JPH04218649A - Ti−Al系金属間化合物型合金の製造方法 - Google Patents
Ti−Al系金属間化合物型合金の製造方法Info
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- JPH04218649A JPH04218649A JP41115190A JP41115190A JPH04218649A JP H04218649 A JPH04218649 A JP H04218649A JP 41115190 A JP41115190 A JP 41115190A JP 41115190 A JP41115190 A JP 41115190A JP H04218649 A JPH04218649 A JP H04218649A
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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
【0001】
【産業上の利用分野】本発明はTi−Al系金属間化合
物型合金の製造方法に関し、さらに詳しくは、エンジン
の排気弁のように高温環境下において使用される軽量で
耐熱性を有し、特に、熱間加工性に優れたTi−Al系
金属間化合物型合金の製造方法に関するものである。
物型合金の製造方法に関し、さらに詳しくは、エンジン
の排気弁のように高温環境下において使用される軽量で
耐熱性を有し、特に、熱間加工性に優れたTi−Al系
金属間化合物型合金の製造方法に関するものである。
【0002】
【従来技術】一般に、Ti−Al系金属間化合物は極め
て高い高温比強度を有しており、かつ、優れた軽量耐熱
性材料であり、そのため、ガスタービン部品、自動車用
エンジンのバルブ、高温用治具類に使用することが行わ
れるようになってきている。
て高い高温比強度を有しており、かつ、優れた軽量耐熱
性材料であり、そのため、ガスタービン部品、自動車用
エンジンのバルブ、高温用治具類に使用することが行わ
れるようになってきている。
【0003】しかしながら、Ti−Al系金属間化合物
には、 i)常温から700℃付近の温度までの延性が極めて低
い、 ii)延性の出現する800℃以上においても加工、成
形性に乏しいという欠点を有しており、この解決が必要
である。
には、 i)常温から700℃付近の温度までの延性が極めて低
い、 ii)延性の出現する800℃以上においても加工、成
形性に乏しいという欠点を有しており、この解決が必要
である。
【0004】そして、Ti−Al系金属間化合物の、特
に、Alを49〜51at%以上とより多量に含有する
γ型(TiAl)合金系は、Al含有量が低いα2型(
Ti3Al)の合金系よりも、Alの特性である軽量化
および耐酸化性の特性の向上か期待される。しかしなが
ら、上記i)の欠点はγ型合金系の方がα2型合金系よ
りもさらに問題となってくるため、γ型(TiAl)合
金系の実用化のためには、この延性の改善が不可避であ
る。
に、Alを49〜51at%以上とより多量に含有する
γ型(TiAl)合金系は、Al含有量が低いα2型(
Ti3Al)の合金系よりも、Alの特性である軽量化
および耐酸化性の特性の向上か期待される。しかしなが
ら、上記i)の欠点はγ型合金系の方がα2型合金系よ
りもさらに問題となってくるため、γ型(TiAl)合
金系の実用化のためには、この延性の改善が不可避であ
る。
【0005】そして、この欠点i)の改善法として特公
平01−027138号公報に記載されているV元素の
添加および特開昭61−041740号公報に記載され
ているMn添加等が開示されており、また、ii)につ
いては、恒温鍛造法等の加工技術の改良が記載されてい
る。
平01−027138号公報に記載されているV元素の
添加および特開昭61−041740号公報に記載され
ているMn添加等が開示されており、また、ii)につ
いては、恒温鍛造法等の加工技術の改良が記載されてい
る。
【0006】このうち、特に、特公平01−02713
8号公報については、Vを0.1〜 3at%添加する
ことによって、恒温鍛造法により製造可能であることを
開示してある。
8号公報については、Vを0.1〜 3at%添加する
ことによって、恒温鍛造法により製造可能であることを
開示してある。
【0007】しかしながら、成形加工については、恒温
鍛造法により可能とはなっているが、この方法は、温度
と歪速度を高度に制御することによって初めて可能とな
る。従って、まだ通常の熱間鍛造法では加工可能である
とは言えず、熱間加工性の改善は不充分である。
鍛造法により可能とはなっているが、この方法は、温度
と歪速度を高度に制御することによって初めて可能とな
る。従って、まだ通常の熱間鍛造法では加工可能である
とは言えず、熱間加工性の改善は不充分である。
【0008】また、特公平01−027138号公報に
おいては、γ合金系とは言っても、Al含有量の上限は
50at%に過ぎず、耐酸化性の問題があり未だ充分と
言うことはできない。
おいては、γ合金系とは言っても、Al含有量の上限は
50at%に過ぎず、耐酸化性の問題があり未だ充分と
言うことはできない。
【0009】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記に説明し
た従来におけるTi−Al系金属間化合物型合金の製造
方法の種々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行い
、検討を重ねた結果、恒温鍛造等の高温の鍛造法を使用
することなく、通常の熱間鍛造法により製造することが
できる熱間加工性を改善した耐酸化性に優れたγ合金系
のTi−Al系金属間化合物型合金の製造方法を開発し
たのである。
た従来におけるTi−Al系金属間化合物型合金の製造
方法の種々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行い
、検討を重ねた結果、恒温鍛造等の高温の鍛造法を使用
することなく、通常の熱間鍛造法により製造することが
できる熱間加工性を改善した耐酸化性に優れたγ合金系
のTi−Al系金属間化合物型合金の製造方法を開発し
たのである。
【0010】
【課題を解決するための手段】本発明に係るTi−Al
系金属間化合物型合金の製造方法は、 Al 47〜55at% を含有するTi−Al系金属間化合物を溶製した後、溶
製されて鋳造された鋳塊の層状組織を熱処理により等軸
晶に置換した後、常法或いは恒温鍛造による熱間鍛造を
行うことを特徴とするTi−Al系金属間化合物型合金
の製造方法を第1の発明とし、Ti−Al系金属間化合
物が、Mn、CrおよびVの中から選ばれた少なくとも
1種を5at%以下の範囲で含有することを特徴とする
Ti−Al系金属間化合物型合金の製造方法を第2の発
明とする2つの発明よりなるものである。
系金属間化合物型合金の製造方法は、 Al 47〜55at% を含有するTi−Al系金属間化合物を溶製した後、溶
製されて鋳造された鋳塊の層状組織を熱処理により等軸
晶に置換した後、常法或いは恒温鍛造による熱間鍛造を
行うことを特徴とするTi−Al系金属間化合物型合金
の製造方法を第1の発明とし、Ti−Al系金属間化合
物が、Mn、CrおよびVの中から選ばれた少なくとも
1種を5at%以下の範囲で含有することを特徴とする
Ti−Al系金属間化合物型合金の製造方法を第2の発
明とする2つの発明よりなるものである。
【0011】本発明に係るTi−Al系金属間化合物型
合金の製造方法について、以下詳細に説明する。
合金の製造方法について、以下詳細に説明する。
【0012】一般に、Ti−Al系金属間化合物は、化
学量論組成からAl側に広い固溶範囲を有しているが、
これに対して、組成がTi−rich側になると、Ti
Al(γ)+Ti3Al(α2)の二層組織となり、そ
して、この二層組織の方が本発明に係るTi−Al系金
属間化合物型合金の製造方法において目標とする高Al
側におけるTiAl(γ)がrichなγ合金系よりも
常温延性がよい。
学量論組成からAl側に広い固溶範囲を有しているが、
これに対して、組成がTi−rich側になると、Ti
Al(γ)+Ti3Al(α2)の二層組織となり、そ
して、この二層組織の方が本発明に係るTi−Al系金
属間化合物型合金の製造方法において目標とする高Al
側におけるTiAl(γ)がrichなγ合金系よりも
常温延性がよい。
【0013】しかしながら、二層組織を形成する組成に
ついては、Al含有量が少ないので耐酸化性は良くなく
、従って、Al含有量を多くする必要がある。しかし、
γ合金系では上記した通り鋳塊の加工性は悪い。
ついては、Al含有量が少ないので耐酸化性は良くなく
、従って、Al含有量を多くする必要がある。しかし、
γ合金系では上記した通り鋳塊の加工性は悪い。
【0014】その理由としては、本発明者は鋳塊におて
はTiAl+Ti3Alの二層組織が層状組織の形態と
なり、また、結晶粒径も粗大なものとなっているという
ことがわかり、従って、結晶粒径が細かく、層状組織と
ならないような等軸晶組織とすることによって、熱間加
工性が向上することを知見した。
はTiAl+Ti3Alの二層組織が層状組織の形態と
なり、また、結晶粒径も粗大なものとなっているという
ことがわかり、従って、結晶粒径が細かく、層状組織と
ならないような等軸晶組織とすることによって、熱間加
工性が向上することを知見した。
【0015】この知見によれば、広範囲にわたるAl含
有量について、50〜55at%のAl含有量の場合に
おいて、鋳塊は熱処理によって等軸晶となり熱間加工性
が良くなることが判明した。また、この範囲のAl含有
量にさらに常温延性を改善するといわれているMn、C
r、Vを含有させた場合についても熱間加工性が悪化し
ないことがわかった。
有量について、50〜55at%のAl含有量の場合に
おいて、鋳塊は熱処理によって等軸晶となり熱間加工性
が良くなることが判明した。また、この範囲のAl含有
量にさらに常温延性を改善するといわれているMn、C
r、Vを含有させた場合についても熱間加工性が悪化し
ないことがわかった。
【0016】次に、本発明に係るTi−Al系金属間化
合物型合金の製造方法において、使用する合金の含有成
分および成分割合について説明する。
合物型合金の製造方法において、使用する合金の含有成
分および成分割合について説明する。
【0017】Alはその含有量が47at%未満では、
結晶粒径が粗大となり、粒内の組織が層状組織となり、
加工割れが発生したり、また、変形抵抗も高くなる等、
熱間加工性が悪くなり、55at%を越えると単相で比
較的細かい組織となるが、溶製時に割れが発生するよう
になる。また、47〜49at%の範囲では、一部層状
組織を呈する部分も存在するが、大部分は微細な等軸晶
となり、熱間加工性も良好である。さらに、50〜55
at%の範囲では熱処理により細かい等軸晶からなる単
相組織となり、熱間加工性もよい。そして、Al含有量
が47at%未満であれば、鋳塊の層状組織は熱処理に
よっても等軸晶組織に転換し難く、かつ、転換には1週
間以上の日時を必要とするので現実的でない。従って、
Al含有量は47〜55at%とする。
結晶粒径が粗大となり、粒内の組織が層状組織となり、
加工割れが発生したり、また、変形抵抗も高くなる等、
熱間加工性が悪くなり、55at%を越えると単相で比
較的細かい組織となるが、溶製時に割れが発生するよう
になる。また、47〜49at%の範囲では、一部層状
組織を呈する部分も存在するが、大部分は微細な等軸晶
となり、熱間加工性も良好である。さらに、50〜55
at%の範囲では熱処理により細かい等軸晶からなる単
相組織となり、熱間加工性もよい。そして、Al含有量
が47at%未満であれば、鋳塊の層状組織は熱処理に
よっても等軸晶組織に転換し難く、かつ、転換には1週
間以上の日時を必要とするので現実的でない。従って、
Al含有量は47〜55at%とする。
【0018】Mn、Cr、Vは常温延性を向上させる元
素であり、4at%を越えて含有させると別の金属間化
合物やβ相が生成するので、熱間加工性が低下したり、
また、Ti−Al系金属間化合物型合金から外れてしま
う。従って、Mn、Cr、Vの含有量は4at%以下と
する。
素であり、4at%を越えて含有させると別の金属間化
合物やβ相が生成するので、熱間加工性が低下したり、
また、Ti−Al系金属間化合物型合金から外れてしま
う。従って、Mn、Cr、Vの含有量は4at%以下と
する。
【0019】そして、熱間加工前の熱処理の温度につい
ては、γ変態点未満のγ+α2の二相域の温度が適宜選
択される。γ変態点以上になると組織はγ単相となり、
逆に加工性が劣化してしまう。
ては、γ変態点未満のγ+α2の二相域の温度が適宜選
択される。γ変態点以上になると組織はγ単相となり、
逆に加工性が劣化してしまう。
【0020】
【実 施 例】本発明に係るTi−Al系金属間化
合物型合金の製造方法の実施例を説明する。
合物型合金の製造方法の実施例を説明する。
【0021】
【実 施 例】Alを40〜60at%を含有し、残部
がTiおよび不可避不純物からなる鋳塊を溶製し、充分
に均質化した後、組織および熱間加工性に与えるAlの
影響を調査した。なお、鋳塊はタングステンアーク溶解
により溶製して製作した。
がTiおよび不可避不純物からなる鋳塊を溶製し、充分
に均質化した後、組織および熱間加工性に与えるAlの
影響を調査した。なお、鋳塊はタングステンアーク溶解
により溶製して製作した。
【0022】また、熱間加工性はビッカース硬さの測定
と、熱間圧縮試験による割れ発生状況と変形抵抗の調査
により判断した。
と、熱間圧縮試験による割れ発生状況と変形抵抗の調査
により判断した。
【0023】先ず、組織形態と常温および700〜10
00℃の温度におけるビッカース硬さの測定結果を表1
に示す。図1、図2に代表的な金属組織の光学顕微鏡写
真を示す。
00℃の温度におけるビッカース硬さの測定結果を表1
に示す。図1、図2に代表的な金属組織の光学顕微鏡写
真を示す。
【0024】表1および図1、図2により明らかである
が、Alを所定量含有させることによって大部分が微細
な等軸晶からなる組織になると共に、ビッカース硬さが
低下していることから、熱間加工性が向上していると考
えられる。
が、Alを所定量含有させることによって大部分が微細
な等軸晶からなる組織になると共に、ビッカース硬さが
低下していることから、熱間加工性が向上していると考
えられる。
【0025】しかして、Al含有量が60at%の場合
にもビッカース硬さが低下しており、熱間加工性が良い
のではないかと考えられるが、この場合については、鋳
塊状態で割れが多数存在するため本発明に係るTi−A
l系金属間化合物型合金の製造方法の範囲外のものであ
る。
にもビッカース硬さが低下しており、熱間加工性が良い
のではないかと考えられるが、この場合については、鋳
塊状態で割れが多数存在するため本発明に係るTi−A
l系金属間化合物型合金の製造方法の範囲外のものであ
る。
【0026】次に、Al46〜51at%含有する場合
についての1000℃、1100℃および1200℃の
圧縮試験結果を表2、表3および図3に示す。
についての1000℃、1100℃および1200℃の
圧縮試験結果を表2、表3および図3に示す。
【0027】表2、表3は圧縮試験後の割れ発生状況を
示すものであり、表4は変形に対する活性化エネルギー
の組成による変化を示すものである。
示すものであり、表4は変形に対する活性化エネルギー
の組成による変化を示すものである。
【0028】また、図4は変形抵抗の組成による変化を
示すものである。これらの結果より、所定量の範囲内の
Alを含有する場合に変形に対する活性化エネルギーと
変形抵抗が共に小さくなり、また、割れも発生しなくな
ることがわかる。
示すものである。これらの結果より、所定量の範囲内の
Alを含有する場合に変形に対する活性化エネルギーと
変形抵抗が共に小さくなり、また、割れも発生しなくな
ることがわかる。
【0029】以上のことから、Ti−Al系金属間化合
物の熱間加工性は、Alを47〜55at%含有する場
合に向上するものである。
物の熱間加工性は、Alを47〜55at%含有する場
合に向上するものである。
【0030】また、Mn、CrおよびVを含有させた場
合の1000℃、1100℃および1200℃の温度に
おける圧縮試験結果を表5、表6および表7に示す。
合の1000℃、1100℃および1200℃の温度に
おける圧縮試験結果を表5、表6および表7に示す。
【0031】表5、表6は圧縮試験後の割れ発生状況を
示すものであり、表7は変形に対する活性化エネルギー
の組成による変化を示すものである。
示すものであり、表7は変形に対する活性化エネルギー
の組成による変化を示すものである。
【0032】これらの結果から、所定量のMn、Crお
よびVを含有させた場合にも、変形に対する活性化エネ
ルギーが小さくなり、また、割れの発生もなくなるので
ある。
よびVを含有させた場合にも、変形に対する活性化エネ
ルギーが小さくなり、また、割れの発生もなくなるので
ある。
【0033】このことから、Ti−Al系金属間化合物
の熱間加工性は、Al47〜55at%含有し、Mn、
CrおよびVの一種を4at%以下含有させることによ
っても、Ti−Al系金属間化合物の熱間加工性は向上
する。
の熱間加工性は、Al47〜55at%含有し、Mn、
CrおよびVの一種を4at%以下含有させることによ
っても、Ti−Al系金属間化合物の熱間加工性は向上
する。
【0041】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係るTi
−Al系金属間化合物型合金の製造方法は上記の構成で
あるから、軽量化と耐酸化性の特性に優れたAl含有量
の高いγ型Ti−Al系金属間化合物型合金の熱間加工
性を改善することができるという優れた効果を有するも
のである。 4.図面の簡単な説明
−Al系金属間化合物型合金の製造方法は上記の構成で
あるから、軽量化と耐酸化性の特性に優れたAl含有量
の高いγ型Ti−Al系金属間化合物型合金の熱間加工
性を改善することができるという優れた効果を有するも
のである。 4.図面の簡単な説明
【図1】Al含有量が40at%の金属組織を示す光学
顕微鏡写真である。
顕微鏡写真である。
【図2】Al含有量が49at%の金属組織を示す光学
顕微鏡写真である。
顕微鏡写真である。
【図3】変形抵抗のAl含有量による変化を示す図であ
る。
る。
Claims (2)
- 【請求項1】 Al 47〜55at%を含有するT
i−Al系金属間化合物を溶製した後、溶製されて鋳造
された鋳塊の層状組織を熱処理により等軸晶に置換した
後、常法或いは恒温鍛造による熱間鍛造を行うことを特
徴とするTi−Al系金属間化合物型合金の製造方法。 - 【請求項2】 Ti−Al系金属間化合物が、Mn、
CrおよびVの中から選ばれた少なくとも1種を5at
%以下の範囲で含有することを特徴とする特許請求の範
囲第1項記載のTi−Al系金属間化合物型合金の製造
方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP41115190A JPH04218649A (ja) | 1990-12-17 | 1990-12-17 | Ti−Al系金属間化合物型合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP41115190A JPH04218649A (ja) | 1990-12-17 | 1990-12-17 | Ti−Al系金属間化合物型合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04218649A true JPH04218649A (ja) | 1992-08-10 |
Family
ID=18520197
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP41115190A Pending JPH04218649A (ja) | 1990-12-17 | 1990-12-17 | Ti−Al系金属間化合物型合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04218649A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5540792A (en) * | 1992-05-12 | 1996-07-30 | Forschungszentrum Julich Gmbh | Components based on intermetallic phases of the system titanium-aluminum and process for producing such components |
CN1055323C (zh) * | 1997-11-03 | 2000-08-09 | 冶金工业部钢铁研究总院 | 钛铝合金铸件的组织均匀细化方法 |
USH2227H1 (en) * | 2002-02-11 | 2008-12-02 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | High speed titanium alloy microstructural conversion method |
-
1990
- 1990-12-17 JP JP41115190A patent/JPH04218649A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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