JPH11269584A - 精密鋳造用チタンアルミナイド - Google Patents
精密鋳造用チタンアルミナイドInfo
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- JPH11269584A JPH11269584A JP10095172A JP9517298A JPH11269584A JP H11269584 A JPH11269584 A JP H11269584A JP 10095172 A JP10095172 A JP 10095172A JP 9517298 A JP9517298 A JP 9517298A JP H11269584 A JPH11269584 A JP H11269584A
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- precision casting
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 クリープ特性が良好で、かつ、鋳造性が良好
であると共に製造コストが安価な精密鋳造用チタンアル
ミナイドを提供するものである。 【解決手段】 化学組成が、Ａｌ：３１．３〜３２．０
ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、Ｖ：１．０〜
１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗｔ％、残部が
Ｔｉ及び不可避不純物からなるものである。
であると共に製造コストが安価な精密鋳造用チタンアル
ミナイドを提供するものである。 【解決手段】 化学組成が、Ａｌ：３１．３〜３２．０
ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、Ｖ：１．０〜
１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗｔ％、残部が
Ｔｉ及び不可避不純物からなるものである。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、精密鋳造用チタン
アルミナイドに係り、特に、クリープ強度が高い非熱処
理型の精密鋳造用チタンアルミナイドに関するものであ
る。
アルミナイドに係り、特に、クリープ強度が高い非熱処
理型の精密鋳造用チタンアルミナイドに関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】チタンアルミナイド（ＴｉＡｌ合金）
は、軽量で、かつ、高温強度および剛性などに優れてい
るため、航空機や自動車のエンジンにおける回転部材な
どの新材料として有望とされており、実用化の機運が高
まっている。
は、軽量で、かつ、高温強度および剛性などに優れてい
るため、航空機や自動車のエンジンにおける回転部材な
どの新材料として有望とされており、実用化の機運が高
まっている。
【０００３】従来までに、ＴｉＡｌ合金中に鋳造性改善
に効果を及ぼすＦｅ、Ｖ、結晶粒微細化に効果を及ぼす
Ｂをそれぞれ第３元素として添加することで、精密鋳造
法による複雑形状部品の形成が可能で、また、熱処理の
最適化により常温延性に優れ、良好な成形加工性を有す
るＴｉＡｌ合金が開発されている（特願平７−１２１０
３１号等）。
に効果を及ぼすＦｅ、Ｖ、結晶粒微細化に効果を及ぼす
Ｂをそれぞれ第３元素として添加することで、精密鋳造
法による複雑形状部品の形成が可能で、また、熱処理の
最適化により常温延性に優れ、良好な成形加工性を有す
るＴｉＡｌ合金が開発されている（特願平７−１２１０
３１号等）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これま
でのＴｉＡｌ合金の開発は、常温延性の改善が主体であ
ったため、その結果として、クリープ強度が比較的低
く、特に、７００℃以上でのクリープ特性に難点があっ
た。
でのＴｉＡｌ合金の開発は、常温延性の改善が主体であ
ったため、その結果として、クリープ強度が比較的低
く、特に、７００℃以上でのクリープ特性に難点があっ
た。
【０００５】一般的なＴｉＡｌ合金のクリープ特性の改
善方法としては、第３元素（Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔ
ａなど）を添加する方法が挙げられる。しかし、この方
法では、ＴｉＡｌ合金の精密鋳造性を著しく損なうた
め、複雑形状部品を形成することができないという問題
があった。
善方法としては、第３元素（Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔ
ａなど）を添加する方法が挙げられる。しかし、この方
法では、ＴｉＡｌ合金の精密鋳造性を著しく損なうた
め、複雑形状部品を形成することができないという問題
があった。
【０００６】そこで、クリープ特性および精密鋳造性に
優れたＴｉＡｌ合金及びその製造方法として、本発明者
らは、ＴｉＡｌ合金組織を熱処理により制御する方法
（特願平９−３６６９３０号）を先に提案した。
優れたＴｉＡｌ合金及びその製造方法として、本発明者
らは、ＴｉＡｌ合金組織を熱処理により制御する方法
（特願平９−３６６９３０号）を先に提案した。
【０００７】この製造方法によれば、精密鋳造性を損な
うことなく、従来のＴｉＡｌ合金と比較して１０倍以上
のクリープ特性を有したＴｉＡｌ合金を得ることができ
る。しかし、このＴｉＡｌ合金においては、鋳放し後の
組織中に、常温引張特性に悪影響を及ぼすβ相が微量析
出していたため、このβ相を拡散させるための熱処理工
程の導入が不可欠となる。その結果、実部品製造時にお
ける製造コストの上昇を招いていた。
うことなく、従来のＴｉＡｌ合金と比較して１０倍以上
のクリープ特性を有したＴｉＡｌ合金を得ることができ
る。しかし、このＴｉＡｌ合金においては、鋳放し後の
組織中に、常温引張特性に悪影響を及ぼすβ相が微量析
出していたため、このβ相を拡散させるための熱処理工
程の導入が不可欠となる。その結果、実部品製造時にお
ける製造コストの上昇を招いていた。
【０００８】このため、非量産適用の航空機用エンジン
の回転部材などに、このＴｉＡｌ合金を適用する場合
は、性能およびコスト共に見合ったものとなるが、量産
適用が要求される自動車用エンジンの回転部材などにこ
のＴｉＡｌ合金を適用する場合は、性能は十分に見合っ
たものとなるものの、コスト面でやや難があった。
の回転部材などに、このＴｉＡｌ合金を適用する場合
は、性能およびコスト共に見合ったものとなるが、量産
適用が要求される自動車用エンジンの回転部材などにこ
のＴｉＡｌ合金を適用する場合は、性能は十分に見合っ
たものとなるものの、コスト面でやや難があった。
【０００９】そこで本発明は、上記課題を解決し、クリ
ープ特性が良好で、かつ、鋳造性が良好であると共に製
造コストが安価な精密鋳造用チタンアルミナイドを提供
することにある。
ープ特性が良好で、かつ、鋳造性が良好であると共に製
造コストが安価な精密鋳造用チタンアルミナイドを提供
することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に請求項１の発明は、化学組成が、Ａｌ：３１．３〜３
２．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、Ｖ：１．
０〜１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗｔ％、残
部がＴｉ及び不可避不純物からなるものである。
に請求項１の発明は、化学組成が、Ａｌ：３１．３〜３
２．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、Ｖ：１．
０〜１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗｔ％、残
部がＴｉ及び不可避不純物からなるものである。
【００１１】請求項２の発明は、化学組成が、Ａｌ：３
１．３〜３２．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ
％、Ｖ：１．０〜１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０
６ｗｔ％、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり、か
つ、鋳放し材の組織の略全面をラメラ相に形成したもの
である。
１．３〜３２．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ
％、Ｖ：１．０〜１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０
６ｗｔ％、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり、か
つ、鋳放し材の組織の略全面をラメラ相に形成したもの
である。
【００１２】以上の構成によれば、ＴｉＡｌ合金におけ
る各添加元素の組成範囲を規定して鋳造ままの組織を略
全面に亘ってラメラ相に形成したため、鋳造ままでクリ
ープ特性および鋳造性が良好な精密鋳造用チタンアルミ
ナイドを得ることができる。
る各添加元素の組成範囲を規定して鋳造ままの組織を略
全面に亘ってラメラ相に形成したため、鋳造ままでクリ
ープ特性および鋳造性が良好な精密鋳造用チタンアルミ
ナイドを得ることができる。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を説明
する。
する。
【００１４】本発明者は鋭意研究した結果、良好な鋳造
性を有し、鋳放し材（ａｓ−ｃａｓｔ材）のままで、す
なわち、熱処理による組織制御を行わなくとも、十分な
クリープ特性を保持したＴｉＡｌ合金を得るための手段
として、以下のことを見出した。
性を有し、鋳放し材（ａｓ−ｃａｓｔ材）のままで、す
なわち、熱処理による組織制御を行わなくとも、十分な
クリープ特性を保持したＴｉＡｌ合金を得るための手段
として、以下のことを見出した。
【００１５】 熱処理工程を省略するため、ａｓ−ｃ
ａｓｔ材の組織を略全面ラメラ相に形成する。ａｓ−ｃ
ａｓｔ材の組織を全面ラメラ組織にすべく、本発明者が
以前提案したＴｉＡｌ合金（特願平９−３６６９３０
号；以下、先願のＴｉＡｌ合金と呼ぶ）よりもＡｌの添
加量を少なくする。
ａｓｔ材の組織を略全面ラメラ相に形成する。ａｓ−ｃ
ａｓｔ材の組織を全面ラメラ組織にすべく、本発明者が
以前提案したＴｉＡｌ合金（特願平９−３６６９３０
号；以下、先願のＴｉＡｌ合金と呼ぶ）よりもＡｌの添
加量を少なくする。
【００１６】Ａｌ含有量と常温引張特性との関係を図１
に示す。ここで、図中の○印は引張強さ（ＭＰａ）を示
し、△印は伸び（％）を示している。
に示す。ここで、図中の○印は引張強さ（ＭＰａ）を示
し、△印は伸び（％）を示している。
【００１７】図１に示すように、Ａｌの添加量を少なく
してゆくと、Ａｌ含有量４５．５ａｔ％の時（引張強
さ：５００ＭＰａ、伸び：０．６％）をピークにして、
引張特性が急激に低下してしまう。この時、伸びが０．
３０％未満になると工場での操業性（ハンドリング）が
難しくなってしまう。
してゆくと、Ａｌ含有量４５．５ａｔ％の時（引張強
さ：５００ＭＰａ、伸び：０．６％）をピークにして、
引張特性が急激に低下してしまう。この時、伸びが０．
３０％未満になると工場での操業性（ハンドリング）が
難しくなってしまう。
【００１８】チタンアルミナイドの２元系状態図を図２
に示す。ここで、図中の横軸はＡｌ含有量（ａｔ％）を
示し、縦軸は温度（Ｋ）を示している。また、図中にお
けるＡｌ含有量約４５．０ａｔ％（約３１．５ｗｔ％）
の実線は、本発明の精密鋳造用チタンアルミナイド（以
下、本発明材と呼ぶ）を示し、Ａｌ含有量約４６．８ａ
ｔ％（約３３．１ｗｔ％）の点線は、従来の精密鋳造用
チタンアルミナイド（特願平７−１２１０３１号に記載
されたＴｉＡｌ合金；以下、従来材と呼ぶ）を示してい
る。さらに、図中の白丸印は従来材のα相の各温度にお
ける実際のＡｌ成分含有量を示し、図中の黒丸印は従来
材のγ相の各温度における実際のＡｌ成分含有量を示し
ている。
に示す。ここで、図中の横軸はＡｌ含有量（ａｔ％）を
示し、縦軸は温度（Ｋ）を示している。また、図中にお
けるＡｌ含有量約４５．０ａｔ％（約３１．５ｗｔ％）
の実線は、本発明の精密鋳造用チタンアルミナイド（以
下、本発明材と呼ぶ）を示し、Ａｌ含有量約４６．８ａ
ｔ％（約３３．１ｗｔ％）の点線は、従来の精密鋳造用
チタンアルミナイド（特願平７−１２１０３１号に記載
されたＴｉＡｌ合金；以下、従来材と呼ぶ）を示してい
る。さらに、図中の白丸印は従来材のα相の各温度にお
ける実際のＡｌ成分含有量を示し、図中の黒丸印は従来
材のγ相の各温度における実際のＡｌ成分含有量を示し
ている。
【００１９】また、図２に示すように、ＴｉＡｌ合金の
冷却中に、図中の斜線部をゆっくりと通過させると、粒
状のγ相が析出するため層状組織（ラメラ相）が得にく
い。このため、ＴｉＡｌ合金を一気に冷却して、出来る
だけ早い速度で斜線部を通過させる必要がある。そこ
で、冷却時の温度勾配を稼ぐためにＤの位置ができるだ
け高温側になるように制御する必要がある。
冷却中に、図中の斜線部をゆっくりと通過させると、粒
状のγ相が析出するため層状組織（ラメラ相）が得にく
い。このため、ＴｉＡｌ合金を一気に冷却して、出来る
だけ早い速度で斜線部を通過させる必要がある。そこ
で、冷却時の温度勾配を稼ぐためにＤの位置ができるだ
け高温側になるように制御する必要がある。
【００２０】さらに、ＴｉＡｌ合金を全面ラメラ組織と
するためにＤの位置ができるだけ低Ａｌ側になるように
制御する必要がある。本発明材においては、従来材と比
べて、ＴｉＡｌ母合金中に添加するＡｌ量を少なくして
いるため、２元系状態図における“てこ関係”から分か
るように、約１，５７０Ｋにおけるα2 相とγ相の量比
（α2 ／γ）が、従来材においてはＣＢ／ＣＡであった
のに対して、本発明材においてはＤＢ／ＤＡとなってあ
り、ＴｉＡｌマトリックス中に析出するγ相自体が著し
く減少することが確認できる。
するためにＤの位置ができるだけ低Ａｌ側になるように
制御する必要がある。本発明材においては、従来材と比
べて、ＴｉＡｌ母合金中に添加するＡｌ量を少なくして
いるため、２元系状態図における“てこ関係”から分か
るように、約１，５７０Ｋにおけるα2 相とγ相の量比
（α2 ／γ）が、従来材においてはＣＢ／ＣＡであった
のに対して、本発明材においてはＤＢ／ＤＡとなってあ
り、ＴｉＡｌマトリックス中に析出するγ相自体が著し
く減少することが確認できる。
【００２１】この三つの条件の兼ね合いから、Ａｌ含有
量を４４．７〜４５．５ａｔ％（３１．３〜３２．０ｗ
ｔ％）とする。
量を４４．７〜４５．５ａｔ％（３１．３〜３２．０ｗ
ｔ％）とする。
【００２２】 良好な鋳造性を維持するために第３元
素としてＦｅおよびＶを添加するが、ａｓ−ｃａｓｔ材
の利用を可能とすべく、先願のＴｉＡｌ合金よりもＦｅ
およびＶの添加量を少なくする。
素としてＦｅおよびＶを添加するが、ａｓ−ｃａｓｔ材
の利用を可能とすべく、先願のＴｉＡｌ合金よりもＦｅ
およびＶの添加量を少なくする。
【００２３】 ａｓ−ｃａｓｔ材で粒界セレーション
が完全に得られるようにすべく、機械的特性（特に常温
引張特性）に悪影響を及ぼすβ相が、ラメラ相のコロニ
ー粒界に析出するのを防ぐ。
が完全に得られるようにすべく、機械的特性（特に常温
引張特性）に悪影響を及ぼすβ相が、ラメラ相のコロニ
ー粒界に析出するのを防ぐ。
【００２４】Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ３元系状態図を図３に示
す。ここで、参照として、１，２００℃におけるＴｉ−
Ａｌ−Ｍｏ合金の相領域区分を図中に点線で示すと共
に、その場合におけるβ相無しを白丸印で、β相有りを
黒丸印で示している。
す。ここで、参照として、１，２００℃におけるＴｉ−
Ａｌ−Ｍｏ合金の相領域区分を図中に点線で示すと共
に、その場合におけるβ相無しを白丸印で、β相有りを
黒丸印で示している。
【００２５】図３に示すように、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ合金
において、β相の析出はＦｅ添加量に大きく依存してお
り、β相が存在しない領域（α2 ＋γ領域）は図中の縦
縞領域であることから分るように、Ｆｅ添加量はできる
だけ少ない方が好ましい。ここで、との兼ね合いから
Ｆｅ添加量の最適化を図り、下限を鋳造可能な０．７ａ
ｔ％（０．５ｗｔ％）以上、上限を１．５ａｔ％（１．
０ｗｔ％）以下とする。
において、β相の析出はＦｅ添加量に大きく依存してお
り、β相が存在しない領域（α2 ＋γ領域）は図中の縦
縞領域であることから分るように、Ｆｅ添加量はできる
だけ少ない方が好ましい。ここで、との兼ね合いから
Ｆｅ添加量の最適化を図り、下限を鋳造可能な０．７ａ
ｔ％（０．５ｗｔ％）以上、上限を１．５ａｔ％（１．
０ｗｔ％）以下とする。
【００２６】すなわち、〜の結果から、本発明の狙
いとする精密鋳造用チタンアルミナイドの化学組成範囲
は、図３中の斜線領域となる。
いとする精密鋳造用チタンアルミナイドの化学組成範囲
は、図３中の斜線領域となる。
【００２７】 ａｓ−ｃａｓｔ材の結晶粒の粗大化を
図るべく、先願のＴｉＡｌ合金よりもＢの添加量を少な
くする。
図るべく、先願のＴｉＡｌ合金よりもＢの添加量を少な
くする。
【００２８】上述した〜を踏まえ、本発明の精密鋳
造用チタンアルミナイドは、化学組成が、Ａｌ：３１．
３〜３２．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、
Ｖ：１．０〜１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗ
ｔ％、残部がＴｉ及び不可避不純物からなるものであ
り、鋳造ままの組織の略全面がラメラ相に形成されたＴ
ｉＡｌ合金である。
造用チタンアルミナイドは、化学組成が、Ａｌ：３１．
３〜３２．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、
Ｖ：１．０〜１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗ
ｔ％、残部がＴｉ及び不可避不純物からなるものであ
り、鋳造ままの組織の略全面がラメラ相に形成されたＴ
ｉＡｌ合金である。
【００２９】次に、本発明の製造方法を説明する。
【００３０】各元素の添加量を調整しながらＴｉＡｌ母
合金の溶製を行い、化学組成が、Ａｌ：３１．３〜３
２．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、Ｖ：１．
０〜１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗｔ％、残
部がＴｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ溶湯を形成
する。
合金の溶製を行い、化学組成が、Ａｌ：３１．３〜３
２．０ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、Ｖ：１．
０〜１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗｔ％、残
部がＴｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ溶湯を形成
する。
【００３１】このＴｉＡｌ溶湯を、所定の型に流し込む
と共に冷却し、鋳造ままの組織の略全面に亘って層状の
ラメラ相が析出した精密鋳造用チタンアルミナイドを作
製する。ここで、冷却の速度は、通常の冷却速度で十分
であるが、急冷しても良いことは言うまでもない。
と共に冷却し、鋳造ままの組織の略全面に亘って層状の
ラメラ相が析出した精密鋳造用チタンアルミナイドを作
製する。ここで、冷却の速度は、通常の冷却速度で十分
であるが、急冷しても良いことは言うまでもない。
【００３２】すなわち、本発明の精密鋳造用チタンアル
ミナイドによれば、ＴｉＡｌ母合金中に添加する各添加
元素の量を調整し、結晶粒中に、略全面に亘って層状の
ラメラ相を析出させると共に、粒状のγ相は殆ど析出さ
せず、かつ、ラメラ相のコロニー粒界にはβ相を析出さ
せていないため、ａｓ−ｃａｓｔ材の状態で粒界セレー
ションを完全に得ることができ、鋳造ままでも、優れた
クリープ特性を得ることができる。
ミナイドによれば、ＴｉＡｌ母合金中に添加する各添加
元素の量を調整し、結晶粒中に、略全面に亘って層状の
ラメラ相を析出させると共に、粒状のγ相は殆ど析出さ
せず、かつ、ラメラ相のコロニー粒界にはβ相を析出さ
せていないため、ａｓ−ｃａｓｔ材の状態で粒界セレー
ションを完全に得ることができ、鋳造ままでも、優れた
クリープ特性を得ることができる。
【００３３】また、熱処理無しでも優れたクリープ特性
を有したＴｉＡｌ合金を得ることができるため、ＴｉＡ
ｌ合金の製造コストを抑制することができ、延いては、
最終製品の製造コストの低減を図ることができる。これ
によって、従来、コスト面の問題で量産適用が困難であ
った自動車用エンジンの回転部材（特に、トラック用タ
ーボチャージャ）などにも適用することが可能となる。
を有したＴｉＡｌ合金を得ることができるため、ＴｉＡ
ｌ合金の製造コストを抑制することができ、延いては、
最終製品の製造コストの低減を図ることができる。これ
によって、従来、コスト面の問題で量産適用が困難であ
った自動車用エンジンの回転部材（特に、トラック用タ
ーボチャージャ）などにも適用することが可能となる。
【００３４】
【実施例】本発明および従来の精密鋳造用チタンアルミ
ナイドの組織写真を図４に示す。ここで、図４（ａ）は
本発明の精密鋳造用チタンアルミナイドの組織のＥＰＭ
Ａ観察写真（２００倍）を示し、図４（ｂ）は従来の精
密鋳造用チタンアルミナイドの組織のＥＰＭＡ観察写真
（２００倍）を示している。
ナイドの組織写真を図４に示す。ここで、図４（ａ）は
本発明の精密鋳造用チタンアルミナイドの組織のＥＰＭ
Ａ観察写真（２００倍）を示し、図４（ｂ）は従来の精
密鋳造用チタンアルミナイドの組織のＥＰＭＡ観察写真
（２００倍）を示している。
【００３５】従来の精密鋳造用チタンアルミナイドの組
織においては、図４（ｂ）に示すように、結晶粒中に太
線状（図中における白太線）のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）が
析出していると共に、粒状（図中における黒い粒）のγ
相が偏在している。また、ａｓ−ｃａｓｔ材において粒
界セレーションが殆ど得られておらず、等軸粒が存在し
ている様子が伺える。
織においては、図４（ｂ）に示すように、結晶粒中に太
線状（図中における白太線）のα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）が
析出していると共に、粒状（図中における黒い粒）のγ
相が偏在している。また、ａｓ−ｃａｓｔ材において粒
界セレーションが殆ど得られておらず、等軸粒が存在し
ている様子が伺える。
【００３６】これに対して、本発明の精密鋳造用チタン
アルミナイドの組織においては、図４（ａ）に示すよう
に、結晶粒中に略全面に亘って層状のラメラ相（α2 ＋
γ）が析出していると共に、粒状のγ相の析出は殆どな
い。また、ラメラ相のコロニー粒界におけるβ相の析出
もない。さらに、ａｓ−ｃａｓｔ材において粒界セレー
ションが完全に得られており、結晶粒同士が鋸刃状に複
雑に噛み合っている様子が伺える。
アルミナイドの組織においては、図４（ａ）に示すよう
に、結晶粒中に略全面に亘って層状のラメラ相（α2 ＋
γ）が析出していると共に、粒状のγ相の析出は殆どな
い。また、ラメラ相のコロニー粒界におけるβ相の析出
もない。さらに、ａｓ−ｃａｓｔ材において粒界セレー
ションが完全に得られており、結晶粒同士が鋸刃状に複
雑に噛み合っている様子が伺える。
【００３７】本発明および従来の精密鋳造用チタンアル
ミナイドのクリープ特性を図５に示す。ここで、図中の
横軸は破断時間（ｈｒ）を示し、縦軸は負荷応力（ＭＰ
ａ）を示しており、図中の斜線領域は、本発明の精密鋳
造用チタンアルミナイドの特性分布を示している。尚、
クリープ試験は７６０℃の高温下で行った。
ミナイドのクリープ特性を図５に示す。ここで、図中の
横軸は破断時間（ｈｒ）を示し、縦軸は負荷応力（ＭＰ
ａ）を示しており、図中の斜線領域は、本発明の精密鋳
造用チタンアルミナイドの特性分布を示している。尚、
クリープ試験は７６０℃の高温下で行った。
【００３８】図５に示すように、同じ負荷応力における
本発明の精密鋳造用チタンアルミナイドの破断時間は、
ａｓ−ｃａｓｔ材の状態で、従来の精密鋳造用チタンア
ルミナイドと比較して約１０倍にもなっている。
本発明の精密鋳造用チタンアルミナイドの破断時間は、
ａｓ−ｃａｓｔ材の状態で、従来の精密鋳造用チタンア
ルミナイドと比較して約１０倍にもなっている。
【００３９】このことから、結晶粒中に略全面に亘って
層状のラメラ相を析出させると共に、ａｓ−ｃａｓｔ材
の状態で粒界セレーションが完全に得られるようにした
ことで、鋳造ままでも、十分なクリープ強度を有したＴ
ｉＡｌ合金となるということが確認できる。
層状のラメラ相を析出させると共に、ａｓ−ｃａｓｔ材
の状態で粒界セレーションが完全に得られるようにした
ことで、鋳造ままでも、十分なクリープ強度を有したＴ
ｉＡｌ合金となるということが確認できる。
【００４０】
【発明の効果】以上要するに本発明によれば、ＴｉＡｌ
母合金中に添加する各添加元素の量を調整し、結晶粒中
に、略全面に亘って層状のラメラ相を析出させると共
に、ラメラ相のコロニー粒界におけるβ相の析出を防止
することで、鋳造ままでも、優れたクリープ特性を有し
たＴｉＡｌ合金を得ることができるという優れた効果を
発揮する。
母合金中に添加する各添加元素の量を調整し、結晶粒中
に、略全面に亘って層状のラメラ相を析出させると共
に、ラメラ相のコロニー粒界におけるβ相の析出を防止
することで、鋳造ままでも、優れたクリープ特性を有し
たＴｉＡｌ合金を得ることができるという優れた効果を
発揮する。
【図１】Ａｌ含有量と常温引張特性との関係を示す図で
ある。
ある。
【図２】チタンアルミナイドの２元系状態図である。
【図３】Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ３元系状態図である。
【図４】本発明および従来の精密鋳造用チタンアルミナ
イドの組織写真である。
イドの組織写真である。
【図５】本発明および従来の精密鋳造用チタンアルミナ
イドのクリープ特性を示す図である。
イドのクリープ特性を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 化学組成が、Ａｌ：３１．３〜３２．０
ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、Ｖ：１．０〜
１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗｔ％、残部が
Ｔｉ及び不可避不純物からなることを特徴とする精密鋳
造用チタンアルミナイド。 - 【請求項２】 化学組成が、Ａｌ：３１．３〜３２．０
ｗｔ％、Ｆｅ：０．５〜１．０ｗｔ％、Ｖ：１．０〜
１．５ｗｔ％、Ｂ：０．０３〜０．０６ｗｔ％、残部が
Ｔｉ及び不可避不純物からなり、かつ、鋳放し材の組織
の略全面をラメラ相に形成したことを特徴とする精密鋳
造用チタンアルミナイド。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10095172A JPH11269584A (ja) | 1998-03-25 | 1998-03-25 | 精密鋳造用チタンアルミナイド |
| US09/271,422 US6174495B1 (en) | 1998-03-25 | 1999-03-16 | Titanium aluminide for precision casting |
| EP99105089A EP0952234B1 (en) | 1998-03-25 | 1999-03-24 | Titanium aluminide for precision casting |
| DE69902202T DE69902202T2 (de) | 1998-03-25 | 1999-03-24 | Titan Aluminid für Feingusstechnik |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10095172A JPH11269584A (ja) | 1998-03-25 | 1998-03-25 | 精密鋳造用チタンアルミナイド |
Publications (1)
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|---|---|
| JPH11269584A true JPH11269584A (ja) | 1999-10-05 |
Family
ID=14130345
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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Country Status (4)
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|---|---|
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| EP (1) | EP0952234B1 (ja) |
| JP (1) | JPH11269584A (ja) |
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- 1999-03-24 EP EP99105089A patent/EP0952234B1/en not_active Expired - Lifetime
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