JPH03197634A - 高温耐酸化性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物 - Google Patents
高温耐酸化性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物Info
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- JPH03197634A JPH03197634A JP33579889A JP33579889A JPH03197634A JP H03197634 A JPH03197634 A JP H03197634A JP 33579889 A JP33579889 A JP 33579889A JP 33579889 A JP33579889 A JP 33579889A JP H03197634 A JPH03197634 A JP H03197634A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
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。
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〕
本発明は航空機用タービンエンジン、発電用ガスタービ
ン、自動車用エンジン、高速回転体などの高温耐熱強度
材に用いるのに適した常温延性、高温耐酸化性を向上し
たＴｉｌ金属間化合物に関するものである。
ン、自動車用エンジン、高速回転体などの高温耐熱強度
材に用いるのに適した常温延性、高温耐酸化性を向上し
たＴｉｌ金属間化合物に関するものである。
ＴｉＡｊ！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、しかも耐食性に優れ、軽量の材料で
ある。Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔ
ｉｏｎ、 Ｖｏｌ。
高温比強度を持ち、しかも耐食性に優れ、軽量の材料で
ある。Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔ
ｉｏｎ、 Ｖｏｌ。
６Ａ （１９７５） ｐ、１９９１には、８００℃で４
０ｋｇ／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、Ｔｉｌ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。
０ｋｇ／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、Ｔｉｌ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。
ＴｉＡβ金属間化合物は状態図上で組成幅を持ちＴｉ４
０〜５２原子％、Ａβ６０〜４８原子％の組成範囲で熱
平衡状態においてＬｌ。型構造（基本的には面心正方構
造であるが〔００１〕方向にＴ１の層、ＡＪの層が交互
に並ぶ構造）を形成する。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
、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ＴｉＡ４７金属間化合物
の欠点は常温から７００℃付近まで延性が低いことであ
り、室温で圧縮率が０．４％、７００℃で１．１％程度
であった（特公昭５９−５８１号公報）。
０〜５２原子％、Ａβ６０〜４８原子％の組成範囲で熱
平衡状態においてＬｌ。型構造（基本的には面心正方構
造であるが〔００１〕方向にＴ１の層、ＡＪの層が交互
に並ぶ構造）を形成する。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
、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ＴｉＡ４７金属間化合物
の欠点は常温から７００℃付近まで延性が低いことであ
り、室温で圧縮率が０．４％、７００℃で１．１％程度
であった（特公昭５９−５８１号公報）。
実用材料としてのＴｉＡβ金属間化合物の開発上の困難
は常温延性を如何に確保するかであったが、Ｍｎ添加が
効果があることが確かめられている（特開昭６２−２１
５号公報）。しかし、Ｍｎ添加には高温耐酸化性が劣化
するという欠点があることが報告されている（鶴見ら、
日本金属学会シンポジウム−規則合金・金属間化合物の
塑性変形−１９８８年７月１６日、９．１３）。
は常温延性を如何に確保するかであったが、Ｍｎ添加が
効果があることが確かめられている（特開昭６２−２１
５号公報）。しかし、Ｍｎ添加には高温耐酸化性が劣化
するという欠点があることが報告されている（鶴見ら、
日本金属学会シンポジウム−規則合金・金属間化合物の
塑性変形−１９８８年７月１６日、９．１３）。
ＴｉＡβ金属間化合物は、軽量で、耐熱温度が高く、耐
食性も優れているため、高温で使用するタービンブレー
ドなどに好適であるが、常温での延性が小さい（圧縮率
０．４％）ので、圧延、鋳造などによる成形が困難であ
り、さらに常温での安全面における信頼性に劣り、実用
化が阻まれていた。
食性も優れているため、高温で使用するタービンブレー
ドなどに好適であるが、常温での延性が小さい（圧縮率
０．４％）ので、圧延、鋳造などによる成形が困難であ
り、さらに常温での安全面における信頼性に劣り、実用
化が阻まれていた。
また、前記のＴｉＡβ金属間化合物にＭｎ；４＃尊を添
加した合金は常温延性が改善されるものの高温における
耐酸化性が劣り、実用に供することが困難であった。
加した合金は常温延性が改善されるものの高温における
耐酸化性が劣り、実用に供することが困難であった。
本発明はこれらの問題点を克服した高温耐熱強度材であ
るＴｉＡｌ系金属間化合物を提供することを目的とする
。
るＴｉＡｌ系金属間化合物を提供することを目的とする
。
本発明は上記の問題点を解決するために、まず、Ｔｉｌ
金属間化合物にＭｎ、Ｃｒ 、Ｖの元素の少くとも１
種を添加して延性の向上を図り、さらに、Ｐ、 Ａｓ
、 Ｓｂ（Ｖｂ族） 、 Ｓｅ 、 Ｔｅ（Ｖｌｂ族）
の元素の少くとも１種を添加することにより高温におけ
る耐酸化性を改善し、かつ、高温強度を高めたものであ
る。
金属間化合物にＭｎ、Ｃｒ 、Ｖの元素の少くとも１
種を添加して延性の向上を図り、さらに、Ｐ、 Ａｓ
、 Ｓｂ（Ｖｂ族） 、 Ｓｅ 、 Ｔｅ（Ｖｌｂ族）
の元素の少くとも１種を添加することにより高温におけ
る耐酸化性を改善し、かつ、高温強度を高めたものであ
る。
すなわち、本発明はＴ１４０〜５２原子％、Ａβ６０〜
４８原子％にＭｎ 、 Ｃｒ 、 Ｖの少くとも１種を
０．１〜２′Ｗ、子％添加し、かつ、Ｐ・Ａｓ ・Ｓｂ
（Ｖｂ族） 、Ｓｅ 、 Ｔｅ（Ｖｌｂ族）の少くとも
１種を１０〜１０００原子ｐｐｍ添加し、マ） ＩＪフ
ックス結晶構造がＬｌｏ型規則構造の高温耐酸化性に富
み、常温延性が高く、更に高温強度を失わないＴｉｌ金
属間化合物を提供するものである。
４８原子％にＭｎ 、 Ｃｒ 、 Ｖの少くとも１種を
０．１〜２′Ｗ、子％添加し、かつ、Ｐ・Ａｓ ・Ｓｂ
（Ｖｂ族） 、Ｓｅ 、 Ｔｅ（Ｖｌｂ族）の少くとも
１種を１０〜１０００原子ｐｐｍ添加し、マ） ＩＪフ
ックス結晶構造がＬｌｏ型規則構造の高温耐酸化性に富
み、常温延性が高く、更に高温強度を失わないＴｉｌ金
属間化合物を提供するものである。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の構成成分として、Ｔｉ量を４０〜５２原子％の
範囲としたのは、Ｔｉｌ金属間化合物の単一相もしくは
一部’７’１３ＡＩｌを第二相として含む組成域とする
ためである。これ以外の組成では他の第二相の混在があ
るため好ましくない。即ち、Ｔｉ量が４０原子％未満で
は第二相として八β２Ｔ１ もしくはＡｌ３Ｔｉが混在
し、これらの化合物は脆性であるため好ましくない。ま
た、Ｔｉ量が５２原子％を越えると第二相としてのＴｉ
３Ａβの量が増大する。
範囲としたのは、Ｔｉｌ金属間化合物の単一相もしくは
一部’７’１３ＡＩｌを第二相として含む組成域とする
ためである。これ以外の組成では他の第二相の混在があ
るため好ましくない。即ち、Ｔｉ量が４０原子％未満で
は第二相として八β２Ｔ１ もしくはＡｌ３Ｔｉが混在
し、これらの化合物は脆性であるため好ましくない。ま
た、Ｔｉ量が５２原子％を越えると第二相としてのＴｉ
３Ａβの量が増大する。
Ｔｉ３Ａｊ７は高温強度がＴｉＡ、ｉ１’よりも低く、
かつ低延性のＴｉ３Ａβの構成割合が高いことは延性向
上の点から好ましくない。また、Ｍｎ 、Ｃｒ 、Ｖの
元素の少くとも１種を０．１〜２原子％添加するのは常
温延性を更に改善するためで、その添加量が０．１化さ
せるので０．１〜２原子％の範囲であることが必要であ
る。
かつ低延性のＴｉ３Ａβの構成割合が高いことは延性向
上の点から好ましくない。また、Ｍｎ 、Ｃｒ 、Ｖの
元素の少くとも１種を０．１〜２原子％添加するのは常
温延性を更に改善するためで、その添加量が０．１化さ
せるので０．１〜２原子％の範囲であることが必要であ
る。
本発明では更にＰ、Ａｓ 、Ｓｂ 、Ｓｅ及びＴｅ長を
抑制し、高温における耐酸化性を向上させるのである。
抑制し、高温における耐酸化性を向上させるのである。
第１図及び第２図に、純Ｔｉ５０原子％、純Ａβ５０１
Ｂ￥子％の金属間化合物にＭｎ 、Ｃｒをそれぞれ１．
４原子％、１．１原子％添加した合金、及び、更にＰを
６００限壬飴添加した合金の酸化時間（９００℃におけ
る保持時間）と酸化増量との関係を示す。
Ｂ￥子％の金属間化合物にＭｎ 、Ｃｒをそれぞれ１．
４原子％、１．１原子％添加した合金、及び、更にＰを
６００限壬飴添加した合金の酸化時間（９００℃におけ
る保持時間）と酸化増量との関係を示す。
Ｔｉｌ！化合物（図中△印）の酸化増量に対し、これに
Ｍｎを１．４原子％又はＣｒを１．１原子％添加した合
金（図中ム印）は時間が経過するに従い、著しい酸化増
量を示す。しかし、本発明のＴｉＡβ−１，４原子％Ｍ
ｎ （１，１１Ｐ子％Ｃｒ） −６００原子ｐｐｍＰ
の合金（図中ム印）は長時間保持されてもほとんど増量
せず耐酸化性が著しく向上していることがわかる。
Ｍｎを１．４原子％又はＣｒを１．１原子％添加した合
金（図中ム印）は時間が経過するに従い、著しい酸化増
量を示す。しかし、本発明のＴｉＡβ−１，４原子％Ｍ
ｎ （１，１１Ｐ子％Ｃｒ） −６００原子ｐｐｍＰ
の合金（図中ム印）は長時間保持されてもほとんど増量
せず耐酸化性が著しく向上していることがわかる。
Ｐ等の添加元素が１０原子ｐｐｍ未満では上記効果は得
られず、又、１０００原子ｐｐｍを超えると材料の加工
性の劣化をもたらす。
られず、又、１０００原子ｐｐｍを超えると材料の加工
性の劣化をもたらす。
本発明のｖｂ族（Ｐ 、Ａｓ 、 Ｓｂ）または■ｂ族
〜４８原子％にＭｎ、Ｃｒ、Ｖの元素の少くとも１種を
０．１〜２原子％添加し、更にＰ、Ａｓ 、Ｓｂ。
〜４８原子％にＭｎ、Ｃｒ、Ｖの元素の少くとも１種を
０．１〜２原子％添加し、更にＰ、Ａｓ 、Ｓｂ。
Ｓｅ、Ｔｅの元素の何れか一種以上を１０〜１０００原
子ｐｐｍ添加したものを一旦真空（１０−’ｔｏｒｒ以
上）にしＡｒガス雰囲気に置換した環境下で溶融点以上
かつ坩堝との反応を避けるために１４００〜１５００℃
に加熱し、溶融、凝固する。ａｓ−ｃａｓｔ状態のまま
では均一の組織が得られないため、前記と同様の不活性
ガス雰囲気中において規則化焼鈍を行う。
子ｐｐｍ添加したものを一旦真空（１０−’ｔｏｒｒ以
上）にしＡｒガス雰囲気に置換した環境下で溶融点以上
かつ坩堝との反応を避けるために１４００〜１５００℃
に加熱し、溶融、凝固する。ａｓ−ｃａｓｔ状態のまま
では均一の組織が得られないため、前記と同様の不活性
ガス雰囲気中において規則化焼鈍を行う。
これはＬｌ、型の結晶構造を得るためにはＴ１とＡｆを
高温で拡散させねばならないからである。
高温で拡散させねばならないからである。
規則化焼鈍の温度は８００℃以上でＴｉＡβ金属間化合
物の融点以下の単一相域であれば目的を達することがで
きるが、添加元素の均一拡散を達成するために、９００
〜１１００℃の温度範囲が必要である。
物の融点以下の単一相域であれば目的を達することがで
きるが、添加元素の均一拡散を達成するために、９００
〜１１００℃の温度範囲が必要である。
また、加熱時間は、規則化のための原子拡散に時間が必
要であるため、高温では短時間となるが、完全に規則化
させるためには２４時間以上とすることが望ましい。処
理後の本発明ＴｉＡβ金属間化合物が規則化しているこ
とは、Ｘ線デイフラクトメーターにより、各ピークがＴ
ｉＡｊ！金属間化合物のＬＩＯ型構造に相当することを
確認すればよい。
要であるため、高温では短時間となるが、完全に規則化
させるためには２４時間以上とすることが望ましい。処
理後の本発明ＴｉＡβ金属間化合物が規則化しているこ
とは、Ｘ線デイフラクトメーターにより、各ピークがＴ
ｉＡｊ！金属間化合物のＬＩＯ型構造に相当することを
確認すればよい。
こうして得られたｖｂ族（Ｐ 、Ａｓ 、 Ｓｂ）およ
びｙｌｂ族（Ｓｅ 、Ｔｅ）元素を微量添加したＭｎ（
Ｃｒ、Ｖ）含有Ｔｉ八へ金属間化合物は高温耐酸化性に
ついてもＴｉＡＪ金属間化合物及びＭｎ（Ｃｒ。
びｙｌｂ族（Ｓｅ 、Ｔｅ）元素を微量添加したＭｎ（
Ｃｒ、Ｖ）含有Ｔｉ八へ金属間化合物は高温耐酸化性に
ついてもＴｉＡＪ金属間化合物及びＭｎ（Ｃｒ。
■）含有ＴｉＡβ金属間化合物に比べ顕著な向上が見ら
れる。
れる。
次に、本発明のＰ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｅ及びＴｅ元素添加
による高温耐酸化性向上の理由について説明する。
による高温耐酸化性向上の理由について説明する。
高温耐酸化性は材料表面にできた酸化皮膜が酸素の輯を
防ぐことにより向上する。Ｍｎ含有ＴｉＡβ金属間化合
物の場合には試料表面上にできたＴｉＯ２−、の酸素イ
オン空孔を通して酸素が拡散することにより酸化が進行
すると考えられるため、高温耐酸化性を向上させるには
酸素イオン空孔の濃度を低減し、酸素の内方拡散の速度
を抑制する必要がある。
防ぐことにより向上する。Ｍｎ含有ＴｉＡβ金属間化合
物の場合には試料表面上にできたＴｉＯ２−、の酸素イ
オン空孔を通して酸素が拡散することにより酸化が進行
すると考えられるため、高温耐酸化性を向上させるには
酸素イオン空孔の濃度を低減し、酸素の内方拡散の速度
を抑制する必要がある。
本発明の合金で高温耐酸化性が向上する理由は、ｖｂ族
（Ｐ 、 Ａｓ 、 Ｓｂ）または■ｂ族（ＳｅＴｅ）
の元素がＴｉの価電子数の４より大きな５価または６価
をもつため、表面に生成された’ｌ’ １０２−Ｘ層中
の酸素イオン空孔の濃度を減少させ、酸素の内方拡散を
抑制し、高温酸化雰囲気でＭｎ含有Ｔ１＾ｌ金属間化合
物にできる酸化層ＴｉＯ□−８の成長速度を低減するた
めと考えられる。
（Ｐ 、 Ａｓ 、 Ｓｂ）または■ｂ族（ＳｅＴｅ）
の元素がＴｉの価電子数の４より大きな５価または６価
をもつため、表面に生成された’ｌ’ １０２−Ｘ層中
の酸素イオン空孔の濃度を減少させ、酸素の内方拡散を
抑制し、高温酸化雰囲気でＭｎ含有Ｔ１＾ｌ金属間化合
物にできる酸化層ＴｉＯ□−８の成長速度を低減するた
めと考えられる。
次に本発明の実施例を示す。
純Ｔ１５０原子％、純Ｔ１５０原子％にＭｎ 、 Ｃｒ
をそれぞれ１．４原子％、１．１原子％添加したものお
よび、さらにＰを６００原子ｐｐｍ添加したものを溶解
炉を用い、−旦真空（１０−６ｔｏｒｒ以上）にし、Ａ
ｒガス雰囲気に置換した環境下で溶融、凝固させた後、
−規則化のため、前記と同様の不活性ガス雰囲気におい
て規則化焼鈍を１０００℃の温度下で行った。得られた
ｖｂ・■ｂ族の元素添加Ｍｎ（Ｃｒ。
をそれぞれ１．４原子％、１．１原子％添加したものお
よび、さらにＰを６００原子ｐｐｍ添加したものを溶解
炉を用い、−旦真空（１０−６ｔｏｒｒ以上）にし、Ａ
ｒガス雰囲気に置換した環境下で溶融、凝固させた後、
−規則化のため、前記と同様の不活性ガス雰囲気におい
て規則化焼鈍を１０００℃の温度下で行った。得られた
ｖｂ・■ｂ族の元素添加Ｍｎ（Ｃｒ。
■）含有ＴｉＡｊ！金属間化合物が規則化していること
；まＸ線デイフラクトメーターにより各ピークがＴｉＡ
４７金属間化合物のＬｌｏ型構怠に相当することをもっ
て確言忍した。
；まＸ線デイフラクトメーターにより各ピークがＴｉＡ
４７金属間化合物のＬｌｏ型構怠に相当することをもっ
て確言忍した。
また、上記２種の合金の高温酸化実験の結果、すなわち
酸化増量（ｇ ／ ｍ″）を下記表に示す。比較例はＴ
ｉｌ金属間化合物、Ｍｎ（Ｃｒ）添加Ｔｉｌ金属間化合
物である。
酸化増量（ｇ ／ ｍ″）を下記表に示す。比較例はＴ
ｉｌ金属間化合物、Ｍｎ（Ｃｒ）添加Ｔｉｌ金属間化合
物である。
以上の高温酸化実験により、ＭｎおよびＣｒ添加よって
耐酸化性、特に酸化による重量増加が元素無添加ＴｉＡ
ｊ２金属間化合物と比較して低下するのに対し、これら
にＰを更に添加した場合、酸化による増量が低い値を示
し、耐酸化性が回復するばかりでなく向上しているのが
顕著に認められた。
耐酸化性、特に酸化による重量増加が元素無添加ＴｉＡ
ｊ２金属間化合物と比較して低下するのに対し、これら
にＰを更に添加した場合、酸化による増量が低い値を示
し、耐酸化性が回復するばかりでなく向上しているのが
顕著に認められた。
本発明によれば、常温延性を改善したＴｉ八へ金属間化
合物の耐酸化性を大幅に向上することができたので、優
れた延性と耐酸化性を兼ね備えたＴｉＡｆｌ金属間化合
物を提供することができ、その工業的効果は大きい。
合物の耐酸化性を大幅に向上することができたので、優
れた延性と耐酸化性を兼ね備えたＴｉＡｆｌ金属間化合
物を提供することができ、その工業的効果は大きい。
第１図は本発明合金（ＴｉＡβ−Ｍｎ−Ｐ）と比較合金
の酸化時間と酸化増量との関係を示す図であり、 第２図は本発明合金（ＴｉＡβ−Ｃｒ−Ｐ）と比較合金
の酸化時間と酸化増量との関係を示す図である。 ０ 酸化時間（ｉｆ） （保定温度１９００℃） ００ 第 図
の酸化時間と酸化増量との関係を示す図であり、 第２図は本発明合金（ＴｉＡβ−Ｃｒ−Ｐ）と比較合金
の酸化時間と酸化増量との関係を示す図である。 ０ 酸化時間（ｉｆ） （保定温度１９００℃） ００ 第 図
Claims (1)
- Ｔｉ４０〜５２原子％、Ａｌ６０〜４８原子％から成り
、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖの元素の内少くとも１種の元素を０．
１〜２原子％及び、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ（Ｖｂ族）、Ｓｅ、
Ｔｅ（VIｂ族）の元素の１種または２種以上を１０〜１
０００原子ｐｐｍ含有し、マトリックスの結晶構造がＬ
ｌ＿０型規則構造であることを特徴とする高温耐酸化性
に優れたＴｉＡｌ金属間化合物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33579889A JPH03197634A (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 高温耐酸化性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33579889A JPH03197634A (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 高温耐酸化性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03197634A true JPH03197634A (ja) | 1991-08-29 |
Family
ID=18292549
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33579889A Pending JPH03197634A (ja) | 1989-12-25 | 1989-12-25 | 高温耐酸化性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03197634A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07242967A (ja) * | 1994-03-02 | 1995-09-19 | Natl Res Inst For Metals | 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 |
-
1989
- 1989-12-25 JP JP33579889A patent/JPH03197634A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07242967A (ja) * | 1994-03-02 | 1995-09-19 | Natl Res Inst For Metals | 高温高強度ＴｉＡｌ基合金 |
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