JP3374553B2 - 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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- JP3374553B2 JP3374553B2 JP28822494A JP28822494A JP3374553B2 JP 3374553 B2 JP3374553 B2 JP 3374553B2 JP 28822494 A JP28822494 A JP 28822494A JP 28822494 A JP28822494 A JP 28822494A JP 3374553 B2 JP3374553 B2 JP 3374553B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、軽量耐熱材料として、
ジェットエンジン等の航空宇宙分野を中心に広い分野に
おいて今後利用が予想される、金属間化合物TiAlとTi3A
l とを含んだ合金の常温延性、強度および靱性のバラン
スを改善するための加工熱処理を行う、Ti−Al系金属間
化合物基合金の製造方法に関する。
ジェットエンジン等の航空宇宙分野を中心に広い分野に
おいて今後利用が予想される、金属間化合物TiAlとTi3A
l とを含んだ合金の常温延性、強度および靱性のバラン
スを改善するための加工熱処理を行う、Ti−Al系金属間
化合物基合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】図１にTi−Al二元系状態図の一部を示
す。この図からわかるように、Al：30〜70原子％の領域
におけるTi−Al金属間化合物として、TiAl (γ) とTi3A
l(α2)とがある。
す。この図からわかるように、Al：30〜70原子％の領域
におけるTi−Al金属間化合物として、TiAl (γ) とTi3A
l(α2)とがある。
【０００３】TiAlは、原子比で１：１のTiとAlとから構
成されており、軽量 (比重 3.8) でありながら耐熱性が
優れていることから、TiAlを基とする合金 (TiAl基合
金) は、将来のジェットエンジン、排気バルブ、ターボ
チャージャー等の材料として期待されている。しかし、
この合金材料は金属間化合物であるが故に非常に脆く、
難加工性の材料である。特に問題となるのは常温延性で
ある。
成されており、軽量 (比重 3.8) でありながら耐熱性が
優れていることから、TiAlを基とする合金 (TiAl基合
金) は、将来のジェットエンジン、排気バルブ、ターボ
チャージャー等の材料として期待されている。しかし、
この合金材料は金属間化合物であるが故に非常に脆く、
難加工性の材料である。特に問題となるのは常温延性で
ある。
【０００４】TiAl基合金の常温延性は、化学成分と組織
調整の両面から検討されてきた。化学成分については、
常温延性がTiAlの化学量論組成から若干Ti-rich 側にず
らした組成 (Al：48原子％前後) において得られやすい
ため、このあたりの組成で合金設計することが多い。こ
の場合、Ti-rich であることから、TiAl相の他に、少量
のTi3Al 相が生成し、２相組織となる。現在のところ、
常温延性に優れているTiAl基合金はこのような２相組織
を呈するものがほとんどである。この基本組成に、常温
延性の向上を狙って、第３元素として数％程度のＶ、M
n、Cr、Moなどの元素を添加することも行われている。
調整の両面から検討されてきた。化学成分については、
常温延性がTiAlの化学量論組成から若干Ti-rich 側にず
らした組成 (Al：48原子％前後) において得られやすい
ため、このあたりの組成で合金設計することが多い。こ
の場合、Ti-rich であることから、TiAl相の他に、少量
のTi3Al 相が生成し、２相組織となる。現在のところ、
常温延性に優れているTiAl基合金はこのような２相組織
を呈するものがほとんどである。この基本組成に、常温
延性の向上を狙って、第３元素として数％程度のＶ、M
n、Cr、Moなどの元素を添加することも行われている。
【０００５】組織調整に関しては、多結晶材の場合、全
面がラメラ組織では常温延性が得られにくく、加工や熱
処理による組織の微細化やラメラ組織と等軸粒の混合組
織が常温延性に有利であることが報告されている (Y.
W. Kim et al, "Progress inthe Understanding of Gam
ma Titanium Aluminide", J. Metals (August, 1991)p.
40-47 参照) 。
面がラメラ組織では常温延性が得られにくく、加工や熱
処理による組織の微細化やラメラ組織と等軸粒の混合組
織が常温延性に有利であることが報告されている (Y.
W. Kim et al, "Progress inthe Understanding of Gam
ma Titanium Aluminide", J. Metals (August, 1991)p.
40-47 参照) 。
【０００６】結晶粒を微細化する方法として、 700〜10
00℃で加工する方法 (特開平２−274307号公報) 、900
〜1450℃で加工する方法 (特開平３−249147号公報) な
どが知られている。この方法による組織の微細化は、Al
Ti基合金の常温延性を改善するものの、耐熱材料として
重要な特性である耐熱性や破壊靱性が低下する傾向があ
る。
00℃で加工する方法 (特開平２−274307号公報) 、900
〜1450℃で加工する方法 (特開平３−249147号公報) な
どが知られている。この方法による組織の微細化は、Al
Ti基合金の常温延性を改善するものの、耐熱材料として
重要な特性である耐熱性や破壊靱性が低下する傾向があ
る。
【０００７】また、難加工材であるTiAl基合金の熱間加
工は、金型と加工物を同時に加熱しながら通常の圧延や
押出よりも数段遅い速度で鍛造する恒温鍛造が有効であ
り、この恒温鍛造中に組織の微細化が起こり、常温にお
ける強度や延性が改善される。しかし、粗大粒組織を加
工することになるため、加工中の動的再結晶が不均質に
起こり、不均質な組織となりやすい。上記２相組織のTi
Al基合金の恒温鍛造においては、上記Kim らの報告の図
４にも見られるように、板表面に平行な層状組織が生成
し易い。そのため、組織の微細化が起こっても、不均質
な組織となり、十分な延性改善に至っていない。
工は、金型と加工物を同時に加熱しながら通常の圧延や
押出よりも数段遅い速度で鍛造する恒温鍛造が有効であ
り、この恒温鍛造中に組織の微細化が起こり、常温にお
ける強度や延性が改善される。しかし、粗大粒組織を加
工することになるため、加工中の動的再結晶が不均質に
起こり、不均質な組織となりやすい。上記２相組織のTi
Al基合金の恒温鍛造においては、上記Kim らの報告の図
４にも見られるように、板表面に平行な層状組織が生成
し易い。そのため、組織の微細化が起こっても、不均質
な組織となり、十分な延性改善に至っていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】TiAl基合金の実用化を
制限している理由は、常温延性や破壊靱性が低いことで
ある。これらの特性を、高温強度を低下させずに向上さ
せることが、工業的に重要である。TiAl基合金は、加工
や熱処理により組織が大きく変化し、これに伴い機械的
性質も大きく変化する。例えば、鋳造状態や高温のα域
での熱処理により得られる粗大なラメラ粒組織は、高温
強度や破壊靱性に優れているが、常温延性は非常に乏し
い。一方、微細粒組織では、前述のように常温延性は比
較的得られやすいが、高温強度や破壊靱性が乏しい。
制限している理由は、常温延性や破壊靱性が低いことで
ある。これらの特性を、高温強度を低下させずに向上さ
せることが、工業的に重要である。TiAl基合金は、加工
や熱処理により組織が大きく変化し、これに伴い機械的
性質も大きく変化する。例えば、鋳造状態や高温のα域
での熱処理により得られる粗大なラメラ粒組織は、高温
強度や破壊靱性に優れているが、常温延性は非常に乏し
い。一方、微細粒組織では、前述のように常温延性は比
較的得られやすいが、高温強度や破壊靱性が乏しい。
【０００９】本発明の目的は、TiAl基合金の実用化のた
めの重要な課題である常温延性や破壊靱性を、高温強度
を低下させずに改善することにより、これら３つの特性
バランスに優れた合金を製造することができる、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。
めの重要な課題である常温延性や破壊靱性を、高温強度
を低下させずに改善することにより、これら３つの特性
バランスに優れた合金を製造することができる、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。
【００１０】本発明の具体的な目的は、常温延性が２％
以上、800 ℃における0.2 ％耐力が32 kgf/mm2以上、破
壊靱性が60 kgf/mm3/2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。
以上、800 ℃における0.2 ％耐力が32 kgf/mm2以上、破
壊靱性が60 kgf/mm3/2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。
【００１１】
【課題を解決するための手段】前述のように、組織と機
械的性質の関係を見ると、全体が粗大なラメラ粒からな
る組織は、高温強度や破壊靱性に優れているが、常温延
性は非常に乏しい。一方、微細粒組織では常温延性は比
較的得られやすいが、高温強度や破壊靱性が乏しい。こ
の点に着目して、全体が微細なラメラ粒から成る組織を
つくり出せば、常温延性、高温強度、破壊靱性の特性バ
ランスが優れたTi−Al系金属間化合物基合金が得られる
と考えて検討を重ねた結果、ラメラ微細粒組織の形成方
法に関し、次の知見を得るに至り、本発明を完成した。
械的性質の関係を見ると、全体が粗大なラメラ粒からな
る組織は、高温強度や破壊靱性に優れているが、常温延
性は非常に乏しい。一方、微細粒組織では常温延性は比
較的得られやすいが、高温強度や破壊靱性が乏しい。こ
の点に着目して、全体が微細なラメラ粒から成る組織を
つくり出せば、常温延性、高温強度、破壊靱性の特性バ
ランスが優れたTi−Al系金属間化合物基合金が得られる
と考えて検討を重ねた結果、ラメラ微細粒組織の形成方
法に関し、次の知見を得るに至り、本発明を完成した。
【００１２】(1) Al：42〜52原子％、残部TiのTiAl基合
金において、全体をラメラ組織とするには、溶解あるい
は熱処理により高温のα−Ti (以下、単にαともいう)
単相域に保持あるいはこれを経由して冷却されることが
必須である。
金において、全体をラメラ組織とするには、溶解あるい
は熱処理により高温のα−Ti (以下、単にαともいう)
単相域に保持あるいはこれを経由して冷却されることが
必須である。
【００１３】(2) ラメラの粒径を決定するのは母相のα
結晶粒の粒径であり、α単相域で加工して再結晶させる
ことにより、母相のα結晶粒を微細化することができ
る。このα単相域での加工温度が1300℃を超える高温域
である場合、加工時の歪速度が小さいと、目的とするα
結晶粒の微細化が十分に行われない。
結晶粒の粒径であり、α単相域で加工して再結晶させる
ことにより、母相のα結晶粒を微細化することができ
る。このα単相域での加工温度が1300℃を超える高温域
である場合、加工時の歪速度が小さいと、目的とするα
結晶粒の微細化が十分に行われない。
【００１４】(3) 高温域のα単相域で加工して母相のα
結晶粒を微細化した後、加工後の冷却中または冷却後の
時効処理によりγ相 (TiAl) を生成させると同時に、α
相 (α−Ti) をα2 相(Ti3Al) に規則変態させると、目
的とするラメラ微細粒組織が得られる。
結晶粒を微細化した後、加工後の冷却中または冷却後の
時効処理によりγ相 (TiAl) を生成させると同時に、α
相 (α−Ti) をα2 相(Ti3Al) に規則変態させると、目
的とするラメラ微細粒組織が得られる。
【００１５】ここに、本発明の要旨は、Al: 42〜52原子
％、残部TiからなるTi−Al２元系合金またはこのTiの一
部をMo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、ＷおよびSiから成る群から選
んだ少なくとも一種の元素合計10原子％までにより置換
したTi−Al系合金に、1300℃超のα−Ti単相域で１/sec
以上の歪速度で30％以上の加工度の加工を施して細粒化
した後、得られた微細結晶粒の内部にTiAlとTi3Al のラ
メラを生成させて微細なラメラ粒組織とするラメラ形成
処理を行うことを特徴とする、延性、高温強度、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
合金の製造方法である。
％、残部TiからなるTi−Al２元系合金またはこのTiの一
部をMo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、ＷおよびSiから成る群から選
んだ少なくとも一種の元素合計10原子％までにより置換
したTi−Al系合金に、1300℃超のα−Ti単相域で１/sec
以上の歪速度で30％以上の加工度の加工を施して細粒化
した後、得られた微細結晶粒の内部にTiAlとTi3Al のラ
メラを生成させて微細なラメラ粒組織とするラメラ形成
処理を行うことを特徴とする、延性、高温強度、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
合金の製造方法である。
【００１６】本発明の好適態様にあっては、1300℃超の
α単相域での加工は、断面積比あるいは高さ比で30％以
上の加工度の加工を１回以上施すことにより行う。ま
た、前記ラメラ形成処理は、加工後に化学成分により
定まる２〜50℃/sの範囲内の臨界冷却速度以下の速度
で、少なくともα−Ti相とTiAl相との共存領域内まで、
好ましくは常温まで、冷却することにより行うか、或い
は加工後に化学成分により定まる２〜50℃/sの範囲内
の臨界冷却速度以上の速度で、α−Ti相とTiAl相との共
存領域内またはTi3Al 相とTiAl相との共存領域内、或い
はそれ以下の温度まで冷却し、次いで該共存領域内の温
度に加熱することにより行う。
α単相域での加工は、断面積比あるいは高さ比で30％以
上の加工度の加工を１回以上施すことにより行う。ま
た、前記ラメラ形成処理は、加工後に化学成分により
定まる２〜50℃/sの範囲内の臨界冷却速度以下の速度
で、少なくともα−Ti相とTiAl相との共存領域内まで、
好ましくは常温まで、冷却することにより行うか、或い
は加工後に化学成分により定まる２〜50℃/sの範囲内
の臨界冷却速度以上の速度で、α−Ti相とTiAl相との共
存領域内またはTi3Al 相とTiAl相との共存領域内、或い
はそれ以下の温度まで冷却し、次いで該共存領域内の温
度に加熱することにより行う。
【００１７】
【作用】本発明において上述のように合金組成および加
工条件を限定した理由を次に述べる。
工条件を限定した理由を次に述べる。
【００１８】(1) 化学成分
本発明においては、最終的にラメラ微細粒組織を得るた
めに、合金を1300℃超のα単相域で加工する。従って、
化学成分は、1300℃超の温度でα単相となり、かつ常温
でTiAl相を含む必要がある。この点から、Al含有量は38
〜52原子％の範囲内に制限される。しかし、Al含有量が
42原子％より少ないと、常温でTi3Al の量の方がTiAlよ
りも多くなり、優れた耐熱性が得られない。従って、Al
含有量は42〜52原子％の範囲内とする。好ましいAl含有
量は46〜50原子％である。これより高Al側 (即ち、Al：
50〜52原子％) では、常温延性が幾らか低下する傾向が
あり、低Al側 (即ち、Al：42〜46原子％) では、耐熱性
がやや低下する。
めに、合金を1300℃超のα単相域で加工する。従って、
化学成分は、1300℃超の温度でα単相となり、かつ常温
でTiAl相を含む必要がある。この点から、Al含有量は38
〜52原子％の範囲内に制限される。しかし、Al含有量が
42原子％より少ないと、常温でTi3Al の量の方がTiAlよ
りも多くなり、優れた耐熱性が得られない。従って、Al
含有量は42〜52原子％の範囲内とする。好ましいAl含有
量は46〜50原子％である。これより高Al側 (即ち、Al：
50〜52原子％) では、常温延性が幾らか低下する傾向が
あり、低Al側 (即ち、Al：42〜46原子％) では、耐熱性
がやや低下する。
【００１９】Tiの一部を他の１種もしくは２種以上の元
素で置換しても、その合計量が10原子％までであれば、
組織の変化挙動は類似している。そのような追加元素と
しては、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、ＷおよびSiが挙げられ
る。この追加元素の合計量は、好ましくは５原子％以下
である。
素で置換しても、その合計量が10原子％までであれば、
組織の変化挙動は類似している。そのような追加元素と
しては、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、ＷおよびSiが挙げられ
る。この追加元素の合計量は、好ましくは５原子％以下
である。
【００２０】(2) 加工温度
全体をラメラ粒組織とするために、α単相域以上に加熱
することが必要であり、また微細なラメラ粒組織を得る
ために、母相となるα結晶粒を微細化しておく必要があ
る。本発明では、1300℃超のα単相域で加工して、α相
を再結晶させ、その結晶粒を微細化しておく。また、こ
の加熱を経ることで、冷却後に全体がラメラ粒組織とな
る。本発明において加工温度を1300℃超とするのは、こ
れより低温では、後述する加工時の歪速度が１/sec未満
の場合でも、α単相域で加工すれば微細なラメラ粒組織
になるためである。
することが必要であり、また微細なラメラ粒組織を得る
ために、母相となるα結晶粒を微細化しておく必要があ
る。本発明では、1300℃超のα単相域で加工して、α相
を再結晶させ、その結晶粒を微細化しておく。また、こ
の加熱を経ることで、冷却後に全体がラメラ粒組織とな
る。本発明において加工温度を1300℃超とするのは、こ
れより低温では、後述する加工時の歪速度が１/sec未満
の場合でも、α単相域で加工すれば微細なラメラ粒組織
になるためである。
【００２１】図１からわかるように、α単相が得られる
温度範囲は成分 (Al量) によって異なる。従って、加工
温度は、1300℃超であって、かつそのAl量でα単相とな
る温度とする。図１に示す状態図からわかるように、α
単相域温度は、Al量の増加に伴い上昇する。例えば、図
１に示すTi−Al２元系の場合で、Alが45原子％までは13
00℃でα単相となるが、Alが50原子％では温度を約1400
℃以上にしないとα単相は得られない。
温度範囲は成分 (Al量) によって異なる。従って、加工
温度は、1300℃超であって、かつそのAl量でα単相とな
る温度とする。図１に示す状態図からわかるように、α
単相域温度は、Al量の増加に伴い上昇する。例えば、図
１に示すTi−Al２元系の場合で、Alが45原子％までは13
00℃でα単相となるが、Alが50原子％では温度を約1400
℃以上にしないとα単相は得られない。
【００２２】(3) 加工時の歪速度
α結晶粒の微細化のためにα単相域で加工する場合、加
工によりα相の微細粒再結晶組織を生じさせるには、高
温になるほど大きな歪速度が必要となる。加工温度が13
00℃以下では、歪速度が低くても再結晶組織は微細化す
る。しかし、本発明のように1300℃を超える高温域での
加工の場合、歪速度が高くないと、再結晶組織が微細に
ならないことが判明した。具体的には、1300℃よりやや
高いあたり (例、1305〜1310℃) で、少なくとも歪速度
が１/sec以上あれば、加工により微細なα再結晶粒組織
が得られる。歪速度は好ましくは２/sec以上である。ま
た、加工温度が高くなるほど、歪速度を増大させること
が望ましい。例えば、加工温度が1400℃の場合、歪速度
は３/sec以上、好ましくは５/sec以上とすることが望ま
しい。つまり、冷却中あるいは冷却前に再結晶が可能で
ある限り、歪速度は大きい方が細粒組織が得られるため
に好ましい。
工によりα相の微細粒再結晶組織を生じさせるには、高
温になるほど大きな歪速度が必要となる。加工温度が13
00℃以下では、歪速度が低くても再結晶組織は微細化す
る。しかし、本発明のように1300℃を超える高温域での
加工の場合、歪速度が高くないと、再結晶組織が微細に
ならないことが判明した。具体的には、1300℃よりやや
高いあたり (例、1305〜1310℃) で、少なくとも歪速度
が１/sec以上あれば、加工により微細なα再結晶粒組織
が得られる。歪速度は好ましくは２/sec以上である。ま
た、加工温度が高くなるほど、歪速度を増大させること
が望ましい。例えば、加工温度が1400℃の場合、歪速度
は３/sec以上、好ましくは５/sec以上とすることが望ま
しい。つまり、冷却中あるいは冷却前に再結晶が可能で
ある限り、歪速度は大きい方が細粒組織が得られるため
に好ましい。
【００２３】(4) 加工度
加工度は、加工前後の断面積比あるいは高さ比で求めた
加工度において30％未満では、全体にわたり組織を細粒
化することが困難である。均質性の点から、加工度を50
％以上とすることが好ましい。加工の手段も特に制限さ
れず、圧延、鍛造、押出、圧縮等のいずれでもよく、粉
末加工等の適用も考えられる。
加工度において30％未満では、全体にわたり組織を細粒
化することが困難である。均質性の点から、加工度を50
％以上とすることが好ましい。加工の手段も特に制限さ
れず、圧延、鍛造、押出、圧縮等のいずれでもよく、粉
末加工等の適用も考えられる。
【００２４】(5) ラメラ形成処理
α単相域での加工により得た微細なα結晶粒の内部にTi
Al (γ) 相を析出させると同時に、冷却によりα相 (α
−Ti) をTi3Al(α2)相に規則変態させることによって、
TiAlとTi3Al の２相からなるラメラ粒組織を形成する処
理のことである。ラメラ形成処理、即ち、TiAl相の析出
には、冷却速度によって次の２種類の方法がある。
Al (γ) 相を析出させると同時に、冷却によりα相 (α
−Ti) をTi3Al(α2)相に規則変態させることによって、
TiAlとTi3Al の２相からなるラメラ粒組織を形成する処
理のことである。ラメラ形成処理、即ち、TiAl相の析出
には、冷却速度によって次の２種類の方法がある。
【００２５】第１の方法では、加工後に、TiAl相が十分
に析出するような低速度で冷却を行う。具体的には、Ti
Al相の析出が起こる最大冷却速度である臨界冷却速度以
下の速度で、少なくともTiAl相が析出するα−Ti相とTi
Al相の共存領域 (α＋γ域)内まで、望ましくは常温ま
で冷却する。それにより、冷却のみで、目的とするTiAl
とTi3Al の２相からなる微細なラメラ粒組織を得ること
ができる。
に析出するような低速度で冷却を行う。具体的には、Ti
Al相の析出が起こる最大冷却速度である臨界冷却速度以
下の速度で、少なくともTiAl相が析出するα−Ti相とTi
Al相の共存領域 (α＋γ域)内まで、望ましくは常温ま
で冷却する。それにより、冷却のみで、目的とするTiAl
とTi3Al の２相からなる微細なラメラ粒組織を得ること
ができる。
【００２６】この臨界冷却速度は、化学成分に応じて変
動し、Al量が少ないほど小さくなる。例えば、Ti−42％
Alでは２℃/sec、Ti−48％Alでは10℃/sec、Ti−52％Al
では50℃/secがが臨界冷却速度であるので、本発明の成
分範囲では臨界冷却速度は２〜50℃/secの範囲内とな
る。冷却速度が臨界冷却速度より速くなると、冷却中に
TiAl相の析出は起こらないので、冷却のみでラメラ組織
を得ることはできなくなり、次に述べるように時効処理
が必要となる。
動し、Al量が少ないほど小さくなる。例えば、Ti−42％
Alでは２℃/sec、Ti−48％Alでは10℃/sec、Ti−52％Al
では50℃/secがが臨界冷却速度であるので、本発明の成
分範囲では臨界冷却速度は２〜50℃/secの範囲内とな
る。冷却速度が臨界冷却速度より速くなると、冷却中に
TiAl相の析出は起こらないので、冷却のみでラメラ組織
を得ることはできなくなり、次に述べるように時効処理
が必要となる。
【００２７】第２の方法では、加工後の冷却を上記の臨
界冷却速度より高速度で行い、微細α粒 (冷却中にα2
相に変態) 組織を得た後、α2 ＋γ (Ti3Al 相＋TiAl
相) あるいはα＋γ (α−Ti相＋TiAl相) の共存領域で
時効処理して、TiAl相を析出させることにより、TiAlと
Ti3Al の２相からなる微細なラメラ粒組織を得る。
界冷却速度より高速度で行い、微細α粒 (冷却中にα2
相に変態) 組織を得た後、α2 ＋γ (Ti3Al 相＋TiAl
相) あるいはα＋γ (α−Ti相＋TiAl相) の共存領域で
時効処理して、TiAl相を析出させることにより、TiAlと
Ti3Al の２相からなる微細なラメラ粒組織を得る。
【００２８】この場合、時効処理は、(a) 加工後に臨界
冷却速度より高速度で上記の共存領域内まで冷却し、そ
のままこの共存領域内に温度保持して行ってもよく、或
いは(b) 加工後に臨界冷却速度より高速度で上記の共存
領域より低温 (例、常温) まで一旦冷却した後、再び共
存領域内まで加熱し、温度保持することによって行って
もよい。保持時間は温度によっても異なるが、一般に１
〜８時間の範囲内が好ましい。時効処理後の冷却速度は
特に制限されない。
冷却速度より高速度で上記の共存領域内まで冷却し、そ
のままこの共存領域内に温度保持して行ってもよく、或
いは(b) 加工後に臨界冷却速度より高速度で上記の共存
領域より低温 (例、常温) まで一旦冷却した後、再び共
存領域内まで加熱し、温度保持することによって行って
もよい。保持時間は温度によっても異なるが、一般に１
〜８時間の範囲内が好ましい。時効処理後の冷却速度は
特に制限されない。
【００２９】図２〜４に、本発明の方法におけるヒート
パターンの例を示す。図２は、上記の第１のラメラ形成
処理方法のヒートパターン例である。即ち、α単相域で
所定の加工を行ってから、臨界冷却速度以下の速度での
徐冷により常温まで冷却することによって、冷却のみで
TiAlとTi3Al の２相からなるラメラ組織を得る。
パターンの例を示す。図２は、上記の第１のラメラ形成
処理方法のヒートパターン例である。即ち、α単相域で
所定の加工を行ってから、臨界冷却速度以下の速度での
徐冷により常温まで冷却することによって、冷却のみで
TiAlとTi3Al の２相からなるラメラ組織を得る。
【００３０】図３は、上記の２(a) のラメラ形成処理方
法のヒートパターン例であり、α単相域での加工後、臨
界冷却速度より高速でα2 ＋γの２相域 (Ti3Al+TiAl共
存領域) 内に急冷し、次いでこの２相域内で温度保持し
て時効処理してTiAlを析出させ、TiAlとTi3Al の２相か
らなるラメラ組織としてから常温まで冷却する。
法のヒートパターン例であり、α単相域での加工後、臨
界冷却速度より高速でα2 ＋γの２相域 (Ti3Al+TiAl共
存領域) 内に急冷し、次いでこの２相域内で温度保持し
て時効処理してTiAlを析出させ、TiAlとTi3Al の２相か
らなるラメラ組織としてから常温まで冷却する。
【００３１】図４は、上記の２(b) のラメラ形成処理方
法のヒートパターン例であり、α単相域での加工後、臨
界冷却速度より高速で常温まで急冷した後、α2 ＋γの
２相域に再加熱して時効処理を行ってTiAlを析出させ、
TiAlとTi3Al の２相からなるラメラ組織を形成する。
法のヒートパターン例であり、α単相域での加工後、臨
界冷却速度より高速で常温まで急冷した後、α2 ＋γの
２相域に再加熱して時効処理を行ってTiAlを析出させ、
TiAlとTi3Al の２相からなるラメラ組織を形成する。
【００３２】なお、時効処理は、γ (TiAl) 相の析出の
ために行うものであるから、α＋γ２相域内の温度で行
ってもよい。この場合には、時効処理後の冷却時にα相
からα2 相への規則変態が起こり、やはりTiAlとTi3Al
の２相からなる微細粒ラメラ組織が得られる。
ために行うものであるから、α＋γ２相域内の温度で行
ってもよい。この場合には、時効処理後の冷却時にα相
からα2 相への規則変態が起こり、やはりTiAlとTi3Al
の２相からなる微細粒ラメラ組織が得られる。
【００３３】
【実施例】実施例１
消耗式Arアーク溶解法で溶製したTi−44.4原子％Al−0.
6 原子％Mo (合金Ａ)およびTi−48.4原子％Al−0.6 原
子％Mo (合金Ｂ) のインゴットを、1400℃でＨＩＰ処理
した後、40×40×40 (mm) のブロックを切出し、表面の
冷却による加工中の割れ発生を抑制するために、各ブロ
ックを厚さ10 mm のTi−６Al−４Ｖ合金板で包んだシー
ス材 (封入材) とした。
6 原子％Mo (合金Ａ)およびTi−48.4原子％Al−0.6 原
子％Mo (合金Ｂ) のインゴットを、1400℃でＨＩＰ処理
した後、40×40×40 (mm) のブロックを切出し、表面の
冷却による加工中の割れ発生を抑制するために、各ブロ
ックを厚さ10 mm のTi−６Al−４Ｖ合金板で包んだシー
ス材 (封入材) とした。
【００３４】上記のようにシースした各ブロックを、電
気炉でα単相域まで加熱し、加工速度が調整できるプレ
スを用いて圧縮加工を施した。加工条件は表１に示すと
おりである。表中、加工度はシースを含まない合金ブロ
ックのみの厚さで求めた値である。加工後の冷却速度は
0.5 ℃/secのほぼ一定とし、この速度で室温まで冷却し
た。この冷却速度は、合金ＡおよびＢのいずれについて
も、臨界冷却速度より小さい速度である。
気炉でα単相域まで加熱し、加工速度が調整できるプレ
スを用いて圧縮加工を施した。加工条件は表１に示すと
おりである。表中、加工度はシースを含まない合金ブロ
ックのみの厚さで求めた値である。加工後の冷却速度は
0.5 ℃/secのほぼ一定とし、この速度で室温まで冷却し
た。この冷却速度は、合金ＡおよびＢのいずれについて
も、臨界冷却速度より小さい速度である。
【００３５】得られた合金材のシースを外して組織を金
属顕微鏡で確認したところ、各合金材はいずれも全体が
ラメラ組織であった。この金属顕微鏡組織写真から平均
ラメラ粒径を求めた。各合金材の常温引張伸び、800 ℃
における0.2 ％耐力、常温の破壊靱性の測定結果も表１
に併せて示す。引張試験は、厚さ１mm、平行部の幅５m
m、長さ10 mm の板状引張試験片を用いて、歪速度を10
-3/secとして常温および800 ℃で実施した。破壊靱性試
験はＣＴ試験片（ハーフサイズ) を用いた。
属顕微鏡で確認したところ、各合金材はいずれも全体が
ラメラ組織であった。この金属顕微鏡組織写真から平均
ラメラ粒径を求めた。各合金材の常温引張伸び、800 ℃
における0.2 ％耐力、常温の破壊靱性の測定結果も表１
に併せて示す。引張試験は、厚さ１mm、平行部の幅５m
m、長さ10 mm の板状引張試験片を用いて、歪速度を10
-3/secとして常温および800 ℃で実施した。破壊靱性試
験はＣＴ試験片（ハーフサイズ) を用いた。
【００３６】
【表１】
【００３７】実施例２
実施例１を繰り返したが、α単相域での圧縮加工後の冷
却を臨界冷却速度より大きな速度で行い、冷却後に時効
処理を行った。加工条件、冷却速度、時効処理条件を、
得られた合金材の組織および機械的特性の測定結果とと
もに、次の表２に示す。
却を臨界冷却速度より大きな速度で行い、冷却後に時効
処理を行った。加工条件、冷却速度、時効処理条件を、
得られた合金材の組織および機械的特性の測定結果とと
もに、次の表２に示す。
【００３８】
【表２】
【００３９】
【発明の効果】表１および表２からわかるように、本発
明の方法によれば、TiAlとTi3Al の２相からなる微細粒
ラメラ組織を持つTi−Al系金属間化合物基合金が製造さ
れる。得られた合金は、ラメラ組織に特有の優れた高温
強度と破壊靱性を備え、同時にラメラ粒が微細であるた
め常温延性も向上している。その結果、常温延性２％以
上、800 ℃における0.2 ％耐力32 kgf/mm2以上、破壊靱
性60 kgf/mm3/2以上という、従来にない優れた常温延
性、高温強度、破壊靱性の特性バランスを示すTi−Al系
金属間化合物基合金を確実に製造することが可能とな
る。
明の方法によれば、TiAlとTi3Al の２相からなる微細粒
ラメラ組織を持つTi−Al系金属間化合物基合金が製造さ
れる。得られた合金は、ラメラ組織に特有の優れた高温
強度と破壊靱性を備え、同時にラメラ粒が微細であるた
め常温延性も向上している。その結果、常温延性２％以
上、800 ℃における0.2 ％耐力32 kgf/mm2以上、破壊靱
性60 kgf/mm3/2以上という、従来にない優れた常温延
性、高温強度、破壊靱性の特性バランスを示すTi−Al系
金属間化合物基合金を確実に製造することが可能とな
る。
【図１】Ti−Al２元系の部分状態図である。
【図２】本発明方法における加工熱処理ヒートパターン
を示す線図である。
を示す線図である。
【図３】本発明方法における別の加工熱処理ヒートパタ
ーンを示す線図である。
ーンを示す線図である。
【図４】本発明方法におけるまた別の加工熱処理ヒート
パターンを示す線図である。
パターンを示す線図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０Ａ
６５１ ６５１Ｂ
６９２ ６９２Ａ
６９２Ｂ
６９４ ６９４Ａ
６９４Ｂ
６９４Ｚ
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22F 1/00 - 3/02
C22C 14/00
Claims (3)
- 【請求項１】 Al: 42〜52原子％、残部TiからなるTi−
Al２元系合金またはこのTiの一部をMo、Mn、Ｖ、Cr、N
b、ＷおよびSiから成る群から選んだ少なくとも一種の
元素合計10原子％までにより置換したTi−Al系合金に、
1300℃超のα−Ti単相域で１/sec以上の歪速度で30％以
上の加工度の加工を施して細粒化した後、得られた微細
結晶粒の内部にTiAlとTi3Al のラメラを生成させて微細
なラメラ粒組織とするラメラ形成処理を行うことを特徴
とする、延性、高温強度、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の製造方法。 - 【請求項２】 1300℃超のα単相域での加工が、断面積
比あるいは高さ比で30％以上の加工度の加工を１回以上
施すことであり、前記ラメラ形成処理が、加工後に化学
成分により定まる２〜50℃/sの範囲内の臨界冷却速度以
下の速度で、少なくともα−Ti相とTiAl相との共存領域
内まで冷却することである、請求項１記載の方法。 - 【請求項３】 1300℃超のα単相域での加工が、断面積
比あるいは高さ比で30％以上の加工度の加工を１回以上
施すことであり、前記ラメラ形成処理が、加工後に化学
成分により定まる２〜50℃/sの範囲内の臨界冷却速度よ
り速い速度で、α−Ti相とTiAl相との共存領域内または
Ti3Al 相とTiAl相との共存領域内或いはそれ以下の温度
まで冷却してから、該共存領域内の温度に加熱すること
である、請求項１記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28822494A JP3374553B2 (ja) | 1994-11-22 | 1994-11-22 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP28822494A JP3374553B2 (ja) | 1994-11-22 | 1994-11-22 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08144034A JPH08144034A (ja) | 1996-06-04 |
| JP3374553B2 true JP3374553B2 (ja) | 2003-02-04 |
Family
ID=17727440
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28822494A Expired - Fee Related JP3374553B2 (ja) | 1994-11-22 | 1994-11-22 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3374553B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN1322156C (zh) * | 2003-12-24 | 2007-06-20 | 中国科学院金属研究所 | 一种钛三铝基合金及其制备方法 |
| DE102007060587B4 (de) * | 2007-12-13 | 2013-01-31 | Helmholtz-Zentrum Geesthacht Zentrum für Material- und Küstenforschung GmbH | Titanaluminidlegierungen |
| CN103436832A (zh) * | 2013-09-06 | 2013-12-11 | 哈尔滨工业大学 | 一种Ti5Si3颗粒增强TiAl基复合材料板材的制备方法 |
| JP6540075B2 (ja) | 2014-03-27 | 2019-07-10 | 大同特殊鋼株式会社 | ＴｉＡｌ系耐熱部材 |
| CN104878444A (zh) * | 2015-05-13 | 2015-09-02 | 南京理工大学 | 一种TiAl基合金单晶的制备方法 |
| EP3508594B8 (en) | 2016-09-02 | 2021-06-16 | IHI Corporation | TiAI ALLOY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
-
1994
- 1994-11-22 JP JP28822494A patent/JP3374553B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08144034A (ja) | 1996-06-04 |
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