JPH02250931A

JPH02250931A - 破壊靭性に優れた金属間化合物ＴｉＡｌ基合金溶製材

Info

Publication number: JPH02250931A
Application number: JP6918989A
Authority: JP
Inventors: Shinji Mitao; 三田尾　真司; Aoshi Tsuyama; 青史津山; Kuninori Minagawa; 邦典皆川
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1989-03-23
Filing date: 1989-03-23
Publication date: 1990-10-08

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は破壊靭性に優れた金属間化合物ＴＩＡ＃基合金
溶製材に関するものである。

［従来の技術］金属間化合物ＴｉＡｊ！基合金は、約３．７程度の低比
重であるのにもかかわらず優れた高温強度を有し、例え
ば米国特許第４．２９４．８１５号に開示されているよ
うに、軽量耐熱材料としての適用が検討されている。

しかしながら、−数的にこの材料は常温における延・靭
性に乏しく、この点が実用化に対する大きな障壁のひと
つとなっている。

常温延性の改善に関しては、Ａ、＆量を変化させて、塑
性ひずみ量を調査した報告例えば、Ｓ、Ｃ。

Ｈｕａｎｇ等が、ＡＩＭＥ　Ｍｅｅｔｉｎｇ　（１９８
８年１月）で発表した報文や、特開昭８１−４１７４０
号公報の若干量のＭｎを添加する方法などがある。

しかしながら、これらの報告はすべて延性に関して検討
されたものであり、延性との相関関係が必ずしも成立し
ない、破壊力学パラメータである破壊靭性に言及したも
のは皆無に等しい。

［発明が解決しようとする課題］金属間化合物ＴＩＡｉ）基合金は、低比重で、かつ優れ
た高温強度を有するため、特に１０００℃までの高温に
さらされる摺動部品、回転部品への適用が検討されてい
る。

しかしながら、この材料は、いわゆる脆性材料であり、
耐熱構造材料として実用化するためには、常温における
脆さを改善することが不可欠であると考えられ、これま
でにもいくつかの改善法が提案されてきた。例えば、米
国特許第４，２９４．８１５号では３１％〜３６％のア
ルミニウム、０．１％〜４％のバナジウムを含み、残部
がチタンより成るＴＩＡＮ基耐熱合金は、常温で１．５
％以上の引張伸びを示すことが開示されており、また特
開昭［１１−４１７４０号公報では３０％〜３６％のア
ルミニウム、０．１％〜５．０％のマンガンを含み、８
０％〜７０％のチタンから成るＴＩＡＮ基合金は、米国
特許第４．２９４．［１１５号の合金と同等の曲げたわ
み量を有することが報告されている。

しかし、先にも触れたように、ＴＩＡＪ？基耐熱合全耐
熱合金ゆる脆性材料であり、このような材料の場合、材
料中に欠陥が存在した場合の、破壊に対する抵抗、すな
わち破壊力学パラメータのひとつである破壊靭性値が、
設計上、極めて重要である。このとき、注意しなければ
ならないのは、伸び値（延性）と破壊靭性値との間には
、必ずしも相関関係は認められず、逆にいえば、伸び値
から破壊靭性値を推定することはできないことである。

脆性材料にとって、破壊靭性値はその信頼性、評価・検
査上、極めて重要な因子であり、材料中に存在すること
が許容される欠陥の最大寸法は、使用中負荷される応力
と、その材料の破壊靭性値から決定される。

破壊靭性値の低い材料の場合、許容欠陥寸法が小さいた
め、信頼性が劣るうえに、許容欠陥寸法が非破壊検査に
よる検出限界と同等以下の場合は、全数実体検査を行わ
なければならず検査に多大の労力を費やすのが普通であ
る。

したがって脆性材料を構造材料として適用する場合、破
壊靭性値の改善が、信頼性や検査能率等の向上に対して
不可欠である。これに対して伸び値からは、破壊靭性値
は推定できず設計に対して与える情報も多くない。

本発明は、上記の問題点を解消した、破壊靭性に優れた
金属間化合物ＴｉＡｆ！基合金溶製材を提供することを
目的とするものである。

［課題を解決するための手段］金属間化合物ＴＩＡＮ基合金の破壊靭性値を測定するに
あたり、ＡＮ含有量を重量％で３０％から８７％程度ま
で変化させた合金を溶製し、ＡＳＴＭ−Ｅ３９９規格に
もとづき、１／２　ＴＣＴの破壊靭性試験片を採取し、
破壊靭性試験を行った。

その結果重量％でＡｊ！を３１％以上８５％未満含み、
残部がＴＩ及び不可避不純物からなる金属間化合物Ｔｉ
Ａｌ基合金を溶解し、次いで凝固速度；２００℃／秒以
下で凝固することを特徴とする破壊靭性に優れた金属間
化合物ＴｉＡｆＩ基合金溶製材が得られた。

［作用］この様な金属間化合物ＴＩＡＮ基合金溶製材の破壊靭性
値の改善は、ミクロ組織の変化に大きく関係するものと
考えられる。

ＴＩＡ＃の化学量論組成は、チタン−６４％アルミニウ
ムー３６％であり、平衡状態図によれば、これより　Ｔ
ｌ含有量が増せばＴｉ３ＡＮ相とＴＩＡ、Ｑ相の２相領
域となる。アルミニウムを３５％以上含有するＴｉＡｊ
ｌ基合金は、−数的に、鋳造時はＴｉ３１相とＴＩＡ　
Ｎ相の非平衡２相組織であるが、高温保持により、平衡
組織であるＴｉＡＩＩ相単相の等軸組織へと変化する。

また、熱間における鍛造及び焼鈍を行った場合も、Ｔｉ
Ａｉ）相の単相組織となる。

この様に、破壊靭性値は、ミクロ組織との関連性が強く
、後述する実施例の第２図（ａ）及びｍ３図（ａ）の組
織を有するアルミニウムを３１％以上３５％未満含有す
るＴｉＡｌ基合金が最も破壊靭性値が良好である。

これに比較して、第２図（ｂ）及び第３図（ｂ）あるい
は第２図（ｅ）及び第３図（ｅ）の形態の組織を有する
材料の破壊靭性値は劣る。したがって第２図（ａ）及び
第３図（ａ）の組織形態が変化したり、あるいは、異相
が析出するなど、その組織形態に変化を及ぼさない限り
、これらの合金に、固溶添加元素が含まれても差支えな
い。

なお、Ａｌ１量と組織形態、破壊靭性の相関は、鋳造時
の凝固冷却速度が２００℃／秒以下であれば、良好な破
壊靭性が得られ、この範囲においては、溶解法及び水冷
銅モールド、グラファイトモールド等の鋳造モールドの
種類を特に限定するものではない。

しかし、凝固冷却速度が２００℃／秒より速くなった場
合は、第２図（ａ）及び第３図（ａ）の組織的特徴が維
持されないため、凝固冷却速度の上限を２００℃／秒と
することが必要である。

また、鋳造材のみならず、これに鍛造等の熱間加工や熱
処理を施した場合でも、第２図（ａ）及び第３図（ａ）
の組織的特徴が維持される限りにおいては、本発明の効
果も維持される。

以下、本発明の詳細な説明する。

［実施例］第１表は、実施例に用いたＴｉＡｆｉ基合金の化学分析
（重量％）結果を示す。

まず、上記の第１表に示す成分の合金を溶解し、水冷鋼
モールド又はグラファイトモールドに鋳造した。

次いで凝固時の冷却速度はそれぞれ約り００℃／秒と０
．０５℃／秒とした。

次にインゴットからコンパクト型試験片を採取し、破壊
靭性試験を行い、破壊靭性値ＫＩＣを求めた。その測定
結果を第２表に示す。

第２表は、破壊靭性値ＫＩＣの測定値及び引張、硬さ特
性値である。

この第２表より、強度、伸び及び硬さと、破壊靭性値に
１ｃとの間には必ずしも相関がないことがわかる。

第１図に、アルミニウム含有量と破壊靭性値ＫＩＣとの
関係グラフを示す。

アルミニウム量が３１％以上３５％未満の成分範囲にお
いては、破壊靭性値ＫＩＣが２２ＭＰａ　Ｅ■以上の高
い値を示しているが、特にアルミニウム含有量が３２．
５％〜３４．５％のものは、３０ＭＰａ　Ｆｉ°以上の
高い値を示している。

また、第２表には、溶解後、グラファイトモールドに鋳
造したもの、及び、水冷銅モールドに鋳造後、１０００
℃において恒温鍛造及焼鈍を施したものの破壊靭性値及
び引張試験値を示した。

アルミニウム含有量が３１％以上３５％未満であれば、
鋳造時の冷却速度が２００℃／秒以下では破壊靭性値が
良好であり、また、鋳造後に鍛造や熱処理を施しても、
差支えないことがわかる。

更に金属間化合物ＴｉＡ＃基合金の金属組織を調べた。

その結果を第２図並び第３図に示す。

第２図はその金属組織を模式的に示した図であり、■印
はＴＩａＡＲ相とＴｉＡｌ相の層状２相組織の領域を、
またＯ印はＴｉＡｆＩ単相の領域を模式的に示したもの
であり、第３図は金属組織写真（倍率Ｘ１００）である
。

即ち第２図（ａ）及び第３図（ａ）はＡＮ　−３８，７
０％で銅モールド鋳造ままの組織図、（第１表及び第２
表のＮ（Ｌ　４の本発明合金に相当し、３１≦［Ａｊ７
％コ＜３５のケース）第２図（ｂ）及び第３図（ｂ）は
ＡＮ−３７，１１％で銅モールド鋳造ままの組織図、（
第１表及び第２表のＮｏ、１０の比較合金に相当し、３
５≦［ＡＪ２％］のケース）、第２図（ｃ）及び第３図
（ｅ）はＡｉ）−３０，２３％で鋼モールド鋳造ままの
組織図である。（第１表及び第２表のＮｏ、　７の比較
合金に相当し、３０≦［Ａｇ％］＜３１のケース）この
ＴｌＡｌ１基合金の鋳造組織をミクロ的に観察すると、
第２図（ｂ）及び第３図（ｂ）が示すように、Ｔｉ３Ａ
ｊ！相とＴｉＡＲ相の層状の２相組織の領域と、ＴｌＡ
１１相単相の領域の２つの領域から成っている。

これに対し、アルミニウム量が３５％より低くなると、
鋳造組織におけるＴｉ３Ａｉｌ相とＴｉＡ、ｌｌｌ相の
層状組織が極めて安定となり、高温保持によっても組織
の変化はほとんど見られない。

実施例の第２図（ａ）及び第３図（ａ）が示すように、
鋳造組織はＴｉ３ＡΩ相とＴｉＡｌ３相の層状組織によ
り全面が覆われその組織は、比較的大きな不規則な形状
を有する粒界状の界面により区切られるような形態を呈
する。

また、鍛造を施しても、層状組織が屈曲した形態をとる
傾向をとるものの、組織形態的には大きな変化を伴わな
い。

実施例の第２図（ｅ）及び第３図（Ｃ）が示すように、
アルミニウム量が３１％より低くなると、この粒界状の
界面が比較的直線的な形態を呈する傾向が認められる。

これらの各々の組織形態を有するサンプルについて、破
功靭性試験後の疲労予亀裂先端付近の破面を観察すると
、層状組織に沿って微細な二次クラックが多数認められ
、層状の組織は、不安定破壊に先立って、亀裂先端部に
多数の二次クラックが発生することにより、亀裂先端の
応力集中を緩和し、靭性向上に寄与している。

一方、第２図（ｂ）及び１３図（ｂ）が示すＴｉＡΩ単
相の領域を有する組織では、ＴＩＡＮ単相の部分におい
て極めて脆性的な、へき開割れによって、破壊が進行す
る。このＴＩＡ＃相単相の領域はアルミニウム量が３５
％から増加するにともなって増加する。したがってＡＮ
　ｍが３５％より増すにともない、破壊靭性値が低下す
る。

また第２図（ａ）及び第３図（ａ）が示す組織を有する
材料においては、先に述べたように、亀裂先端に、層状
組織に沿った多数の微小クラックが観察され、亀裂先端
における応力集中が緩和されていることを示している。

このことは、亀裂進展抵抗が大きいことを示唆している
。

第２図（ｅ）及び第３図（ｅ）が示す組織を有する材料
は、粒界状の界面がより直線な形態を呈するが、この場
合は粒界状の界面が層状の部分に比べて弱く、この粒界
状の部分から優先的に割れる傾向が認められる。また、
この材料は、鍛造性が悪く、鍛造は極めて困難である。

したがって第２図（ｂ）及び第３図（ｂ）の組織を有す
る材料と比較して、破壊靭性が劣る。

また、第４図はアルミニウム含有量が３３．７％のＴｉ
Ａｆｆ基合金に８１を添加した場合の添加８１と破壊靭
性値の関係を示すグラフである。

約１％までのシリコン添加による破壊靭性値の低下はわ
ずかであるが、それ以上の添加により急激に破壊靭性値
が低下する。

これらＴｉＡ、Ｑ基合金のミクロ組織を調べると、破壊
靭性値が低下したサンプルには粗大なＴｉ５３１３系の
金属間化合物が析出していることがわかった。

この様に、粗大な異相が析出するなど組織に変化を生じ
た場合には破壊靭性値は低下するが、異相の析出など組
織に変化を及ぼさない限りは、固溶元素を添加しても破
壊靭性値の低下を招かないことが判る。

［発明の効果］以上のように金属間化合物ＴＩＡ＃基合金の破壊靭性を
調査した結果、破壊靭性に優れたＴＩＡＮ基合金溶製材
を見出し、本発明を完成した。

本発明によれば、破壊靭性に優れたＴＩＡＮ基耐熱合金
溶製材を得ることができ、信頼性が向上するとともに、
検査等の面からも有利になるといつた諸効果が期待でき
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は含有Ａｐ量と破壊靭性値ＫＩＣとの関係を示す
グラフ、第２図（ａ）　、（ｂ）　、（ｅ）及び第３図
（ａ）　、（ｂ）　、　（ｅ）は夫々実施例における金
属組織を模式的に示した図及び金属組織写真、第４図は
３３．７％のＡΩを含有するＴＩＡΩ基合金にＳｌを添
加した場合の添加Ｓ１と破壊靭性値、の関係を示すグラ
フである。

Claims

【特許請求の範囲】

重量％でＡｌを３１％以上３５％未満含み、残部がＴｉ
及び不可避不純物からなる金属間化合物ＴｉＡｌ基合金
を溶解し、次いで凝固速度；２００℃／秒以下で凝固す
ることを特徴とする破壊靭性に優れた金属間化合物Ｔｉ
Ａｌ基合金溶製材。