JP4664500B2

JP4664500B2 - Two-phase titanium / aluminide alloy

Info

Publication number: JP4664500B2
Application number: JP2000542498A
Authority: JP
Inventors: シーサラマ，シー．ディーヴィ，; シー．，ティー．リュー，
Original assignee: フィリップモーリスユーエスエーインコーポレイテッド
Priority date: 1998-02-02
Filing date: 1999-02-02
Publication date: 2011-04-06
Anticipated expiration: 2019-02-02
Also published as: NO333617B1; JP2002510750A; EP1066415B1; CN1100153C; WO1999051787A1; BR9908529A; NO20003891D0; EP1066415A4; KR100641905B1; NO20003891L; AU5078399A; ATE221137T1; WO1999051787A9; CN1292038A; EP1066415A1; CA2319505C; ID26231A; CA2319505A1; AU751819B2; DE69902245T2

Abstract

A two phase titanium aluminide alloy having a lamellar microstructure with little intercolony structures. The alloy can include fine particles such as boride particles at colony boundaries and/or grain boundary equiaxed structures. The alloy can include alloying additions such as </= 10 at % W, Nb and/or Mo. The alloy can be free of Cr, V, Mn, Cu and/or Ni and can include, in atomic %, 45 to 55 % Ti, 40 to 50 % Al, 1 to 5 % Nb, 0.3 to 2 % W, up to 1 % Mo and 0.1 to 0.3 % B. In weight %, the alloy can include 57 to 60 % Ti, 30 to 32 % Al, 4 to 9 % Nb, up to 2 % Mo, 2 to 8 % W and 0.02 to 0.08 % B.

Description

【０００１】
【技術分野】
本発明は一般に抵抗加熱および構造的応用など他の応用に有用な２相チタンアルミニド合金組成物に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
チタン・アルミニド合金は、米国特許第4,842,819号、4,917,858号、5,232,661号、5,348,702号、5,350,466号、5,370,839号、5,429,796号、5,503,794号、5,634,992号、5,746,846号；日本特許公報第63-171862号、1-259139号、1-42539号；欧州特許公報第365174号；および下記の記事：Metal Metalloved、27、４号、668-673頁、1969年に公開されたV.R.Ryabovらの記事 "Properties of the Intermetallic Compounds of the System Iron-Aluminum"；Izvestiya Akademii Nauk SSSR Metally、3号、164-168頁、1984年に公開されたS.M. Barinov らの記事 "Deformation and Failure in Titanium Aluminide"；1990年11月発行Z.Metallkunde、802-808頁に公開されたW.Wunderlichらの記事 "Enhanced Plasticity by Deformation Twinning of Ti-Al-Base Alloys with Cr and Si"；1985年7月発行Titanium and Zirconium、Vol.33、 No.3、19頁に公開されたT.Tsujimotoの記事"Research, Development, and Prospects of TiAl Intermetallic Compound Alloys"；1990年1月30日発行、Material of 53rd Meeting of SuperplasticityでN. Maedaにより提示された記事"High Temperature Plasticity of Intermetallic Compound TiAl"、13頁；1989年、Autumn Symposium of the Japan Instutute of Metalsで提示されたN.Maedaらの記事"Improvement in Ductility of Intermetallic Compound through Grain Super-refinement"、14頁；1988年、Autumn Symposium of the Japan Instutute of Metalsで提示されたS. Nodaらによる記事"Mechanical Properties of TiAl Intermetallic Compoud"、3頁；1985年、Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol 39, 351-364頁に公開されたH.A.Lipsittによる記事"Titanium Aluminides-An Overview"；1980年、ASM in Titanium 80、Vol.2、1245-1254頁に公開されたP.L.Martinらの記事"The Effects of Alloying on the Microstructure and Properties of Ti_３Al and TiAl"；1986年、ASM Symposium Proceedings on Enhanced Properties in Structural Metals Via Rapid Solidification、Materials Week、7頁に公開されたS.H.Whangらの記事"Effect of Rapid Solidification in L1_０ TiAl Compound Alloys"；および1988年10月、Metallurgical Transactions A, Vol.19A, 2445-2455頁に公開されたD.Vujicらの記事"Effect of Rapid Solidification and Alloying Addition on Lattice Distortion and Atomic Ordering in L1_０ TiAl Alloys and Their Ternary Alloys"などを含む多数の特許および出版物の主題となっている。
【０００３】
TiAlアルミニドを所望の特性を達成するために処理できる方法は、上記に記載の多数の特許及び出版物に開示されている。さらに、米国特許第5,489,411号は、コイル状細片にプラズマ噴霧し、その細片に熱処理を施して残留応力を除去し、２つのこのような細片の荒い面を接合し、圧力結合ロールの間で圧縮し、次に溶液焼きなまし、冷間圧延、中間焼きなましを行うことによりチタン・アルミニド箔を調製する粉末冶金技術を開示している。米国特許第4,917,858号は、元素のチタン、アルミニウムおよびその他の合金元素を用いてチタン・アルミニド箔を作成する粉末冶金技術を開示している。米国特許第5,634,992号は、鋳物を圧密し、共析晶の上に圧密された鋳物を加熱処理することによりγ-粒子プラスα相およびγ相の層状コロニーを形成し、その共析晶の下を加熱処理してコロニー組織の中にγ粒子を成長させ、αトランスの下を加熱処理して、γ粒子の内部にα_２ラスを有する組織に残りのコロニー組織を改善することによりγチタン・アルミニドを製造する方法を開示している。
【０００４】
チタン・アルミニドの特性を改良するためになされた広い範囲の努力から鑑みて、なお、合金組成物の改良および経済的加工方法が必要である。
【０００５】
【発明の要約】
第一実施態様により、本発明はコロニーの大きさにより制御された層状微細構造を有する２相チタン・アルミニウム合金を提供する。この合金は例えば鋳放し、加熱押出成形、冷却および加熱作業、または加熱処理などの条件で様々な形状で提供できる。最終製品として、この合金は抵抗が60〜200μΩ・cmである電気抵抗加熱用要素に加工することができる。この合金はコロニー境界に例えば第二相またはフッ化物の粒子など微細な粒子を提供する追加の要素を含有することができる。この合金は粒状境界等軸組織を包含できる。追加の合金要素は例えば10原子％以下のW、Nb、および／またはMoを含有できる。合金は降伏強度が80ksi(560MPa)より高く、最大引張強度が90ksi(620MPa)より高く、および／または引張伸びが少なくとも1.5％である薄いシートに加工することができる。アルミニウムの含有量は40〜50原子％、好ましくは46原子％とすることができる。チタンの含有量は少なくとも45原子％、好ましくは約50原子％とすることができる。一例を挙げると、合金は45から55原子％のTi、40〜50原子％のAl、1〜5原子％のNb、0.5〜2原子％のW、および0.1〜0.3原子％のBを包含することができる。合金はCr、V、Mnおよび／またはNiを含まないのが好ましい。
【０００６】
図１a-dは1400℃で加熱押出成形し、1000℃で2時間焼きなましを行ったPMTA・TiAl合金の200倍の光学顕微鏡写真である。図１aはPMTA-1の微細構造を示し、図１ｂはPMTA-2の微細構造を示し、図１ｃはPMTA-3の微細構造を示し、図１ｄはPMTA-4の微細構造を示す。
【０００７】
図２a-dは1400℃で加熱押出成形し、1000℃で2時間焼きなましたPMTA合金の500倍の光学顕微鏡写真を示す。図２ａはPMTA-1の微細構造を示し、図２ｂはPMTA-2の微細構造を示し、図２ｃはPMAT-3の微細構造を示し、図２ｄはPMTA-4の微細構造を示す。
【０００８】
図３は1400℃で加熱押出成形し、1000℃で2時間焼きなましたPMTA-2の背景散乱画像にゴースト模様バンドが観察され、Ｗの不均一な拡散が示されている。
図４は1400℃で加熱押出成形し、1000℃で2時間焼きなましたPMTA-2の背景散乱画像を示している。
【０００９】
図５aは1400℃で加熱押出成形し、1000℃で１日焼きなましたPMTA-3の200倍の光学顕微鏡写真であり、図５ｂは500倍の同じ微細構造を示す。
図６ａは1400℃で加熱押出成形し、1000℃で3日間焼きなましたPMTA-2の200倍の微細構造を示し、図６ｂは500倍の同じ微細構造を示す。
【００１０】
図７ａは受け入れたままの状態のTiAlシート（Ti-45Al-5Cr, 原子％）の光学顕微鏡写真を示し、図７ｂは1000℃で3日間焼きなました後の同じ微細構造を示し、両方とも顕微鏡写真は500倍である。
【００１１】
図８ａはPMTA-6の顕微鏡写真を示し、図８ｂはPMTA-7の顕微鏡写真を示し、両方とも1380℃で加熱押出成形された（200倍）。
図９ａはPMTA-6の顕微鏡写真を示し、図９ｂはPMTA-7の顕微鏡写真を示し、両方とも1365℃で加熱押出成形された（200倍）。
【００１２】
図10は1380℃で加熱押出成形されたPMTAの異常な粒子の成長を示す顕微鏡写真である。
図11a-dは1335℃で加熱押出成形した後で様々な条件で加熱処理したPMTA-8の顕微鏡写真であるが、加熱処理は図11aについては1000℃で2時間行われ、図11bについては1340℃で30分間行われ、図11cについては1320℃で30分間行われ、図11dについては1315℃で30分間行われた(200倍）。
【００１３】
図12はPMTA-4名目組成を有するインゴットから切り取られた試料１および２に関する抵抗マイクロオーム対温度のグラフである。
図13は試料１および２に関する半球合計放射率対温度のグラフである。
図14は試料１および２と同じインゴットから切り取られた試料80259-1、80259-2および80259-3に関する拡散率対温度のグラフである。
【００１４】
図15は本発明によるチタン・アルミニドに関する比熱対温度のグラフである。図16は試料１および２と同じインゴットから切り取られた試料80259-1H、80259-1C、80259-2H、80259-3H、および80259-3Cに関する熱膨張率対温度のグラフである。
【００１５】
【好ましい実施態様の詳細な説明】
本発明は例えば抵抗加熱用要素などの様々な応用に有用な熱物理的特性および機械特性を有する２相のTiAl合金を提供する。合金は1000℃までの温度およびそれ以上の高温での有用な機械特性および耐腐食性を示す。TiAl合金は極めて低い物質密度（約4.0g/cm^３）、室温および高温で引張延性および引張強度の望ましい組み合わせ、高い電気抵抗を持ち、および／または厚さ＜10milのシート材料に加工できる。このようなシート材料の１つの用途は例えば紙巻きたばこのライターなどの装置の抵抗加熱用要素である。例えば、そのシートは米国特許第5,591,368号および5,530,225号に開示されているタイプの電気喫煙装置の紙巻きタバコの一部に火を付けるために個々に電力を加える一連の加熱細片を有する管状加熱用要素に形成できるが、その開示内容はここに引例により取り入れる。さらに、合金は例えばCr、V、Mn、および／またはNiなどの元素を含まないことも可能である。
室温での伸張延性を向上させるためにCr、V、および／またはMnを１〜４原子％含むTiAl合金と比較して、本発明の層状構造を有する２相TiAl合金の伸張延性は、このような合金要素によってではなく主としてコロニーのサイズによって制御できる。したがって本発明では、Cr、V、Mn、および／またはNiを含まなくてもよい高強度のTiAl合金が得られる。
【００１６】
表１は研究された合金の名目組成をリストに挙げてあるが、その基体合金が46.5原子％のAlを含有し、残部がTiである。少量の合金添加物が２相TiAl合金の機械特性および冶金特性に及ぼす効果を研究するために添加された。Nbは４％までの量が耐酸化性に及ぼす効果の可能性について調べられ、Ｗは1.0％までの量が微細構造安定性およびクリープ耐性に及ぼす効果について調べられ、Moは0.5%までの量が加熱製造に及ぼす効果について調べられた。ほう素は0.18%までの量が二相TiAl合金の層状構造の改良のために加えられた。
【００１７】
PMTA-1〜９として確認された８個の合金は、表１に挙げられた組成を有するが、市販の純粋金属を使って、１インチの直径ｘ５インチの長さの銅製鋳型にアーク融解および滴下鋳造により調製された。全ての合金は鋳造の欠陥もなく鋳造に成功した。７つの合金のインゴットは(PMTA-1〜4および6〜9)が次にMoの缶に密封され、押出成形比５：１〜６：１で1335℃〜1400℃で加熱押出成形された。押出成形の条件を表２に挙げた。押出成形後の冷却速度は空気冷却および押出成形棒を水中に短時間入れて急冷することにより制御された。1365℃〜1400℃で押出成形された合金の棒は不規則な形状を示したが、1335℃で加熱押出成形されたPMTA-8は表面に凸凹がなくて遙かに滑らかな表面を示した。しかし、加熱押出成形の合金棒のいずれにもひび割れは見られなかった。
【００１８】
合金の微細構造は光学冶金組織学および電子スーパープローブ分析により鋳放しおよび加熱処理条件（表２に挙げられている）において調べられた。鋳放し条件では、全ての合金はある程度の偏析およびコアリングを有する層状組織を示した。図１と図２は、1000℃で2時間応力を軽減された加熱押出成形合金PMTA-1〜４に関するそれぞれ200倍と500倍の光学顕微鏡写真を示している。全ての合金はコロニー境界に少量の等軸晶組織を有する完全な層状組織を示した。いくらかの微細な粒子がコロニー境界に観察されたが、それらは電子マイクロプローブ分析によりほう化物と同定される。また、これらの４つのPMTA合金の間には微細構造の特徴に明白な差はない。
【００１９】
電子マイクロプローブ分析により、タングステンは加熱押出成形合金でさえも均一に分配されないことが明らかにされた。図３に示されるように、暗い方のコントラストにあるゴースト模様バンドは約0.33原子％で減少することが示されている。図４はPMTAー2の背景散乱画像であるが、コロニー境界で明るいコントラストにある第二相粒子（ほう化物）の形成を示している。ほう化物の組成は層状マトリックスの組成と共に測定され、表３に挙げられている。第二層粒子は本質的に（Ti、W、Nb）ほう化物であり、飾り付けられピンで留められた層状コロニー境界である。
【００２０】
図５と図６は加熱押出成形PMTA-3およびPMTA-2をそれぞれ1000℃で１日と３日間焼きなましたものの光学微細構造を示している。粒界等軸構造はこれらの長期焼きなまし試料に明確に観察され、その量は1000℃で焼きなます時間と共に増加する。有意な量の等軸晶構造は1000℃で３日間焼きなました試料に存在する。
【００２１】
比較のために、9 ミル（mil）の厚さのTiAlシート（Ti-45Al-5Cr、原子％）を評価した。図７はTiAlCrシートの受け入れたままの状態と焼きなました状態（1000℃で３日間）の光学顕微鏡写真を示す。本発明による合金の二相層状組織に対して、そのTiAlCrシートは二重構造を有し、その粒状構造は1000℃では有意な結晶粒粗大化を示さない。
【００２２】
厚さが9〜20ミルでゲージ長さが0.5インチである引張シート試料はEDM機を使って、1000℃で2時間焼きなましを行った後の加熱押出合金棒から切り分けられた。試料のいくつかは引張試験の前に1000℃で最長３日間再度焼きなましを行った。引張試験は室温で0.1インチ／秒のひずみ速度でインストロン試験機で実施された。表４は引張試験の結果をまとめたものである。
【００２３】
1000℃で2時間応力を除去した全ての合金は空気中の室温で１％以上の引張伸びを示した。引張伸びは試料の厚さが９ミルから20ミルまでの場合に影響は受けなかった。表４に示されるように４つの合金の中で、合金PMTA-4は最高の引張延性を有するようである。なお、20ミルの厚さのシート試料から得られる1.6％の引張伸びはゲージ直径が0.12インチである棒状試料から得られる４％伸びに等しい。引張伸びは1000℃での焼きなまし時間と共に幾分増加するようであり、最大延性は1000℃で１日焼きなました試料で得られる。
【００２４】
全ての合金は非常に強靱であり、室温での、降伏強度は100 ksi(700 MPa)であり、最大引張強度は115 ksi(800 MPa)を超える。高い強度はこれらのTiAl合金に生成された完全に層状の改良された構造を有することに依る。比較において、TiAlCrシート材料は室温で降伏強度がたった61 ksi (420 MPa)である。従って、PMTA合金はTiAlCrシートよりも強度が67%も上昇している。0.5%のMoを含むPMTA合金は、有意に強度を増したが、室温における引張伸びは僅かに低下した。
【００２５】
図8a-bおよび9a-bは、PMTA-6と７をそれぞれ1380℃と1365℃で加熱押出成形した場合の光学顕微鏡写真を示している。両方の合金はほとんどコロニー間の組織を持たない層状粒状構造を示した。大きなコロニー粒子（図10参照）は1380℃と1365℃で加熱押出成形された両方の合金に観察されたが、多分低濃度のほう素を含有する合金に加熱押出成形後に異常な粒子成長が発生したことによると思われる。これらの２つのPMTA合金には、微細構造の特徴に有意な差はない。
【００２６】
図11a-dはPMTA-8を1335℃で加熱押出成形した場合の微細構造に及ぼす加熱処理の効果を示している。1335℃で押出成形されたこの合金は、1380℃と1365℃の加熱押出成形の場合に比べて、遙かに細かいコロニーのサイズを示し、遙かに多くのコロニー間の組織を示した。1000℃で2時間の加熱処理は押出成形されただけの構造に有意な変化をもたらさなかった（図11a）。しかし、1340℃で30分間加熱処理した場合は、実質的にコロニー組織は大きくなった（図11b）。加熱処理温度を1340℃から1320-1315℃(20-25℃の差）に下げると、図11cと図11dに示されるように、コロニーサイズが急激に減少した。1320-1315℃の焼きなましもPMTA-8のコロニー間組織を増加させるようである。異常な粒子成長は1335℃での加熱押出成形によりほとんど完全に除去される。
【００２７】
厚さが８〜22ミル、ゲージ長さが0.5インチであるPMTA-6〜8の引張シート試料が、EDM機を使って、1000℃で2時間または1320-1315℃で20分の最終加熱処理を行った後の加熱押出成形の合金棒から切り取られた。引張試験は空気中で800℃までの温度でひずみ速度0.1インチ／秒でインストロン試験機で実施された。全ての引張結果は表５−８に挙げられている。1000℃で2時間加熱処理された合金PMTA-4、PMTA-6およびPMTA-7は加熱押出成形温度に左右されることなく全ての温度で優れた強度を示した。1400-1365℃での加熱押出成形は室温および高温で低い引張延性（<4%)を示す。引張延性の有意な増加は1335℃で加熱押出成形される場合には、すべての温度で得られる。1335℃で加熱押出成形されたPMTA-8はすべての試験温度で最高の強度と引張延性を示した。試料の厚さが８ミルから22ミルまで変動する場合、引張延性は全体的に変動は見られなかった。
【００２８】
表７および表８もPMTA-6とPMTA-７がそれぞれ1320℃と1315℃で20分間加熱処理された場合の引張特性を示す。1000℃で加熱処理されて得られた結果を比較すると、1320-1315℃の加熱処理は試験温度でさらに高い引張伸びが得られるが、強度は低下した。全ての合金と加熱処理の中で、1335℃で加熱押出成形され、1315℃で20分間焼きなましたPMTA-8は室温および高温で最高の引張延性を示した。この合金は室温と800℃でそれぞれ3.3%と11.7%の引張延性を示した。1315℃で加熱処理されたPMTA-8は公知のTiAl合金より実質的に強靱であるようである。
【００２９】
TiAlシート材料の曲げ延性を実証しようとの試みにおいて、加熱押出成形により製造され、1320℃で加熱処理された11ミルから20ミルまでのPMTA-7とPMTA-8の合金シートのいくつかの切れ端を室温で曲げた。各合金の切れ端は42度に曲げた後も破断しなかった。これらの結果は明らかに制御された微細構造のPMTA合金は室温では曲げやすいことを示している。
【００３０】
PMTA-2、PMTA-5、PMTA-7の酸化反応は空気中で800℃でシート試料（厚さ9-20ミル）を露出することにより調べられた。この試料は重量測定と表面検査のために炉から定期的に取り出された。試料は砕ける様子もなく重量増加も極めて低かった。ＷとNbの合金添加は800℃での合金酸化速度に影響を与え、ＷはTiAl合金の酸化耐性を改良するのにさらに有効であると思われる。合金の中で、PMTA-7は800℃で最も低い重量増加と最高の酸化耐性を示す。PMTA-7の酸化は酸化物のうろこが微細な割れや砕ける様子もなく完全に付着していることを示した。この観察は800℃で形成された酸化物のうろこが基体材料によく付着し、保護性が優れていることを明らかに示している。
【００３１】
図12はPMTA-4の名目組成、すなわち30.8 wt%のAl, 7.1 wt%のNb, 2.4 wt%のW, 0.045 wt% Bを有するインゴットから切り取られた試料１および試料２に関する抵抗マイクロオーム対温度のグラフである。図13は試料１および試料２に関する半球体合計放射率対温度のグラフである。図14は試料１および２と同じインゴットから切り取られた試料80259-1、80259-2、80259-3に関する拡散率対温度のグラフである。図15は本発明によるチタン・アルミニドに関する比熱対温度のグラフである。図16は試料１および試料２と同じインゴットから切り取られた試料80259-1H、80259-1C、80259-2H、80259-3H、80259-3Cに関する熱膨張対温度のグラフである。
【００３２】
要するに、1365-1400℃で押出成形された高温のPMTA合金はほとんどコロニー間組織を持たない、主として層状の構造を示すが、1335℃で押出成形されたPMTA-8のコロニー組織は遙かに細かく、コロニー間組織はさらに多いことを示した。PMTA-8を1315-1320℃で20分間加熱処理したところ、優れた層状組織が得られた。この合金はコロニー境界に(Ti,W,Nb)ほう化物を形成するかもしれない。さらに、加熱押出成形された合金中のタングステンは均一に分配されず、Ｗ添加されたTiAl合金の電気抵抗は高い可能性があることを示唆している。0.5原子％のMoを含有することは有意にTiAl合金の降伏強度と最大引張強度を増加させるが、室温での引張伸びをある程度まで低下させる。４つの加熱押出成形合金PMTA1-4の中で、合金組成がTi-46.5、Al-3、Nb-0.5、W-0.2B（原子％）のPMTA-４であり、室温で引張延性と強度の最高の組み合わせを有する。TiAlCrシート材料（Ti-45、Al-5Cr)と比較すると、PMTA-4はTiAlCrシートより67%強靱である。さらに、TiAlCrシートは室温で曲げ延性を示さなかったが、PMTA-4は1.4%の伸びを有する。TiAl合金の引張伸びはシートの厚さが９ミルから20ミルの範囲では厚さに関係ない。1000℃で2時間加熱処理された合金PMTA４、６、７は加熱押出成形温度とは関わりなく、800℃までのすべての温度で優れた強度を示した。しかし、加熱押出成形温度1400-1365℃は室温と高温で引張延性を低下させた(<4%)。押出成形温度が1335℃である場合に、すべての温度で引張延性の有意な増加が達成される。1335℃で加熱成形され、1315℃で20分間焼きなましたPMTA-8(Ti-46.5Al-3Nb-1W-0.5B)は室温および高温で最高の引張延性を示した（室温で3.3%および800℃で11.7%）。
【００３３】
【表１】

【００３４】
【表２】

【００３５】
【表３】

【００３６】
【表４】

【００３７】
【表５】

【００３８】
【表６】

【００３９】
【表７】

【００４０】
【表８】

【００４１】
前記チタン・アルミニドは様々な形状または製品、例えば電気抵抗加熱要素などに製造することができる。しかし、ここに開示された組成物は例えば熱スプレー応用など他の目的にも使用でき、該組成物は耐酸化性および耐腐食性を有する被覆物として使用できる。また、該組成物は化学産業で使用するための耐酸性および耐腐食性の電極、炉成分、化学反応器、耐硫化材料、耐腐食性材料；コールスラリーまたはコールタールを運ぶためのパイプ、触媒作用転換機用サブストレート材料、自動車エンジンおよびジーゼルエンジン用排気壁およびターボチャージャーローター、多孔性フィルターなどとして使用できる。
【００４２】
耐熱要素に関して、加熱要素の刃の外形は公式：Ｒ＝ρ（Ｌ／ＷｘＴ）（式中、Ｒはヒーターの抵抗、ρはヒーター材料の抵抗率、Ｌはヒーターの長さ、Ｗはヒーターの幅、およびＴはヒーターの厚さである）によりヒーターの抵抗を最適化するために様々に変えることができる。ヒーター材料の抵抗率は、例えばヒーター材料のアルミニウム含有量を調整し、加工するなど組成を変化させることにより、または合金添加物を混入することにより変えることができる。例えば、その抵抗率はヒーター材料にアルミナの粒子を混入することにより有意に増加することができる。ヒーター材料は任意にセラミック粒子を添加して耐ひび割れ性および／または熱伝導性を増大させることができる。例えば、ヒーター材料は1200℃までの優れた高温耐ひび割れ性および優れた耐酸化性を提供するために、例えば遷移金属（Zr, Ti,Hf)の窒化物、遷移金属の炭化物、遷移金属のほう化物およびMoSi_２などの電導性材料の粒子または繊維を含有することができる。ヒーター材料は高温でひび割れ耐性を有するヒーター材料を作るためおよびまた熱伝導性を改良しおよび／またはヒーター材料の熱膨張係数を減少するために例えばAl_２O_３、Y_２O_３、Si_３N_４、ZrO_２などの電気絶縁材料の粒子を混入してもよい。電気絶縁／電導性粒子／繊維はFe、Al、Tiまたは鉄アルミニドの粉末混合物に添加できるし、またはこのような粒子／繊維はヒーター要素の製造中に発熱反応する元素粉末の反応合成により形成できる。
【００４３】
これまで本発明の原理、好ましい実施態様および作業方法を説明した。しかし、本発明は考察された特別の実施態様に限定されると解釈されるべきではない。従って、上記実施態様は限定的なものではなく、説明するためと見なされるべきであり、特許請求の範囲により限定されるような本発明の範囲から逸脱することなく当該技術に精通した研究者によりこれらの実施態様において様々な変更がなされてもよいと解釈されるべきである。
【図面の簡単な説明】
【図１ａ】 PMTA-1の微細構造を示す。
【図１ｂ】 PMTA-2の微細構造を示す。
【図１ｃ】 PMTA-3の微細構造を示す。
【図１ｄ】 PMTA-4の微細構造を示す。
【図２ａ】 PMTA-1の微細構造を示す。
【図２ｂ】 PMTA-2の微細構造を示す。
【図２ｃ】 PMAT-3の微細構造を示す。
【図２ｄ】 PMTA-4の微細構造を示す。
【図３】 1400℃で加熱押出成形し、1000℃で2時間焼きなましたPMTA-2の背景散乱画像にゴースト模様バンドが観察され、Ｗの不均一な拡散が示されている。
【図４】 1400℃で加熱押出成形し、1000℃で2時間焼きなましたPMTA-2の背景散乱画像を示している。
【図５ａ】 1400℃で加熱押出成形し、1000℃で１日焼きなましたPMTA-3の200倍の光学顕微鏡写真である。
【図５ｂ】 500倍の図５aの微細構造を示す。
【図６ａ】 1400℃で加熱押出成形し、1000℃で3日間焼きなましたPMTA-2の200倍の微細構造を示す。
【図６ｂ】 500倍の図６aの微細構造を示す。
【図７ａ】受け入れたままの状態のTiAlシート（Ti-45Al-5Cr, 原子％）の光学顕微鏡写真を示す。
【図７ｂ】 1000℃で3日間焼きなました後の同じ微細構造を示し、両方とも顕微鏡写真は500倍である。
【図８ａ】 PMTA-6の顕微鏡写真を示す。
【図８ｂ】 PMTA-7の顕微鏡写真を示す。
【図９ａ】 PMTA-6の顕微鏡写真を示す。
【図９ｂ】 PMTA-7の顕微鏡写真を示す。
【図１０】 1380℃で加熱押出成形されたPMTAの異常な粒子の成長を示す顕微鏡写真である。
【図１１ａ】 1335℃で加熱押出成形した後で1000℃で2時間加熱処理したPMTA-8の顕微鏡写真である。
【図１１ｂ】 1335℃で加熱押出成形した後で1340℃で30分間加熱処理したPMTA-8の顕微鏡写真である。
【図１１ｃ】 1335℃で加熱押出成形した後で1320℃で30分間加熱処理したPMTA-8の顕微鏡写真である。
【図１１ｄ】 1335℃で加熱押出成形した後で1315℃で30分間加熱処理したPMTA-8の顕微鏡写真である。
【図１２】 PMTA-4名目組成を有するインゴットから切り取られた試料１および２に関する抵抗マイクロオーム対温度のグラフである。
【図１３】試料１および２に関する半球合計放射率対温度のグラフである。
【図１４】試料１および２と同じインゴットから切り取られた試料80259-1、80259-2および80259-3に関する拡散率対温度のグラフである。
【図１５】本発明によるチタン・アルミニドに関する比熱対温度のグラフである。
【図１６】試料１および２と同じインゴットから切り取られた試料80259-1H、80259-1C、80259-2H、80259-3H、および80259-3Cに関する熱膨張率対温度のグラフである。[0001]
【Technical field】
The present invention relates generally to two-phase titanium aluminide alloy compositions useful for other applications such as resistance heating and structural applications.
[0002]
[Prior art]
Titanium-aluminide alloys are disclosed in U.S. Patent Nos. 4,842,819, 4,917,858, 5,232,661, 5,348,702, 5,350,466, 5,370,839, 5,429,796, 5,503,794, 5,634,992, 5,746,846; 259139, 1-442539; European Patent Publication No. 365174; and the following article: Metal Metalloved, 27, 4, pages 668-673, published in 1969 by VRRyabov et al. "Properties of the Intermetallic Compounds of "The System Iron-Aluminum"; Izvestiya Akademii Nauk SSSR Metally, No. 3, pp. 164-168, SM Barinov et al.'s article published in 1984 "Deformation and Failure in Titanium Aluminide"; W. Wunderlich et al., “Enhanced Plasticity by Deformation Twinning of Ti-Al-Base Alloys with Cr and Si” published on pages 802-808; Titanium and Zirconium, Vol. 33, No. 3, published in July 1985 T. Tsujimoto article "Research, Development, and Prospects of TiAl Intermetallic Compound Alloys" published on page 19 Published on January 30, 1990, Material of 53rd Meeting of Superplasticity by N. Maeda, "High Temperature Plasticity of Intermetallic Compound TiAl", p. 13; Presented in 1989, Autumn Symposium of the Japan Instutute of Metals N.Maeda et al., "Improvement in Ductility of Intermetallic Compound through Grain Super-refinement", p. 14; 1988, article by S. Noda et al. Presented in the Autumn Symposium of the Japan Instutute of Metals TiAl Intermetallic Compoud ", p. 3; 1985, Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol 39, 351-364, an article by HALipsitt" Titanium Aluminides-An Overview "; 1980, ASM in Titanium 80 Vol. 2, 1245-1254, published by PLMartin et al., “The Effects of Alloying on the Microstructure and Properties of Ti ₃ Al and TiAl”; 1986, ASM Symposium Proceedings on Enhanced Properties in Structural Metals Via Rapid Solidification , Materials Week, SHWhang published on page 7 Et al article _{"Effect of Rapid Solidification in L1 0} TiAl Compound Alloys"; and 10 May 1988, Metallurgical Transactions A, Vol.19A, published on pages 2445-2455 the D.Vujic et al article "Effect of Rapid Solidification and Alloying Addition has become on Lattice Distortion and Atomic Ordering in L1 0 TiAl Alloys and Their Ternary Alloys subject of a number of patents and publications, including ".
[0003]
The manner in which TiAl aluminides can be processed to achieve the desired properties is disclosed in numerous patents and publications described above. Further, U.S. Pat. No. 5,489,411 applies plasma spray to a coiled strip, heat treats the strip to remove residual stress, joins the rough surfaces of two such strips, and Disclosed is a powder metallurgy technique in which a titanium-aluminide foil is prepared by compressing in between and then performing solution annealing, cold rolling, and intermediate annealing. U.S. Pat. No. 4,917,858 discloses a powder metallurgy technique for making titanium-aluminide foils using the elements titanium, aluminum and other alloying elements. U.S. Pat.No. 5,634,992 forms a layered colony of γ-particles plus α-phase and γ-phase by compacting the casting and heat-treating the consolidated casting on the eutectoid. Is heated to grow γ particles in the colony tissue, and the heat treatment is performed under the α transformer to improve the remaining colony tissue in the tissue having α ₂ lath inside the γ particles. A method for producing aluminide is disclosed.
[0004]
In view of the wide range of efforts made to improve the properties of titanium aluminides, there remains a need for improved alloy compositions and economical processing methods.
[0005]
SUMMARY OF THE INVENTION
According to a first embodiment, the present invention provides a two-phase titanium-aluminum alloy having a layered microstructure controlled by colony size. This alloy can be provided in various shapes, for example under conditions of as-cast, heat extrusion, cooling and heating operations, or heat treatment. As a final product, the alloy can be processed into electrical resistance heating elements with a resistance of 60-200 μΩ · cm. The alloy can contain additional elements that provide fine particles, such as second phase or fluoride particles, at the colony boundaries. The alloy can include a grain boundary equiaxed structure. Additional alloy elements can contain, for example, up to 10 atomic percent W, Nb, and / or Mo. The alloy can be processed into thin sheets having a yield strength greater than 80 ksi (560 MPa), a maximum tensile strength greater than 90 ksi (620 MPa), and / or a tensile elongation of at least 1.5%. The aluminum content can be 40 to 50 atomic%, preferably 46 atomic%. The titanium content can be at least 45 atomic percent, preferably about 50 atomic percent. In one example, the alloy includes 45-55 atomic percent Ti, 40-50 atomic percent Al, 1-5 atomic percent Nb, 0.5-2 atomic percent W, and 0.1-0.3 atomic percent B. be able to. The alloy preferably does not contain Cr, V, Mn and / or Ni.
[0006]
1a-d are 200X optical micrographs of a PMTA / TiAl alloy that was heat extruded at 1400 ° C and annealed at 1000 ° C for 2 hours. 1a shows the microstructure of PMTA-1, FIG. 1b shows the microstructure of PMTA-2, FIG. 1c shows the microstructure of PMTA-3, and FIG. 1d shows the microstructure of PMTA-4.
[0007]
Figures 2a-d show 500x optical micrographs of PMTA alloy heat extruded at 1400 ° C and annealed at 1000 ° C for 2 hours. 2a shows the microstructure of PMTA-1, FIG. 2b shows the microstructure of PMTA-2, FIG. 2c shows the microstructure of PMAT-3, and FIG. 2d shows the microstructure of PMTA-4.
[0008]
FIG. 3 shows a ghost pattern band observed in the background scattering image of PMTA-2, which was heat-extruded at 1400 ° C. and annealed at 1000 ° C. for 2 hours, indicating non-uniform diffusion of W.
FIG. 4 shows a background scattering image of PMTA-2 which was heat extruded at 1400 ° C. and annealed at 1000 ° C. for 2 hours.
[0009]
FIG. 5a is a 200 × optical micrograph of PMTA-3 heat extruded at 1400 ° C. and annealed at 1000 ° C. for 1 day, and FIG. 5b shows the same microstructure of 500 ×.
FIG. 6a shows a microstructure that is 200 times that of PMTA-2 heat-extruded at 1400 ° C. and annealed at 1000 ° C. for 3 days, and FIG. 6b shows the same microstructure that is 500 times.
[0010]
Figure 7a shows an optical micrograph of the as-received TiAl sheet (Ti-45Al-5Cr, atomic%), and Figure 7b shows the same microstructure after annealing at 1000 ° C for 3 days, both micrographs Is 500 times.
[0011]
FIG. 8a shows a photomicrograph of PMTA-6 and FIG. 8b shows a photomicrograph of PMTA-7, both heat extruded at 1380 ° C. (200 ×).
FIG. 9a shows a photomicrograph of PMTA-6 and FIG. 9b shows a photomicrograph of PMTA-7, both heat extruded at 1365 ° C. (200 ×).
[0012]
FIG. 10 is a photomicrograph showing the abnormal particle growth of PMTA heat extruded at 1380 ° C.
FIGS. 11a-d are micrographs of PMTA-8 heat-extruded at 1335 ° C. and heat-treated under various conditions, but the heat treatment was performed at 1000 ° C. for 2 hours for FIG. 11a and for FIG. Performed at 1340 ° C. for 30 minutes, for FIG. 11c at 1320 ° C. for 30 minutes, and for FIG. 11d at 1315 ° C. for 30 minutes (200 ×).
[0013]
FIG. 12 is a graph of resistance microohms versus temperature for Samples 1 and 2 cut from an ingot having a PMTA-4 nominal composition.
FIG. 13 is a graph of total hemispherical emissivity versus temperature for Samples 1 and 2.
FIG. 14 is a graph of diffusivity versus temperature for samples 80259-1, 80259-2 and 80259-3 cut from the same ingot as samples 1 and 2.
[0014]
FIG. 15 is a graph of specific heat versus temperature for titanium aluminides according to the present invention. FIG. 16 is a graph of coefficient of thermal expansion versus temperature for samples 80259-1H, 80259-1C, 80259-2H, 80259-3H, and 80259-3C cut from the same ingot as samples 1 and 2.
[0015]
Detailed Description of Preferred Embodiments
The present invention provides a two-phase TiAl alloy having thermophysical and mechanical properties useful for a variety of applications such as resistance heating elements. The alloy exhibits useful mechanical properties and corrosion resistance at temperatures up to 1000 ° C and higher. TiAl alloys have a very low material density (about 4.0 g / cm ³ ), a desirable combination of tensile ductility and tensile strength at room temperature and elevated temperatures, high electrical resistance, and / or can be processed into sheet materials with a thickness <10 mil. One application for such sheet material is as a resistance heating element in devices such as cigarette lighters. For example, the sheet may be used for tubular heating with a series of heating strips that individually apply power to ignite a portion of a cigarette in an electric smoking device of the type disclosed in US Pat. Nos. 5,591,368 and 5,530,225. Although it can be formed into elements, the disclosure is incorporated herein by reference. Furthermore, the alloy may be free of elements such as Cr, V, Mn, and / or Ni.
Compared with TiAl alloys containing 1 to 4 atomic% of Cr, V and / or Mn in order to improve the elongation ductility at room temperature, the elongation ductility of the two-phase TiAl alloy having the layered structure of the present invention is Can be controlled primarily by the size of the colonies, not by the alloying elements. Therefore, in the present invention, a high-strength TiAl alloy that does not need to contain Cr, V, Mn, and / or Ni is obtained.
[0016]
Table 1 lists the nominal composition of the alloys studied, the base alloy containing 46.5 atomic% Al with the balance being Ti. A small amount of alloy additive was added to study the effect on the mechanical and metallurgical properties of two-phase TiAl alloys. Nb was investigated for possible effects on oxidation resistance in amounts up to 4%, W was investigated for effects on microstructure stability and creep resistance in amounts up to 1.0%, Mo in amounts up to 0.5% Has been investigated for its effect on heat production. Boron up to 0.18% was added to improve the layered structure of the two-phase TiAl alloy.
[0017]
The eight alloys identified as PMTA-1-9 have the compositions listed in Table 1 but are arc-melted into a 1 inch diameter x 5 inch long copper mold using commercially available pure metal. Prepared by drop casting. All alloys were successfully cast without casting defects. The seven alloy ingots (PMTA-1-4 and 6-9) were then sealed in Mo cans and heat extruded at 1335-1400 ° C in an extrusion ratio of 5: 1-6: 1. Extrusion conditions are listed in Table 2. The cooling rate after extrusion was controlled by air cooling and by rapidly cooling the extruded rod by placing it in water for a short time. Alloy bars extruded at 1365 ° C to 1400 ° C showed irregular shapes, but PMTA-8 heat extruded at 1335 ° C showed a much smoother surface with no irregularities on the surface. . However, no cracks were found in any of the heat-extruded alloy bars.
[0018]
The microstructure of the alloy was investigated in as-cast and heat treatment conditions (listed in Table 2) by optical metallurgy histology and electronic superprobe analysis. Under as-cast conditions, all alloys exhibited a layered structure with some segregation and coring. FIGS. 1 and 2 show optical micrographs of 200 times and 500 times, respectively, for heat extruded alloys PMTA-1 to 4 whose stress was reduced at 1000 ° C. for 2 hours. All alloys showed a complete lamellar structure with a small amount of equiaxed structure at the colony boundary. Some fine particles were observed at the colony boundaries, but they were identified as borides by electron microprobe analysis. Also, there is no obvious difference in microstructure characteristics between these four PMTA alloys.
[0019]
Electron microprobe analysis revealed that tungsten was not evenly distributed even with heat-extruded alloys. As shown in FIG. 3, the ghost pattern band in the darker contrast is shown to decrease at about 0.33 atomic percent. FIG. 4 is a background scattering image of PMTA-2, showing the formation of second phase particles (boride) in bright contrast at the colony boundary. The composition of the boride was measured along with the composition of the layered matrix and is listed in Table 3. The second layer particles are essentially (Ti, W, Nb) borides and are decorated and pinned lamellar colony boundaries.
[0020]
FIGS. 5 and 6 show the optical microstructures of heat-extruded PMTA-3 and PMTA-2 annealed at 1000 ° C. for 1 day and 3 days, respectively. Grain boundary equiaxed structures are clearly observed in these long-term annealed samples, the amount of which increases with annealing time at 1000 ° C. A significant amount of equiaxed crystal structure is present in samples annealed at 1000 ° C. for 3 days.
[0021]
For comparison, a 9 mil thick TiAl sheet (Ti-45Al-5Cr, atomic%) was evaluated. FIG. 7 shows optical micrographs of the TiAlCr sheet as received and annealed (1000 ° C. for 3 days). For the two-phase layered structure of the alloy according to the present invention, the TiAlCr sheet has a double structure, and the granular structure does not show significant grain coarsening at 1000 ° C.
[0022]
Tensile sheet samples having a thickness of 9-20 mils and a gauge length of 0.5 inches were cut from a heated extruded alloy bar after annealing at 1000 ° C. for 2 hours using an EDM machine. Some of the samples were re-annealed at 1000 ° C for up to 3 days prior to the tensile test. Tensile testing was performed on an Instron testing machine at a strain rate of 0.1 inches / second at room temperature. Table 4 summarizes the results of the tensile test.
[0023]
All alloys that had been relieved of stress for 2 hours at 1000 ° C exhibited a tensile elongation of 1% or more at room temperature in air. Tensile elongation was not affected when the sample thickness was from 9 mils to 20 mils. Of the four alloys as shown in Table 4, alloy PMTA-4 appears to have the highest tensile ductility. Note that the 1.6% tensile elongation obtained from a 20 mil thick sheet sample is equal to the 4% elongation obtained from a bar sample having a gauge diameter of 0.12 inches. The tensile elongation appears to increase somewhat with the annealing time at 1000 ° C., and the maximum ductility is obtained for samples annealed at 1000 ° C. for 1 day.
[0024]
All alloys are very tough, with a yield strength of 100 ksi (700 MPa) at room temperature and a maximum tensile strength of over 115 ksi (800 MPa). The high strength is due to having a completely layered and improved structure produced in these TiAl alloys. In comparison, TiAlCr sheet material has a yield strength of only 61 ksi (420 MPa) at room temperature. Therefore, the PMTA alloy is 67% stronger than the TiAlCr sheet. PMTA alloy with 0.5% Mo significantly increased strength but slightly reduced tensile elongation at room temperature.
[0025]
FIGS. 8a-b and 9a-b show optical micrographs when PMTA-6 and 7 are heat extruded at 1380 ° C. and 1365 ° C., respectively. Both alloys showed a layered granular structure with almost no intercolony structure. Large colony particles (see Fig. 10) were observed in both alloys extruded at 1380 ° C and 1365 ° C, but abnormal particle growth occurred after heat extrusion, perhaps in alloys containing low concentrations of boron. It seems to be due to that. There is no significant difference in microstructure characteristics between these two PMTA alloys.
[0026]
Figures 11a-d show the effect of heat treatment on the microstructure when PMTA-8 is heat extruded at 1335 ° C. This alloy extruded at 1335 ° C showed much finer colony size and much more inter-colony structure compared to 1380 ° C and 1365 ° C heat extrusion. Heat treatment at 1000 ° C. for 2 hours did not cause a significant change in the extruded structure (FIG. 11a). However, when the heat treatment was performed at 1340 ° C. for 30 minutes, the colony tissue substantially increased (FIG. 11b). When the heat treatment temperature was lowered from 1340 ° C. to 1320-1315 ° C. (the difference between 20-25 ° C.), the colony size rapidly decreased as shown in FIGS. 11c and 11d. Annealing at 1320-1315 ° C also appears to increase PMTA-8 intercolony tissue. Abnormal grain growth is almost completely removed by heat extrusion at 1335 ° C.
[0027]
Tensile sheet samples of PMTA-6-8 with a thickness of 8-22 mils and a gauge length of 0.5 inches are subjected to a final heat treatment using an EDM machine for 2 hours at 1000 ° C or 20 minutes at 1320-1315 ° C. It cut out from the hot-extrusion alloy rod after performing. Tensile tests were performed on an Instron testing machine in air at temperatures up to 800 ° C. and a strain rate of 0.1 inch / second. All tensile results are listed in Table 5-8. Alloys PMTA-4, PMTA-6 and PMTA-7 heat-treated at 1000 ° C. for 2 hours showed excellent strength at all temperatures regardless of the heat extrusion temperature. Heat extrusion at 1400-1365 ° C exhibits low tensile ductility (<4%) at room temperature and high temperature. A significant increase in tensile ductility is obtained at all temperatures when heat extruded at 1335 ° C. PMTA-8 heat extruded at 1335 ° C showed the highest strength and tensile ductility at all test temperatures. When the sample thickness varied from 8 mils to 22 mils, the overall tensile ductility did not vary.
[0028]
Tables 7 and 8 also show the tensile properties when PMTA-6 and PMTA-7 are heat treated at 1320 ° C and 1315 ° C for 20 minutes, respectively. Comparing the results obtained by heat treatment at 1000 ° C., the heat treatment at 1320-1315 ° C. gave higher tensile elongation at the test temperature, but the strength decreased. Among all alloys and heat treatments, PMTA-8, heat extruded at 1335 ° C and annealed at 1315 ° C for 20 minutes, showed the highest tensile ductility at room and elevated temperatures. The alloy exhibited 3.3% and 11.7% tensile ductility at room temperature and 800 ℃, respectively. PMTA-8 heat treated at 1315 ° C appears to be substantially tougher than known TiAl alloys.
[0029]
In an attempt to demonstrate the bending ductility of TiAl sheet material, several pieces of PMTA-7 and PMTA-8 alloy sheets from 11 mil to 20 mil produced by heat extrusion and heat treated at 1320 ° C Was bent at room temperature. The pieces of each alloy did not break even after bending to 42 degrees. These results indicate that PMTA alloys with a clearly controlled microstructure are easy to bend at room temperature.
[0030]
The oxidation reaction of PMTA-2, PMTA-5, and PMTA-7 was investigated by exposing sheet samples (9-20 mils thick) at 800 ° C. in air. This sample was periodically removed from the furnace for weighing and surface inspection. The sample was not crushed and the weight gain was very low. The alloying of W and Nb affects the alloy oxidation rate at 800 ° C., and W appears to be more effective in improving the oxidation resistance of TiAl alloy. Among the alloys, PMTA-7 exhibits the lowest weight gain and the highest oxidation resistance at 800 ° C. Oxidation of PMTA-7 showed that the oxide scales were completely attached without any fine cracking or breaking. This observation clearly shows that the scale of oxide formed at 800 ° C. adheres well to the substrate material and is excellent in protection.
[0031]
Figure 12 shows the resistance micro-ohm pair for samples 1 and 2 cut from an ingot with nominal composition of PMTA-4, ie 30.8 wt% Al, 7.1 wt% Nb, 2.4 wt% W, 0.045 wt% B It is a graph of temperature. FIG. 13 is a graph of hemispherical total emissivity versus temperature for Sample 1 and Sample 2. FIG. 14 is a graph of diffusivity versus temperature for samples 80259-1, 80259-2, 80259-3 cut from the same ingot as samples 1 and 2. FIG. 15 is a graph of specific heat versus temperature for titanium aluminides according to the present invention. FIG. 16 is a graph of thermal expansion versus temperature for samples 80259-1H, 80259-1C, 80259-2H, 80259-3H, 80259-3C cut from the same ingot as sample 1 and sample 2.
[0032]
In short, the high-temperature PMTA alloy extruded at 1365-1400 ° C has almost no intercolony structure, but mainly shows a layered structure, but the colony structure of PMTA-8 extruded at 1335 ° C is much finer It was shown that there were more tissues between colonies. When PMTA-8 was heat treated at 1315-1320 ° C. for 20 minutes, an excellent layered structure was obtained. This alloy may form (Ti, W, Nb) boride at the colony boundary. Furthermore, tungsten in the heat-extruded alloy is not evenly distributed, suggesting that the electrical resistance of W-added TiAl alloys may be high. Inclusion of 0.5 atomic% Mo significantly increases the yield strength and maximum tensile strength of the TiAl alloy, but reduces the tensile elongation at room temperature to some extent. Among the four heat-extruded alloys PMTA1-4, the alloy composition is TiTA46.5, Al-3, Nb-0.5, W-0.2B (atomic%) PMTA-4, which has tensile ductility and strength at room temperature. Have the best combination. Compared with TiAlCr sheet material (Ti-45, Al-5Cr), PMTA-4 is 67% tougher than TiAlCr sheet. Furthermore, the TiAlCr sheet did not exhibit bending ductility at room temperature, whereas PMTA-4 has an elongation of 1.4%. The tensile elongation of TiAl alloy is not related to sheet thickness in the range of 9 to 20 mils. Alloys PMTA 4, 6, and 7 heat treated at 1000 ° C for 2 hours showed excellent strength at all temperatures up to 800 ° C, regardless of the heat extrusion temperature. However, the heat extrusion molding temperature of 1400-1365 ° C decreased the tensile ductility at room temperature and high temperature (<4%). A significant increase in tensile ductility is achieved at all temperatures when the extrusion temperature is 1335 ° C. PMTA-8 (Ti-46.5Al-3Nb-1W-0.5B) thermoformed at 1335 ° C and annealed at 1315 ° C for 20 minutes showed the highest tensile ductility at room and high temperatures (3.3% at room temperature and 800 ° C) 11.7%).
[0033]
[Table 1]

[0034]
[Table 2]

[0035]
[Table 3]

[0036]
[Table 4]

[0037]
[Table 5]

[0038]
[Table 6]

[0039]
[Table 7]

[0040]
[Table 8]

[0041]
The titanium aluminides can be manufactured in various shapes or products, such as electrical resistance heating elements. However, the compositions disclosed herein can also be used for other purposes, such as thermal spray applications, and the compositions can be used as coatings that are resistant to oxidation and corrosion. The composition also includes acid and corrosion resistant electrodes for use in the chemical industry, furnace components, chemical reactors, sulfide resistant materials, corrosion resistant materials; pipes for carrying coal slurries or coal tar, catalysts It can be used as a substrate material for action changers, exhaust walls and turbocharger rotors for automobile engines and diesel engines, and porous filters.
[0042]
Regarding the heat-resistant element, the outer shape of the blade of the heating element is the formula: R = ρ (L / WxT) (where R is the resistance of the heater, ρ is the resistivity of the heater material, L is the length of the heater, W is the heater's length) The width, and T is the heater thickness) can be varied to optimize the resistance of the heater. The resistivity of the heater material can be changed, for example, by adjusting the aluminum content of the heater material and changing the composition, such as by processing, or by incorporating alloy additives. For example, the resistivity can be significantly increased by incorporating alumina particles in the heater material. The heater material can optionally include ceramic particles to increase crack resistance and / or thermal conductivity. For example, heater materials provide excellent high temperature cracking resistance up to 1200 ° C and excellent oxidation resistance, for example nitrides of transition metals (Zr, Ti, Hf), carbides of transition metals, transition metals And particles or fibers of conductive materials such as MoSi ₂ . The heater material is for example Al ₂ O ₃ , Y ₂ O ₃ , Si ₃ N in order to make a heater material that is crack resistant at high temperatures and also to improve the thermal conductivity and / or reduce the coefficient of thermal expansion of the heater material. _4. Particles of an electrically insulating material such as ZrO ₂ may be mixed. Electrically insulating / conducting particles / fibers can be added to a powder mixture of Fe, Al, Ti or iron aluminide, or such particles / fibers can be formed by reactive synthesis of elemental powders that react exothermically during the manufacture of heater elements .
[0043]
The principles, preferred embodiments and working methods of the present invention have been described so far. However, the invention should not be construed as limited to the particular embodiments discussed. Accordingly, the above embodiments are not to be construed as limiting, but should be regarded as illustrative and by a researcher skilled in the art without departing from the scope of the invention as defined by the appended claims. It should be construed that various changes may be made in these embodiments.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1a shows the microstructure of PMTA-1.
FIG. 1b shows the microstructure of PMTA-2.
FIG. 1c shows the microstructure of PMTA-3.
FIG. 1d shows the microstructure of PMTA-4.
FIG. 2a shows the microstructure of PMTA-1.
FIG. 2b shows the microstructure of PMTA-2.
FIG. 2c shows the microstructure of PMAT-3.
FIG. 2d shows the microstructure of PMTA-4.
FIG. 3 A ghost pattern band is observed in the background scattering image of PMTA-2 which is heat-extruded at 1400 ° C. and annealed at 1000 ° C. for 2 hours, indicating non-uniform diffusion of W.
FIG. 4 shows a background scattering image of PMTA-2 which was heat extruded at 1400 ° C. and annealed at 1000 ° C. for 2 hours.
FIG. 5a is a 200 × optical micrograph of PMTA-3 heat extruded at 1400 ° C. and annealed at 1000 ° C. for 1 day.
FIG. 5b shows the microstructure of FIG.
FIG. 6a shows a microstructure 200 times that of PMTA-2, which was heat extruded at 1400 ° C. and annealed at 1000 ° C. for 3 days.
FIG. 6b shows the microstructure of FIG.
FIG. 7a shows an optical micrograph of an as-received TiAl sheet (Ti-45Al-5Cr, atomic%).
FIG. 7b shows the same microstructure after annealing at 1000 ° C. for 3 days, both micrographs being 500 times larger.
FIG. 8a shows a micrograph of PMTA-6.
FIG. 8b shows a photomicrograph of PMTA-7.
FIG. 9a shows a micrograph of PMTA-6.
FIG. 9b shows a micrograph of PMTA-7.
FIG. 10 is a photomicrograph showing abnormal particle growth of PMTA heat extruded at 1380 ° C.
FIG. 11a is a photomicrograph of PMTA-8 heat-extruded at 1335 ° C. and then heat-treated at 1000 ° C. for 2 hours.
FIG. 11b is a photomicrograph of PMTA-8 heat-extruded at 1335 ° C. and then heat treated at 1340 ° C. for 30 minutes.
FIG. 11c is a photomicrograph of PMTA-8 heat extruded at 1335 ° C. and then heat treated at 1320 ° C. for 30 minutes.
FIG. 11d is a photomicrograph of PMTA-8 heat-extruded at 1335 ° C. and then heat-treated at 1315 ° C. for 30 minutes.
FIG. 12 is a graph of resistance microohms versus temperature for Samples 1 and 2 cut from ingots having a PMTA-4 nominal composition.
FIG. 13 is a graph of total hemispherical emissivity versus temperature for Samples 1 and 2.
FIG. 14 is a graph of diffusivity versus temperature for samples 80259-1, 80259-2, and 80259-3 cut from the same ingot as samples 1 and 2.
FIG. 15 is a graph of specific heat versus temperature for titanium aluminides according to the present invention.
FIG. 16 is a graph of coefficient of thermal expansion versus temperature for samples 80259-1H, 80259-1C, 80259-2H, 80259-3H, and 80259-3C cut from the same ingot as samples 1 and 2.

Claims

50-65 wt% Ti, 25-35 wt% Al, 2-15 wt% Nb, less than 5 wt% Mo, 1-10 wt% W, and 0.01-0.2 wt% A two-phase titanium-aluminide alloy comprising B, which does not contain Cr and Mn.

The titanium-aluminide alloy according to claim 1, wherein the titanium-aluminide alloy is cast, heat-extruded, cooled, or heat-treated.

The titanium-aluminide alloy according to claim 1, wherein the alloy has a two-phase layered microstructure together with fine particles arranged at a colony boundary.

4. The titanium-aluminide alloy according to claim 3, wherein the boride particles are arranged at a colony boundary.

The titanium-aluminide alloy according to claim 3, wherein the second phase particles are arranged at the colony boundary.

The titanium-aluminide alloy according to claim 1, wherein the alloy has a two-phase microstructure including a grain boundary equiaxed structure.

Ti content is 57-60% by mass, Al content is 30-32% by mass, Nb content is 4-9% by mass, Mo content is 2% by mass or less, W content is 2-8% by mass, and B content is 0.02-0.08 mass%, The titanium aluminide alloy of Claim 1 characterized by the above-mentioned.

Yield strength 5 60MP a by Ri high maximum tensile strength is high Ri by 620 MP a, and / or tensile titanium aluminide alloy of Claim 1, elongation, characterized in that at least 1%.

The titanium-aluminide alloy according to claim 1, wherein the alloy has a microstructure in which W is distributed non-uniformly.

The titanium-aluminide alloy according to claim 1, wherein the aluminum content is 46 to 47 atomic%.

2. The titanium-aluminide alloy according to claim 1, wherein the alloy has a layered microstructure having no equiaxed structure at a colony boundary. 3.

The titanium-aluminide alloy according to claim 1, wherein the alloy does not contain Mo.

Ti content is 57-60% by mass, Al content is 30-32% by mass, Nb content is 4-9% by mass, W content is 2-8% by mass, and B content is 0.02-0. The titanium-aluminide alloy according to claim 1, characterized in that the content is 0.08% by mass.

Contains 45-55 atomic percent Ti, 40-50 atomic percent Al, 1-5 atomic percent Nb, 0.3-1.5 atomic percent W, and 0.1-0.3 atomic percent B The titanium-aluminide alloy according to claim 1.

The titanium-aluminide alloy sheet according to claim 1 having a thickness of 0.2 to 0.8 mm .

The titanium-aluminide alloy according to claim 1, which does not contain V, Co, Cu and Ni.

2. 2-4 atomic% Nb, ≦ 1 atomic% Mo, 0.5-2 atomic% W, 0.1-0.3 atomic% B. Titanium and aluminide alloy.

2. The titanium-aluminide alloy according to claim 1, comprising 1 to 4 atomic% Nb, ≦ 1 atomic% Mo, and 0.25 to 2 atomic% W. 3.

An electrical resistance heating element is formed from a titanium aluminide alloy according to claim 1, of less than one second when adding 10 volts or less voltage, and 6 amperes of current to the electric resistance heating element electrical resistance heating elements, characterized in that it may heat time to 900 ° C..