JPH07173557A - 加工性、靭性および高温強度に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金 - Google Patents
加工性、靭性および高温強度に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金Info
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- JPH07173557A JPH07173557A JP31785093A JP31785093A JPH07173557A JP H07173557 A JPH07173557 A JP H07173557A JP 31785093 A JP31785093 A JP 31785093A JP 31785093 A JP31785093 A JP 31785093A JP H07173557 A JPH07173557 A JP H07173557A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 各種特性のいずれにも適した組織形態を解明
し、加工性、靭性および高温強度のいずれにおいてもバ
ランス良く優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金を提供す
る。 【構成】 マトリクスが、等軸粒組織およびラメラ組織
の混合組織からなり、且つ粒内および粒界に微細な析出
物が存在するものである。
し、加工性、靭性および高温強度のいずれにおいてもバ
ランス良く優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金を提供す
る。 【構成】 マトリクスが、等軸粒組織およびラメラ組織
の混合組織からなり、且つ粒内および粒界に微細な析出
物が存在するものである。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車や航空機のエン
ジン部品や発電機のガスタービン部品等の様に、高温環
境下で使用される軽量耐熱材料としてのＴｉＡｌ基金属
間化合物合金に関し、殊に加工性、靭性および高温強度
等のいずれの特性においてもバランス良く優れている様
なＴｉＡｌ基金属間化合物合金に関するものである。
ジン部品や発電機のガスタービン部品等の様に、高温環
境下で使用される軽量耐熱材料としてのＴｉＡｌ基金属
間化合物合金に関し、殊に加工性、靭性および高温強度
等のいずれの特性においてもバランス良く優れている様
なＴｉＡｌ基金属間化合物合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＴｉＡｌ（γ相）単独、或はこれにＴｉ
3 Ａｌ（α2 相）を含むＴｉＡｌ基金属間化合物合金
は、Ｎｉ基合金等の従来の耐熱材料と比べても比重が半
分以下と軽量であり、且つ８００℃程度までは強度（高
温強度）が低下しないことから、次世代の軽量耐熱材料
として自動車や航空機のエンジン部品や発電機のガスタ
ービン部品等への適用が期待される金属材料である。し
かしながら上記ＴｉＡｌ基金属間化合物合金は、一般の
金属間化合物の例にもれず、常温での延性（冷間加工
性）や高温における成形加工性（熱間加工性）が悪いと
いう重大な欠点を有しており、実用材料として汎用され
るまでには至っていないのが実情である。
3 Ａｌ（α2 相）を含むＴｉＡｌ基金属間化合物合金
は、Ｎｉ基合金等の従来の耐熱材料と比べても比重が半
分以下と軽量であり、且つ８００℃程度までは強度（高
温強度）が低下しないことから、次世代の軽量耐熱材料
として自動車や航空機のエンジン部品や発電機のガスタ
ービン部品等への適用が期待される金属材料である。し
かしながら上記ＴｉＡｌ基金属間化合物合金は、一般の
金属間化合物の例にもれず、常温での延性（冷間加工
性）や高温における成形加工性（熱間加工性）が悪いと
いう重大な欠点を有しており、実用材料として汎用され
るまでには至っていないのが実情である。
【０００３】ＴｉＡｌ基金属間化合物合金における上記
欠点を克服する為に、Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎ等の第３元素を添
加したＴｉＡｌ基合金も提案されている。また、粉末冶
金法，恒温鍛造法または精密鋳造法等の様に、難加工性
材料に有効と考えられている各種加工法をＴｉＡｌ基金
属間化合物合金に適用することも様々試みられている。
しかしながら、いずれの改善策も依然として不十分であ
り、夫々次に示す様な問題点を有しており、有効な技術
が確立されていない。 (1) Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎ等の第３元素の添加は、常温延性や
熱間加工性を向上させることができるが、耐熱性を低下
させるという逆効果が生じる。即ち、単に第３元素を添
加するだけでは、熱間加工性と耐熱性の両立は達成され
ない。 (2) 粉末冶金法や精密鋳造法は、ニア・ネット・シェイ
プ加工法としてコスト的に有利な方法であるが、得られ
る製品の特性、特に延性の点で問題を残している。 (3) 恒温鍛造法では、工具を素材と同温度まで加熱し、
保持する必要があり、しかも非常に低速での加工が必要
であるので生産性に劣るという欠点がある。この為、高
速で鍛造できる様な、加工性の良い合金の併用が強いら
れることになる。
欠点を克服する為に、Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎ等の第３元素を添
加したＴｉＡｌ基合金も提案されている。また、粉末冶
金法，恒温鍛造法または精密鋳造法等の様に、難加工性
材料に有効と考えられている各種加工法をＴｉＡｌ基金
属間化合物合金に適用することも様々試みられている。
しかしながら、いずれの改善策も依然として不十分であ
り、夫々次に示す様な問題点を有しており、有効な技術
が確立されていない。 (1) Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎ等の第３元素の添加は、常温延性や
熱間加工性を向上させることができるが、耐熱性を低下
させるという逆効果が生じる。即ち、単に第３元素を添
加するだけでは、熱間加工性と耐熱性の両立は達成され
ない。 (2) 粉末冶金法や精密鋳造法は、ニア・ネット・シェイ
プ加工法としてコスト的に有利な方法であるが、得られ
る製品の特性、特に延性の点で問題を残している。 (3) 恒温鍛造法では、工具を素材と同温度まで加熱し、
保持する必要があり、しかも非常に低速での加工が必要
であるので生産性に劣るという欠点がある。この為、高
速で鍛造できる様な、加工性の良い合金の併用が強いら
れることになる。
【０００４】ところでＴｉＡｌ基金属間化合物合金の特
性改善研究の一環としては、上記の様な各種検討の他
に、組織面からの検討も進められている。ＴｉＡｌ基金
属間化合物合金の組織形態は、熱処理温度等によって全
面等軸粒組織、全面ラメラ（層状）組織および等軸粒と
ラメラ組織の混合組織（以下、Ｄｕｐｌｅｘ組織と呼
ぶ）等に変化するが、ＴｉＡｌ基金属間化合物合金の各
特性に有効と思われる組織に関しては、次に示す様な知
見が得られている。 (a) 常温延性 Ｄｕｐｌｅｘ組織＞等軸粒組織＞＞ラメラ組織 (b) 破壊靭性 ラメラ組織＞Ｄｕｐｌｅｘ組織≧等軸粒組織 (c) 高温強度 ラメラ組織＞Ｄｕｐｌｅｘ組織≧等軸粒組織 (d) 熱間加工性 微細等軸粒組織≧Ｄｕｐｌｅｘ組織＞＞ラメラ組織
性改善研究の一環としては、上記の様な各種検討の他
に、組織面からの検討も進められている。ＴｉＡｌ基金
属間化合物合金の組織形態は、熱処理温度等によって全
面等軸粒組織、全面ラメラ（層状）組織および等軸粒と
ラメラ組織の混合組織（以下、Ｄｕｐｌｅｘ組織と呼
ぶ）等に変化するが、ＴｉＡｌ基金属間化合物合金の各
特性に有効と思われる組織に関しては、次に示す様な知
見が得られている。 (a) 常温延性 Ｄｕｐｌｅｘ組織＞等軸粒組織＞＞ラメラ組織 (b) 破壊靭性 ラメラ組織＞Ｄｕｐｌｅｘ組織≧等軸粒組織 (c) 高温強度 ラメラ組織＞Ｄｕｐｌｅｘ組織≧等軸粒組織 (d) 熱間加工性 微細等軸粒組織≧Ｄｕｐｌｅｘ組織＞＞ラメラ組織
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述の如く、ＴｉＡｌ
基金属間化合物合金における個別的な特性と組織形態と
の関係はある程度解明されていると言える。しかしなが
ら、上記各種特性のいずれに対しても優れる様な組織形
態については、依然として解明されていないのが現状で
ある。
基金属間化合物合金における個別的な特性と組織形態と
の関係はある程度解明されていると言える。しかしなが
ら、上記各種特性のいずれに対しても優れる様な組織形
態については、依然として解明されていないのが現状で
ある。
【０００６】本発明はこうした技術的課題を解決する為
になされたものであって、その目的は、各種特性のいず
れにも適した組織形態を解明し、加工性、靭性および高
温強度のいずれにおいてもバランス良く優れたＴｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物を提供することにある。
になされたものであって、その目的は、各種特性のいず
れにも適した組織形態を解明し、加工性、靭性および高
温強度のいずれにおいてもバランス良く優れたＴｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明とは、マトリクスが、下記等軸粒組織およびラメラ
組織の混合組織からなり、且つ粒内および粒界に微細な
析出物が存在するものである点に要旨を有するＴｉＡｌ
基金属間化合物合金である。
発明とは、マトリクスが、下記等軸粒組織およびラメラ
組織の混合組織からなり、且つ粒内および粒界に微細な
析出物が存在するものである点に要旨を有するＴｉＡｌ
基金属間化合物合金である。
【０００８】
【作用】本発明者らが検討したところによると、ＴｉＡ
ｌ基金属間化合物合金の各特性に及ぼす組織形態は、次
の様になっているものと考えられた。 〈常温延性〉ラメラ組織は、高温領域でα−Ｔｉ相とな
っている部分に、冷却中にγ−ＴｉＡｌ相が［０００
１］α／／［１１１］γとなる様に生成することによっ
て形成されるものである。従って、全面ラメラ組織にす
るには、その前提としてα変態点以上の高温領域に加熱
し、α単相状態にする必要がある。しかしながら、層状
組織となる前のα粒は粗大化し易く、ラメラ組織を有す
る微細粒は得にくく、粒径は粗大になる。
ｌ基金属間化合物合金の各特性に及ぼす組織形態は、次
の様になっているものと考えられた。 〈常温延性〉ラメラ組織は、高温領域でα−Ｔｉ相とな
っている部分に、冷却中にγ−ＴｉＡｌ相が［０００
１］α／／［１１１］γとなる様に生成することによっ
て形成されるものである。従って、全面ラメラ組織にす
るには、その前提としてα変態点以上の高温領域に加熱
し、α単相状態にする必要がある。しかしながら、層状
組織となる前のα粒は粗大化し易く、ラメラ組織を有す
る微細粒は得にくく、粒径は粗大になる。
【０００９】ここで、ラメラ組織そのものは、引張方向
に対して平行または垂直に並んでいない場合には、各層
界面で容易にすべり変形を起し、大きな伸びを示す。し
かしながら、多結晶体では、ラメラ組織のラメラ方向が
単一でなく、ランダム方向となり、ラメラ組織のすべる
方向がばらばらになると共に、その粒径が粗大な為、割
れが発生しやすくなり、延性が低下し易くなると考えら
れる。
に対して平行または垂直に並んでいない場合には、各層
界面で容易にすべり変形を起し、大きな伸びを示す。し
かしながら、多結晶体では、ラメラ組織のラメラ方向が
単一でなく、ランダム方向となり、ラメラ組織のすべる
方向がばらばらになると共に、その粒径が粗大な為、割
れが発生しやすくなり、延性が低下し易くなると考えら
れる。
【００１０】等軸粒組織に関しては、一般の金属材料と
同じく、粒径が微細な程伸びが大きくなる。しかしなが
ら、ＴｉＡｌとＴｉ3 Ａｌの２相合金では等軸粒組織に
すると、第２相のＴｉ3 Ａｌが微細に分散し、常温では
ＴｉＡｌの方が強く脆い為、分散強化合金に似た状態と
なって延性を阻害することがある。α／α2 変態点以上
α変態点以下の温度で熱処理することによって得られる
様な、等軸粒組織とラメラ組織との混合組織（前記Ｄｕ
ｐｌｅｘ組織）では、（γ＋α）２相領域の熱処理であ
るので、粒径も微細となり、また層状組織そのものが延
性を有するので、延性を阻害する要因が少なくなり、結
果的に延性が良好になるものと考えられる。
同じく、粒径が微細な程伸びが大きくなる。しかしなが
ら、ＴｉＡｌとＴｉ3 Ａｌの２相合金では等軸粒組織に
すると、第２相のＴｉ3 Ａｌが微細に分散し、常温では
ＴｉＡｌの方が強く脆い為、分散強化合金に似た状態と
なって延性を阻害することがある。α／α2 変態点以上
α変態点以下の温度で熱処理することによって得られる
様な、等軸粒組織とラメラ組織との混合組織（前記Ｄｕ
ｐｌｅｘ組織）では、（γ＋α）２相領域の熱処理であ
るので、粒径も微細となり、また層状組織そのものが延
性を有するので、延性を阻害する要因が少なくなり、結
果的に延性が良好になるものと考えられる。
【００１１】〈破壊靭性〉等軸粒組織では、亀裂が粒内
を容易に貫通し、且つ粒界にも亀裂の伝搬を阻止するも
のが存在しないので、亀裂が直線的に進展して靭性が低
下するものと考えられる。これに対しラメラ組織では、
ラメラ層に沿った亀裂は進展し易いが、ラメラ層に平行
でない亀裂は折れ曲がりながら進展しなければならなく
なる。また粒界構造がノコ歯状であれば、粒界の機械的
強度が高められた状態となり、亀裂は進展しにくくな
る。このように、ノコ歯状粒界をもつラメラ組織では、
亀裂の進展および合体が困難であるので、微小な空隙に
よる強化効果（microcrack toughning）によって、靭性
が高くなるものと考えられる。但し、全面ラメラ組織で
あっても粒界が直線状であれば、亀裂が粒界に沿って容
易に進展するので靭性は低下する。また前記Ｄｕｐｌｅ
ｘ組織では、亀裂の進展が容易な等軸粒を通って進展し
ていくことができるので、靭性は低いものとなる。
を容易に貫通し、且つ粒界にも亀裂の伝搬を阻止するも
のが存在しないので、亀裂が直線的に進展して靭性が低
下するものと考えられる。これに対しラメラ組織では、
ラメラ層に沿った亀裂は進展し易いが、ラメラ層に平行
でない亀裂は折れ曲がりながら進展しなければならなく
なる。また粒界構造がノコ歯状であれば、粒界の機械的
強度が高められた状態となり、亀裂は進展しにくくな
る。このように、ノコ歯状粒界をもつラメラ組織では、
亀裂の進展および合体が困難であるので、微小な空隙に
よる強化効果（microcrack toughning）によって、靭性
が高くなるものと考えられる。但し、全面ラメラ組織で
あっても粒界が直線状であれば、亀裂が粒界に沿って容
易に進展するので靭性は低下する。また前記Ｄｕｐｌｅ
ｘ組織では、亀裂の進展が容易な等軸粒を通って進展し
ていくことができるので、靭性は低いものとなる。
【００１２】〈高温強度、熱間加工性〉γ−等軸粒は、
動的再結晶をおこすので、変形が発生すると共に、再結
晶も起こり、強度低下を招く。その為、等軸粒組織では
高い高温強度は望めないが、加工性は良好になる。また
Ｄｕｐｌｅｘ組織は、（α＋γ）２相域でα相の体積率
が５０％近く存在する領域で熱処理を行った場合に得ら
れる組織であり、粒界の粗大化は起こらない。その為、
微細な粒径の組織となり、高温強度は低いが加工性に優
れた組織となる。しかしながら、一部に加工性に劣るラ
メラ層が混在するので、全面微細等軸粒組織よりも、加
工性は若干低下する。更に、ラメラ組織では、変形し易
い方位を向いたものと、変形しにくい方位を向いたもの
とが存在するが、そのうち変形しにくい方位を向いたも
のの存在によって相対的に強度は高くなる。また粒径も
Ｄｕｐｌｅｘ組織に比べて粗大であるので、高温強度は
高くなるが、加工性は低下することになる。
動的再結晶をおこすので、変形が発生すると共に、再結
晶も起こり、強度低下を招く。その為、等軸粒組織では
高い高温強度は望めないが、加工性は良好になる。また
Ｄｕｐｌｅｘ組織は、（α＋γ）２相域でα相の体積率
が５０％近く存在する領域で熱処理を行った場合に得ら
れる組織であり、粒界の粗大化は起こらない。その為、
微細な粒径の組織となり、高温強度は低いが加工性に優
れた組織となる。しかしながら、一部に加工性に劣るラ
メラ層が混在するので、全面微細等軸粒組織よりも、加
工性は若干低下する。更に、ラメラ組織では、変形し易
い方位を向いたものと、変形しにくい方位を向いたもの
とが存在するが、そのうち変形しにくい方位を向いたも
のの存在によって相対的に強度は高くなる。また粒径も
Ｄｕｐｌｅｘ組織に比べて粗大であるので、高温強度は
高くなるが、加工性は低下することになる。
【００１３】以上の様な知見に基づき、本発明者らは上
記各種特性のいずれにおいても良好なＴｉＡｌ基金属間
化合物合金を得る為の方法について様々な角度から検討
した。そしてまず、下記の様な２通りの方法が考えられ
た。 （１）靭性と高温強度に優れたラメラ組織を基本とし、
その粒径を微細化することによって、常温引張特性と加
工性を向上させる方法。 （２）常温引張特性に優れたＤｕｐｌｅｘ組織を基本と
し、これに析出物を利用し、亀裂をピン止めできる様に
して靭性を向上させると共に、析出強化によって向上さ
せる方法。
記各種特性のいずれにおいても良好なＴｉＡｌ基金属間
化合物合金を得る為の方法について様々な角度から検討
した。そしてまず、下記の様な２通りの方法が考えられ
た。 （１）靭性と高温強度に優れたラメラ組織を基本とし、
その粒径を微細化することによって、常温引張特性と加
工性を向上させる方法。 （２）常温引張特性に優れたＤｕｐｌｅｘ組織を基本と
し、これに析出物を利用し、亀裂をピン止めできる様に
して靭性を向上させると共に、析出強化によって向上さ
せる方法。
【００１４】上記（１）に方法については、微細なラメ
ラ粒組織が得られれば可能であると考えられた。微細な
ラメラ粒を得るためには、等軸微細粒組織にした後、α
単相域で短時間加熱する方法、或はα単相域で加工を行
なってα粒を微細化し、その後の冷却中に粒内組織をラ
メラ組織にする方法が考えられる。しかしながら前者の
方法では、１３００℃以上に存在するα単相域まで加熱
する間に、結晶粒が粗大化してしまい、微細なラメラ粒
とはならない。また後者の方法では、１３００℃以上と
いう極めて高温での加工が必要になるので、工業的に現
実的な方法とは言えない。
ラ粒組織が得られれば可能であると考えられた。微細な
ラメラ粒を得るためには、等軸微細粒組織にした後、α
単相域で短時間加熱する方法、或はα単相域で加工を行
なってα粒を微細化し、その後の冷却中に粒内組織をラ
メラ組織にする方法が考えられる。しかしながら前者の
方法では、１３００℃以上に存在するα単相域まで加熱
する間に、結晶粒が粗大化してしまい、微細なラメラ粒
とはならない。また後者の方法では、１３００℃以上と
いう極めて高温での加工が必要になるので、工業的に現
実的な方法とは言えない。
【００１５】そこで本発明者らは、上記（２）の方法を
中心にして、各種特性にバランス良く優れたＴｉＡｌ基
金属間化合物合金を実現すべく、更に検討を加えた。そ
してこの場合の析出物については、Ｃ，Ｓｉ，Ｂ等の典
型元素と構成元素（ＴｉＡｌの場合、主にＴｉ）との化
合物（後述するカーバイド，シリサイド，ボライト等）
や、後述する第３または第４の添加元素によって３元系
若しくは４元系またはそれ以上の系とし、β相やα相等
の様にγ相やα2 相以外の第３相の形成が考えられた。
中心にして、各種特性にバランス良く優れたＴｉＡｌ基
金属間化合物合金を実現すべく、更に検討を加えた。そ
してこの場合の析出物については、Ｃ，Ｓｉ，Ｂ等の典
型元素と構成元素（ＴｉＡｌの場合、主にＴｉ）との化
合物（後述するカーバイド，シリサイド，ボライト等）
や、後述する第３または第４の添加元素によって３元系
若しくは４元系またはそれ以上の系とし、β相やα相等
の様にγ相やα2 相以外の第３相の形成が考えられた。
【００１６】この方法では、高温強度の向上を目的にし
ているので、前記析出物は均質微細に分散させることが
重要となる。そして本発明者らは、まずＣ（カーバイド
の形成），Ｓｉ（シリサイドの形成），Ｂ（ボライトの
形成）の各析出化合物について検討したところ、これら
の元素の添加によって希望する組織のＴｉＡｌ基金属間
化合物合金が得られ、このＴｉＡｌ基金属間化合物合金
では各種特性がバランス良く優れていることを見いだし
た。
ているので、前記析出物は均質微細に分散させることが
重要となる。そして本発明者らは、まずＣ（カーバイド
の形成），Ｓｉ（シリサイドの形成），Ｂ（ボライトの
形成）の各析出化合物について検討したところ、これら
の元素の添加によって希望する組織のＴｉＡｌ基金属間
化合物合金が得られ、このＴｉＡｌ基金属間化合物合金
では各種特性がバランス良く優れていることを見いだし
た。
【００１７】上記の様な効果が得られた理由は、次の様
に考えることができた。Ｄｕｐｌｅｘ組織では、Ｃ，Ｓ
ｉ，Ｂ等による常温延性の劣化は比較的少なく、熱間加
工性についてはマトリクス組織の粒径を微細にすること
によって確保できる。また粒内や粒界に、カーバイド等
の析出化合物を分散させることによって、亀裂が等軸粒
内および粒界を直線状に進展するのを阻止し、ノコ歯状
粒界を持つラメラ組織と同様に、microcrack toughning
によって靭性が改善されるものと考えられる。更に、高
温強度については、カーバイド等が安定に存在できる温
度範囲（約１１００℃以下）において、析出強化による
強度向上が認められる。この様に本発明においては、常
温延性に優れ良好な加工性を有するＤｕｐｌｅｘ組織に
カーバイド等の析出化合物を均一微細に分散させること
によって、各種特性がバランス良く優れたＴｉＡｌ基金
属間化合物合金が実現できたのである。
に考えることができた。Ｄｕｐｌｅｘ組織では、Ｃ，Ｓ
ｉ，Ｂ等による常温延性の劣化は比較的少なく、熱間加
工性についてはマトリクス組織の粒径を微細にすること
によって確保できる。また粒内や粒界に、カーバイド等
の析出化合物を分散させることによって、亀裂が等軸粒
内および粒界を直線状に進展するのを阻止し、ノコ歯状
粒界を持つラメラ組織と同様に、microcrack toughning
によって靭性が改善されるものと考えられる。更に、高
温強度については、カーバイド等が安定に存在できる温
度範囲（約１１００℃以下）において、析出強化による
強度向上が認められる。この様に本発明においては、常
温延性に優れ良好な加工性を有するＤｕｐｌｅｘ組織に
カーバイド等の析出化合物を均一微細に分散させること
によって、各種特性がバランス良く優れたＴｉＡｌ基金
属間化合物合金が実現できたのである。
【００１８】本発明におけるＣ，Ｓｉ，Ｂ等の含有量
は、０．０２〜０．５重量％程度とするのが好ましい。
これは、微細析出物を出現させるには各元素は少なくと
も０．０２重量％含有させる必要があり、一方０．５重
量％を超えると比較的大きな析出物が多くなり、熱間加
工性が悪くなるからである。
は、０．０２〜０．５重量％程度とするのが好ましい。
これは、微細析出物を出現させるには各元素は少なくと
も０．０２重量％含有させる必要があり、一方０．５重
量％を超えると比較的大きな析出物が多くなり、熱間加
工性が悪くなるからである。
【００１９】本発明のＴｉＡｌ基金属間化合物合金に
は、Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｈｆ，ＶおよびＣｒ
よりなる群から選択される１種または２種以上の元素を
添加することも有効である。これらの元素をＣ，Ｓｉ，
Ｂ等と複合添加すれば、上述した様な析出挙動を示す第
３相が得られるのは勿論、第３相の固さや析出物成長度
等の調整に有効である（但し、ミクロ組織的には同様で
ある）。またこれらの元素を添加する場合には、その含
有量は合計で１〜１０重量％程度とするのが好ましい。
これは含有量が少な過ぎるとこれらの元素の添加による
改善効果が得られず、一方多過ぎると別の金属間化合物
が生成して延性等を悪化させる恐れがあるからである。
は、Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｈｆ，ＶおよびＣｒ
よりなる群から選択される１種または２種以上の元素を
添加することも有効である。これらの元素をＣ，Ｓｉ，
Ｂ等と複合添加すれば、上述した様な析出挙動を示す第
３相が得られるのは勿論、第３相の固さや析出物成長度
等の調整に有効である（但し、ミクロ組織的には同様で
ある）。またこれらの元素を添加する場合には、その含
有量は合計で１〜１０重量％程度とするのが好ましい。
これは含有量が少な過ぎるとこれらの元素の添加による
改善効果が得られず、一方多過ぎると別の金属間化合物
が生成して延性等を悪化させる恐れがあるからである。
【００２０】尚本発明において等軸粒とは、内部がラメ
ラ組織になっていない結晶粒を意味し、γ−ＴｉＡｌ相
を主体とするものは勿論のこと、その一部にα2 相やβ
相を含んだもの、或はα2 相やβ相を主体としたもので
あっても良い。また、ラメラ粒とは、内部組織がラメラ
組織形態となっているものを言う。図１は本発明のＴｉ
Ａｌ基金属間化合物合金の組織を示す模式図であるが、
要するに、本発明のＴｉＡｌ基金属間化合物合金は、等
軸粒組織（１）とラメラ組織（２）の混合組織（例えば
平均粒径：２０μｍ程度）に、ＴｉＣ等の析出化合物
（３）が均一に分散されていれば、本発明の効果が達成
される。また上記微細析出物については、前述した様な
カーバイト，シリサイド，ボライト等の化合物に限ら
ず、前述した如く、上記の様な添加元素によって形成さ
れるβ相やα相等の様にγ相やα2 相以外の第３相であ
っても良く、この様な第３相の析出によっても同様の効
果が得られる。
ラ組織になっていない結晶粒を意味し、γ−ＴｉＡｌ相
を主体とするものは勿論のこと、その一部にα2 相やβ
相を含んだもの、或はα2 相やβ相を主体としたもので
あっても良い。また、ラメラ粒とは、内部組織がラメラ
組織形態となっているものを言う。図１は本発明のＴｉ
Ａｌ基金属間化合物合金の組織を示す模式図であるが、
要するに、本発明のＴｉＡｌ基金属間化合物合金は、等
軸粒組織（１）とラメラ組織（２）の混合組織（例えば
平均粒径：２０μｍ程度）に、ＴｉＣ等の析出化合物
（３）が均一に分散されていれば、本発明の効果が達成
される。また上記微細析出物については、前述した様な
カーバイト，シリサイド，ボライト等の化合物に限ら
ず、前述した如く、上記の様な添加元素によって形成さ
れるβ相やα相等の様にγ相やα2 相以外の第３相であ
っても良く、この様な第３相の析出によっても同様の効
果が得られる。
【００２１】以下、本発明を実施例をによって更に詳細
に説明するが、本発明は下記実施例に限定されるもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは、
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
に説明するが、本発明は下記実施例に限定されるもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは、
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２２】
【実施例】Ｔｉ−32.5wt％Ａｌ−0.05％Ｃ合金をアーク
溶解によって溶製し、１２００℃加熱による熱間押出し
を行なった。その後、下記表１に示す各種の組織形態を
有する供試材を作成する為、同表１に併記する熱処理を
行った。またこのとき得られた等軸粒組織、ニア・ラメ
ラ組織およびラメラ組織を、模式的に図２〜４に夫々示
す。尚表１における供試材Ｎo.２の組織形態（Ｄｕｐｌ
ｅｘ組織）は、図１に示した組織において微細析出物が
析出していないものを意味する。
溶解によって溶製し、１２００℃加熱による熱間押出し
を行なった。その後、下記表１に示す各種の組織形態を
有する供試材を作成する為、同表１に併記する熱処理を
行った。またこのとき得られた等軸粒組織、ニア・ラメ
ラ組織およびラメラ組織を、模式的に図２〜４に夫々示
す。尚表１における供試材Ｎo.２の組織形態（Ｄｕｐｌ
ｅｘ組織）は、図１に示した組織において微細析出物が
析出していないものを意味する。
【００２３】
【表１】
【００２４】各供試材について、常温引張試験、８００
℃での高温引張試験、１１００℃における歪速度：１×
１０-3ｓｅｃ-2での圧下率：５０％の圧縮試験（割れ発
生状況）、および破壊靭性試験等を行った。その結果
を、表２に示す。
℃での高温引張試験、１１００℃における歪速度：１×
１０-3ｓｅｃ-2での圧下率：５０％の圧縮試験（割れ発
生状況）、および破壊靭性試験等を行った。その結果
を、表２に示す。
【００２５】
【表２】
【００２６】表２から、次の様に考察できる。まず等軸
粒組織（供試材Ｎo.１）は、常温引張特性と加工性は良
好であるが、高温強度と靭性が悪いことが分かる。また
Ｄｕｐｌｅｘ組織（供試材Ｎo.２）では、常温引張特
性、特に常温伸びに優れ、加工性もよいが、高温強度と
靭性に劣ることが分かる。更に、ニア・ラメラ組織およ
びラメラ組織（供試材Ｎo.３，４）では、高温強度と靭
性は良好であるが、常温引張特性が悪いことが分かる。
この様に比較材では、いずれも個別的な特性に関しては
優れた部分を有すると言うものの、各種特性がバランス
良く優れているとは言いがたい。これに対し本発明材
（供試材Ｎo.５）では、全試験項目に関してバランス良
く優れた特性を示し、特に悪い部分は見当たらなかっ
た。
粒組織（供試材Ｎo.１）は、常温引張特性と加工性は良
好であるが、高温強度と靭性が悪いことが分かる。また
Ｄｕｐｌｅｘ組織（供試材Ｎo.２）では、常温引張特
性、特に常温伸びに優れ、加工性もよいが、高温強度と
靭性に劣ることが分かる。更に、ニア・ラメラ組織およ
びラメラ組織（供試材Ｎo.３，４）では、高温強度と靭
性は良好であるが、常温引張特性が悪いことが分かる。
この様に比較材では、いずれも個別的な特性に関しては
優れた部分を有すると言うものの、各種特性がバランス
良く優れているとは言いがたい。これに対し本発明材
（供試材Ｎo.５）では、全試験項目に関してバランス良
く優れた特性を示し、特に悪い部分は見当たらなかっ
た。
【００２７】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、各
種特性がバランス良く優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合
金が実現できた。
種特性がバランス良く優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合
金が実現できた。
【図１】本発明のＴｉＡｌ基金属間化合物合金の組織形
態を示す模式図である。
態を示す模式図である。
【図２】比較材の等軸粒組織を示す模式図である。
【図３】比較材のニア・ラメラ組織を示す模式図であ
る。
る。
【図４】比較材のラメラ組織を示す模式図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 マトリクスが、等軸粒組織およびラメラ
組織の混合組織からなり、且つ粒内および粒界に微細な
析出物が存在するものであることを特徴とする、加工
性、靭性および高温強度に優れたＴｉＡｌ基金属間化合
物合金。 - 【請求項２】 析出物が、γ相（ＴｉＡｌ）およびα2
相（Ｔｉ3 Ａｌ）以外の第３相である請求項１に記載の
ＴｉＡｌ基金属間化合物合金。 - 【請求項３】 析出物が、Ｃ，ＳｉおよびＢよりなる群
から選ばれる１種以上の元素と、金属間化合物を構成す
る元素との化合物である請求項１または２に記載のＴｉ
Ａｌ基金属間化合物合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31785093A JPH07173557A (ja) | 1993-12-17 | 1993-12-17 | 加工性、靭性および高温強度に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31785093A JPH07173557A (ja) | 1993-12-17 | 1993-12-17 | 加工性、靭性および高温強度に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07173557A true JPH07173557A (ja) | 1995-07-11 |
Family
ID=18092757
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31785093A Withdrawn JPH07173557A (ja) | 1993-12-17 | 1993-12-17 | 加工性、靭性および高温強度に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07173557A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004263302A (ja) * | 2003-03-03 | 2004-09-24 | United Technol Corp <Utc> | ラメラ合金のための耐損傷性ミクロ組織 |
| WO2014203714A1 (ja) * | 2013-06-19 | 2014-12-24 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 |
| JP2015004092A (ja) * | 2013-06-19 | 2015-01-08 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金 |
| JP2015151612A (ja) * | 2014-02-19 | 2015-08-24 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 |
| JP2015168835A (ja) * | 2014-03-05 | 2015-09-28 | 大同特殊鋼株式会社 | ＴｉＡｌ製タービンホイール |
-
1993
- 1993-12-17 JP JP31785093A patent/JPH07173557A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004263302A (ja) * | 2003-03-03 | 2004-09-24 | United Technol Corp <Utc> | ラメラ合金のための耐損傷性ミクロ組織 |
| WO2014203714A1 (ja) * | 2013-06-19 | 2014-12-24 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 |
| JP2015004092A (ja) * | 2013-06-19 | 2015-01-08 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金 |
| US10208360B2 (en) | 2013-06-19 | 2019-02-19 | National Institute For Materials Science | Hot-forged TiAl-based alloy and method for producing the same |
| JP2015151612A (ja) * | 2014-02-19 | 2015-08-24 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 |
| JP2015168835A (ja) * | 2014-03-05 | 2015-09-28 | 大同特殊鋼株式会社 | ＴｉＡｌ製タービンホイール |
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|---|---|---|---|
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