JP2734756B2 - 精密鋳造用チタンアルミナイド - Google Patents
精密鋳造用チタンアルミナイドInfo
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、鋳造素材としての精密鋳造用チタンアルミ
ナイド（Ti−Al金属間化合物）に係り、特に、湯流れ性
に優れ、鋳放状態で高強度を有し、薄肉鋳物でも割れが
発生しずらい精密鋳造用チタンアルミナイドに関する。
ナイド（Ti−Al金属間化合物）に係り、特に、湯流れ性
に優れ、鋳放状態で高強度を有し、薄肉鋳物でも割れが
発生しずらい精密鋳造用チタンアルミナイドに関する。
［従来の技術］ チタンアルミナイド（Ti−Al金属間化合物）は、ニッ
ケル基耐熱合金よりも比強度に優れ、チタン合金よりも
耐熱性，耐酸化性に優れた特性を有しているため、近
年、航空機用ジェットエンジンのインペラ，ブレード等
の精密鋳造用鋳造素材として注目されている。このチタ
ンアルミナイドは、軽く、耐酸化性に優れ、温度上昇に
伴って強度が増加し、さらにクリープ特性が良いなどの
長所を有している反面、常温延性に乏しく、靱性が発現
される高温でも加工速度依存性が強いなどの問題があ
る。これらの問題点が解決できれば、航空機用エンジン
の軽量化や高性能化が推進できるため、上記チタンアル
ミナイドについて結晶塑性学的，物理冶金学的な研究が
活発に行われている。
ケル基耐熱合金よりも比強度に優れ、チタン合金よりも
耐熱性，耐酸化性に優れた特性を有しているため、近
年、航空機用ジェットエンジンのインペラ，ブレード等
の精密鋳造用鋳造素材として注目されている。このチタ
ンアルミナイドは、軽く、耐酸化性に優れ、温度上昇に
伴って強度が増加し、さらにクリープ特性が良いなどの
長所を有している反面、常温延性に乏しく、靱性が発現
される高温でも加工速度依存性が強いなどの問題があ
る。これらの問題点が解決できれば、航空機用エンジン
の軽量化や高性能化が推進できるため、上記チタンアル
ミナイドについて結晶塑性学的，物理冶金学的な研究が
活発に行われている。
具体的には、特願昭61−41740号，特願平１−255632
号，特願平１−287243号，特願平１−298127号などにお
いて、粒界強化によってチタンアルミナイドの常温靱性
を改善する技術が提案されている。
号，特願平１−287243号，特願平１−298127号などにお
いて、粒界強化によってチタンアルミナイドの常温靱性
を改善する技術が提案されている。
［発明が解決しようとする課題］ これらの技術によれば、米国特許第4294615号明細書
のものよりも高強度のチタンアルミナイド製品を得るこ
とができる。しかしながら、その常温強度は400MPa前後
であり、特願平１−255632号の如く強度向上成分を添加
したものでも500MPa以上の強度は達成されていない。
のものよりも高強度のチタンアルミナイド製品を得るこ
とができる。しかしながら、その常温強度は400MPa前後
であり、特願平１−255632号の如く強度向上成分を添加
したものでも500MPa以上の強度は達成されていない。
また、上記チタンアルミナイドは、Ti−Al系の特徴的
なミクロ組織であるラメラー粗大粒によって、その靱性
が悪化させられていると考えられている。この対策とし
て、Ti−AlにＢやＹなどを添加することによって、ラメ
ラー粒界を強化し、靱性の改善を図った技術が提案され
ている。しかしながら、このように粒界を強化したチタ
ンアルミナイドにあっても、これを鋳造素材としてター
ビンブレード等の薄肉複雑形状品を鋳造しようとする
と、上記ラメラー粗大粒が鋳造品に割れを誘発させ、良
品歩留りが悪化してしまう。
なミクロ組織であるラメラー粗大粒によって、その靱性
が悪化させられていると考えられている。この対策とし
て、Ti−AlにＢやＹなどを添加することによって、ラメ
ラー粒界を強化し、靱性の改善を図った技術が提案され
ている。しかしながら、このように粒界を強化したチタ
ンアルミナイドにあっても、これを鋳造素材としてター
ビンブレード等の薄肉複雑形状品を鋳造しようとする
と、上記ラメラー粗大粒が鋳造品に割れを誘発させ、良
品歩留りが悪化してしまう。
上記タービンブレード，インペラ等の薄肉複雑形状品
は、鋳造や切削では成形が困難もしくは不可能なため、
一般に精密鋳造（ロストワックス鋳造）によって製造さ
れる。このとき、鋳物を歩留り良く作るためには、溶湯
の湯流れ性（鋳型充満性）を良好にすることが必須の要
件となる。しかしながら、上記チタンアルミナイドを鋳
造素材とした場合、その常温靱性を改善するためとはい
えMo,V,Nb等の添加剤を多量に添加すると、これによっ
て融点が高温化したり、凝固温度範囲が拡大したり、融
解潜熱が小さくなったりすると湯流れ性が悪化し、良品
歩留りが著しく低下してしまう。
は、鋳造や切削では成形が困難もしくは不可能なため、
一般に精密鋳造（ロストワックス鋳造）によって製造さ
れる。このとき、鋳物を歩留り良く作るためには、溶湯
の湯流れ性（鋳型充満性）を良好にすることが必須の要
件となる。しかしながら、上記チタンアルミナイドを鋳
造素材とした場合、その常温靱性を改善するためとはい
えMo,V,Nb等の添加剤を多量に添加すると、これによっ
て融点が高温化したり、凝固温度範囲が拡大したり、融
解潜熱が小さくなったりすると湯流れ性が悪化し、良品
歩留りが著しく低下してしまう。
また、上記チタンアルミナイドの融点が高温化する
と、その鋳造時に、チタンアルミナイドの主成分である
活性元素Tiと鋳型との反応が促進され、鋳型−溶湯間の
反応が著しくなってしまい健全な鋳物が得られなくなっ
てしまう。
と、その鋳造時に、チタンアルミナイドの主成分である
活性元素Tiと鋳型との反応が促進され、鋳型−溶湯間の
反応が著しくなってしまい健全な鋳物が得られなくなっ
てしまう。
以上の事情を考慮して創案された本発明の目的は、チ
タンアルミナイド特有のラメラー組織の発生を抑えて薄
肉複雑形状鋳造品の割れを防止すると共に、常温強度を
500MPa以上とする精密鋳造用チタンアルミナイドを提供
するものである。
タンアルミナイド特有のラメラー組織の発生を抑えて薄
肉複雑形状鋳造品の割れを防止すると共に、常温強度を
500MPa以上とする精密鋳造用チタンアルミナイドを提供
するものである。
［課題を解決するための手段］ 上記目的を達成するため本発明に係る精密鋳造用チタ
ンアルミナイドは、その凝固温度範囲をできるだけ拡げ
ることなく融点を低下させる添加元素を探索し、且つラ
メラー組織の発生を抑えてTiB（チタンボライド）が晶
出する条件を探索することによって実現できたものであ
る。
ンアルミナイドは、その凝固温度範囲をできるだけ拡げ
ることなく融点を低下させる添加元素を探索し、且つラ
メラー組織の発生を抑えてTiB（チタンボライド）が晶
出する条件を探索することによって実現できたものであ
る。
この精密鋳造用チタンアルミナイドは、重量百分率で Al 31〜34％ Fe 1.5〜3.0％ V 0.5〜2.0％ B 0.18〜0.35％ を含有し、残部がTiおよび不可避不純物から構成されて
いる。
いる。
また、上記V 0.5〜2.0％の代わりにMo 1.0〜3.0％を
含有させてもよい。
含有させてもよい。
また、上記V 0.5〜2.0％を代わりにCr 0.3〜1.5％を
含有させてもよい。
含有させてもよい。
［作用］ 上記組成の合金を溶融した溶湯を用いて精密鋳造すれ
ば、割れを誘発させるラメラー組織（第５図に示す）が
消滅し、代わりに第１図に示すようなウィスカー状のTi
B（チタンボライド）が微細に均一に分散・晶出された
全く新しいチタンアルミナイド合金（Ti−Al基TiB分散
複合材料）が鋳造される。上記TiBは、鋳放状態で晶出
しており、これにより鋳物の強度が強化される。また、
上記ウィスカー状のTiBの微細度は、鋳造時の溶湯の冷
却速度を調節することによって、所望の微細度に制御可
能となる。
ば、割れを誘発させるラメラー組織（第５図に示す）が
消滅し、代わりに第１図に示すようなウィスカー状のTi
B（チタンボライド）が微細に均一に分散・晶出された
全く新しいチタンアルミナイド合金（Ti−Al基TiB分散
複合材料）が鋳造される。上記TiBは、鋳放状態で晶出
しており、これにより鋳物の強度が強化される。また、
上記ウィスカー状のTiBの微細度は、鋳造時の溶湯の冷
却速度を調節することによって、所望の微細度に制御可
能となる。
もし、上記組成元素がそれぞれ規定された範囲を外れ
ると以下の欠点が生じる。
ると以下の欠点が生じる。
Alが31％より少ない場合、特にAl/Tiが0.49よりも小
さい場合には、第２図に示すように、晶出するTiBが粗
大化し、且つラメラー組織も現われ始め、靱性が著しく
低下する。一方、Alが34％より多い場合、特にAl/Tiが
0.55よりも大きい場合には、第３図に示すように、上記
TiBが凝集し、同様に靱性が著しく低下する。
さい場合には、第２図に示すように、晶出するTiBが粗
大化し、且つラメラー組織も現われ始め、靱性が著しく
低下する。一方、Alが34％より多い場合、特にAl/Tiが
0.55よりも大きい場合には、第３図に示すように、上記
TiBが凝集し、同様に靱性が著しく低下する。
また、Ｂが0.18％より少ないとTiBの晶出が不充分に
なり、Ｂが0.35％より多いと得られるチタンアルミナイ
ド合金の硬度が硬くなりすぎて靱性が発現されにくくな
る。
なり、Ｂが0.35％より多いと得られるチタンアルミナイ
ド合金の硬度が硬くなりすぎて靱性が発現されにくくな
る。
Feは本発明の重要な元素であり、これが1.5％より少
ないと、湯流れ性の悪化やTiBの粗大化をもたらす。一
方、Feが3.0％より多い場合には、硬度が硬くなって脆
くなる共に、比重が大きくなって重くなる。さらに、こ
の場合、第３図や第４図に示すように、晶出するTiBが
凝集し、靱性が発現されなくなる。
ないと、湯流れ性の悪化やTiBの粗大化をもたらす。一
方、Feが3.0％より多い場合には、硬度が硬くなって脆
くなる共に、比重が大きくなって重くなる。さらに、こ
の場合、第３図や第４図に示すように、晶出するTiBが
凝集し、靱性が発現されなくなる。
V,MoおよびCrは、TiBを微細なウィスカー状とするた
めの重要な元素である。これら元素が、夫々の下限値よ
りも少ないとTiBが粗大化して靱性が低下してしまい、
上限値よりも多いと得られる合金を硬く脆くしてTiBの
分散効果が減じられてしまう。
めの重要な元素である。これら元素が、夫々の下限値よ
りも少ないとTiBが粗大化して靱性が低下してしまい、
上限値よりも多いと得られる合金を硬く脆くしてTiBの
分散効果が減じられてしまう。
［実施例］ 以下に本発明の一実施例を添付図面に基づいて説明す
る。
る。
まず、本実施例のチタンアルミナイドと比較するため
に従来のチタンアルミナイドのミクロ組織を第５図に示
す。
に従来のチタンアルミナイドのミクロ組織を第５図に示
す。
第５図は、従来のAl含有量が32〜36mass％のTi−Al2
元系チタンアルミナイドに観察される所謂ラメラー粗大
粒と称されているミクロ組織（×400倍）である。この
ラメラー組織は、上記２元系チタンアルミナイドに、0.
8〜2.0mass％のMo,V,Nb若しくはCrなど常温靱性を改善
する効果があるとされる第３元素を添加した場合にも観
察される。第５図に示す上記ラメラー層間の大きさは、
Al/Ti比が小さいほど小さくなり、またＢやＹなどの添
加によって粒界の強化がなされることが報告されてい
る。しかしながら、肉厚が数ミリメートルよりも薄く、
且つ複雑な形状の鋳物（たとえばジェットエンジンのシ
ュラウド付タービンベーン等）を精密鋳造（ロストワッ
クス鋳造）する場合は、上記ラメラー組織があるとどう
しても割れが発生しやすく、薄肉複雑形状の鋳物を良品
歩留り良く作ることができなかった。
元系チタンアルミナイドに観察される所謂ラメラー粗大
粒と称されているミクロ組織（×400倍）である。この
ラメラー組織は、上記２元系チタンアルミナイドに、0.
8〜2.0mass％のMo,V,Nb若しくはCrなど常温靱性を改善
する効果があるとされる第３元素を添加した場合にも観
察される。第５図に示す上記ラメラー層間の大きさは、
Al/Ti比が小さいほど小さくなり、またＢやＹなどの添
加によって粒界の強化がなされることが報告されてい
る。しかしながら、肉厚が数ミリメートルよりも薄く、
且つ複雑な形状の鋳物（たとえばジェットエンジンのシ
ュラウド付タービンベーン等）を精密鋳造（ロストワッ
クス鋳造）する場合は、上記ラメラー組織があるとどう
しても割れが発生しやすく、薄肉複雑形状の鋳物を良品
歩留り良く作ることができなかった。
これに対し、第１図は、本実施例のチタンアルミナイ
ドのミクロ組織（×400倍）を示すものである。このチ
タンアルミナイドの組成は以下の通りである。
ドのミクロ組織（×400倍）を示すものである。このチ
タンアルミナイドの組成は以下の通りである。
Al 32％ Fe 2.0％ V 1.0％ B 0.25％ 残部がTiおよび不可避不純物 上記組成の合金を溶融した溶湯を用いて精密鋳造すれ
ば、鋳放状態で得られる鋳物は、第１図に示すように、
鋳割れを誘発させるチタンアルミナイド特有のラメラー
組織（第５図に表す）が消滅し、代わりに、ウィスカー
状のTiB（チタンボライド）が微細に均一に分散・晶出
された全く新しいTi−Al基TiB分散複合材料となる。上
記TiBは、鋳物の強度を強化する強化材として機能す
る。
ば、鋳放状態で得られる鋳物は、第１図に示すように、
鋳割れを誘発させるチタンアルミナイド特有のラメラー
組織（第５図に表す）が消滅し、代わりに、ウィスカー
状のTiB（チタンボライド）が微細に均一に分散・晶出
された全く新しいTi−Al基TiB分散複合材料となる。上
記TiBは、鋳物の強度を強化する強化材として機能す
る。
上記ウィスカー状のTiBは、鋳込み後の冷却速度が速
いほど微細な組織となって、得られる鋳物の強度向上に
大きく貢献することになる。冷却速度を高めるために
は、鋳型の温度を低温にすればよい。具体的には、上記
TiBのウィスカー長さを第１図に示す如く約20μｍ以下
のウィスカーとするためには、例えば、幅25mm,長さ70m
m,厚さ2mm程度のタービンブレードをロストワックス鋳
造する場合、その鋳型温度を400℃以下にして溶湯を注
ぐ必要がある。
いほど微細な組織となって、得られる鋳物の強度向上に
大きく貢献することになる。冷却速度を高めるために
は、鋳型の温度を低温にすればよい。具体的には、上記
TiBのウィスカー長さを第１図に示す如く約20μｍ以下
のウィスカーとするためには、例えば、幅25mm,長さ70m
m,厚さ2mm程度のタービンブレードをロストワックス鋳
造する場合、その鋳型温度を400℃以下にして溶湯を注
ぐ必要がある。
この場合、上記組成のチタンアルミナイド溶湯は、湯
流れ性が良く且つ融点も低いので、たとえ低温（400℃
以下）の鋳型であっても充分健全な鋳造品を良品歩留り
良く得ることができる。また、このように鋳型温度を低
温にしておけば、チタンアルミナイド溶湯中の活性元素
Tiと鋳型との反応が抑制され、鋳型−溶湯間が反応する
ことなく健全な鋳物が得られる。
流れ性が良く且つ融点も低いので、たとえ低温（400℃
以下）の鋳型であっても充分健全な鋳造品を良品歩留り
良く得ることができる。また、このように鋳型温度を低
温にしておけば、チタンアルミナイド溶湯中の活性元素
Tiと鋳型との反応が抑制され、鋳型−溶湯間が反応する
ことなく健全な鋳物が得られる。
また、鋳造されたタービンブレードの常温強度を測定
するために、鋳型に一緒に組み込んだφ12mm×l60mmの
丸棒から引張試験片を機械加工してこれを常温で引張試
験した結果、以下の値が得られた。
するために、鋳型に一緒に組み込んだφ12mm×l60mmの
丸棒から引張試験片を機械加工してこれを常温で引張試
験した結果、以下の値が得られた。
0.2％耐力 465MPa 抗張力 517MPa 伸び 0.58％ ようするに、本実施例のチタンアルミナイドを溶湯と
して薄肉複雑形状のタービンブレードをロストワックス
鋳造すれば、得られる鋳造品は、ラメラー組織が生じな
いことからこのラメラー組織に起因する鋳割れが発生す
ることなく、且つ上記ウィスカー状のTiBによって鋳放
し状態での常温強度が強化され、約500MPa以上の常温強
度を得ることができる。
して薄肉複雑形状のタービンブレードをロストワックス
鋳造すれば、得られる鋳造品は、ラメラー組織が生じな
いことからこのラメラー組織に起因する鋳割れが発生す
ることなく、且つ上記ウィスカー状のTiBによって鋳放
し状態での常温強度が強化され、約500MPa以上の常温強
度を得ることができる。
［発明の効果］ 以上説明したように本発明の精密鋳造用チタンアルミ
ナイドによれば次のごとき優れた効果を発揮することが
できる。
ナイドによれば次のごとき優れた効果を発揮することが
できる。
（１）Ti−Al系特有のラメラー粗大粒組織が消滅し、微
細なウィスカー状のTiBが均一に分散したミクロ組織と
なるため、薄肉鋳物での割れが発生しずらくなり、且つ
鋳放し状態での常温強度を500MPa以上に高めることがで
きる。
細なウィスカー状のTiBが均一に分散したミクロ組織と
なるため、薄肉鋳物での割れが発生しずらくなり、且つ
鋳放し状態での常温強度を500MPa以上に高めることがで
きる。
（２）鋳造後の冷却速度を適宜調節することにより、上
記ウィスカー状のTiBの微細度を制御することができ
る。
記ウィスカー状のTiBの微細度を制御することができ
る。
（３）融点が低められ、多少の靱性も発現するため、薄
肉複雑形状の精密鋳造品を良品歩留り良く製造すること
ができる。
肉複雑形状の精密鋳造品を良品歩留り良く製造すること
ができる。
（４）金属合金粉末にSiCウィスカー又はAl2O3等を混合
して作る合成複合材料とは異なり、本発明の合金はIn s
itu生成複合材料であるため，合金の清浄度を保つこと
ができる。
して作る合成複合材料とは異なり、本発明の合金はIn s
itu生成複合材料であるため，合金の清浄度を保つこと
ができる。
第１図は本発明の一実施例を表す精密鋳造用チタンアル
ミナイドの金属組織を表す図、第２図〜第４図は上記チ
タンアルミナイドの各元素が請求の範囲に規定された範
囲から外れた場合の金属組織を表す図、第５図は従来例
を表す精密鋳造用チタンアルミナイドの金属組織を表す
図である。
ミナイドの金属組織を表す図、第２図〜第４図は上記チ
タンアルミナイドの各元素が請求の範囲に規定された範
囲から外れた場合の金属組織を表す図、第５図は従来例
を表す精密鋳造用チタンアルミナイドの金属組織を表す
図である。
Claims (3)
- 【請求項１】重量百分率で Al 31〜34％ Fe 1.5〜3.0％ V 0.5〜2.0％ B 0.18〜0.35％ を含有し、残部がTiおよび不可避不純物から構成される
ことを特徴とする精密鋳造用チタンアルミナイド。 - 【請求項２】上記V 0.5〜2.0％の代わりにMo 1.0〜3.0
％が含有された請求項１記載の精密鋳造用チタンアルミ
ナイド。 - 【請求項３】上記V 0.5〜2.0％の代わりにCr 0.3〜1.5
％が含有された請求項１記載の精密鋳造用チタンアルミ
ナイド。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20137390A JP2734756B2 (ja) | 1990-07-31 | 1990-07-31 | 精密鋳造用チタンアルミナイド |
| EP94108561A EP0620287B1 (en) | 1990-07-31 | 1991-07-29 | Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom |
| DE69131791T DE69131791T2 (de) | 1990-07-31 | 1991-07-29 | Titanaluminiden und daraus hergestellte Präzisionsgussteile |
| DE69118459T DE69118459T2 (de) | 1990-07-31 | 1991-07-29 | Titanaluminiden und daraus hergestellte Präzisionsgussteile |
| EP91112742A EP0469525B1 (en) | 1990-07-31 | 1991-07-29 | Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom |
| US07/737,953 US5296055A (en) | 1990-07-31 | 1991-07-30 | Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20137390A JP2734756B2 (ja) | 1990-07-31 | 1990-07-31 | 精密鋳造用チタンアルミナイド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0488140A JPH0488140A (ja) | 1992-03-23 |
| JP2734756B2 true JP2734756B2 (ja) | 1998-04-02 |
Family
ID=16439997
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20137390A Expired - Fee Related JP2734756B2 (ja) | 1990-07-31 | 1990-07-31 | 精密鋳造用チタンアルミナイド |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2734756B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5109217B2 (ja) * | 2001-07-31 | 2012-12-26 | 株式会社Ｉｈｉ | チタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法 |
| US7487819B2 (en) * | 2006-12-11 | 2009-02-10 | General Electric Company | Disposable thin wall core die, methods of manufacture thereof and articles manufactured therefrom |
| JP5110199B2 (ja) * | 2011-12-15 | 2012-12-26 | 株式会社Ｉｈｉ | チタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法 |
| EP2844839A1 (en) | 2012-04-23 | 2015-03-11 | General Electric Company | Turbine airfoil with local wall thickness control |
-
1990
- 1990-07-31 JP JP20137390A patent/JP2734756B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0488140A (ja) | 1992-03-23 |
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