JPH0818044B2 - 金属間化合物薄板の製造方法 - Google Patents
金属間化合物薄板の製造方法Info
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- JPH0818044B2 JPH0818044B2 JP1364989A JP1364989A JPH0818044B2 JP H0818044 B2 JPH0818044 B2 JP H0818044B2 JP 1364989 A JP1364989 A JP 1364989A JP 1364989 A JP1364989 A JP 1364989A JP H0818044 B2 JPH0818044 B2 JP H0818044B2
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- Japan
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- intermetallic compound
- thin plate
- slab
- sec
- rolling
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、金属間化合物薄板の製造方法に関し、詳細
には航空、宇宙分野あるいは熱電素子等の機能性用途等
でその利用が期待されている、超塑性成形能、高温強
度、耐高温酸化性等に優れる金属間化合物薄板の製造方
法に関するものである。
には航空、宇宙分野あるいは熱電素子等の機能性用途等
でその利用が期待されている、超塑性成形能、高温強
度、耐高温酸化性等に優れる金属間化合物薄板の製造方
法に関するものである。
この種金属間化合物としては、TiAl系,Ni3Al,NiAl,Fe
3Al,FeAl,FeSi2,NiTi等、あるいはCo基またはNi基から
なるスーパーアロイ,R−Fe−Ｂ（R:希土類元素）等多く
のものが知られると共に、これら金属間化合物は、一般
に塑性変形能が乏しく薄板に成形加工することが極めて
難しいことが知られている。
3Al,FeAl,FeSi2,NiTi等、あるいはCo基またはNi基から
なるスーパーアロイ,R−Fe−Ｂ（R:希土類元素）等多く
のものが知られると共に、これら金属間化合物は、一般
に塑性変形能が乏しく薄板に成形加工することが極めて
難しいことが知られている。
従って、従来は、上記金属間化合物の薄板を製造する
には、金属間化合物からなる粉末を得てそれを焼結する
粉末冶金法、常法により得た金属間化合物からなる鋳片
を900℃以上の高温のもとで恒温鍛造する恒温鍛造法、
あるいは常法により得た金属間化合物からなる鋳片をシ
ース材で被覆し熱間圧延機により熱間シース圧延する熱
間シース圧延法等により行われている。
には、金属間化合物からなる粉末を得てそれを焼結する
粉末冶金法、常法により得た金属間化合物からなる鋳片
を900℃以上の高温のもとで恒温鍛造する恒温鍛造法、
あるいは常法により得た金属間化合物からなる鋳片をシ
ース材で被覆し熱間圧延機により熱間シース圧延する熱
間シース圧延法等により行われている。
しかしながら、上述の金属間化合物薄板の製造方法で
は、製造される金属間化合物薄板に超塑性成形能を付与
するための組織制御を行うことができない。例えば、Ti
Al系金属間化合物薄板の場合、超塑性成形能を有するた
めには、その組織形態が微細等軸の２相組織からなるこ
とが必須であるが、上述の金属間化合物薄板の製造方法
では、微細等軸の２相組織の組織形態を得るための組織
制御を行うことができない。従って、この後の薄板を用
いた超塑性成形ができないために、これら金属間化合物
が具備する高温強度、耐高温酸化性等の優れた特性を利
用した用途の拡大に限りがあった。
は、製造される金属間化合物薄板に超塑性成形能を付与
するための組織制御を行うことができない。例えば、Ti
Al系金属間化合物薄板の場合、超塑性成形能を有するた
めには、その組織形態が微細等軸の２相組織からなるこ
とが必須であるが、上述の金属間化合物薄板の製造方法
では、微細等軸の２相組織の組織形態を得るための組織
制御を行うことができない。従って、この後の薄板を用
いた超塑性成形ができないために、これら金属間化合物
が具備する高温強度、耐高温酸化性等の優れた特性を利
用した用途の拡大に限りがあった。
そこで、本発明は、難加工性の金属間化合物の用途の
拡大を計るべく、超塑性成形能を有する金属間化合物薄
板の製造方法を提供することを目的としてなしたもので
ある。
拡大を計るべく、超塑性成形能を有する金属間化合物薄
板の製造方法を提供することを目的としてなしたもので
ある。
上記目的を達成するために、本発明に係わる金属間化
合物薄板の製造方法は、所定の金属間化合物成分組成に
調整された溶湯を20℃／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造
し、得られた薄板鋳片を動的再結晶の起こる温度，歪速
度のもとで少なくとも20％以上の圧下率で恒温圧延する
ものである。
合物薄板の製造方法は、所定の金属間化合物成分組成に
調整された溶湯を20℃／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造
し、得られた薄板鋳片を動的再結晶の起こる温度，歪速
度のもとで少なくとも20％以上の圧下率で恒温圧延する
ものである。
所定の金属間化合物成分組成に調整された溶湯を20℃
／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造することにより、鋳片
組織として微細組織が得られる。この組織は微細なため
高温組成変形能に優れるが、超塑性成形に耐えうる塑性
は持たないので、前記鋳造により得られた薄板鋳片を動
的再結晶の起こる温度，歪速度のもとで少なくとも20％
以上の圧下率で恒温圧延する。これにより、微細組織の
界面で歪エネルギの蓄積が起こり、再結晶核生成サイト
の増大がもたらされ、恒温圧延中の動的乃至静的再結晶
により、微細組織はより微細等結晶組織に変化する。こ
のような微細等軸晶組織形態になると、鋳造後の微細組
織で示さなかった超塑性変形が起こるようになり、超塑
性成形が可能になる。
／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造することにより、鋳片
組織として微細組織が得られる。この組織は微細なため
高温組成変形能に優れるが、超塑性成形に耐えうる塑性
は持たないので、前記鋳造により得られた薄板鋳片を動
的再結晶の起こる温度，歪速度のもとで少なくとも20％
以上の圧下率で恒温圧延する。これにより、微細組織の
界面で歪エネルギの蓄積が起こり、再結晶核生成サイト
の増大がもたらされ、恒温圧延中の動的乃至静的再結晶
により、微細組織はより微細等結晶組織に変化する。こ
のような微細等軸晶組織形態になると、鋳造後の微細組
織で示さなかった超塑性変形が起こるようになり、超塑
性成形が可能になる。
例えば、Ni3Al金属間化合物の場合、溶製して得た溶
湯を４×102℃／秒の凝固速度で薄板に鋳造すると、微
細な粒状組織が得られる。この組織は超塑性成形に耐え
うる塑性は持たないが、この薄板鋳片をさらに動的再結
晶の起こる温度（1100℃），歪速度（６×10-4/秒）の
もとで50％以上の圧下率で恒温圧延すると、恒温圧延中
の動的乃至静的再結晶により、平均粒径4.1μｍ以下の
超微細粒組織に変化し、超塑性成形が可能になる。
湯を４×102℃／秒の凝固速度で薄板に鋳造すると、微
細な粒状組織が得られる。この組織は超塑性成形に耐え
うる塑性は持たないが、この薄板鋳片をさらに動的再結
晶の起こる温度（1100℃），歪速度（６×10-4/秒）の
もとで50％以上の圧下率で恒温圧延すると、恒温圧延中
の動的乃至静的再結晶により、平均粒径4.1μｍ以下の
超微細粒組織に変化し、超塑性成形が可能になる。
一方、TiAl系金属間化合物の場合、高純度に溶製して
得た溶湯を２×10〜７×103℃／秒の凝固速度で薄板に
鋳造すると、微細なTiAl＋Ti3Al2相層状組織が得られ
る。この組織は超塑性成形に耐えうる塑性は持たない
が、この薄板鋳片をさらに動的再結晶の起こる温度（90
0〜1150℃），歪速度（10-2〜10-4/秒）のもとで少なく
とも20％以上の圧下率で恒温圧延すると、微細な２相層
状組織の歪エネルギの蓄積が起こり、再結晶核生成サイ
トの増大がもたらされ、恒温圧延中の動的乃至静的再結
晶により、微細な２相層状組織は微細等軸の２相組織に
変化し、超塑性成形が可能になる。このTiAl系金属間化
合物の場合の恒温圧延は、粒界酸化により発生する粒界
クラックや、この粒界クラックに起因して発生する圧延
等の耳割れを防止するために、真空（10-2torr以下）ま
たは不活性ガス雰囲気の下で行うのが好ましい。
得た溶湯を２×10〜７×103℃／秒の凝固速度で薄板に
鋳造すると、微細なTiAl＋Ti3Al2相層状組織が得られ
る。この組織は超塑性成形に耐えうる塑性は持たない
が、この薄板鋳片をさらに動的再結晶の起こる温度（90
0〜1150℃），歪速度（10-2〜10-4/秒）のもとで少なく
とも20％以上の圧下率で恒温圧延すると、微細な２相層
状組織の歪エネルギの蓄積が起こり、再結晶核生成サイ
トの増大がもたらされ、恒温圧延中の動的乃至静的再結
晶により、微細な２相層状組織は微細等軸の２相組織に
変化し、超塑性成形が可能になる。このTiAl系金属間化
合物の場合の恒温圧延は、粒界酸化により発生する粒界
クラックや、この粒界クラックに起因して発生する圧延
等の耳割れを防止するために、真空（10-2torr以下）ま
たは不活性ガス雰囲気の下で行うのが好ましい。
また、恒温圧延後に未再結晶粒が有る場合、再結晶化
のための熱処理を行ってもよく、この場合その処理条件
としては、800〜1050℃×５〜60分程度が好ましい。
のための熱処理を行ってもよく、この場合その処理条件
としては、800〜1050℃×５〜60分程度が好ましい。
以下に、本発明に係わる実施例を述べる。
実 施 例 １ 真空高周波スカル溶解炉を用いてTi−34wt％Al−1.8w
t％Ｖを溶製し、この溶湯を凝固速度約２×103℃／秒で
且つ真空（７×10-4torr）中で双ロール法によるストリ
ップキャスティングを行い、厚さ3mmの鋳片を製造し
た。この鋳片の断面ミクロ組織を第１図に示す。第１図
から明らかなように、その組織は微細なTiAlとTi3Alと
の２相混合層状組織となっている。
t％Ｖを溶製し、この溶湯を凝固速度約２×103℃／秒で
且つ真空（７×10-4torr）中で双ロール法によるストリ
ップキャスティングを行い、厚さ3mmの鋳片を製造し
た。この鋳片の断面ミクロ組織を第１図に示す。第１図
から明らかなように、その組織は微細なTiAlとTi3Alと
の２相混合層状組織となっている。
次に、上記厚さ3mmの鋳片を、1050℃の恒温下で２×1
0-4/秒の歪速度を与えつつ圧下率50％の恒温圧延を行
い、厚さ1.5mmの薄板を製造した。この薄板の端面ミク
ロ組織を第２図に示す。第２図から明らかなように、そ
の組織は、恒温圧延により動的再結晶が起こり、微細等
軸の２相組織が形成されている。
0-4/秒の歪速度を与えつつ圧下率50％の恒温圧延を行
い、厚さ1.5mmの薄板を製造した。この薄板の端面ミク
ロ組織を第２図に示す。第２図から明らかなように、そ
の組織は、恒温圧延により動的再結晶が起こり、微細等
軸の２相組織が形成されている。
次いで、上記厚さ1.5mmの薄板の超塑性成形能の指標
となる超塑性伸びを1050℃で５×10-4/秒の歪速度のも
とで調査した。その結果、300％の伸びが得られ、充分
な超塑性成形能を有する薄板が得られていた。
となる超塑性伸びを1050℃で５×10-4/秒の歪速度のも
とで調査した。その結果、300％の伸びが得られ、充分
な超塑性成形能を有する薄板が得られていた。
実施例 ２ 上記実施例１と同様にして、Ti−34.5wt％Al−1.8wt
％Ｖを溶製し、この溶湯を真空（９×10-4torr）中で且
つ第１表に示す各凝固速度で双ロール法によるストリッ
プキャスティングを行い、それぞれ厚さ3mmの鋳片を製
造した。これにより得られた鋳片を、さらに同表に示す
各恒温圧延条件のもとで、それぞれ恒温圧延した後、得
られた薄板の断面ミクロ組織を光学顕微鏡で観察して平
均粒径を求めると共に、超塑性伸びを1050℃で５×10-4
/秒の歪速度のもとで調査した。その結果も第１表に合
わせて示す。
％Ｖを溶製し、この溶湯を真空（９×10-4torr）中で且
つ第１表に示す各凝固速度で双ロール法によるストリッ
プキャスティングを行い、それぞれ厚さ3mmの鋳片を製
造した。これにより得られた鋳片を、さらに同表に示す
各恒温圧延条件のもとで、それぞれ恒温圧延した後、得
られた薄板の断面ミクロ組織を光学顕微鏡で観察して平
均粒径を求めると共に、超塑性伸びを1050℃で５×10-4
/秒の歪速度のもとで調査した。その結果も第１表に合
わせて示す。
第１表から明らかなように、No.11を除いて得られた
薄板は、平均粒径が極めて小さく且つ超塑性伸びの高い
特性を有しており、鋳造時の凝固速度を変えても、凝固
速度が20℃／秒以上で鋳造された鋳片であれば、この後
の恒温圧延を動的再結晶の起こる温度，歪速度のもとで
20％以上の圧下率で行えば、充分な超塑性成形能を有す
る薄板が得られることが分かる。
薄板は、平均粒径が極めて小さく且つ超塑性伸びの高い
特性を有しており、鋳造時の凝固速度を変えても、凝固
速度が20℃／秒以上で鋳造された鋳片であれば、この後
の恒温圧延を動的再結晶の起こる温度，歪速度のもとで
20％以上の圧下率で行えば、充分な超塑性成形能を有す
る薄板が得られることが分かる。
No.11は、比較例で、恒温圧延の際の圧下率を17％で
行ったもので、得られた薄板は、その断面組織が微細再
結晶粒と変形した粗大な未再結晶粒との混粒組織であ
り、且つ、超塑性伸びも極めて小さいもので、超塑性成
形能を有するものでは無かった。
行ったもので、得られた薄板は、その断面組織が微細再
結晶粒と変形した粗大な未再結晶粒との混粒組織であ
り、且つ、超塑性伸びも極めて小さいもので、超塑性成
形能を有するものでは無かった。
また、第１表によれば、平均粒径と超塑性伸びとは関
連性があり、平均粒径が小さくなれば超塑性伸びが大き
くなる傾向にある。
連性があり、平均粒径が小さくなれば超塑性伸びが大き
くなる傾向にある。
実施例 ３ 上記実施例１と同様にして、Ti−34wt％Al−1.5wt％M
nを溶製し、この溶湯を凝固速度約8.5×102℃／秒で且
つ真空（７×10-4torr）中で水冷銅からなるチルブロッ
クを用いたストリップキャスティグ機により鋳造し、厚
さ4mmの鋳片を製造した。この鋳片の断面ミクロ組織を
観察したところ、γ相にα２相が混在した２相層状組織
となっていた。
nを溶製し、この溶湯を凝固速度約8.5×102℃／秒で且
つ真空（７×10-4torr）中で水冷銅からなるチルブロッ
クを用いたストリップキャスティグ機により鋳造し、厚
さ4mmの鋳片を製造した。この鋳片の断面ミクロ組織を
観察したところ、γ相にα２相が混在した２相層状組織
となっていた。
次に、上記厚さ4mmの鋳片を、第２表に示す恒温圧延
条件のもとで恒温圧延し、得られた薄板の断面ミクロ組
織を光学顕微鏡で観察して平均粒径を求めると共に、超
塑性伸びを1050℃で５×10-4/秒の歪速度のもとで調査
した。その結果を第２表に合わせて示す。
条件のもとで恒温圧延し、得られた薄板の断面ミクロ組
織を光学顕微鏡で観察して平均粒径を求めると共に、超
塑性伸びを1050℃で５×10-4/秒の歪速度のもとで調査
した。その結果を第２表に合わせて示す。
第２表から明らかなように、得られた薄板は全て、平
均粒径が極めて小さく且つ超塑性伸びの高い特性を有し
ており、凝固速度が20℃／秒以上で鋳造された鋳片であ
れば、この後の恒温圧延を動的再結晶の起こる温度，歪
速度のもとで20％以上の圧下率で行えば、充分な超塑性
成形能を有する薄板が得られることが分かる。
均粒径が極めて小さく且つ超塑性伸びの高い特性を有し
ており、凝固速度が20℃／秒以上で鋳造された鋳片であ
れば、この後の恒温圧延を動的再結晶の起こる温度，歪
速度のもとで20％以上の圧下率で行えば、充分な超塑性
成形能を有する薄板が得られることが分かる。
また、第２表によれば、前記第１表に示した結果と同
様に、平均粒径と超塑性伸びとは関連性があり、平均粒
径が小さくなれば超塑性伸びが大きくなる傾向にある。
また平均粒径は、恒温圧延時の温度，歪速度によるが、
圧下率が大きくなれば小さくなる傾向がある。これは圧
下率が大きほど格子欠陥の導入、蓄積歪エネルギが多
く、再結晶の核発生場所が多くなるためである。
様に、平均粒径と超塑性伸びとは関連性があり、平均粒
径が小さくなれば超塑性伸びが大きくなる傾向にある。
また平均粒径は、恒温圧延時の温度，歪速度によるが、
圧下率が大きくなれば小さくなる傾向がある。これは圧
下率が大きほど格子欠陥の導入、蓄積歪エネルギが多
く、再結晶の核発生場所が多くなるためである。
実施例 ４ Ni3Al金属間化合物を溶製し、この溶湯を凝固速度約
４×102℃／秒で双ロール法によるストリップキャステ
ィングを行い、厚さ3.2mmの鋳片を製造した。この鋳片
の断面ミクロ組織は第３図に示すように、平均粒径12μ
ｍからなる微細粒組織であった。
４×102℃／秒で双ロール法によるストリップキャステ
ィングを行い、厚さ3.2mmの鋳片を製造した。この鋳片
の断面ミクロ組織は第３図に示すように、平均粒径12μ
ｍからなる微細粒組織であった。
次に、上記厚さ3.2mmの鋳片を、1100℃の恒温下で６
×10-4/秒の歪速度を与えつつ圧下率50％の恒温圧延を
行い、厚さ1.5mの薄板を製造した。この薄板の断面ミク
ロ組織は第４図にように、恒温圧延中の動的再結晶によ
り、平均粒径4.1μｍからなる超微細粒組織であった。
×10-4/秒の歪速度を与えつつ圧下率50％の恒温圧延を
行い、厚さ1.5mの薄板を製造した。この薄板の断面ミク
ロ組織は第４図にように、恒温圧延中の動的再結晶によ
り、平均粒径4.1μｍからなる超微細粒組織であった。
次いで、上記厚さ1.5mmの薄板を1100℃で５×10-4/秒
の歪速度のもとで超塑性伸びの調査をしたところ、390
％の伸びが得られ、充分な超塑性成形能を有する薄板が
得られていた。
の歪速度のもとで超塑性伸びの調査をしたところ、390
％の伸びが得られ、充分な超塑性成形能を有する薄板が
得られていた。
上述した本発明に係わる金属間化合物薄板の製造方法
によれば、薄板の断面ミクロ組織において微細等軸組織
からなる組織形態が得られ、金属間化合物薄板に超塑性
成形能を付与することができ、これにより、金属間化合
物が具備する高温強度、耐高温酸化性等の優れた特性と
相俟って、これら金属間化合物の用途を、航空、宇宙分
野あるいは熱電素子等の機能性用途等にも拡大して利用
することができる。
によれば、薄板の断面ミクロ組織において微細等軸組織
からなる組織形態が得られ、金属間化合物薄板に超塑性
成形能を付与することができ、これにより、金属間化合
物が具備する高温強度、耐高温酸化性等の優れた特性と
相俟って、これら金属間化合物の用途を、航空、宇宙分
野あるいは熱電素子等の機能性用途等にも拡大して利用
することができる。
第１図および第３図は、鋳片の断面金属組織を示す図面
代用写真、第２図および第４図は、薄板の断面金属組織
を示す図面代用写真である。
代用写真、第２図および第４図は、薄板の断面金属組織
を示す図面代用写真である。
Claims (2)
- 【請求項１】所定の金属間化合物成分組成に調整された
溶湯を20℃／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造し、得られ
た薄板鋳片を動的再結晶の起こる温度，歪速度のもとで
少なくとも20％以上の圧下率で恒温圧延することを特徴
とする金属間化合物薄板の製造方法。 - 【請求項２】前記所定の金属間化合物成分組成に調整さ
れた溶湯が、TiAl系金属間化合物からなる溶湯であるこ
とを特徴とする第１請求項に記載の金属間化合物薄板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1364989A JPH0818044B2 (ja) | 1989-01-23 | 1989-01-23 | 金属間化合物薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1364989A JPH0818044B2 (ja) | 1989-01-23 | 1989-01-23 | 金属間化合物薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02224803A JPH02224803A (ja) | 1990-09-06 |
| JPH0818044B2 true JPH0818044B2 (ja) | 1996-02-28 |
Family
ID=11839076
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1364989A Expired - Lifetime JPH0818044B2 (ja) | 1989-01-23 | 1989-01-23 | 金属間化合物薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0818044B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1991009697A1 (en) * | 1989-12-25 | 1991-07-11 | Nippon Steel Corporation | Sheet of titanium-aluminum intermetallic compound and process for producing the same |
| US7923127B2 (en) | 2005-11-09 | 2011-04-12 | United Technologies Corporation | Direct rolling of cast gamma titanium aluminide alloys |
-
1989
- 1989-01-23 JP JP1364989A patent/JPH0818044B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02224803A (ja) | 1990-09-06 |
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