JP2901345B2 - チタン・アルミニウム金属間化合物薄板及びその製造方法 - Google Patents
チタン・アルミニウム金属間化合物薄板及びその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〔技術分野〕 本発明はチタン・アルミニウム金属間化合物の薄板及
びその製造方法に関するものであり、特に軽量、耐熱
性、高温強度などの宇宙・航空機用途に適した優れた特
性を保有する構造用素材のチタン・アルミニウム金属間
化合物の薄板及びその製造方法を提供するものである。
びその製造方法に関するものであり、特に軽量、耐熱
性、高温強度などの宇宙・航空機用途に適した優れた特
性を保有する構造用素材のチタン・アルミニウム金属間
化合物の薄板及びその製造方法を提供するものである。
TiAl金属間化合物は、金属材料としては、ほぼ最高の
高温比強度を持ち、しかも耐食性が高く、軽量の材料で
ある。Metallurgical Transaction,Vol.6A（1975）p.19
91には、800℃で40kg/mm2の高温強度が得られたことが
報告されている。そこで、これらの特性を利用して、Ti
Al金属間化合物はガスタービン部品、自動車用エンジン
のバルブ、ピストンへの適用、高温用ダイスや軸受部品
などへの適用が好適と考えられてきた。
高温比強度を持ち、しかも耐食性が高く、軽量の材料で
ある。Metallurgical Transaction,Vol.6A（1975）p.19
91には、800℃で40kg/mm2の高温強度が得られたことが
報告されている。そこで、これらの特性を利用して、Ti
Al金属間化合物はガスタービン部品、自動車用エンジン
のバルブ、ピストンへの適用、高温用ダイスや軸受部品
などへの適用が好適と考えられてきた。
TiAl金属間化合物は状態図上である組成幅をもちTi40
〜52原子％、Al60〜48原子％で熱的平衡状態においてL1
0型構造（基本的には面心正方構造であるが〈001〉方向
にTiの層、Alの層が交互に並ぶ構造）の単一相となる。
このため、単結晶状態では温度の上昇と共に強度が増加
する異常強化現象が発見されている。そして多結晶体で
も高温で強度が低下しないことが知られている。しかし
ながら多結晶体のTiAl金属間化合物の欠点は常温から70
0℃付近まで延性が低いこと（特公昭59−581）であり、
熱間における圧延も非常に困難である点にある。従って
薄板を製造するためには最終製品に近いニア・ネット・
シェイプの鋳造技術が必要である。
〜52原子％、Al60〜48原子％で熱的平衡状態においてL1
0型構造（基本的には面心正方構造であるが〈001〉方向
にTiの層、Alの層が交互に並ぶ構造）の単一相となる。
このため、単結晶状態では温度の上昇と共に強度が増加
する異常強化現象が発見されている。そして多結晶体で
も高温で強度が低下しないことが知られている。しかし
ながら多結晶体のTiAl金属間化合物の欠点は常温から70
0℃付近まで延性が低いこと（特公昭59−581）であり、
熱間における圧延も非常に困難である点にある。従って
薄板を製造するためには最終製品に近いニア・ネット・
シェイプの鋳造技術が必要である。
このようなニア・ネット・シェイプ化としての薄板製
造技術は最近急速に進展しており、特に金属材料ではス
テンレス鋼板製造などへの応用が進んでいる。その薄板
製造技術としては、種々の鋳造方法が提案されている
が、その中で双ロール法は厚みの一様な連続した薄板を
作製するのに適している。
造技術は最近急速に進展しており、特に金属材料ではス
テンレス鋼板製造などへの応用が進んでいる。その薄板
製造技術としては、種々の鋳造方法が提案されている
が、その中で双ロール法は厚みの一様な連続した薄板を
作製するのに適している。
上記技術の金属間化合物への応用例としては、微量の
ボロンを添加することにより延性が改善されたニッケル
・アルミニウム金属間化合物（Ni3Al）の例が知られて
いる。この例は、1988年11月に開催された「ニア・ネッ
ト・シェイプ製品の鋳造」（“Casting of Near Net Sh
ape Products"）に関する国際会議に報告されている（P
roceedings of an International Symposium on Castin
g of Near Net Shape Prooducts,315〜333ページ、The
Metallurgical Society発行）。またTiAl金属間化合物
薄板の製造方法は特願平１−50649に記載されている。
ボロンを添加することにより延性が改善されたニッケル
・アルミニウム金属間化合物（Ni3Al）の例が知られて
いる。この例は、1988年11月に開催された「ニア・ネッ
ト・シェイプ製品の鋳造」（“Casting of Near Net Sh
ape Products"）に関する国際会議に報告されている（P
roceedings of an International Symposium on Castin
g of Near Net Shape Prooducts,315〜333ページ、The
Metallurgical Society発行）。またTiAl金属間化合物
薄板の製造方法は特願平１−50649に記載されている。
更に又、薄板直接製造技術によるニア・ネット・シェ
イプ化は、工程の省略などの利点を有するが、鋳造後に
急速冷却を伴うために薄板の欠陥（表面割れ、ボロシテ
ィ）が生じるという欠点をもつ。
イプ化は、工程の省略などの利点を有するが、鋳造後に
急速冷却を伴うために薄板の欠陥（表面割れ、ボロシテ
ィ）が生じるという欠点をもつ。
従って直接鋳造された薄板の製品の健全性を確保して
高い信頼性を保証できるためには、薄板の欠陥を除去す
ることが重要な課題となる。
高い信頼性を保証できるためには、薄板の欠陥を除去す
ることが重要な課題となる。
本発明の目的とするところは、TiAl金属間化合物薄板
のニア・ネット・シェイプ直接鋳造方法において、その
供用特性を付与する最適な成分及び結晶組織を提供する
ところにある。薄板直接鋳造によるニア・ネット・シェ
イプ化は、工程の省略などの大きな利点を有するが、い
わゆる鍛練がなされないために結晶組織の調整や制御が
十分に行われないので、特性上特に加工性や機械的性質
の劣る欠点を持つ。
のニア・ネット・シェイプ直接鋳造方法において、その
供用特性を付与する最適な成分及び結晶組織を提供する
ところにある。薄板直接鋳造によるニア・ネット・シェ
イプ化は、工程の省略などの大きな利点を有するが、い
わゆる鍛練がなされないために結晶組織の調整や制御が
十分に行われないので、特性上特に加工性や機械的性質
の劣る欠点を持つ。
従って直接鋳造された薄板の製品特性すなわち優れた
加工性や機械的性質を確保して高い信頼性を保証するた
めには、その鋳造段階において結晶組織の調整や制御が
最大限になされて最適な結晶組織を得ることが重要な課
題となる。
加工性や機械的性質を確保して高い信頼性を保証するた
めには、その鋳造段階において結晶組織の調整や制御が
最大限になされて最適な結晶組織を得ることが重要な課
題となる。
更に又、本発明の他の目的はかゝるニア・ネット・シ
ェイプ直接鋳造方法において、その製品欠陥（表面割
れ、ポロシティ）を防止する技術を提供するものであ
る。
ェイプ直接鋳造方法において、その製品欠陥（表面割
れ、ポロシティ）を防止する技術を提供するものであ
る。
本発明者らは、上述した目的を達成すべく種々の検討
を重ねたところ、上記のようなニア・ネット・シェイプ
直接鋳造方法における問題点を解決するには、特定の成
分と結晶組織を有するTiAl金属間化合物が必要であり、
更に、鋳造条件及び鋳造直後の熱処理、それに引続く加
工処理等を特定することが有効であることを見出し、本
発明を完成した。
を重ねたところ、上記のようなニア・ネット・シェイプ
直接鋳造方法における問題点を解決するには、特定の成
分と結晶組織を有するTiAl金属間化合物が必要であり、
更に、鋳造条件及び鋳造直後の熱処理、それに引続く加
工処理等を特定することが有効であることを見出し、本
発明を完成した。
すなわち、本発明の要旨とするところは、原子％で、
Ti:40〜53％及びCr,Mn,V,Feの元素の内少くとも１種の
元素を0.1〜３％含有し、残部Al及び不可避的不純物か
らなる三元系のTiAl金属間化合物であって且つ、鋳造ま
ゝの凝固組織が板状薄肉鋳片の両表面から中心部に向っ
て柱状晶組織を形成するか、該組織と鋳片中心部付近に
存在する等軸晶との混合組織からなり、更に鋳片厚さが
0.25〜2.5mmである薄板にある。
Ti:40〜53％及びCr,Mn,V,Feの元素の内少くとも１種の
元素を0.1〜３％含有し、残部Al及び不可避的不純物か
らなる三元系のTiAl金属間化合物であって且つ、鋳造ま
ゝの凝固組織が板状薄肉鋳片の両表面から中心部に向っ
て柱状晶組織を形成するか、該組織と鋳片中心部付近に
存在する等軸晶との混合組織からなり、更に鋳片厚さが
0.25〜2.5mmである薄板にある。
さらに、本発明の他の要旨は、前記TiAl金属間化合物
の溶湯を双ドラム式連続鋳造機の鋳型に注入して板状薄
肉鋳片を鋳造し、必要により該鋳片に800〜1000℃に一
定時間保定したあと、室温迄炉冷し、更に高温静水圧圧
下処理を施して、表面割れポロシティ等の表面欠陥を除
去した品質の優れた薄板を製造する方法にある。
の溶湯を双ドラム式連続鋳造機の鋳型に注入して板状薄
肉鋳片を鋳造し、必要により該鋳片に800〜1000℃に一
定時間保定したあと、室温迄炉冷し、更に高温静水圧圧
下処理を施して、表面割れポロシティ等の表面欠陥を除
去した品質の優れた薄板を製造する方法にある。
先ず、塑性加工に有利な鋳造組織について説明する。
本発明は鋳造まゝの凝固組織が鋳片の両表面から中心
部に向かう柱状晶のみか、あるいは前記柱状晶と鋳片中
心付近に存在する等軸晶との混合組織とからなるがかゝ
る柱状晶組織は次のような構造になっている。
部に向かう柱状晶のみか、あるいは前記柱状晶と鋳片中
心付近に存在する等軸晶との混合組織とからなるがかゝ
る柱状晶組織は次のような構造になっている。
TiAl系金属間化合物において、TiとAlの組成比を変え
ることによりγ相（TiAl金属間化合物、L10型構造）と
α2相（Ti3Al金属間化合物、D019型構造）の２相共存組
織が得られる。上記組成範囲をTi:40〜53％、第３元素:
0.1〜３％、残部Alにすると、溶融状態から凝固する際
に、最初に六方晶結晶の化合物が晶出し、適当な冷却速
度で凝固させることにより選択的にその｛0001｝面が板
面と平行、つまり〈0001〉方向が板厚方向と平行になる
よう結晶化する。しかしこの組成範囲の化合物では、六
方晶結晶は凝固点直下でのみ安定であり、γ相（L10型
構造）への規則的な構造変化を起こす。この構造変化の
時に、L10型構造の〈111〉結晶方向が六方晶結晶の〈00
01〉方向と平行となるように結晶方位が変わる。したが
って適切な速度で冷却を行えば、所要の集合組織である
〈111〉結晶方向が鋳片厚方向に優先的に配向した組織
を持つTiAl化学量論比近傍組成のチタン・アルミニウム
金属間化合物薄板が製造できる。この系に３元素として
0.1〜3.0原子％のCr,Mn,V又はFeを単独または複合添加
すると、所要の集合組織を損なわずに結晶構造を収縮等
方化させ、鋳造組織の微細化をもたらし、室温〜1000℃
の強度を確保することができる。
ることによりγ相（TiAl金属間化合物、L10型構造）と
α2相（Ti3Al金属間化合物、D019型構造）の２相共存組
織が得られる。上記組成範囲をTi:40〜53％、第３元素:
0.1〜３％、残部Alにすると、溶融状態から凝固する際
に、最初に六方晶結晶の化合物が晶出し、適当な冷却速
度で凝固させることにより選択的にその｛0001｝面が板
面と平行、つまり〈0001〉方向が板厚方向と平行になる
よう結晶化する。しかしこの組成範囲の化合物では、六
方晶結晶は凝固点直下でのみ安定であり、γ相（L10型
構造）への規則的な構造変化を起こす。この構造変化の
時に、L10型構造の〈111〉結晶方向が六方晶結晶の〈00
01〉方向と平行となるように結晶方位が変わる。したが
って適切な速度で冷却を行えば、所要の集合組織である
〈111〉結晶方向が鋳片厚方向に優先的に配向した組織
を持つTiAl化学量論比近傍組成のチタン・アルミニウム
金属間化合物薄板が製造できる。この系に３元素として
0.1〜3.0原子％のCr,Mn,V又はFeを単独または複合添加
すると、所要の集合組織を損なわずに結晶構造を収縮等
方化させ、鋳造組織の微細化をもたらし、室温〜1000℃
の強度を確保することができる。
上記添加量の限定理由は、0.1原子％未満では上記効
果が得られず、3.0原子％超では各元素が化合物をつく
り材料の延性を低下せしめるので、0.1〜3.0原子％とし
た。
果が得られず、3.0原子％超では各元素が化合物をつく
り材料の延性を低下せしめるので、0.1〜3.0原子％とし
た。
なお、鋳片厚を0.25〜2.5mmの範囲にしたのは、0.25m
m未満の厚さの鋳片では最高冷却速度においても六方晶
結晶の優先方位が形成されず、さらにL10構造への規則
的は構造変化が起こらないためである。一方2.5mm超の
厚い鋳片では最高冷却速度においても中心部分には結晶
の無秩序な核生が生じ、所望の組織が得られない。
m未満の厚さの鋳片では最高冷却速度においても六方晶
結晶の優先方位が形成されず、さらにL10構造への規則
的は構造変化が起こらないためである。一方2.5mm超の
厚い鋳片では最高冷却速度においても中心部分には結晶
の無秩序な核生が生じ、所望の組織が得られない。
次に、かゝる板状薄肉鋳片を鋳造する方法について説
明する。
明する。
一般に双ドラム式連続鋳造機（以下連鋳機という）
は、２本の冷却ドラムを平行にかつ逆方向に回転するよ
うに配置し、該冷却ドラムの両端面にサイド堰を設けて
湯溜り部（鋳型）を構成し、該湯溜り部内の溶湯を前記
冷却ドラムの回転によって冷却しつゝ薄肉鋳片を鋳造す
るようになっている。
は、２本の冷却ドラムを平行にかつ逆方向に回転するよ
うに配置し、該冷却ドラムの両端面にサイド堰を設けて
湯溜り部（鋳型）を構成し、該湯溜り部内の溶湯を前記
冷却ドラムの回転によって冷却しつゝ薄肉鋳片を鋳造す
るようになっている。
本発明ではTiAl金属間化合物の溶湯を上記湯溜り部に
注入して薄肉鋳片を鋳造するが、TiAl金属間化合物は延
性の小さい材料であるため鋳片の凝固冷却中に割れが発
生し易く、従って不均一凝固の原因となるメニスカス部
における酸化物の形成を抑制する必要がある。このため
不活性ガス（Ar,Heなど）中での溶解、鋳造が必要であ
る。
注入して薄肉鋳片を鋳造するが、TiAl金属間化合物は延
性の小さい材料であるため鋳片の凝固冷却中に割れが発
生し易く、従って不均一凝固の原因となるメニスカス部
における酸化物の形成を抑制する必要がある。このため
不活性ガス（Ar,Heなど）中での溶解、鋳造が必要であ
る。
直接鋳造された薄板状鋳片は、鋳型離脱時より徐冷
（例えば炉冷）されるが必要に応じて一定温度、時間の
保定処理あるいはHIP処理を施すことができる。
（例えば炉冷）されるが必要に応じて一定温度、時間の
保定処理あるいはHIP処理を施すことができる。
これにより表面割れ及びポロシティのない優れた品質
の薄板を得ることができる。
の薄板を得ることができる。
上記において、鋳片を鋳造するに際し、毎秒102〜105
℃の冷却速度で鋳造するのが好ましくが、105℃/secは
六方晶結晶に凝固しかつ、L10型構造への規則的な構造
変化を起す上限速度に対応する。また102℃/sec未満で
は結晶の無秩序な核生成が起り、結晶方位の優先度は消
失する。
℃の冷却速度で鋳造するのが好ましくが、105℃/secは
六方晶結晶に凝固しかつ、L10型構造への規則的な構造
変化を起す上限速度に対応する。また102℃/sec未満で
は結晶の無秩序な核生成が起り、結晶方位の優先度は消
失する。
また、鋳型離脱後の鋳片は表面割れ防止のため200℃/
hr以下の冷却速度で200℃以下迄徐冷されるが、徐冷時
間を短縮する意味で、凝固後の鋳片を800〜1000℃の温
度範囲に１〜20分保持してもよい。この保定温度は熱応
力による割れの発生を防止するための温度である。この
保定手段は鋳片が鋳型を離脱する個所に加熱炉を設置し
てもよく、また、鋳片の急冷を避ける意味で鋳片全体が
鋳型を完全に離脱する前に冷却ドラムの回転を止め、冷
却ドラム上部で材料の一部をバルク状に凝固し鋳片を冷
却ドラム上部よりつるすようにしてもよい。
hr以下の冷却速度で200℃以下迄徐冷されるが、徐冷時
間を短縮する意味で、凝固後の鋳片を800〜1000℃の温
度範囲に１〜20分保持してもよい。この保定温度は熱応
力による割れの発生を防止するための温度である。この
保定手段は鋳片が鋳型を離脱する個所に加熱炉を設置し
てもよく、また、鋳片の急冷を避ける意味で鋳片全体が
鋳型を完全に離脱する前に冷却ドラムの回転を止め、冷
却ドラム上部で材料の一部をバルク状に凝固し鋳片を冷
却ドラム上部よりつるすようにしてもよい。
HIP処理は鋳片内のポロシティ（空隙部）をつぶす目
的で行われるが、鋳片は1000〜1400℃（溶融温度以下）
の温度範囲で1000気圧以上の雰囲気内に10分〜１時間保
持される。
的で行われるが、鋳片は1000〜1400℃（溶融温度以下）
の温度範囲で1000気圧以上の雰囲気内に10分〜１時間保
持される。
以上の方法により、優れた機械的特性をもちかつ、表
面及び内部欠陥のないTiAl金属間化合物薄板を製造する
ことができる。
面及び内部欠陥のないTiAl金属間化合物薄板を製造する
ことができる。
第１図は本発明を実施する装置の概略を示す横断側面
図である。
図である。
第２図は本発明によって得られた鋳片の鋳造方向にお
ける断面金属組織を示す写真である。
ける断面金属組織を示す写真である。
第３図（Ａ）は本発明材を鋳造後炉冷したときの表面
状態を示す写真であり、第３図（Ｂ）は本発明材を鋳造
後放冷したときの表面状態を示す写真である。
状態を示す写真であり、第３図（Ｂ）は本発明材を鋳造
後放冷したときの表面状態を示す写真である。
第４図（Ａ）はTiAl金属間化合物鋳片をHIP処理した
あとの断面写真であり、第４図（Ｂ）はHIP処理前の断
面写真である。
あとの断面写真であり、第４図（Ｂ）はHIP処理前の断
面写真である。
次に、本発明を実施するための最良の形態を実施例に
基づき具体的に説明する。
基づき具体的に説明する。
（実施例） アルミニウム地金とスポンジチタンおよび他の元素
（Cr,Mn,VまたはFe）を第１表で示す組成で配合し、こ
れをプラズマ・アーク炉にて溶解して母合金を精製し
た。
（Cr,Mn,VまたはFe）を第１表で示す組成で配合し、こ
れをプラズマ・アーク炉にて溶解して母合金を精製し
た。
次に、上記各母合金を第１図に示す鋳造機に注入し薄
肉鋳片を鋳造した。上記鋳造機は概略次のような構成を
なす。図において、金属間化合物TiAlを溶解するるつぼ
１の下方に溶湯を均一供給するためのタンディシュ２を
配置し、その直下に冷却ドラム３とサイド堰４で構成す
る湯溜り部５（鋳型）を設け、これらを雰囲気調整容器
７内に配設する。８は不活性ガス導入機構、９は排出機
構である。
肉鋳片を鋳造した。上記鋳造機は概略次のような構成を
なす。図において、金属間化合物TiAlを溶解するるつぼ
１の下方に溶湯を均一供給するためのタンディシュ２を
配置し、その直下に冷却ドラム３とサイド堰４で構成す
る湯溜り部５（鋳型）を設け、これらを雰囲気調整容器
７内に配設する。８は不活性ガス導入機構、９は排出機
構である。
第１表に示す各母合金を2000〜3500gの重量範囲で上
記るつぼ１に投入し、Ar雰囲気中で1600℃まで加熱溶解
し一旦1500℃の温度に調整した後、幅4mm、長さ95mmの
開口部をもつタンディシュ２を介して湯溜り部５に注入
した。該湯溜り部５を構成する冷却ドラム3,3は直径300
mm、幅100mmの一対の銅合金製であって内部冷却されて
おり、従って溶湯を一定のドラム支持力下でかつ、103
℃/secの冷却速度により急冷凝固して、第１表に示す厚
さの連続板状薄鋳片６を製造した。
記るつぼ１に投入し、Ar雰囲気中で1600℃まで加熱溶解
し一旦1500℃の温度に調整した後、幅4mm、長さ95mmの
開口部をもつタンディシュ２を介して湯溜り部５に注入
した。該湯溜り部５を構成する冷却ドラム3,3は直径300
mm、幅100mmの一対の銅合金製であって内部冷却されて
おり、従って溶湯を一定のドラム支持力下でかつ、103
℃/secの冷却速度により急冷凝固して、第１表に示す厚
さの連続板状薄鋳片６を製造した。
得られた鋳片の鋳造方向における断面組織の一例（試
料No.7）を第２図で示す。鋳造まゝの凝固組織は鋳片の
両表面から中心部に向かう柱状晶のみか、あるいは前記
柱状晶と鋳片中心部付近に存在する等軸晶との混合組織
から構成されている。
料No.7）を第２図で示す。鋳造まゝの凝固組織は鋳片の
両表面から中心部に向かう柱状晶のみか、あるいは前記
柱状晶と鋳片中心部付近に存在する等軸晶との混合組織
から構成されている。
上述した通り、本発明法で得られた鋳片のミクロ組織
はL10型構造の〈111〉結晶方向が鋳片厚方向に優先的に
配向した組織とDO19型構造の組織とが微細な層状複合構
造をなしているが、Cr等の第３元素が添加されているた
め上記層状構造が極めて微細となっており、L10型構造
組織の１層の幅が1000Å、DO19型構造組織の幅が100Å
であった。
はL10型構造の〈111〉結晶方向が鋳片厚方向に優先的に
配向した組織とDO19型構造の組織とが微細な層状複合構
造をなしているが、Cr等の第３元素が添加されているた
め上記層状構造が極めて微細となっており、L10型構造
組織の１層の幅が1000Å、DO19型構造組織の幅が100Å
であった。
一方、試料No.1の第３元素無添加材のミクロ組織も層
状構造となっているが、各構造組織の１層の幅は10000
Å,1000Åであって本発明の組織に比し粗大となってい
た。
状構造となっているが、各構造組織の１層の幅は10000
Å,1000Åであって本発明の組織に比し粗大となってい
た。
冷却ドラム3,3から送り出された鋳片６は雰囲気調整
容器７内で１℃/secの冷却速度で徐冷されながら搬送系
加熱炉（図示せず）に挿入され、該炉において第１表で
示す保定熱処理条件で処理された。その後炉の電源を止
め、200℃以下まで炉冷した。
容器７内で１℃/secの冷却速度で徐冷されながら搬送系
加熱炉（図示せず）に挿入され、該炉において第１表で
示す保定熱処理条件で処理された。その後炉の電源を止
め、200℃以下まで炉冷した。
このようにして得た鋳片の室温と高温における機械的
性質（伸び％）を第２表に示した。本発明例はいずれの
温度においても比較例より高い伸びを示している。
性質（伸び％）を第２表に示した。本発明例はいずれの
温度においても比較例より高い伸びを示している。
また、試料No.7の炉冷後の鋳片表面性状と冷却ドラム
離脱後放冷された鋳片の表面性状をそれぞれ第３図
（Ａ）と（Ｂ）に示す。緩冷却された鋳片の表面には割
れが殆ど見られないが、放冷された鋳片の表面には細か
い表面割れが認められた。
離脱後放冷された鋳片の表面性状をそれぞれ第３図
（Ａ）と（Ｂ）に示す。緩冷却された鋳片の表面には割
れが殆ど見られないが、放冷された鋳片の表面には細か
い表面割れが認められた。
なお、各試料の炉冷後の鋳片表面性状を第１表に示し
た。本発明例はいずれも良好であった。
た。本発明例はいずれも良好であった。
次に、200℃以下迄冷却された鋳片に1000℃、1500気
圧で１時間保持のHIP処理を施し、破断応力（三点曲げ
抗折力）を調べた。この結果を第３表に示す。本発明例
は比較例に比べ破断応力は大きく、またHIP処理を施す
ことにより著るしく増大することが確認された。
圧で１時間保持のHIP処理を施し、破断応力（三点曲げ
抗折力）を調べた。この結果を第３表に示す。本発明例
は比較例に比べ破断応力は大きく、またHIP処理を施す
ことにより著るしく増大することが確認された。
なお、HIP処理によるポロシティ除去効果をみるため
に、組成を50Ti50Alとして作製した試料に、1250℃、15
00気圧、１時間保持のHIPをかけ、その結果を第４図
（Ａ）に示した。HIP処理前（第４図（Ｂ））のポロシ
ティが殆ど除去されていることがわかる。
に、組成を50Ti50Alとして作製した試料に、1250℃、15
00気圧、１時間保持のHIPをかけ、その結果を第４図
（Ａ）に示した。HIP処理前（第４図（Ｂ））のポロシ
ティが殆ど除去されていることがわかる。
また、試料No.7,11のCr含有材について熱間加工性（1
200℃,5×10-4sec-1の歪速度）を調査したところ、HIP
処理後に100％以上の伸びを得ることができた。比較例
の試料No.1との差は歴然たるものであった。
200℃,5×10-4sec-1の歪速度）を調査したところ、HIP
処理後に100％以上の伸びを得ることができた。比較例
の試料No.1との差は歴然たるものであった。
以上の通り、本発明によれば、得られた鋳片又は処理
薄板の機械的性質は著るしく改善された。これは主に、
第３元素の添加によりTiAl金属間化合物の集合組織が微
細化されたことと、鋳片の保定処理、HIP処理の結果と
考えられる。
薄板の機械的性質は著るしく改善された。これは主に、
第３元素の添加によりTiAl金属間化合物の集合組織が微
細化されたことと、鋳片の保定処理、HIP処理の結果と
考えられる。
以上の実施例からも明らかな如く、本発明により製造
された急冷凝固薄肉鋳片又はの処理薄板は、従来の薄肉
鋳片よりも一層優れた機械的特性や表面性状を有してお
り、さらに難加工性素材の新しい製造方法を提供するた
め、工業上極めて有用である。
された急冷凝固薄肉鋳片又はの処理薄板は、従来の薄肉
鋳片よりも一層優れた機械的特性や表面性状を有してお
り、さらに難加工性素材の新しい製造方法を提供するた
め、工業上極めて有用である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 宮沢 憲一 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新 日本製鐵株式会社 第１技術研究所内 (72)発明者 木村 正雄 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新 日本製鐵株式会社 第１技術研究所内 (72)発明者 正橋 直哉 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新 日本製鐵株式会社 第１技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭61−41740（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−224803（ＪＰ，Ａ) 米国特許4842819（ＵＳ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 11/06 C22C 14/00 C22C 21/00 C22F 1/04 C22F 1/18
Claims (9)
- 【請求項１】原子％で、Ti:40〜53％及びCr,Mn,V,Feの
元素の内少くとも１種の元素を0.1〜３％含有し、残部A
l及び不可避的不純物からなり、鋳造まゝの凝固組織が
板状薄肉鋳片の両表面から中心部に向う柱状晶組織であ
って上記鋳片の厚さが0.25〜2.5mmであることを特徴と
するTiAl金属間化合物薄板。 - 【請求項２】鋳造まゝの凝固組織が鋳片の両表面から中
心部に向う柱状晶組織と鋳片中心部付近に存在する等軸
晶との混合組織からなる請求の範囲第１項記載のTiAl金
属間化合物薄板。 - 【請求項３】前記柱状晶組織は鋳片の両表面から中心部
に向う方向に〈111〉方向が優先的に配向されていると
共に、L10構造とDO19構造の微細複合組織で形成されて
いる請求の範囲第１項又は第２項記載のTiAl金属間化合
物薄板。 - 【請求項４】原子％で、Ti:40〜53％及びCr,Mn,V,Feの
元素の内少なくとも１種の元素を0.1〜３％含有し、残
部がAl及び不可避的不純物からなるTiAl金属間化合物の
溶湯を不活性ガス雰囲気中の双ドラム式連続鋳造機の鋳
型に注入して上記双ドラムにより急冷凝固して0.25〜2.
5mm厚の板状薄肉鋳片を鋳造し、該鋳片を上記双ドラム
から離脱した後に800〜1000℃の温度範囲に１〜20分保
定し、次いで200℃以下まで冷却することを特徴とするT
iAl金属間化合物薄板の製造方法。 - 【請求項５】200℃以下迄冷却した前記鋳片を1000℃以
上の温度及び1000気圧以上の雰囲気のもとで高温静水圧
圧下処理を行う請求の範囲第４項記載の製造方法。 - 【請求項６】上記高温静水圧圧下処理を施したのち、12
00〜1400℃の温度範囲で５×10-4sec-1以下の低歪速度
により熱間加工を施す請求の範囲第５項記載の製造方
法。 - 【請求項７】上記双ドラムにより、毎秒102〜105℃の冷
却速度において鋳造する請求の範囲第４項記載の製造方
法。 - 【請求項８】上記鋳片を上記双ドラムから離脱した後
に、800〜1000℃の温度範囲に１〜20分保定し、次いで2
00℃/hr以下の冷却速度で室温迄冷却する請求の範囲第
４項又は第５項記載の製造方法。 - 【請求項９】200℃以下に冷却した前記鋳片を1000℃以
上の温度及び1000気圧以上の雰囲気のもとで高温静水圧
圧下処理を行うことを特徴とする請求の範囲８記載の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3501367A JP2901345B2 (ja) | 1989-12-25 | 1990-12-25 | チタン・アルミニウム金属間化合物薄板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1-335794 | 1989-12-25 | ||
| JP33579789 | 1989-12-25 | ||
| JP33579489 | 1989-12-25 | ||
| JP1-335797 | 1989-12-25 | ||
| PCT/JP1990/001691 WO1991009697A1 (en) | 1989-12-25 | 1990-12-25 | Sheet of titanium-aluminum intermetallic compound and process for producing the same |
| JP3501367A JP2901345B2 (ja) | 1989-12-25 | 1990-12-25 | チタン・アルミニウム金属間化合物薄板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2901345B2 true JP2901345B2 (ja) | 1999-06-07 |
Family
ID=27340743
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3501367A Expired - Fee Related JP2901345B2 (ja) | 1989-12-25 | 1990-12-25 | チタン・アルミニウム金属間化合物薄板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2901345B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012134128A2 (ko) * | 2011-03-28 | 2012-10-04 | 강릉원주대학교 산학협력단 | 비대칭 박판주조장치, 비대칭 박판주조방법 및 이에 의해 제조된 금속박판 |
-
1990
- 1990-12-25 JP JP3501367A patent/JP2901345B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012134128A2 (ko) * | 2011-03-28 | 2012-10-04 | 강릉원주대학교 산학협력단 | 비대칭 박판주조장치, 비대칭 박판주조방법 및 이에 의해 제조된 금속박판 |
| WO2012134128A3 (ko) * | 2011-03-28 | 2013-01-10 | 강릉원주대학교 산학협력단 | 비대칭 박판주조장치, 비대칭 박판주조방법 및 이에 의해 제조된 금속박판 |
| KR101274501B1 (ko) * | 2011-03-28 | 2013-06-13 | 강릉원주대학교산학협력단 | 비대칭 박판주조장치, 비대칭 박판주조방법 및 이에 의해 제조된 금속박판 |
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