JPH0674469B2 - 常温破壊靭性、耐高温酸化性および高温強度に優れたＴｉＡ▲ｌ▼基耐熱合金 - Google Patents
常温破壊靭性、耐高温酸化性および高温強度に優れたＴｉＡ▲ｌ▼基耐熱合金Info
- Publication number
- JPH0674469B2 JPH0674469B2 JP20701889A JP20701889A JPH0674469B2 JP H0674469 B2 JPH0674469 B2 JP H0674469B2 JP 20701889 A JP20701889 A JP 20701889A JP 20701889 A JP20701889 A JP 20701889A JP H0674469 B2 JPH0674469 B2 JP H0674469B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- tial
- high temperature
- fracture toughness
- strength
- room temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ この発明は、常温破壊靱性、耐高温酸化性および高温強
度に優れたTiAl基耐熱合金に関するものである。
度に優れたTiAl基耐熱合金に関するものである。
［従来の技術］ 金属間化合物であるTiAl基合金は、次のような特徴を有
している。
している。
（１）軽量である。即ち、TiAl基合金の比重は、約3.7
であり、ニッケル基超合金の比重の半分以下である。
であり、ニッケル基超合金の比重の半分以下である。
（２）優れた高温強度を有している。即ち、TiAl基合金
は800℃付近の温度域まで、室温におけると同程度の降
伏強度およびヤング率を有している。
は800℃付近の温度域まで、室温におけると同程度の降
伏強度およびヤング率を有している。
このように、軽量でしかも優れた高温強度を有するTiAl
基合金を、例えば、タービンブレード用材料として使用
されている。ニッケル基超合金やセラミックスに代えて
実用化するための研究が、近年行なわれている。
基合金を、例えば、タービンブレード用材料として使用
されている。ニッケル基超合金やセラミックスに代えて
実用化するための研究が、近年行なわれている。
［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、従来のTiAl基合金は、以下に述べる理由
によって、まだ高温用材料として実用化されていない。
によって、まだ高温用材料として実用化されていない。
（１）常温破壊靱性が十分でない。即ち、TiAl基合金の
常温破壊靱性値（KICは、 であることが、1987年に東京で開催された“Internatio
nal Gas Turbine Congress"において、Y.Nishiyama氏等
によって報告された。この常温破壊靱性値は、Si3N4等
の構造用セラミックスの有する常温破壊靱性値 に比べて高いものの、更に高い常温破壊靱性値が望まれ
ている。
常温破壊靱性値（KICは、 であることが、1987年に東京で開催された“Internatio
nal Gas Turbine Congress"において、Y.Nishiyama氏等
によって報告された。この常温破壊靱性値は、Si3N4等
の構造用セラミックスの有する常温破壊靱性値 に比べて高いものの、更に高い常温破壊靱性値が望まれ
ている。
（２）耐高温酸化性が十分でない。即ち、TiAl基合金の
耐高温酸化性は、一般のチタン合金と比べて優れている
が、ニッケル基超合金と比べると、必ずしも優れていな
い。特に、900℃以上の温度域において、TiAl基合金の
耐高温酸化性が著しく低下すること、および、TiAl基合
金の耐高温酸化性は、ニオブを添加することによって、
大幅に改善されることが知られている。しかしながら、
ニオブを添加しても、TiAl基合金の高温強度は高くなら
ない。
耐高温酸化性は、一般のチタン合金と比べて優れている
が、ニッケル基超合金と比べると、必ずしも優れていな
い。特に、900℃以上の温度域において、TiAl基合金の
耐高温酸化性が著しく低下すること、および、TiAl基合
金の耐高温酸化性は、ニオブを添加することによって、
大幅に改善されることが知られている。しかしながら、
ニオブを添加しても、TiAl基合金の高温強度は高くなら
ない。
（３）高温強度が必ずしも高くない。即ち、TiAl基合金
は、上述したように、800℃付近の温度域まで、室温に
おけると同程度の降伏強度を示すが、この値は必ずしも
高くなく、高々390MPaである。700から1,100℃の温度範
囲内における、引張り強度、圧縮強度またはクリープ破
断強度等の強度特性値を、比重で除した得た値、即ち、
比強度について、TiAl基合金とインコネル713合金等の
ニッケル基超合金とを比較してみても、両者の間に殆ん
ど差がなく、常温における延性および靱性において、ニ
ッケル基超合金の方が勝る点を勘案すると、従来のTiAl
基合金がニッケル基超合金の代りをする可能性は少な
い。
は、上述したように、800℃付近の温度域まで、室温に
おけると同程度の降伏強度を示すが、この値は必ずしも
高くなく、高々390MPaである。700から1,100℃の温度範
囲内における、引張り強度、圧縮強度またはクリープ破
断強度等の強度特性値を、比重で除した得た値、即ち、
比強度について、TiAl基合金とインコネル713合金等の
ニッケル基超合金とを比較してみても、両者の間に殆ん
ど差がなく、常温における延性および靱性において、ニ
ッケル基超合金の方が勝る点を勘案すると、従来のTiAl
基合金がニッケル基超合金の代りをする可能性は少な
い。
しかしながら、TiAl基合金の高温強度を高めて、その比
強度を増大させれば、ある程度の延性および靱性が要求
される部材の材料として、ニッケル基超合金の代りにTi
Al基合金が使用される可能性がある。また、TiAl基合金
は、セラミックスより延性および靱性に優れていること
を考慮すれば、700から1,000℃の温度範囲内で使用され
る構造用セラミックスの代りに、TiAl基合金が使用され
る可能性がある。
強度を増大させれば、ある程度の延性および靱性が要求
される部材の材料として、ニッケル基超合金の代りにTi
Al基合金が使用される可能性がある。また、TiAl基合金
は、セラミックスより延性および靱性に優れていること
を考慮すれば、700から1,000℃の温度範囲内で使用され
る構造用セラミックスの代りに、TiAl基合金が使用され
る可能性がある。
TiAl基合金の高温強度に及ぼす合金元素の効果につい
て、1981年10月13日付のアメリカ特許No.4,294,615に、
次のような事項が開示されている：即ち、Ti−31から36
wt.％のAl−0.1から4wt.％のＶ系のTiAl基合金は、高温
強度および常温延性に優れており、そして、前記TiAl基
合金に0.1wt.％の炭素を添加すると、そのクリープ破断
強度が向上する（以下“先行技術”という）。
て、1981年10月13日付のアメリカ特許No.4,294,615に、
次のような事項が開示されている：即ち、Ti−31から36
wt.％のAl−0.1から4wt.％のＶ系のTiAl基合金は、高温
強度および常温延性に優れており、そして、前記TiAl基
合金に0.1wt.％の炭素を添加すると、そのクリープ破断
強度が向上する（以下“先行技術”という）。
しかしながら、上述した先行技術のTiAl基合金の比強度
は、ニッケル基超合金の比強度とほぼ等しく、不十分で
ある。
は、ニッケル基超合金の比強度とほぼ等しく、不十分で
ある。
このようなことから、常温破壊靱性値が 以上、820℃の温度における100時間クリープ破断強度
が、従来のTiAl基合金よりも高く、そして、大気中にお
いて900℃の温度500時間加熱後の板厚減少量が、片面当
り0.1mm以下の、常温破壊靱性、耐高温酸化性および高
温強度に優れたTiAl基耐熱合金の開発が強く望まれてい
るが、かかる特性を有するTiAl基合金は、まだ提案され
ていない。
が、従来のTiAl基合金よりも高く、そして、大気中にお
いて900℃の温度500時間加熱後の板厚減少量が、片面当
り0.1mm以下の、常温破壊靱性、耐高温酸化性および高
温強度に優れたTiAl基耐熱合金の開発が強く望まれてい
るが、かかる特性を有するTiAl基合金は、まだ提案され
ていない。
従って、この発明の目的は、常温破壊靱性値が 以上、820℃の温度における100時間クリープ破断強度
が、従来のTiAl基合金よりも高く、そして、大気中にお
いて900℃の温度に500時間加熱後の板厚減少量が、片面
当り0.1mm以下の、常温破壊靱性、耐高温酸化性および
高温強度に優れたTiAl基耐熱合金を提供することにあ
る。
が、従来のTiAl基合金よりも高く、そして、大気中にお
いて900℃の温度に500時間加熱後の板厚減少量が、片面
当り0.1mm以下の、常温破壊靱性、耐高温酸化性および
高温強度に優れたTiAl基耐熱合金を提供することにあ
る。
［課題を解決するための手段］ 第１発明は、 アルミニウム:29から35wt.％、 ニオブ :0.5から20wt.％、 シリコン :0.5超から1.8wt.％、 残り、チタンおよび不可避的不純物、 からなることに特徴を有し、 第２発明は、 アルミニウム:29から35wt.％、 ニオブ :0.5から20wt.％、 および ジルコニウム:0.3から5.5wt.％、 残り、チタンおよび不可避的不純物 から成ることに特徴を有し、そして、 第３発明は、 アルミニウム:29から35wt.％、 ニオブ :0.5から20wt.％、 シリコン :0.5超から1.8wt.％、 および ジルコニウム:0.3から5.5wt.％ 残り、チタンおよび不可避的不純物 から成ることに特徴を有するものである。
我々は、上述した観点から、常温破壊靱性、耐高温酸化
性および高温強度に優れたTiAl基耐熱合金を開発すべ
く、鋭意、研究を重ねた。その結果、次の知見を得た。
即ち、所定量のニオブと、そして、所定量のシリコンお
よび所定量のジルコニウムのうちの少なくとも１つとを
TiAl基合金に添加すれば、常温破壊靱性、耐高温酸化性
および高温強度に優れたTiAl基耐熱合金を得ることがで
きる。
性および高温強度に優れたTiAl基耐熱合金を開発すべ
く、鋭意、研究を重ねた。その結果、次の知見を得た。
即ち、所定量のニオブと、そして、所定量のシリコンお
よび所定量のジルコニウムのうちの少なくとも１つとを
TiAl基合金に添加すれば、常温破壊靱性、耐高温酸化性
および高温強度に優れたTiAl基耐熱合金を得ることがで
きる。
この発明は、上述した知見に基づいてなされたものであ
る。
る。
次に、常温破壊靱性、耐高温酸化性および高温強度に優
れたこの発明のTiAl基耐熱合金の化学成分組成を、上述
した範囲内に限定した理由について、以下に述べる。
れたこの発明のTiAl基耐熱合金の化学成分組成を、上述
した範囲内に限定した理由について、以下に述べる。
（１）アルミニウム： アルミニウムは、TiAl基合金の常温破壊靱性および高温
強度を向上させる作用を有している。しかしながら、ア
ルミニウム含有量が2.9wt.％未満では、上述した作用に
所望の効果が得られない。一方、アルミニウム含有量が
35wt.％を超えても、上述した作用に格別の向上が得ら
れない。常温破壊靱性および高温強度に劣るTiAl基合金
を、構造用材料として使用するには、信頼性の確保に多
大の労力を費やす必要があるばかりか、Si3N4等の構造
用セラミックスに対する利点が小さく、本発明の目的に
そぐわない。従って、アルミニウム含有量は、29から35
wt.％の範囲内に限定すべきである。
強度を向上させる作用を有している。しかしながら、ア
ルミニウム含有量が2.9wt.％未満では、上述した作用に
所望の効果が得られない。一方、アルミニウム含有量が
35wt.％を超えても、上述した作用に格別の向上が得ら
れない。常温破壊靱性および高温強度に劣るTiAl基合金
を、構造用材料として使用するには、信頼性の確保に多
大の労力を費やす必要があるばかりか、Si3N4等の構造
用セラミックスに対する利点が小さく、本発明の目的に
そぐわない。従って、アルミニウム含有量は、29から35
wt.％の範囲内に限定すべきである。
（２）ニオブ： ニオブは、TiAl基合金の強度を向上させる作用はそれほ
どないが、TiAl基合金の耐高温酸化性を著しく向上させ
る作用を有している。しかしながら、ニオブ含有量が0.
5wt.％未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、ニオブ含有量が20wt.％を超えると、TiAl基
合金の比重が大きくなって軽量化が図れず、そして、Ti
Al基合金のクリープ破断強度が低下する。従って、ニオ
ブ含有量は、0.5から20wt.％の範囲内に限定すべきであ
る。
どないが、TiAl基合金の耐高温酸化性を著しく向上させ
る作用を有している。しかしながら、ニオブ含有量が0.
5wt.％未満では、上述した作用に所望の効果が得られな
い。一方、ニオブ含有量が20wt.％を超えると、TiAl基
合金の比重が大きくなって軽量化が図れず、そして、Ti
Al基合金のクリープ破断強度が低下する。従って、ニオ
ブ含有量は、0.5から20wt.％の範囲内に限定すべきであ
る。
（３）シリコン： および ジルコニウム:0.3から5.5wt.％ シリコンは、TiAl基合金の高温強度を向上させる作用を
有している。しかしながら、シリコン含有量が0.5wt.％
以下では、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、シリコン含有量が1.8wt.％を超えると、TiAl基合金
の常温破壊靱性が著しく低下する。従って、シリコン含
有量は、0.5超から1.8wt.％の範囲内に限定すべきであ
る。
有している。しかしながら、シリコン含有量が0.5wt.％
以下では、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、シリコン含有量が1.8wt.％を超えると、TiAl基合金
の常温破壊靱性が著しく低下する。従って、シリコン含
有量は、0.5超から1.8wt.％の範囲内に限定すべきであ
る。
（４）ジルコニウム： ジルコニウムは、シリコンと同様に、TiAl基合金の高温
強度を向上させる作用を有している。
強度を向上させる作用を有している。
しかしながら、ジルコニウム含有量が0.3wt.％未満で
は、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、ジ
ルコニウム含有量が5.5wt.％を超えると、TiAl基合金の
常温破壊靱性が著しく低下し、そして、TiAl基合金の比
重が大きくなって軽量化が図れない。従って、ジルコニ
ウム含有量は、0.3から5.5wt.％の範囲内に限定すべき
である。
は、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、ジ
ルコニウム含有量が5.5wt.％を超えると、TiAl基合金の
常温破壊靱性が著しく低下し、そして、TiAl基合金の比
重が大きくなって軽量化が図れない。従って、ジルコニ
ウム含有量は、0.3から5.5wt.％の範囲内に限定すべき
である。
なお、この発明においては、TiAl基合金の常温破壊靱性
が低下するのを防止する見地から、TiAl基合金中の、不
可避的不純物としての酸素、窒素および水素のそれぞれ
の含有量を、次のように限定することが望ましい。
が低下するのを防止する見地から、TiAl基合金中の、不
可避的不純物としての酸素、窒素および水素のそれぞれ
の含有量を、次のように限定することが望ましい。
酸素については、0.6wt.％以下、 窒素については、0.1wt.％以下、 および、 水素については、0.05wt.％以下。
次に、常温破壊靱性、耐高温酸化性および高温強度に優
れたこの発明のTiAl基耐熱合金を、実施例によって、更
に詳細に説明する。
れたこの発明のTiAl基耐熱合金を、実施例によって、更
に詳細に説明する。
実施例 第１表に示すように、この発明の範囲内の化学成分組成
を有するTiAl基合金、および、同じく、第１表に示すよ
うに、この発明の範囲外の化学成分組成を有するTiAl基
合金を、溶解炉内において溶解し、そして、次いで、イ
ンゴットに鋳造した。次いで、このように鋳造されたそ
れぞれのインゴットから“ASTM E−399"に基づく、この
発明の範囲内のTiAl基合金の破壊靱性試験片（以下、
“本発明試験片”という）No.13から31、および、同様
に、“ASTM E−399"に基づく、この発明の範囲外のTiAl
基合金の破壊靱性試験片（以下、“比較用試験片”とい
う）No.1から12を切り出した。
を有するTiAl基合金、および、同じく、第１表に示すよ
うに、この発明の範囲外の化学成分組成を有するTiAl基
合金を、溶解炉内において溶解し、そして、次いで、イ
ンゴットに鋳造した。次いで、このように鋳造されたそ
れぞれのインゴットから“ASTM E−399"に基づく、この
発明の範囲内のTiAl基合金の破壊靱性試験片（以下、
“本発明試験片”という）No.13から31、および、同様
に、“ASTM E−399"に基づく、この発明の範囲外のTiAl
基合金の破壊靱性試験片（以下、“比較用試験片”とい
う）No.1から12を切り出した。
次いで、“ASTM E−399"に従って、これ等の試験片の各
々について、常温破壊靱性を測定した。この測定の結果
のうち、本発明試験片No.13から31、ならびに、比較用
試験片No.4,5および７から12についての測定結果を第２
表に示す。
々について、常温破壊靱性を測定した。この測定の結果
のうち、本発明試験片No.13から31、ならびに、比較用
試験片No.4,5および７から12についての測定結果を第２
表に示す。
アルミニウム、ニオブ、シリコンおよびジルコニウムの
それぞれの含有量が、TiAl基合金の常温破壊靱性に及ぼ
す影響を明らかにするために、Ti−Al−4wt.％Nb−1wt.
％系Si系TiAl基合金である、本発明試験片No.13から17
および19、ならびに、比較用試験片No.7から９につい
て、アルミニウム含有量と常温破壊靱性との間の関係を
第１図に示し;Ti−33wt.％Al−Nb−1wt.％Si系TiAl基合
金である。本発明試験片No.15および26から30、ならび
に、比較用試験片No.5および12について、ニオブ含有量
と常温破壊靱性との間の関係を第２図に示し;Ti−33wt.
％Al−4wt.％Nb−Si系TiAl基合金である。本発明試験片
No.18から19、ならびに、比較用試験片No.14および10に
ついて、シリコン含有量と常温破壊靱性との間の関係を
第３図に示し；そして、Ti−33wt.％Al−2wt.％Nb−Zr
系TiAl基合金である。本発明試験片No.20から25、なら
びに、比較用試験片No.4および11について、ジルコニウ
ム含有量と常温破壊靱性との間の関係を第４図に示す。
それぞれの含有量が、TiAl基合金の常温破壊靱性に及ぼ
す影響を明らかにするために、Ti−Al−4wt.％Nb−1wt.
％系Si系TiAl基合金である、本発明試験片No.13から17
および19、ならびに、比較用試験片No.7から９につい
て、アルミニウム含有量と常温破壊靱性との間の関係を
第１図に示し;Ti−33wt.％Al−Nb−1wt.％Si系TiAl基合
金である。本発明試験片No.15および26から30、ならび
に、比較用試験片No.5および12について、ニオブ含有量
と常温破壊靱性との間の関係を第２図に示し;Ti−33wt.
％Al−4wt.％Nb−Si系TiAl基合金である。本発明試験片
No.18から19、ならびに、比較用試験片No.14および10に
ついて、シリコン含有量と常温破壊靱性との間の関係を
第３図に示し；そして、Ti−33wt.％Al−2wt.％Nb−Zr
系TiAl基合金である。本発明試験片No.20から25、なら
びに、比較用試験片No.4および11について、ジルコニウ
ム含有量と常温破壊靱性との間の関係を第４図に示す。
第１図から明らかなように、TiAl基合金の常温破壊靱性
は、Al含有量に大きく依存する。即ち、Al含有量が29か
ら35wt.％の範囲内においてTiAl基合金の常温破壊靱性
値（KIC）は、この発明の目標値である 以上になる。次に、第２図から明らかなように、TiAl基
合金の常温破壊靱性は、Nb含有量によって殆んど影響さ
れない。次に、第３図から明らかなように、TiAl基合金
の常温破壊靱性は、Si含有量の増加に伴って低下する。
従って、 以上の常温破壊靱性値を得るためには、Si含有量を1.8w
t.％以下に限定する必要がある。次に、第４図から明ら
かなように、TiAl基合金の常温破壊靱性は、Zr含有量の
増加に伴って低下する。従って、 以上の常温破壊靱性値を得るためには、Zr含有量を5.5w
t.％以下に限定する必要がある。
は、Al含有量に大きく依存する。即ち、Al含有量が29か
ら35wt.％の範囲内においてTiAl基合金の常温破壊靱性
値（KIC）は、この発明の目標値である 以上になる。次に、第２図から明らかなように、TiAl基
合金の常温破壊靱性は、Nb含有量によって殆んど影響さ
れない。次に、第３図から明らかなように、TiAl基合金
の常温破壊靱性は、Si含有量の増加に伴って低下する。
従って、 以上の常温破壊靱性値を得るためには、Si含有量を1.8w
t.％以下に限定する必要がある。次に、第４図から明ら
かなように、TiAl基合金の常温破壊靱性は、Zr含有量の
増加に伴って低下する。従って、 以上の常温破壊靱性値を得るためには、Zr含有量を5.5w
t.％以下に限定する必要がある。
次に、第１表に示すように、この発明の範囲内の化学成
分組成を有するTiAl基合金、および、同じく、第１表に
示すように、この発明の範囲外の化学成分組成を有する
TiAl基合金を、溶解炉内において溶解し、そして、次い
で、インゴットに鋳造した。次いで、このように鋳造さ
れたそれぞれのインゴットから、直径6mm、長さ30mmの
平行部を有する。この発明の範囲内のTiAl基合金の試験
片（以下、“本発明試験片”という）No.13から31、お
よび、同様に、直径6mm、長さ30mmの平行部を有する。
この発明の範囲外のTiAl基合金の試験片（以下、“比較
用試験片”という）No.1から12を切り出した。次いで、
これ等の試験片の各々について、820℃におけるクリー
プ破断強度を測定した。第５図に、試験片に加えた負荷
応力とクリープ破断時間との間の関係を示す。
分組成を有するTiAl基合金、および、同じく、第１表に
示すように、この発明の範囲外の化学成分組成を有する
TiAl基合金を、溶解炉内において溶解し、そして、次い
で、インゴットに鋳造した。次いで、このように鋳造さ
れたそれぞれのインゴットから、直径6mm、長さ30mmの
平行部を有する。この発明の範囲内のTiAl基合金の試験
片（以下、“本発明試験片”という）No.13から31、お
よび、同様に、直径6mm、長さ30mmの平行部を有する。
この発明の範囲外のTiAl基合金の試験片（以下、“比較
用試験片”という）No.1から12を切り出した。次いで、
これ等の試験片の各々について、820℃におけるクリー
プ破断強度を測定した。第５図に、試験片に加えた負荷
応力とクリープ破断時間との間の関係を示す。
第５図から明らかなように、試験片は、いくつかのグル
ープに分類される。即ち、比較用試験片No.1から４およ
び９は、第５図中最も下のグループに含まれ、100時間
経過後に試験片が破断する負荷応力、即ち、100時間ク
リープ破断強度は、約150MPaである。これに対して、本
発明試験片No.14から16,19および31の100時間クリープ
破断強度は、約350MPaであり、極めて高い値であること
がわかる。
ープに分類される。即ち、比較用試験片No.1から４およ
び９は、第５図中最も下のグループに含まれ、100時間
経過後に試験片が破断する負荷応力、即ち、100時間ク
リープ破断強度は、約150MPaである。これに対して、本
発明試験片No.14から16,19および31の100時間クリープ
破断強度は、約350MPaであり、極めて高い値であること
がわかる。
第３表に、Ti−33wt.％Al−Nb−1wt.％Si系TiAl基合金
である。本発明試験片No.15および26から30、ならび
に、比較用試験片No.2,5および12の各々について、Nb含
有量、820℃の温度における100時間クリープ破断強度、
比重および比強度、即ち、100時間クリープ破断強度を
比重で除した値を示す。
である。本発明試験片No.15および26から30、ならび
に、比較用試験片No.2,5および12の各々について、Nb含
有量、820℃の温度における100時間クリープ破断強度、
比重および比強度、即ち、100時間クリープ破断強度を
比重で除した値を示す。
第３表から明らかなように、ニオブを添加しても、100
時間クリープ破断強度は殆んど変らず、むしろ低下する
傾向にあるが、比重は増加している。また、第３表から
明らかなように、先行技術の合金である。比較用試験片
No.2の比強度39.5×104cmを上回るためには、TiAl基合
金のNb含有量を20wt.％以下に限定する必要がある。
時間クリープ破断強度は殆んど変らず、むしろ低下する
傾向にあるが、比重は増加している。また、第３表から
明らかなように、先行技術の合金である。比較用試験片
No.2の比強度39.5×104cmを上回るためには、TiAl基合
金のNb含有量を20wt.％以下に限定する必要がある。
第４表に、Ti−Al−4wt.％Nb−1wt.％Si系TiAl基合金で
ある。本発明試験片No.13から17および20、ならびに、
比較用試験片No.7から９の各々について、Al含有量と、
820℃の温度における100時間クリープ破断強度とを示
し、第５表に、Ti−33wt.％Al−4wt.％Nb−Si系TiAl基
合金である。本発明試験片No.15および18から19、なら
びに、比較用試験片No.4および10の各々について、Si含
有量と、820℃の温度における100時間クリープ破断強度
とを示し、そして、第６表に、Ti−33wt.％Al−2wt.％N
b−Zr系TiAl基合金である。本発明試験片No.20から25、
ならびに、比較用試験片No.4および11の各々について、
Zr含有量と、820℃の温度における100時間クリープ破断
強度とを示す。
ある。本発明試験片No.13から17および20、ならびに、
比較用試験片No.7から９の各々について、Al含有量と、
820℃の温度における100時間クリープ破断強度とを示
し、第５表に、Ti−33wt.％Al−4wt.％Nb−Si系TiAl基
合金である。本発明試験片No.15および18から19、なら
びに、比較用試験片No.4および10の各々について、Si含
有量と、820℃の温度における100時間クリープ破断強度
とを示し、そして、第６表に、Ti−33wt.％Al−2wt.％N
b−Zr系TiAl基合金である。本発明試験片No.20から25、
ならびに、比較用試験片No.4および11の各々について、
Zr含有量と、820℃の温度における100時間クリープ破断
強度とを示す。
第４表、第５表および第６表から明らかなように、Al含
有量を29から35wt.％の範囲内に限定し、Si含有量を0.5
超wt.％に限定し、そして、Zr含有量の下限値を0.3wt.
％に限定すれば、TiAl基合金の高温強度を高くすること
ができる。
有量を29から35wt.％の範囲内に限定し、Si含有量を0.5
超wt.％に限定し、そして、Zr含有量の下限値を0.3wt.
％に限定すれば、TiAl基合金の高温強度を高くすること
ができる。
次に、第１表に示すように、この発明の範囲内の化学成
分組成を有するTiAl基合金、および、同じく、第１表に
示すように、この発明の範囲外の化学成分組成を有する
TiAl基合金を溶解炉内において溶解し、そして、次い
で、インゴットに鋳造した。次いで、このように鋳造さ
れたそれぞれのインゴットから、縦幅8mm、横幅10mm、
厚さ2mmの、この発明の範囲内のTiAl基合金の試験片
（以下“本発明試験片”という）No.13から31、およ
び、同様に、縦幅8mm、横幅10mm、厚さ2mmの、この発明
の範囲外のTiAl基合金の試験片（以下“比較用試験片”
という）No.1から12を切り出した。次いで、これ等の試
験片の各々について、耐高温酸化性を調べるために、こ
れ等の試験片を、大気中において、900℃の温度に100時
間、200時間および500時間加熱し、そして、各時間経過
後の酸化による試験片面当りの板厚減少量を測定した。
この測定結果のうち、本発明試験片No.15,24および32、
ならびに、比較用試験片No.1,2および４から６について
の測定結果を、第７表に示す。
分組成を有するTiAl基合金、および、同じく、第１表に
示すように、この発明の範囲外の化学成分組成を有する
TiAl基合金を溶解炉内において溶解し、そして、次い
で、インゴットに鋳造した。次いで、このように鋳造さ
れたそれぞれのインゴットから、縦幅8mm、横幅10mm、
厚さ2mmの、この発明の範囲内のTiAl基合金の試験片
（以下“本発明試験片”という）No.13から31、およ
び、同様に、縦幅8mm、横幅10mm、厚さ2mmの、この発明
の範囲外のTiAl基合金の試験片（以下“比較用試験片”
という）No.1から12を切り出した。次いで、これ等の試
験片の各々について、耐高温酸化性を調べるために、こ
れ等の試験片を、大気中において、900℃の温度に100時
間、200時間および500時間加熱し、そして、各時間経過
後の酸化による試験片面当りの板厚減少量を測定した。
この測定結果のうち、本発明試験片No.15,24および32、
ならびに、比較用試験片No.1,2および４から６について
の測定結果を、第７表に示す。
第７図表から明らかなように、ニオブを添加すると、Ti
Al基合金の耐高温酸化性が著しく向上し、一方、シリコ
ンおよびジルコニウムを添加しても、TiAl基合金の耐高
温酸化性に大きな影響を与えない。
Al基合金の耐高温酸化性が著しく向上し、一方、シリコ
ンおよびジルコニウムを添加しても、TiAl基合金の耐高
温酸化性に大きな影響を与えない。
第８表に、本発明試験片No.15および26から30、ならび
に比較用試験片No.5および12の各々について、Nb含有量
と耐高温酸化性とを示す。
に比較用試験片No.5および12の各々について、Nb含有量
と耐高温酸化性とを示す。
第８表から明らかなように、Nbを0.5wt.％以上添加する
と、TiAl基合金の耐高温酸化性が向上することがわか
る。
と、TiAl基合金の耐高温酸化性が向上することがわか
る。
以上の測定結果をまとめて、第６図および第７図に示
す。第６図は、本発明試験片No.13から31、ならびに、
比較用試験片No.1から12の各々について、常温破壊靱性
と、高温強度、即ち、820℃の温度における100時間クリ
ープ破断強度との間の関係を示すグラフである。第６図
において、ハッチングで囲まれた領域は、優れた常温破
壊強度および高温強度を示す、この発明の領域である。
す。第６図は、本発明試験片No.13から31、ならびに、
比較用試験片No.1から12の各々について、常温破壊靱性
と、高温強度、即ち、820℃の温度における100時間クリ
ープ破断強度との間の関係を示すグラフである。第６図
において、ハッチングで囲まれた領域は、優れた常温破
壊強度および高温強度を示す、この発明の領域である。
第７図は、本発明試験片No.13から31、ならびに、比較
用試験片No.1から12の各々について、耐高温酸化性、即
ち、大気中において900℃の温度に500時間加熱後の、試
験片片面当りの板厚減少量と、そして、高温強度、即
ち、820℃の温度における100時間クリープ破断強度との
間の関係を示すグラフである。第７図において、ハッチ
ングで囲まれた領域は、優れた耐高温酸化性および、高
温強度を示す。この発明の領域である。
用試験片No.1から12の各々について、耐高温酸化性、即
ち、大気中において900℃の温度に500時間加熱後の、試
験片片面当りの板厚減少量と、そして、高温強度、即
ち、820℃の温度における100時間クリープ破断強度との
間の関係を示すグラフである。第７図において、ハッチ
ングで囲まれた領域は、優れた耐高温酸化性および、高
温強度を示す。この発明の領域である。
第６図および第７図から明らかなように、本発明試験片
No.13から31は、何れも、常温破壊靱性、耐高温酸化性
および、高温強度に優れている。これに対して、比較用
試験片No.1から4,8,9および12は、高温強度が低い。比
較用試験片No.5から7,10および11は、高温強度は高いも
のの、比較用試験片No.7,10および11は、常温破壊靱性
に劣り、そして、比較用試験片No.5および６は、耐高温
酸化性に劣る。
No.13から31は、何れも、常温破壊靱性、耐高温酸化性
および、高温強度に優れている。これに対して、比較用
試験片No.1から4,8,9および12は、高温強度が低い。比
較用試験片No.5から7,10および11は、高温強度は高いも
のの、比較用試験片No.7,10および11は、常温破壊靱性
に劣り、そして、比較用試験片No.5および６は、耐高温
酸化性に劣る。
［発明の効果］ 以上詳述したように、この発明によれば、常温破壊靱
性、耐高温酸化性および高温強度に優れたTiAl基合金を
得ることができ、かくして、工業上有用な効果がもたら
される。
性、耐高温酸化性および高温強度に優れたTiAl基合金を
得ることができ、かくして、工業上有用な効果がもたら
される。
第１図は、TiAl基合金における、アルミニウム含有量と
常温破壊靱性との間の関係を示すグラフ、第２図は、Ti
Al基合金における、ニオブ含有量と常温破壊靱性との間
の関係を示すグラフ、 第３図は、TiAl基合金における、シリコン含有量と常温
破壊靱性との間の関係を示すグラフ、第４図は、TiAl基
合金における、ジルコニウム含有量と常温破壊靱性との
間の関係を示すグラフ、第５図は、TiAl基合金におけ
る、負荷応力とクリープ破断時間との間の関係を示すグ
ラフ、第６図は、TiAl基合金における、常温破壊靱性と
100時間クリープ破断強度との間の関係を示すグラフ、
第７図は、TiAl基合金における、板厚減少量と100時間
クリープ破断強度との間の関係を示すグラフである。
常温破壊靱性との間の関係を示すグラフ、第２図は、Ti
Al基合金における、ニオブ含有量と常温破壊靱性との間
の関係を示すグラフ、 第３図は、TiAl基合金における、シリコン含有量と常温
破壊靱性との間の関係を示すグラフ、第４図は、TiAl基
合金における、ジルコニウム含有量と常温破壊靱性との
間の関係を示すグラフ、第５図は、TiAl基合金におけ
る、負荷応力とクリープ破断時間との間の関係を示すグ
ラフ、第６図は、TiAl基合金における、常温破壊靱性と
100時間クリープ破断強度との間の関係を示すグラフ、
第７図は、TiAl基合金における、板厚減少量と100時間
クリープ破断強度との間の関係を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】アルミニウム:29から35wt.％、 ニオブ :0.5から20wt.％、 および シリコン :0.5超から1.8wt.％、 残り、チタンおよび不可避的不純物 からなることを特徴とする、常温破壊靱性、耐高温酸化
性および高温強度に優れたTiAl基耐熱合金。 - 【請求項２】アルミニウム:29から35wt.％、 ニオブ :0.5から20wt.％、 および ジルコニウム:0.3から5.5wt.％、 残り、チタンおよび不可避的不純物 からなることを特徴とする、常温破壊靱性、耐高温酸化
性および高温強度に優れたTiAl基耐熱合金。 - 【請求項３】アルミニウム:29から35wt.％、 ニオブ :0.5から20wt.％、 および ジルコニウム:0.3から5.5wt.％ シリコン :0.5超から1.8wt.％、 および ジルコニウム:0.3から5.5wt.％、 残り、チタンおよび不可避的不純物 からなることを特徴とする、常温破壊靱性、耐高温酸化
性および高温強度に優れたTiAl基耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20701889A JPH0674469B2 (ja) | 1988-08-16 | 1989-08-11 | 常温破壊靭性、耐高温酸化性および高温強度に優れたＴｉＡ▲ｌ▼基耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63-203455 | 1988-08-16 | ||
| JP20345588 | 1988-08-16 | ||
| JP20701889A JPH0674469B2 (ja) | 1988-08-16 | 1989-08-11 | 常温破壊靭性、耐高温酸化性および高温強度に優れたＴｉＡ▲ｌ▼基耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02138430A JPH02138430A (ja) | 1990-05-28 |
| JPH0674469B2 true JPH0674469B2 (ja) | 1994-09-21 |
Family
ID=26513929
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20701889A Expired - Lifetime JPH0674469B2 (ja) | 1988-08-16 | 1989-08-11 | 常温破壊靭性、耐高温酸化性および高温強度に優れたＴｉＡ▲ｌ▼基耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0674469B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2510141B2 (ja) * | 1989-08-18 | 1996-06-26 | 日産自動車株式会社 | Ｔｉ―Ａｌ系軽量耐熱材料 |
-
1989
- 1989-08-11 JP JP20701889A patent/JPH0674469B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02138430A (ja) | 1990-05-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6284071B1 (en) | Titanium alloy having good heat resistance and method of producing parts therefrom | |
| US4229216A (en) | Titanium base alloy | |
| CA2485122C (en) | Alpha-beta ti-al-v-mo-fe alloy | |
| JP2679109B2 (ja) | 金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼基軽量耐熱合金 | |
| JP2543982B2 (ja) | マンガンとニオブで改良されたチタン―アルミニウム合金 | |
| JP3097748B2 (ja) | 改良されたチタン‐アルミ合金 | |
| US5256369A (en) | Titanium base alloy for excellent formability and method of making thereof and method of superplastic forming thereof | |
| US4788035A (en) | Tri-titanium aluminide base alloys of improved strength and ductility | |
| US4738822A (en) | Titanium alloy for elevated temperature applications | |
| EP0363598B1 (en) | Heat-resistant titanium-aluminium alloy with a high fracture toughness at room temperature and with good oxidation resistance and strength at high temperatures | |
| US5183635A (en) | Heat treatable ti-al-nb-si alloy for gas turbine engine | |
| US3811960A (en) | Process of producing nickel chromium alloy products | |
| EP0593824A1 (en) | Nickel aluminide base single crystal alloys and method | |
| JPS63171862A (ja) | ＴｉＡ１基耐熱合金の製造方法 | |
| JPH09165634A (ja) | 耐熱チタン合金 | |
| US4737341A (en) | Titanium-base alloys | |
| US4722828A (en) | High-temperature fabricable nickel-iron aluminides | |
| EP0476043B1 (en) | Improved nickel aluminide alloy for high temperature structural use | |
| JPH0663049B2 (ja) | 超塑性加工性に優れたチタン合金 | |
| JPH0674469B2 (ja) | 常温破壊靭性、耐高温酸化性および高温強度に優れたＴｉＡ▲ｌ▼基耐熱合金 | |
| JP2608688B2 (ja) | 高強度高延性Ｔｉ合金 | |
| JP2608689B2 (ja) | 高強度高延性Ｔｉ合金 | |
| JPH0222435A (ja) | 耐熱チタン合金 | |
| JPH06228685A (ja) | 高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物およびその製造方法 | |
| JPH0621305B2 (ja) | 耐熱チタン合金 |