JP2002003977A - TiB粒子強化Ti2AlNb金属間化合物基複合材料とその製造方法 - Google Patents
TiB粒子強化Ti2AlNb金属間化合物基複合材料とその製造方法Info
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Abstract
ても、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性に優れた
軽量高強度複合材料を提供する。 【解決手段】 斜方晶の規則相である○相を主体とした
金属組織を有し、TiB粒子の微細分散されたTi2 A
lNb金属間化合物基複合材料を、TiB粒子をあらか
じめ分散させた合金材を用い、ガスアトマイズ法による
急冷凝固によって合金粉末を製造し、次いで固化成形す
ることによって製造。
Description
子強化Ti2 AlNb金属間化合物基複合材料との製造
方法に関するものである。さらに詳しくは、この出願の
発明は、航空機ジェットエンジンのタービンブレードや
タービンディスク、あるいは自動車エンジンの排気バル
ブなどの燃焼部部材に特に有用なTiB粒子強化Ti2
AlNb金属間化合物基複合材料とその製造方法に関す
るものである。
ンジンのタービンブレードやタービンディスク、あるい
は自動車エンジンの排気バルブなどの燃焼部部材におい
ては、軽量で、高温でも強度を維持できる部材が必要と
されている。このような高温強度特性を有する金属材料
として、約10年前に、Ti2 AlNb(Ti−25m
ol%Al−25%Nb)(斜方晶の結晶構造を有し、
○相と名付けられた)であるチタン系の金属間化合物が
見出されており、既存のTiAl(γ)やTi3 Al
(α2)金属間化合物と比較して、高温延性、クリープ
特性、高温引張強さに優れていることから、新しいタイ
プの軽量耐熱材料として注目されている。
ついては、高温相であるB2相(CsCl型構造)を金
属組織中に組み入れ、室温延性や破壊靱性の向上に一定
の成果が得られている。たとえば、○相を主体とし、2
0%程度のB2相を含有したTi−22mol%Al−
27mol%Nbの合金が提案されている(R.G.Rowe:M
icrostructure/Property Relationships in Titanium A
luminides and Alloys, TMS, (1991), pp387-398)。
合物の実用化においては、室温および高温での引張強さ
とともに、クリープ特性や剛性(ヤング率)、耐摩耗性
といったすべての特性のさらなる向上が必要とされてい
る。
属間化合物においては、これらの諸特性を向上させるた
めの方法として、耐熱性に優れたセラミック粒子を均一
に分散させる方法が知られている。このような粒子強化
型の複合材料のための強化粒子としては、特にTiB粒
子は、室温および高温での強度やヤング率が高いこと、
チタン基の基質材料との界面における整合性が高く、界
面反応相のようなものが生じないことなどの特長を有
し、強化粒子としてもっとも有効であるとされている。
(α2 )金属間化合物からなる粒子強化型の複合材料を
製造するためには、強化粒子の均一分散や加工コストの
削減を可能とするために、粉末冶金法の一種である素粉
末混合法が、一般的に利用されている。この素粉末混合
法は原料となる純チタン粉末や添加元素の母合金粉末を
混合、成形、焼結等の過程を経て合金化するもので、T
iB粒子を分散させる場合、原料粉末とともにTiB2
などのBを含有した粉末を混合し、その後の焼結におい
てTi粉末と反応させてTiB粒子を析出させるという
手法が採用されている。この方法で製造された粒子強化
型複合材料は基質材料と比較して高い引張強度、高いサ
イクル疲労強度などを示すことが報告されている(萩原
ら、鉄と鋼83 1997 821-826 、江村ら 日本金属学会誌
63 1999 383-390)。
型の複合材料の知見に沿ってTi2AlNb金属間化合
物をTiB粒子によって強化して特性向上を図ることは
できない。たとえば、従来の素粉末混合法で製造した複
合材料では、TiB粒子は粗大なものとなり、こうした
粗大粒子の分散は、室温での延性や靱性を大きく低下さ
せる。またこうした粗大粒子では転位の運動を抑制する
ことができないため、基質材が軟化するような高温域で
のクリープ強度や疲労強度の向上には寄与しないのであ
る。
従来技術の限界を克服し、室温特性を劣化させることな
く、高温特性をより一層向上させることのできる、Ti
Bを微細分散させたTi2 AlNb金属間化合物基複合
材料とその製造方法を提供することを課題としている。
の課題を解決するものとして、第1には、斜方晶の規則
相である○相を主体とした金属組織を有するTi2 Al
Nb系金属間化合物基複合材料であって、TiB粒子が
微細分散されていることを特徴とするTiB粒子強化T
i2 AlNb金属間化合物基複合材料を提供する。
Nb−zM(Mは添加元素)であって、20mol%≦
x≦25mol%、15mol%≦y≦29mol%、
0mol%≦z≦10mol%)の母相にTiB粒子が
分散されているTiB粒子強化Ti2 AlNb金属間化
合物基複合材料を、第3には、MがMo,V,またはW
であるTiB粒子強化Ti2 AlNb金属間化合物基複
合材料を、第4には、TiB粒子の粒径が10μm以下
であるTiB粒子強化Ti2 AlNb金属間化合物基複
合材料を、第5には、TiB粒子が1〜20mss%の
範囲で含有されているTiB粒子強化Ti2 AlNb金
属間化合物基複合材料を提供する。
のTiB粒子強化Ti2 AlNb金属間化合物基複合材
料を製造する方法であって、TiB粒子があらかじめ分
散された合金材をガスアトマイズ法によって急冷凝固し
て合金粉末を製造し、次いで生成された合金粉末を固化
成形することを特徴とするTiB粒子強化Ti2 AlN
b金属間化合物基複合材料の製造方法を提供し、第7に
は、TiB粒子が1〜20mass%の割合であらかじ
め分散された合金材をガスアトマイズ法によって急冷凝
固して合金粉末を製造する前記方法を、第8には、合金
粉末をβ相単相温度域である1100℃〜1300℃で
熱間静水圧プレス処理し、熱間圧延処理によって固化成
形する前記の製造方法を提供する。
特徴を有するものであるが、以下にその実施の形態につ
いて説明する。
TiB粒子を微細分散させたTi2AlNb系金属間化
合物基複合材料を提供したことにある。
は、斜方晶の規則相である○相を主体とした金属組織を
有している。その組成としては、たとえばTi−xAl
−yNb−zM(Mは添加元素を示す)において、20
mol%≦x≦25mol%、15mol%≦y≦29
mol%、0mol%≦z≦10mol%が好適なもの
として示される。また、好適な添加元素としては、M
o,VまたはWが例示される。
iB粒子の粒径が10μm以下であることをさらなる特
徴としている。
公知のメルトスピニング法、回転電極法、あるいはガス
アトマイズ法などの急冷凝固法によってTiB粒子を含
んだ合金粉末を製造し、これを固化成形することによ
り、室温特性を劣化させることなく、高温特性をより一
層向上させることのできるTi2 AlNb金属間化合物
基複合材料として提供される。なかでも、固化成形のた
めの原料合金粉末としてはガスアトマイズ法により形成
されたものが好ましい。
て製造した合金インゴットを再溶解し、アルゴンガス等
の不活性ガスを用いてノズルを通して噴霧することで急
冷凝固粉末(冷却速度:毎秒約100〜100000
℃)を得る方法である。
前記合金インゴット中にあらかじめ混合分散されている
ものとする。また急冷凝固後の合金粉末の大きさは、好
ましくは200μm以下、さらに好ましくは20〜16
0μm,最も好ましくは45〜150μmの範囲にある
ものとする。これによって、含有されるTiBが微細分
散された成形固化体としてこの発明の複合材が効果的に
製造可能となる。
された急冷凝固合金粉末を使用することで、大きさが1
0μm以下、さらには数μm程度以下の極めて微細なT
iB粒子が均一に分散した粒子強化型複合材料を製造す
ることができ、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性
等を大幅に向上することができる。
析出は合金粉末製造時の急冷凝固中に生じるため、粒子
の成長は抑制され、その結果、粒子が非常に微細に分散
した合金粉末が得られ、さらに、Bのチタン基の基質中
での拡散速度は極めて遅いため、合金粉末中に微細に分
散したTiB粒子は、その後の固化成形プロセスでの加
熱中には粗大化しないのである。
ては、TiB粒子量が1mass%以上、20mass
%未満であることが望ましく、TiB粒子量が1mas
s%未満では複合化による効果が十分得られないし、逆
にTiB粒子量が20mass%以上では、複合材料の
延性、靱性等の特性が著しく低下する。
おいては、β相単相温度域である1100℃以上での熱
間静水圧プレス処理および熱間圧延処理を施すことは必
須であり、これを行わないと空洞等の欠陥が生じてしま
うだけではなく、粉末同士の十分な結合が得られない。
また、熱間静水圧プレス処理温度および熱間圧延温度が
1300℃以上では、酸化等の影響による材料の劣化が
生じてしまう。
て詳しく説明する。
金属間化合物基複合材料を製造した。
(化学組成 Ti−23.5Al−25.3Nb(mo
l%))中にTiB粒子が6.5mass%の割合で分
散するように各元素を配分した材料のインゴットを作成
し、それを高周波誘導コイル中で非接触状態で再溶解
し、溶融流に高純度アルゴンガスを高速で噴霧すること
によって真球状の急冷凝固粉末を製造した。
顕微鏡写真であり、(A)は合金粉末の外観、(B)は
合金粉末の内部を示している。この写真から明らかなよ
うに、合金粉末はほぼ真球状の外観を呈しており、内部
には4μm程度以下の微細なTiB粒子が分散してい
た。
をステンレス製の容器に真空封入した後、1100℃で
の熱間静水圧プレス処理、および1150℃での熱間圧
延による固化成形を行った。
するため、β変態温度以上の単相域である1250℃で
溶体化処理後、β単相域からの徐冷処理を行った。図2
はその金属組織を示した走査型顕微鏡写真である。この
図2から明らかなように、一連の製造プロセスの後もT
iB粒子の粗大化は生じず、粉末中に含まれるものと同
じ大きさのTiB粒子が均一微細に分散していた。また
β単相域から毎秒0.03℃の速度で徐冷処理を行った
複合材料の基質の金属組織は○相、β相からなる層状組
織(ラメラ組織)を主体とし、若干の等軸状のα2 相を
含有した均一なものとなっていた。 <2>次に、製造したTiB粒子強化型複合材料につい
て、ヤング率測定、真空中での引張試験、およびクリー
プ試験を行った。
処理を施したTi−23.5Al−25.3Nb金属間
化合物基質材を用いた。
この発明の複合材料は、室温から730℃までの温度範
囲において基質材の値を10〜15GPa上回る高い値
を示した。
この発明の複合材料は室温から800℃までの温度範囲
において、基質材より高い引張強さ、0.2%耐力を示
した。延性についても室温で2%程度と比較的高い値を
示した。
クリープ試験の結果であり、この発明の複合材料は、初
期クリープ歪、定常クリープ速度、クリープ破断寿命の
いずれも基質材を大きく上回る良好な値を示した。
より、室温特性を劣化させることなく、高温において
も、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性に優れた軽
量高強度複合材料を提供することを可能とする。
l−25.3Nb/6.5mass%TiB複合材粉末
の外観(A)、および粉末内部(B)の走査型電子顕微
鏡写真である。
金属組織を示した電子顕微鏡写真である。
顕微鏡比較して示した写真図である。
比較して示した図である。
果を比較して示した図である。
Claims (8)
- 【請求項1】 斜方晶の規則相である○相を主体とした
金属組織を有するTi2 AlNb系金属間化合物基複合
材料であって、TiB粒子が微細分散されていることを
特徴とするTiB粒子強化Ti2 AlNb金属間化合物
基複合材料。 - 【請求項2】 組成がTi−xAl−yNb−zM(M
は添加元素)であって、20mol%≦x≦25mol
%、15mol%≦y≦29mol%、0mol%≦z
≦10mol%)の母相にTiB粒子が分散されている
ことを特徴とする請求項2のTiB粒子強化Ti2 Al
Nb金属間化合物基複合材料。 - 【請求項3】 MがMo,V,またはWであることを特
徴とする請求項2のTiB粒子強化Ti2 AlNb金属
間化合物基複合材料。 - 【請求項4】 TiB粒子の粒径が10μm以下である
ことを特徴とする請求項1ないし3のいずれかのTiB
粒子強化Ti2 AlNb金属間化合物基複合材料。 - 【請求項5】 TiB粒子が1〜20mass%の範囲
で含有されていることを特徴とする請求項1ないし4の
いずれかのTiB粒子強化Ti2 AlNb金属間化合物
基複合材料。 - 【請求項6】 請求項1ないし5のいずれかのTiB粒
子強化Ti2 AlNb金属間化合物基複合材料を製造す
る方法であって、TiB粒子があらかじめ分散された合
金材をガスアトマイズ法によって急冷凝固して合金粉末
を製造し、次いで生成された合金粉末を固化成形するこ
とを特徴とするTiB粒子強化Ti2AlNb金属間化
合物基複合材料の製造方法。 - 【請求項7】 TiB粒子が1〜20mass%の割合
であらかじめ分散された合金材をガスアトマイズ法によ
って急冷凝固して合金粉末を製造することを特徴とする
請求項6のTiB粒子強化Ti2 AlNb金属間化合物
基複合材料の製造方法。 - 【請求項8】 合金粉末をβ相単相温度域である110
0℃〜1300℃で熱間静水圧プレス処理し、熱間圧延
処理によって固化成形することを特徴とする請求項6ま
たは7のTiB粒子強化Ti2 AlNb金属間化合物基
複合材料の製造方法。
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