JPH06240428A - Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法Info
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- JPH06240428A JPH06240428A JP2812193A JP2812193A JPH06240428A JP H06240428 A JPH06240428 A JP H06240428A JP 2812193 A JP2812193 A JP 2812193A JP 2812193 A JP2812193 A JP 2812193A JP H06240428 A JPH06240428 A JP H06240428A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 常温伸び2.0 ％以上、800 ℃における0.2 ％
耐力30kgf/mm2 以上、破壊靱性値50 kgf/mm3/2以上の特
性を有するTi−Al系金属間化合物基合金を製造する。 【構成】 原子％で、Al: 46〜51％、残部TiのTi−Al系
金属間化合物基合金(Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Siおよ
びTaのうちの一種または二種以上を合計量で５％以下含
んでもよい) 、残部TiのTi−Al系金属間化合物基合金を
次の条件下で低温強加工する。 加工温度: 850 ℃以上、1200℃未満 加工度 : 75％以上 保持温度: T1 (℃) 保持時間: 0.5 時間以上 冷却 : 空冷または徐冷 Ｔ1 ＝｛1226＋37×(X−46) ｝±40、ただし、X : Al原
子％
耐力30kgf/mm2 以上、破壊靱性値50 kgf/mm3/2以上の特
性を有するTi−Al系金属間化合物基合金を製造する。 【構成】 原子％で、Al: 46〜51％、残部TiのTi−Al系
金属間化合物基合金(Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Siおよ
びTaのうちの一種または二種以上を合計量で５％以下含
んでもよい) 、残部TiのTi−Al系金属間化合物基合金を
次の条件下で低温強加工する。 加工温度: 850 ℃以上、1200℃未満 加工度 : 75％以上 保持温度: T1 (℃) 保持時間: 0.5 時間以上 冷却 : 空冷または徐冷 Ｔ1 ＝｛1226＋37×(X−46) ｝±40、ただし、X : Al原
子％
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ti−Al系金属間化合物
基合金の製造方法、特に軽量耐熱材料としてジェットエ
ンジンのエンジンケース、コンプレッサブレードおよび
ベーン、自動車エンジンの排気バルブおよびピストンピ
ン、およびスペースプレーンや超音速航空機の外板、さ
らにボイラーの耐熱管、タービンブレードにも使用が考
えられるTiAlおよびTi3Al の金属間化合物を含むTi−Al
系金属間化合物基合金の製造方法に関する。本発明によ
れば加工熱処理によって、常温延性、強度および靱性が
著しく改善される。
基合金の製造方法、特に軽量耐熱材料としてジェットエ
ンジンのエンジンケース、コンプレッサブレードおよび
ベーン、自動車エンジンの排気バルブおよびピストンピ
ン、およびスペースプレーンや超音速航空機の外板、さ
らにボイラーの耐熱管、タービンブレードにも使用が考
えられるTiAlおよびTi3Al の金属間化合物を含むTi−Al
系金属間化合物基合金の製造方法に関する。本発明によ
れば加工熱処理によって、常温延性、強度および靱性が
著しく改善される。
【０００２】
【従来の技術】Ti−Al系金属間化合物基合金は、金属間
化合物であるTiAl (以下、γ相という) とTi3Al ( 以
下、α2 相という) を含有するとともに、その他必要に
よりMn、Mo、Ｖ等を含有する合金であるが、α2 ＋γの
２相組織を有し軽量かつ耐熱性に優れていると言われて
いる。以下、かかるTi−Al系金属間化合物基合金をTiAl
基合金とも称する。
化合物であるTiAl (以下、γ相という) とTi3Al ( 以
下、α2 相という) を含有するとともに、その他必要に
よりMn、Mo、Ｖ等を含有する合金であるが、α2 ＋γの
２相組織を有し軽量かつ耐熱性に優れていると言われて
いる。以下、かかるTi−Al系金属間化合物基合金をTiAl
基合金とも称する。
【０００３】一方、TiAl基合金の加工や熱処理に関する
技術については情報が少ない。特開昭63−171862号公報
には、700 〜1100℃での２段階の恒温鍛造法が開示され
ている。
技術については情報が少ない。特開昭63−171862号公報
には、700 〜1100℃での２段階の恒温鍛造法が開示され
ている。
【０００４】特開平２−274307号公報には、重量％で3
4.5％Al (原子％で48.4％Al) のTiAl基合金を1200℃で
の熱間押出加工後、同じく1200℃で１時間焼鈍すること
によりラメラ粒組織のTiAl基合金が、ラメラ組織の消滅
した等軸微細粒のTiAl基合金に変化することが示されて
いる。
4.5％Al (原子％で48.4％Al) のTiAl基合金を1200℃で
の熱間押出加工後、同じく1200℃で１時間焼鈍すること
によりラメラ粒組織のTiAl基合金が、ラメラ組織の消滅
した等軸微細粒のTiAl基合金に変化することが示されて
いる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このように、鋳造凝固
時にTiAl (γ相) とTi3Al(α2 相）の層状ラメラ組織を
有する材料 (α2 ＋γ) は常温延性が十分でないため改
善する必要があるとして上述のような方法が提案されて
いる。しかし、熱間加工により等軸微細粒組織を得るこ
とにより常温延性が改善するとしても（特開平２−2743
07号公報参照) 、この組織でも十分な破壊靱性、高温強
度は得られない。
時にTiAl (γ相) とTi3Al(α2 相）の層状ラメラ組織を
有する材料 (α2 ＋γ) は常温延性が十分でないため改
善する必要があるとして上述のような方法が提案されて
いる。しかし、熱間加工により等軸微細粒組織を得るこ
とにより常温延性が改善するとしても（特開平２−2743
07号公報参照) 、この組織でも十分な破壊靱性、高温強
度は得られない。
【０００６】今日、その実用上の観点からTiAl基合金と
しては、常温伸び2.0 ％以上、800℃における0.2 ％耐
力30kgf/mm2 以上、破壊靱性値50 kgf/mm3/2以上の特性
を有することが望まれる。
しては、常温伸び2.0 ％以上、800℃における0.2 ％耐
力30kgf/mm2 以上、破壊靱性値50 kgf/mm3/2以上の特性
を有することが望まれる。
【０００７】したがって、本発明の目的は、Ti−Al系金
属間化合物であるTiAlとTi3Al とを含有する合金 (TiAl
基合金) において常温延性、高温強度、破壊靱性の各特
性のバランスを改善したTi−Al系金属間化合物基合金の
製造方法を提供することである。
属間化合物であるTiAlとTi3Al とを含有する合金 (TiAl
基合金) において常温延性、高温強度、破壊靱性の各特
性のバランスを改善したTi−Al系金属間化合物基合金の
製造方法を提供することである。
【０００８】本発明のより具体的な目的は、常温伸び2.
0 ％以上、800 ℃における0.2 ％耐力30kgf/mm2 以上、
破壊靱性値50 kgf/mm3/2以上の特性を有するTi−Al系金
属間化合物基合金の製造方法を提供することである。
0 ％以上、800 ℃における0.2 ％耐力30kgf/mm2 以上、
破壊靱性値50 kgf/mm3/2以上の特性を有するTi−Al系金
属間化合物基合金の製造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】図１はTi−Al系合金の状
態図の一部拡大図であって、これからも分かるように、
このTiAl基合金では、1130℃(1400K) 以上でTi固溶体で
あるα相 (α−Ti) が存在し、冷却するにしたがって、
α→α2 ＋γの反応が起こり、常温ではα2 ＋γの２相
組織を有する。
態図の一部拡大図であって、これからも分かるように、
このTiAl基合金では、1130℃(1400K) 以上でTi固溶体で
あるα相 (α−Ti) が存在し、冷却するにしたがって、
α→α2 ＋γの反応が起こり、常温ではα2 ＋γの２相
組織を有する。
【００１０】しかしながら、かかるTiAl基合金において
は、α相からγ相およびα2 相が析出する速度に対する
検討は行われておらず、比較的速い冷却速度条件の材料
でしか機械的特性は調査されていない。例えば、50℃／
sec というこの比較的速い冷却速度で冷却すると、鋳造
材でも47〜50at％Al−Tiの範囲において、常温延性が出
現すると言われている。
は、α相からγ相およびα2 相が析出する速度に対する
検討は行われておらず、比較的速い冷却速度条件の材料
でしか機械的特性は調査されていない。例えば、50℃／
sec というこの比較的速い冷却速度で冷却すると、鋳造
材でも47〜50at％Al−Tiの範囲において、常温延性が出
現すると言われている。
【００１１】しかし、その後の詳細な検討の結果、かか
る場合には常温延性は出現するものの、その値は十分と
は言えず、むしろ冷却速度が速いことが悪影響を及ぼし
ていることがわかってきた。つまり、このような急冷を
行うと、材料中に歪が残存するため、かえって延性が低
下するのである。
る場合には常温延性は出現するものの、その値は十分と
は言えず、むしろ冷却速度が速いことが悪影響を及ぼし
ていることがわかってきた。つまり、このような急冷を
行うと、材料中に歪が残存するため、かえって延性が低
下するのである。
【００１２】なお、このような成分系における鋳造凝固
時の組織、つまり、油冷、水冷の冷却速度で冷却して得
られた組織は全面にγ相とα2 相が層状になったラメラ
組織を呈しており、延性は不十分である。
時の組織、つまり、油冷、水冷の冷却速度で冷却して得
られた組織は全面にγ相とα2 相が層状になったラメラ
組織を呈しており、延性は不十分である。
【００１３】本発明者らは、特願平４−169278号におい
て、Ti−Al系金属間化合物基合金の製造法を提案した。
この発明により加工と熱処理を組合せた加工熱処理を
行うこと、その際に、加工温度と熱処理温度との温度
差を小さくし、かつその熱処理を (α＋γ) 二相域の
α相とγ相の量比が等しくなる温度で、所定時間以上行
うことにより、ラメラ粒と等軸γ粒とが極めて均一に分
散した組織が得られその結果、常温延性、高温強度そし
て破壊靱性のバランスに優れたTi−Al系金属間化合物基
合金を製造することができる。
て、Ti−Al系金属間化合物基合金の製造法を提案した。
この発明により加工と熱処理を組合せた加工熱処理を
行うこと、その際に、加工温度と熱処理温度との温度
差を小さくし、かつその熱処理を (α＋γ) 二相域の
α相とγ相の量比が等しくなる温度で、所定時間以上行
うことにより、ラメラ粒と等軸γ粒とが極めて均一に分
散した組織が得られその結果、常温延性、高温強度そし
て破壊靱性のバランスに優れたTi−Al系金属間化合物基
合金を製造することができる。
【００１４】しかし、この方法では加工温度が1200℃以
上と高いため、恒温鍛造法を活用する際には、IN100 に
代表される耐熱Ni基超合金で作製された金型は使用でき
ずさらに耐熱性に優れるMo合金を使用せざるを得ない。
ところが、このような高温で加工しようとすると、被加
工材の酸化が著しくなるだけでなく、Mo合金も酸化によ
り昇華してしまう。したがって、恒温鍛造を真空中ある
いは不活性ガス雰囲気中で行なわざるを得ない。上述の
1200℃以上での加工が必要とした理由について、1200℃
未満のような低温で割れの生じない歪速度で圧下率50％
程度の加工を施してもこの発明の特徴である、均一微細
組織が得られないためである。そこで、さらに検討を重
ねた結果、1200℃未満の低温加工でも75％以上の高い加
工度をとれば均一微細組織が得られることを見い出し、
本発明を完成した。
上と高いため、恒温鍛造法を活用する際には、IN100 に
代表される耐熱Ni基超合金で作製された金型は使用でき
ずさらに耐熱性に優れるMo合金を使用せざるを得ない。
ところが、このような高温で加工しようとすると、被加
工材の酸化が著しくなるだけでなく、Mo合金も酸化によ
り昇華してしまう。したがって、恒温鍛造を真空中ある
いは不活性ガス雰囲気中で行なわざるを得ない。上述の
1200℃以上での加工が必要とした理由について、1200℃
未満のような低温で割れの生じない歪速度で圧下率50％
程度の加工を施してもこの発明の特徴である、均一微細
組織が得られないためである。そこで、さらに検討を重
ねた結果、1200℃未満の低温加工でも75％以上の高い加
工度をとれば均一微細組織が得られることを見い出し、
本発明を完成した。
【００１５】ここに、本発明の要旨は、原子％で、Al:
46〜51％、残部TiのTi−Al系金属間化合物基合金、また
は、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、SiおよびTaのうちの一種
または二種以上を合計量で、５％以下、Al:46 〜51％、
残部TiのTi−Al系金属間化合物基合金に対し、850 ℃以
上1200℃未満の温度域で75％以上の加工を施した後、下
記(1) 式で示した温度範囲で0.5 時間以上保持し、次い
で空冷または徐冷することを特徴とするTi−Al系金属間
化合物基合金の製造方法である。
46〜51％、残部TiのTi−Al系金属間化合物基合金、また
は、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、SiおよびTaのうちの一種
または二種以上を合計量で、５％以下、Al:46 〜51％、
残部TiのTi−Al系金属間化合物基合金に対し、850 ℃以
上1200℃未満の温度域で75％以上の加工を施した後、下
記(1) 式で示した温度範囲で0.5 時間以上保持し、次い
で空冷または徐冷することを特徴とするTi−Al系金属間
化合物基合金の製造方法である。
【００１６】 Ｔ1 ＝｛1226＋37×(X−46) ｝±40 ・・・・(1) ただし、X : Al原子％ 本発明によれば、加工温度が1200℃未満の加工設備がよ
り簡便な恒温鍛造法であっても、特願平４−169278号に
開示した方法と同様に、ラメラ粒と等軸γ粒とが均一に
分散した組織が得られ、その結果、常温延性、高温強
度、そして破壊靱性がバランスよく実現される。
り簡便な恒温鍛造法であっても、特願平４−169278号に
開示した方法と同様に、ラメラ粒と等軸γ粒とが均一に
分散した組織が得られ、その結果、常温延性、高温強
度、そして破壊靱性がバランスよく実現される。
【００１７】
【作用】次に、添付図面を参照して本発明をさらに説明
する。図２(a) 、(b) は、本発明方法でのヒートパター
ン (パターンI とパターンII) をそれぞれ示す線図であ
り、図中、所定組織のTi−Al系金属間化合物基合金を85
0 ℃以上1200℃未満で75％以上加工してから、図２(a)
のパターンI の場合には一旦800 ℃以下、例えば室温に
まで冷却してから再び加熱して、あるいは図２(b) のパ
ターンIIの場合には加工に引き続いて加熱して、前述の
式(1) で規定されるT1の温度範囲で0.5 時間以上の熱処
理を施し、空冷または徐冷するものである。
する。図２(a) 、(b) は、本発明方法でのヒートパター
ン (パターンI とパターンII) をそれぞれ示す線図であ
り、図中、所定組織のTi−Al系金属間化合物基合金を85
0 ℃以上1200℃未満で75％以上加工してから、図２(a)
のパターンI の場合には一旦800 ℃以下、例えば室温に
まで冷却してから再び加熱して、あるいは図２(b) のパ
ターンIIの場合には加工に引き続いて加熱して、前述の
式(1) で規定されるT1の温度範囲で0.5 時間以上の熱処
理を施し、空冷または徐冷するものである。
【００１８】本発明におけるこのような低温度高加工度
という特徴から、素材に高歪量が与えられ、高歪量が残
存するため予想外にラメラ粒と等軸γ粒とが均一微細に
分散するのである。
という特徴から、素材に高歪量が与えられ、高歪量が残
存するため予想外にラメラ粒と等軸γ粒とが均一微細に
分散するのである。
【００１９】ここで、本発明において合金組成、加工条
件および熱処理条件を前述のように限定した理由を説明
する。なお、本明細書において、特にことわりがない限
り、「％」は「原子％」である。本発明において対象と
するのは、Al: 46〜51原子％ (重量％でほぼ32.4〜37.0
％に相当) 、残部TiのTi−Al二元系金属間化合物基合金
である。
件および熱処理条件を前述のように限定した理由を説明
する。なお、本明細書において、特にことわりがない限
り、「％」は「原子％」である。本発明において対象と
するのは、Al: 46〜51原子％ (重量％でほぼ32.4〜37.0
％に相当) 、残部TiのTi−Al二元系金属間化合物基合金
である。
【００２０】Alを46〜51原子％に限定するのは、本発明
方法を適用したときに、Alが46％未満あるいは51％超で
あると、冷却したときα2 相あるいはγ相の量が過多に
なり、本発明の所期の目的とする特性が得られないため
である。合金の機械的特性をさらに改善するために、Ti
の一部は、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Si、およびTaのう
ちの一種または二種以上によって合計量５原子％まで置
換されてもよいが、これらの合計量が５原子％を超える
と、得られる合金の機械加工性がむしろ劣化する。
方法を適用したときに、Alが46％未満あるいは51％超で
あると、冷却したときα2 相あるいはγ相の量が過多に
なり、本発明の所期の目的とする特性が得られないため
である。合金の機械的特性をさらに改善するために、Ti
の一部は、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Si、およびTaのう
ちの一種または二種以上によって合計量５原子％まで置
換されてもよいが、これらの合計量が５原子％を超える
と、得られる合金の機械加工性がむしろ劣化する。
【００２１】このようにして用意したTi−Al系金属間化
合物基合金は850 ℃以上1200℃未満の温度範囲で加工さ
れるが、その上限温度1200℃は、この温度を越えると、
試料が著しく酸化するために制限される。また、下限温
度850 ℃は、より低温では塑性加工が材質上不可能にな
ること、歪速度が１×10-51/S 以下でないと加工できな
いという生産性の点から設定した。
合物基合金は850 ℃以上1200℃未満の温度範囲で加工さ
れるが、その上限温度1200℃は、この温度を越えると、
試料が著しく酸化するために制限される。また、下限温
度850 ℃は、より低温では塑性加工が材質上不可能にな
ること、歪速度が１×10-51/S 以下でないと加工できな
いという生産性の点から設定した。
【００２２】なお、「徐冷」には炉冷も含む。加工度は
圧下率または減面率をもって示す。850 ℃以上1200℃未
満という温度領域については図１において斜線部で表わ
す。
圧下率または減面率をもって示す。850 ℃以上1200℃未
満という温度領域については図１において斜線部で表わ
す。
【００２３】このときの加工は75％以上の加工度で行な
う必要があるが、これは加工後に熱処理したときに再結
晶により均質微細組織を形成させるためである。このと
きの加工度は圧下率または減面率で表す。加工度は合計
量であるが、１回の加工で30％以上の圧下率または減面
率を実現するのが好ましい。また加工度は高いほど熱処
理後の再結晶粒が微細になるため延性に優れる。
う必要があるが、これは加工後に熱処理したときに再結
晶により均質微細組織を形成させるためである。このと
きの加工度は圧下率または減面率で表す。加工度は合計
量であるが、１回の加工で30％以上の圧下率または減面
率を実現するのが好ましい。また加工度は高いほど熱処
理後の再結晶粒が微細になるため延性に優れる。
【００２４】なお、加工後熱処理前に図２(a) に示すパ
ターンI のように素材はいったん冷却しても、図２(b)
に示すパターンIIのようにそのまま昇温して続く熱処理
を行ってもよく、いずれの場合にあっても均一微細混合
組織は得られる。熱処理温度(T1)は、次式で表わされる
臨界温度の上側、下側に40℃の範囲内に設定した。
ターンI のように素材はいったん冷却しても、図２(b)
に示すパターンIIのようにそのまま昇温して続く熱処理
を行ってもよく、いずれの場合にあっても均一微細混合
組織は得られる。熱処理温度(T1)は、次式で表わされる
臨界温度の上側、下側に40℃の範囲内に設定した。
【００２５】 臨界温度: Ｔ＝1226＋37(X−46) (X:Al 原子％) ・・・(2) これは、熱処理時に平衡するα相、γ相の体積量がほぼ
等しく、お互いの結晶粒成長を抑制し、冷却に際して局
部的に粗大なα2 粒、γ粒の形成を防止するためであ
る。その結果、本発明によれば、均一微細混合組織が得
られる。
等しく、お互いの結晶粒成長を抑制し、冷却に際して局
部的に粗大なα2 粒、γ粒の形成を防止するためであ
る。その結果、本発明によれば、均一微細混合組織が得
られる。
【００２６】熱処理温度(T1)が臨界温度Ｔ±40℃の範囲
を外れると、γ相とα相の体積比が１から大きくずれる
ため、組織の均質性が失われる。熱処理温度はできるだ
け臨界温度(T) と等しいことが望ましい(T＝T1) 。した
がって、本発明において熱処理温度T1の範囲は前述の式
(1) によって規定される。
を外れると、γ相とα相の体積比が１から大きくずれる
ため、組織の均質性が失われる。熱処理温度はできるだ
け臨界温度(T) と等しいことが望ましい(T＝T1) 。した
がって、本発明において熱処理温度T1の範囲は前述の式
(1) によって規定される。
【００２７】熱処理時間は、0.5 時間未満であると均一
微細混合組織 (等軸粒＋ラメラ粒）が得られない。よっ
て、熱処理時間の下限は０．５ 時間とした。前述の式
(1) で規定される温度の範囲内であれば、熱処理時間が
長くともγ／α＝１近傍であるため、粒成長はほとんど
観察されず、何ら特性上問題となるものではないが、生
産性の点からは24時間で充分である。
微細混合組織 (等軸粒＋ラメラ粒）が得られない。よっ
て、熱処理時間の下限は０．５ 時間とした。前述の式
(1) で規定される温度の範囲内であれば、熱処理時間が
長くともγ／α＝１近傍であるため、粒成長はほとんど
観察されず、何ら特性上問題となるものではないが、生
産性の点からは24時間で充分である。
【００２８】熱処理後の冷却は、空冷または徐冷( 炉
冷、断熱材に包んで行う徐冷を含む)によって行う。こ
れは、高温固溶相であるα相からの冷却中にγ相および
α2 相を十分に析出させ、 (α2 ＋γ) の変態ラメラ粒
を形成させるためである。
冷、断熱材に包んで行う徐冷を含む)によって行う。こ
れは、高温固溶相であるα相からの冷却中にγ相および
α2 相を十分に析出させ、 (α2 ＋γ) の変態ラメラ粒
を形成させるためである。
【００２９】かくして、本発明によれば、常温延性、高
温強度、破壊靱性のバランスに優れた特性を有するTi−
Al系金属間化合物基合金が製造される。次に、実施例に
よって本発明をさらに具体的に説明する。
温強度、破壊靱性のバランスに優れた特性を有するTi−
Al系金属間化合物基合金が製造される。次に、実施例に
よって本発明をさらに具体的に説明する。
【００３０】
【実施例】消耗電極式Arアークスカル溶解法で表１に示
す成分の各合金を溶製した。各インゴットより40×40×
80(mm)のブロックを切り出し、表面に潤滑剤として窒化
ボロンを塗布、乾燥させた後、各温度で恒温鍛造を実施
して加工した。
す成分の各合金を溶製した。各インゴットより40×40×
80(mm)のブロックを切り出し、表面に潤滑剤として窒化
ボロンを塗布、乾燥させた後、各温度で恒温鍛造を実施
して加工した。
【００３１】このときの恒温鍛造条件と得られた鍛造材
の常温引張伸び、800 ℃における0.2 ％耐力、常温の破
壊靱性値を表２および表３にまとめて示す。なお、加工
度は、圧下率で示す値であり、冷却速度は炉冷、空冷、
断熱材で包むなどして調整した。
の常温引張伸び、800 ℃における0.2 ％耐力、常温の破
壊靱性値を表２および表３にまとめて示す。なお、加工
度は、圧下率で示す値であり、冷却速度は炉冷、空冷、
断熱材で包むなどして調整した。
【００３２】その他の試験条件は次の通りであった。 引張試験:常温および800 ℃の試験温度で板厚0.5 mm、
板幅２mm、平行部長さ５mmの板状試験片をε＝10-4 1/S
の歪み速度で引張試験を実施した。 破壊靱性試験:ＣＴ試験片 (ハーフサイズ) を用いた。 表２および表３に示す結果からも、本発明によれば、常
温引張伸び2.0 ％以上、800 ℃の0.2 耐力30kgf/mm2 以
上、常温破壊靱性50kgf/mm3/2 以上の特性がバランスよ
く得られることがわかる。図３は試験No.10 の本発明に
かかる方法により製造された合金の金属顕微鏡組織写真
である。本発明によれば均質微細混合組織 (等軸γ粒、
変態ラメラ粒) が生成しているのがわかる。
板幅２mm、平行部長さ５mmの板状試験片をε＝10-4 1/S
の歪み速度で引張試験を実施した。 破壊靱性試験:ＣＴ試験片 (ハーフサイズ) を用いた。 表２および表３に示す結果からも、本発明によれば、常
温引張伸び2.0 ％以上、800 ℃の0.2 耐力30kgf/mm2 以
上、常温破壊靱性50kgf/mm3/2 以上の特性がバランスよ
く得られることがわかる。図３は試験No.10 の本発明に
かかる方法により製造された合金の金属顕微鏡組織写真
である。本発明によれば均質微細混合組織 (等軸γ粒、
変態ラメラ粒) が生成しているのがわかる。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【発明の効果】本発明により目標とする機械的性質がバ
ランスよく得られるTi−Al系金属間化合物基合金の製造
が可能になり、Ti−Al系合金の産業上の利用分野が広が
る。
ランスよく得られるTi−Al系金属間化合物基合金の製造
が可能になり、Ti−Al系合金の産業上の利用分野が広が
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】斜線領域で加工温度範囲を示すTi−Alの二元系
状態図である。
状態図である。
【図２】図２(a) 、(b) は、いずれも本発明における加
工熱処理ヒートパターンを示す線図である。
工熱処理ヒートパターンを示す線図である。
【図３】実施例における本発明方法により製造された合
金材の光学金属顕微鏡組織写真である。
金材の光学金属顕微鏡組織写真である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年３月３日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図３
【補正方法】変更
【補正内容】
【図３】
Claims (1)
- 【請求項１】 原子％で、Al: 46〜51％、残部TiのTi−
Al系金属間化合物基合金、または、Mo、Mn、Ｖ、Cr、N
b、Ｗ、SiおよびTaのうちの一種または二種以上を合計
量で５％以下、Al:46 〜51％、残部TiのTi−Al系金属間
化合物基合金に対し、850 ℃以上、1200℃未満の温度範
囲で75％以上の加工を施した後、下記(1) 式のT1 (℃)
の温度範囲で0.5 時間以上保持し、次いで、空冷または
徐冷することを特徴とする、Ti−Al系金属間化合物基合
金の製造方法。 Ｔ1 ＝｛1226＋37×(X−46) ｝±40 ・・・・(1) ただし、X : Al原子％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2812193A JPH06240428A (ja) | 1993-02-17 | 1993-02-17 | Ｔｉ−Ａｌ系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 |
|---|---|---|---|
| JP2812193A JPH06240428A (ja) | 1993-02-17 | 1993-02-17 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06240428A true JPH06240428A (ja) | 1994-08-30 |
Family
ID=12239972
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2812193A Withdrawn JPH06240428A (ja) | 1993-02-17 | 1993-02-17 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06240428A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996030552A1 (en) * | 1995-03-28 | 1996-10-03 | Alliedsignal Inc. | Castable gamma titanium-aluminide alloy containing niobium, chromium and silicon |
| EP0926252A1 (en) * | 1997-12-26 | 1999-06-30 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Titanium aluminide for precision casting and method of casting titanium aluminide |
| WO2000020652A1 (en) * | 1998-09-14 | 2000-04-13 | Alliedsignal Inc. | Creep resistant gamma titanium aluminide alloy |
| CN1322156C (zh) * | 2003-12-24 | 2007-06-20 | 中国科学院金属研究所 | 一种钛三铝基合金及其制备方法 |
| JP2017094392A (ja) * | 2015-09-17 | 2017-06-01 | ライストリッツ トゥルビネンテヒニーク ゲーエムベーハーＬｅｉｓｔｒｉｔｚ Ｔｕｒｂｉｎｅｎｔｅｃｈｎｉｋ ＧｍｂＨ | ピストンエンジン及びガスタービン用の高負荷容量部品を生成するため、α＋γチタンアルミ合金からプリフォームを生成する方法 |
| CN113215443A (zh) * | 2021-04-23 | 2021-08-06 | 广东省科学院材料与加工研究所 | 一种纳米颗粒增强球形Ti粉复合材料及其制备方法 |
-
1993
- 1993-02-17 JP JP2812193A patent/JPH06240428A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996030552A1 (en) * | 1995-03-28 | 1996-10-03 | Alliedsignal Inc. | Castable gamma titanium-aluminide alloy containing niobium, chromium and silicon |
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| US6165414A (en) * | 1997-12-26 | 2000-12-26 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Titanium aluminide for precision casting and method of casting using titanium aluminide |
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