JP2735331B2 - 金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼―Ｆｅ基合金 - Google Patents
金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼―Ｆｅ基合金Info
- Publication number
- JP2735331B2 JP2735331B2 JP33579589A JP33579589A JP2735331B2 JP 2735331 B2 JP2735331 B2 JP 2735331B2 JP 33579589 A JP33579589 A JP 33579589A JP 33579589 A JP33579589 A JP 33579589A JP 2735331 B2 JP2735331 B2 JP 2735331B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- tial
- titanium
- iron
- intermetallic compound
- atomic
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Forging (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕 本発明は、軽量かつ高温強度に優れたTiAl系金属間化
合物に関し、特に該金属間化合物の変形特性を向上させ
るために成分制御を施した合金系に関する。 〔従来の技術〕 耐熱材料として実用化の期待されている金属間化合物
TiAlは、展延性に乏しいために加工が難しい。TiAlの実
用化のための最大の障害であるこの低加工性改善のため
の手法は、大別して加工プロセスの応用と合金設計が挙
げられる。低加工性とは主として室温における延性の欠
如を指し、TiAlは圧延、鍛造といった従来行なわれてい
る加工法を直接室温で適用することはできない。 加工プロセス適用の場合、粉末加工法に代表されるニ
アー・ネット・シェイプ化から従来の圧延、鍛造といっ
た加工法も含む。これまでにCo基超合金（Ｓ−816）を
用いての高温シース圧延（1100℃、圧延速度:1.5m/mi
n）による成型（特開昭61−213361号公報）や、800℃以
上、歪速度10-2sec-1以下における恒温鍛造（特開昭63
−171862号公報）等による加工形状付与化が報告されて
いる。こうした加工法の特徴は、TiAlの800℃以上にお
ける延性能の発現を利用したものであり、TiAlの機械的
性質に及ぼす歪速度依存性と併用することにより、成型
加工を可能にしている。但し充分な成型加工を行なうた
めの加工条件が、1000℃以上の高温であること、更に歪
速度をできるだけ低減化させなくてはならないことか
ら、大型設備の適用が必ずしも容易では無いという欠点
を有する。 一方、TiとAlの混合、圧粉成型後、高温高圧処理によ
る成型化が報告されている（特開昭63−140049号公
報）。この法は上記加工プロセスとは異なり、成型化と
同時に様々な形への形状加工化が可能であることを長所
とする反面、問題点としてTiやAlといった活性金属を用
いることによる不純物混入が不可避であるという点が指
摘される。 これに対して添加元素による室温延性改善の報告は、
United Technology Corp.によるＶ添加（特開昭56−413
44号公報）、金属材料技術研究所によるMn添加（特開昭
61−41740号公報）、Ag添加（特開昭58−123847号公
報）、そしてGeneral Electric Corp.によるSi添加（米
国特許第4836983号公報）、Ta添加（米国特許第4842817
号公報）、Cr添加（米国特許第4842819号公報）、Ｂ添
加（米国特許第4842820号公報）が挙げられる。また、
高温延性改善のために、0.005〜0.2重量％Ｂ添加（特開
昭63−114930号公報）、あるいは0.02〜0.3重量％Ｂと
0.2〜5.0重量％Siを複合添加（特開昭63−125634号公
報）した報告がある。これらの添加元素の効果は、延性
能改善に加え、耐酸化性の改善や耐クリープ特性の改善
も含めて、幅広い合金成分調整が行なわれている。延性
能の目安は室温引張伸び値が3.0％といわれているが、
どの添加元素の選択による成分設計法によっても未だ達
成されておらず、加工プロセスとの併用による微細化等
の組織制御を通した対応が不可欠と考えられる。 〔発明が解決しようとする課題〕 本発明の目的は、金属間化合物TiAl基合金の成分設計
を行なうことにより、圧縮変形特性に優れ、同時に組織
制御の可能の実用性の高い合金を提供することにある。 〔課題を解決させるための手段〕 上記の目的を達成させるTiAl基合金は、基本組成とし
てチタン、アルミニウム及び鉄とし、原子分率成分を用
いると次式によって表示される。ここでx,yはチタンと
鉄の原子分率を指す。 TixAl1-x-yFey 但し 0.50≦ｘ≦0.52 0.005≦ｙ≦0.04 0.505≦ｘ＋ｙ≦0.55 以下本発明につき詳細に説明する。 溶解原料としては、高純度チタンと高純度アルミニウ
ム及び高純度鉄を用い、酸素、窒素等の気体不純物の混
入を回避するために、好ましくはチタンゲッター同時溶
解による高真空雰囲気制御可能な多極式アルゴンアーク
溶解法により、TiAl−Fe基合金を溶製する。成分元素の
偏析による不均質性を防止するためには、多数回溶解を
行なった方が良く、更に1050℃で48時間程度の均質化熱
処理を、１×10-5Torr以上の高真空下で行なう。本発明
のTiAl基合金の成分が上記のように限定される理由は以
下の通りである。 チタン:50〜52原子％ TiAlの単相領域は、チタンが室温において45.0〜51.0
原子％の範囲内であり、それよりチタン過剰側ではTi3A
lが、アルミニウム過剰側ではTiAl2が晶出する。Ti−Al
二元系における室温圧縮試験によれば、化学量論組成よ
りもわずかにチタン過剰側で圧縮特性が優れている。こ
れらのことから、圧縮特性に優れた組成はTi3Alの体積
分率が10％以下の上記組成とし、さらに高圧縮特性を安
定して得るためには、チタンは50〜51原子％が好まし
い。 鉄:0.5〜４原子％ 鉄添加は組織の微細化を施す以外に、TiAlのL10型構
造（正方晶）に起因するc/aを、鉄添加により１に近づ
けることから、正方晶格子から面心立方晶格子に近づ
き、TiAlのもつ結晶異方性を低下させる効果がある。そ
の固溶量は３原子％以下と少ないが、４原子％までは上
記効果を有し、それを越えると第二相の体積分率が著し
く増加すると同時に、微細化の効果も低減する。 本発明における成分制御のもう一つの特徴は、鉄原子
をTiAlのアルミニウム原子と置換させて固溶させている
点にあり、チタンと鉄の原子分率をそれぞれx,yとする
と、次式によって表示される。 TixAl1-x-yFey 但し 0.50≦ｘ≦0.52 0.005≦ｙ≦0.04 0.505≦ｘ＋ｙ≦0.55 本発明の要点は、鉄原子は結晶格子上でアルミニウム
原子と相互置換をするように配合している場合にのみ、
圧縮特性が改善されることを見出したことに基づくもの
である。即ち、本発明の合金系の化学式は下式の様に表
記される（これを
合物に関し、特に該金属間化合物の変形特性を向上させ
るために成分制御を施した合金系に関する。 〔従来の技術〕 耐熱材料として実用化の期待されている金属間化合物
TiAlは、展延性に乏しいために加工が難しい。TiAlの実
用化のための最大の障害であるこの低加工性改善のため
の手法は、大別して加工プロセスの応用と合金設計が挙
げられる。低加工性とは主として室温における延性の欠
如を指し、TiAlは圧延、鍛造といった従来行なわれてい
る加工法を直接室温で適用することはできない。 加工プロセス適用の場合、粉末加工法に代表されるニ
アー・ネット・シェイプ化から従来の圧延、鍛造といっ
た加工法も含む。これまでにCo基超合金（Ｓ−816）を
用いての高温シース圧延（1100℃、圧延速度:1.5m/mi
n）による成型（特開昭61−213361号公報）や、800℃以
上、歪速度10-2sec-1以下における恒温鍛造（特開昭63
−171862号公報）等による加工形状付与化が報告されて
いる。こうした加工法の特徴は、TiAlの800℃以上にお
ける延性能の発現を利用したものであり、TiAlの機械的
性質に及ぼす歪速度依存性と併用することにより、成型
加工を可能にしている。但し充分な成型加工を行なうた
めの加工条件が、1000℃以上の高温であること、更に歪
速度をできるだけ低減化させなくてはならないことか
ら、大型設備の適用が必ずしも容易では無いという欠点
を有する。 一方、TiとAlの混合、圧粉成型後、高温高圧処理によ
る成型化が報告されている（特開昭63−140049号公
報）。この法は上記加工プロセスとは異なり、成型化と
同時に様々な形への形状加工化が可能であることを長所
とする反面、問題点としてTiやAlといった活性金属を用
いることによる不純物混入が不可避であるという点が指
摘される。 これに対して添加元素による室温延性改善の報告は、
United Technology Corp.によるＶ添加（特開昭56−413
44号公報）、金属材料技術研究所によるMn添加（特開昭
61−41740号公報）、Ag添加（特開昭58−123847号公
報）、そしてGeneral Electric Corp.によるSi添加（米
国特許第4836983号公報）、Ta添加（米国特許第4842817
号公報）、Cr添加（米国特許第4842819号公報）、Ｂ添
加（米国特許第4842820号公報）が挙げられる。また、
高温延性改善のために、0.005〜0.2重量％Ｂ添加（特開
昭63−114930号公報）、あるいは0.02〜0.3重量％Ｂと
0.2〜5.0重量％Siを複合添加（特開昭63−125634号公
報）した報告がある。これらの添加元素の効果は、延性
能改善に加え、耐酸化性の改善や耐クリープ特性の改善
も含めて、幅広い合金成分調整が行なわれている。延性
能の目安は室温引張伸び値が3.0％といわれているが、
どの添加元素の選択による成分設計法によっても未だ達
成されておらず、加工プロセスとの併用による微細化等
の組織制御を通した対応が不可欠と考えられる。 〔発明が解決しようとする課題〕 本発明の目的は、金属間化合物TiAl基合金の成分設計
を行なうことにより、圧縮変形特性に優れ、同時に組織
制御の可能の実用性の高い合金を提供することにある。 〔課題を解決させるための手段〕 上記の目的を達成させるTiAl基合金は、基本組成とし
てチタン、アルミニウム及び鉄とし、原子分率成分を用
いると次式によって表示される。ここでx,yはチタンと
鉄の原子分率を指す。 TixAl1-x-yFey 但し 0.50≦ｘ≦0.52 0.005≦ｙ≦0.04 0.505≦ｘ＋ｙ≦0.55 以下本発明につき詳細に説明する。 溶解原料としては、高純度チタンと高純度アルミニウ
ム及び高純度鉄を用い、酸素、窒素等の気体不純物の混
入を回避するために、好ましくはチタンゲッター同時溶
解による高真空雰囲気制御可能な多極式アルゴンアーク
溶解法により、TiAl−Fe基合金を溶製する。成分元素の
偏析による不均質性を防止するためには、多数回溶解を
行なった方が良く、更に1050℃で48時間程度の均質化熱
処理を、１×10-5Torr以上の高真空下で行なう。本発明
のTiAl基合金の成分が上記のように限定される理由は以
下の通りである。 チタン:50〜52原子％ TiAlの単相領域は、チタンが室温において45.0〜51.0
原子％の範囲内であり、それよりチタン過剰側ではTi3A
lが、アルミニウム過剰側ではTiAl2が晶出する。Ti−Al
二元系における室温圧縮試験によれば、化学量論組成よ
りもわずかにチタン過剰側で圧縮特性が優れている。こ
れらのことから、圧縮特性に優れた組成はTi3Alの体積
分率が10％以下の上記組成とし、さらに高圧縮特性を安
定して得るためには、チタンは50〜51原子％が好まし
い。 鉄:0.5〜４原子％ 鉄添加は組織の微細化を施す以外に、TiAlのL10型構
造（正方晶）に起因するc/aを、鉄添加により１に近づ
けることから、正方晶格子から面心立方晶格子に近づ
き、TiAlのもつ結晶異方性を低下させる効果がある。そ
の固溶量は３原子％以下と少ないが、４原子％までは上
記効果を有し、それを越えると第二相の体積分率が著し
く増加すると同時に、微細化の効果も低減する。 本発明における成分制御のもう一つの特徴は、鉄原子
をTiAlのアルミニウム原子と置換させて固溶させている
点にあり、チタンと鉄の原子分率をそれぞれx,yとする
と、次式によって表示される。 TixAl1-x-yFey 但し 0.50≦ｘ≦0.52 0.005≦ｙ≦0.04 0.505≦ｘ＋ｙ≦0.55 本発明の要点は、鉄原子は結晶格子上でアルミニウム
原子と相互置換をするように配合している場合にのみ、
圧縮特性が改善されることを見出したことに基づくもの
である。即ち、本発明の合金系の化学式は下式の様に表
記される（これを
【タイプ１】とする）。言い替えれ
ば、鉄原子をチタン原子と置換させているような場合
（化学式を
ば、鉄原子をチタン原子と置換させているような場合
（化学式を
【タイプ２】とする）や、チタンとアルミニ
ウム原子両方と置換するような場合（化学式を
ウム原子両方と置換するような場合（化学式を
【タイプ
３】とする）とは異なる固溶形態を示している。
３】とする）とは異なる固溶形態を示している。
【タイプ１】 Ti（Al,Fe）
【タイプ２】 （Ti,Fe）Al
【タイプ３】 （Ti,Fe）（Al,Fe） TiAl系金属間化合物の組成範囲を本発明の範囲に特定
することによりタイプ１となって、組織は粒径が微細化
し等軸晶が発達しやすくなる。また圧縮変形に対する降
伏応力及び破壊応力が向上し、圧縮率も向上して変形し
やすくなる。タイプ２及びタイプ３では本発明のような
圧縮特性の向上は認められない。 〔実施例〕 純度99.9％の高純度チタン（酸素量400ppm以下）50〜
51原子％、純度99.99％のアルミニウム46〜49原子％、
及び純度99.99％の高純度鉄１〜３原子％からなる溶解
原料を、高真空雰囲気制御可能な多極式アルゴンアーク
溶解法により溶製した。溶解に際しては成分元素のマク
ロ偏析を回避するために３回溶解を行ない、1050℃で48
時間の均質化熱処理を１×10-5Torr以上の高真空下で行
った。 溶製インゴットから断面が3mmφで高さ4.5mmの圧縮試
験片をワイヤーカット装置で採取し、圧縮面を精密平行
研磨した後に、インストロン型試験機を用いて室温圧縮
試験を行なった。圧縮試験の信頼度を向上させるために
試験は５回行なったものの平均値をとり、各機械的特性
値のバラツキ精度は最大、最小値が平均値から15％以内
とした。なおここでいう圧縮率は｛（試験片の初期高
さ）−（応力・歪線図で試験片が破断する直前の試験片
の高さ）｝／（試験片の初期高さ）×100とする。また
圧縮破断強度は応力・歪線図上で試験片が破断する直前
の荷重を初期断面積で除した値とする。 本発明の上記実施例を第１表及び第２表に表示した。
第１表はその試験試料組成の化学分析値を示し、第２表
は圧縮試験結果を示す。また、下記に示す比較例（１）
〜（３）も同時に、上記各表に表示した。各比較例での
試験試料の溶製方法及び試験方法は上記実施例と同様に
した。 すなわち比較例（１）はTiAl二元系の試料であり、比
較例（２）はTiAl二元系において鉄原子がチタン原子と
置換するよう、上記タイプ２の固溶形態をとるように添
加したもので、これらの組成は原子分率表記による下記
式の組成範囲に相当する。 TixAl1-x-yFey 但し 0.45≦ｘ≦0.495 0.005≦ｙ≦0.04 0.49≦ｘ＋ｙ≦0.51 また、比較例（３）はTiAl二元系において鉄原子がチ
タン原子とアルミニウム原子双方と置換するよう、上記
タイプ３の固溶形態をとるように添加した。これらの組
成は原子分率表記による下記式の組成範囲に相当する。 TixAl1-x-yFey 但し 0.46≦ｘ≦0.50 0.001≦ｙ≦0.05 0.51＜ｘ＋ｙ≦0.55 以上の本発明の実施例と各比較例とを比較すると、各
比較例はいずれも本発明の実施例の破断応力及び圧縮特
性より劣っていることが判明した。 〔発明の効果〕 本発明は、圧縮変形特性を向上させると同時に、鉄元
素添加による固溶体強化も可能なことから、機械的性質
を総じて向上させることができ、圧縮応力が支配的な圧
延、鍛造といった加工プロセスへの適用に有利になっ
た。更に添加元素量は微量であることから、TiAlのもつ
従来の軽量性を損なっていないことから、航空機部材へ
の適用も可能になると考えられる。
することによりタイプ１となって、組織は粒径が微細化
し等軸晶が発達しやすくなる。また圧縮変形に対する降
伏応力及び破壊応力が向上し、圧縮率も向上して変形し
やすくなる。タイプ２及びタイプ３では本発明のような
圧縮特性の向上は認められない。 〔実施例〕 純度99.9％の高純度チタン（酸素量400ppm以下）50〜
51原子％、純度99.99％のアルミニウム46〜49原子％、
及び純度99.99％の高純度鉄１〜３原子％からなる溶解
原料を、高真空雰囲気制御可能な多極式アルゴンアーク
溶解法により溶製した。溶解に際しては成分元素のマク
ロ偏析を回避するために３回溶解を行ない、1050℃で48
時間の均質化熱処理を１×10-5Torr以上の高真空下で行
った。 溶製インゴットから断面が3mmφで高さ4.5mmの圧縮試
験片をワイヤーカット装置で採取し、圧縮面を精密平行
研磨した後に、インストロン型試験機を用いて室温圧縮
試験を行なった。圧縮試験の信頼度を向上させるために
試験は５回行なったものの平均値をとり、各機械的特性
値のバラツキ精度は最大、最小値が平均値から15％以内
とした。なおここでいう圧縮率は｛（試験片の初期高
さ）−（応力・歪線図で試験片が破断する直前の試験片
の高さ）｝／（試験片の初期高さ）×100とする。また
圧縮破断強度は応力・歪線図上で試験片が破断する直前
の荷重を初期断面積で除した値とする。 本発明の上記実施例を第１表及び第２表に表示した。
第１表はその試験試料組成の化学分析値を示し、第２表
は圧縮試験結果を示す。また、下記に示す比較例（１）
〜（３）も同時に、上記各表に表示した。各比較例での
試験試料の溶製方法及び試験方法は上記実施例と同様に
した。 すなわち比較例（１）はTiAl二元系の試料であり、比
較例（２）はTiAl二元系において鉄原子がチタン原子と
置換するよう、上記タイプ２の固溶形態をとるように添
加したもので、これらの組成は原子分率表記による下記
式の組成範囲に相当する。 TixAl1-x-yFey 但し 0.45≦ｘ≦0.495 0.005≦ｙ≦0.04 0.49≦ｘ＋ｙ≦0.51 また、比較例（３）はTiAl二元系において鉄原子がチ
タン原子とアルミニウム原子双方と置換するよう、上記
タイプ３の固溶形態をとるように添加した。これらの組
成は原子分率表記による下記式の組成範囲に相当する。 TixAl1-x-yFey 但し 0.46≦ｘ≦0.50 0.001≦ｙ≦0.05 0.51＜ｘ＋ｙ≦0.55 以上の本発明の実施例と各比較例とを比較すると、各
比較例はいずれも本発明の実施例の破断応力及び圧縮特
性より劣っていることが判明した。 〔発明の効果〕 本発明は、圧縮変形特性を向上させると同時に、鉄元
素添加による固溶体強化も可能なことから、機械的性質
を総じて向上させることができ、圧縮応力が支配的な圧
延、鍛造といった加工プロセスへの適用に有利になっ
た。更に添加元素量は微量であることから、TiAlのもつ
従来の軽量性を損なっていないことから、航空機部材へ
の適用も可能になると考えられる。
Claims (1)
- 【請求項１】チタン、アルミニウム及び鉄からなり、か
つ前記元素が下記式によって原子分率成分表示されるこ
とを特徴とする圧縮変形特性に優れた金属間化合物TiAl
−Fe基合金。 TixAl1-x-yFey 但し 0.50≦ｘ≦0.52 0.005≦ｙ≦0.04 0.505≦ｘ＋ｙ≦0.55
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33579589A JP2735331B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼―Ｆｅ基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33579589A JP2735331B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼―Ｆｅ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03197632A JPH03197632A (ja) | 1991-08-29 |
| JP2735331B2 true JP2735331B2 (ja) | 1998-04-02 |
Family
ID=18292517
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33579589A Expired - Lifetime JP2735331B2 (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼―Ｆｅ基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2735331B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102634790B (zh) * | 2012-05-03 | 2013-12-25 | 华北电力大学 | 一种Fe-Ti和Fe-Al复相金属间化合物耐蚀层及其制备方法 |
-
1989
- 1989-12-25 JP JP33579589A patent/JP2735331B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03197632A (ja) | 1991-08-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4842819A (en) | Chromium-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| JPS63157831A (ja) | 耐熱性アルミニウム合金 | |
| US4897127A (en) | Rapidly solidified and heat-treated manganese and niobium-modified titanium aluminum alloys | |
| JPH0730420B2 (ja) | クロムとタンタルで改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| US5045406A (en) | Gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and silicon and method of preparation | |
| US4836983A (en) | Silicon-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| EP3844314B1 (en) | Creep resistant titanium alloys | |
| US4857268A (en) | Method of making vanadium-modified titanium aluminum alloys | |
| JP2586023B2 (ja) | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 | |
| US6562156B2 (en) | Economic manufacturing of bulk metallic glass compositions by microalloying | |
| CN114959361A (zh) | 一种可析出大量有序ω相的TiAl合金及其制备方法 | |
| EP0348593A1 (en) | High strength oxidation resistant alpha titanium alloy | |
| US5362441A (en) | Ti-Al-V-Mo-O alloys with an iron group element | |
| EP0379798B1 (en) | Titanium base alloy for superplastic forming | |
| US4923534A (en) | Tungsten-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| US4902474A (en) | Gallium-modified titanium aluminum alloys and method of preparation | |
| JP2735331B2 (ja) | 金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼―Ｆｅ基合金 | |
| CA2009598C (en) | Gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and tungsten and method of preparation | |
| JP2669004B2 (ja) | 冷間加工性に優れたβ型チタン合金 | |
| JP3626507B2 (ja) | 高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物 | |
| JP3407054B2 (ja) | 耐熱性、強度および導電性に優れた銅合金 | |
| JP2776594B2 (ja) | 酸化物添加金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼基合金 | |
| JPH083665A (ja) | 耐酸化性および高温強度に優れた金型用Ｎｉ基超耐熱合金 | |
| JPH01272743A (ja) | 耐熱性に優れた高力アルミニウム合金 | |
| CN114752812A (zh) | 高塑性高强Ti-Mo-Al-Nb-V系β钛合金、热处理工艺 |