JP2684891B2 - Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法Info
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- JP2684891B2 JP2684891B2 JP3233151A JP23315191A JP2684891B2 JP 2684891 B2 JP2684891 B2 JP 2684891B2 JP 3233151 A JP3233151 A JP 3233151A JP 23315191 A JP23315191 A JP 23315191A JP 2684891 B2 JP2684891 B2 JP 2684891B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ti−Al系金属間化合物
基合金の製造方法、特に軽量耐熱材料としてジェットエ
ンジンや自動車部品への使用が期待されるTiAlおよびTi
3Al の金属間化合物を含む合金の製造方法に関する。本
発明によれば、常温延性、強度および靱性を改善するた
めに加工熱処理が行われる。
基合金の製造方法、特に軽量耐熱材料としてジェットエ
ンジンや自動車部品への使用が期待されるTiAlおよびTi
3Al の金属間化合物を含む合金の製造方法に関する。本
発明によれば、常温延性、強度および靱性を改善するた
めに加工熱処理が行われる。
【０００２】
【従来の技術】Ti−Al系金属間化合物基合金は、金属間
化合物であるTiAlとTi3Al を含有するとともにその他必
要によりMn、Mo、Ｖ等を含有するである合金であるが、
α＋γの２相組織を有し軽量かつ耐熱性にすぐれている
と言われている。以下、これをTiAl基合金と称する。
化合物であるTiAlとTi3Al を含有するとともにその他必
要によりMn、Mo、Ｖ等を含有するである合金であるが、
α＋γの２相組織を有し軽量かつ耐熱性にすぐれている
と言われている。以下、これをTiAl基合金と称する。
【０００３】しかしながら、かかるTiAl基合金において
は、α相からγ相が析出する速度に対する検討は行なわ
れておらず、比較的速い冷却速度条件の材料でしか機械
的特性は調査されていない。例えば50℃/secというこの
比較的速い冷却条件で、47〜50 at%Al−Tiの範囲におい
て常温延性が出現するといわれている。このような成分
における鋳造凝固時の組織はTiAl相とTi3Al 相が層状に
なったラメラ組織を呈している。
は、α相からγ相が析出する速度に対する検討は行なわ
れておらず、比較的速い冷却速度条件の材料でしか機械
的特性は調査されていない。例えば50℃/secというこの
比較的速い冷却条件で、47〜50 at%Al−Tiの範囲におい
て常温延性が出現するといわれている。このような成分
における鋳造凝固時の組織はTiAl相とTi3Al 相が層状に
なったラメラ組織を呈している。
【０００４】一方、TiAl基合金の加工や熱処理に関する
技術については情報が少ない。特開昭63−171862号公報
には製造方法として 700〜1100℃での２段階の恒温鍛造
法が開示されている。また、特開平２−274307号公報に
は1100℃の熱間押出加工によりラメラ粒組織がラメラ組
織の消滅した等軸微細粒のTiAl基合金に変化することが
示されている。
技術については情報が少ない。特開昭63−171862号公報
には製造方法として 700〜1100℃での２段階の恒温鍛造
法が開示されている。また、特開平２−274307号公報に
は1100℃の熱間押出加工によりラメラ粒組織がラメラ組
織の消滅した等軸微細粒のTiAl基合金に変化することが
示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】鋳造凝固時にTiAl (γ
相) とTi3Al(α2 相) のラメラ組織を有する材料 (α2
＋γ) は常温延性が高くなく改善する必要がある。前述
のように、熱間加工により等軸微細粒組織を得ることに
より常温延性が改善することは報告されているが(特開
平２−274307号公報) 、この組織では十分な破壊靱性、
高温強度は得られていない。実用合金としては、常温延
性 1.5％以上、800 ℃における0.2 ％耐力30kgf/mm2 以
上、破壊靱性値60kgf/mm2以上の特性を有することが望
まれる。
相) とTi3Al(α2 相) のラメラ組織を有する材料 (α2
＋γ) は常温延性が高くなく改善する必要がある。前述
のように、熱間加工により等軸微細粒組織を得ることに
より常温延性が改善することは報告されているが(特開
平２−274307号公報) 、この組織では十分な破壊靱性、
高温強度は得られていない。実用合金としては、常温延
性 1.5％以上、800 ℃における0.2 ％耐力30kgf/mm2 以
上、破壊靱性値60kgf/mm2以上の特性を有することが望
まれる。
【０００６】したがって、本発明の一般的な目的は、Ti
−Al系金属間化合物であるTiAlとTi3Al を基とする合金
において常温延性、高温強度、破壊靱性の各特性のバラ
ンスを改善したTi−Al系金属間化合物基合金の製造方法
を提供することである。本発明のより具体的な目的は、
常温延性 1.5％以上、800 ℃における0.2 ％耐力30kgf/
mm2 以上、破壊靱性値60kgf/mm2 以上の特性を有するTi
−Al系金属間化合物基合金の製造方法を提供することで
ある。
−Al系金属間化合物であるTiAlとTi3Al を基とする合金
において常温延性、高温強度、破壊靱性の各特性のバラ
ンスを改善したTi−Al系金属間化合物基合金の製造方法
を提供することである。本発明のより具体的な目的は、
常温延性 1.5％以上、800 ℃における0.2 ％耐力30kgf/
mm2 以上、破壊靱性値60kgf/mm2 以上の特性を有するTi
−Al系金属間化合物基合金の製造方法を提供することで
ある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】これまでにも、鋳造凝固
組織であるラメラ組織については、耐熱構造用材料とし
て900 ℃までは十分な高温強度が得られるが、常温延性
がほとんど得られないことが知られている。つまり、鋳
造組織は( α2 ＋γ) のラメラ組織であり、これは高温
強度は高いが、常温延性が低い。また結晶粒は粗大であ
る。
組織であるラメラ組織については、耐熱構造用材料とし
て900 ℃までは十分な高温強度が得られるが、常温延性
がほとんど得られないことが知られている。つまり、鋳
造組織は( α2 ＋γ) のラメラ組織であり、これは高温
強度は高いが、常温延性が低い。また結晶粒は粗大であ
る。
【０００８】このようなラメラ組織を有する材料を例え
ば1100℃という熱間で押出加工することにより、ラメラ
組織が消滅し、微細な等軸粒が得られ、常温延性が改善
される。しかし、今度は、高温強度、破壊靱性が損なわ
れてしまう。つまり、ラメラ組織は高温強度が高く、微
細結晶粒は常温延性が高いという傾向があるのである。
ば1100℃という熱間で押出加工することにより、ラメラ
組織が消滅し、微細な等軸粒が得られ、常温延性が改善
される。しかし、今度は、高温強度、破壊靱性が損なわ
れてしまう。つまり、ラメラ組織は高温強度が高く、微
細結晶粒は常温延性が高いという傾向があるのである。
【０００９】そこで、本発明者らは、ラメラ組織を有し
ながら細粒化することで、常温延性、高温強度、破壊靱
性の特性バランスの優れたTi−Al系金属間化合物基合金
が得られると考え、種々の試行錯誤のうえにラメラ微細
粒組織の形成方法に関して次のような知見を得て本発明
を完成した。
ながら細粒化することで、常温延性、高温強度、破壊靱
性の特性バランスの優れたTi−Al系金属間化合物基合金
が得られると考え、種々の試行錯誤のうえにラメラ微細
粒組織の形成方法に関して次のような知見を得て本発明
を完成した。
【００１０】(1) Al: 40〜52原子％、残部TiのTiAl合金
においてはラメラ粗大粒からなる鋳造組織を、同じ1100
℃以下という低い温度で加工すると、再結晶により等軸
粒のTiAl相とTi3Al 相から成る組織、元のラメラ相を保
持したまま変形された組織、あるいはそれら２種類の組
織が混合した組織となり、微細なラメラ粒組織は得られ
ない。すなわち、加工温度が1100℃では、α相は存在せ
ず、その温度で加工しても等軸再結晶するのはγ粒であ
り、α相が等軸化することはない。α相を再結晶させて
微細等軸化するには、( α＋γ) ２相域で加工すること
が必要である。
においてはラメラ粗大粒からなる鋳造組織を、同じ1100
℃以下という低い温度で加工すると、再結晶により等軸
粒のTiAl相とTi3Al 相から成る組織、元のラメラ相を保
持したまま変形された組織、あるいはそれら２種類の組
織が混合した組織となり、微細なラメラ粒組織は得られ
ない。すなわち、加工温度が1100℃では、α相は存在せ
ず、その温度で加工しても等軸再結晶するのはγ粒であ
り、α相が等軸化することはない。α相を再結晶させて
微細等軸化するには、( α＋γ) ２相域で加工すること
が必要である。
【００１１】(2) したがって、上記成分範囲の合金を
(α＋γ) ２相域の範囲内の温度で加工しγ粒と同時に
存在するα粒自体の結晶粒を微細化する。 (3) 次いで、これに冷却中あるいは加工後の時効処理に
よりα相はα2(Ti3Al)相に変態し、γ相を生成させるこ
とにより目的とする等軸微細粒＋ラメラ微細粒組織が得
られる。
(α＋γ) ２相域の範囲内の温度で加工しγ粒と同時に
存在するα粒自体の結晶粒を微細化する。 (3) 次いで、これに冷却中あるいは加工後の時効処理に
よりα相はα2(Ti3Al)相に変態し、γ相を生成させるこ
とにより目的とする等軸微細粒＋ラメラ微細粒組織が得
られる。
【００１２】つまり、 (α＋γ) ２相域で加工して微細
等軸化したα粒からγ相を析出させるには、α相とγ相
との量比の温度依存性の大きくなる( α＋γ) ２相域の
高温域から徐冷するか、急冷した後、時効処理すること
で可能となり、後者の場合には、その時効温度に限界が
あり、上記合金組成範囲では800 ℃以上である。図１
は、Ti−Al２元合金の状態図の一部を示すもので、斜線
領域は (α＋γ)２相域での加工後、冷却を開始する温
度領域である。
等軸化したα粒からγ相を析出させるには、α相とγ相
との量比の温度依存性の大きくなる( α＋γ) ２相域の
高温域から徐冷するか、急冷した後、時効処理すること
で可能となり、後者の場合には、その時効温度に限界が
あり、上記合金組成範囲では800 ℃以上である。図１
は、Ti−Al２元合金の状態図の一部を示すもので、斜線
領域は (α＋γ)２相域での加工後、冷却を開始する温
度領域である。
【００１３】ここに、本発明は、その１態様では、原子
％で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物、
または、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、およびSiのうちの１
種または２種以上、合計量で、５％以下、Al: 40〜52
％、残部TiのTi−Al系金属間化合物に対し、 (α＋γ)
２相域で30％以上の加工を施し、次いで下記(1) 式また
は(2) 式で規定する臨界温度Ｔth (℃) 以上の (α＋
γ) ２相域から、下記(3)式で規定する臨界冷却速度Ｒ
th (℃／秒) と同じか、またはそれより遅い冷却速度で
800 ℃未満の温度まで冷却することを特徴とするTi−Al
系金属間化合物基合金の製造方法である。
％で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物、
または、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、およびSiのうちの１
種または２種以上、合計量で、５％以下、Al: 40〜52
％、残部TiのTi−Al系金属間化合物に対し、 (α＋γ)
２相域で30％以上の加工を施し、次いで下記(1) 式また
は(2) 式で規定する臨界温度Ｔth (℃) 以上の (α＋
γ) ２相域から、下記(3)式で規定する臨界冷却速度Ｒ
th (℃／秒) と同じか、またはそれより遅い冷却速度で
800 ℃未満の温度まで冷却することを特徴とするTi−Al
系金属間化合物基合金の製造方法である。
【００１４】 Ｔth ＝1125 ＋ 18 ×(X−40) ただし、40≦Ｘ＜47 ・・・(1) Ｔth ＝1250 ただし、47≦Ｘ≦52 ・・・(2) log (Rth) ＝ 0.0139 ×Ｔc − 16.875 ・・・(3) ここに、Ｔth : 臨界温度 (℃) Ｒth : 臨界冷却速度 (℃／秒) Ｘ : Al含有量 (原子％) Ｔc : 冷却開始温度 (℃) である。
【００１５】また、本発明は、別の態様では、原子％
で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物、ま
たは、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、およびSiのうちの１種
または２種以上、合計量で、５％以下、Al: 40〜52％、
残部TiのTi−Al系金属間化合物に対し、 (α＋γ) ２相
域で30％以上の加工を施し、次いで前記(1) 式または
(2) 式で規定する臨界温度Ｔth (℃) 以上の (α＋γ)
２相域から、同じく前記(3) 式で規定する臨界冷却速度
Ｒth (℃／秒) より速い冷却速度で800 ℃未満の温度ま
で冷却し、さらに、800 ℃以上、前記臨界温度Ｔth
(℃) 未満の温度に、再加熱して30分以上保持してから8
00 ℃未満の温度に冷却することを特徴とするTi−Al系
金属間化合物基合金の製造方法である。
で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物、ま
たは、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、およびSiのうちの１種
または２種以上、合計量で、５％以下、Al: 40〜52％、
残部TiのTi−Al系金属間化合物に対し、 (α＋γ) ２相
域で30％以上の加工を施し、次いで前記(1) 式または
(2) 式で規定する臨界温度Ｔth (℃) 以上の (α＋γ)
２相域から、同じく前記(3) 式で規定する臨界冷却速度
Ｒth (℃／秒) より速い冷却速度で800 ℃未満の温度ま
で冷却し、さらに、800 ℃以上、前記臨界温度Ｔth
(℃) 未満の温度に、再加熱して30分以上保持してから8
00 ℃未満の温度に冷却することを特徴とするTi−Al系
金属間化合物基合金の製造方法である。
【００１６】さらに、本発明は、さらに別の態様では、
原子％で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合
物、または、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、およびSiのうち
の１種または２種以上、合計量で、５％以下、Al: 40〜
52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物に対して、 (α＋
γ)２相域で30％以上の加工を施し、次いで前記(1)式ま
たは(2) 式で規定した臨界温度Ｔth (℃) 以上の (α＋
γ) ２相域から、同じく前記(3) 式で規定した臨界冷却
速度Ｒth(℃／秒) より速い冷却速度で、800 ℃以上、
前記臨界温度未満の温度まで冷却し、さらに該温度にお
いて、30分以上保持してから、800 ℃未満の温度に冷却
することを特徴とするTi−Al系金属間化合物基合金の製
造方法である。
原子％で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合
物、または、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、およびSiのうち
の１種または２種以上、合計量で、５％以下、Al: 40〜
52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物に対して、 (α＋
γ)２相域で30％以上の加工を施し、次いで前記(1)式ま
たは(2) 式で規定した臨界温度Ｔth (℃) 以上の (α＋
γ) ２相域から、同じく前記(3) 式で規定した臨界冷却
速度Ｒth(℃／秒) より速い冷却速度で、800 ℃以上、
前記臨界温度未満の温度まで冷却し、さらに該温度にお
いて、30分以上保持してから、800 ℃未満の温度に冷却
することを特徴とするTi−Al系金属間化合物基合金の製
造方法である。
【００１７】
【作用】次に、添付図面を参照して本発明をさらに説明
する。図２は、本発明の方法のヒートパターン（以下、
パターンＩと呼ぶ）を示す線図であり、図中、所定組成
のTi−Al系金属間化合物基合金を、 (α＋γ)２相域で3
0％以上加工してから前記(1) 式または(2) 式で規定さ
れる臨界温度 (Ｔth)以上の (α＋γ) ２相域から同じ
く前述の(3) 式の臨界冷却速度以下の冷却速度で800 ℃
未満、例えば室温にまで冷却するのである。
する。図２は、本発明の方法のヒートパターン（以下、
パターンＩと呼ぶ）を示す線図であり、図中、所定組成
のTi−Al系金属間化合物基合金を、 (α＋γ)２相域で3
0％以上加工してから前記(1) 式または(2) 式で規定さ
れる臨界温度 (Ｔth)以上の (α＋γ) ２相域から同じ
く前述の(3) 式の臨界冷却速度以下の冷却速度で800 ℃
未満、例えば室温にまで冷却するのである。
【００１８】図３は本発明の別の態様を示すヒートパタ
ーン（以下、パターンIIと呼ぶ）線図であり、図中、図
２の場合と同様にして、一旦800 ℃未満にまで冷却して
から、再び800 ℃以上の (α＋γ) ２相域あるいは (α
2 ＋γ) ２相域に加熱し、その温度に30分以上保持して
から冷却するのである。図４は、さらに別の態様を示す
ヒートパターン（以下、パターンIII と呼ぶ）線図であ
り、図中、図２の場合と同様にして加工後、800 ℃以上
であって、 (α＋γ) ２相域あるいは (α2 ＋γ) ２相
域の温度に冷却し、その温度に30分以上保持してから、
800 ℃未満に冷却するのである。
ーン（以下、パターンIIと呼ぶ）線図であり、図中、図
２の場合と同様にして、一旦800 ℃未満にまで冷却して
から、再び800 ℃以上の (α＋γ) ２相域あるいは (α
2 ＋γ) ２相域に加熱し、その温度に30分以上保持して
から冷却するのである。図４は、さらに別の態様を示す
ヒートパターン（以下、パターンIII と呼ぶ）線図であ
り、図中、図２の場合と同様にして加工後、800 ℃以上
であって、 (α＋γ) ２相域あるいは (α2 ＋γ) ２相
域の温度に冷却し、その温度に30分以上保持してから、
800 ℃未満に冷却するのである。
【００１９】ここで、本発明において合金組成および加
工条件を前述のように限定した理由を説明する。なお、
本明細書において、特にことわりがない限り、「％」は
「原子％」である。本発明において対象とするのは、A
l: 40〜52原子％ (重量％でほゞ27.3〜37.9％に相当)
、残部TiのTi−Al２元系合金またはこのTiの一部をM
o、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Siの第３およびそれ以上の元
素合計５原子％までで置換したTi−Al元系合金である。
工条件を前述のように限定した理由を説明する。なお、
本明細書において、特にことわりがない限り、「％」は
「原子％」である。本発明において対象とするのは、A
l: 40〜52原子％ (重量％でほゞ27.3〜37.9％に相当)
、残部TiのTi−Al２元系合金またはこのTiの一部をM
o、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Siの第３およびそれ以上の元
素合計５原子％までで置換したTi−Al元系合金である。
【００２０】Alを40〜52原子％に限定するのは、Alが40
％未満あるいは52％超であるとラメラ組織が形成されな
いからである。好ましくは、Al: 46〜50％である。Tiの
一部はMo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Siのうちの一種または
２種以上によって合計量５原子％まで置換されてもよい
が、これらの合計量が５原子％を超えると機械加工性が
劣化する。
％未満あるいは52％超であるとラメラ組織が形成されな
いからである。好ましくは、Al: 46〜50％である。Tiの
一部はMo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Siのうちの一種または
２種以上によって合計量５原子％まで置換されてもよい
が、これらの合計量が５原子％を超えると機械加工性が
劣化する。
【００２１】このようにして用意したTi−Al系金属間化
合物合金は (α＋γ) ２相域内で加工するが、これはα
相を再結晶で微細等軸化するためである。 (α2 ＋γ)
域ではα相は存在せず、再結晶α粒は得られない。本発
明によれば (α＋γ) ２相域で加工を施して、微細な
(α＋γ) 粒再結晶粒を生成させる。このときの (α＋
γ) ２相域での加工は30％以上の加工度で行うが、これ
が30％未満では再結晶しないからである。このときの加
工度は減面率で表わす。１回の加工で30％以上の減面率
を実現するのが好ましいが、合計量であってもよい。な
お、加工手段は特に制限ないが、例えば慣用の恒温鍛造
を行なえばよい。
合物合金は (α＋γ) ２相域内で加工するが、これはα
相を再結晶で微細等軸化するためである。 (α2 ＋γ)
域ではα相は存在せず、再結晶α粒は得られない。本発
明によれば (α＋γ) ２相域で加工を施して、微細な
(α＋γ) 粒再結晶粒を生成させる。このときの (α＋
γ) ２相域での加工は30％以上の加工度で行うが、これ
が30％未満では再結晶しないからである。このときの加
工度は減面率で表わす。１回の加工で30％以上の減面率
を実現するのが好ましいが、合計量であってもよい。な
お、加工手段は特に制限ないが、例えば慣用の恒温鍛造
を行なえばよい。
【００２２】図１は、Ti−Alの二元合金の状態図の一部
であるが、Ｔを加工温度 (℃) 、ＸをAl含有量(at%Al)
としたとき、 Ｔ≧1125＋18(X−40)(40≦Ｘ＜47) ・・・(1) Ｔ≧1250 (47≦Ｘ≦52) ・・・(2) を満たす領域 (図１の斜線領域部分) は、加工後の冷却
開始温度領域を表わす。
であるが、Ｔを加工温度 (℃) 、ＸをAl含有量(at%Al)
としたとき、 Ｔ≧1125＋18(X−40)(40≦Ｘ＜47) ・・・(1) Ｔ≧1250 (47≦Ｘ≦52) ・・・(2) を満たす領域 (図１の斜線領域部分) は、加工後の冷却
開始温度領域を表わす。
【００２３】このように前記臨界温度Ｔth (℃) 以上の
(α＋γ) ２相域から、前記臨界冷却速度Ｒth (℃／
秒) と同じか、またはそれより遅い冷却速度で800 ℃未
満の温度、通常は常温まで冷却する。これは、α粒の結
晶粒内にTiAlとTi3Al のラメラ組織を形成させるためで
あり、冷却時の温度がＴth未満であると、冷却に伴うγ
相の量の温度依存性が小さく、γ相が析出せずラメラ相
が形成されない。また、Ｒthより速い冷却速度では、非
平衡となり、冷却中にγ相が析出せず、ラメラ相が形成
されない。なお、上記臨界冷却速度は、合金組成によっ
て異なるが、例えば0.5 〜100 ℃/sの範囲内であり、こ
こでの冷却速度とは、400 ℃以上の温度での冷却速度の
ことを言う。
(α＋γ) ２相域から、前記臨界冷却速度Ｒth (℃／
秒) と同じか、またはそれより遅い冷却速度で800 ℃未
満の温度、通常は常温まで冷却する。これは、α粒の結
晶粒内にTiAlとTi3Al のラメラ組織を形成させるためで
あり、冷却時の温度がＴth未満であると、冷却に伴うγ
相の量の温度依存性が小さく、γ相が析出せずラメラ相
が形成されない。また、Ｒthより速い冷却速度では、非
平衡となり、冷却中にγ相が析出せず、ラメラ相が形成
されない。なお、上記臨界冷却速度は、合金組成によっ
て異なるが、例えば0.5 〜100 ℃/sの範囲内であり、こ
こでの冷却速度とは、400 ℃以上の温度での冷却速度の
ことを言う。
【００２４】本発明の別の態様によれば、上述のような
800 ℃未満への冷却後、再び800 ℃以上、前記臨界温度
未満の温度に加熱し、その温度に30分以上保持するが、
これはラメラ相の形成を促進するためである。800 ℃未
満への再加熱ではγ相の析出駆動力が小さくラメラ相が
十分に形成されない。また30分未満という短時間でもγ
相は析出せず、ラメラ相が形成されない。保持時間の上
限は特に制限はないが、経済性を考えて６時間以内とす
るのが好ましい。
800 ℃未満への冷却後、再び800 ℃以上、前記臨界温度
未満の温度に加熱し、その温度に30分以上保持するが、
これはラメラ相の形成を促進するためである。800 ℃未
満への再加熱ではγ相の析出駆動力が小さくラメラ相が
十分に形成されない。また30分未満という短時間でもγ
相は析出せず、ラメラ相が形成されない。保持時間の上
限は特に制限はないが、経済性を考えて６時間以内とす
るのが好ましい。
【００２５】さらに別の態様によれば前述の加工後の冷
却は800 ℃以上までとし、その温度に同様に30分以上保
持する。これもラメラ相の形成を促進するためである。
かくして、本発明によれば、常温延性、高温強度、破壊
靱性のバランスに優れた特性を有するTi−Al系金属間化
合物基合金が製造される。
却は800 ℃以上までとし、その温度に同様に30分以上保
持する。これもラメラ相の形成を促進するためである。
かくして、本発明によれば、常温延性、高温強度、破壊
靱性のバランスに優れた特性を有するTi−Al系金属間化
合物基合金が製造される。
【００２６】なお、微細等軸粒の粒径は200 μm 以下で
あることが望ましく、加工温度および冷却開始温度は前
述の範囲においてもできるだけ低温域が好ましい。高温
域では結晶粒の成長が起こってしまうからである。次
に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。
あることが望ましく、加工温度および冷却開始温度は前
述の範囲においてもできるだけ低温域が好ましい。高温
域では結晶粒の成長が起こってしまうからである。次
に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。
【００２７】
【実施例】消耗式Arアークスカル溶解法で表１〜２に示
す成分の合金を溶製した。各インゴットより40×40×80
(mm)のブロックを切り出し、厚さ10mmのTi−６Al−4V合
金製の板により包んで封じたシース材をそれぞれの合金
につき数個ずつ作製した。
す成分の合金を溶製した。各インゴットより40×40×80
(mm)のブロックを切り出し、厚さ10mmのTi−６Al−4V合
金製の板により包んで封じたシース材をそれぞれの合金
につき数個ずつ作製した。
【００２８】このようにして用意したシース材を1300℃
で均質化処理後、水冷してからこれにセラミックス製の
金型を用いて恒温鍛造を実施した。このときの恒温鍛造
条件と鍛造材の常温引張伸び、800 ℃における0.2 ％耐
力、常温の破壊靱性値を表３〜９にまとめて示す。加工
時の合金相は試験No.5、159 を除いていずれの場合も
(α＋γ) ２相であった。
で均質化処理後、水冷してからこれにセラミックス製の
金型を用いて恒温鍛造を実施した。このときの恒温鍛造
条件と鍛造材の常温引張伸び、800 ℃における0.2 ％耐
力、常温の破壊靱性値を表３〜９にまとめて示す。加工
時の合金相は試験No.5、159 を除いていずれの場合も
(α＋γ) ２相であった。
【００２９】なお、α2 はTi3Al を、αはα−Tiを、そ
してγはTiAlをそれぞれ表す。加工度はシース材を含ま
ないTiAl＋Ti3Al 基合金のみの値であり、冷却速度は炉
冷、空冷、送風冷却、油冷、水冷等により調整した。
してγはTiAlをそれぞれ表す。加工度はシース材を含ま
ないTiAl＋Ti3Al 基合金のみの値であり、冷却速度は炉
冷、空冷、送風冷却、油冷、水冷等により調整した。
【００３０】その他の試験条件は次の通りであった。 引張試験 : 常温および800 ℃の試験温度で直径４mmの
丸棒をε＝10-4 1/Sの歪み速度で引張試験を実施した。 破壊靱性試験 : ＣＴ試験片 (ハーフサイズ) を用い
た。 表３〜９に示す結果からも、本発明によれば常温引張伸
び1.5 ％以上、800 ℃の0.2 ％耐力30kgf/mm2 以上、常
温破壊靱性60kgf/mm2 以上の特性がバランスよく得られ
ることがわかる。
丸棒をε＝10-4 1/Sの歪み速度で引張試験を実施した。 破壊靱性試験 : ＣＴ試験片 (ハーフサイズ) を用い
た。 表３〜９に示す結果からも、本発明によれば常温引張伸
び1.5 ％以上、800 ℃の0.2 ％耐力30kgf/mm2 以上、常
温破壊靱性60kgf/mm2 以上の特性がバランスよく得られ
ることがわかる。
【００３１】図５は試験No.156の従来例で得た供試材の
金属顕微鏡組織写真であり、図６は試験No.21 の本発明
にかかる方法により製造された合金の同じく金属顕微鏡
組織写真である。本発明によれば微細ラメラ組織が生成
しているのがわかる。
金属顕微鏡組織写真であり、図６は試験No.21 の本発明
にかかる方法により製造された合金の同じく金属顕微鏡
組織写真である。本発明によれば微細ラメラ組織が生成
しているのがわかる。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【表６】
【００３８】
【表７】
【００３９】
【表８】
【００４０】
【表９】
【００４１】
【発明の効果】本発明により目標とする機械的性質が得
られるTi−Al系金属間化合物基合金の製造が可能にな
り、本合金の産業上の利用分野が広がる。
られるTi−Al系金属間化合物基合金の製造が可能にな
り、本合金の産業上の利用分野が広がる。
【図１】斜線領域で冷却開始温度領域を示すTi−Alの二
元系状態図の部分図である。
元系状態図の部分図である。
【図２】本発明における加工熱処理ヒートパターン（パ
ターンI)を示す線図である。
ターンI)を示す線図である。
【図３】本発明における別の加工熱処理ヒートパターン
(パターンII) を示す線図である。
(パターンII) を示す線図である。
【図４】本発明におけるさらに別の加工熱処理ヒータパ
ターン (パターンIII)を示す線図である。
ターン (パターンIII)を示す線図である。
【図５】実施例における比較材の光学金属顕微鏡組織写
真である。
真である。
【図６】実施例における本発明による合金材の光学金属
顕微鏡組織写真である。
顕微鏡組織写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ 8719−4Ｋ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ 8719−4Ｋ ６９１Ｃ ６９２ 8719−4Ｋ ６９２Ａ ６９４ 8719−4Ｋ ６９４Ａ 8719−4Ｋ ６９４Ｂ (56)参考文献 特開 平６−41661（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−193852（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−274307（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−53049（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】 原子％で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−
Al系金属間化合物、または、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、
およびSiのうちの１種または２種以上、合計量で、５％
以下、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物に
対し、 (α＋γ) ２相域で30％以上の加工を施し、次い
で下記臨界温度Ｔth (℃) 以上の (α＋γ) ２相域か
ら、下記臨界冷却速度Ｒth (℃／秒) と同じか、または
それより遅い冷却速度で800 ℃未満の温度まで冷却する
ことを特徴とするTi−Al系金属間化合物基合金の製造方
法。 Ｔth ＝1125 ＋ 18 ×(X−40)ただし、40≦Ｘ＜47 Ｔth ＝1250
ただし、47≦Ｘ≦52 log (Rth) ＝ 0.0139 ×Ｔc − 16.875 ここに、Ｔth : 臨界温度 (℃) Ｒth : 臨界冷却速度 (℃／秒) Ｘ : Al含有量 (原子％) Ｔc : 冷却開始温度 (℃) - 【請求項２】 原子％で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−
Al系金属間化合物、または、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、
およびSiのうちの１種または２種以上、合計量で、５％
以下、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物に
対し、 (α＋γ) ２相域で30％以上の加工を施し、次い
で請求項１で規定する臨界温度Ｔth (℃) 以上の (α＋
γ) ２相域から、同じく請求項１で規定する臨界冷却速
度Ｒth(℃／秒) より速い冷却速度で800 ℃未満の温度
まで冷却し、さらに、800 ℃以上、前記臨界温度Ｔth
(℃) 未満の温度に、再加熱して30分以上保持してから8
00 ℃未満の温度に冷却することを特徴とするTi−Al系
金属間化合物基合金の製造方法。 - 【請求項３】 原子％で、Al: 40〜52％、残部TiのTi−
Al系金属間化合物、または、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、
およびSiのうちの１種または２種以上、合計量で、５％
以下、Al: 40〜52％、残部TiのTi−Al系金属間化合物に
対して、 (α＋γ) ２相域で30％以上の加工を施し、次
いで請求項１で規定した臨界温度Ｔth(℃) 以上の(α＋
γ) ２相域から、同じく請求項１で規定した臨界冷却速
度Ｒth (℃／秒) より速い冷却速度で、800 ℃以上、前
記臨界温度未満の温度まで冷却し、さらに該温度におい
て、30分以上保持してから、800 ℃未満の温度に冷却す
ることを特徴とするTi−Al系金属間化合物基合金の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3233151A JP2684891B2 (ja) | 1991-09-12 | 1991-09-12 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3233151A JP2684891B2 (ja) | 1991-09-12 | 1991-09-12 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0570912A JPH0570912A (ja) | 1993-03-23 |
| JP2684891B2 true JP2684891B2 (ja) | 1997-12-03 |
Family
ID=16950520
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3233151A Expired - Lifetime JP2684891B2 (ja) | 1991-09-12 | 1991-09-12 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2684891B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5350466A (en) * | 1993-07-19 | 1994-09-27 | Howmet Corporation | Creep resistant titanium aluminide alloy |
| JP3915324B2 (ja) | 1999-06-08 | 2007-05-16 | 石川島播磨重工業株式会社 | チタンアルミナイド合金材料及びその鋳造品 |
| CN103614605A (zh) * | 2013-09-29 | 2014-03-05 | 魏玲 | 一种新型高压压气机以及低压涡轮叶片材料及其制备方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0791609B2 (ja) * | 1991-05-01 | 1995-10-04 | 科学技術庁金属材料技術研究所長 | 電解加工用Ｔｉ／Ａｌ基金属間化合物材料とその 製造法並びに加工法 |
-
1991
- 1991-09-12 JP JP3233151A patent/JP2684891B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0570912A (ja) | 1993-03-23 |
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