JPH07197154A - ＴｉＡｌ系合金及びその製法 - Google Patents
ＴｉＡｌ系合金及びその製法Info
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- JPH07197154A JPH07197154A JP1205694A JP1205694A JPH07197154A JP H07197154 A JPH07197154 A JP H07197154A JP 1205694 A JP1205694 A JP 1205694A JP 1205694 A JP1205694 A JP 1205694A JP H07197154 A JPH07197154 A JP H07197154A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 塑性加工性に優れた高温耐酸化性ＴｉＡｌ系
金属間化合物基合金及びその製法に関する。 【構成】 Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃
度：４４〜４７原子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃ
ｒ濃度：１．５〜３．５原子％を含有し、γ相中に微細
なβ相が分散してなる塑性加工性に優れた高温耐酸化性
ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及び Ｔｉ濃度：４２
〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜４７原子％、Ｎｂ濃
度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：１．５〜３．５原子％
を含有する合金を溶解、鋳造後、１１３０〜１２５０℃
の範囲で熱処理を行って塑性加工性に優れた高温耐酸化
性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金を製造する方法。
金属間化合物基合金及びその製法に関する。 【構成】 Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃
度：４４〜４７原子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃ
ｒ濃度：１．５〜３．５原子％を含有し、γ相中に微細
なβ相が分散してなる塑性加工性に優れた高温耐酸化性
ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及び Ｔｉ濃度：４２
〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜４７原子％、Ｎｂ濃
度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：１．５〜３．５原子％
を含有する合金を溶解、鋳造後、１１３０〜１２５０℃
の範囲で熱処理を行って塑性加工性に優れた高温耐酸化
性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金を製造する方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は発電用ガスタービン、航
空機用エンジン等に用いるに適した塑性加工性に優れた
高温耐酸化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製
法に関する。
空機用エンジン等に用いるに適した塑性加工性に優れた
高温耐酸化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】金属間化合物ＴｉＡｌを主相とする合金
は従来のＴｉ合金と比べると軽量、高強度であり、約７
００℃程度までは耐酸化性も良好であるとの好ましい特
性を有しているため、タービンブレード等の高温環境下
で使用される部位へ適用できるのではないかと期待され
てきた。上記部位は３次元的な曲面を有する複雑形状で
あり、製品形状とする一つの手法として同じ形状の型材
を用い、鍛造等によって塑性加工する手法がある。Ｔｉ
Ａｌ系金属間化合物基合金は難加工材であり、割れ、キ
ャビティ等の欠陥発生がなく製品形状まで充分に塑性加
工するためには１１００℃以上に加熱する必要がある。
しかしながら工業生産レベルで１１００℃以上での使用
に耐える型材は現状ないため、塑性加工は実際上困難で
あり今日まで実用化されていなかった。今日まで最もよ
く研究されているＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の組成
はＡｌ濃度を４８原子％程度と化学量論組成より若干少
なくし、添加成分としてＶ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｂ等を単独
で、あるいは複合して２〜５原子％程度添加するもので
ある。上記組成の合金の塑性加工性が不十分な理由とし
て以下のことが考えられる。
は従来のＴｉ合金と比べると軽量、高強度であり、約７
００℃程度までは耐酸化性も良好であるとの好ましい特
性を有しているため、タービンブレード等の高温環境下
で使用される部位へ適用できるのではないかと期待され
てきた。上記部位は３次元的な曲面を有する複雑形状で
あり、製品形状とする一つの手法として同じ形状の型材
を用い、鍛造等によって塑性加工する手法がある。Ｔｉ
Ａｌ系金属間化合物基合金は難加工材であり、割れ、キ
ャビティ等の欠陥発生がなく製品形状まで充分に塑性加
工するためには１１００℃以上に加熱する必要がある。
しかしながら工業生産レベルで１１００℃以上での使用
に耐える型材は現状ないため、塑性加工は実際上困難で
あり今日まで実用化されていなかった。今日まで最もよ
く研究されているＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の組成
はＡｌ濃度を４８原子％程度と化学量論組成より若干少
なくし、添加成分としてＶ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｂ等を単独
で、あるいは複合して２〜５原子％程度添加するもので
ある。上記組成の合金の塑性加工性が不十分な理由とし
て以下のことが考えられる。
【０００３】同組成では熱処理条件に係わらず生成相は
ＴｉＡｌ相（結晶構造Ｌｌ0 、以下γ相と称す）及びＴ
ｉ3 Ａｌ相（結晶構造Ｄ０22、以下α２相と称す）の２
相である。また組織は熱処理条件によって若干異なる
が、主に粗大なγ相及び同様に粗大なラメラー組織（γ
相とα２相が交互に積層して形成される組織）によって
形成される。γ相及びα２相はともに金属間化合物相で
あり、高温域においても十分な塑性変形能を有さない。
またラメラー組織は異方性の強い組織であり、変形応力
がラメラー方向に垂直にかかった場合、変形抵抗は大き
くなりほとんど変形しない。更に各々の結晶粒が大きい
ため、粒界すべり等も生じ難い。以上の材料特性的な要
因から、従来の組成のＴｉＡｌ系金属間化合物基合金は
１１００℃以下では十分な塑性加工性を有さなくなる。
なお、１１００℃以下で無理に加工を行っても素材には
割れ、キャビティ等の欠陥が発生し易くなり、また型材
も素材の変形抵抗が高いため変形し初期形状を保てなく
なる。更に従来技術の組成では耐酸化性は８００℃を越
えると急激に劣化するため、製品に適用した場合使用可
能な温度に制約を受ける。
ＴｉＡｌ相（結晶構造Ｌｌ0 、以下γ相と称す）及びＴ
ｉ3 Ａｌ相（結晶構造Ｄ０22、以下α２相と称す）の２
相である。また組織は熱処理条件によって若干異なる
が、主に粗大なγ相及び同様に粗大なラメラー組織（γ
相とα２相が交互に積層して形成される組織）によって
形成される。γ相及びα２相はともに金属間化合物相で
あり、高温域においても十分な塑性変形能を有さない。
またラメラー組織は異方性の強い組織であり、変形応力
がラメラー方向に垂直にかかった場合、変形抵抗は大き
くなりほとんど変形しない。更に各々の結晶粒が大きい
ため、粒界すべり等も生じ難い。以上の材料特性的な要
因から、従来の組成のＴｉＡｌ系金属間化合物基合金は
１１００℃以下では十分な塑性加工性を有さなくなる。
なお、１１００℃以下で無理に加工を行っても素材には
割れ、キャビティ等の欠陥が発生し易くなり、また型材
も素材の変形抵抗が高いため変形し初期形状を保てなく
なる。更に従来技術の組成では耐酸化性は８００℃を越
えると急激に劣化するため、製品に適用した場合使用可
能な温度に制約を受ける。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は以上の事情に
鑑みてなされたものであり塑性加工性を改善した高温耐
酸化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製法を提
供しようとするものである。
鑑みてなされたものであり塑性加工性を改善した高温耐
酸化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製法を提
供しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者はＴｉＡｌ系金
属間化合物基合金の塑性加工性を向上させるためには
相、並びに組織を変化させる必要があると考え、添加成
分としてＮｂ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｎ、ＭｏのＴｉ合金でのい
わゆるβ安定化元素に着目し、β相の安定化を図った。
β相はｂｃｃ構造の固溶体またはｂｃｃをベースとする
Ｂ２型の金属間化合物相であることより高温域での変形
能に富み、ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の塑性加工性
の向上に寄与することが期待できる。本発明者は上記添
加成分を含有する種々の組成のＴｉＡｌ系金属間化合物
基合金を溶解、鋳造、熱処理のプロセスで作製し、組成
と耐酸化性、β相安定化の関係、組成、熱処理条件と組
織の関係、及び組織と塑性加工性の関係を検討した結
果、以下の１〜３に示す知見を得るに至った。
属間化合物基合金の塑性加工性を向上させるためには
相、並びに組織を変化させる必要があると考え、添加成
分としてＮｂ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｎ、ＭｏのＴｉ合金でのい
わゆるβ安定化元素に着目し、β相の安定化を図った。
β相はｂｃｃ構造の固溶体またはｂｃｃをベースとする
Ｂ２型の金属間化合物相であることより高温域での変形
能に富み、ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の塑性加工性
の向上に寄与することが期待できる。本発明者は上記添
加成分を含有する種々の組成のＴｉＡｌ系金属間化合物
基合金を溶解、鋳造、熱処理のプロセスで作製し、組成
と耐酸化性、β相安定化の関係、組成、熱処理条件と組
織の関係、及び組織と塑性加工性の関係を検討した結
果、以下の１〜３に示す知見を得るに至った。
【０００６】（１）組成と耐酸化性、β相安定化の関係 ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金の耐酸化性を最も向
上させる添加成分はＮｂであり、組成としてはＴｉ濃
度：４０〜５０原子％、Ａｌ濃度：４２〜５０原子％、
Ｎｂ添加量：６〜１０原子％の耐酸化性が最良である。
しかしながらこの組成ではβ相は安定化せず、生成相は
従来のＴｉＡｌ系金属間化合物基合金と同じγ相とα２
相の２相のみである。 Ａｌ濃度：４７原子％以下において、６〜１０原子
％のＮｂに加えＣｒ、Ｍｏ、Ｖ等の更に強力なβ安定化
元素を１．５原子％以上添加するとγ相とα２相に加え
β相が安定化するが、Ｃｒ以外の添加成分では耐酸化性
はいずれもＮｂ単独添加のものに比べ低下する。 耐酸化性がよく、かつβ相を安定化させるために
は、Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜４
７原子％において６〜１０原子％のＮｂ、及び１．５原
子％以上のＣｒを複合添加する必要がある。
上させる添加成分はＮｂであり、組成としてはＴｉ濃
度：４０〜５０原子％、Ａｌ濃度：４２〜５０原子％、
Ｎｂ添加量：６〜１０原子％の耐酸化性が最良である。
しかしながらこの組成ではβ相は安定化せず、生成相は
従来のＴｉＡｌ系金属間化合物基合金と同じγ相とα２
相の２相のみである。 Ａｌ濃度：４７原子％以下において、６〜１０原子
％のＮｂに加えＣｒ、Ｍｏ、Ｖ等の更に強力なβ安定化
元素を１．５原子％以上添加するとγ相とα２相に加え
β相が安定化するが、Ｃｒ以外の添加成分では耐酸化性
はいずれもＮｂ単独添加のものに比べ低下する。 耐酸化性がよく、かつβ相を安定化させるために
は、Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜４
７原子％において６〜１０原子％のＮｂ、及び１．５原
子％以上のＣｒを複合添加する必要がある。
【０００７】（２）組成、熱処理条件と組織の関係 耐酸化性がよく、かつβ相が安定するＮｂとＣｒを添加
した合金の鋳造後、並びに種々の温度での熱処理後の組
織を検討したところ、組織は以下の３つに大別できるこ
とが判った。 α２＋γのラメラ組織及びγ相とβ相からなる組織 Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜４７原
子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：１．５〜
３．５原子％において、鋳造まま及び１０００℃〜１１
３０℃の熱処理、１２３０℃以上の熱処理によって形成
される。 微細なβ相がγ相中に分散した組織 上記組成において１１３０℃〜１２３０℃の熱処理によ
って形成される。 粗大なβ相とγ相よりなる組織 Ｔｉ濃度：４０〜４８原子％、Ａｌ濃度：４２〜４４原
子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：３原子％
以上において鋳造まま、及び１０００℃以上の熱処理に
よって形成される。なお、β相の割合はより、の方
が多い。
した合金の鋳造後、並びに種々の温度での熱処理後の組
織を検討したところ、組織は以下の３つに大別できるこ
とが判った。 α２＋γのラメラ組織及びγ相とβ相からなる組織 Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜４７原
子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：１．５〜
３．５原子％において、鋳造まま及び１０００℃〜１１
３０℃の熱処理、１２３０℃以上の熱処理によって形成
される。 微細なβ相がγ相中に分散した組織 上記組成において１１３０℃〜１２３０℃の熱処理によ
って形成される。 粗大なβ相とγ相よりなる組織 Ｔｉ濃度：４０〜４８原子％、Ａｌ濃度：４２〜４４原
子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：３原子％
以上において鋳造まま、及び１０００℃以上の熱処理に
よって形成される。なお、β相の割合はより、の方
が多い。
【０００８】（３）組織と塑性加工性の関係 上記〜の組織の工業生産レベルで可能な１０２５℃
程度での塑性加工性は次のとおりである。 のラメラーが存在する組織では変形抵抗が大きく、従
来技術の合金と同様に割れ、キャビティ等の欠陥が発生
し易くなる。 の組織は良好な塑性加工性を示す。 の組織はよりは良好であるがよりは劣り、加工率
が大きくなると欠陥が発生し易くなる。
程度での塑性加工性は次のとおりである。 のラメラーが存在する組織では変形抵抗が大きく、従
来技術の合金と同様に割れ、キャビティ等の欠陥が発生
し易くなる。 の組織は良好な塑性加工性を示す。 の組織はよりは良好であるがよりは劣り、加工率
が大きくなると欠陥が発生し易くなる。
【０００９】本発明は、以上示した知見に基づいてなさ
れたもので、 （１）Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜
４７原子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：
１．５〜３．５原子％を含有し、γ相中に微細なβ相が
分散してなることを特徴とする塑性加工性に優れた高温
耐酸化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金。 （２）Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜
４７原子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：
１．５〜３．５原子％を含有する合金を溶解、鋳造後、
１１３０〜１２３０℃の範囲で熱処理を行うことを特徴
とする塑性加工性に優れた高温耐酸化性ＴｉＡｌ系金属
間化合物基合金の製法。である。
れたもので、 （１）Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜
４７原子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：
１．５〜３．５原子％を含有し、γ相中に微細なβ相が
分散してなることを特徴とする塑性加工性に優れた高温
耐酸化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金。 （２）Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃度：４４〜
４７原子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃｒ濃度：
１．５〜３．５原子％を含有する合金を溶解、鋳造後、
１１３０〜１２３０℃の範囲で熱処理を行うことを特徴
とする塑性加工性に優れた高温耐酸化性ＴｉＡｌ系金属
間化合物基合金の製法。である。
【００１０】
【作用】以下、本発明に係わる合金における各成分の作
用並びに限定理由及び熱処理温度の限定理由を示す。 （１）Ｔｉ Ｔｉは本発明合金の主要構成元素である。Ｔｉ濃度が４
２原子％未満になるとβ相が安定化しないため、従来技
術の合金と同様の組織となり、塑性加工性が低下する。
一方Ｔｉ濃度が４８原子％を越えると粗大なβ相の割合
が多くなるため塑性加工性が低下する。 （２）Ａｌ Ａｌは本発明合金の主要構成元素である。Ａｌ濃度が４
４原子％未満になると粗大なβ相の割合が多くなるため
塑性加工性が低下する。一方Ａｌ濃度が４７原子％を越
えるとβ相が安定化しないため、従来技術の合金と同様
の組織となり塑性加工性が低下する。 （３）Ｎｂ 主な作用は耐酸化性の向上であるが、β相安定化効果も
若干もつ。Ｎｂ濃度が６原子％未満では添加効果が認め
られない。一方Ｎｂ濃度が１０原子％を越えると耐酸化
性が低下する。 （４）Ｃｒ β相を安定化させる作用をもつ。Ｃｒ濃度が１．５原子
％未満では添加効果が認められない。一方がＣｒ濃度が
３．５原子％を越えると粗大なβ相の割合が多くなるた
め塑性加工性が低下する。 （５）熱処理温度 本発明に係わる合金では熱処理は鋳造時に形成されるラ
メラー組織を消滅させ、生成相がγ相とβ相の２相で、
微細なβ相がγ相中に分散した組織とすることを目的と
して行う。１１３０℃未満では効果が不十分であり、ラ
メラー組織が残存するため塑性加工性は低い。一方１２
３０℃を越えると相変化によって新たにラメラー組織が
形成されるため塑性加工性が低下する。
用並びに限定理由及び熱処理温度の限定理由を示す。 （１）Ｔｉ Ｔｉは本発明合金の主要構成元素である。Ｔｉ濃度が４
２原子％未満になるとβ相が安定化しないため、従来技
術の合金と同様の組織となり、塑性加工性が低下する。
一方Ｔｉ濃度が４８原子％を越えると粗大なβ相の割合
が多くなるため塑性加工性が低下する。 （２）Ａｌ Ａｌは本発明合金の主要構成元素である。Ａｌ濃度が４
４原子％未満になると粗大なβ相の割合が多くなるため
塑性加工性が低下する。一方Ａｌ濃度が４７原子％を越
えるとβ相が安定化しないため、従来技術の合金と同様
の組織となり塑性加工性が低下する。 （３）Ｎｂ 主な作用は耐酸化性の向上であるが、β相安定化効果も
若干もつ。Ｎｂ濃度が６原子％未満では添加効果が認め
られない。一方Ｎｂ濃度が１０原子％を越えると耐酸化
性が低下する。 （４）Ｃｒ β相を安定化させる作用をもつ。Ｃｒ濃度が１．５原子
％未満では添加効果が認められない。一方がＣｒ濃度が
３．５原子％を越えると粗大なβ相の割合が多くなるた
め塑性加工性が低下する。 （５）熱処理温度 本発明に係わる合金では熱処理は鋳造時に形成されるラ
メラー組織を消滅させ、生成相がγ相とβ相の２相で、
微細なβ相がγ相中に分散した組織とすることを目的と
して行う。１１３０℃未満では効果が不十分であり、ラ
メラー組織が残存するため塑性加工性は低い。一方１２
３０℃を越えると相変化によって新たにラメラー組織が
形成されるため塑性加工性が低下する。
【００１１】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。純
度９９．９％のＴｉ、純度９９．９９％のＡｌ、純度９
９．９％のＮｂ、及び純度９９．９％のＣｒを原料とし
て用い、非消耗電極式アーク溶解炉によって、表Ａに示
す組成のインゴットを作製した。次にこのインゴットを
鋳造ままで、あるいは種々の温度で５時間Ａｒ雰囲気中
で熱処理した後、機械加工により直径１２ｍｍ、高さ１
２ｍｍの円柱状試験片に加工し圧縮試験を実施した。試
験条件は試験温度１０２５℃、ひずみ速度１×１０-3／
ｓであり、初期高さの１／４まで圧縮し、最大応力、並
びに断面組織での割れ、キャビティ等の欠陥発生有無に
より塑性加工性を評価した。また１５ｍｍ×２０ｍｍ×
２ｍｍの平板状の酸化試験片を切り出し、エメリー紙で
１０００番まで研磨した後、酸化試験を行った。試験温
度は９００℃であり大気中で１００時間保持した後の酸
化増量により耐酸化性を評価した。
度９９．９％のＴｉ、純度９９．９９％のＡｌ、純度９
９．９％のＮｂ、及び純度９９．９％のＣｒを原料とし
て用い、非消耗電極式アーク溶解炉によって、表Ａに示
す組成のインゴットを作製した。次にこのインゴットを
鋳造ままで、あるいは種々の温度で５時間Ａｒ雰囲気中
で熱処理した後、機械加工により直径１２ｍｍ、高さ１
２ｍｍの円柱状試験片に加工し圧縮試験を実施した。試
験条件は試験温度１０２５℃、ひずみ速度１×１０-3／
ｓであり、初期高さの１／４まで圧縮し、最大応力、並
びに断面組織での割れ、キャビティ等の欠陥発生有無に
より塑性加工性を評価した。また１５ｍｍ×２０ｍｍ×
２ｍｍの平板状の酸化試験片を切り出し、エメリー紙で
１０００番まで研磨した後、酸化試験を行った。試験温
度は９００℃であり大気中で１００時間保持した後の酸
化増量により耐酸化性を評価した。
【００１２】例１〜３はＴｉ−Ａｌ２元系でＡｌ濃度：
４８原子％の合金の鋳造まま及び鋳造後１２００℃、１
３００℃で熱処理したものの結果であるが、いずれも圧
縮試験時の最大応力は１９０ＭＰａ以上であり、欠陥発
生が認められた。また耐酸化性についても酸化増量が２
５．１ｍｇ／ｃｍ2 以上と不十分であった。例４〜６は
Ａｌ濃度：４８原子％でＣｒを３ａｔ％添加した合金の
鋳造まま及び鋳造後１２００℃、１３００℃で熱処理し
たものの結果であるが、いずれも圧縮試験時の最大応力
は１７０ＭＰａ以上であり、欠陥発生が認められた。ま
た耐酸化性についても酸化増量が２４．１ｍｇ／ｃｍ2
以上と不十分であった。
４８原子％の合金の鋳造まま及び鋳造後１２００℃、１
３００℃で熱処理したものの結果であるが、いずれも圧
縮試験時の最大応力は１９０ＭＰａ以上であり、欠陥発
生が認められた。また耐酸化性についても酸化増量が２
５．１ｍｇ／ｃｍ2 以上と不十分であった。例４〜６は
Ａｌ濃度：４８原子％でＣｒを３ａｔ％添加した合金の
鋳造まま及び鋳造後１２００℃、１３００℃で熱処理し
たものの結果であるが、いずれも圧縮試験時の最大応力
は１７０ＭＰａ以上であり、欠陥発生が認められた。ま
た耐酸化性についても酸化増量が２４．１ｍｇ／ｃｍ2
以上と不十分であった。
【００１３】例７〜１２は本発明に係わる合金であり、
Ｔｉ：４２原子％、Ａｌ：４７原子％、Ｎｂ：９原子
％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金の鋳造まま及び１１
００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０℃、１３５
０℃で熱処理したものの結果である。１１５０℃、１２
００℃熱処理後では最大応力は１４０ＭＰａ以下であり
欠陥発生はなかった。一方鋳造まま、及び１１００℃、
１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力は１７０
ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また耐酸化性
は酸化増量が３．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜６と比較
すると大幅に優れていた。
Ｔｉ：４２原子％、Ａｌ：４７原子％、Ｎｂ：９原子
％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金の鋳造まま及び１１
００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０℃、１３５
０℃で熱処理したものの結果である。１１５０℃、１２
００℃熱処理後では最大応力は１４０ＭＰａ以下であり
欠陥発生はなかった。一方鋳造まま、及び１１００℃、
１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力は１７０
ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また耐酸化性
は酸化増量が３．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜６と比較
すると大幅に優れていた。
【００１４】例１３〜１８は本発明に係わる合金であ
り、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：８原
子％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金の鋳造まま及び１
１００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０℃、１３
５０℃で熱処理したものの結果である。１１５０℃、１
２００℃熱処理後では最大応力は１２０ＭＰａ以下であ
り欠陥発生はなかった。一方鋳造まま及び１１００℃、
１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力は１６０
ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また耐酸化性
は酸化増量が３．３ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜６と比較
すると大幅に優れていた。
り、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：８原
子％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金の鋳造まま及び１
１００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０℃、１３
５０℃で熱処理したものの結果である。１１５０℃、１
２００℃熱処理後では最大応力は１２０ＭＰａ以下であ
り欠陥発生はなかった。一方鋳造まま及び１１００℃、
１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力は１６０
ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また耐酸化性
は酸化増量が３．３ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜６と比較
すると大幅に優れていた。
【００１５】例１９〜２４は本発明に係わる合金であ
り、Ｔｉ：４８原子％、Ａｌ：４４原子％、Ｎｂ：６原
子％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金の鋳造まま及び１
１００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０℃、１３
５０℃で熱処理したものの結果である。１１５０℃、１
２００℃熱処理後では最大応力は１２０ＭＰａ以下であ
り欠陥発生はなかった。一方鋳造まま及び１１００℃、
１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力は１５０
ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また耐酸化性
は酸化増量が４．６ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜６と比較
すると大幅に優れていた。
り、Ｔｉ：４８原子％、Ａｌ：４４原子％、Ｎｂ：６原
子％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金の鋳造まま及び１
１００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０℃、１３
５０℃で熱処理したものの結果である。１１５０℃、１
２００℃熱処理後では最大応力は１２０ＭＰａ以下であ
り欠陥発生はなかった。一方鋳造まま及び１１００℃、
１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力は１５０
ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また耐酸化性
は酸化増量が４．６ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜６と比較
すると大幅に優れていた。
【００１６】例２５〜３０は本発明に係わる合金であ
り、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：８．
５原子％、Ｃｒ：１．５原子％を含有する合金の鋳造ま
ま及び１１００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０
℃、１３５０℃で熱処理したものの結果である。１１５
０℃、１２００℃熱処理後では最大応力は１６０ＭＰａ
以下であり欠陥発生はなかった。一方鋳造まま及び１１
００℃、１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力
は１９０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また
耐酸化性は酸化増量が３．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜
６と比較すると大幅に優れていた。
り、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：８．
５原子％、Ｃｒ：１．５原子％を含有する合金の鋳造ま
ま及び１１００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０
℃、１３５０℃で熱処理したものの結果である。１１５
０℃、１２００℃熱処理後では最大応力は１６０ＭＰａ
以下であり欠陥発生はなかった。一方鋳造まま及び１１
００℃、１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力
は１９０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また
耐酸化性は酸化増量が３．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜
６と比較すると大幅に優れていた。
【００１７】例３１〜３６は本発明に係わる合金であ
り、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：６．
５原子％、Ｃｒ：３．５原子％を含有する合金の鋳造ま
ま及び１１００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０
℃、１３５０℃で熱処理したものの結果である。１１５
０℃、１２００℃熱処理後では最大応力は１４０ＭＰａ
以下であり欠陥発生はなかった。一方鋳造まま及び１１
００℃、１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力
は１７０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また
耐酸化性は酸化増量が４．３ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜
６と比較すると大幅に優れていた。
り、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：６．
５原子％、Ｃｒ：３．５原子％を含有する合金の鋳造ま
ま及び１１００℃、１１５０℃、１２００℃、１２５０
℃、１３５０℃で熱処理したものの結果である。１１５
０℃、１２００℃熱処理後では最大応力は１４０ＭＰａ
以下であり欠陥発生はなかった。一方鋳造まま及び１１
００℃、１２５０℃、１３５０℃熱処理後では最大応力
は１７０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。また
耐酸化性は酸化増量が４．３ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜
６と比較すると大幅に優れていた。
【００１８】例３７、３８はＴｉ濃度が本発明の範囲外
のものの結果で、１２００℃熱処理後において最大応力
は１８０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。な
お、耐酸化性は酸化増量が４．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と例
１〜６と比較すると大幅に優れていた。
のものの結果で、１２００℃熱処理後において最大応力
は１８０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。な
お、耐酸化性は酸化増量が４．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と例
１〜６と比較すると大幅に優れていた。
【００１９】例３８、３９はＡｌ濃度が本発明の範囲外
のものの結果で、１２００℃熱処理後において最大応力
は１８０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。な
お、耐酸化性は酸化増量が４．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と例
１〜６と比較すると大幅に優れていた。
のものの結果で、１２００℃熱処理後において最大応力
は１８０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められた。な
お、耐酸化性は酸化増量が４．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と例
１〜６と比較すると大幅に優れていた。
【００２０】例４０、４１はＮｂ濃度が本発明の範囲外
のものの結果である。１２００℃熱処理後において、最
大応力は１５０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められ
た。しかしながら耐酸化性は酸化増量が７．１ｍｇ／ｃ
ｍ2 以上と例１〜６と比較すると優れていたが、例７〜
３６に較べると劣っていた。
のものの結果である。１２００℃熱処理後において、最
大応力は１５０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められ
た。しかしながら耐酸化性は酸化増量が７．１ｍｇ／ｃ
ｍ2 以上と例１〜６と比較すると優れていたが、例７〜
３６に較べると劣っていた。
【００２１】例４２、４３はＣｒ濃度が本発明の範囲外
のものの結果であるが、１２００℃熱処理後において、
最大応力は１８０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められ
た。なお、耐酸化性は酸化増量が３．３ｍｇ／ｃｍ2 以
下と例１〜６と比較すると大幅に優れていた。
のものの結果であるが、１２００℃熱処理後において、
最大応力は１８０ＭＰａ以上であり欠陥発生が認められ
た。なお、耐酸化性は酸化増量が３．３ｍｇ／ｃｍ2 以
下と例１〜６と比較すると大幅に優れていた。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】以下、上記例１，例１６，例３８の走査型
電子顕微鏡による反応電子像の写真を示す。図１は例１
のＴｉ−Ａｌ２元系合金の鋳造ままの走査型電子顕微鏡
による反射電子像である。ここで黒い母相はγ相であ
り、灰色の相はα２相である。この図より生成相はγ相
とα２相の２相であり、組織はγ相とα２相が層状に積
み重なったラメラー組織で各ラメラー粒の粒径は大きい
ことが判る。図２は例１６の本発明の合金の１２００℃
熱処理後の走査型電子顕微鏡による反射電子像である。
ここで黒い母相はγ相であり、白色の相はβ相である。
この図より生成相はγ相とβ相の２相であり、組織は微
細なβ相が分散した組織であることが判る。図３は例３
８であり、本発明の合金よりＡｌ濃度が少ないものの１
２００℃熱処理後の走査型電子顕微鏡による反射電子像
である。ここで黒い母相はγ相であり、白色の相はβ相
である。この図より生成相はγ相とβ相の２相であり、
粗大なβ相の割合が多いことが判る。
電子顕微鏡による反応電子像の写真を示す。図１は例１
のＴｉ−Ａｌ２元系合金の鋳造ままの走査型電子顕微鏡
による反射電子像である。ここで黒い母相はγ相であ
り、灰色の相はα２相である。この図より生成相はγ相
とα２相の２相であり、組織はγ相とα２相が層状に積
み重なったラメラー組織で各ラメラー粒の粒径は大きい
ことが判る。図２は例１６の本発明の合金の１２００℃
熱処理後の走査型電子顕微鏡による反射電子像である。
ここで黒い母相はγ相であり、白色の相はβ相である。
この図より生成相はγ相とβ相の２相であり、組織は微
細なβ相が分散した組織であることが判る。図３は例３
８であり、本発明の合金よりＡｌ濃度が少ないものの１
２００℃熱処理後の走査型電子顕微鏡による反射電子像
である。ここで黒い母相はγ相であり、白色の相はβ相
である。この図より生成相はγ相とβ相の２相であり、
粗大なβ相の割合が多いことが判る。
【００２５】
【発明の効果】以上詳述した如く本発明によれば、ター
ビンブレード等の塑性加工により製品形状とするものに
適した、塑性加工性に優れた、高温耐酸化性ＴｉＡｌ系
金属間化合物基合金が提供できる。
ビンブレード等の塑性加工により製品形状とするものに
適した、塑性加工性に優れた、高温耐酸化性ＴｉＡｌ系
金属間化合物基合金が提供できる。
【図１】本発明の実施例において製造した例１のＴｉＡ
ｌ系金属間化合物基合金（比較例）の金属組織を示す走
査型電子顕微鏡による反射電子像写真。
ｌ系金属間化合物基合金（比較例）の金属組織を示す走
査型電子顕微鏡による反射電子像写真。
【図２】本発明の実施例において製造した例１６のＴｉ
Ａｌ系金属間化合物基合金（実施例）の金属組織を示す
走査型電子顕微鏡による反射電子像写真。
Ａｌ系金属間化合物基合金（実施例）の金属組織を示す
走査型電子顕微鏡による反射電子像写真。
【図３】本発明の実施例において製造した例３８のＴｉ
Ａｌ系金属間化合物基合金（比較例）の金属組織を示す
走査型電子顕微鏡による反射電子像写真。
Ａｌ系金属間化合物基合金（比較例）の金属組織を示す
走査型電子顕微鏡による反射電子像写真。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃
度：４４〜４７原子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃ
ｒ濃度：１．５〜３．５原子％を含有し、γ相中に微細
なβ相が分散してなることを特徴とする塑性加工性に優
れた高温耐酸化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金。 - 【請求項２】 Ｔｉ濃度：４２〜４８原子％、Ａｌ濃
度：４４〜４７原子％、Ｎｂ濃度：６〜１０原子％、Ｃ
ｒ濃度：１．５〜３．５原子％を含有する合金を溶解、
鋳造後、１１３０〜１２３０℃の範囲で熱処理を行うこ
とを特徴とする塑性加工性に優れた高温耐酸化性ＴｉＡ
ｌ系金属間化合物基合金の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1205694A JPH07197154A (ja) | 1994-01-10 | 1994-01-10 | ＴｉＡｌ系合金及びその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1205694A JPH07197154A (ja) | 1994-01-10 | 1994-01-10 | ＴｉＡｌ系合金及びその製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07197154A true JPH07197154A (ja) | 1995-08-01 |
Family
ID=11794951
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1205694A Withdrawn JPH07197154A (ja) | 1994-01-10 | 1994-01-10 | ＴｉＡｌ系合金及びその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07197154A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6294132B1 (en) | 1996-10-28 | 2001-09-25 | Mitsubishi Heavy Industries Ltd. | TiAl intermetallic compound-based alloy |
| JP2009144247A (ja) * | 2007-12-13 | 2009-07-02 | Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh | チタンアルミナイド合金とその加工方法、チタンアルミナイド合金から製造される構造部品 |
| CN110684908A (zh) * | 2019-11-05 | 2020-01-14 | 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 | 一种均质化的铸造用钛铝合金锭的制备方法 |
| EP3943627A4 (en) * | 2019-03-18 | 2022-11-16 | IHI Corporation | TITANIUM ALUMINUM ALLOY MATERIAL FOR HOT FORGING, FORGING METHOD FOR TITANIUM ALUMINUM ALLOY MATERIAL, AND FORGED BODY |
-
1994
- 1994-01-10 JP JP1205694A patent/JPH07197154A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6294132B1 (en) | 1996-10-28 | 2001-09-25 | Mitsubishi Heavy Industries Ltd. | TiAl intermetallic compound-based alloy |
| JP2009144247A (ja) * | 2007-12-13 | 2009-07-02 | Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh | チタンアルミナイド合金とその加工方法、チタンアルミナイド合金から製造される構造部品 |
| EP3943627A4 (en) * | 2019-03-18 | 2022-11-16 | IHI Corporation | TITANIUM ALUMINUM ALLOY MATERIAL FOR HOT FORGING, FORGING METHOD FOR TITANIUM ALUMINUM ALLOY MATERIAL, AND FORGED BODY |
| CN110684908A (zh) * | 2019-11-05 | 2020-01-14 | 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 | 一种均质化的铸造用钛铝合金锭的制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010403 |