JPH10237567A - 高温高強度を有するＴｉＡｌ基合金とその製造方法 - Google Patents
高温高強度を有するＴｉＡｌ基合金とその製造方法Info
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- JPH10237567A JPH10237567A JP4504797A JP4504797A JPH10237567A JP H10237567 A JPH10237567 A JP H10237567A JP 4504797 A JP4504797 A JP 4504797A JP 4504797 A JP4504797 A JP 4504797A JP H10237567 A JPH10237567 A JP H10237567A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ＴｉＡｌ基合金において、高温強度に優れた
合金およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 ＴｉＡｌ基合金において、ＷとＴｉとＣ
からなる化合物３をマトリックス２中に微細分散させる
ことで高温高強度を達成する。さらに、ＴｉＡｌ合金が
α2 ＋γ２相組織で、フルラメラ組織の場合、高温強度
を著しく向上できる。ＷとＴｉとＣからなる化合物より
なる析出物は、マトリックスであるγ相と結晶学的整合
関係をもって微細分散しているため、高温まで粗大化す
ることなく、転位をピン留めすることが出来、高温強度
を発現出来る。
合金およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 ＴｉＡｌ基合金において、ＷとＴｉとＣ
からなる化合物３をマトリックス２中に微細分散させる
ことで高温高強度を達成する。さらに、ＴｉＡｌ合金が
α2 ＋γ２相組織で、フルラメラ組織の場合、高温強度
を著しく向上できる。ＷとＴｉとＣからなる化合物より
なる析出物は、マトリックスであるγ相と結晶学的整合
関係をもって微細分散しているため、高温まで粗大化す
ることなく、転位をピン留めすることが出来、高温強度
を発現出来る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＴｉＡｌ金属間化合
物基合金材料においてＷとＴｉとＣからなる微細化合物
を材料中に分散する技術を提供し、１１００℃において
も他のカーバイドであるＴｉＣ、ＡｌＣとは異なり、粗
大化することなく１０ｎｍレベルの微細なサイズと２０
０ｎｍレベルの間隔の高密度分散状態を安定に保持する
ことにより、１１００℃でのセラミックス並みの比強度
に対応する高い引張強度（〜３８０MPa ）を有する材料
を提供するものである。
物基合金材料においてＷとＴｉとＣからなる微細化合物
を材料中に分散する技術を提供し、１１００℃において
も他のカーバイドであるＴｉＣ、ＡｌＣとは異なり、粗
大化することなく１０ｎｍレベルの微細なサイズと２０
０ｎｍレベルの間隔の高密度分散状態を安定に保持する
ことにより、１１００℃でのセラミックス並みの比強度
に対応する高い引張強度（〜３８０MPa ）を有する材料
を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＴｉＡｌ基合金とはＡｌ４４〜５２原子
％、および必要に応じた添加元素と、残部がＴｉよりな
り、マトリックスの相の結晶構造がＬ１0 型で［００
１］方向にＴｉのみの層、Ａｌのみ（一部は他の元素が
混ざる）の層が交互に重なる構造を特徴とする約８００
℃まで強度が室温の強度レベルを維持する、将来の高温
用構造材料として期待されている合金である。
％、および必要に応じた添加元素と、残部がＴｉよりな
り、マトリックスの相の結晶構造がＬ１0 型で［００
１］方向にＴｉのみの層、Ａｌのみ（一部は他の元素が
混ざる）の層が交互に重なる構造を特徴とする約８００
℃まで強度が室温の強度レベルを維持する、将来の高温
用構造材料として期待されている合金である。
【０００３】ＴｉＡｌ基合金には延性、強度、耐酸化性
の向上のために第三元素あるいは第四元素として添加す
るＣｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ等を含む３元系、４元系等の多
元系も開発されている。この内、Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ等は常
温延性向上に効果があり、Ｎｂは耐酸化性および高温ク
リープ特性に効果があることが知られている。
の向上のために第三元素あるいは第四元素として添加す
るＣｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ等を含む３元系、４元系等の多
元系も開発されている。この内、Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ等は常
温延性向上に効果があり、Ｎｂは耐酸化性および高温ク
リープ特性に効果があることが知られている。
【０００４】ＴｉＡｌ基合金の組織にはデュプレックス
(duplex)組織、単一γ相組織、フルラメラ組織がある。
デュプレックス組織はα2 相とγ相の等軸粒の２相組織
からなる。単一γ相はγ相のみからなる等軸粒組織であ
る。また、フルラメラ組織はα2 相／γ相の結晶方位が
一致し整合したラメラ組織からなる。ここでの整合と
は、α2 相はｈｃｐ（稠密立方）構造を基盤としたＤＯ
19構造からなり、γ相はｆｃｃ（面心立方）構造を基盤
としたＬ１0 構造よりなるが、これらの相はα2の（０
００１）面とγ相の｛１１１｝面とが重なりあい、それ
らの面上の原子が各々対応する形で配列していることを
いう。
(duplex)組織、単一γ相組織、フルラメラ組織がある。
デュプレックス組織はα2 相とγ相の等軸粒の２相組織
からなる。単一γ相はγ相のみからなる等軸粒組織であ
る。また、フルラメラ組織はα2 相／γ相の結晶方位が
一致し整合したラメラ組織からなる。ここでの整合と
は、α2 相はｈｃｐ（稠密立方）構造を基盤としたＤＯ
19構造からなり、γ相はｆｃｃ（面心立方）構造を基盤
としたＬ１0 構造よりなるが、これらの相はα2の（０
００１）面とγ相の｛１１１｝面とが重なりあい、それ
らの面上の原子が各々対応する形で配列していることを
いう。
【０００５】この内、デュプレックスと単一γ相組織は
室温の靱性、高温強度、高温クリープ特性に劣るが、室
温延性に優れるという特徴を有する。これは高温では結
晶粒径が微細であるために粒界すべりが助長され、強度
がでないことによる。フルラメラ組織はこれに対し、靱
性、高温強度、高温クリープ特性に優れるものの、粗大
粒のため、室温延性に劣るという特徴を有する。
室温の靱性、高温強度、高温クリープ特性に劣るが、室
温延性に優れるという特徴を有する。これは高温では結
晶粒径が微細であるために粒界すべりが助長され、強度
がでないことによる。フルラメラ組織はこれに対し、靱
性、高温強度、高温クリープ特性に優れるものの、粗大
粒のため、室温延性に劣るという特徴を有する。
【０００６】従来のＴｉＡｌ金属間化合物基合金におい
て高温高強度は１１００℃においては通常の恒温鍛造材
で４０MPa 、アズキャスト(as-cast) 材でフルラメラ構
造をもつもので２００MPa が限界であった。セラミック
スと同レベルの１１００℃における比強度（強度を比重
で割った値）１００MPa に相当するＴｉＡｌの場合の強
度で３８０MPa を得ることは出来なかった。カーバイド
または酸化物等の介在物分散による強度化も考えはある
が、実際は１１００℃のような高温になるとこれらの粒
子は粗大化が起こり、強度に効果が無くなるため、役立
たないという問題があった。
て高温高強度は１１００℃においては通常の恒温鍛造材
で４０MPa 、アズキャスト(as-cast) 材でフルラメラ構
造をもつもので２００MPa が限界であった。セラミック
スと同レベルの１１００℃における比強度（強度を比重
で割った値）１００MPa に相当するＴｉＡｌの場合の強
度で３８０MPa を得ることは出来なかった。カーバイド
または酸化物等の介在物分散による強度化も考えはある
が、実際は１１００℃のような高温になるとこれらの粒
子は粗大化が起こり、強度に効果が無くなるため、役立
たないという問題があった。
【０００７】ＷのＴｉＡｌへの添加に関しては米国特許
明細書第４９２３５３４号がある。この米国特許明細書
第４９２３５３４号は組成としてＴｉ50-48 Ａｌ48Ｗ
2-4 （原子％）としており、室温における強度が高いこ
とを特徴としているが、高温強度に関する内容は含まれ
ていない。
明細書第４９２３５３４号がある。この米国特許明細書
第４９２３５３４号は組成としてＴｉ50-48 Ａｌ48Ｗ
2-4 （原子％）としており、室温における強度が高いこ
とを特徴としているが、高温強度に関する内容は含まれ
ていない。
【０００８】また、特公平７−４７７８８号公報にセラ
ミックス製の坩堝でのＴｉＡｌ基合金の溶解において格
子間不純物元素の侵入を低減する元素としてＮｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏと並んでＷが提示されているが、特別に高温強
度の向上を意図したものではない。
ミックス製の坩堝でのＴｉＡｌ基合金の溶解において格
子間不純物元素の侵入を低減する元素としてＮｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏと並んでＷが提示されているが、特別に高温強
度の向上を意図したものではない。
【０００９】ＴｉＡｌに対するカーバイドの効果につい
ては“Gamma Titanium Aluminides”Edited by Y-W.Kim
et al., The Minerals, Metals & Materials Society,
(1995) P.689-P.696 に記載されているものがあるが、
内容はペロブスカイトタイプの結晶構造をもつＴｉ3 Ａ
ｌＣであり、合金全体の組成としては（Ｔｉ0.5 Ａｌ
0.5 ）99.5Ｃ0.5 （原子％）であり、８００℃、３０時
間の時効によりカーバイドが析出するとしている。しか
し、８００℃以上においては析出物の粗大化が進行し、
マトリックスとの整合性が崩れるために８００℃以上の
高温強度化には効果がない。
ては“Gamma Titanium Aluminides”Edited by Y-W.Kim
et al., The Minerals, Metals & Materials Society,
(1995) P.689-P.696 に記載されているものがあるが、
内容はペロブスカイトタイプの結晶構造をもつＴｉ3 Ａ
ｌＣであり、合金全体の組成としては（Ｔｉ0.5 Ａｌ
0.5 ）99.5Ｃ0.5 （原子％）であり、８００℃、３０時
間の時効によりカーバイドが析出するとしている。しか
し、８００℃以上においては析出物の粗大化が進行し、
マトリックスとの整合性が崩れるために８００℃以上の
高温強度化には効果がない。
【００１０】また、ＷＣ（タングステン・カーバイド）
はＴｉＡｌ中で高温でも安定であることが推定されるも
ののＴｉＡｌ中への分散が困難で、ＴｉＡｌの溶湯中に
ＷＣ粉を投入するとＷＣの比重がＴｉまたはＡｌと比較
して極端に大きいために高周波誘導加熱によるＴｉＡｌ
溶湯の攪拌中に混ざることなく、溶湯の底に沈殿してし
まい、分散できないという問題があった。他の合金等の
分散についてはもっぱら室温での耐磨耗性の改善のため
に表面に塗布するものが多く、特にマトリックス中に微
細に分散させるものは示されていない。
はＴｉＡｌ中で高温でも安定であることが推定されるも
ののＴｉＡｌ中への分散が困難で、ＴｉＡｌの溶湯中に
ＷＣ粉を投入するとＷＣの比重がＴｉまたはＡｌと比較
して極端に大きいために高周波誘導加熱によるＴｉＡｌ
溶湯の攪拌中に混ざることなく、溶湯の底に沈殿してし
まい、分散できないという問題があった。他の合金等の
分散についてはもっぱら室温での耐磨耗性の改善のため
に表面に塗布するものが多く、特にマトリックス中に微
細に分散させるものは示されていない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明では、ＴｉＡｌ
金属間化合物基合金における従来では不可能であったレ
ベルの高温高強度を達成することを課題とする。このた
めにＷＣのＴｉＡｌ中への分散を可能とする技術を提供
し、高温でも安定なＷＣを微細・高密度の状態でＴｉＡ
ｌマトリックス中に分散し、１１００℃でのセラミック
スと同等の比強度に対応する引張強度３８０MPa 以上を
示すＴｉＡｌ金属間化合物基合金材料を提供せんとする
ものである。
金属間化合物基合金における従来では不可能であったレ
ベルの高温高強度を達成することを課題とする。このた
めにＷＣのＴｉＡｌ中への分散を可能とする技術を提供
し、高温でも安定なＷＣを微細・高密度の状態でＴｉＡ
ｌマトリックス中に分散し、１１００℃でのセラミック
スと同等の比強度に対応する引張強度３８０MPa 以上を
示すＴｉＡｌ金属間化合物基合金材料を提供せんとする
ものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明はＴｉＡｌ基合金
において、マトリックス中にＷとＴｉとＣからなる化合
物を微細分散させることを特徴とする。ＴｉＡｌ基合金
としては、α2 ＋γ２相からなるもの、さらにそれが、
フルラメラ組織であれば、より高い高温強度が得られ
る。また、ＷとＴｉとＣからなる化合物よりなる析出物
は、マトリックスであるγ相と結晶学的整合関係をもっ
て微細分散しているため、高温まで粗大化することな
く、転位をピン留めすることが出来、高温強度を発現出
来る。
において、マトリックス中にＷとＴｉとＣからなる化合
物を微細分散させることを特徴とする。ＴｉＡｌ基合金
としては、α2 ＋γ２相からなるもの、さらにそれが、
フルラメラ組織であれば、より高い高温強度が得られ
る。また、ＷとＴｉとＣからなる化合物よりなる析出物
は、マトリックスであるγ相と結晶学的整合関係をもっ
て微細分散しているため、高温まで粗大化することな
く、転位をピン留めすることが出来、高温強度を発現出
来る。
【００１３】さらにその製造方法として、高周波溶解に
おいて所望量のＴｉ、ＡｌおよびＷの原料を混合溶解
後、Ｔｉ箔またはＡｌ箔につつんだＴｉＣ粉を溶湯中に
投入することにより、溶湯中でのＴｉＣ＋Ｗが拡散によ
りＷＣ＋Ｔｉに変化する反応を利用してＷとＴｉとＣか
らなる微細化合物を形成するものである。
おいて所望量のＴｉ、ＡｌおよびＷの原料を混合溶解
後、Ｔｉ箔またはＡｌ箔につつんだＴｉＣ粉を溶湯中に
投入することにより、溶湯中でのＴｉＣ＋Ｗが拡散によ
りＷＣ＋Ｔｉに変化する反応を利用してＷとＴｉとＣか
らなる微細化合物を形成するものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明におけるＴｉＡｌ基合金と
は、Ａｌ４４〜５２原子％、および必要な場合の添加元
素と残部Ｔｉよりなり、特性向上のための添加元素とし
て１〜３原子％のＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂを１種ま
たは２種以上を含み、マトリックスのγ相の結晶構造が
Ｌ１0 型で［００１］方向にＴｉのみの層、Ａｌのみ
（一部は他の元素が混ざる）の層が交互に重なる構造を
特徴とする将来の高温用構造材料として期待されている
ＴｉＡｌ基合金全般を対象とする。
は、Ａｌ４４〜５２原子％、および必要な場合の添加元
素と残部Ｔｉよりなり、特性向上のための添加元素とし
て１〜３原子％のＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂを１種ま
たは２種以上を含み、マトリックスのγ相の結晶構造が
Ｌ１0 型で［００１］方向にＴｉのみの層、Ａｌのみ
（一部は他の元素が混ざる）の層が交互に重なる構造を
特徴とする将来の高温用構造材料として期待されている
ＴｉＡｌ基合金全般を対象とする。
【００１５】本発明のＴｉＡｌ基合金は、上記のＴｉＡ
ｌ基合金の基本成分に加え、１〜３原子％のＷの添加お
よびＷとＴｉとＣからなる化合物を０．１〜２原子％分
散したことを特徴とする。組織としては基本的にはマト
リックス中にＷとＴｉとＣからなる化合物が分散したも
のであり、これにより高温強度を向上できる。これに加
え、α2 相とγ相からなるＴｉＡｌ基合金にＷとＴｉと
Ｃからなる化合物を分散させることにより、高温強度の
さらなる上昇が得られる。
ｌ基合金の基本成分に加え、１〜３原子％のＷの添加お
よびＷとＴｉとＣからなる化合物を０．１〜２原子％分
散したことを特徴とする。組織としては基本的にはマト
リックス中にＷとＴｉとＣからなる化合物が分散したも
のであり、これにより高温強度を向上できる。これに加
え、α2 相とγ相からなるＴｉＡｌ基合金にＷとＴｉと
Ｃからなる化合物を分散させることにより、高温強度の
さらなる上昇が得られる。
【００１６】α2 相／γ相とはＴｉＡｌ基合金を構成す
る相であり、この両者が等軸粒で混在している場合とラ
メラ構造をもって結晶学的関係を持つ場合と２種類、ま
たはその混合がある。フルラメラとは全組織がラメラ構
造でできている組織を示す。また、α2 相とγ相の２相
がフルラメラからなるＴｉＡｌ基合金にＷとＴｉとＣか
らなる化合物を分散させることにより、高温強度をさら
に高めることができる。
る相であり、この両者が等軸粒で混在している場合とラ
メラ構造をもって結晶学的関係を持つ場合と２種類、ま
たはその混合がある。フルラメラとは全組織がラメラ構
造でできている組織を示す。また、α2 相とγ相の２相
がフルラメラからなるＴｉＡｌ基合金にＷとＴｉとＣか
らなる化合物を分散させることにより、高温強度をさら
に高めることができる。
【００１７】本発明の合金の組織の一態様を図１に模式
的に示した。ここで組織はα2 相（１）／γ相（２）の
２相構造からなるフルラメラ組織でその中のγ相中に１
〜２００ｎｍのサイズの微細Ｗ−Ｔｉ−Ｃ化合物（３）
を５０〜２００ｎｍ間隔で密に分散することを特徴とす
るものである。
的に示した。ここで組織はα2 相（１）／γ相（２）の
２相構造からなるフルラメラ組織でその中のγ相中に１
〜２００ｎｍのサイズの微細Ｗ−Ｔｉ−Ｃ化合物（３）
を５０〜２００ｎｍ間隔で密に分散することを特徴とす
るものである。
【００１８】ＷとＴｉとＣからなる化合物はペロブスカ
イト構造をもつものであり、ロッド状の形態を持ち、マ
トリックスのγ相と結晶粒方位が（００１）面で一致し
ている。そのため図に示したように［００１］方向の整
合のため、軸方向に特定方向を有する析出物のみが観察
され、ランダムな方向の析出物は見られないという特徴
を有する。析出物サイズは１〜２００ｎｍでマトリック
ス中に密に微細分散したものである必要がある。１ｎｍ
以下だと小さすぎるため、強度向上に十分な効果が生じ
ない。また２００ｎｍ以上だと大きすぎてクラックの発
生起点となり破壊を進行させ、強度を低下させる。
イト構造をもつものであり、ロッド状の形態を持ち、マ
トリックスのγ相と結晶粒方位が（００１）面で一致し
ている。そのため図に示したように［００１］方向の整
合のため、軸方向に特定方向を有する析出物のみが観察
され、ランダムな方向の析出物は見られないという特徴
を有する。析出物サイズは１〜２００ｎｍでマトリック
ス中に密に微細分散したものである必要がある。１ｎｍ
以下だと小さすぎるため、強度向上に十分な効果が生じ
ない。また２００ｎｍ以上だと大きすぎてクラックの発
生起点となり破壊を進行させ、強度を低下させる。
【００１９】ＷとＴｉとＣからなる化合物とマトリック
スであるγ相との結晶学的関係は［１００］析出物／／
［１００］マトリックス：（析出物の結晶粒方位と、マ
トリクッスの結晶粒方位が（００１）面で一致している
ことを示す）であり、１１００℃の高温においても析出
物はマトリックスと整合関係をもって微細分散するため
に、高温強度に寄与することができる。
スであるγ相との結晶学的関係は［１００］析出物／／
［１００］マトリックス：（析出物の結晶粒方位と、マ
トリクッスの結晶粒方位が（００１）面で一致している
ことを示す）であり、１１００℃の高温においても析出
物はマトリックスと整合関係をもって微細分散するため
に、高温強度に寄与することができる。
【００２０】次に、本発明の高温強度の発現機構につい
て説明する。上記のように１１００℃においてもマトリ
ックスと整合関係を保ち分散している微細析出物は、整
合を保たない析出物と異なり、粗大化が起こらない。ま
た、整合していない析出物では変形中、転位は析出物の
まわりにループをつくって通り抜けることができるが、
整合性を持つ場合は転位が析出物の中に入ってピン留め
され動けなくなる傾向があり、変形が進むと不動転位が
増え、不動転位自体が次からくる転位に対して運動の障
害になるため、変形がより高い応力が加えられなければ
起こらなくなるため、必然的に強度の上昇が起こる。こ
れにより、材料の強度が向上する。
て説明する。上記のように１１００℃においてもマトリ
ックスと整合関係を保ち分散している微細析出物は、整
合を保たない析出物と異なり、粗大化が起こらない。ま
た、整合していない析出物では変形中、転位は析出物の
まわりにループをつくって通り抜けることができるが、
整合性を持つ場合は転位が析出物の中に入ってピン留め
され動けなくなる傾向があり、変形が進むと不動転位が
増え、不動転位自体が次からくる転位に対して運動の障
害になるため、変形がより高い応力が加えられなければ
起こらなくなるため、必然的に強度の上昇が起こる。こ
れにより、材料の強度が向上する。
【００２１】このようにマトリックスと整合を保った析
出物を分散が行われるのが本発明の特徴で通常の析出物
では１１００℃といった高温までマトリックスと整合関
係をもつ析出物を保つのは困難であり、整合からはず
れ、粗大化するのが通常である。また、粗大化すること
により強度も低下し、析出物によるマトリックス強度上
昇の効果が消失する。
出物を分散が行われるのが本発明の特徴で通常の析出物
では１１００℃といった高温までマトリックスと整合関
係をもつ析出物を保つのは困難であり、整合からはず
れ、粗大化するのが通常である。また、粗大化すること
により強度も低下し、析出物によるマトリックス強度上
昇の効果が消失する。
【００２２】本発明の合金の製造方法は、まず公知の方
法でＴｉＡｌ基合金を溶製することより始める。Ｔｉは
スポンジチタンを用い、Ａｌはアルミインゴットを用
い、さらにＷは粉体を用いるのが一般的である。さらに
添加元素としてＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｂ等を同時に溶解す
るのも含まれる。これらの元素の割合は公知の合金割合
でよい。本発明の場合Ｗの添加が必須であるが、Ｗは１
〜３％が望ましい。これは、これ以下であると強度発現
に不十分であることと、これ以上であると高温でβ相が
安定化し、粒界すべりを助長するために高温強度を低減
するからである。溶解法は、ＶＩＭ、アーク溶解、プラ
ズマアーク溶解法等があるが、これらのいずれも本発明
の合金製造法に適用可能である。
法でＴｉＡｌ基合金を溶製することより始める。Ｔｉは
スポンジチタンを用い、Ａｌはアルミインゴットを用
い、さらにＷは粉体を用いるのが一般的である。さらに
添加元素としてＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｂ等を同時に溶解す
るのも含まれる。これらの元素の割合は公知の合金割合
でよい。本発明の場合Ｗの添加が必須であるが、Ｗは１
〜３％が望ましい。これは、これ以下であると強度発現
に不十分であることと、これ以上であると高温でβ相が
安定化し、粒界すべりを助長するために高温強度を低減
するからである。溶解法は、ＶＩＭ、アーク溶解、プラ
ズマアーク溶解法等があるが、これらのいずれも本発明
の合金製造法に適用可能である。
【００２３】次に、微細Ｗ−Ｔｉ−Ｃ化合物の生成、析
出法であるが、原料を混合溶解後、Ｔｉ箔またはＡｌ箔
につつんだＴｉＣ粉をＣが０．１〜２原子％の割合にな
るように溶湯中に投入する。これにより、溶湯中でのＴ
ｉＣ＋Ｗ→ＷＣ＋Ｔｉの反応で微細なＷ−Ｔｉ−Ｃが生
成する。これを凝固させることで本発明の合金が製造さ
れる。製造法は通常のインゴットに鋳込む方法、回転双
ロール中に鋳込むことにより、直接鋳造薄板を製造する
方法等が適用される。
出法であるが、原料を混合溶解後、Ｔｉ箔またはＡｌ箔
につつんだＴｉＣ粉をＣが０．１〜２原子％の割合にな
るように溶湯中に投入する。これにより、溶湯中でのＴ
ｉＣ＋Ｗ→ＷＣ＋Ｔｉの反応で微細なＷ−Ｔｉ−Ｃが生
成する。これを凝固させることで本発明の合金が製造さ
れる。製造法は通常のインゴットに鋳込む方法、回転双
ロール中に鋳込むことにより、直接鋳造薄板を製造する
方法等が適用される。
【００２４】また、本発明者らは、Ｗ−Ｔｉ−Ｃ製造方
法の比較例として通常の高周波溶解中にＷＣ粉末を溶湯
中に投入する方法を行った。この場合、Ｔｉ，Ａｌ，Ｗ
の原料はすべて溶解した溶湯で高周波溶解による誘導電
流により対流が起こっているものにＷＣ粉末を投入した
のであるが、ＷＣがＴｉおよびＡｌに比較して比重が大
きいために沈殿したままで、溶湯に混入できなかった。
溶湯を鋳型に傾注した後に空になったセラミックス坩堝
の内側の底に投入したＷＣが沈殿したまま残存している
のが認められた。よって、通常のＷＣとしての投入では
ＷＣの分散が不可能であることが確認された。
法の比較例として通常の高周波溶解中にＷＣ粉末を溶湯
中に投入する方法を行った。この場合、Ｔｉ，Ａｌ，Ｗ
の原料はすべて溶解した溶湯で高周波溶解による誘導電
流により対流が起こっているものにＷＣ粉末を投入した
のであるが、ＷＣがＴｉおよびＡｌに比較して比重が大
きいために沈殿したままで、溶湯に混入できなかった。
溶湯を鋳型に傾注した後に空になったセラミックス坩堝
の内側の底に投入したＷＣが沈殿したまま残存している
のが認められた。よって、通常のＷＣとしての投入では
ＷＣの分散が不可能であることが確認された。
【００２５】また、Ｗ−Ｔｉ−Ｃの微細化合物を得る別
の方法として、高周波溶解において、所望の割合のＴ
ｉ、ＡｌおよびＷの原料を混合溶解後、カーボン製の発
熱押し湯鋳型を上部に設置した鋳型に傾注し、インゴッ
トを得る方法を試みた。得られたインゴットを光学顕微
鏡および、電子顕微鏡で観察した結果、ＴｉＣ粉を溶湯
中に投入して得られたものと同様のα2 ＋γのフルラメ
ラ組織と、γ相中に分散した微細な析出物が見られた。
発熱押し湯の温度上昇により鋳型であるカーボンと溶湯
の構成要素であるＷが反応し、ＷＣを形成したものと想
定される。
の方法として、高周波溶解において、所望の割合のＴ
ｉ、ＡｌおよびＷの原料を混合溶解後、カーボン製の発
熱押し湯鋳型を上部に設置した鋳型に傾注し、インゴッ
トを得る方法を試みた。得られたインゴットを光学顕微
鏡および、電子顕微鏡で観察した結果、ＴｉＣ粉を溶湯
中に投入して得られたものと同様のα2 ＋γのフルラメ
ラ組織と、γ相中に分散した微細な析出物が見られた。
発熱押し湯の温度上昇により鋳型であるカーボンと溶湯
の構成要素であるＷが反応し、ＷＣを形成したものと想
定される。
【００２６】
【実施例】以下に本発明の詳細を実施例に基づき説明す
る。まず、溶解については高周波誘導加熱溶解炉を用
い、坩堝にはアルミナ坩堝でその内側にカルシア（Ｃａ
Ｏ）を約１０mmの厚さでライニングしたものを用いた。
これはカルシアがマグネシア、アルミナ等の他のセラミ
ックスに比較してＴｉＡｌ溶湯との反応性が低く、溶湯
中への酸素（Ｏ）等のコンタミの侵入を妨げることがで
きるためである。
る。まず、溶解については高周波誘導加熱溶解炉を用
い、坩堝にはアルミナ坩堝でその内側にカルシア（Ｃａ
Ｏ）を約１０mmの厚さでライニングしたものを用いた。
これはカルシアがマグネシア、アルミナ等の他のセラミ
ックスに比較してＴｉＡｌ溶湯との反応性が低く、溶湯
中への酸素（Ｏ）等のコンタミの侵入を妨げることがで
きるためである。
【００２７】アルミニウム地金とスポンジチタンをＴ
ｉ：５０原子％、Ａｌ：４７原子％、Ｗ：３原子％の組
成で配合し、これを高周波溶解炉にて溶解して母合金を
溶製した。その際、最終的な溶湯の注湯の段階で粒径が
１μｍ以下で１原子％相当のＴｉＷ粉末をＴｉ箔にくる
んだものを溶湯に添加した。これにより、γＴｉＡｌマ
トリックス中へのＷ−Ｔｉ−Ｃの微細分散を行った。次
いで溶湯を鉄製の鋳型に傾注して鋳造インゴットを得
た。
ｉ：５０原子％、Ａｌ：４７原子％、Ｗ：３原子％の組
成で配合し、これを高周波溶解炉にて溶解して母合金を
溶製した。その際、最終的な溶湯の注湯の段階で粒径が
１μｍ以下で１原子％相当のＴｉＷ粉末をＴｉ箔にくる
んだものを溶湯に添加した。これにより、γＴｉＡｌマ
トリックス中へのＷ−Ｔｉ−Ｃの微細分散を行った。次
いで溶湯を鉄製の鋳型に傾注して鋳造インゴットを得
た。
【００２８】アズキャスト状態のインゴットの組織を光
学式顕微鏡および透過電子顕微鏡により観察した。その
結果、光学式顕微鏡においては、α2 ＋γの２相フルラ
メラ構造が観察されたが、析出物は小さすぎて観察出来
なかったが、透過電子顕微鏡では、γ相中に１０〜２０
ｎｍ程度のサイズの棒状析出物が微細高密度分散してい
ることが観察された。
学式顕微鏡および透過電子顕微鏡により観察した。その
結果、光学式顕微鏡においては、α2 ＋γの２相フルラ
メラ構造が観察されたが、析出物は小さすぎて観察出来
なかったが、透過電子顕微鏡では、γ相中に１０〜２０
ｎｍ程度のサイズの棒状析出物が微細高密度分散してい
ることが観察された。
【００２９】次いで、真空中、歪み速度７．２×１０-4
sec -1の高温引張試験を行った。その結果、１１００℃
においてアズキャストにおけるこの材料が３８０MPa の
強度を有することが確認された。さらに、高温引張試験
後の試料を、顕微鏡と、透過電子顕微鏡で観察したとこ
ろ、アズキャスト状態の組織がそのまま保たれているこ
とが確認された。
sec -1の高温引張試験を行った。その結果、１１００℃
においてアズキャストにおけるこの材料が３８０MPa の
強度を有することが確認された。さらに、高温引張試験
後の試料を、顕微鏡と、透過電子顕微鏡で観察したとこ
ろ、アズキャスト状態の組織がそのまま保たれているこ
とが確認された。
【００３０】この透過電子顕微鏡明視野像とその中のマ
トリックス、ラメラ構造の第二相、および析出物の３部
位の特性Ｘ線分析（Ultra-thin Window ＥＤＳ( Electr
on Dispersive Spectroscopy) ）を行ったデータを併せ
て図２に示す。この結果、組織はα2 相／γ相の２相か
らなるフルラメラ構造であり、各コロニーの平均粒径は
５００μｍ程度であることがわかる。光学式顕微鏡観察
ではＷＣの分散は見られないが、透過電子顕微鏡観察に
より１０〜２０ｎｍ程度のサイズの棒状析出物が微細高
密度分散していることが確認される。
トリックス、ラメラ構造の第二相、および析出物の３部
位の特性Ｘ線分析（Ultra-thin Window ＥＤＳ( Electr
on Dispersive Spectroscopy) ）を行ったデータを併せ
て図２に示す。この結果、組織はα2 相／γ相の２相か
らなるフルラメラ構造であり、各コロニーの平均粒径は
５００μｍ程度であることがわかる。光学式顕微鏡観察
ではＷＣの分散は見られないが、透過電子顕微鏡観察に
より１０〜２０ｎｍ程度のサイズの棒状析出物が微細高
密度分散していることが確認される。
【００３１】また、３部位のＥＤＳ分析において、ａは
マトリックスからの分析で構成成分はＴｉ、Ａｌ、Ｗで
あり、γマトリックス中に一部Ｗが固溶したものである
ことが認められる。ｂはγ相／α2 相のラメラ相の構成
相であるα2 相であり、構成成分はＴｉ、Ａｌ、Ｗであ
るが、ａに比べてＴｉ／Ａｌの比が大きいことが示され
ている。また、α2 相中には図２の明視野像で見られる
ように析出物が存在していないのが特徴である。ｃは析
出物であり、Ｔｉ、Ｗ、Ｃの構成成分からなっている化
合物であること認められる。しかしながら、この化合物
の構成までは同定できなかった。
マトリックスからの分析で構成成分はＴｉ、Ａｌ、Ｗで
あり、γマトリックス中に一部Ｗが固溶したものである
ことが認められる。ｂはγ相／α2 相のラメラ相の構成
相であるα2 相であり、構成成分はＴｉ、Ａｌ、Ｗであ
るが、ａに比べてＴｉ／Ａｌの比が大きいことが示され
ている。また、α2 相中には図２の明視野像で見られる
ように析出物が存在していないのが特徴である。ｃは析
出物であり、Ｔｉ、Ｗ、Ｃの構成成分からなっている化
合物であること認められる。しかしながら、この化合物
の構成までは同定できなかった。
【００３２】また、ｃからの制限視野電子線回折像か
ら、この構造が従来のＡｌＣＴｉ2 で見られる構造と一
致し、ｃの析出物の結晶構造はマトリックスγ相の電子
線入射方向［００１］に対して整合的なパターンを示
し、［１００］析出物／／［１００］γマトリックスの
結晶学的関係があることが認められた。これより、１１
００℃においても析出物はマトリックスと整合関係をも
って微細分散していることが分かる。
ら、この構造が従来のＡｌＣＴｉ2 で見られる構造と一
致し、ｃの析出物の結晶構造はマトリックスγ相の電子
線入射方向［００１］に対して整合的なパターンを示
し、［１００］析出物／／［１００］γマトリックスの
結晶学的関係があることが認められた。これより、１１
００℃においても析出物はマトリックスと整合関係をも
って微細分散していることが分かる。
【００３３】さらに、本発明を明確にするため、比較材
を準備し、１１００℃の高温引張り試験を行い、その結
果と組織を表１に本発明とともに示した。この表から明
らかなように従来のＴｉＡｌ金属間化合物基合金におい
て高温高強度は１１００℃においては通常の恒温鍛造材
で４０MPa 、アズキャスト材でフルラメラ構造をもつも
ので２００MPa が限界である。比較例の１と２は同じ組
成の材料であり、比較例１は超塑性特性を有し、高温加
工性が高い恒温鍛造後のもの、比較例２は高温強度特性
を付加するために恒温鍛造後に熱処理を施したものであ
る。この場合も、本発明材のレベルの強度を得ることは
できなかった。
を準備し、１１００℃の高温引張り試験を行い、その結
果と組織を表１に本発明とともに示した。この表から明
らかなように従来のＴｉＡｌ金属間化合物基合金におい
て高温高強度は１１００℃においては通常の恒温鍛造材
で４０MPa 、アズキャスト材でフルラメラ構造をもつも
ので２００MPa が限界である。比較例の１と２は同じ組
成の材料であり、比較例１は超塑性特性を有し、高温加
工性が高い恒温鍛造後のもの、比較例２は高温強度特性
を付加するために恒温鍛造後に熱処理を施したものであ
る。この場合も、本発明材のレベルの強度を得ることは
できなかった。
【００３４】本発明のＴｉＡｌ基合金において初めてセ
ラミックスと同レベルの比強度（強度を比重で割った
値）１００MPa に相当するＴｉＡｌの場合の強度で３８
０MPaが達成された。なお、カーバイドまたは酸化物等
の介在物分散による高強度化も考えはあるが、実際は１
１００℃のような高温になるとこれらの粒子は粗大化が
起こり、強度に効果が無くなるため、役立たないため、
強度は得られない。
ラミックスと同レベルの比強度（強度を比重で割った
値）１００MPa に相当するＴｉＡｌの場合の強度で３８
０MPaが達成された。なお、カーバイドまたは酸化物等
の介在物分散による高強度化も考えはあるが、実際は１
１００℃のような高温になるとこれらの粒子は粗大化が
起こり、強度に効果が無くなるため、役立たないため、
強度は得られない。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【発明の効果】本発明により製造されたＴｉＡｌ材は比
重が３．８とセラミックス並みに低い為に比強度も高く
なる。この様に本発明材は高温比強度特性において合金
系として最高強度を有するために、高温構造材として従
来の材料を代替し、特性を高める効果があるといえる。
用途として考えられるのは自動車用の排気バルブ、ター
ボ・チャージャー、ジェット機のエンジンのタービン・
ブレード等広範な用途が考えられる。また、１１００℃
においてセラミックスに匹敵する強度を有し、なおかつ
延性があることはセラミックスの延性が０に等しいこ
と、さらに常温における延性加工がセラミックスでは殆
ど不可能であるのに対し、高温強度材としての使用の信
頼性が高い材料であり、セラミックスの代替としても有
望であると考えられ、工業上極めて有用である。
重が３．８とセラミックス並みに低い為に比強度も高く
なる。この様に本発明材は高温比強度特性において合金
系として最高強度を有するために、高温構造材として従
来の材料を代替し、特性を高める効果があるといえる。
用途として考えられるのは自動車用の排気バルブ、ター
ボ・チャージャー、ジェット機のエンジンのタービン・
ブレード等広範な用途が考えられる。また、１１００℃
においてセラミックスに匹敵する強度を有し、なおかつ
延性があることはセラミックスの延性が０に等しいこ
と、さらに常温における延性加工がセラミックスでは殆
ど不可能であるのに対し、高温強度材としての使用の信
頼性が高い材料であり、セラミックスの代替としても有
望であると考えられ、工業上極めて有用である。
【図１】本発明に係る合金の組織を模式的に示す図。
【図２】本発明に係る合金組織の透過電子顕微鏡写真お
よびその部位３箇所の特性Ｘ線分析（ＥＤＳ）を行った
データ。
よびその部位３箇所の特性Ｘ線分析（ＥＤＳ）を行った
データ。
１ α2 相 ２ γ相 ３ 微細Ｗ−Ｔｉ−Ｃ化合物 ａ マトリックスからの分析 ｂ ラメラ相の構成相であるα2 相からの分析 ｃ 析出物からの分析
Claims (7)
- 【請求項１】 ＴｉＡｌ基合金において、ＷとＴｉとＣ
からなる化合物をマトリックス中に微細に分散させたこ
とを特徴とする高温高強度を有するＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項２】 ＴｉＡｌ基合金がα2 ＋γ２相からなる
ことを特徴とする請求項１記載の高温高強度を有するＴ
ｉＡｌ基合金。 - 【請求項３】 前記α2 ＋γ２相がフルラメラ組織であ
ることを特徴とする請求項２記載の高温高強度を有する
ＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項４】 前記ＷとＴｉとＣからなる微細化合物の
粒径が１から２００ｎｍであることを特徴とする請求項
１、２または３記載の高温高強度を有するＴｉＡｌ基合
金。 - 【請求項５】 前記ＷとＴｉとＣからなる微細化合物と
マトリックスが、［１００］析出物／／［１００］マト
リックスなる結晶学的整合性を有することを特徴とする
請求項１、２、３または４記載の高温高強度を有するＴ
ｉＡｌ基合金。 - 【請求項６】 ＴｉＡｌ基合金の製造方法において、所
望量のＴｉ、ＡｌおよびＷを含む添加元素を溶解させる
とともに、ＴｉＣ粉を溶湯中投入することによりＷとＴ
ｉとＣからなる微細化合物を生成し、鋳型に鋳込むこと
で、微細Ｗ、Ｔｉ、Ｃよりなる化合物をマトリックス中
に分散させることを特徴とする高温強度を有するＴｉＡ
ｌ基合金の製造方法。 - 【請求項７】 ＴｉＡｌ基合金の製造方法において、所
望量のＴｉ、ＡｌおよびＷを含む添加元素を溶解させ、
カーボン製発熱押し湯を有する鋳型に鋳込むことで、微
細Ｗ、Ｔｉ、Ｃよりなる化合物をマトリックス中に分散
させることを特徴とする高温強度を有するＴｉＡｌ基合
金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4504797A JPH10237567A (ja) | 1997-02-28 | 1997-02-28 | 高温高強度を有するＴｉＡｌ基合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4504797A JPH10237567A (ja) | 1997-02-28 | 1997-02-28 | 高温高強度を有するＴｉＡｌ基合金とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10237567A true JPH10237567A (ja) | 1998-09-08 |
Family
ID=12708463
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4504797A Withdrawn JPH10237567A (ja) | 1997-02-28 | 1997-02-28 | 高温高強度を有するＴｉＡｌ基合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10237567A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007085249A1 (de) * | 2006-01-26 | 2007-08-02 | Technische Universität Dresden | Titanwerkstoff und verfahren zu seiner herstellung |
| 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 |
| CN115255359A (zh) * | 2022-06-21 | 2022-11-01 | 河南科技大学 | 呈网-层结构的Ti2AlC/TiAl复合材料及其制备方法 |
-
1997
- 1997-02-28 JP JP4504797A patent/JPH10237567A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007085249A1 (de) * | 2006-01-26 | 2007-08-02 | Technische Universität Dresden | Titanwerkstoff und verfahren zu seiner herstellung |
| 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 |
| CN115255359A (zh) * | 2022-06-21 | 2022-11-01 | 河南科技大学 | 呈网-层结构的Ti2AlC/TiAl复合材料及其制备方法 |
| CN115255359B (zh) * | 2022-06-21 | 2024-01-19 | 河南科技大学 | 呈网-层结构的Ti2AlC/TiAl复合材料及其制备方法 |
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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: 20040511 |