JPH08337832A - Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金とその製造方法 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金とその製造方法Info
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- JPH08337832A JPH08337832A JP14484595A JP14484595A JPH08337832A JP H08337832 A JPH08337832 A JP H08337832A JP 14484595 A JP14484595 A JP 14484595A JP 14484595 A JP14484595 A JP 14484595A JP H08337832 A JPH08337832 A JP H08337832A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高温強度、クリープ強度を大きく向上させ、
さらにある程度の常温延性を確保したTi−Al系金属間化
合物基合金を提供する。 【構成】 原子％で、Al: 44〜51％、残部TiのTi−Al系
金属間化合物基合金で、かつTiAl相とTi3Al 相からなる
層状組織からなり、その層状組織界面方向と板長さ方向
あるいは棒長さ方向とのなす角度 (θ) が０〜45℃であ
り、かつ、０≦θ≦30°の確率が60％以上であるとす
る。そのためにα−Ti単相域で歪速度0.1/s以上の加工
を行い、直ちに油冷、空冷する。
さらにある程度の常温延性を確保したTi−Al系金属間化
合物基合金を提供する。 【構成】 原子％で、Al: 44〜51％、残部TiのTi−Al系
金属間化合物基合金で、かつTiAl相とTi3Al 相からなる
層状組織からなり、その層状組織界面方向と板長さ方向
あるいは棒長さ方向とのなす角度 (θ) が０〜45℃であ
り、かつ、０≦θ≦30°の確率が60％以上であるとす
る。そのためにα−Ti単相域で歪速度0.1/s以上の加工
を行い、直ちに油冷、空冷する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、強度、延性に優れるTi
−Al系金属間化合物基合金とその製造方法であって、特
に軽量耐熱材料として、ガスタービンのコンプレッサブ
レードおよびベーン、タービンブレード、自動車エンジ
ンのバルブおよびピストンピン、さらにはスペースプレ
ーンや超音速航空機の外板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
基合金とその製造方法に関する。本発明によれば、望ま
しい組織を有することによって高温強度、クリープ強度
が従来よりも一層改善されたTiAl基合金が得られる。
−Al系金属間化合物基合金とその製造方法であって、特
に軽量耐熱材料として、ガスタービンのコンプレッサブ
レードおよびベーン、タービンブレード、自動車エンジ
ンのバルブおよびピストンピン、さらにはスペースプレ
ーンや超音速航空機の外板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
基合金とその製造方法に関する。本発明によれば、望ま
しい組織を有することによって高温強度、クリープ強度
が従来よりも一層改善されたTiAl基合金が得られる。
【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) および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
基合金と称する。
化合物であるTiAl (以下、γ相という) および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
基合金と称する。
【０００３】鋳造凝固時にTiAl (γ相) とTi3Al(α
2 相）の層状組織 (以下、ラメラ組織という) は、鋳造
−凝固時あるいはα域に加熱後冷却時に形成される。こ
のラメラ組織は、高温強度に優れるが、結晶粒が粗大
で、その方位がランダムであるため、常温延性に乏しい
欠点を持つ。そのため、常温延性を改善する必要がある
として下記のいくつかの方法が提案されている。
2 相）の層状組織 (以下、ラメラ組織という) は、鋳造
−凝固時あるいはα域に加熱後冷却時に形成される。こ
のラメラ組織は、高温強度に優れるが、結晶粒が粗大
で、その方位がランダムであるため、常温延性に乏しい
欠点を持つ。そのため、常温延性を改善する必要がある
として下記のいくつかの方法が提案されている。
【０００４】特開昭63−171862号公報には、700 〜1100
℃の２段階の恒温鍛造法が開示されている。特開平２−
274307号公報には、原子％で48.4％ (重量％で34.5％A
l) のTiAl基合金を1200℃での熱間押出加工後、同じく1
200℃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。
℃の２段階の恒温鍛造法が開示されている。特開平２−
274307号公報には、原子％で48.4％ (重量％で34.5％A
l) のTiAl基合金を1200℃での熱間押出加工後、同じく1
200℃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】本発明者らは、特開平６−340955号公報に
おいてはα単相域で加工・等温保持により再結晶粒を得
て、その後冷却することにより、等方的なラメラ粒組織
が得られることを示した。この発明によりラメラ粒が微
細化した組織が形成され、高温強度と常温延性とに優れ
たTiAl基合金を製造することができるようになった。し
かし、現在では用途によりさらに高い高温強度が要求さ
れるようになってきている。
おいてはα単相域で加工・等温保持により再結晶粒を得
て、その後冷却することにより、等方的なラメラ粒組織
が得られることを示した。この発明によりラメラ粒が微
細化した組織が形成され、高温強度と常温延性とに優れ
たTiAl基合金を製造することができるようになった。し
かし、現在では用途によりさらに高い高温強度が要求さ
れるようになってきている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、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。また前述のように、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ことは
報告されているが (特開平２−274307号公報) 、この組
織でも十分な破壊靱性、高温強度は得られない。
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。また前述のように、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ことは
報告されているが (特開平２−274307号公報) 、この組
織でも十分な破壊靱性、高温強度は得られない。
【０００７】今日、その実用上の観点からTiAl基合金と
しては、常温伸びを1.5 ％以上確保した上で、高温強度
の向上が望まれている。具体的な高温強度の要求値は、
800℃における0.2 ％耐力が35kgf/mm2 以上、750 ℃で2
0kgf/mm2 のクリープ破断時間が1000時間以上の特性を
有することである。しかし、従来の発明では上記の特性
を得ることができない。
しては、常温伸びを1.5 ％以上確保した上で、高温強度
の向上が望まれている。具体的な高温強度の要求値は、
800℃における0.2 ％耐力が35kgf/mm2 以上、750 ℃で2
0kgf/mm2 のクリープ破断時間が1000時間以上の特性を
有することである。しかし、従来の発明では上記の特性
を得ることができない。
【０００８】すなわち、特開昭63−171862号公報では十
分な高温強度が得られず、クリープ強度に関しては検討
されていない。特開平２−274307号公報では熱間加工を
加え、等軸微細粒組織を得ることにより常温延性が改善
されるとしても、逆に結晶粒の微細化により十分な高温
強度、クリープ強度が得られない。特開平３−56194号
公報では上記の高い高温強度、クリープ強度が得られな
い。
分な高温強度が得られず、クリープ強度に関しては検討
されていない。特開平２−274307号公報では熱間加工を
加え、等軸微細粒組織を得ることにより常温延性が改善
されるとしても、逆に結晶粒の微細化により十分な高温
強度、クリープ強度が得られない。特開平３−56194号
公報では上記の高い高温強度、クリープ強度が得られな
い。
【０００９】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 により構成される合金、
すなわち、TiAl基合金において、高温強度、クリープ強
度を大きく向上させたうえで、さらにある程度の常温延
性を確保したTi−Al系金属間化合物基合金を提供するこ
とである。
属間化合物であるTiAlとTi3Al により構成される合金、
すなわち、TiAl基合金において、高温強度、クリープ強
度を大きく向上させたうえで、さらにある程度の常温延
性を確保したTi−Al系金属間化合物基合金を提供するこ
とである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、上
述の目的を達成すべく検討を行った結果、特開平６−34
0955号公報ではラメラ粒のみからなる組織を有し高温強
度、常温延性は優れているが、ラメラ方位に関して、す
なわち集合組織形成による機械的性質の異方性について
は十分に検討が加えられていなかったことに着目した。
述の目的を達成すべく検討を行った結果、特開平６−34
0955号公報ではラメラ粒のみからなる組織を有し高温強
度、常温延性は優れているが、ラメラ方位に関して、す
なわち集合組織形成による機械的性質の異方性について
は十分に検討が加えられていなかったことに着目した。
【００１１】一方、山口等の研究により一方向にラメラ
組織が揃った単結晶を用いて、強度と延性がともに優
れるラメラ方位 (θ＝０°) 、強度は低いが延性に優
れるラメラ方位 (30°≦θ＜70°) 、強度は高いが延
性が非常に乏しいラメラ方位(70°≦θ≦90°) が存在
することが報告されている(Acta Metall. Mater., 40(1
992) 3095.) 。
組織が揃った単結晶を用いて、強度と延性がともに優
れるラメラ方位 (θ＝０°) 、強度は低いが延性に優
れるラメラ方位 (30°≦θ＜70°) 、強度は高いが延
性が非常に乏しいラメラ方位(70°≦θ≦90°) が存在
することが報告されている(Acta Metall. Mater., 40(1
992) 3095.) 。
【００１２】図１はラメラ方位の各態様を説明するもの
で、図中、矢印は板長さ方向または棒長さ方向に相当
し、丸で囲んだ数字は上述の〜の各方位をもった組
織に対応する。
で、図中、矢印は板長さ方向または棒長さ方向に相当
し、丸で囲んだ数字は上述の〜の各方位をもった組
織に対応する。
【００１３】しかしながら、上述の報告は単結晶につい
てであり、その評価も相対的なものであり、これが直ち
に実用材の多結晶材に適用されるものではなく、また従
来の溶解−凝固、加工熱処理方法で作製したラメラ組織
を有する多結晶材では、ラメラ組織の方位を制御するこ
とができず、強度は高いが延性が非常に乏しいラメラ
方位も必然的に含まれる結果となる。また、仮にそのよ
うな延性の乏しいラメラ方位の組織を排除できたとして
今日求められている程度の特性が得られるかどうかも不
明であった。
てであり、その評価も相対的なものであり、これが直ち
に実用材の多結晶材に適用されるものではなく、また従
来の溶解−凝固、加工熱処理方法で作製したラメラ組織
を有する多結晶材では、ラメラ組織の方位を制御するこ
とができず、強度は高いが延性が非常に乏しいラメラ
方位も必然的に含まれる結果となる。また、仮にそのよ
うな延性の乏しいラメラ方位の組織を排除できたとして
今日求められている程度の特性が得られるかどうかも不
明であった。
【００１４】そこで、さらに検討を重ねたところ、適切
な条件で熱間加工を行うと、との組織で材料が構成
される。そのため、強度は高いが延性が非常に乏しい
ラメラ方位を除去し得ることを見い出した。
な条件で熱間加工を行うと、との組織で材料が構成
される。そのため、強度は高いが延性が非常に乏しい
ラメラ方位を除去し得ることを見い出した。
【００１５】さらに、そのようにしてラメラ組織の集合
組織形成状態を適宜範囲内に調整することにより予想外
にも前述のように今日求められている程度にまで強度−
延性のバランスが改善されることを見い出し、本発明を
完成した。
組織形成状態を適宜範囲内に調整することにより予想外
にも前述のように今日求められている程度にまで強度−
延性のバランスが改善されることを見い出し、本発明を
完成した。
【００１６】ここに、本発明の要旨とするところは、原
子％で、Al: 44〜51％、残部TiのTi-Al系金属間化合物
基合金で、かつTiAl相とTi3Al 相からなる層状組織から
なり、その層状組織界面方向と板長さ方向あるいは棒長
さ方向とのなす角度 (θ) が０〜45℃であり、かつ、０
≦θ≦30°の確率が60％以上であることを特徴とするTi
−Al系金属間化合物基合金である。
子％で、Al: 44〜51％、残部TiのTi-Al系金属間化合物
基合金で、かつTiAl相とTi3Al 相からなる層状組織から
なり、その層状組織界面方向と板長さ方向あるいは棒長
さ方向とのなす角度 (θ) が０〜45℃であり、かつ、０
≦θ≦30°の確率が60％以上であることを特徴とするTi
−Al系金属間化合物基合金である。
【００１７】本発明の１態様にあっては、さらに、原子
％で、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％以下を含むTi−Al系金
属間化合物基合金であってもよい。
％で、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％以下を含むTi−Al系金
属間化合物基合金であってもよい。
【００１８】さらに別の面からは本発明は原子％で、A
l: 44〜51％、残部TiのTi−Al系金属間化合物基合金ま
たは、さらにMo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、SiおよびTaのう
ちの１種または２種以上を合計量で５％以下を含むTi−
Al系金属間化合物基合金を、α−Ti単相域で、歪速度0.
1/s 以上の速度で、合計加工率30％以上の加工を施して
から直ちに油冷または空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。
l: 44〜51％、残部TiのTi−Al系金属間化合物基合金ま
たは、さらにMo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、SiおよびTaのう
ちの１種または２種以上を合計量で５％以下を含むTi−
Al系金属間化合物基合金を、α−Ti単相域で、歪速度0.
1/s 以上の速度で、合計加工率30％以上の加工を施して
から直ちに油冷または空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。
【００１９】
【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はTi−Alの２元系状態図を、図３は、本発明
の方法のヒートパターンをそれぞれ示す線図であり、図
中、素材のTi−Al基合金をα−Ti単相域に相当する温度
Ｔ1(℃) で、歪速度0.1/s 以上の速度で、合計圧下率30
％以上の圧延あるいは合計加工度30％以上の熱間加工を
１回あるいは１ヒートで加工を数回に分けて施してから
直ちに油冷または空冷する。
する。図２はTi−Alの２元系状態図を、図３は、本発明
の方法のヒートパターンをそれぞれ示す線図であり、図
中、素材のTi−Al基合金をα−Ti単相域に相当する温度
Ｔ1(℃) で、歪速度0.1/s 以上の速度で、合計圧下率30
％以上の圧延あるいは合計加工度30％以上の熱間加工を
１回あるいは１ヒートで加工を数回に分けて施してから
直ちに油冷または空冷する。
【００２０】本発明におけるこのような加工方法を適用
すると、α−Ti相のもつ六方最密構造の底面(0001)面が
圧延あるいは加工方向 (伸びる方向) と垂直に近い関係
となり、集合組織が形成されることにより、強度は高
いが延性に劣るラメラ方位を除去した組織が得られる。
好ましくはTiAl相とTi3Al 相から成る層状組織のみから
構成されるようになる。
すると、α−Ti相のもつ六方最密構造の底面(0001)面が
圧延あるいは加工方向 (伸びる方向) と垂直に近い関係
となり、集合組織が形成されることにより、強度は高
いが延性に劣るラメラ方位を除去した組織が得られる。
好ましくはTiAl相とTi3Al 相から成る層状組織のみから
構成されるようになる。
【００２１】ここで、本発明において合金組成、加工条
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、特にことわりのない限り、「％」は「原
子％」である。
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、特にことわりのない限り、「％」は「原
子％」である。
【００２２】本発明において対象とするのは、Al：44〜
51％ (重量％でほぼ30.7〜37.0％に相当) 、好ましくは
46〜50％、残部TiのTi−Al２元系金属間化合物基合金で
ある。
51％ (重量％でほぼ30.7〜37.0％に相当) 、好ましくは
46〜50％、残部TiのTi−Al２元系金属間化合物基合金で
ある。
【００２３】Al:Alを44〜51原子％に限定するのは、本
発明方法を適用したときに、Alが44％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、本発明の目的とする機械的特性が得られない
ためである。好ましくは46〜50％である。
発明方法を適用したときに、Alが44％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、本発明の目的とする機械的特性が得られない
ためである。好ましくは46〜50％である。
【００２４】Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、Ｗ、Si、Ta:TiAl基
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１
種または２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損なわれることになる。好ま
しくは、それらの元素は合計量４原子％まで添加しても
よい。
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１
種または２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損なわれることになる。好ま
しくは、それらの元素は合計量４原子％まで添加しても
よい。
【００２５】このようにして用意したTiAl基合金は、図
３に示すヒートパターンに従って処理されるが、まず図
２において斜線領域で示すα−Ti単相域の温度 T1(℃)
に加熱し、30％以上の加工度と、0.1/s 以上の歪速度で
の圧延あるいは熱間加工により変形直後には六方最密充
填構造に基づいたα−Tiの集合組織 [(0001)面と圧延面
あるいは加工面とが平行) が形成される。その後、α−
Ti単相域からα→α＋γ変態温度を経てα＋γ２相域、
そしてα2 ＋γ２相域に直ちに油冷または空冷すること
により、方向性も有したα2 ＋γの２相ラメラ組織が形
成される。
３に示すヒートパターンに従って処理されるが、まず図
２において斜線領域で示すα−Ti単相域の温度 T1(℃)
に加熱し、30％以上の加工度と、0.1/s 以上の歪速度で
の圧延あるいは熱間加工により変形直後には六方最密充
填構造に基づいたα−Tiの集合組織 [(0001)面と圧延面
あるいは加工面とが平行) が形成される。その後、α−
Ti単相域からα→α＋γ変態温度を経てα＋γ２相域、
そしてα2 ＋γ２相域に直ちに油冷または空冷すること
により、方向性も有したα2 ＋γの２相ラメラ組織が形
成される。
【００２６】熱間加工時の歪速度は一定速度 (0.1/s)以
上を保つ必要がある。これは、歪速度が0.1/s 未満の場
合、加工中の動的再結晶粒形成が進行し、ラメラ粒界に
γ等軸粒が形成され、十分なクリープ強度が得られなく
なるためである。好ましくは歪速度は0.3/s 以上であ
る。その上限は特に規定しないが、現在の実用的加工技
術からは10/s程度であろう。
上を保つ必要がある。これは、歪速度が0.1/s 未満の場
合、加工中の動的再結晶粒形成が進行し、ラメラ粒界に
γ等軸粒が形成され、十分なクリープ強度が得られなく
なるためである。好ましくは歪速度は0.3/s 以上であ
る。その上限は特に規定しないが、現在の実用的加工技
術からは10/s程度であろう。
【００２７】さらに、圧延あるいは熱間加工は30％以上
の加工度 (圧下率) で行うが、これは圧延あるいは熱間
加工により集合組織を形成させる必要があるためであ
る。このときの加工度または加工率は好ましくは50％以
上である。
の加工度 (圧下率) で行うが、これは圧延あるいは熱間
加工により集合組織を形成させる必要があるためであ
る。このときの加工度または加工率は好ましくは50％以
上である。
【００２８】また、加工後にそのまま加工温度に保持さ
れていると静的再結晶粒が形成されるため、加工後は直
ちに冷却される必要がある。そのとき、平衡状態に近い
ラメラ組織を形成するため、冷却速度を調節する。
れていると静的再結晶粒が形成されるため、加工後は直
ちに冷却される必要がある。そのとき、平衡状態に近い
ラメラ組織を形成するため、冷却速度を調節する。
【００２９】冷却速度が遅すぎると、再結晶により等軸
粒 (γ相）がラメラ粒間に生成し、クリープ強度が低下
する。一方、冷却速度が遅すぎると、αからγ相への変
態が抑制され、α2 ＋γのラメラ組織が得られない。よ
って冷却方法は油冷、空冷とする。
粒 (γ相）がラメラ粒間に生成し、クリープ強度が低下
する。一方、冷却速度が遅すぎると、αからγ相への変
態が抑制され、α2 ＋γのラメラ組織が得られない。よ
って冷却方法は油冷、空冷とする。
【００３０】以上の方法により、TiAl相とTi3Al 相から
なる層状組織、特に好ましくはそれらの層状組織のみか
らなり、その層状組織界面方向と板長さ方向あるいは棒
長さ方向とのなす角度 (θ) が０〜45℃であり、かつ、
０≦θ≦30°の確率が60％以上である、図４(a) 、(b)
に示す模式図のようなラメラ組織が得られ、高温強度、
クリープ強度に優れる性質を示す。なお、図４(b) のハ
ッチ面は単に切断縦断面の位置を示すためのものであ
る。
なる層状組織、特に好ましくはそれらの層状組織のみか
らなり、その層状組織界面方向と板長さ方向あるいは棒
長さ方向とのなす角度 (θ) が０〜45℃であり、かつ、
０≦θ≦30°の確率が60％以上である、図４(a) 、(b)
に示す模式図のようなラメラ組織が得られ、高温強度、
クリープ強度に優れる性質を示す。なお、図４(b) のハ
ッチ面は単に切断縦断面の位置を示すためのものであ
る。
【００３１】かくして本発明によれば、高温強度、クリ
ープ強度、常温延性に優れたTiAl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。
ープ強度、常温延性に優れたTiAl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。
【００３２】
【実施例】消耗電極式真空アーク２重溶解法で表１に示
す成分の各合金を溶製した。各インゴットより100 ×10
0 ×30(mm)のブロックを切り出し、厚さ10mmのTi−６Al
−4V合金製の板により包んで封じたシース材をそれぞれ
の合金につき数個ずつ作製した。
す成分の各合金を溶製した。各インゴットより100 ×10
0 ×30(mm)のブロックを切り出し、厚さ10mmのTi−６Al
−4V合金製の板により包んで封じたシース材をそれぞれ
の合金につき数個ずつ作製した。
【００３３】用意したシース材をα−Ti単相域に加熱
し、圧延機により圧延した。歪速度はいずれも十分に速
く、約１/sであった。圧延方向に平行方向縦断面のミク
ロ組織を観察し、そのとき観察されたθ≦30°となるラ
メラ方位をもつ結晶粒を選び出し、画像解析によりその
θ≦30°のラメラ方位をもつ結晶粒の面積率を算出し
た。
し、圧延機により圧延した。歪速度はいずれも十分に速
く、約１/sであった。圧延方向に平行方向縦断面のミク
ロ組織を観察し、そのとき観察されたθ≦30°となるラ
メラ方位をもつ結晶粒を選び出し、画像解析によりその
θ≦30°のラメラ方位をもつ結晶粒の面積率を算出し
た。
【００３４】このときの加工熱処理条件と得られたラメ
ラ方位の集合組織形成状態、そのときの高温強度、クリ
ープ強度、常温引張伸びの値を表２にまとめて示す。80
0 ℃での0.2 ％耐力35kgf/mm2 以上、クリープ破断時間
1000時間以上、伸び1.5 ％以上を合格とした。
ラ方位の集合組織形成状態、そのときの高温強度、クリ
ープ強度、常温引張伸びの値を表２にまとめて示す。80
0 ℃での0.2 ％耐力35kgf/mm2 以上、クリープ破断時間
1000時間以上、伸び1.5 ％以上を合格とした。
【００３５】なお、α2 はTi3Al を、αはα−Tiを、そ
してγはTiAlをそれぞれ示す。圧下率はシース材を含ま
ないTiAl＋Ti3Al 基合金のみの値であり、冷却は空冷と
した。
してγはTiAlをそれぞれ示す。圧下率はシース材を含ま
ないTiAl＋Ti3Al 基合金のみの値であり、冷却は空冷と
した。
【００３６】また、同様の素材を用意して、温度Ｔ
1(℃) 以上に加熱し、プレス機により圧縮変形した。こ
のとき、歪速度を0.01/sから１/sまで変化させた。ただ
し、冷却速度はいずれも空冷である。
1(℃) 以上に加熱し、プレス機により圧縮変形した。こ
のとき、歪速度を0.01/sから１/sまで変化させた。ただ
し、冷却速度はいずれも空冷である。
【００３７】このときの加工熱処理条件と得られたラメ
ラ方位の集合組織形状状態、そのときの高温強度、クリ
ープ強度、常温引張伸びの値を表３にまとめて示す。各
特性の合格基準は表２のそれと同様であった。その他の
試験条件は次の通りであった。
ラ方位の集合組織形状状態、そのときの高温強度、クリ
ープ強度、常温引張伸びの値を表３にまとめて示す。各
特性の合格基準は表２のそれと同様であった。その他の
試験条件は次の通りであった。
【００３８】引張試験: 常温および800 ℃の試験温度で
直径４mmの丸棒を１×10-4/sの歪速度で引張試験を実施
した。 クリープ試験：750 ℃、20kgf/mm2 の負荷状態での破断
時間を測定した。
直径４mmの丸棒を１×10-4/sの歪速度で引張試験を実施
した。 クリープ試験：750 ℃、20kgf/mm2 の負荷状態での破断
時間を測定した。
【００３９】表２、表３に示す結果からも、本発明によ
れば800 ℃での0.2 耐力 (高温強度) は35kgf/mm2 以
上、750 ℃での20kgf/mm2 でのクリープ破断時間1000時
間以上、常温伸び1.5 ％以上の特性が得られることがわ
かる。
れば800 ℃での0.2 耐力 (高温強度) は35kgf/mm2 以
上、750 ℃での20kgf/mm2 でのクリープ破断時間1000時
間以上、常温伸び1.5 ％以上の特性が得られることがわ
かる。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【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TiAl基合金の製造が可能になり、Ti
Al基合金の産業上の利用分野が広がる。
ランスよく得られるTiAl基合金の製造が可能になり、Ti
Al基合金の産業上の利用分野が広がる。
【図１】図１〜は、報告されている実験結果の説明
(ラメラ方位と機械的性質との関係) を示す図である。
(ラメラ方位と機械的性質との関係) を示す図である。
【図２】圧延あるいは加工下限温度Ｔ1(℃) とTi−Al２
元系状態図との関係を示す図である。
元系状態図との関係を示す図である。
【図３】本発明における加工、圧延ヒートパターンを示
す線図である。
す線図である。
【図４】図４(a) は、実施例における本発明方法により
製造されたTiAl基合金材のミクロ組織を模式的に示した
図であり、図４(b) はそのときの試料面の位置関係を示
す同じく模式図である。
製造されたTiAl基合金材のミクロ組織を模式的に示した
図であり、図４(b) はそのときの試料面の位置関係を示
す同じく模式図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 原子％で、Al: 44〜51％、残部TiのTi−
Al系金属間化合物基合金で、かつTiAl相とTi3Al 相から
なる層状組織からなり、その層状組織界面方向と板長さ
方向あるいは棒長さ方向とのなす角度 (θ) が０〜45℃
であり、かつ、０≦θ≦30°の確率が60％以上であるこ
とを特徴とするTi−Al系金属間化合物基合金。 - 【請求項２】 さらに、原子％で、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％以下を含む請求項１記載のTi−Al系金属間化合
物基合金。 - 【請求項３】 原子％で、Al: 44〜51％、残部TiのTi−
Al系金属間化合物基合金または、さらにMo、Mn、Ｖ、C
r、Nb、Ｗ、SiおよびTaのうちの１種または２種以上を
合計量で５％以下を含むTi−Al系金属間化合物基合金
を、α−Ti単相域で、歪速度0.1/s 以上の速度で、合計
加工率30％以上の加工を施してから直ちに油冷または空
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14484595A JPH08337832A (ja) | 1995-06-12 | 1995-06-12 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14484595A JPH08337832A (ja) | 1995-06-12 | 1995-06-12 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08337832A true JPH08337832A (ja) | 1996-12-24 |
Family
ID=15371766
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14484595A Withdrawn JPH08337832A (ja) | 1995-06-12 | 1995-06-12 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08337832A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001271127A (ja) * | 2000-03-27 | 2001-10-02 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物板およびその製造方法 |
| JP2016113683A (ja) * | 2014-12-17 | 2016-06-23 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 蒸気タービンロータ、該蒸気タービンロータを用いた蒸気タービン、および該蒸気タービンを用いた火力発電プラント |
| JP2017145501A (ja) * | 2016-02-17 | 2017-08-24 | 国立大学法人大阪大学 | チタン‐アルミニウム合金 |
| CN111975003A (zh) * | 2020-08-14 | 2020-11-24 | 西北工业大学 | 一种钛铝合金全片层组织的调控方法 |
| CN112916831A (zh) * | 2021-01-25 | 2021-06-08 | 中国科学院金属研究所 | 一种具有片层界面择优定向及细小层片特征的γ-TiAl合金的制备方法 |
-
1995
- 1995-06-12 JP JP14484595A patent/JPH08337832A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001271127A (ja) * | 2000-03-27 | 2001-10-02 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物板およびその製造方法 |
| JP4591900B2 (ja) * | 2000-03-27 | 2010-12-01 | 株式会社Ｎｅｏｍａｘマテリアル | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物板の製造方法 |
| JP2016113683A (ja) * | 2014-12-17 | 2016-06-23 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 蒸気タービンロータ、該蒸気タービンロータを用いた蒸気タービン、および該蒸気タービンを用いた火力発電プラント |
| JP2017145501A (ja) * | 2016-02-17 | 2017-08-24 | 国立大学法人大阪大学 | チタン‐アルミニウム合金 |
| CN111975003A (zh) * | 2020-08-14 | 2020-11-24 | 西北工业大学 | 一种钛铝合金全片层组织的调控方法 |
| CN111975003B (zh) * | 2020-08-14 | 2022-12-27 | 西北工业大学 | 一种钛铝合金全片层组织的调控方法 |
| CN112916831A (zh) * | 2021-01-25 | 2021-06-08 | 中国科学院金属研究所 | 一种具有片层界面择优定向及细小层片特征的γ-TiAl合金的制备方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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