JPH06220560A - 強度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材及びその製造方法 - Google Patents
強度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材及びその製造方法Info
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- JPH06220560A JPH06220560A JP28390093A JP28390093A JPH06220560A JP H06220560 A JPH06220560 A JP H06220560A JP 28390093 A JP28390093 A JP 28390093A JP 28390093 A JP28390093 A JP 28390093A JP H06220560 A JPH06220560 A JP H06220560A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】ＴｉＡｌ基合金を鋳造して中間素材を作製し、
次いで、この中間素材に対し、温度８００〜１４００
℃、圧力１０００気圧以上の範囲の条件下で熱間等方圧
プレス処理を施す。これにより、原子百分率で、Ａｌ：
４５〜５０％、Ｚｒ：０．５〜３．０％を含有し、残部
Ｔｉおよび不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金材を
得る。 【効果】常温延性を犠牲にすることなく優れた硬度を有
し、さらにその硬度が高温においても劣化しない強度・
延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金、及びこのような
特性の合金を安価に製造することができる製造方法が提
供される。
次いで、この中間素材に対し、温度８００〜１４００
℃、圧力１０００気圧以上の範囲の条件下で熱間等方圧
プレス処理を施す。これにより、原子百分率で、Ａｌ：
４５〜５０％、Ｚｒ：０．５〜３．０％を含有し、残部
Ｔｉおよび不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金材を
得る。 【効果】常温延性を犠牲にすることなく優れた硬度を有
し、さらにその硬度が高温においても劣化しない強度・
延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金、及びこのような
特性の合金を安価に製造することができる製造方法が提
供される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、強度・延性バランスに
優れたＴｉＡｌ基合金及びその製造方法に関する。
優れたＴｉＡｌ基合金及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】チタンアルミナイド、特にＴｉＡｌは高
温域においてＮｉ基超合金よりも優れた比強度を示すた
め、次世代の耐熱構造材料として期待されている。最近
では、主に、航空機用ジェットエンジンのタービンブレ
ード、自動車用の排気バルブやタ−ボチャージャーなど
への適用が試みられている。
温域においてＮｉ基超合金よりも優れた比強度を示すた
め、次世代の耐熱構造材料として期待されている。最近
では、主に、航空機用ジェットエンジンのタービンブレ
ード、自動車用の排気バルブやタ−ボチャージャーなど
への適用が試みられている。
【０００３】しかしながら、ＴｉＡｌはこのような高比
強度、さらに高耐酸化性などの長所を有している反面、
常温延性に乏しい、硬度が不足しているなどの欠点を有
する。特に、自動車用エンジン部品などのように高温に
て摺動部品として使われる場合、耐摩耗性が要求され、
硬度を向上させることが必須となる。例えばＴｉ−４８
ａｔ％Ａｌは、常温にてビッカース硬度が約２５０程
度、８００℃の高温においては１６０程度であり、決し
て十分とはいえない。
強度、さらに高耐酸化性などの長所を有している反面、
常温延性に乏しい、硬度が不足しているなどの欠点を有
する。特に、自動車用エンジン部品などのように高温に
て摺動部品として使われる場合、耐摩耗性が要求され、
硬度を向上させることが必須となる。例えばＴｉ−４８
ａｔ％Ａｌは、常温にてビッカース硬度が約２５０程
度、８００℃の高温においては１６０程度であり、決し
て十分とはいえない。
【０００４】ただし、硬度の向上を検討する場合に、Ｔ
ｉＡｌは常温延性に乏しいという点に注意を払うことが
重要である。例えば、ＴｉＡｌを自動車用エンジン用排
気バルブとして用いる場合を想定してみると良く理解で
きる。耐摩耗性、すなわち硬度が要求される部分はバル
ブシート面と激しくぶつかりあうフェース面、シリンダ
ーヘッドのガイド部分とこすれ合うステム部分、及びカ
ムやロッカーアームとぶつかりあうステム端部が考えら
れる。しかしこれらの部分はそれぞれにさらされる温度
が異なる。フェース面近傍は８００℃近くにもなるが、
ステム部分では、高々１００℃程度であると言われてい
る。従って、例えば硬度を向上した結果常温延性を低下
させる結果を招いては、ステム部分で十分な延性が得ら
れず早期破断を起こす危険がある。ＴｉＡｌの常温にお
ける延性は高々１．０％程度であり、硬度を向上させる
代償として延性をこれ以上犠牲にすれば、もはや材料と
しての実用性はないといっても過言でない。
ｉＡｌは常温延性に乏しいという点に注意を払うことが
重要である。例えば、ＴｉＡｌを自動車用エンジン用排
気バルブとして用いる場合を想定してみると良く理解で
きる。耐摩耗性、すなわち硬度が要求される部分はバル
ブシート面と激しくぶつかりあうフェース面、シリンダ
ーヘッドのガイド部分とこすれ合うステム部分、及びカ
ムやロッカーアームとぶつかりあうステム端部が考えら
れる。しかしこれらの部分はそれぞれにさらされる温度
が異なる。フェース面近傍は８００℃近くにもなるが、
ステム部分では、高々１００℃程度であると言われてい
る。従って、例えば硬度を向上した結果常温延性を低下
させる結果を招いては、ステム部分で十分な延性が得ら
れず早期破断を起こす危険がある。ＴｉＡｌの常温にお
ける延性は高々１．０％程度であり、硬度を向上させる
代償として延性をこれ以上犠牲にすれば、もはや材料と
しての実用性はないといっても過言でない。
【０００５】従ってＴｉＡｌの材質改善を行う上で、強
度あるいは硬度と延性を常温、高温の両領域においてバ
ランス良く両立させることは非常に重要である。
度あるいは硬度と延性を常温、高温の両領域においてバ
ランス良く両立させることは非常に重要である。
【０００６】ＴｉＡｌの硬度を向上、あるいは強度・延
性バランスの改善については既に多くの報告がなされて
いる。例えば、特公昭６２−２１５号公報にはマンガン
の添加により、特開６３−１２５６３４号公報にはボロ
ンの添加により、特開平１−２８７２４３号公報には、
ニオブ、及びマンガンの複合添加により、それぞれ延性
及び強度が改善されることが報告されている。また、特
平３−１１５５３９号公報には、クロムおよびニオブの
複合添加により優れた強度・延性バランスが得られるこ
とが報告されている。さらに、米国特許第４２９４６１
５号には、バナジウムの添加により延性が改善されるこ
とが、特開平４−８８１４０号公報では鉄、バナジウム
び及びボロンの複合添加により強度の向上がはかれるこ
とが報告されている。
性バランスの改善については既に多くの報告がなされて
いる。例えば、特公昭６２−２１５号公報にはマンガン
の添加により、特開６３−１２５６３４号公報にはボロ
ンの添加により、特開平１−２８７２４３号公報には、
ニオブ、及びマンガンの複合添加により、それぞれ延性
及び強度が改善されることが報告されている。また、特
平３−１１５５３９号公報には、クロムおよびニオブの
複合添加により優れた強度・延性バランスが得られるこ
とが報告されている。さらに、米国特許第４２９４６１
５号には、バナジウムの添加により延性が改善されるこ
とが、特開平４−８８１４０号公報では鉄、バナジウム
び及びボロンの複合添加により強度の向上がはかれるこ
とが報告されている。
【０００７】硬度向上のみに着目したものとしては、特
開平３−１９３８４２号公報に、ＴｉＡｌ基金属間化合
物のマトリックス中にＴｉＢ2 粒子を分散させることに
よって硬度が向上することが報告されている。
開平３−１９３８４２号公報に、ＴｉＡｌ基金属間化合
物のマトリックス中にＴｉＢ2 粒子を分散させることに
よって硬度が向上することが報告されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の従来技術も未だ十分なものとはいえない。
の従来技術も未だ十分なものとはいえない。
【０００９】例えば、特公昭６２−２１５号公報に開示
された技術は、ＴｉＡｌに要求されるもう一つの特性で
ある高温での耐酸化性に劣っている。また、特開昭６３
−１２５６３４号公報の実施例では、高温での強度・延
性バランスは向上しているものの、常温での強度・延性
バランスについては何等考慮されていない。つまり、Ｔ
ｉＡｌは、６５０℃から７００℃付近に延性−脆性遷移
温度があり、それより上の温度域と下の温度域とでは破
壊のメカニズム全く異なるため、高温での強度延性バラ
ンスが良いからといって低温域でも同じ効果が得られる
とは限らないのである。
された技術は、ＴｉＡｌに要求されるもう一つの特性で
ある高温での耐酸化性に劣っている。また、特開昭６３
−１２５６３４号公報の実施例では、高温での強度・延
性バランスは向上しているものの、常温での強度・延性
バランスについては何等考慮されていない。つまり、Ｔ
ｉＡｌは、６５０℃から７００℃付近に延性−脆性遷移
温度があり、それより上の温度域と下の温度域とでは破
壊のメカニズム全く異なるため、高温での強度延性バラ
ンスが良いからといって低温域でも同じ効果が得られる
とは限らないのである。
【００１０】また、特開平３−１１５５３９号公報に
は、上述したように、ニオブとクロムの複合添加により
優れた、強度・延性バランスが得られることが報告され
ているが、この合金の機械的性質を、等軸γ粒とラメラ
ー組織からなる２相組織の場合と、鋳造ままの全面粗大
ラメラー組織の場合を比べてみると、鋳造まま材の場合
では、強度・延性バランスの点で何等魅力がないことが
わかる（proceedings of1990 TMS fall meeting, Detro
it, Michigan, October 7-11, 1990)。すなわち、Ｔｉ
Ａｌは製造方法によってミクロ組織が劇的に変化し、そ
れにともない機械的性質も大きく変化するのである。２
元系のＴｉＡｌにおいても製造プロセス、つまり加工、
熱処理条件によって機械的性質が劇的に変化することは
良く知られているが、第３元素を添加した場合には、さ
らに状態図が変化する場合もあるし別の相が現れる場合
もあり、考慮すべき因子は非常に多くなる。このよう
に、ＴｉＡｌの機械的性質は加工及び熱処理条件によっ
て大きな影響を受けるので、ＴｉＡｌの材質を第３元素
の添加によって改善していく場合、どのような製造プロ
セスを採用するかを考慮した上で、第３元素の効果を評
価しないと、製造方法の変化によって所望の特性が得ら
れなくなる可能性もある。しかも、製造プロセスを決定
する場合には、そのプロセスがコストの面で実用的であ
るかどうかを考慮することも重要である。この観点から
特開平３−１１５５３９号公報の技術を考察すると、そ
の実施例では所望の特性が得られる組織を得るために、
鋳造によって得たインゴットに熱間鍛造を施して製品と
しているが、このようなプロセスは高価な設備を必要と
しコスト面で有用でない。
は、上述したように、ニオブとクロムの複合添加により
優れた、強度・延性バランスが得られることが報告され
ているが、この合金の機械的性質を、等軸γ粒とラメラ
ー組織からなる２相組織の場合と、鋳造ままの全面粗大
ラメラー組織の場合を比べてみると、鋳造まま材の場合
では、強度・延性バランスの点で何等魅力がないことが
わかる（proceedings of1990 TMS fall meeting, Detro
it, Michigan, October 7-11, 1990)。すなわち、Ｔｉ
Ａｌは製造方法によってミクロ組織が劇的に変化し、そ
れにともない機械的性質も大きく変化するのである。２
元系のＴｉＡｌにおいても製造プロセス、つまり加工、
熱処理条件によって機械的性質が劇的に変化することは
良く知られているが、第３元素を添加した場合には、さ
らに状態図が変化する場合もあるし別の相が現れる場合
もあり、考慮すべき因子は非常に多くなる。このよう
に、ＴｉＡｌの機械的性質は加工及び熱処理条件によっ
て大きな影響を受けるので、ＴｉＡｌの材質を第３元素
の添加によって改善していく場合、どのような製造プロ
セスを採用するかを考慮した上で、第３元素の効果を評
価しないと、製造方法の変化によって所望の特性が得ら
れなくなる可能性もある。しかも、製造プロセスを決定
する場合には、そのプロセスがコストの面で実用的であ
るかどうかを考慮することも重要である。この観点から
特開平３−１１５５３９号公報の技術を考察すると、そ
の実施例では所望の特性が得られる組織を得るために、
鋳造によって得たインゴットに熱間鍛造を施して製品と
しているが、このようなプロセスは高価な設備を必要と
しコスト面で有用でない。
【００１１】さらに、特開平１−２８７２４３号公報の
技術では、その実施例に記載されているように７２時間
の均質化焼鈍を施しているが、このような長時間の熱処
理は製造性に乏しく実用的でない。また同様に米国特許
第４２９４６１号においても鍛造後均質化処理を施す高
価なプロセスを採用しており実用的ではない。つまり、
ＴｉＡｌの熱間加工性は非常に悪いことが知られてお
り、歩留まりの点からもコスト上昇につながる恐れがあ
り、特に、自動車用エンジン部品などへの適用を考える
場合、コストが非常に重要な因子となるため、熱間加工
を加えるなどの高価なプロセスは避けるべきであるとい
うことがいえる。なお米国特許第４２９４６１号の実施
例ではTi-48at%Al-2.5V 材が優れた延性を示しているが
強度が非常に低下していることを付記しておく。
技術では、その実施例に記載されているように７２時間
の均質化焼鈍を施しているが、このような長時間の熱処
理は製造性に乏しく実用的でない。また同様に米国特許
第４２９４６１号においても鍛造後均質化処理を施す高
価なプロセスを採用しており実用的ではない。つまり、
ＴｉＡｌの熱間加工性は非常に悪いことが知られてお
り、歩留まりの点からもコスト上昇につながる恐れがあ
り、特に、自動車用エンジン部品などへの適用を考える
場合、コストが非常に重要な因子となるため、熱間加工
を加えるなどの高価なプロセスは避けるべきであるとい
うことがいえる。なお米国特許第４２９４６１号の実施
例ではTi-48at%Al-2.5V 材が優れた延性を示しているが
強度が非常に低下していることを付記しておく。
【００１２】さらにまた、特開平４−８８１４０号公報
では鋳造ままの素材を用いており安価な製造法であると
いえるが、その実施例の結果によると強度はある程度向
上しているものの十分な延性があるとはいいがたい。そ
して特開平３−１９３８４２の実施例では、硬度は向上
しているが延性が劣化する危険性がある。
では鋳造ままの素材を用いており安価な製造法であると
いえるが、その実施例の結果によると強度はある程度向
上しているものの十分な延性があるとはいいがたい。そ
して特開平３−１９３８４２の実施例では、硬度は向上
しているが延性が劣化する危険性がある。
【００１３】このように、上述した従来技術では、Ｔｉ
Ａｌを実用化するためには、強度と延性の向上をバラン
ス良く両立させるという材質上の課題を、安価な製造方
法のうえに成立させるという要求は満たしておらず、こ
のような観点からのＴｉＡｌ基合金材の調査、報告は未
だなされていない。
Ａｌを実用化するためには、強度と延性の向上をバラン
ス良く両立させるという材質上の課題を、安価な製造方
法のうえに成立させるという要求は満たしておらず、こ
のような観点からのＴｉＡｌ基合金材の調査、報告は未
だなされていない。
【００１４】この発明はかかる事情に鑑みてなされたも
のであって、常温延性を犠牲にすることなく優れた硬度
を有し、さらにその硬度が高温においても劣化しない強
度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金、及びこのよ
うな特性の合金を安価に製造することができる強度・延
性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材の製造方法を提供
することを目的とする。
のであって、常温延性を犠牲にすることなく優れた硬度
を有し、さらにその硬度が高温においても劣化しない強
度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金、及びこのよ
うな特性の合金を安価に製造することができる強度・延
性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材の製造方法を提供
することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段及び作用】この発明は、第
１に、原子百分率で、Ａｌ：４５〜５０％、Ｚｒ：０．
５〜３．０％を含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物
からなることを特徴とするＴｉＡｌ基合金材を提供す
る。
１に、原子百分率で、Ａｌ：４５〜５０％、Ｚｒ：０．
５〜３．０％を含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物
からなることを特徴とするＴｉＡｌ基合金材を提供す
る。
【００１６】第２に、原子百分率で、Ａｌ：４５〜５０
％、Ｚｒ：０．５〜３．０％を含有し、残部Ｔｉおよび
不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金を鋳造して中間
素材を作製し、次いで、この中間素材に対し、温度８０
０〜１４００℃、圧力１０００気圧以上の範囲の条件下
で熱間等方圧プレス処理を施すことを特徴とする強度・
延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材の製造方法を提
供する。
％、Ｚｒ：０．５〜３．０％を含有し、残部Ｔｉおよび
不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金を鋳造して中間
素材を作製し、次いで、この中間素材に対し、温度８０
０〜１４００℃、圧力１０００気圧以上の範囲の条件下
で熱間等方圧プレス処理を施すことを特徴とする強度・
延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材の製造方法を提
供する。
【００１７】本願発明者らは、上記課題を解決すべく鋭
意研究を重ねた結果、第３成分として微量のジルコニウ
ムを添加することにより、常温延性の低下を引き起こす
ことなく強度、特に高温強度を上昇せしめ得ることを見
出した。
意研究を重ねた結果、第３成分として微量のジルコニウ
ムを添加することにより、常温延性の低下を引き起こす
ことなく強度、特に高温強度を上昇せしめ得ることを見
出した。
【００１８】一方、製造方法としてはＴｉＡｌ基合金の
様に加工性に乏しい材料の場合、ニアネット化が有用で
り、これを実現する方法として、鋳造法、特に複雑形状
の部材を考慮すると精密鋳造法が有用である。しかし、
このような鋳造法の場合、内部に鋳造欠陥を有するため
所望の特性が得られないという欠点がある。このような
観点から製造方法を検討した結果、第３成分として微量
のジルコニウムを添加したＴｉＡｌ基合金を精密鋳造
後、ある一定の条件で熱間等方プレス処理（以下ＨＩＰ
処理）を施すことにより、鋳造欠陥がなく所望の特性が
得られることに想到した。
様に加工性に乏しい材料の場合、ニアネット化が有用で
り、これを実現する方法として、鋳造法、特に複雑形状
の部材を考慮すると精密鋳造法が有用である。しかし、
このような鋳造法の場合、内部に鋳造欠陥を有するため
所望の特性が得られないという欠点がある。このような
観点から製造方法を検討した結果、第３成分として微量
のジルコニウムを添加したＴｉＡｌ基合金を精密鋳造
後、ある一定の条件で熱間等方プレス処理（以下ＨＩＰ
処理）を施すことにより、鋳造欠陥がなく所望の特性が
得られることに想到した。
【００１９】本発明は、本願発明者らのこのような知見
に基づいてなされたものである。
に基づいてなされたものである。
【００２０】なお、ＴｉＡｌにジルコニウムを添加した
合金は、特開平４−６６６３０号公報、特開平３−２５
７１３０号公報、特開平４−４１６８２号公報などに開
示されているが、いずれも多くの添加元素の一つとして
添加されているにすぎず、また優れた強度・延性バラン
スを得るという観点からジルコニウムを添加しているも
のはない。すなわち、ＴｉＡｌに第３成分として微量の
ジルコニウムを添加することにより優れた強度・延性バ
ランスが得られるということは本願発明者らが初めて見
出したことである。
合金は、特開平４−６６６３０号公報、特開平３−２５
７１３０号公報、特開平４−４１６８２号公報などに開
示されているが、いずれも多くの添加元素の一つとして
添加されているにすぎず、また優れた強度・延性バラン
スを得るという観点からジルコニウムを添加しているも
のはない。すなわち、ＴｉＡｌに第３成分として微量の
ジルコニウムを添加することにより優れた強度・延性バ
ランスが得られるということは本願発明者らが初めて見
出したことである。
【００２１】ジルコニウム（Ｚｒ）添加の効果をミクロ
組織面からみると、無添加の場合にはα2 相とγ相との
積層ラメラー組織領域と、γ単相領域とが単純に混在し
た組織であるのに対し、Ｚｒを添加すると、添加したＺ
ｒはγ単相領域に濃化して存在し、組織的にはγ単相領
域がラメラー組織間にネットワーク状に分布する組織が
得られる。このネットワーク状のγ単相組織が強度・延
性バランス向上に寄与しているものと考えられる。
組織面からみると、無添加の場合にはα2 相とγ相との
積層ラメラー組織領域と、γ単相領域とが単純に混在し
た組織であるのに対し、Ｚｒを添加すると、添加したＺ
ｒはγ単相領域に濃化して存在し、組織的にはγ単相領
域がラメラー組織間にネットワーク状に分布する組織が
得られる。このネットワーク状のγ単相組織が強度・延
性バランス向上に寄与しているものと考えられる。
【００２２】以下、本発明について具体的に説明する。
【００２３】先ず、各成分の含有量の限定理由について
説明する。
説明する。
【００２４】Ａｌ： ＡｌはＴｉＡｌの強度、及び硬度
を向上する作用がある。しかし、Ａｌ含有量が原子百分
率で４５％未満では、硬度は向上するものの著しい延性
の低下を引き起こし、延性を確保することができない。
また、Ａｌ量が原子百分率で５０％を超えると、延性、
強度及び硬度いずれも低下し、所望の特性を発揮できな
い。従って、Ａｌ量を原子百分率で４５％以上、５０％
以下に規定する。
を向上する作用がある。しかし、Ａｌ含有量が原子百分
率で４５％未満では、硬度は向上するものの著しい延性
の低下を引き起こし、延性を確保することができない。
また、Ａｌ量が原子百分率で５０％を超えると、延性、
強度及び硬度いずれも低下し、所望の特性を発揮できな
い。従って、Ａｌ量を原子百分率で４５％以上、５０％
以下に規定する。
【００２５】Ｚｒ： Ｚｒは、ＴｉＡｌの硬度、特に高
温硬度を上昇させる効果がある。しかも、適量であれば
常温延性の低下を引き起こすことはない。しかし、Ｚｒ
量が原子百分率で０．５％未満では硬度の上昇が十分で
はなく、また、３．０％を超えると硬度は向上するもの
の、延性の劣化を引き起こし、延性と硬度とのバランス
を保つことができない。従って、Ｚｒ量を原子百分率で
０．５％以上、３．０％以下に規定する。
温硬度を上昇させる効果がある。しかも、適量であれば
常温延性の低下を引き起こすことはない。しかし、Ｚｒ
量が原子百分率で０．５％未満では硬度の上昇が十分で
はなく、また、３．０％を超えると硬度は向上するもの
の、延性の劣化を引き起こし、延性と硬度とのバランス
を保つことができない。従って、Ｚｒ量を原子百分率で
０．５％以上、３．０％以下に規定する。
【００２６】本発明に係るＴｉＡｌ基合金材は、上記成
分以外に、不可避的な不純物は許容される。しかし、こ
の中で、酸素は、ＴｉＡｌの強度を向上する反面、延性
を劣化させる元素であるので、ＴｉＡｌの強度−延性バ
ランスを保つ観点から０．２原子％以下の範囲になるよ
う注意する必要がある。
分以外に、不可避的な不純物は許容される。しかし、こ
の中で、酸素は、ＴｉＡｌの強度を向上する反面、延性
を劣化させる元素であるので、ＴｉＡｌの強度−延性バ
ランスを保つ観点から０．２原子％以下の範囲になるよ
う注意する必要がある。
【００２７】次に、本発明の合金材の製造方法について
説明する。
説明する。
【００２８】先ず、上述した組成を有する溶解素材を用
いて、常法に従って鋳造を行い中間素材を作製する。複
雑形状の部材を作製する場合には、精密鋳造法を用いる
ことが好ましい。
いて、常法に従って鋳造を行い中間素材を作製する。複
雑形状の部材を作製する場合には、精密鋳造法を用いる
ことが好ましい。
【００２９】次いで、この中間素材に対してＨＩＰ処理
を行う。ＨＩＰ処理は、鋳造欠陥を除去し材料特性を保
証すると同時に、高温下での熱処理により組織を安定化
する効果がある。
を行う。ＨＩＰ処理は、鋳造欠陥を除去し材料特性を保
証すると同時に、高温下での熱処理により組織を安定化
する効果がある。
【００３０】しかし、ＨＩＰ処理温度が８００℃未満で
は、変形抵抗が十分に低下していないため、欠陥を除去
できない恐れがある。また上述組成の合金の最高使用温
度以上の温度で組織の安定化を図る必要性から８００℃
以上が必要である。一方、温度が１４００℃以上になる
と、状態図上でα相単相域となるため、組織が粗大とな
り機械的性質を劣化させる。従って、ＨＩＰ温度は８０
０〜１４００℃に規定する。さらに好ましい範囲は１１
００℃〜１３５０℃である。
は、変形抵抗が十分に低下していないため、欠陥を除去
できない恐れがある。また上述組成の合金の最高使用温
度以上の温度で組織の安定化を図る必要性から８００℃
以上が必要である。一方、温度が１４００℃以上になる
と、状態図上でα相単相域となるため、組織が粗大とな
り機械的性質を劣化させる。従って、ＨＩＰ温度は８０
０〜１４００℃に規定する。さらに好ましい範囲は１１
００℃〜１３５０℃である。
【００３１】圧力については、１０００気圧未満では変
形抵抗が十分に低下していないため、鋳造欠陥を除去で
きない可能性がある。従って、圧力は１０００気圧以上
に規定する必要がある。なお、２０００気圧を超えると
多大な操業コストを必要とし、現実的ではないので通常
は２０００気圧以下で行われる。
形抵抗が十分に低下していないため、鋳造欠陥を除去で
きない可能性がある。従って、圧力は１０００気圧以上
に規定する必要がある。なお、２０００気圧を超えると
多大な操業コストを必要とし、現実的ではないので通常
は２０００気圧以下で行われる。
【００３２】処理時間については、特に制限はなく、中
間素材の大きさ及び形状に応じて適宜設定される。しか
し、５時間を超える長時間の熱処理は多大な操業コスト
を必要とするばかりでなく生産性の面でも有用でない。
一方、通常の製品であれば５時間で十分な効果を得るこ
とができる。好ましくは４時間以内である。
間素材の大きさ及び形状に応じて適宜設定される。しか
し、５時間を超える長時間の熱処理は多大な操業コスト
を必要とするばかりでなく生産性の面でも有用でない。
一方、通常の製品であれば５時間で十分な効果を得るこ
とができる。好ましくは４時間以内である。
【００３３】
【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。
【００３４】表１及び２に示す合金番号ｌ〜３１の合金
を、比消耗電極式アルゴンアーク溶解炉にて150mm ×40
mm×25mmのインゴットに溶製した。これらのインゴット
を約８０ｇのブロックに切断したものを溶解素材とし、
直径10mm、長さ70mmのグラファイト製鋳型に鋳造し、丸
棒を得た。なお、合金番号１〜４は本発明の範囲内の実
施例、合金番号５〜３１は比較例である。また、比較例
のうち番号２３は特開平３−１１５５３９号公報に記載
された組成範囲内のもの、番号２４は特開平４−８８１
４０号公報に記載された組成範囲内のもの、番号２５は
米国特許第４２９４６１５号に記載された組成範囲内の
ものである。
を、比消耗電極式アルゴンアーク溶解炉にて150mm ×40
mm×25mmのインゴットに溶製した。これらのインゴット
を約８０ｇのブロックに切断したものを溶解素材とし、
直径10mm、長さ70mmのグラファイト製鋳型に鋳造し、丸
棒を得た。なお、合金番号１〜４は本発明の範囲内の実
施例、合金番号５〜３１は比較例である。また、比較例
のうち番号２３は特開平３−１１５５３９号公報に記載
された組成範囲内のもの、番号２４は特開平４−８８１
４０号公報に記載された組成範囲内のもの、番号２５は
米国特許第４２９４６１５号に記載された組成範囲内の
ものである。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】 次に、これらの丸棒の内部に含まれる鋳造欠陥を除去す
るため１１００℃、４時間、２０００気圧の条件下でＨ
ＩＰ処理を施した。
るため１１００℃、４時間、２０００気圧の条件下でＨ
ＩＰ処理を施した。
【００３７】その後、これらの丸棒から平行部径4mm 、
ゲージ長さ10mmの引張試験片及び硬度測定用試験片を切
出し、引張特性及び硬度を測定した。引張試験はクロス
ヘッドアスピード0.15mm/secにて、また硬度測定は室温
及び８００℃にて行った。
ゲージ長さ10mmの引張試験片及び硬度測定用試験片を切
出し、引張特性及び硬度を測定した。引張試験はクロス
ヘッドアスピード0.15mm/secにて、また硬度測定は室温
及び８００℃にて行った。
【００３８】引張試験及び硬度測定の結果を表３及び４
に示す。また、常温における強度延性バランスを図１
に、高温硬度と常温延性のバランスを図２に示す。
に示す。また、常温における強度延性バランスを図１
に、高温硬度と常温延性のバランスを図２に示す。
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】 これらの結果から、本発明の範囲内でＺｒが添加された
合金番号１〜４の合金材が、比較例である他の合金材に
比べ、常温での強度・延性バランスに優れ、しかも高温
においても優れた硬度を維持していることがわかる。特
に、Ｚｒ含有量が２．０原子％及び２．８原子％の合金
番号３及び４では、常温延性０．８％以上、０．２％耐
力５００ＭＰａ以上、８００℃におけるビッカース硬度
が２２０以上という優れた特性を有していることがわか
る。
合金番号１〜４の合金材が、比較例である他の合金材に
比べ、常温での強度・延性バランスに優れ、しかも高温
においても優れた硬度を維持していることがわかる。特
に、Ｚｒ含有量が２．０原子％及び２．８原子％の合金
番号３及び４では、常温延性０．８％以上、０．２％耐
力５００ＭＰａ以上、８００℃におけるビッカース硬度
が２２０以上という優れた特性を有していることがわか
る。
【００４１】Ｔｉ−４８at％Ａｌ組成にＺｒを２原子％
添加した合金番号３の組成の合金を１１００℃×４時間
の条件でＨＩＰ処理した場合のミクロ組織（ＳＥＭ反射
電子像）の写真を図３に示す。この写真から明らかなよ
うに、この場合のミクロ組織は、α2 相とγ相との積層
ラメラー組織と、このラメラー組織をネットワーク状に
取り巻くγ単相領域とからなっており、ＥＤＸによる成
分分析の結果から、ラメラー組織間に分布しているγ単
相領域（白く輝いて見える）にはＺｒが能かしているこ
とが判明した。
添加した合金番号３の組成の合金を１１００℃×４時間
の条件でＨＩＰ処理した場合のミクロ組織（ＳＥＭ反射
電子像）の写真を図３に示す。この写真から明らかなよ
うに、この場合のミクロ組織は、α2 相とγ相との積層
ラメラー組織と、このラメラー組織をネットワーク状に
取り巻くγ単相領域とからなっており、ＥＤＸによる成
分分析の結果から、ラメラー組織間に分布しているγ単
相領域（白く輝いて見える）にはＺｒが能かしているこ
とが判明した。
【００４２】一方、Ｚｒを含まないＴｉ−４８at％Ａｌ
組成の合金番号２７（比較例）を同じ条件でＨＩＰ処理
した場合のミクロ組織の写真を図４に示すが、図３で確
認されたような白く輝く領域は見られず、灰色のγ単相
領域と、α2 相とγ相との積層ラメラー組織とが単純に
混在組織となっていることが確認された。
組成の合金番号２７（比較例）を同じ条件でＨＩＰ処理
した場合のミクロ組織の写真を図４に示すが、図３で確
認されたような白く輝く領域は見られず、灰色のγ単相
領域と、α2 相とγ相との積層ラメラー組織とが単純に
混在組織となっていることが確認された。
【００４３】なお、特開平３−１１５５３９号公報、特
開平４−８８１４０号公報及び米国特許第４２９４６１
５号にそれぞれ記載されている組成の合金番号２３、２
４、２５では、強度・延性のバランスが十分とはいえ
ず、鋳造後、ＨＩＰ処理を行うという本発明の製造方法
では優れた特性を得ることができなことが確認された。
開平４−８８１４０号公報及び米国特許第４２９４６１
５号にそれぞれ記載されている組成の合金番号２３、２
４、２５では、強度・延性のバランスが十分とはいえ
ず、鋳造後、ＨＩＰ処理を行うという本発明の製造方法
では優れた特性を得ることができなことが確認された。
【００４４】
【発明の効果】この発明によれば、常温延性を犠牲にす
ることなく優れた硬度を有し、さらにその硬度が高温に
おいても劣化しない強度・延性バランスに優れたＴｉＡ
ｌ基合金、及びこのような特性の合金を安価に製造する
ことができる強度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合
金材の製造方法が提供される。
ることなく優れた硬度を有し、さらにその硬度が高温に
おいても劣化しない強度・延性バランスに優れたＴｉＡ
ｌ基合金、及びこのような特性の合金を安価に製造する
ことができる強度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合
金材の製造方法が提供される。
【図１】常温における強度・延性バランスを示す図。
【図２】高温硬度と常温延性とのバランスを示す図。
【図３】本発明に係るＴｉＡｌ基合金材の金属組織写
真。
真。
【図４】比較例に係るＴｉＡｌ基合金材の金属組織写
真。
真。
Claims (2)
- 【請求項１】 原子百分率で Ａｌ：４５〜５０％ Ｚｒ：０．５〜３．０％ を含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする強度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合
金材。 - 【請求項２】 原子百分率で、Ａｌ：４５〜５０％、Ｚ
ｒ：０．５〜３．０％を含有し、残部Ｔｉおよび不可避
的不純物からなるＴｉＡｌ基合金を鋳造して中間素材を
作製し、次いで、この中間素材に対し、温度８００〜１
４００℃、圧力１０００気圧以上の範囲の条件下で熱間
等方圧プレス処理を施すことを特徴とする強度・延性バ
ランスに優れたＴｉＡｌ基合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28390093A JPH06220560A (ja) | 1992-10-19 | 1993-10-19 | 強度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28021792 | 1992-10-19 | ||
| JP4-280217 | 1992-10-19 | ||
| JP28390093A JPH06220560A (ja) | 1992-10-19 | 1993-10-19 | 強度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06220560A true JPH06220560A (ja) | 1994-08-09 |
Family
ID=26553684
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28390093A Pending JPH06220560A (ja) | 1992-10-19 | 1993-10-19 | 強度・延性バランスに優れたＴｉＡｌ基合金材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06220560A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108580770A (zh) * | 2018-03-29 | 2018-09-28 | 西北工业大学 | TiAl基合金叶片毛坯的超塑蠕变时效成形方法 |
-
1993
- 1993-10-19 JP JP28390093A patent/JPH06220560A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108580770A (zh) * | 2018-03-29 | 2018-09-28 | 西北工业大学 | TiAl基合金叶片毛坯的超塑蠕变时效成形方法 |
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