JP3626507B2 - 高強度高延性TiAl系金属間化合物 - Google Patents
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- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【0001】
【産業上の利用分野】
本発明は高強度高延性TiAl系金属間化合物に関する。
【0002】
【従来の技術】
TiAl系金属間化合物は軽量で、且つ優れた耐熱性を有することから、エンジンの回転部品用構成材料として期待されるが、非常に脆い、といった性質を有するため、この点改良が急がれている。
【0003】
そこで、常温強度および常温延性の両立を図るべく、従来より各種TiAl系金属間化合物が提案されており、例えば、NbおよびB、またはVおよびBを添加したインゴットに1000℃にて恒温鍛造加工を施したTiAl系金属間化合物が公知である(特開平1−298127号公報参照)。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら従来のTiAl系金属間化合物は、高温下で恒温鍛造加工を行っていることから、常温下において比較的高い延性と強度を有するが、未だ実用化段階には至っていない。また、鋳造に次いで高温下で恒温鍛造を行うことが必須であるから、製造工数および設備コストの増加を来たし、TiAl系金属間化合物の製造コストの上昇は免れず、その上金属間化合物の形状自由度も低い、といった問題がある。
【0005】
本発明は前記に鑑み、添加元素の種類およびそれらの含有量を特定することによって、鋳造のみ、または鋳造に次ぐ均質化熱処理を行うだけで、常温強度および常温延性を高い次元で両立させることができ、また製造コストの低減と形状自由度の向上を実現させた前記TiAl系金属間化合物を提供することを目的とする。
【0006】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る高強度高延性TiAl系金属間化合物は、鋳造過程およびそれに次ぐ均質化熱処理過程を経て得られたTiAl系金属間化合物であって、Al、V、NbおよびBの含有量がそれぞれ、42.0原子%≦Al≦50.0原子%、1.0原子%≦V≦3.0原子%、1.0原子%≦Nb≦10.0原子%、0.03原子%≦B≦2.2原子%であり、残部がTiおよび不可避不純物からなり、L1 0 型γ相の体積分率VfがVf≧80%であり、そのL1 0 型γ相の結晶構造における両格子定数a,cの比c/aがc/a≦1.015であることを特徴とする。
また本発明に係る高強度高延性TiAl系金属間化合物は、鋳造過程を経て得られたTiAl系金属間化合物であって、Al、V、NbおよびBの含有量がそれぞれ、42.0原子%≦Al≦50.0原子%、1.0原子%≦V≦3.0原子%、1.0原子%≦Nb≦10.0原子%、0.03原子%≦B≦2.2原子%であり、残部がTiおよび不可避不純物からなり、L1 0 型γ相の体積分率VfがVf≧80%であり、そのL1 0 型γ相の結晶構造における両格子定数a,cの比c/aがc/a≦1.015であることを特徴とする。
【0007】
【作用】
鋳造後またはそれに次ぐ均質化熱処理後において、Al含有量を前記のように特定されたTiAl系金属間化合物の金属組織はL10 型γ相(TiAl相)と、α2 相(Ti3 Al相)と、微量の金属間化合物相とより構成される。この場合、L10 型γ相の体積分率VfはVf≧80%となる。このような2相構造の金属組織は、TiAl系金属間化合物の常温強度および常温延性の向上を図る上で有効である。
【0008】
また鋳造後または鋳造に次ぐ均質化熱処理後において、V、NbおよびBを同時添加され、且つそれらの含有量を前記のように特定されたTiAl系金属間化合物の金属組織は微細化すると共に比較的高い硬さを有する。
【0009】
このようなAlならびにV、NbおよびBの諸作用によって、TiAl系金属間化合物における常温強度の大幅な向上が図られる。
【0010】
前記L10 型γ相の結晶構造は面心正方晶であって両格子定数a,c間にはa<cの関係が成立するため、前記結晶構造の等方性が低く、TiAl系金属間化合物の常温延性が低くなる、といった問題がある。
【0011】
このような状況下において、V、NbおよびBの同時添加ならびにそれらの含有量の特定を行うと、L10 型γ相の結晶構造において、両格子定数a,cを近似させることができ、これによりL10 型γ相の結晶構造の等方性を向上させ、また前記金属組織の2相構造化ということもあって、TiAl系金属間化合物の常温延性を大幅に高めることができる。
【0012】
ただし、Al含有量がAl<42.0原子%ではα2 相の体積分率Vfが高くなり過ぎて、TiAl系金属間化合物の常温延性の低下を来たし、一方、Al>50.0原子%ではα2 相の体積分率Vfが低くなり過ぎて、TiAl系金属間化合物の常温強度の低下を招来する。
【0013】
またV、NbおよびBの含有量が、それぞれV<1.0原子%、Nb<1.0原子%、B<0.03原子%では、前記両格子定数a,cの近似化を達成することができず、したがってTiAl系金属間化合物における常温延性の大幅な向上は望めない。なお、VおよびNbを単独添加しても、前記両格子定数a,cは或る程度接近するが、その程度は小さいのでTiAl系金属間化合物における常温延性向上効果は低い。
【0014】
一方、V含有量がV>3.0原子%ではマトリックスの硬度上昇によりTiAl系金属間化合物が脆化する。またNb含有量がNb>10.0原子%では脆弱な金属間化合物相の体積分率Vfが増加するためTiAl系金属間化合物の常温延性の低下を招来し、さらにB含有量がB>2.2原子%では粗大なB系金属間化合物が析出するため、TiAl系金属間化合物の常温延性が低下する。
【0015】
【実施例】
Al含有量が42.0原子%≦Al≦50.0原子%、V含有量が1.0原子%≦V≦3.0原子%、Nb含有量が1.0原子%≦Nb≦10.0原子%、B含有量が0.03原子%≦B≦2.2原子%であり、残部がTiおよび不可避不純物からなる各種組成の素材を調製し、各素材を非消耗型アーク溶解炉を用いて、Ar雰囲気下で溶解し、次いで各溶湯を水冷銅鋳型に注入して直径14mm、長さ100mmの各種インゴットを得た。
【0016】
その後各インゴットに真空中、1200℃、3時間の条件下で均質化熱処理を施して、実施例に係る各種TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14)を得た。
【0017】
表1は、各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14)および均質熱化熱処理を行わなかった二種のTiAl系金属間化合物(A01),(A02)の組成ならびにL10 型γ相の体積分率Vfを示す。これらTiAl系金属間化合物(A01),(A02)はTiAl系金属間化合物(A4 ),(A5 )のインゴットに対応する。なお、表中、Ti欄の残部には不可避不純物が含まれる。
【0018】
【表1】
比較のため、Alを必須化学成分とし、またV、Cr、NbおよびBを選択化学成分とし、残部がTiおよび不可避不純物からなる各種組成の素材を調製し、各素材を用いて前記同様の溶解、鋳込みおよび均質化熱処理を順次行って、比較例に係る各種TiAl系金属間化合物(B1 )〜(B6 )を得た。各TiAl系金属間化合物の寸法は直径14mm、長さ100mmであって、実施例の場合と同一である。
【0019】
表2は、各TiAl系金属間化合物(B1 )〜(B6 )の組成およびL10 型γ相の体積分率Vfを示す。なお、表中、Ti欄の残部には不可避不純物が含まれる。
【0020】
【表2】
各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02),(B1 )〜(B6 )についてX線回折を行い、L10 型γ相の結晶構造における両格子定数a,cの比c/aを求めた。
【0021】
このL10 型γ相の結晶構造は図1に示されており、それは面心正方晶である。前記比c/aは、X線回折図において、a軸の格子定数aを反映する(200)面の反射による面間隔d1 と、c軸の格子定数cを反映する(002)面の反射による面間隔d2 との比d2 /d1 から求められた。
【0022】
また各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02),(B1 )〜(B6 )からASTM E8規格に則ってテストピースを製作し、各テストピースを用いて、常温大気中、歪み速度0.3%/min (一定)の条件下で引張り試験を行い、各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02),(B1 )〜(B6 )の常温引張強さおよび常温伸びを求めた。
【0023】
表3は、各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02),(B1 )〜(B6 )における両格子定数の比c/a、常温引張強さおよび常温伸びをそれぞれ示す。
【0024】
【表3】
図2は、TiAl系金属間化合物(A4 )におけるX線回折図を示し、(002)面および(200)面による反射ピークが観察される。
【0025】
図3は、表3に基づいて両格子定数の比c/aと常温引張強さとの関係をグラフ化したものであり、また図4は、表3に基づいて両格子定数の比c/aと常温伸びとの関係をグラフ化したものである。
【0026】
表1,表3,図3および図4から明らかなように、各化学成分の含有量を前記範囲内に設定された実施例に係るTiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02)は、L10 型γ相の体積分率VfがVf≧80%であること、両格子定数a,cが近似していること等に起因して、比較例に係るTiAl系金属間化合物(B1 )〜(B6 )に比べて優れた常温引張強さおよび常温伸びを有し、これにより常温強度および常温延性を高い次元で両立させることができる。
【0027】
鋳造のみのTiAl系金属間化合物(A01),(A02)は、同一組成で、且つ均質化熱処理を施されたTiAl系金属間化合物(A4 ),(A5 )に比べ、常温引張強さおよび常温伸びは若干劣るが、両格子定数の比c/aは実質的に同一である。
【0028】
また両格子定数の比c/aは、種々の実験結果よりc/a≦1.015が適当であることが判明した。この場合、両格子定数の比c/aがc/a<1.0になることはない。
【0029】
なお、表2,表3および図4において、TiAl系金属間化合物(B1 )と、(B2 )および(B4 )とを比較すると、VまたはNbの単独添加により格子定数の比c/aが低下して常温伸びが、多少ではあるが上昇することが判る。
【0030】
【発明の効果】
本発明によれば、各化学成分を前記のように特定することによって、常温強度および常温延性を高い次元で両立させたTiAl系金属間化合物を提供することができる。
【0031】
また、このTiAl系金属間化合物は鋳造のみ、または鋳造に次ぐ均質化熱処理によって得られるので、製造コストが比較的安価であると共にその形状自由度が高い、といった利点を有する。
【図面の簡単な説明】
【図1】L10 型γ相の結晶構造を示す斜視図である。
【図2】TiAl系金属間化合物のX線回折図である。
【図3】両格子定数の比c/aと常温引張強さとの関係を示すグラフである。
【図4】両格子定数の比c/aと常温伸びとの関係を示すグラフである。
【産業上の利用分野】
本発明は高強度高延性TiAl系金属間化合物に関する。
【0002】
【従来の技術】
TiAl系金属間化合物は軽量で、且つ優れた耐熱性を有することから、エンジンの回転部品用構成材料として期待されるが、非常に脆い、といった性質を有するため、この点改良が急がれている。
【0003】
そこで、常温強度および常温延性の両立を図るべく、従来より各種TiAl系金属間化合物が提案されており、例えば、NbおよびB、またはVおよびBを添加したインゴットに1000℃にて恒温鍛造加工を施したTiAl系金属間化合物が公知である(特開平1−298127号公報参照)。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら従来のTiAl系金属間化合物は、高温下で恒温鍛造加工を行っていることから、常温下において比較的高い延性と強度を有するが、未だ実用化段階には至っていない。また、鋳造に次いで高温下で恒温鍛造を行うことが必須であるから、製造工数および設備コストの増加を来たし、TiAl系金属間化合物の製造コストの上昇は免れず、その上金属間化合物の形状自由度も低い、といった問題がある。
【0005】
本発明は前記に鑑み、添加元素の種類およびそれらの含有量を特定することによって、鋳造のみ、または鋳造に次ぐ均質化熱処理を行うだけで、常温強度および常温延性を高い次元で両立させることができ、また製造コストの低減と形状自由度の向上を実現させた前記TiAl系金属間化合物を提供することを目的とする。
【0006】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る高強度高延性TiAl系金属間化合物は、鋳造過程およびそれに次ぐ均質化熱処理過程を経て得られたTiAl系金属間化合物であって、Al、V、NbおよびBの含有量がそれぞれ、42.0原子%≦Al≦50.0原子%、1.0原子%≦V≦3.0原子%、1.0原子%≦Nb≦10.0原子%、0.03原子%≦B≦2.2原子%であり、残部がTiおよび不可避不純物からなり、L1 0 型γ相の体積分率VfがVf≧80%であり、そのL1 0 型γ相の結晶構造における両格子定数a,cの比c/aがc/a≦1.015であることを特徴とする。
また本発明に係る高強度高延性TiAl系金属間化合物は、鋳造過程を経て得られたTiAl系金属間化合物であって、Al、V、NbおよびBの含有量がそれぞれ、42.0原子%≦Al≦50.0原子%、1.0原子%≦V≦3.0原子%、1.0原子%≦Nb≦10.0原子%、0.03原子%≦B≦2.2原子%であり、残部がTiおよび不可避不純物からなり、L1 0 型γ相の体積分率VfがVf≧80%であり、そのL1 0 型γ相の結晶構造における両格子定数a,cの比c/aがc/a≦1.015であることを特徴とする。
【0007】
【作用】
鋳造後またはそれに次ぐ均質化熱処理後において、Al含有量を前記のように特定されたTiAl系金属間化合物の金属組織はL10 型γ相(TiAl相)と、α2 相(Ti3 Al相)と、微量の金属間化合物相とより構成される。この場合、L10 型γ相の体積分率VfはVf≧80%となる。このような2相構造の金属組織は、TiAl系金属間化合物の常温強度および常温延性の向上を図る上で有効である。
【0008】
また鋳造後または鋳造に次ぐ均質化熱処理後において、V、NbおよびBを同時添加され、且つそれらの含有量を前記のように特定されたTiAl系金属間化合物の金属組織は微細化すると共に比較的高い硬さを有する。
【0009】
このようなAlならびにV、NbおよびBの諸作用によって、TiAl系金属間化合物における常温強度の大幅な向上が図られる。
【0010】
前記L10 型γ相の結晶構造は面心正方晶であって両格子定数a,c間にはa<cの関係が成立するため、前記結晶構造の等方性が低く、TiAl系金属間化合物の常温延性が低くなる、といった問題がある。
【0011】
このような状況下において、V、NbおよびBの同時添加ならびにそれらの含有量の特定を行うと、L10 型γ相の結晶構造において、両格子定数a,cを近似させることができ、これによりL10 型γ相の結晶構造の等方性を向上させ、また前記金属組織の2相構造化ということもあって、TiAl系金属間化合物の常温延性を大幅に高めることができる。
【0012】
ただし、Al含有量がAl<42.0原子%ではα2 相の体積分率Vfが高くなり過ぎて、TiAl系金属間化合物の常温延性の低下を来たし、一方、Al>50.0原子%ではα2 相の体積分率Vfが低くなり過ぎて、TiAl系金属間化合物の常温強度の低下を招来する。
【0013】
またV、NbおよびBの含有量が、それぞれV<1.0原子%、Nb<1.0原子%、B<0.03原子%では、前記両格子定数a,cの近似化を達成することができず、したがってTiAl系金属間化合物における常温延性の大幅な向上は望めない。なお、VおよびNbを単独添加しても、前記両格子定数a,cは或る程度接近するが、その程度は小さいのでTiAl系金属間化合物における常温延性向上効果は低い。
【0014】
一方、V含有量がV>3.0原子%ではマトリックスの硬度上昇によりTiAl系金属間化合物が脆化する。またNb含有量がNb>10.0原子%では脆弱な金属間化合物相の体積分率Vfが増加するためTiAl系金属間化合物の常温延性の低下を招来し、さらにB含有量がB>2.2原子%では粗大なB系金属間化合物が析出するため、TiAl系金属間化合物の常温延性が低下する。
【0015】
【実施例】
Al含有量が42.0原子%≦Al≦50.0原子%、V含有量が1.0原子%≦V≦3.0原子%、Nb含有量が1.0原子%≦Nb≦10.0原子%、B含有量が0.03原子%≦B≦2.2原子%であり、残部がTiおよび不可避不純物からなる各種組成の素材を調製し、各素材を非消耗型アーク溶解炉を用いて、Ar雰囲気下で溶解し、次いで各溶湯を水冷銅鋳型に注入して直径14mm、長さ100mmの各種インゴットを得た。
【0016】
その後各インゴットに真空中、1200℃、3時間の条件下で均質化熱処理を施して、実施例に係る各種TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14)を得た。
【0017】
表1は、各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14)および均質熱化熱処理を行わなかった二種のTiAl系金属間化合物(A01),(A02)の組成ならびにL10 型γ相の体積分率Vfを示す。これらTiAl系金属間化合物(A01),(A02)はTiAl系金属間化合物(A4 ),(A5 )のインゴットに対応する。なお、表中、Ti欄の残部には不可避不純物が含まれる。
【0018】
【表1】
比較のため、Alを必須化学成分とし、またV、Cr、NbおよびBを選択化学成分とし、残部がTiおよび不可避不純物からなる各種組成の素材を調製し、各素材を用いて前記同様の溶解、鋳込みおよび均質化熱処理を順次行って、比較例に係る各種TiAl系金属間化合物(B1 )〜(B6 )を得た。各TiAl系金属間化合物の寸法は直径14mm、長さ100mmであって、実施例の場合と同一である。
【0019】
表2は、各TiAl系金属間化合物(B1 )〜(B6 )の組成およびL10 型γ相の体積分率Vfを示す。なお、表中、Ti欄の残部には不可避不純物が含まれる。
【0020】
【表2】
各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02),(B1 )〜(B6 )についてX線回折を行い、L10 型γ相の結晶構造における両格子定数a,cの比c/aを求めた。
【0021】
このL10 型γ相の結晶構造は図1に示されており、それは面心正方晶である。前記比c/aは、X線回折図において、a軸の格子定数aを反映する(200)面の反射による面間隔d1 と、c軸の格子定数cを反映する(002)面の反射による面間隔d2 との比d2 /d1 から求められた。
【0022】
また各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02),(B1 )〜(B6 )からASTM E8規格に則ってテストピースを製作し、各テストピースを用いて、常温大気中、歪み速度0.3%/min (一定)の条件下で引張り試験を行い、各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02),(B1 )〜(B6 )の常温引張強さおよび常温伸びを求めた。
【0023】
表3は、各TiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02),(B1 )〜(B6 )における両格子定数の比c/a、常温引張強さおよび常温伸びをそれぞれ示す。
【0024】
【表3】
図2は、TiAl系金属間化合物(A4 )におけるX線回折図を示し、(002)面および(200)面による反射ピークが観察される。
【0025】
図3は、表3に基づいて両格子定数の比c/aと常温引張強さとの関係をグラフ化したものであり、また図4は、表3に基づいて両格子定数の比c/aと常温伸びとの関係をグラフ化したものである。
【0026】
表1,表3,図3および図4から明らかなように、各化学成分の含有量を前記範囲内に設定された実施例に係るTiAl系金属間化合物(A1 )〜(A14),(A01),(A02)は、L10 型γ相の体積分率VfがVf≧80%であること、両格子定数a,cが近似していること等に起因して、比較例に係るTiAl系金属間化合物(B1 )〜(B6 )に比べて優れた常温引張強さおよび常温伸びを有し、これにより常温強度および常温延性を高い次元で両立させることができる。
【0027】
鋳造のみのTiAl系金属間化合物(A01),(A02)は、同一組成で、且つ均質化熱処理を施されたTiAl系金属間化合物(A4 ),(A5 )に比べ、常温引張強さおよび常温伸びは若干劣るが、両格子定数の比c/aは実質的に同一である。
【0028】
また両格子定数の比c/aは、種々の実験結果よりc/a≦1.015が適当であることが判明した。この場合、両格子定数の比c/aがc/a<1.0になることはない。
【0029】
なお、表2,表3および図4において、TiAl系金属間化合物(B1 )と、(B2 )および(B4 )とを比較すると、VまたはNbの単独添加により格子定数の比c/aが低下して常温伸びが、多少ではあるが上昇することが判る。
【0030】
【発明の効果】
本発明によれば、各化学成分を前記のように特定することによって、常温強度および常温延性を高い次元で両立させたTiAl系金属間化合物を提供することができる。
【0031】
また、このTiAl系金属間化合物は鋳造のみ、または鋳造に次ぐ均質化熱処理によって得られるので、製造コストが比較的安価であると共にその形状自由度が高い、といった利点を有する。
【図面の簡単な説明】
【図1】L10 型γ相の結晶構造を示す斜視図である。
【図2】TiAl系金属間化合物のX線回折図である。
【図3】両格子定数の比c/aと常温引張強さとの関係を示すグラフである。
【図4】両格子定数の比c/aと常温伸びとの関係を示すグラフである。
Claims (2)
- 鋳造過程およびそれに次ぐ均質化熱処理過程を経て得られたTiAl系金属間化合物であって、Al、V、NbおよびBの含有量がそれぞれ、42.0原子%≦Al≦50.0原子%、1.0原子%≦V≦3.0原子%、1.0原子%≦Nb≦10.0原子%、0.03原子%≦B≦2.2原子%であり、残部がTiおよび不可避不純物からなり、L1 0 型γ相の体積分率VfがVf≧80%であり、そのL1 0 型γ相の結晶構造における両格子定数a,cの比c/aがc/a≦1.015であることを特徴とする高強度高延性TiAl系金属間化合物。
- 鋳造過程を経て得られたTiAl系金属間化合物であって、Al、V、NbおよびBの含有量がそれぞれ、42.0原子%≦Al≦50.0原子%、1.0原子%≦V≦3.0原子%、1.0原子%≦Nb≦10.0原子%、0.03原子%≦B≦2.2原子%であり、残部がTiおよび不可避不純物からなり、L10 型γ相の体積分率VfがVf≧80%であり、そのL10 型γ相の結晶構造における両格子定数a,cの比c/aがc/a≦1.015であることを特徴とする高強度高延性TiAl系金属間化合物。
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DE69406602T DE69406602T2 (de) | 1993-07-14 | 1994-07-13 | Hochfeste und hochduktile auf TIAL basierende intermetallische Verbindung |
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JP5-174476 | 1993-07-14 | ||
JP17447693 | 1993-07-14 | ||
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Publications (2)
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JP3626507B2 true JP3626507B2 (ja) | 2005-03-09 |
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