラメラー組織で主に形成される請求項１に記載の
ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金。 - 【請求項３】 γ-ＴｉＡｌ相およびα2-Ｔｉ3Ａｌ相か
らなるラメラー組織の平均粒径が３００μｍ以下であ
り、隣接するα2-Ｔｉ3Ａｌ相の間隔の平均が２μｍ以
下である請求項２に記載のＴｉＡｌ系金属間化合物基合
金。 - 【請求項４】 不純物としての酸素含有量が１０００pp
m以下である請求項１〜３のいずれかに記載のＴｉＡｌ
系金属間化合物基合金。 - 【請求項５】 ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金が鋳造合
金である請求項１〜４のいずれかに記載のＴｉＡｌ系金
属間化合物基合金。 - 【請求項６】 原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５
％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：
０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可
避的不純物およびＴｉからなる合金溶湯を鋳造して鋳造
物を得る工程、前記鋳造物を１３００〜１４００℃の温
度範囲にて１０分以上加熱保持する工程、加熱保持した
後急冷処理を施す工程、とからなることを特徴とするＴ
ｉＡｌ系金属間化合物基合金の製造方法。 - 【請求項７】 得られた鋳造物に熱間静水圧プレス処理
を施した後に加熱保持する請求項６に記載のＴｉＡｌ系
金属間化合物基合金の製造方法。 - 【請求項８】 加熱保持工程を非酸化性雰囲気下で行
い、急冷処理を不活性ガスの導入、撹拌により行なう請
求項６又は７に記載のＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の
製造方法。 - 【請求項９】 急冷処理は、加熱保持温度から１０００
℃までを２０〜５００℃／ｍｉｎの冷却速度で行う請求
項６〜８のいずれかに記載のＴｉＡｌ系金属間化合物基
合金の製造方法。 - 【請求項１０】 原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５
％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：
０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可
避的不純物およびＴｉからなる組成を有し、γ-ＴｉＡ
ｌ相およびα2-Ｔｉ3Ａｌ相からなるラメラー組織とγ-
ＴｉＡｌ相の２相組織、またはラメラー組織、γ-Ｔｉ
Ａｌ相およびβ相の３相組織を有することを特徴とする
ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金から構成されることを特
徴とするタービン部材。 - 【請求項１１】 γ-ＴｉＡｌ相およびα2-Ｔｉ3Ａｌ相
からなるラメラー組織で主に構成される請求項１０に記
載のタービン部材。 - 【請求項１２】 原子％で、Ａｌ：４４．５〜４８．５
％、Ｎｂ：５〜９．５％、Ｃｒ：０．５〜２％、Ｓｉ：
０．１〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．４％、残部不可
避的不純物およびＴｉからなる合金溶湯を鋳造してター
ビンホイール素材を得る工程、前記タービンホイール素
材を１３００〜１４００℃の温度範囲で１０分以上加熱
保持する工程、加熱保持した後急冷処理を施す工程、と
からなることを特徴とするタービン部材の製造方法。 - 【請求項１３】 得られたタービンホイール素材に熱間
静水圧プレス処理を施した後に加熱保持する請求項１２
に記載のタービン部材の製造方法。 - 【請求項１４】 加熱保持工程を非酸化性雰囲気下で行
い、急冷処理を不活性ガスの導入、撹拌により行なう請
求項１２又は１３に記載のタービン部材の製造方法。 - 【請求項１５】 急冷処理は、加熱保持温度から１００
０℃までを２０〜５００℃／ｍｉｎの冷却速度で行う請
求項１２〜１４のいずれかに記載のタービン部材の製造
方法。 - 【請求項１６】 γ-ＴｉＡｌ相およびα2-Ｔｉ3Ａｌ相
からなるラメラー組織とγ-ＴｉＡｌ相の２相組織、ま
たはラメラー組織、γ-ＴｉＡｌ相およびβ相の３相組
織で、主相をなす前記ラメラー組織の平均粒径が３００
μｍ以下であり、このラメラー組織において隣接するα
2-Ｔｉ3Ａｌ相の平均間隔が２μｍ以下であることを特
徴とするＴｉＡｌ系金属間化合物基鋳造合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP67599A JP2000199025A (ja) | 1999-01-05 | 1999-01-05 | ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金およびその製造方法、タ―ビン部材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP67599A JP2000199025A (ja) | 1999-01-05 | 1999-01-05 | ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金およびその製造方法、タ―ビン部材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000199025A true JP2000199025A (ja) | 2000-07-18 |
Family
ID=11480332
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP67599A Pending JP2000199025A (ja) | 1999-01-05 | 1999-01-05 | ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金およびその製造方法、タ―ビン部材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000199025A (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1308529A1 (en) * | 2001-11-05 | 2003-05-07 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Titanium aluminum intermetallic compound based alloy and method of fabricating a product from the alloy |
| US7618504B2 (en) * | 2000-02-23 | 2009-11-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | TiA1 based alloy, production process therefor, and rotor blade using same |
| EP2145967A3 (de) * | 2007-12-13 | 2010-04-21 | Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh | Titanaluminidlegierungen |
| WO2014203714A1 (ja) * | 2013-06-19 | 2014-12-24 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 |
| JP2015004092A (ja) * | 2013-06-19 | 2015-01-08 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金 |
| US20150041522A1 (en) * | 2013-08-09 | 2015-02-12 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Blazing method |
| CN104651650A (zh) * | 2015-02-02 | 2015-05-27 | 西北工业大学 | 一种制备TiAl基合金定向全片层组织的方法 |
| JP2015151612A (ja) * | 2014-02-19 | 2015-08-24 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 |
| WO2015182454A1 (ja) * | 2014-05-28 | 2015-12-03 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | ＴｉＡｌ基鋳造合金及びその製造方法 |
| JP2017031974A (ja) * | 2015-07-29 | 2017-02-09 | 日立金属株式会社 | 鋳造羽根車およびその製造方法 |
| WO2017123186A1 (en) | 2016-01-11 | 2017-07-20 | General Electric Company | Tial-based alloys having improved creep strength by strengthening of gamma phase |
| CN112831708A (zh) * | 2019-11-12 | 2021-05-25 | 新疆大学 | 一种钛铝基多晶耐热钛合金及其制备方法 |
-
1999
- 1999-01-05 JP JP67599A patent/JP2000199025A/ja active Pending
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7618504B2 (en) * | 2000-02-23 | 2009-11-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | TiA1 based alloy, production process therefor, and rotor blade using same |
| EP1308529A1 (en) * | 2001-11-05 | 2003-05-07 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Titanium aluminum intermetallic compound based alloy and method of fabricating a product from the alloy |
| EP2145967A3 (de) * | 2007-12-13 | 2010-04-21 | Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh | Titanaluminidlegierungen |
| EP2423341A1 (de) * | 2007-12-13 | 2012-02-29 | Helmholtz-Zentrum Geesthacht Zentrum für Material- und Küstenforschung GmbH | Titanaluminidlegierungen |
| WO2014203714A1 (ja) * | 2013-06-19 | 2014-12-24 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 |
| JP2015004092A (ja) * | 2013-06-19 | 2015-01-08 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金 |
| US10208360B2 (en) | 2013-06-19 | 2019-02-19 | National Institute For Materials Science | Hot-forged TiAl-based alloy and method for producing the same |
| EP3012337A4 (en) * | 2013-06-19 | 2017-03-15 | National Institute for Materials Science | Hot-forged ti-al-based alloy and method for producing same |
| US20150041522A1 (en) * | 2013-08-09 | 2015-02-12 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Blazing method |
| JP2015033718A (ja) * | 2013-08-09 | 2015-02-19 | 三菱重工業株式会社 | ろう付方法 |
| US9162328B2 (en) * | 2013-08-09 | 2015-10-20 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Brazing method |
| JP2015151612A (ja) * | 2014-02-19 | 2015-08-24 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 |
| JP2015224372A (ja) * | 2014-05-28 | 2015-12-14 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | ＴｉＡｌ基鋳造合金及びその製造方法 |
| WO2015182454A1 (ja) * | 2014-05-28 | 2015-12-03 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | ＴｉＡｌ基鋳造合金及びその製造方法 |
| CN104651650A (zh) * | 2015-02-02 | 2015-05-27 | 西北工业大学 | 一种制备TiAl基合金定向全片层组织的方法 |
| JP2017031974A (ja) * | 2015-07-29 | 2017-02-09 | 日立金属株式会社 | 鋳造羽根車およびその製造方法 |
| WO2017123186A1 (en) | 2016-01-11 | 2017-07-20 | General Electric Company | Tial-based alloys having improved creep strength by strengthening of gamma phase |
| CN112831708A (zh) * | 2019-11-12 | 2021-05-25 | 新疆大学 | 一种钛铝基多晶耐热钛合金及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4287991B2 (ja) | ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼 | |
| US10640858B2 (en) | Methods for preparing superalloy articles and related articles | |
| JP4037929B2 (ja) | 低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 | |
| EP3012337B1 (en) | Hot-forged ti-al-based alloy and method for producing same | |
| JP7226535B2 (ja) | ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 | |
| JP2009215631A (ja) | ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼 | |
| JP3915324B2 (ja) | チタンアルミナイド合金材料及びその鋳造品 | |
| JP2000199025A (ja) | ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金およびその製造方法、タ―ビン部材およびその製造方法 | |
| JP2017179592A (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 | |
| JP4387331B2 (ja) | Ｎｉ−Ｆｅ基合金およびＮｉ−Ｆｅ基合金材の製造方法 | |
| JP2011052239A (ja) | Ｏ相基耐熱チタン合金およびその製造方法 | |
| JP2707520B2 (ja) | Ｔｉ−Ａｌ系耐熱部品 | |
| JP5645054B2 (ja) | アニーリングツインを含有するニッケル基耐熱超合金と耐熱超合金部材 | |
| WO2020189215A1 (ja) | 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法並びに鍛造体 | |
| WO2017170433A1 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 | |
| JP5530317B2 (ja) | 高温疲労強度特性に優れた耐熱マグネシウム合金およびその耐熱マグネシウム合金の製造方法並びにエンジン用耐熱部品 | |
| JP4288821B2 (ja) | 高温強度に優れた低熱膨張Ｆｅ基耐熱合金 | |
| JPH1121645A (ja) | Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品 | |
| WO2017123186A1 (en) | Tial-based alloys having improved creep strength by strengthening of gamma phase | |
| WO2019155553A1 (ja) | チタン合金材 | |
| JP2734794B2 (ja) | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 | |
| JP3374553B2 (ja) | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 | |
| JP7226536B2 (ja) | ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 | |
| JP4184648B2 (ja) | 強度及び耐食性に優れたＮｉ基単結晶合金とその製造法 | |
| JPH10317080A (ja) | Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040331 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060530 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20061017 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |