JP2001328899A - ＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位制御法 - Google Patents
ＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位制御法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 十分な高温強度を有して実用に足るＴｉＡｌ
基単結晶合金を得るべく、このＴｉＡｌ基単結晶合金に
おけるラメラ方位を任意に制御することのできる方法を
提供する。 【解決手段】 初晶がγ相であるγ単相ＴｉＡｌ単結晶
合金を種結晶として用い、この種結晶から好ましくは光
学式浮遊帯域溶融法によって一方向凝固させ、ＴｉＡｌ
基単結晶合金を育成する。
基単結晶合金を得るべく、このＴｉＡｌ基単結晶合金に
おけるラメラ方位を任意に制御することのできる方法を
提供する。 【解決手段】 初晶がγ相であるγ単相ＴｉＡｌ単結晶
合金を種結晶として用い、この種結晶から好ましくは光
学式浮遊帯域溶融法によって一方向凝固させ、ＴｉＡｌ
基単結晶合金を育成する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＴｉＡｌ基単結晶
合金のラメラ方位制御法に関し、さらに詳しくは、航空
機産業におけるジェットエンジンなどの軽量耐熱構造材
料として好適に用いることのできる、ＴｉＡｌ基単結晶
合金のラメラ方位制御法に関する。
合金のラメラ方位制御法に関し、さらに詳しくは、航空
機産業におけるジェットエンジンなどの軽量耐熱構造材
料として好適に用いることのできる、ＴｉＡｌ基単結晶
合金のラメラ方位制御法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＴｉＡｌ基単結晶合金は、現在耐熱材料
として用いられているＮｉ基超合金の約半分の比重を有
し、さらには高温強度、耐熱性ともに優れているため、
次世代の耐熱材料への実用化が期待されている。そし
て、この合金をジェットエンジンのタービンブレードや
自動車の燃焼バルブなどの激しい環境下で使用される耐
熱材料として利用することができれば、燃焼温度の上昇
による燃焼効率の向上、並びに運動部材の軽量化による
高出力化が可能となり、地球規模の環境問題に対応する
ことができる。
として用いられているＮｉ基超合金の約半分の比重を有
し、さらには高温強度、耐熱性ともに優れているため、
次世代の耐熱材料への実用化が期待されている。そし
て、この合金をジェットエンジンのタービンブレードや
自動車の燃焼バルブなどの激しい環境下で使用される耐
熱材料として利用することができれば、燃焼温度の上昇
による燃焼効率の向上、並びに運動部材の軽量化による
高出力化が可能となり、地球規模の環境問題に対応する
ことができる。
【０００３】ＴｉＡｌ基単結晶合金の中でも、Ａｌ濃度
が４５〜４９原子％付近の合金は、（α２＋γ）２相域
となり、γ−ＴｉＡｌ相を主体として若干のα２―Ｔｉ
３Ａｌ相を含んだ組織となる。この合金は機械的特性に
優れているために最も注目されている。また、この合金
の高温強度はラメラ方位に強く依存することが明らかと
なっている。したがって、ラメラ方位を任意に制御した
ＴｉＡｌ基単結晶合金を育成することが、この合金の実
用化において非常に重要となってきている。
が４５〜４９原子％付近の合金は、（α２＋γ）２相域
となり、γ−ＴｉＡｌ相を主体として若干のα２―Ｔｉ
３Ａｌ相を含んだ組織となる。この合金は機械的特性に
優れているために最も注目されている。また、この合金
の高温強度はラメラ方位に強く依存することが明らかと
なっている。したがって、ラメラ方位を任意に制御した
ＴｉＡｌ基単結晶合金を育成することが、この合金の実
用化において非常に重要となってきている。
【０００４】ラメラ方位の制御法としては、D.R. Johon
son, Y. Masuda, H. Inui and M. Yamaguchiらによる”
Acta Mater.” 45 (1997), p2523において、第３元素を
添加することにより初晶をα相とし、一方向凝固におけ
る優先成長方位を利用することによりラメラ板を常に成
長方向に平行にするという多結晶一方向凝固材に対する
方法が記載されている。
son, Y. Masuda, H. Inui and M. Yamaguchiらによる”
Acta Mater.” 45 (1997), p2523において、第３元素を
添加することにより初晶をα相とし、一方向凝固におけ
る優先成長方位を利用することによりラメラ板を常に成
長方向に平行にするという多結晶一方向凝固材に対する
方法が記載されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
方法では合金の組成範囲が限られてしまうとともに、任
意のラメラ方位を有する単結晶を育成することが不可能
であるという問題があった。したがって、現状において
はＴｉＡｌ基単結晶合金におけるラメラ方位を任意に制
御する有効な方法が得られておらず、実用に足るＴｉＡ
ｌ基単結晶合金が得られていないのが実状である。
方法では合金の組成範囲が限られてしまうとともに、任
意のラメラ方位を有する単結晶を育成することが不可能
であるという問題があった。したがって、現状において
はＴｉＡｌ基単結晶合金におけるラメラ方位を任意に制
御する有効な方法が得られておらず、実用に足るＴｉＡ
ｌ基単結晶合金が得られていないのが実状である。
【０００６】本発明は、十分な高温強度を有して実用に
足るＴｉＡｌ基単結晶合金を得るべく、このＴｉＡｌ基
単結晶合金におけるラメラ方位を任意に制御することの
できる方法を提供することを目的とする。
足るＴｉＡｌ基単結晶合金を得るべく、このＴｉＡｌ基
単結晶合金におけるラメラ方位を任意に制御することの
できる方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成すべく、
本発明は、初晶がγ相であるγ単相ＴｉＡｌ単結晶合金
を種結晶として用い、この種結晶から一方向凝固によっ
てＴｉＡｌ基単結晶合金を育成することにより、このＴ
ｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位を制御することを特徴
とする、ＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位制御法に関
する。
本発明は、初晶がγ相であるγ単相ＴｉＡｌ単結晶合金
を種結晶として用い、この種結晶から一方向凝固によっ
てＴｉＡｌ基単結晶合金を育成することにより、このＴ
ｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位を制御することを特徴
とする、ＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位制御法に関
する。
【０００８】本発明者らは、ＴｉＡｌ基単結晶合金にお
けるラメラ方位を任意に制御できる方法を見出すべく鋭
意検討を行った。そして、種々の単結晶育成法を試みる
とともに、その育成条件をも詳細に検討した。さらに
は、単結晶育成に用いる種結晶に着目し、この形状及び
組成を適宜に調節することを試みた。その結果、溶融状
態から晶出する初晶がγ相となるγ単相ＴｉＡｌ単結晶
合金を種結晶として用い、この種結晶からＴｉＡｌ基単
結晶合金を育成することにより、このＴｉＡｌ基単結晶
合金のラメラ方位を任意に制御できることを見出した。
本発明はこのような膨大な研究の過程よりなされたもの
である。
けるラメラ方位を任意に制御できる方法を見出すべく鋭
意検討を行った。そして、種々の単結晶育成法を試みる
とともに、その育成条件をも詳細に検討した。さらに
は、単結晶育成に用いる種結晶に着目し、この形状及び
組成を適宜に調節することを試みた。その結果、溶融状
態から晶出する初晶がγ相となるγ単相ＴｉＡｌ単結晶
合金を種結晶として用い、この種結晶からＴｉＡｌ基単
結晶合金を育成することにより、このＴｉＡｌ基単結晶
合金のラメラ方位を任意に制御できることを見出した。
本発明はこのような膨大な研究の過程よりなされたもの
である。
【０００９】このように初晶がγ相であるγ単相ＴｉＡ
ｌ単結晶合金を種結晶として用いることにより、育成す
べきＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位を任意に制御で
きる原因は以下のように考えられる。図１は、Ｔｉ−Ａ
ｌ系の２元系状態図である。本発明と異なり、例えば初
晶がα相であるＴｉ−５３at%Ａｌ単結晶合金を種結晶
として用い、Ｔｉ−４８at%Ａｌ単結晶合金を育成する
場合においては、種結晶の先端において（Ｌ＋α→γ）
の包晶反応が生じる。その結果、固液界面がセル状とな
り別の方位を持つα相が形成される。
ｌ単結晶合金を種結晶として用いることにより、育成す
べきＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位を任意に制御で
きる原因は以下のように考えられる。図１は、Ｔｉ−Ａ
ｌ系の２元系状態図である。本発明と異なり、例えば初
晶がα相であるＴｉ−５３at%Ａｌ単結晶合金を種結晶
として用い、Ｔｉ−４８at%Ａｌ単結晶合金を育成する
場合においては、種結晶の先端において（Ｌ＋α→γ）
の包晶反応が生じる。その結果、固液界面がセル状とな
り別の方位を持つα相が形成される。
【００１０】これに対して、本発明にしたがい、例えば
初晶がγ相であるＴｉ−５７at%Ａｌ単結晶合金を種結
晶として用い、Ｔｉ−４８at%Ａｌ単結晶合金を育成す
る場合においては、上記のような包晶反応が回避され
る。そして、種結晶と育成すべき単結晶合金とのＡｌ濃
度の差に起因して、種結晶固相部のＡｌ濃度が固相線に
沿って組成トラベリングを起して減少するとともに、種
結晶の先端に種結晶と同じ方位を有するα相が液相から
晶出する。その結果、種結晶の結晶方位を受け継いだＴ
ｉＡｌ基単結晶合金が形成されるものである。
初晶がγ相であるＴｉ−５７at%Ａｌ単結晶合金を種結
晶として用い、Ｔｉ−４８at%Ａｌ単結晶合金を育成す
る場合においては、上記のような包晶反応が回避され
る。そして、種結晶と育成すべき単結晶合金とのＡｌ濃
度の差に起因して、種結晶固相部のＡｌ濃度が固相線に
沿って組成トラベリングを起して減少するとともに、種
結晶の先端に種結晶と同じ方位を有するα相が液相から
晶出する。その結果、種結晶の結晶方位を受け継いだＴ
ｉＡｌ基単結晶合金が形成されるものである。
【００１１】すなわち、本発明によれば、単結晶育成の
際において包晶反応により別の方位を有する結晶粒の形
成が回避されるために、種結晶の結晶方位を受け継いだ
単結晶合金を育成することができる。したがって、種結
晶の結晶方位を任意に選択することにより、ＴｉＡｌ基
単結晶合金のラメラ方位を任意に制御することができる
ものである。
際において包晶反応により別の方位を有する結晶粒の形
成が回避されるために、種結晶の結晶方位を受け継いだ
単結晶合金を育成することができる。したがって、種結
晶の結晶方位を任意に選択することにより、ＴｉＡｌ基
単結晶合金のラメラ方位を任意に制御することができる
ものである。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明を発明の実施の形態
に基づいて詳細に説明する。本発明においては、初晶が
γ相であるγ単相ＴｉＡｌ単結晶合金を種結晶として用
いることが必要である。具体的には、Ｔｉ−Ａｌ２元系
であれば、合金中のＡｌの含有量の上限が６１原子％で
あることが好ましい。また、合金中のＡｌの含有量の下
限は５６原子％であることが好ましい。これによって、
ＴｉＡｌ基単結晶合金の育成方法が変わっても所定の育
成条件を満足することにより、包晶反応を回避すること
ができ、種結晶の結晶方位を受け継いだ単結晶合金を育
成することができる。
に基づいて詳細に説明する。本発明においては、初晶が
γ相であるγ単相ＴｉＡｌ単結晶合金を種結晶として用
いることが必要である。具体的には、Ｔｉ−Ａｌ２元系
であれば、合金中のＡｌの含有量の上限が６１原子％で
あることが好ましい。また、合金中のＡｌの含有量の下
限は５６原子％であることが好ましい。これによって、
ＴｉＡｌ基単結晶合金の育成方法が変わっても所定の育
成条件を満足することにより、包晶反応を回避すること
ができ、種結晶の結晶方位を受け継いだ単結晶合金を育
成することができる。
【００１３】なお、本発明は初晶がγ相となるγ単相単
結晶であれば、Ｔｉ−Ａｌ２元系に限らず、所定の第３
元素を数％添加してなる３元系の場合にも適用すること
ができる。
結晶であれば、Ｔｉ−Ａｌ２元系に限らず、所定の第３
元素を数％添加してなる３元系の場合にも適用すること
ができる。
【００１４】種結晶の育成方法は特に限定されるもので
なく、公知の方法を用いて作製することができる。しか
しながら、不純物が少なく、方向性に優れた種結晶を簡
易に得ることができることから、アーク溶解／ドロップ
キャスト法及び光学式浮遊帯域溶融法を併用することに
よって作製することが好ましい。
なく、公知の方法を用いて作製することができる。しか
しながら、不純物が少なく、方向性に優れた種結晶を簡
易に得ることができることから、アーク溶解／ドロップ
キャスト法及び光学式浮遊帯域溶融法を併用することに
よって作製することが好ましい。
【００１５】すなわち、Ｔｉ棒やＡｌ棒などを、例えば
非消耗タングステン電極アルゴンアーク溶解炉を用い
て、１．３３×１０−３Ｐａ程度まで真空排気した後、
アルゴンガス雰囲気中において、ボタン型インゴットを
溶製する。このとき、偏析を防止すべく、このボタン型
インゴットを裏返して数回溶製して最終的なインゴット
を得る。その後、このインゴットをドロップキャスト法
によって棒状合金とし、この棒状合金を原料棒として光
学式浮遊帯域溶融法によって一方向凝固する。そして、
得られた単結晶合金は、必要に応じて電解研磨し、結晶
表面の凝固歪みなどを除去する。
非消耗タングステン電極アルゴンアーク溶解炉を用い
て、１．３３×１０−３Ｐａ程度まで真空排気した後、
アルゴンガス雰囲気中において、ボタン型インゴットを
溶製する。このとき、偏析を防止すべく、このボタン型
インゴットを裏返して数回溶製して最終的なインゴット
を得る。その後、このインゴットをドロップキャスト法
によって棒状合金とし、この棒状合金を原料棒として光
学式浮遊帯域溶融法によって一方向凝固する。そして、
得られた単結晶合金は、必要に応じて電解研磨し、結晶
表面の凝固歪みなどを除去する。
【００１６】また、目的とするＴｉＡｌ基単結晶合金の
育成は、上記種結晶を用いてブリッジマン法、チョクラ
ルスキー法及び同じく光学式浮遊帯域溶融法などによっ
て行うことができる。
育成は、上記種結晶を用いてブリッジマン法、チョクラ
ルスキー法及び同じく光学式浮遊帯域溶融法などによっ
て行うことができる。
【００１７】しかしながら、上記ブリッジマン法やチョ
クラルスキー法などは、アルミナやカルシアなどのるつ
ぼを使用するため、高融点かつ活性なＴｉＡｌ基単結晶
合金の育成にはあまり適していない。さらに、これらの
方法を用いた場合においては、種結晶と育成結晶との溶
着時における種結晶側の固液界面において、包晶反応を
十分に回避することができず、本発明の目的であるラメ
ラ方位の制御を十分に行うことができない場合がある。
クラルスキー法などは、アルミナやカルシアなどのるつ
ぼを使用するため、高融点かつ活性なＴｉＡｌ基単結晶
合金の育成にはあまり適していない。さらに、これらの
方法を用いた場合においては、種結晶と育成結晶との溶
着時における種結晶側の固液界面において、包晶反応を
十分に回避することができず、本発明の目的であるラメ
ラ方位の制御を十分に行うことができない場合がある。
【００１８】一方、光学式浮遊帯域溶融法は、ハロゲン
ランプからの光を惰円体内反射鏡で集光し、これを試料
に照射するようにしているため、非常に小さな均熱帯を
形成することができる。したがって、種結晶と育成結晶
との溶着時における種結晶側の固液界面における温度勾
配が大きくなるため、液相量を少なくすることができ、
その結果、包晶反応を回避してラメラ方位の制御を十分
に行うことができる。
ランプからの光を惰円体内反射鏡で集光し、これを試料
に照射するようにしているため、非常に小さな均熱帯を
形成することができる。したがって、種結晶と育成結晶
との溶着時における種結晶側の固液界面における温度勾
配が大きくなるため、液相量を少なくすることができ、
その結果、包晶反応を回避してラメラ方位の制御を十分
に行うことができる。
【００１９】さらには、るつぼの制約がないために種結
晶を任意の形状に作製することができるとともに、任意
の径の結晶を得ることもできる。また、種結晶側と育成
する合金側を固定する上下のロッドをそれぞれ逆向きに
回転させることにより、均一かつ安定な溶融部分を形成
することができる。したがって、より均一な液相を得る
ことが可能となり、ラメラ方位の制御をより正確に行う
ことができる。以上より、ＴｉＡｌ基単結晶合金の育成
は、光学式浮遊帯域溶融法を用いて行うことが好まし
い。
晶を任意の形状に作製することができるとともに、任意
の径の結晶を得ることもできる。また、種結晶側と育成
する合金側を固定する上下のロッドをそれぞれ逆向きに
回転させることにより、均一かつ安定な溶融部分を形成
することができる。したがって、より均一な液相を得る
ことが可能となり、ラメラ方位の制御をより正確に行う
ことができる。以上より、ＴｉＡｌ基単結晶合金の育成
は、光学式浮遊帯域溶融法を用いて行うことが好まし
い。
【００２０】光学式浮遊帯域溶融法を用いたＴｉＡｌ基
単結晶合金の育成は、具体的には以下に示すようにして
実施する。図２は、本発明で用いる光学式浮遊帯域溶融
法に用いる装置を模式的に示したものである。図２に示
す装置は、ハロゲンランプ１と、惰円体内反射鏡２と、
石英管３とを具えている。石英管３内には育成すべきＴ
ｉＡｌ基単結晶合金と同じ組成を有する原料棒６とγ単
相単結晶である種結晶７が配置されている。また、上ロ
ッド４及び下ロッド５は、原料棒６と種結晶７とにそれ
ぞれ接続されて、これらを互いに逆方向又は同方向に回
転できるようになっている。
単結晶合金の育成は、具体的には以下に示すようにして
実施する。図２は、本発明で用いる光学式浮遊帯域溶融
法に用いる装置を模式的に示したものである。図２に示
す装置は、ハロゲンランプ１と、惰円体内反射鏡２と、
石英管３とを具えている。石英管３内には育成すべきＴ
ｉＡｌ基単結晶合金と同じ組成を有する原料棒６とγ単
相単結晶である種結晶７が配置されている。また、上ロ
ッド４及び下ロッド５は、原料棒６と種結晶７とにそれ
ぞれ接続されて、これらを互いに逆方向又は同方向に回
転できるようになっている。
【００２１】なお、ＴｉＡｌ基単結晶合金の育成に際し
ては、石英管３内を予め１．３３×１０−３Ｐａ以下に
なるまで排気した後、アルゴンガスを流して不活性雰囲
気としておく。
ては、石英管３内を予め１．３３×１０−３Ｐａ以下に
なるまで排気した後、アルゴンガスを流して不活性雰囲
気としておく。
【００２２】ハロゲンランプ１からの光は、惰円体内反
射鏡２で反射されて原料棒６の下端部と種結晶７の上端
部に集光し、この部分を溶解させる。その後、下ロッド
５を上昇させて原料棒６に種結晶７を接着させる。そし
て、上ロッド４と下ロッド５とを同時に降下させること
で、原料棒６から次々と液相が形成され、この液相から
次々に前記所定のＴｉＡｌ基単結晶が生成して、一方向
凝固が行われる。その結果、種結晶の結晶方位を受け継
いだＴｉＡｌ基単結晶合金を形成することができる。な
お、育成中において、上ロッド４と下ロッド５を互いに
逆向きに回転させることによって、前記液相部分をより
均一に形成することができる。
射鏡２で反射されて原料棒６の下端部と種結晶７の上端
部に集光し、この部分を溶解させる。その後、下ロッド
５を上昇させて原料棒６に種結晶７を接着させる。そし
て、上ロッド４と下ロッド５とを同時に降下させること
で、原料棒６から次々と液相が形成され、この液相から
次々に前記所定のＴｉＡｌ基単結晶が生成して、一方向
凝固が行われる。その結果、種結晶の結晶方位を受け継
いだＴｉＡｌ基単結晶合金を形成することができる。な
お、育成中において、上ロッド４と下ロッド５を互いに
逆向きに回転させることによって、前記液相部分をより
均一に形成することができる。
【００２３】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいて具体的に示
す。 （実施例）本実施例では、初晶がγ相であるＴｉ−５７
at%Ａｌ単結晶合金を種結晶として用いた。この種結晶
は、純度９９．９８％のＴｉ棒と純度９９．９９％のＡ
ｌ棒とを用いて、上記「発明の実施の形態」で述べたア
ーク溶解／ドロップキャスト法と光学式浮遊帯域溶融法
とを併用することによって作製した。なお、種結晶の直
径は６ｍｍであり、長さは５０ｍｍであった。
す。 （実施例）本実施例では、初晶がγ相であるＴｉ−５７
at%Ａｌ単結晶合金を種結晶として用いた。この種結晶
は、純度９９．９８％のＴｉ棒と純度９９．９９％のＡ
ｌ棒とを用いて、上記「発明の実施の形態」で述べたア
ーク溶解／ドロップキャスト法と光学式浮遊帯域溶融法
とを併用することによって作製した。なお、種結晶の直
径は６ｍｍであり、長さは５０ｍｍであった。
【００２４】この種結晶を図２に示す装置に設置し、原
料棒６としてＴｉ−４８at%Ａｌ組成、直径１３ｍｍ、
長さ１３０ｍｍのインゴットを用いた。そして、ハロゲ
ンランプ１として３．５ｋＷ出力のハロゲンランプを用
い、このランプから発せられた光を惰円体内反射鏡２に
よって原料棒６の下端部と種結晶７の上端部に集光させ
ることによって、「発明の実施の形態」で述べたような
手順にしたがってＴｉ−４８at%Ａｌ組成の合金を一方
向凝固させた。なお、成長速度は５ｍｍ／時間とし、育
成時間は４時間とした。
料棒６としてＴｉ−４８at%Ａｌ組成、直径１３ｍｍ、
長さ１３０ｍｍのインゴットを用いた。そして、ハロゲ
ンランプ１として３．５ｋＷ出力のハロゲンランプを用
い、このランプから発せられた光を惰円体内反射鏡２に
よって原料棒６の下端部と種結晶７の上端部に集光させ
ることによって、「発明の実施の形態」で述べたような
手順にしたがってＴｉ−４８at%Ａｌ組成の合金を一方
向凝固させた。なお、成長速度は５ｍｍ／時間とし、育
成時間は４時間とした。
【００２５】このようにして得たＴｉＡｌ基合金の組織
写真を図３に示す。図３から明らかなように、一方向凝
固して形成されたＴｉＡｌ基合金と種結晶との界面はフ
ラットであり、双晶を呈する種結晶それぞれの結晶方位
を受け継いでＴｉＡｌ基合金が育成されていることが分
かる。したがって、本実施例によってラメラ方位が制御
されたＴｉＡｌ基単結晶合金が得られていることが分か
る。
写真を図３に示す。図３から明らかなように、一方向凝
固して形成されたＴｉＡｌ基合金と種結晶との界面はフ
ラットであり、双晶を呈する種結晶それぞれの結晶方位
を受け継いでＴｉＡｌ基合金が育成されていることが分
かる。したがって、本実施例によってラメラ方位が制御
されたＴｉＡｌ基単結晶合金が得られていることが分か
る。
【００２６】（比較例）本比較例では、初晶がα相であ
るＴｉ−５３at%Ａｌ多結晶合金を種結晶として用いた
以外は、実施例と同様にしてＴｉ−４８at%Ａｌ組成の
合金の育成を実施した。なお、上記種結晶についても実
施例と同様にして作製した。
るＴｉ−５３at%Ａｌ多結晶合金を種結晶として用いた
以外は、実施例と同様にしてＴｉ−４８at%Ａｌ組成の
合金の育成を実施した。なお、上記種結晶についても実
施例と同様にして作製した。
【００２７】図４は、本比較例によって得たＴｉＡｌ基
合金の組織写真である。図４から明らかなように、種結
晶と育成結晶との界面には新たな結晶粒の生成が認めら
れる。そして、この結晶粒に起因して、形成されたＴｉ
Ａｌ基合金は種結晶の結晶方位を受け継ぐことなくラン
ダムに配向していることが分かる。したがって、この場
合において、ＴｉＡｌ基合金は多結晶化して種結晶の方
位を受け継がず、ラメラ方位の制御は達成されていない
ことが分かる。
合金の組織写真である。図４から明らかなように、種結
晶と育成結晶との界面には新たな結晶粒の生成が認めら
れる。そして、この結晶粒に起因して、形成されたＴｉ
Ａｌ基合金は種結晶の結晶方位を受け継ぐことなくラン
ダムに配向していることが分かる。したがって、この場
合において、ＴｉＡｌ基合金は多結晶化して種結晶の方
位を受け継がず、ラメラ方位の制御は達成されていない
ことが分かる。
【００２８】なお、具体的には示していないが、初晶が
α相であるＴｉ−５５at%Ａｌ単結晶合金を種結晶とし
て用いた場合においても同様の結果を示した。
α相であるＴｉ−５５at%Ａｌ単結晶合金を種結晶とし
て用いた場合においても同様の結果を示した。
【００２９】以上、具体例を挙げながら発明の実施の形
態に基づいて本発明を詳細に説明してきたが、本発明は
上記内容に限定されるものではなく、本発明の範疇を逸
脱しない限りにおいてあらゆる変形や変更が可能であ
る。
態に基づいて本発明を詳細に説明してきたが、本発明は
上記内容に限定されるものではなく、本発明の範疇を逸
脱しない限りにおいてあらゆる変形や変更が可能であ
る。
【００３０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
ＴｉＡｌ基単結晶合金におけるラメラ方位を任意に制御
することができる。したがって、十分な高温強度を有し
て実用に足るＴｉＡｌ基単結晶合金を提供することがで
きる。
ＴｉＡｌ基単結晶合金におけるラメラ方位を任意に制御
することができる。したがって、十分な高温強度を有し
て実用に足るＴｉＡｌ基単結晶合金を提供することがで
きる。
【図１】 Ｔｉ―Ａｌ系２元状態図である。
【図２】 光学式浮遊帯域溶融法に使用する装置を模式
的に示す図である。
的に示す図である。
【図３】 本発明にしたがって種結晶の方位を受け継い
だＴｉＡｌ基合金の組織写真である。
だＴｉＡｌ基合金の組織写真である。
【図４】 本発明と異なる方法によって得たＴｉＡｌ基
合金の組織写真である。
合金の組織写真である。
１ ハロゲンランプ ２ 惰円体内反射鏡 ３ 石英管 ４ 上ロッド ５ 下ロッド ６ 原料棒 ７ 種結晶
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２２Ｃ 1/02 ５０３ Ｃ２２Ｃ 1/02 ５０３Ｅ ５０３Ｊ 14/00 14/00 Ｚ 21/00 21/00 Ｎ Ｃ３０Ｂ 13/34 Ｃ３０Ｂ 13/34 (72)発明者 松尾 孝 東京都世田谷区松原１−56−23−520 Ｆターム(参考） 4G077 AA02 AA07 BA07 CE03 ED01
Claims (4)
- 【請求項１】 初晶がγ相であるγ単相ＴｉＡｌ単結晶
合金を種結晶として用い、この種結晶から一方向凝固に
よってＴｉＡｌ基単結晶合金を育成することにより、こ
のＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位を制御することを
特徴とする、ＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位制御
法。 - 【請求項２】 前記種結晶として用いる前記γ単相Ｔｉ
Ａｌ単結晶合金のアルミニウムの含有量が、５６〜６１
原子％であることを特徴とする請求項１に記載のＴｉＡ
ｌ基単結晶合金のラメラ方位制御法。 - 【請求項３】 前記種結晶として用いる前記γ単相Ｔｉ
Ａｌ単結晶合金は、アーク溶解／ドロップキャスト法に
よって溶製して棒状合金を作製した後、この棒状合金を
光学式浮遊帯域溶融法で一方向凝固して作製したことを
特徴とする、請求項１又は２に記載のＴｉＡｌ基単結晶
合金のラメラ方位制御法。 - 【請求項４】 前記ＴｉＡｌ基単結晶合金は、前記種結
晶として用いる前記γ単相ＴｉＡｌ単結晶合金から、光
学式浮遊帯域溶融法により育成することを特徴とする、
請求項１〜３のいずれか一に記載のＴｉＡｌ基単結晶合
金のラメラ方位制御法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000146329A JP3459980B2 (ja) | 2000-05-18 | 2000-05-18 | ＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位制御法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000146329A JP3459980B2 (ja) | 2000-05-18 | 2000-05-18 | ＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位制御法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001328899A true JP2001328899A (ja) | 2001-11-27 |
| JP3459980B2 JP3459980B2 (ja) | 2003-10-27 |
Family
ID=18652706
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000146329A Expired - Lifetime JP3459980B2 (ja) | 2000-05-18 | 2000-05-18 | ＴｉＡｌ基単結晶合金のラメラ方位制御法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3459980B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104278173A (zh) * | 2014-10-09 | 2015-01-14 | 南京理工大学 | 一种高强高塑TiAl合金材料及其制备方法 |
| CN105821470A (zh) * | 2016-04-14 | 2016-08-03 | 南京理工大学 | 一种双重结构TiAl合金及其制备方法 |
| RU2625515C2 (ru) * | 2015-11-17 | 2017-07-14 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Способ обработки интерметаллических сплавов на основе гамма-алюминида титана |
| CN109317616A (zh) * | 2018-11-27 | 2019-02-12 | 安徽应流航源动力科技有限公司 | 三维取向可精控的高温合金单晶叶片用籽晶的制备方法 |
-
2000
- 2000-05-18 JP JP2000146329A patent/JP3459980B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JP3459980B2 (ja) | 2003-10-27 |
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