JPH04232234A - チタンアルミニドを基礎としたドーピング物質含有合金より加工品を製造する方法 - Google Patents
チタンアルミニドを基礎としたドーピング物質含有合金より加工品を製造する方法Info
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- JPH04232234A JPH04232234A JP91164686A JP16468691A JPH04232234A JP H04232234 A JPH04232234 A JP H04232234A JP 91164686 A JP91164686 A JP 91164686A JP 16468691 A JP16468691 A JP 16468691A JP H04232234 A JPH04232234 A JP H04232234A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明においては、チタンアルミ
ニドを基礎としたドーピング物質含有合金より加工品を
製造する方法から出発する。
ニドを基礎としたドーピング物質含有合金より加工品を
製造する方法から出発する。
【０００２】金属間化合物ＴｉＡｌを基礎とした耐熱機
械用の耐熱合金は、鋳造されそして鍛造される建築用部
材の製造に適しており、そして従来のニッケル系超合金
を補完しそして一部は代用されうる。
械用の耐熱合金は、鋳造されそして鍛造される建築用部
材の製造に適しており、そして従来のニッケル系超合金
を補完しそして一部は代用されうる。
【０００３】本発明は、金属間化合物ＴｉＡｌの上に他
の添加物をドーピングされた合金の溶融および鋳造に関
し、そしてまたすぐれた機械的性質を有する使用可能な
加工品への熱的ならび熱機械的加工に関する。
の添加物をドーピングされた合金の溶融および鋳造に関
し、そしてまたすぐれた機械的性質を有する使用可能な
加工品への熱的ならび熱機械的加工に関する。
【０００４】
【従来の技術】チタンとアルミニウムとの金属間化合物
は、構造用工作材料として中程度および高温度範囲にお
いて魅力的と思われるいくつかの興味ある性質を有する
。その中には、なかんずく超合金に比較してより低い密
度があり、それはＮｉ超合金の数値の約 １／２に達す
るにすぎない。この形態におけるそれらの工業的使用性
は、もちろんそれらの脆性に対立する。前者は添加物に
よって改善され得、その際、より高い強度値もまた達成
されうる。可能なそして一部はすでに導入されている金
属間化合物としては、なかんずくニッケルアルミニド、
ニッケルシリシドおよびチタンアルミニドが建築材料と
して知られている。
は、構造用工作材料として中程度および高温度範囲にお
いて魅力的と思われるいくつかの興味ある性質を有する
。その中には、なかんずく超合金に比較してより低い密
度があり、それはＮｉ超合金の数値の約 １／２に達す
るにすぎない。この形態におけるそれらの工業的使用性
は、もちろんそれらの脆性に対立する。前者は添加物に
よって改善され得、その際、より高い強度値もまた達成
されうる。可能なそして一部はすでに導入されている金
属間化合物としては、なかんずくニッケルアルミニド、
ニッケルシリシドおよびチタンアルミニドが建築材料と
して知られている。
【０００５】純粋なＴｉＡｌの性質をＴｉ／Ａｌの原子
比を多少変化させることにより、ならびに他の元素を添
加することによって改善することはすでに試みられた。 その他の元素としては、例えば択一的にＣｒ、Ｂ、Ｖ、
Ｓｉ、Ｔａならびに（Ｎｉ＋Ｓｉ）および（Ｎｉ＋Ｓｉ
＋Ｂ）が提案され、更にＭｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｈｆが
提案された。
比を多少変化させることにより、ならびに他の元素を添
加することによって改善することはすでに試みられた。 その他の元素としては、例えば択一的にＣｒ、Ｂ、Ｖ、
Ｓｉ、Ｔａならびに（Ｎｉ＋Ｓｉ）および（Ｎｉ＋Ｓｉ
＋Ｂ）が提案され、更にＭｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｈｆが
提案された。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】一方では脆弱性を低下
させ、すなわち工作材料の延性および靭性を向上せしめ
、他方では、室温と作業温度との間の興味ある温度範囲
においてできうる限り高い強度を達成せしめるという課
題があった。更に、十分に高い耐酸化性が要望された。 しかしながら、これらの目的は、部分的にしか達成され
なかった。
させ、すなわち工作材料の延性および靭性を向上せしめ
、他方では、室温と作業温度との間の興味ある温度範囲
においてできうる限り高い強度を達成せしめるという課
題があった。更に、十分に高い耐酸化性が要望された。 しかしながら、これらの目的は、部分的にしか達成され
なかった。
【０００７】その間、公知のアルミニドの耐熱性は、な
お不十分であった。これらの工作材料の一様に低い融点
に対応して、これに関する文献からも明らかなように、
上方の温度範囲における強度、特にクリープ強度が不十
分である。
お不十分であった。これらの工作材料の一様に低い融点
に対応して、これに関する文献からも明らかなように、
上方の温度範囲における強度、特にクリープ強度が不十
分である。
【０００８】更に、チタンアルミニドに基づく金属間層
の成形は、一定の問題をもたらす。関与する元素の酸素
に対する高い親和力、特にチタンのそれの故に、鍛造に
よる成形部材の製造は困難となる。その結果、型充填能
力および多孔性が劣悪となり、空洞が多くなる。更に、
鍛造組織の性質は、その後の熱処理によって所望の程度
に改善され得ない。他方において従来の熱変形は、比較
的低い温度範囲において同様に不十分な延性に対立する
。
の成形は、一定の問題をもたらす。関与する元素の酸素
に対する高い親和力、特にチタンのそれの故に、鍛造に
よる成形部材の製造は困難となる。その結果、型充填能
力および多孔性が劣悪となり、空洞が多くなる。更に、
鍛造組織の性質は、その後の熱処理によって所望の程度
に改善され得ない。他方において従来の熱変形は、比較
的低い温度範囲において同様に不十分な延性に対立する
。
【０００９】従来技術については、下記の文献が挙げら
れる： ─ストロフ、「定序合金− 物理的冶金および構造的応
用」、インターナショナル・メタルス・レビュー第２９
巻第３号１９８４年第１２３−１３５頁 （Ｎ． Ｓ．
Ｓｔｏｌｏｆｆ， ”Ｏｒｄｅｒｅｄ ａｌｌｏｙｓ
−ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ａｎｄ
ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ”，
Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｒｅｖ
ｉｅｗ， Ｖｏｌ．２９，Ｎｏ．３，１９８４，ｐｐ．
１２３−１３５）。 ─ザウトホッフ、「金属間相」、２金属およびセラミッ
クの工作材料、雑誌ノイエ・ヴエルクシュトッフエ１９
８９年１月号第１５−１９頁（Ｇ． Ｓａｕｔｈｏｆｆ
，”Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ Ｐｈａｓｅｎ
”， Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅ Ｚｗｉｓｃｈｅｎ Ｍｅ
ｔａｌｌ ｕｎｄ Ｋｅｒａｍｉｋ，Ｍａｇａｚｉｎ
ｎｅｕｅ Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅ． １／８９，ｐｐ．
１５−１９。 ─ヤング− ウオンキム「ガンマチタニウムアルミニド
を基礎とした金属間合金」、ＪＯＭ、１９８９年７月号
（Ｙｏｕｎｇ−Ｗｏｎ Ｋｉｍ， ”Ｉｎｔｅｒｍｅ
ｔａｌｌｉｃ Ａｌｌｏｙｓｂａｓｅｄ ｏｎ Ｇａｍ
ｍａ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅ”， Ｊ
ＯＭ， Ｊｕｌｙ １９８９。 ─米国特許出願第８４２，８１７号、同第８４２，８１
９号、同第８４２，８２０号。 ─米国特許出願第８５７，２６８号、同第８３６，９８
３号、ヨーロッパ特許出願第２７５，３９１号。
れる： ─ストロフ、「定序合金− 物理的冶金および構造的応
用」、インターナショナル・メタルス・レビュー第２９
巻第３号１９８４年第１２３−１３５頁 （Ｎ． Ｓ．
Ｓｔｏｌｏｆｆ， ”Ｏｒｄｅｒｅｄ ａｌｌｏｙｓ
−ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ａｎｄ
ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ”，
Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｒｅｖ
ｉｅｗ， Ｖｏｌ．２９，Ｎｏ．３，１９８４，ｐｐ．
１２３−１３５）。 ─ザウトホッフ、「金属間相」、２金属およびセラミッ
クの工作材料、雑誌ノイエ・ヴエルクシュトッフエ１９
８９年１月号第１５−１９頁（Ｇ． Ｓａｕｔｈｏｆｆ
，”Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ Ｐｈａｓｅｎ
”， Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅ Ｚｗｉｓｃｈｅｎ Ｍｅ
ｔａｌｌ ｕｎｄ Ｋｅｒａｍｉｋ，Ｍａｇａｚｉｎ
ｎｅｕｅ Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅ． １／８９，ｐｐ．
１５−１９。 ─ヤング− ウオンキム「ガンマチタニウムアルミニド
を基礎とした金属間合金」、ＪＯＭ、１９８９年７月号
（Ｙｏｕｎｇ−Ｗｏｎ Ｋｉｍ， ”Ｉｎｔｅｒｍｅ
ｔａｌｌｉｃ Ａｌｌｏｙｓｂａｓｅｄ ｏｎ Ｇａｍ
ｍａ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅ”， Ｊ
ＯＭ， Ｊｕｌｙ １９８９。 ─米国特許出願第８４２，８１７号、同第８４２，８１
９号、同第８４２，８２０号。 ─米国特許出願第８５７，２６８号、同第８３６，９８
３号、ヨーロッパ特許出願第２７５，３９１号。
【００１０】公知の変性された金属間化合物の諸性質な
らびにそれらの通例の加工法は、それらから有用な加工
品を製造するためには一般になお十分ではない。このこ
とは、特に耐熱性および靭性（延性）について当てはま
る。従って、そのような工作材料およびそれらの成形の
開発および改良ならびにそれから製造された加工品の機
械的性質に有利な影響を与えるという要望があった。
らびにそれらの通例の加工法は、それらから有用な加工
品を製造するためには一般になお十分ではない。このこ
とは、特に耐熱性および靭性（延性）について当てはま
る。従って、そのような工作材料およびそれらの成形の
開発および改良ならびにそれから製造された加工品の機
械的性質に有利な影響を与えるという要望があった。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明は、高い耐酸化性
および耐腐食性、高い耐熱性および十分な延性に導く、
チタンアルミニドを基礎としたドーピング物質含有合金
より加工品を製造する方法を開発するという課題に基づ
いている。
および耐腐食性、高い耐熱性および十分な延性に導く、
チタンアルミニドを基礎としたドーピング物質含有合金
より加工品を製造する方法を開発するという課題に基づ
いている。
【００１２】
【実施例１】誘導炉においてアルゴン雰囲気中で下記の
合金を溶融した： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｙ ＝ ３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝残部 この溶融物を約６０ｍｍの直径および約６０ｍｍの高さ
を有するインゴットへと鋳造した。これに続いてこのイ
ンゴットをアルゴン雰囲気中で１１００℃の温度におい
て１０時間焼なましを行った。その後で約１ｍｍの厚さ
の表面層を削り取ることにより、鍛はだおよびスケール
層を機械的に除去した。次に円筒状のインゴットを軟炭
素鋼よりなる適当なカプセルに装入し、そして後者を気
密に密封した。カプセルに封入された加工品を今度は１
２０ＭＰａの圧力下に１２６０℃の温度において３時間
熱間等静圧圧縮成形にかけ、冷却し、１０ないし５０℃
／ｍｉｎで１１００℃まで加熱し、そのまま保持しそし
て１１００℃において等温的に鍛造を行った。使用され
た工具は、下記の組成を有するモリブデン合金よりなる
ものであった： Ｔｉ＝０．５ 重量％ Ｚｒ＝０．１ 重量％ Ｃ ＝０．２ 重量％ Ｍｏ＝残部 鍛造すべき工作材料の１１００℃における約２６０ＭＰ
ａの降伏点（Ｆｌｉｅｓｓｇｒｅｎｚｅ）を確認した。 変形は、変形度ε＝１．３
合金を溶融した： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｙ ＝ ３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝残部 この溶融物を約６０ｍｍの直径および約６０ｍｍの高さ
を有するインゴットへと鋳造した。これに続いてこのイ
ンゴットをアルゴン雰囲気中で１１００℃の温度におい
て１０時間焼なましを行った。その後で約１ｍｍの厚さ
の表面層を削り取ることにより、鍛はだおよびスケール
層を機械的に除去した。次に円筒状のインゴットを軟炭
素鋼よりなる適当なカプセルに装入し、そして後者を気
密に密封した。カプセルに封入された加工品を今度は１
２０ＭＰａの圧力下に１２６０℃の温度において３時間
熱間等静圧圧縮成形にかけ、冷却し、１０ないし５０℃
／ｍｉｎで１１００℃まで加熱し、そのまま保持しそし
て１１００℃において等温的に鍛造を行った。使用され
た工具は、下記の組成を有するモリブデン合金よりなる
ものであった： Ｔｉ＝０．５ 重量％ Ｚｒ＝０．１ 重量％ Ｃ ＝０．２ 重量％ Ｍｏ＝残部 鍛造すべき工作材料の１１００℃における約２６０ＭＰ
ａの降伏点（Ｆｌｉｅｓｓｇｒｅｎｚｅ）を確認した。 変形は、変形度ε＝１．３
【００１３】
【外３】
【００１４】ｈＯ ＝加工物の最初の高さｈ＝変形後の
加工物の高さ を意味する） になるまでアップセット加工 （Ｓｔａｕｃｈｅｎ）
することにあった。線状変形速度（鍛造プレスのスタン
プ速度）ｖは、鍛造過程の最初において０．１ｍｍ／ｓ
であった。 アップセット加工のために必要なプレス力は、平均の大
きさであった。この場合には、それは約７５０ＫＮであ
り、これは約３００ＭＰａの最初の圧力に相当した。
加工物の高さ を意味する） になるまでアップセット加工 （Ｓｔａｕｃｈｅｎ）
することにあった。線状変形速度（鍛造プレスのスタン
プ速度）ｖは、鍛造過程の最初において０．１ｍｍ／ｓ
であった。 アップセット加工のために必要なプレス力は、平均の大
きさであった。この場合には、それは約７５０ＫＮであ
り、これは約３００ＭＰａの最初の圧力に相当した。
【００１５】
この例によって、上記の前処理された工作材料の卓越し
た変形可能性が示されたが、それにもかかわらずプレス
の際にクラッキングを生ずることなく達成される高さの
減少は、７０％以上に達した。
た変形可能性が示されたが、それにもかかわらずプレス
の際にクラッキングを生ずることなく達成される高さの
減少は、７０％以上に達した。
【００１６】
【実施例２】実施例１において記載された方法で下記の
組成を有する合金が溶融された： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｖ ＝ ３ 原子％ Ｓｉ＝０．５ 原子％ Ｔｉ＝残部 この溶融物を１００ｍｍ×８０ｍｍ×２０ｍｍの柱状の
ロールバーへと鋳造された。このものは、まず約１１０
０℃において焼なましすることによって均質化され、そ
してその鋳はだを機械的に除去された。例１によるカプ
セル装入および熱間等静圧圧縮成形の後に、バーは１１
５０℃において熱間ロール掛けにかけられた。高さの減
少（断面積減少）は、約４０％であった。上記のロール
掛けされた半製品においては、クラッキングは、全く認
められず、これはこの温度におけるこの材料の卓越した
延性に対応するものであった。ロール掛けされたロッド
において、約０．１ｍｍ／ｓのスタンプ速度を用いるこ
とにより断面積は、１１５０℃においてアップセット加
工された場合に１．２のε値に相当する量だけ圧縮され
る（約７０％の高さの減少）。鍛造中空部は、少量のＴ
ｉ− およびＺｒを有するＭｏ合金よりなるものであっ
た。上記の工作材料の降伏点は、１１５０℃において約
２００ＭＰａであった。鍛造後、この工作材料は、平均
して３３６ｋｇ／ｍｍ２ のビッーカース硬度ＨＶを示
した。
組成を有する合金が溶融された： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｖ ＝ ３ 原子％ Ｓｉ＝０．５ 原子％ Ｔｉ＝残部 この溶融物を１００ｍｍ×８０ｍｍ×２０ｍｍの柱状の
ロールバーへと鋳造された。このものは、まず約１１０
０℃において焼なましすることによって均質化され、そ
してその鋳はだを機械的に除去された。例１によるカプ
セル装入および熱間等静圧圧縮成形の後に、バーは１１
５０℃において熱間ロール掛けにかけられた。高さの減
少（断面積減少）は、約４０％であった。上記のロール
掛けされた半製品においては、クラッキングは、全く認
められず、これはこの温度におけるこの材料の卓越した
延性に対応するものであった。ロール掛けされたロッド
において、約０．１ｍｍ／ｓのスタンプ速度を用いるこ
とにより断面積は、１１５０℃においてアップセット加
工された場合に１．２のε値に相当する量だけ圧縮され
る（約７０％の高さの減少）。鍛造中空部は、少量のＴ
ｉ− およびＺｒを有するＭｏ合金よりなるものであっ
た。上記の工作材料の降伏点は、１１５０℃において約
２００ＭＰａであった。鍛造後、この工作材料は、平均
して３３６ｋｇ／ｍｍ２ のビッーカース硬度ＨＶを示
した。
【００１７】
【実施例３】例１に従って下記の組成を有する合金を溶
融した： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｇｅ＝ ３ 原子％ Ｔｉ＝残部 上記の溶融物を約５５ｍｍの直径および６５ｍｍの高さ
を有するインゴットへと鋳造した。これに続いてこのイ
ンゴットをアルゴン雰囲気中で１１００℃の温度におい
て１０時間焼なましし、冷却しそして鋳はだを除去する
目的で機械的に処理した。焼なましにより合金は、均質
化された。それぞれの合金の組成に従って、１０００な
いし１１５０℃の温度および１時間ないし３時間の焼な
まし時間において適当な均質化が達成された。次いでこ
の円筒状の加工物をカプセルに装入し、熱間等静圧圧縮
成形にかけ、そして１１５０℃の温度において鍛造した
。変形度εは、０．６９（高さの減少５０％）、観察さ
れた降伏点は約３８０ＭＰａであった。変形速度（スタ
ンプ速度）は、０．１ｍｍ／ｓであった。
融した： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｇｅ＝ ３ 原子％ Ｔｉ＝残部 上記の溶融物を約５５ｍｍの直径および６５ｍｍの高さ
を有するインゴットへと鋳造した。これに続いてこのイ
ンゴットをアルゴン雰囲気中で１１００℃の温度におい
て１０時間焼なましし、冷却しそして鋳はだを除去する
目的で機械的に処理した。焼なましにより合金は、均質
化された。それぞれの合金の組成に従って、１０００な
いし１１５０℃の温度および１時間ないし３時間の焼な
まし時間において適当な均質化が達成された。次いでこ
の円筒状の加工物をカプセルに装入し、熱間等静圧圧縮
成形にかけ、そして１１５０℃の温度において鍛造した
。変形度εは、０．６９（高さの減少５０％）、観察さ
れた降伏点は約３８０ＭＰａであった。変形速度（スタ
ンプ速度）は、０．１ｍｍ／ｓであった。
【００１８】
【実施例４】下記の合金よりタービン羽根が製造された
： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｚｒ＝ ３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ この目的で、まず上記の元素よりなる合金が溶融され、
約９０ｍｍの直径および約２５０ｍｍの高さを有するイ
ンゴットへと鋳造された。１０５０℃における焼なまし
操作、鋳はだの除去、カプセル装入、熱間等静圧圧縮成
形その他の後に、このインゴットをまず１１５０℃にお
いて約５０％の高さの減少（ε＝０．６９）をうけるよ
うに長手方向においてアップセット加工にかけた。次の
工程において、この円筒状の加工物は、第１の断面方向
において楕円形の断面が生ずる（約３０％の断面減少）
ようにアップセット加工された。次に、この楕円形の加
工物は、第２の、それに対して垂直な断面方向において
同じ量だけアップセット加工された。これらの両方の操
作は、１２００℃における中間の焼なましの後に１時間
以内に再度反復された。今度は、このように高温で捏和
された鍛造粗加工物を鍛造プレスの中空部に装入して、
基礎部を形成する半分が僅かな変形にかけられ、一方他
の羽根部を形成する半分が楕円形の断面に沿って順次い
くつかの操作において変形されて翼の形状を形成するよ
うになされた。羽根部は、下記の寸法を有した：幅
＝ ８０ｍｍ厚さ
＝ ２５ｍｍ 翼断面の高さ＝ ３０ｍｍ 長さ ＝２００ｍｍ 鍛造の過程は、１１２０℃の温度において実質的に等温
的に実施され、その際平均して２５０ＭＰａの降伏点が
観察された。鍛造操作の初期における変形速度（スタン
プ速度）は、約０．１ないし０．２ｍｍ／ｓであった。 羽根部の仕上げ鍛造の後において、基礎部は羽根の長軸
において約２０％の高さの減少するだけアップセット加
工された。次いでこの加工物は、３００℃／ｈの速度で
５００℃以下まで冷却され、そして冷却後１時間の間８
００℃の温度において焼戻しされた。それによって、樅
の基礎の小溝のフライス盤かけ（転削）までタービン羽
根のほとんど最終的な形状まで達した。
： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｚｒ＝ ３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ この目的で、まず上記の元素よりなる合金が溶融され、
約９０ｍｍの直径および約２５０ｍｍの高さを有するイ
ンゴットへと鋳造された。１０５０℃における焼なまし
操作、鋳はだの除去、カプセル装入、熱間等静圧圧縮成
形その他の後に、このインゴットをまず１１５０℃にお
いて約５０％の高さの減少（ε＝０．６９）をうけるよ
うに長手方向においてアップセット加工にかけた。次の
工程において、この円筒状の加工物は、第１の断面方向
において楕円形の断面が生ずる（約３０％の断面減少）
ようにアップセット加工された。次に、この楕円形の加
工物は、第２の、それに対して垂直な断面方向において
同じ量だけアップセット加工された。これらの両方の操
作は、１２００℃における中間の焼なましの後に１時間
以内に再度反復された。今度は、このように高温で捏和
された鍛造粗加工物を鍛造プレスの中空部に装入して、
基礎部を形成する半分が僅かな変形にかけられ、一方他
の羽根部を形成する半分が楕円形の断面に沿って順次い
くつかの操作において変形されて翼の形状を形成するよ
うになされた。羽根部は、下記の寸法を有した：幅
＝ ８０ｍｍ厚さ
＝ ２５ｍｍ 翼断面の高さ＝ ３０ｍｍ 長さ ＝２００ｍｍ 鍛造の過程は、１１２０℃の温度において実質的に等温
的に実施され、その際平均して２５０ＭＰａの降伏点が
観察された。鍛造操作の初期における変形速度（スタン
プ速度）は、約０．１ないし０．２ｍｍ／ｓであった。 羽根部の仕上げ鍛造の後において、基礎部は羽根の長軸
において約２０％の高さの減少するだけアップセット加
工された。次いでこの加工物は、３００℃／ｈの速度で
５００℃以下まで冷却され、そして冷却後１時間の間８
００℃の温度において焼戻しされた。それによって、樅
の基礎の小溝のフライス盤かけ（転削）までタービン羽
根のほとんど最終的な形状まで達した。
【００１９】
【実施例５】誘導炉においてアルゴン雰囲気中で下記の
合金を溶融した： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｃｒ＝ ３ 原子％ Ｔｉ＝４５ 原子％ まず約４０ｍｍの厚さ、９０ｍｍの幅および２５０ｍｍ
の長さを有する矩形の断面を有する柱状のバーを鋳造し
た。アルゴン雰囲気中で１１００℃の温度において１０
時間熱処理した後、平削により鋳はだを除去し、そして
このバーを軟鋼のカプセルに装入し、そして１２６０℃
において１２０ＭＰａの圧力下で３時間熱間等静圧圧縮
成形にかけた。最初の変形は、より長い断面の方向に（
稜を下面にして）約３３％のアップセット加工（等温鍛
造）することよりなり、それによって上記バーは、約６
０ｍｍの幅においてほぼ正方形の断面になった。この操
作は、アルゴン雰囲気中で１１５０℃の温度において実
施された。次いでこのバーは、他の断面の方向において
同じ温度において熱間ロール掛けされ、その際それは最
初の矩形の断面の形状を保ったがしかし寸法は減少して
いた。アルゴン雰囲気中で１２００℃において１時間の
中間焼なましの後に、このバーを１０５０℃における熱
間ローラー掛け（４０％の断面積減少）により矩形のプ
ロフイルを有する棒状部材へと変形された。これらの操
作の間に１１５０℃において約２４０ＭＰａの高温引張
り降伏点が観察された。仕上げられた棒状部材の組織は
、微粒子状で均質であった。ビッカース硬度ＨＶは、鋳
物の状態に比較して約２５％だけ高かった。
合金を溶融した： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｃｒ＝ ３ 原子％ Ｔｉ＝４５ 原子％ まず約４０ｍｍの厚さ、９０ｍｍの幅および２５０ｍｍ
の長さを有する矩形の断面を有する柱状のバーを鋳造し
た。アルゴン雰囲気中で１１００℃の温度において１０
時間熱処理した後、平削により鋳はだを除去し、そして
このバーを軟鋼のカプセルに装入し、そして１２６０℃
において１２０ＭＰａの圧力下で３時間熱間等静圧圧縮
成形にかけた。最初の変形は、より長い断面の方向に（
稜を下面にして）約３３％のアップセット加工（等温鍛
造）することよりなり、それによって上記バーは、約６
０ｍｍの幅においてほぼ正方形の断面になった。この操
作は、アルゴン雰囲気中で１１５０℃の温度において実
施された。次いでこのバーは、他の断面の方向において
同じ温度において熱間ロール掛けされ、その際それは最
初の矩形の断面の形状を保ったがしかし寸法は減少して
いた。アルゴン雰囲気中で１２００℃において１時間の
中間焼なましの後に、このバーを１０５０℃における熱
間ローラー掛け（４０％の断面積減少）により矩形のプ
ロフイルを有する棒状部材へと変形された。これらの操
作の間に１１５０℃において約２４０ＭＰａの高温引張
り降伏点が観察された。仕上げられた棒状部材の組織は
、微粒子状で均質であった。ビッカース硬度ＨＶは、鋳
物の状態に比較して約２５％だけ高かった。
【００２０】
【実施例６】誘導炉においてアルゴン雰囲気中で下記の
合金を溶融した： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｗ ＝ ３ 原子％ Ｇｅ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ この合金から鋳造および熱変形により下記の寸法を有す
るタービン羽根（羽根部）を製造した：幅
＝ ７０ｍｍ厚さ
＝ ２１ｍｍプロフィルの高さ＝ ２６ｍ
ｍ 長さ ＝１６０ｍｍまず傾倒円
筒状の鋳物を鋳造した。全高は２２０ｍｍ、より小さい
直径の高さは１２０ｍｍ、より大きい直径のそれは１０
０ｍｍ、直径は６０ｍｍないし１００ｍｍであった。こ
の鋳造粗製材を１０５０℃において焼なましし、旋盤が
けし（鋳はだの除去）そして全面において密封された軟
鋼よりなる中空体内にカプセル装入し、そして前記の各
実施例に従って熱間等静圧圧縮成形にかけた。次に、こ
のインゴットをまず長手方向において１１５０℃におい
て３０％の高さ減少においてアップセット加工し、そし
て断面方向において数回プレスして、羽根部において楕
円形の断面を形成せしめた。１２００℃において中間焼
なましを実施した。羽根部において楕円形の断面を有す
るこの方法で鍛造された粗製部材は、鍛造プレスの中空
部に装入され、そして上記の翼のプロフィルが達成され
るまで数段階において変形された。鍛造工程は、１１５
０℃の温度において実質的に等温的に実施された。この
温度において平均して２００ＭＰａの降伏点が観察され
た。中空鍛造操作の初期における変形速度（スタンプ速
度）は、約０．２ｍｍ／ｓであった。残りの工程は例４
と類似するものであった。焼戻しは、７５０℃の温度に
おいて２時間実施された。仕上げられたタービン羽根の
組織は、微粒子状でしかも均質であった。 ビッカース硬度ＨＶは、鋳物の状態に比較して１５％だ
け高かった。
合金を溶融した： Ａｌ＝４８ 原子％ Ｗ ＝ ３ 原子％ Ｇｅ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ この合金から鋳造および熱変形により下記の寸法を有す
るタービン羽根（羽根部）を製造した：幅
＝ ７０ｍｍ厚さ
＝ ２１ｍｍプロフィルの高さ＝ ２６ｍ
ｍ 長さ ＝１６０ｍｍまず傾倒円
筒状の鋳物を鋳造した。全高は２２０ｍｍ、より小さい
直径の高さは１２０ｍｍ、より大きい直径のそれは１０
０ｍｍ、直径は６０ｍｍないし１００ｍｍであった。こ
の鋳造粗製材を１０５０℃において焼なましし、旋盤が
けし（鋳はだの除去）そして全面において密封された軟
鋼よりなる中空体内にカプセル装入し、そして前記の各
実施例に従って熱間等静圧圧縮成形にかけた。次に、こ
のインゴットをまず長手方向において１１５０℃におい
て３０％の高さ減少においてアップセット加工し、そし
て断面方向において数回プレスして、羽根部において楕
円形の断面を形成せしめた。１２００℃において中間焼
なましを実施した。羽根部において楕円形の断面を有す
るこの方法で鍛造された粗製部材は、鍛造プレスの中空
部に装入され、そして上記の翼のプロフィルが達成され
るまで数段階において変形された。鍛造工程は、１１５
０℃の温度において実質的に等温的に実施された。この
温度において平均して２００ＭＰａの降伏点が観察され
た。中空鍛造操作の初期における変形速度（スタンプ速
度）は、約０．２ｍｍ／ｓであった。残りの工程は例４
と類似するものであった。焼戻しは、７５０℃の温度に
おいて２時間実施された。仕上げられたタービン羽根の
組織は、微粒子状でしかも均質であった。 ビッカース硬度ＨＶは、鋳物の状態に比較して１５％だ
け高かった。
【００２１】合金元素Ｃｏ、Ｐｄ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｔａ、
Ｎｂ、ＨＦを含有するなお多数の他の溶融物を試験しそ
してそれらの変形可能性を測定した。変形の諸条件は、
前記各実施例の記載と実質的に同様であった。最も有利
な変形温度は、１１００ないし１１５０℃の範囲であっ
た。その際、観察された高温降伏点は、１８０ＭＰａな
いし２６０ＭＰａの数値間で変動した。鍛造プレスの最
適の変形速度（スタンプ速度）は、約０．０５ｍｍ／ｓ
ないし０．２ｍｍ／ｓであり、εの数値１０−４ｓ−１
ないし１０−２ｓ−１ に相当するものであった。 元素の効果：元素Ｗ、Ｃｒ、ＭｎおよびＮｂを単独でま
たはそれらを組合せてＴｉ／Ａｌの基礎合金に添加合金
せしめることにより、すべての場合に硬度および強度の
向上が求められる。その際、組合せ（例えばＭｎ＋Ｎｂ
）の作用が最も強い。一般に、硬度の上昇は、多かれ少
かれ延性の損失に強く結びついているが、靭性を向上せ
しめる作用を有する他の元素を添加合金せしめることに
よって、少なくとも部分的に更に補充されうる。
Ｎｂ、ＨＦを含有するなお多数の他の溶融物を試験しそ
してそれらの変形可能性を測定した。変形の諸条件は、
前記各実施例の記載と実質的に同様であった。最も有利
な変形温度は、１１００ないし１１５０℃の範囲であっ
た。その際、観察された高温降伏点は、１８０ＭＰａな
いし２６０ＭＰａの数値間で変動した。鍛造プレスの最
適の変形速度（スタンプ速度）は、約０．０５ｍｍ／ｓ
ないし０．２ｍｍ／ｓであり、εの数値１０−４ｓ−１
ないし１０−２ｓ−１ に相当するものであった。 元素の効果：元素Ｗ、Ｃｒ、ＭｎおよびＮｂを単独でま
たはそれらを組合せてＴｉ／Ａｌの基礎合金に添加合金
せしめることにより、すべての場合に硬度および強度の
向上が求められる。その際、組合せ（例えばＭｎ＋Ｎｂ
）の作用が最も強い。一般に、硬度の上昇は、多かれ少
かれ延性の損失に強く結びついているが、靭性を向上せ
しめる作用を有する他の元素を添加合金せしめることに
よって、少なくとも部分的に更に補充されうる。
【００２２】元素の０．５原子％以下の添加は、大抵ほ
とんど効果がない。他方において、約３〜４原子％にお
いて一定の飽和の現象を示すので、それ以上の添加は、
無意味であるかまたは工作材料の性質が全体として再び
悪くなる。
とんど効果がない。他方において、約３〜４原子％にお
いて一定の飽和の現象を示すので、それ以上の添加は、
無意味であるかまたは工作材料の性質が全体として再び
悪くなる。
【００２３】Ｂは、一般に他の硬度を向上せしめる元素
と組合されて靭性を著しく向上させるように作用する。 この場合、Ｗの添加によって生ずる延性の損失は、Ｂ０
．５原子％のみを添加することによって実際上損失を償
うことができた。Ｂの１原子％以上のより多い添加の必
要はない。
と組合されて靭性を著しく向上させるように作用する。 この場合、Ｗの添加によって生ずる延性の損失は、Ｂ０
．５原子％のみを添加することによって実際上損失を償
うことができた。Ｂの１原子％以上のより多い添加の必
要はない。
【００２４】性質を更に最適化するためには、多成分系
が提供され、その場合には、個々の添加物の否定的な性
質を他の元素の同時的添加によって補償するような多成
分系が求められる。
が提供され、その場合には、個々の添加物の否定的な性
質を他の元素の同時的添加によって補償するような多成
分系が求められる。
【００２５】修正されたチタンアルミニドの使用範囲は
、６００ないし１０００℃の温度まで有利に拡大される
。
、６００ないし１０００℃の温度まで有利に拡大される
。
【００２６】本発明は、実施例に限定されるものではな
い。
い。
【００２７】全く一般的に、ドーピング物質を含有する
チタンアルミニドＴｉＡｌ型の金属間化合物より、熱処
理および熱変形により加工品を製造する方法において、
下記の各工程：すなわち、 ─合金を溶融し、 ─上記溶融物を鋳造体へと鋳造し、 ─この鋳造体を室温まで冷却しそしてその鋳はだおよび
スケール層を除去し、 ─スケール除去された鋳造体を１２００ないし１３００
℃の温度および１００ないし１５０ＭＰａの圧力におい
て熱間等静圧圧縮成形にかけ、 ─熱間等静圧圧縮成形にかけられた鋳造体を冷却し、─
冷却された鋳造体を１０５０ないし１２００℃の温度に
加熱し、 ─成形および組織改善の目的で上記の温度において１回
ないし数回の変形にかけ、 ─変形された鋳造体を室温まで冷却し、そして─変形さ
れた鋳造体を材料除去加工にかけて加工品を得る、 各工程を実施することを特徴とする前記加工品の製造方
法である。
チタンアルミニドＴｉＡｌ型の金属間化合物より、熱処
理および熱変形により加工品を製造する方法において、
下記の各工程：すなわち、 ─合金を溶融し、 ─上記溶融物を鋳造体へと鋳造し、 ─この鋳造体を室温まで冷却しそしてその鋳はだおよび
スケール層を除去し、 ─スケール除去された鋳造体を１２００ないし１３００
℃の温度および１００ないし１５０ＭＰａの圧力におい
て熱間等静圧圧縮成形にかけ、 ─熱間等静圧圧縮成形にかけられた鋳造体を冷却し、─
冷却された鋳造体を１０５０ないし１２００℃の温度に
加熱し、 ─成形および組織改善の目的で上記の温度において１回
ないし数回の変形にかけ、 ─変形された鋳造体を室温まで冷却し、そして─変形さ
れた鋳造体を材料除去加工にかけて加工品を得る、 各工程を実施することを特徴とする前記加工品の製造方
法である。
【００２８】上記熱変形は、有利には下記のように実施
される： ─１０５０ないし１１５０℃の温度範囲の全体に亘って
変形度ε＝１．６
される： ─１０５０ないし１１５０℃の温度範囲の全体に亘って
変形度ε＝１．６
【００２９】
【外４】
【００３０】ｈｏ＝加工品の最初の高さｈ＝変形後の加
工品の高さ を意味する）
工品の高さ を意味する）
【００３１】
【外５】
【００３２】にかける。
【００３３】好ましくは、上記の変形は、下記のように
行われる： ─長手方向において５０％の高さ減少を伴うアップセッ
ト加工を行い、 ─第１の断面の方向において３０％の断面積の減少を伴
うアップセット加工を行い、 ─長手方向において２０％の高さ減少を伴うアップセッ
ト加工を行い、 ─３００℃／ｈの速度で５００℃以下まで冷却し、─８
００℃において１時間焼戻しを行い、─室温まで冷却す
る。
行われる： ─長手方向において５０％の高さ減少を伴うアップセッ
ト加工を行い、 ─第１の断面の方向において３０％の断面積の減少を伴
うアップセット加工を行い、 ─長手方向において２０％の高さ減少を伴うアップセッ
ト加工を行い、 ─３００℃／ｈの速度で５００℃以下まで冷却し、─８
００℃において１時間焼戻しを行い、─室温まで冷却す
る。
【００３４】特定の実施態様においては、加工品は実質
的に等温的に鍛造され、その際この等温的鍛造の後にガ
スタービンの羽根の型状を有する。半製品を製造するた
めには、加工品は、実質的に等温的に鍛造され、そして
この等温的鍛造の後に４０％までの断面積減少を伴うも
う一つの熱変形工程にかけられ、その際後者は有利には
熱間ロール掛けよりなる。
的に等温的に鍛造され、その際この等温的鍛造の後にガ
スタービンの羽根の型状を有する。半製品を製造するた
めには、加工品は、実質的に等温的に鍛造され、そして
この等温的鍛造の後に４０％までの断面積減少を伴うも
う一つの熱変形工程にかけられ、その際後者は有利には
熱間ロール掛けよりなる。
【００３５】本発明による方法は、下記の組成を有する
合金について実施される： ａ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｚｒ＝
３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ ｂ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｖ ＝
３ 原子％ Ｓｉ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８ 原子％ ｃ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｃｒ＝
３ 原子％ Ｔｉ＝４９ 原子％ ｄ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｙ ＝
３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ ｅ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｇｅ＝
３ 原子％ Ｔｉ＝４９ 原子％ ｆ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｗ ＝
３ 原子％ Ｇｅ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％
合金について実施される： ａ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｚｒ＝
３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ ｂ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｖ ＝
３ 原子％ Ｓｉ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８ 原子％ ｃ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｃｒ＝
３ 原子％ Ｔｉ＝４９ 原子％ ｄ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｙ ＝
３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ ｅ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｇｅ＝
３ 原子％ Ｔｉ＝４９ 原子％ ｆ） Ａｌ＝４８ 原子％Ｗ ＝
３ 原子％ Ｇｅ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％
【図１】図１は本発明による方法のブロックダイヤグラ
ムである。
ムである。
【図２】図２は本発明による方法の変法のブロックダイ
ヤグラムである。 に達するまで変形速度ε＝５・１０−５ｓ−１ ないし
１０−２ｓ−１ において等温変形に に達するまで変形速度ε＝５・１０−５ｓ−１ ないし
１０−２ｓ−１ において等温的変形
ヤグラムである。 に達するまで変形速度ε＝５・１０−５ｓ−１ ないし
１０−２ｓ−１ において等温変形に に達するまで変形速度ε＝５・１０−５ｓ−１ ないし
１０−２ｓ−１ において等温的変形
Claims (8)
- 【請求項１】 チタンアルミニドを基礎としたドーピ
ング物質含有合金より加工品を製造する方法において、
下記の各工程： ─上記合金を溶融し、 ─上記溶融物を鋳造体へと鋳造し、 ─上記鋳造体を室温まで冷却しそしてその鋳はだおよび
スケール層を除去し、 ─スケール除去された鋳造体を１２００ないし１３００
℃の温度および１００ないし１ ５０ＭＰａの圧力に
おいて熱間等静圧圧縮成形にかけ、 ─熱間等静圧圧縮成形にかけられた鋳造体を冷却し、─
冷却された鋳造体を１０５０ないし１２００℃の温度に
加熱し、 ─成形および組織改善の目的で上記温度において１回な
いし数回変形を行い、 ─変形された鋳造体を室温まで冷却し、そして─変形さ
れた鋳造体を材料除去加工にかけて加工品を得る、 各工程を実施することを特徴とする前記加工品の製造方
法。 - 【請求項２】 元素Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｙ、Ｗ、
Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種をドーピングされたＴ
ｉＡｌ合金が以下の追加的な工程： ─合金を真空− または保護ガス誘導炉において溶融し
、─保護ガスまたは真空下で１０００ないし１１５０℃
の温度において焼なましし、 ─鋳はだおよびスケール層の除去後に鋳造体を軟鋼製カ
プセル内に装入しそして充填された鋼製カプセルを気密
に密封し、 ─鋳造体を装入され、密封された鋼製カプセルを熱間等
静圧圧縮成形にかけ、 ─１０〜５０℃／ｍｉｎの割合で１０５０ないし１１５
０℃まで加熱しそしてこの温度に５ないし２０分間保つ
ことを特徴とする請求項１による方法。 - 【請求項３】 熱変形が下記のように実施されること
を特徴とする請求項１または２による方法：─１０５０
ないし１１５０℃の温度範囲の全体に亘って変形度ε＝
１．６ 【外１】 ｈｏ ＝加工品の最初の高さ ｈ＝変形後の加工品の高さ を意味する） 【外２】 かける。 - 【請求項４】 熱変形が下記のように実施されること
を特徴とする請求項１〜３による方法： ─長手方向において５０％の高さ減少を伴うアップセッ
ト加工を行い、 ─第１の断面の方向において３０％の断面積の減少を伴
うアップセット加工を行い、 ─第２の断面の方向において３０％の断面積の減少を伴
うアップセット加工を行い、 ─長手方向において２０％の高さ減少を伴うアップセッ
ト加工を行い、 ─３００℃／ｈの速度で５００℃以下まで冷却し、─８
００℃において１時間焼戻しを行い、─室温まで冷却す
る。 - 【請求項５】 加工品が実質的に等温的に鍛造されそ
してこの等温的鍛造の後にガスタービンの羽根の形状を
有することを特徴とする請求項１〜４のうちのいずれか
による方法。 - 【請求項６】 加工品が実質的に等温的に鍛造されそ
してこの等温的鍛造の後に４０％までの断面積の減少を
伴うもう１つの熱変性工程にかけられる請求項１〜５の
うちのいずれかによる方法。 - 【請求項７】 熱変形工程が熱間ロール掛けよりなる
ことを特徴とする請求項６による方法。 - 【請求項８】 合金が下記の組成を有することを特徴
とする請求項１〜７のいずれかによる方法：Ａｌ＝４８
原子％ Ｚｒ＝ ３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ または Ａｌ＝４８ 原子％ Ｖ ＝ ３ 原子％ Ｓｉ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ または Ａｌ＝４８ 原子％ Ｃｒ＝ ３ 原子％ Ｔｉ＝４９ 原子％ または Ａｌ＝４８ 原子％ Ｙ ＝ ３ 原子％ Ｂ ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％ または Ａｌ＝４８ 原子％ Ｇｅ＝ ３ 原子％ Ｔｉ＝４９ 原子％ または Ａｌ＝４８ 原子％ Ｗ ＝ ３ 原子％ Ｇｅ＝ ０．５ 原子％ Ｔｉ＝４８．５ 原子％
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