JPH05255827A - ＴｉＡｌ金属間化合物基合金の製造方法 - Google Patents
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金の製造方法Info
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- JPH05255827A JPH05255827A JP5548292A JP5548292A JPH05255827A JP H05255827 A JPH05255827 A JP H05255827A JP 5548292 A JP5548292 A JP 5548292A JP 5548292 A JP5548292 A JP 5548292A JP H05255827 A JPH05255827 A JP H05255827A
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- temperature
- processing
- ductility
- intermetallic compound
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Abstract
(57)【要約】
【目的】TiAl金属間化合物基合金の常温延性と強度をバ
ランスさせた製造法を提供する。 【構成】800 〜1300℃で加工度で50％以上の加工を施
し、次いで、その加工温度より高い温度であって1200℃
以上1400℃以下に加熱・保持後、10℃/s以下の速度で
(加熱温度−100 ) ℃以下の温度まで冷却してから、さ
らに800 〜1250℃の温度で加工度50％以上の加工を施す
多段加工熱処理を行う。
ランスさせた製造法を提供する。 【構成】800 〜1300℃で加工度で50％以上の加工を施
し、次いで、その加工温度より高い温度であって1200℃
以上1400℃以下に加熱・保持後、10℃/s以下の速度で
(加熱温度−100 ) ℃以下の温度まで冷却してから、さ
らに800 〜1250℃の温度で加工度50％以上の加工を施す
多段加工熱処理を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、TiAl金属間化合物基合
金の加工熱処理方法、詳述すれば、軽量耐熱材料として
航空宇宙分野を中心に広い分野において今後利用が予想
されているTiAl金属間化合物基合金の強度−延性のバラ
ンスを改善したTiAl金属間化合物基合金の製造方法に関
する。
金の加工熱処理方法、詳述すれば、軽量耐熱材料として
航空宇宙分野を中心に広い分野において今後利用が予想
されているTiAl金属間化合物基合金の強度−延性のバラ
ンスを改善したTiAl金属間化合物基合金の製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】TiAl金属間化合物は原子比で１：１のTi
とAlから構成されており、軽量 (比重3.8)でありながら
耐熱性が優れていることから、TiAl金属間化合物を基と
する合金は将来のジェットエンジンや排気バルブ、ター
ボチャジャーの材料として期待されている。しかし、こ
の材料は金属間化合物であるが故に非常に脆い材料であ
り、難加工性の材料である。特に問題となるのは常温延
性である。
とAlから構成されており、軽量 (比重3.8)でありながら
耐熱性が優れていることから、TiAl金属間化合物を基と
する合金は将来のジェットエンジンや排気バルブ、ター
ボチャジャーの材料として期待されている。しかし、こ
の材料は金属間化合物であるが故に非常に脆い材料であ
り、難加工性の材料である。特に問題となるのは常温延
性である。
【０００３】ところで、常温延性はTiAlの化学量論的組
成から若干Ti- 富化側にずらした成分、例えば48 at ％
Al前後において得られやすいため、このあたりの成分で
合金設計することが多い。このときTiAl (γ) 相の他に
少量のTi3Al(α)2相が生成し、２相組織となる。現在の
ところ常温延性が優れたTiAl基合金として知られている
ものはこのような２相組織を呈するものがほとんどであ
る。
成から若干Ti- 富化側にずらした成分、例えば48 at ％
Al前後において得られやすいため、このあたりの成分で
合金設計することが多い。このときTiAl (γ) 相の他に
少量のTi3Al(α)2相が生成し、２相組織となる。現在の
ところ常温延性が優れたTiAl基合金として知られている
ものはこのような２相組織を呈するものがほとんどであ
る。
【０００４】一方、このベース成分に延性改善のための
第３元素として数at％のＶ、Mn、Cr、Mo等の元素を添加
する手法も見られる。また、組織調整については、多結
晶材において全面がラメラ組織の場合、常温延性が得ら
れにくく、加工や熱処理により組織の微細化やラメラ組
織と等軸粒の混合組織が良好であるとされている。以
上、文献１: “Progress in the Understanding of Gam
mma Titanium Aluminide”,J.Metals (August,1991) p.
40. 参照。
第３元素として数at％のＶ、Mn、Cr、Mo等の元素を添加
する手法も見られる。また、組織調整については、多結
晶材において全面がラメラ組織の場合、常温延性が得ら
れにくく、加工や熱処理により組織の微細化やラメラ組
織と等軸粒の混合組織が良好であるとされている。以
上、文献１: “Progress in the Understanding of Gam
mma Titanium Aluminide”,J.Metals (August,1991) p.
40. 参照。
【０００５】難加工材であるTiAl金属間化合物基合金の
熱間加工は金型と加工物を同時に加熱しながら通常の圧
延や押出よりも数段遅い速度で鍛造する恒温鍛造が有効
である。恒温鍛造中に組織の微細化が起こり、常温にお
ける強度や延性が改善される。しかし、粗大組織を加工
する場合には加工中の動的再結晶が不均質に起こり、不
均質な組織となりやすい。恒温鍛造においては文献１に
も見られるように板厚方向と直角方向に層状組織が生成
される。組織の微細化が起こっても不均質な組織である
ために十分な延性改善に至っていない。
熱間加工は金型と加工物を同時に加熱しながら通常の圧
延や押出よりも数段遅い速度で鍛造する恒温鍛造が有効
である。恒温鍛造中に組織の微細化が起こり、常温にお
ける強度や延性が改善される。しかし、粗大組織を加工
する場合には加工中の動的再結晶が不均質に起こり、不
均質な組織となりやすい。恒温鍛造においては文献１に
も見られるように板厚方向と直角方向に層状組織が生成
される。組織の微細化が起こっても不均質な組織である
ために十分な延性改善に至っていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、TiAl
金属間化合物基合金について実用化のために重要な課題
である常温延性の改善を実現すると共に強度も改善し、
強度−延性バランスが優れたTiAl金属間化合物基合金の
製造方法を提供することにある。本発明の具体的な目的
は、常温における引張強さが500MPa以上かつ引張伸びが
2.5 ％以上のTiAl金属間化合物基合金の製造方法を提供
することにある。
金属間化合物基合金について実用化のために重要な課題
である常温延性の改善を実現すると共に強度も改善し、
強度−延性バランスが優れたTiAl金属間化合物基合金の
製造方法を提供することにある。本発明の具体的な目的
は、常温における引張強さが500MPa以上かつ引張伸びが
2.5 ％以上のTiAl金属間化合物基合金の製造方法を提供
することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる課
題を解決すべく種々検討を重ね、多段加工熱処理が組織
の微細均質化に特に有効であり、それによって延性と強
度とのバランスに優れたTiAl金属間化合物基合金が得ら
れることを知り、本発明を完成した。
題を解決すべく種々検討を重ね、多段加工熱処理が組織
の微細均質化に特に有効であり、それによって延性と強
度とのバランスに優れたTiAl金属間化合物基合金が得ら
れることを知り、本発明を完成した。
【０００８】ここに、本発明の要旨とするところは、原
子％で、Al: 44〜52％、残部が実質的にTiから成る合
金、あるいはAl: 44〜52％、延性改善のための第三元
素: 合計８％以下: 残部が実質的にTiから成る合金を、
(1) 800 〜1300℃の温度範囲において加工前後の厚さあ
るいは面積の減少率で定義される加工度で50％以上の加
工を施す工程、(2) 続いて工程(1) の加工温度より高い
温度であって1200℃以上1400℃以下、望ましくは1250℃
以上1350℃以下に加熱して任意の時間保持した後に10℃
/s以下の速度で (加熱温度−100)℃以下の温度まで冷却
する工程、(3) 前記工程(1) におけると同様にして800
〜1250℃の温度で50％以上の加工を施す工程、そして
(4) 必要に応じて(2) と(3) の工程を繰り返す工程、以
上の工程から構成される強度、延性に優れたTiAl金属間
化合物基合金部材の製造方法である。
子％で、Al: 44〜52％、残部が実質的にTiから成る合
金、あるいはAl: 44〜52％、延性改善のための第三元
素: 合計８％以下: 残部が実質的にTiから成る合金を、
(1) 800 〜1300℃の温度範囲において加工前後の厚さあ
るいは面積の減少率で定義される加工度で50％以上の加
工を施す工程、(2) 続いて工程(1) の加工温度より高い
温度であって1200℃以上1400℃以下、望ましくは1250℃
以上1350℃以下に加熱して任意の時間保持した後に10℃
/s以下の速度で (加熱温度−100)℃以下の温度まで冷却
する工程、(3) 前記工程(1) におけると同様にして800
〜1250℃の温度で50％以上の加工を施す工程、そして
(4) 必要に応じて(2) と(3) の工程を繰り返す工程、以
上の工程から構成される強度、延性に優れたTiAl金属間
化合物基合金部材の製造方法である。
【０００９】このように、本発明によれば、加工と熱処
理を組み合わせることにより均質微細な組織を生成さ
せ、特にこれまでの加工材と比較して組織の均質性を向
上させることにより強度−延性バランスを改善すること
ができる。
理を組み合わせることにより均質微細な組織を生成さ
せ、特にこれまでの加工材と比較して組織の均質性を向
上させることにより強度−延性バランスを改善すること
ができる。
【００１０】
【作用】次に、本発明の作用についてさらに具体的に説
明する。本発明において、上記の加工熱処理によりTiAl
金属間化合物基合金の均質微細な組織が得られる理由は
次の通りである。
明する。本発明において、上記の加工熱処理によりTiAl
金属間化合物基合金の均質微細な組織が得られる理由は
次の通りである。
【００１１】まず、本発明の加工処理の対象合金は、Ti
Al金属間化合物を基とする合金である。Ti−Al２元系に
おいては44〜52 at ％において、耐熱性および延性に優
れた金属間化合物が得られる。Alが44 at ％よりも少な
い場合にはTi3Al の方がTiAlよりも量が多くなり、優れ
た耐熱性が得られない。また、Alが52 at ％超では他の
合金元素を添加しても十分な常温延性が得られない。
Al金属間化合物を基とする合金である。Ti−Al２元系に
おいては44〜52 at ％において、耐熱性および延性に優
れた金属間化合物が得られる。Alが44 at ％よりも少な
い場合にはTi3Al の方がTiAlよりも量が多くなり、優れ
た耐熱性が得られない。また、Alが52 at ％超では他の
合金元素を添加しても十分な常温延性が得られない。
【００１２】その他、延性改善用としての第三成分を８
at ％以下配合してもよい。８％超配合するとα2 、γ
相以外の第３相が生成し、強度、靱性や機械加工ととも
に高温強度の低下を招く恐れがある。かかる第三成分と
しては、これまで知られている多くの元素が考えられる
が、好ましくは、Mo、V 、Mn、Cr、Fe、Nb、Ta、W 、H
f、Zr、Ｂ、Ｃ、およびSiから成る群から選んだ１種ま
たは２種以上を組み合わせて配合してもよい。
at ％以下配合してもよい。８％超配合するとα2 、γ
相以外の第３相が生成し、強度、靱性や機械加工ととも
に高温強度の低下を招く恐れがある。かかる第三成分と
しては、これまで知られている多くの元素が考えられる
が、好ましくは、Mo、V 、Mn、Cr、Fe、Nb、Ta、W 、H
f、Zr、Ｂ、Ｃ、およびSiから成る群から選んだ１種ま
たは２種以上を組み合わせて配合してもよい。
【００１３】本発明は、上記合金に多段で施す加工熱処
理に関するものであり、まず第一段階として、工程(1)
で変形前後の面積または高さ( 厚さ) の減少率で定義さ
れる加工度50％以上の加工を施すが、これは素材が粗大
な組織である場合は、加工中の動的再結晶による粗大組
織の破壊と歪の付与を行うためである。加工度50％未満
では、鋳造組織やこれをHIP 処理した後の粗大組織の破
壊が十分行われず、歪み導入も十分達成されない。この
加工度は、好ましくは、60％以上である。
理に関するものであり、まず第一段階として、工程(1)
で変形前後の面積または高さ( 厚さ) の減少率で定義さ
れる加工度50％以上の加工を施すが、これは素材が粗大
な組織である場合は、加工中の動的再結晶による粗大組
織の破壊と歪の付与を行うためである。加工度50％未満
では、鋳造組織やこれをHIP 処理した後の粗大組織の破
壊が十分行われず、歪み導入も十分達成されない。この
加工度は、好ましくは、60％以上である。
【００１４】工程(1) での温度は特に限定しないが、80
0 ℃未満では変形能が乏しく十分な歪を与えるために必
要な加工が行えない場合があるので、一般には800 ℃以
上である。しかし、1300℃を超えると加工後の冷却過程
でラメラ組織が全面にわたって生成し、このラメラ組織
は後の熱処理で消失しないため、目的の等軸微細結晶粒
組織が得られない。なお、加工後、ただちに熱処理温度
に昇温しても加工温度が1300℃超になると熱処理後の冷
却過程でラメラ組織が全面にわたって生成する。したが
って、好ましくは、加工温度は800 〜1300℃に制限す
る。
0 ℃未満では変形能が乏しく十分な歪を与えるために必
要な加工が行えない場合があるので、一般には800 ℃以
上である。しかし、1300℃を超えると加工後の冷却過程
でラメラ組織が全面にわたって生成し、このラメラ組織
は後の熱処理で消失しないため、目的の等軸微細結晶粒
組織が得られない。なお、加工後、ただちに熱処理温度
に昇温しても加工温度が1300℃超になると熱処理後の冷
却過程でラメラ組織が全面にわたって生成する。したが
って、好ましくは、加工温度は800 〜1300℃に制限す
る。
【００１５】次に、第二段階として、工程(2) で1200〜
1400℃、好ましくは1250〜1350℃に加熱保持した後に10
℃/s以下の速度で( 加熱温度−100 ℃) 以下の温度まで
冷却する。加熱の際にはHIP のように圧力をかけた状態
としてもよい。
1400℃、好ましくは1250〜1350℃に加熱保持した後に10
℃/s以下の速度で( 加熱温度−100 ℃) 以下の温度まで
冷却する。加熱の際にはHIP のように圧力をかけた状態
としてもよい。
【００１６】このように、第２工程の焼鈍においては第
１工程で導入された歪を利用してγ相の再結晶を促進し
て再結晶組織に変化させる。また、1200〜1400℃におけ
る焼鈍によりα相が生成する。このときα相はγ相の粒
界にも生成するが、α相の一部は粗大なγ相の粒内に結
晶粒を貫くように板状に生成する。粗大なγ相中に生成
したα相は続く10℃/s以下の冷却速度での冷却中に球状
化するために粗大なγ相の分断が起こり、比較的微細で
均質な組織が得られる。しかし、この段階で粒径は20μ
m 前後であり、このままでは十分な常温延性が得られな
い。
１工程で導入された歪を利用してγ相の再結晶を促進し
て再結晶組織に変化させる。また、1200〜1400℃におけ
る焼鈍によりα相が生成する。このときα相はγ相の粒
界にも生成するが、α相の一部は粗大なγ相の粒内に結
晶粒を貫くように板状に生成する。粗大なγ相中に生成
したα相は続く10℃/s以下の冷却速度での冷却中に球状
化するために粗大なγ相の分断が起こり、比較的微細で
均質な組織が得られる。しかし、この段階で粒径は20μ
m 前後であり、このままでは十分な常温延性が得られな
い。
【００１７】このときの加熱温度が、1200℃未満では上
記加工材の主相となるγ相の再結晶が不均質に起こるた
め粗大な結晶粒と微細な結晶粒の混合組織が得られやす
く、高い常温延性が得られない。一方、1400℃超では多
量のγ相がα相に変態するため冷却後に粗大なラメラ状
の変態組織が生成し、常温延性が著しく低下する。この
熱処理温度は、好ましくは、前段の加工工程での加工温
度より高い温度とする。
記加工材の主相となるγ相の再結晶が不均質に起こるた
め粗大な結晶粒と微細な結晶粒の混合組織が得られやす
く、高い常温延性が得られない。一方、1400℃超では多
量のγ相がα相に変態するため冷却後に粗大なラメラ状
の変態組織が生成し、常温延性が著しく低下する。この
熱処理温度は、好ましくは、前段の加工工程での加工温
度より高い温度とする。
【００１８】このときの保持時間は特に制限されない
が、加熱温度において十分にα相が生成することが必要
である。一般には30分間以上であればよいが、ほぼ24hr
の保持によって均質化が進むことが確認されている。加
熱後、冷却するのは均質な組織とするためであり、その
ときの冷却速度が10℃/s超であると、粗大なγ粒内に生
成した板状のα相がそのままの形態で残存し、γ粒の微
細化が生じない。
が、加熱温度において十分にα相が生成することが必要
である。一般には30分間以上であればよいが、ほぼ24hr
の保持によって均質化が進むことが確認されている。加
熱後、冷却するのは均質な組織とするためであり、その
ときの冷却速度が10℃/s超であると、粗大なγ粒内に生
成した板状のα相がそのままの形態で残存し、γ粒の微
細化が生じない。
【００１９】また、この冷却速度が、10℃/s以下であっ
ても、冷却温度が加熱温度以下100℃未満の温度では、
つまり十分な温度低下が確保されないと、組織変化が小
さく、均質微細な組織が得られない。つまり、冷却に際
しては、少なくとも (加熱温度−100 ℃) 以下にまで冷
却しないと、組織の均質微細化が実現されない。
ても、冷却温度が加熱温度以下100℃未満の温度では、
つまり十分な温度低下が確保されないと、組織変化が小
さく、均質微細な組織が得られない。つまり、冷却に際
しては、少なくとも (加熱温度−100 ℃) 以下にまで冷
却しないと、組織の均質微細化が実現されない。
【００２０】冷却速度の下限は特に規定しないが、一般
には0.05℃／s 以上である。これより小さいと、γ相が
冷却中に選択的に成長し、不均質な組織となってしま
う。なお、冷却速度が水冷相当以上では冷却の際に導入
される歪により割れが生じる場合がある。なお、ここで
いう冷却速度とは、600 ℃以上での冷却速度である。
には0.05℃／s 以上である。これより小さいと、γ相が
冷却中に選択的に成長し、不均質な組織となってしま
う。なお、冷却速度が水冷相当以上では冷却の際に導入
される歪により割れが生じる場合がある。なお、ここで
いう冷却速度とは、600 ℃以上での冷却速度である。
【００２１】本発明によれば、第三段階として、上述の
ような熱処理後に、工程(3) で再び変形前後の面積また
は高さの減少率で定義される加工度50％以上の加工を行
う。これは、粒径数μm の均質な等軸微細粒組織を生成
させるためである。
ような熱処理後に、工程(3) で再び変形前後の面積また
は高さの減少率で定義される加工度50％以上の加工を行
う。これは、粒径数μm の均質な等軸微細粒組織を生成
させるためである。
【００２２】工程(1) の場合とは異なり前工程までに組
織の均質化と微細化がある程度進んでいるため、加工度
は50％以上で効果があるが、加工度50％未満では結晶粒
の微細化の工程が小さく、また組織が不均質となる。好
ましくは、60％以上の加工度で加工を行う。
織の均質化と微細化がある程度進んでいるため、加工度
は50％以上で効果があるが、加工度50％未満では結晶粒
の微細化の工程が小さく、また組織が不均質となる。好
ましくは、60％以上の加工度で加工を行う。
【００２３】このときの温度も所定の加工度が確保でき
れば特に制限ないが、通常は800 ℃以上、1250℃以下程
度で行えば十分である。800 ℃未満では十分な加工度が
取れない恐れがあり、一方、1250℃超ではα相の量比が
増加して粗大化が起こり、冷却後に等軸微細粒の組織と
ならない場合がある。
れば特に制限ないが、通常は800 ℃以上、1250℃以下程
度で行えば十分である。800 ℃未満では十分な加工度が
取れない恐れがあり、一方、1250℃超ではα相の量比が
増加して粗大化が起こり、冷却後に等軸微細粒の組織と
ならない場合がある。
【００２４】本発明の好適態様によれば、上記工程(2)
と工程(3) とを少なくとも一回繰り返す。これは、更な
る微細均質化を図るためである。一般には１回繰り返す
ことで十分である。また、必要に応じ最終加工によって
生じた歪を除去する目的で、最終加工温度と同等の温度
で30分間程度の焼鈍を行ってもよい。
と工程(3) とを少なくとも一回繰り返す。これは、更な
る微細均質化を図るためである。一般には１回繰り返す
ことで十分である。また、必要に応じ最終加工によって
生じた歪を除去する目的で、最終加工温度と同等の温度
で30分間程度の焼鈍を行ってもよい。
【００２５】本発明における工程(1) および工程(3) に
おける加工方法としては、恒温鍛造や押出が一般的と考
えられるが、圧延等の他の加工方法でも同様の効果が得
られ、加工方法による制限は受けない。以上の工程(1)
〜(3) における各処理条件のいずれか一つでも外れると
組織が不均質になるか、結晶粒の微細化の程度が小さい
ために目的とする特性は得られない。次に、実施例によ
って本発明の作用、効果をさらに詳述する。
おける加工方法としては、恒温鍛造や押出が一般的と考
えられるが、圧延等の他の加工方法でも同様の効果が得
られ、加工方法による制限は受けない。以上の工程(1)
〜(3) における各処理条件のいずれか一つでも外れると
組織が不均質になるか、結晶粒の微細化の程度が小さい
ために目的とする特性は得られない。次に、実施例によ
って本発明の作用、効果をさらに詳述する。
【００２６】
【実施例】本例では、Ti−48.4 at ％Al−0.6 at％Mo、
その他の合金組成を有する表１にに示す各種供試材につ
いて、本発明にしたがって加工熱処理した。すなわち、
真空アーク溶解されたインゴットに1200℃でHIP 処理し
た後に50×50×50mmのブロックを所定数採取した。この
ブロックを各種条件で第１工程の恒温鍛造、第２工程の
熱処理および第３工程の恒温鍛造を施した。
その他の合金組成を有する表１にに示す各種供試材につ
いて、本発明にしたがって加工熱処理した。すなわち、
真空アーク溶解されたインゴットに1200℃でHIP 処理し
た後に50×50×50mmのブロックを所定数採取した。この
ブロックを各種条件で第１工程の恒温鍛造、第２工程の
熱処理および第３工程の恒温鍛造を施した。
【００２７】恒温鍛造は、いずれも950 ℃で歪速度５×
10-4Ｓ-1で実施した。また、熱処理は高温熱処理炉を用
いてAr雰囲気中で実施した。この後加工材から平行部の
直径が４mm、長さ16mmの丸棒引張試験片を採取し、平行
部を８％硫酸とメタノールの混合液を用いて−35℃で電
解研磨により鏡面仕上げにした。引張試験の歪速度は8.
3 ×10-5Ｓ-1で実施した。合金組成とともに、加工およ
び熱処理の条件と常温における引張試験の結果を表１お
よび表２にまとめて示す。
10-4Ｓ-1で実施した。また、熱処理は高温熱処理炉を用
いてAr雰囲気中で実施した。この後加工材から平行部の
直径が４mm、長さ16mmの丸棒引張試験片を採取し、平行
部を８％硫酸とメタノールの混合液を用いて−35℃で電
解研磨により鏡面仕上げにした。引張試験の歪速度は8.
3 ×10-5Ｓ-1で実施した。合金組成とともに、加工およ
び熱処理の条件と常温における引張試験の結果を表１お
よび表２にまとめて示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【発明の効果】以上の結果より、本発明の加工熱処理法
を適用することにより従来の方法で作製された材料と比
較して明らかに常温における延性と強度が改善されてい
ることが分かる。したがって、本発明は、TiAl金属間化
合物基合金の問題点である常温延性を改善すると共に強
度も向上させる方法であり、かかる金属間化合物基材料
の工業材料としての利用の可能性を著しく推進させるも
のである。
を適用することにより従来の方法で作製された材料と比
較して明らかに常温における延性と強度が改善されてい
ることが分かる。したがって、本発明は、TiAl金属間化
合物基合金の問題点である常温延性を改善すると共に強
度も向上させる方法であり、かかる金属間化合物基材料
の工業材料としての利用の可能性を著しく推進させるも
のである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年３月２６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２８】
【表１】
Claims (3)
- 【請求項１】 原子％で、Al: 44〜52％、残部が実質的
にTiから成る合金、あるいはAl: 44〜52％、延性改善の
ための第三元素: 合計８％以下: 残部が実質的にTiから
成る合金を、(1) 800 〜1300℃の温度範囲において加工
前後の厚さあるいは面積の減少率で定義される加工度で
50％以上の加工を施す工程、(2) 工程(1) で得られた加
工材を、工程(1) の加工温度より高い温度であって1200
℃以上1400℃以下に加熱・保持後、10℃/s以下の速度で
(加熱温度−100 ) ℃以下の温度まで冷却する工程、
(3) 工程(2) で冷却された加工材にさらに工程(1) と同
様にして、800 〜1250℃の温度で加工度50％以上の加工
を施す工程、の各工程から構成される、強度、延性に優
れたTiAl金属間化合物基合金の製造方法。 - 【請求項２】請求項１記載の方法において、前記工程
（2)および工程（3)を少なくとも一回繰り返す、TiAl金
属間化合物基合金の加工熱処理方法。 - 【請求項３】前記第三元素が、Mo、V 、Mn、Cr、Fe、N
b、Ta、W 、Hf、Zr、Ｂ、Ｃ、およびSiから成る群から
選んだ１種または２種以上である請求項１または２記載
の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5548292A JPH05255827A (ja) | 1992-03-13 | 1992-03-13 | ＴｉＡｌ金属間化合物基合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5548292A JPH05255827A (ja) | 1992-03-13 | 1992-03-13 | ＴｉＡｌ金属間化合物基合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05255827A true JPH05255827A (ja) | 1993-10-05 |
Family
ID=12999843
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5548292A Withdrawn JPH05255827A (ja) | 1992-03-13 | 1992-03-13 | ＴｉＡｌ金属間化合物基合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05255827A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07188816A (ja) * | 1993-12-27 | 1995-07-25 | Natl Res Inst For Metals | ＴｉＡｌ基合金 |
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-
1992
- 1992-03-13 JP JP5548292A patent/JPH05255827A/ja not_active Withdrawn
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