JP3332615B2 - ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製造方法 - Google Patents
ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製造方法Info
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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のに適した高強度、高温耐酸
化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製造方法に
関する。
空機用エンジン等に用いるのに適した高強度、高温耐酸
化性ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製造方法に
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、タービンロー
タ等の高温環境下において遠心応力が主応力となる部
位、すなわち材料特性として比強度（比重で規格化した
強度）が要求される部位に適用できるのではないかと期
待されてきた。これらの部位には現状超合金が用いられ
ていることから、ＴｉＡｌ系金属間化合物が超合金の代
替材として用いられるためには、前提として比強度が超
合金を上回る必要がある。また高温環境下で使用される
ことから耐酸化性が良好である必要がある。
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、タービンロー
タ等の高温環境下において遠心応力が主応力となる部
位、すなわち材料特性として比強度（比重で規格化した
強度）が要求される部位に適用できるのではないかと期
待されてきた。これらの部位には現状超合金が用いられ
ていることから、ＴｉＡｌ系金属間化合物が超合金の代
替材として用いられるためには、前提として比強度が超
合金を上回る必要がある。また高温環境下で使用される
ことから耐酸化性が良好である必要がある。
【０００３】ＴｉＡｌ系に限らず金属間化合物は通常の
金属材料と較べると延性が乏しいことから、従来の研究
は常温延性の向上に主眼を置いてなされてきた。今日ま
で最もよいとされている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。また組織は１３００℃付近のα＋γ域の熱
処理で形成されるγ粒とラメラー（γ相とα2相の層状
組織）粒の比率がほぼ半々のいわゆる二重（duplex) 組
織が最もよいとされている。しかしながら上記組織の高
温強度は低く、例えば８００℃の強度は約４０Ｋｇｆ／
ｍｍ2 である。一方、代表的な超合金であるインコネル
７１３Ｃの８００℃の強度は約９０Ｋｇｆ／ｍｍ2 であ
ることから、ＴｉＡｌは軽量であるにも係わらず（Ｔｉ
Ａｌ：比重３．８、インコネル７１３Ｃ：比重７．
９）、比強度では超合金に劣るため、超合金の代替材と
はなり得ないといえる。
金属材料と較べると延性が乏しいことから、従来の研究
は常温延性の向上に主眼を置いてなされてきた。今日ま
で最もよいとされている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。また組織は１３００℃付近のα＋γ域の熱
処理で形成されるγ粒とラメラー（γ相とα2相の層状
組織）粒の比率がほぼ半々のいわゆる二重（duplex) 組
織が最もよいとされている。しかしながら上記組織の高
温強度は低く、例えば８００℃の強度は約４０Ｋｇｆ／
ｍｍ2 である。一方、代表的な超合金であるインコネル
７１３Ｃの８００℃の強度は約９０Ｋｇｆ／ｍｍ2 であ
ることから、ＴｉＡｌは軽量であるにも係わらず（Ｔｉ
Ａｌ：比重３．８、インコネル７１３Ｃ：比重７．
９）、比強度では超合金に劣るため、超合金の代替材と
はなり得ないといえる。
【０００４】従来技術の組成においては二重組織以外に
も、１２００℃以下のγ域の熱処理で形成されるγ粒が
大半を占める組織、あるいは１４００℃程度のα域の熱
処理で形成される１〜３ｍｍの粗大なラメラー粒のみで
構成される組織があるが、前者ではラメラーがないため
高温強度は二重組織よりも更に低い。また後者では高温
の硬さは高いが、脆く劈開破壊し易いため、材料が潜在
的にもっている強度を発揮する前に破壊に至るため、結
果として同様に高温強度は低い。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、
この点からも使用可能温度に制約を受ける。
も、１２００℃以下のγ域の熱処理で形成されるγ粒が
大半を占める組織、あるいは１４００℃程度のα域の熱
処理で形成される１〜３ｍｍの粗大なラメラー粒のみで
構成される組織があるが、前者ではラメラーがないため
高温強度は二重組織よりも更に低い。また後者では高温
の硬さは高いが、脆く劈開破壊し易いため、材料が潜在
的にもっている強度を発揮する前に破壊に至るため、結
果として同様に高温強度は低い。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、
この点からも使用可能温度に制約を受ける。
【０００５】
【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、高温強度を改善した高温耐
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、高温強度を改善した高温耐
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。
【０００６】
【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高温強度を向上させるためには、粒
径１００μｍ以下の微細なラメラー粒で組織を構成させ
ればよく、このためにはラメラー粒とラメラー粒との間
に微細な第２相を分散させればよいと考え、添加成分、
並びに熱処理条件を検討した。そしてこの結果、Ａｌ濃
度を４４〜４７原子％と従来技術より少なくし、Ｃｒを
１〜３原子％を添加した材料の１３００〜１４００℃に
おいて従来技術の組成では存在しないα＋β域があるこ
とを、そしてまたこの領域で熱処理すれば上記組織は実
現できることを把握した。更に耐酸化性向上のための添
加成分を検討した結果、Ｎｂの添加が有効であることを
把握した。
属間化合物基合金の高温強度を向上させるためには、粒
径１００μｍ以下の微細なラメラー粒で組織を構成させ
ればよく、このためにはラメラー粒とラメラー粒との間
に微細な第２相を分散させればよいと考え、添加成分、
並びに熱処理条件を検討した。そしてこの結果、Ａｌ濃
度を４４〜４７原子％と従来技術より少なくし、Ｃｒを
１〜３原子％を添加した材料の１３００〜１４００℃に
おいて従来技術の組成では存在しないα＋β域があるこ
とを、そしてまたこの領域で熱処理すれば上記組織は実
現できることを把握した。更に耐酸化性向上のための添
加成分を検討した結果、Ｎｂの添加が有効であることを
把握した。
【０００７】本発明は以上の検討結果に基づいてなされ
たもので、次の構成を有する。 （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
〜３原子％を含有し、粒径：１００μｍ以下の微細なラ
メラー粒が発達していることを特徴とする高強度、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
〜３原子％を含有する合金の鍛造素材を１３００〜１４
００℃の範囲で熱処理し、微細なラメラー粒を発達させ
ることを特徴とする高強度、高温耐酸化性ＴｉＡｌ系金
属間化合物基合金の製造方法。
たもので、次の構成を有する。 （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
〜３原子％を含有し、粒径：１００μｍ以下の微細なラ
メラー粒が発達していることを特徴とする高強度、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
〜３原子％を含有する合金の鍛造素材を１３００〜１４
００℃の範囲で熱処理し、微細なラメラー粒を発達させ
ることを特徴とする高強度、高温耐酸化性ＴｉＡｌ系金
属間化合物基合金の製造方法。
【０００８】
【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。
用並びに限定理由及び熱処理温度の限定理由を示す。
【０００９】（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％未満になるとラメラー粒の比率が少なくなるた
め高温強度は低い。一方、Ｔｉ濃度が４８原子％を超え
るとラメラー粒微細化のための第２相の比率が増加し過
ぎるため、ラメラー粒が減少し高温強度は低くなる。
２原子％未満になるとラメラー粒の比率が少なくなるた
め高温強度は低い。一方、Ｔｉ濃度が４８原子％を超え
るとラメラー粒微細化のための第２相の比率が増加し過
ぎるため、ラメラー粒が減少し高温強度は低くなる。
【００１０】（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％未満になるとラメラー粒微細化のための第２相
の比率が増加し過ぎるため、ラメラー粒が減少し高温強
度は低くなる。一方、Ａｌ濃度が４７原子％を超えると
従来技術の合金と同様にラメラー粒の比率が少なくなる
ため高温強度は低くなる。
４原子％未満になるとラメラー粒微細化のための第２相
の比率が増加し過ぎるため、ラメラー粒が減少し高温強
度は低くなる。一方、Ａｌ濃度が４７原子％を超えると
従来技術の合金と同様にラメラー粒の比率が少なくなる
ため高温強度は低くなる。
【００１１】（３）Ｎｂ 耐酸化性を向上させるための添加成分である。Ｎｂ濃度
が６原子％未満では添加効果が認められない。一方、Ｎ
ｂ濃度が１０原子％を超えると添加量が多過ぎ逆に耐酸
化性が低下する。
が６原子％未満では添加効果が認められない。一方、Ｎ
ｂ濃度が１０原子％を超えると添加量が多過ぎ逆に耐酸
化性が低下する。
【００１２】（４）Ｃｒ 第２相を安定化させラメラー粒を微細化する作用をも
つ。Ｃｒ濃度が１原子％未満では添加効果が認められな
い。一方、Ｃｒ濃度が３原子％を超えると第２相の割合
が多くなり過ぎ、ラメラー粒の比率が減少するため高温
強度が低下する。
つ。Ｃｒ濃度が１原子％未満では添加効果が認められな
い。一方、Ｃｒ濃度が３原子％を超えると第２相の割合
が多くなり過ぎ、ラメラー粒の比率が減少するため高温
強度が低下する。
【００１３】（５）熱処理温度 本発明に係わる合金では鍛造素材の熱処理はα＋β域で
行い、ラメラーを発達させると同時に、微細な第２相を
分散させてラメラー粒の粒径を１００μｍ以下にするこ
とを目的として行う。１３００℃未満ではα＋β＋γ域
であり、γ粒の割合が多くなるため従来技術の合金と同
様に高温強度は低い。一方、１４００℃を超えるとα単
相域であり、第２相がないため従来技術の合金を１４０
０℃を超える温度で熱処理する場合と同様に粗大なラメ
ラー粒で構成されるため脆くなり、高温強度も低下す
る。
行い、ラメラーを発達させると同時に、微細な第２相を
分散させてラメラー粒の粒径を１００μｍ以下にするこ
とを目的として行う。１３００℃未満ではα＋β＋γ域
であり、γ粒の割合が多くなるため従来技術の合金と同
様に高温強度は低い。一方、１４００℃を超えるとα単
相域であり、第２相がないため従来技術の合金を１４０
０℃を超える温度で熱処理する場合と同様に粗大なラメ
ラー粒で構成されるため脆くなり、高温強度も低下す
る。
【００１４】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。純
度９９．８％のＴｉ、純度９９．９％のＡｌ、Ｎｂ、及
びＣｒを原料として用い、高周波溶解によって表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に
１２００℃×３ｈの熱処理を施した後、１０２５℃にお
いて初期高さの１／３まで自由鍛造を行って鍛造素材を
作製した。
度９９．８％のＴｉ、純度９９．９％のＡｌ、Ｎｂ、及
びＣｒを原料として用い、高周波溶解によって表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に
１２００℃×３ｈの熱処理を施した後、１０２５℃にお
いて初期高さの１／３まで自由鍛造を行って鍛造素材を
作製した。
【００１５】この鍛造素材を表Ａに示す種々の温度で熱
処理した後、機械加工により平行部の直径５ｍｍ、標点
間距離２２ｍｍの丸棒状試験片を加工して引張り試験を
実施した。引張り試験温度は８００℃である。また１５
ｍｍ×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。
処理した後、機械加工により平行部の直径５ｍｍ、標点
間距離２２ｍｍの丸棒状試験片を加工して引張り試験を
実施した。引張り試験温度は８００℃である。また１５
ｍｍ×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。
【００１６】例１〜３は従来技術の合金であり、Ｔｉ：
５０原子％、Ａｌ：４８原子％、Ｃｒ：２原子％を含有
する合金の１２００℃、１３００℃及び１４００℃で熱
処理したものの結果であるが、引張り強度はいずれも４
４Ｋｇｆ／ｍｍ2 以下と低かった。また耐酸化性につい
ても酸化増量が２３ｍｇ／ｃｍ2 以上と不十分であっ
た。
５０原子％、Ａｌ：４８原子％、Ｃｒ：２原子％を含有
する合金の１２００℃、１３００℃及び１４００℃で熱
処理したものの結果であるが、引張り強度はいずれも４
４Ｋｇｆ／ｍｍ2 以下と低かった。また耐酸化性につい
ても酸化増量が２３ｍｇ／ｃｍ2 以上と不十分であっ
た。
【００１７】例４〜７は本発明に係わる合金であり、Ｔ
ｉ：４２原子％、Ａｌ：４７原子％、Ｎｂ：１０原子
％、Ｃｒ：１原子％を含有する合金の１２８０℃、１３
２０℃、１３８０℃、１４２０℃で熱処理したものの結
果である。１３２０℃、１３８０℃熱処理後では引張り
強度は６２Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。一方１２８
０℃、１４２０℃熱処理後では引張り強度は５０Ｋｇｆ
／ｍｍ2 以下と１３２０℃、１３８０℃熱処理後に比べ
ると低かった。また耐酸化性は酸化増量がいずれも３．
６ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜３の従来技術の合金と比較
すると大幅に優れていた。
ｉ：４２原子％、Ａｌ：４７原子％、Ｎｂ：１０原子
％、Ｃｒ：１原子％を含有する合金の１２８０℃、１３
２０℃、１３８０℃、１４２０℃で熱処理したものの結
果である。１３２０℃、１３８０℃熱処理後では引張り
強度は６２Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。一方１２８
０℃、１４２０℃熱処理後では引張り強度は５０Ｋｇｆ
／ｍｍ2 以下と１３２０℃、１３８０℃熱処理後に比べ
ると低かった。また耐酸化性は酸化増量がいずれも３．
６ｍｇ／ｃｍ2 以下と例１〜３の従来技術の合金と比較
すると大幅に優れていた。
【００１８】例８〜１１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１２８０℃、１３
２０℃、１３８０℃、１４２０℃で熱処理したものの結
果である。１３２０℃、１３８０℃熱処理後では引張り
強度は６５Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。一方１２８
０℃、１４２０℃熱処理後では引張り強度は５２Ｋｇｆ
／ｍｍ2 以下と１３２０℃、１３８０℃熱処理後に比べ
ると低かった。また耐酸化性は酸化増量がいずれも２．
８ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来技術の合金と比較すると大幅
に優れていた。
Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：８原子
％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金の１２８０℃、１３
２０℃、１３８０℃、１４２０℃で熱処理したものの結
果である。１３２０℃、１３８０℃熱処理後では引張り
強度は６５Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。一方１２８
０℃、１４２０℃熱処理後では引張り強度は５２Ｋｇｆ
／ｍｍ2 以下と１３２０℃、１３８０℃熱処理後に比べ
ると低かった。また耐酸化性は酸化増量がいずれも２．
８ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来技術の合金と比較すると大幅
に優れていた。
【００１９】例１２〜１５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１２８０℃、１
３２０℃、１３８０℃、１４２０℃で熱処理したものの
結果である。１３２０℃、１３８０℃熱処理後では引張
り強度は５９Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。一方１２
８０℃、１４２０℃熱処理後では引張り強度は４６Ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以下と１３２０℃、１３８０℃熱処理後に比
べると低かった。また耐酸化性は酸化増量がいずれも
３．６ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来技術の合金と比較すると
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１２８０℃、１
３２０℃、１３８０℃、１４２０℃で熱処理したものの
結果である。１３２０℃、１３８０℃熱処理後では引張
り強度は５９Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。一方１２
８０℃、１４２０℃熱処理後では引張り強度は４６Ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以下と１３２０℃、１３８０℃熱処理後に比
べると低かった。また耐酸化性は酸化増量がいずれも
３．６ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来技術の合金と比較すると
大幅に優れていた。
【００２０】例１６〜１９は本発明に係わる合金であ
り、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：７原
子％、Ｃｒ：３原子％を含有する合金の１２８０℃、１
３２０℃、１３８０℃、１４２０℃で熱処理したものの
結果である。１３２０℃、１３８０℃熱処理後では引張
り強度は５８Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。一方１２
８０℃、１４２０℃熱処理後では引張り強度は４８Ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以下と１３２０℃、１３８０℃熱処理後に比
べると低かった。また耐酸化性は酸化増量がいずれも
３．１ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来技術の合金と比較すると
大幅に優れていた。
り、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、Ｎｂ：７原
子％、Ｃｒ：３原子％を含有する合金の１２８０℃、１
３２０℃、１３８０℃、１４２０℃で熱処理したものの
結果である。１３２０℃、１３８０℃熱処理後では引張
り強度は５８Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。一方１２
８０℃、１４２０℃熱処理後では引張り強度は４８Ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以下と１３２０℃、１３８０℃熱処理後に比
べると低かった。また耐酸化性は酸化増量がいずれも
３．１ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来技術の合金と比較すると
大幅に優れていた。
【００２１】例２０、２１はＴｉ濃度が本発明の請求範
囲外のものの結果であるが、１３８０℃熱処理後におい
て引張り強度は５３Ｋｇｆ／ｍｍ2 以下と低かった。な
お耐酸化性は酸化増量が３．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来
技術の合金と比較すると大幅に優れていた。
囲外のものの結果であるが、１３８０℃熱処理後におい
て引張り強度は５３Ｋｇｆ／ｍｍ2 以下と低かった。な
お耐酸化性は酸化増量が３．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来
技術の合金と比較すると大幅に優れていた。
【００２２】例２２、２３はＡｌ濃度が本発明の請求範
囲外のものの結果であるが、１３８０℃熱処理後におい
て引張り強度は５１Ｋｇｆ／ｍｍ2 以下と低かった。な
お耐酸化性は酸化増量が３．０ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来
技術の合金と比較すると大幅に優れていた。
囲外のものの結果であるが、１３８０℃熱処理後におい
て引張り強度は５１Ｋｇｆ／ｍｍ2 以下と低かった。な
お耐酸化性は酸化増量が３．０ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来
技術の合金と比較すると大幅に優れていた。
【００２３】例２４、２５はＮｂ濃度が本発明の請求範
囲外のものの結果であるが、１３８０℃熱処理後におい
て引張り強度は５９Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。し
かしながら耐酸化性は酸化増量が６．９ｍｇ／ｃｍ2 以
上と本発明の合金と比較すると劣っていた。
囲外のものの結果であるが、１３８０℃熱処理後におい
て引張り強度は５９Ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高かった。し
かしながら耐酸化性は酸化増量が６．９ｍｇ／ｃｍ2 以
上と本発明の合金と比較すると劣っていた。
【００２４】例２６、２７はＣｒ濃度が本発明の請求範
囲外のものの結果であるが、１３８０℃熱処理後におい
て引張り強度は５３Ｋｇｆ／ｍｍ2 以下と低かった。な
お耐酸化性は酸化増量が２．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来
技術の合金と比較すると大幅に優れていた。
囲外のものの結果であるが、１３８０℃熱処理後におい
て引張り強度は５３Ｋｇｆ／ｍｍ2 以下と低かった。な
お耐酸化性は酸化増量が２．５ｍｇ／ｃｍ2 以下と従来
技術の合金と比較すると大幅に優れていた。
【００２５】
【表１】
【００２６】以下、異なる相領域で熱処理した場合の金
属組織の違いを光学顕微鏡写真で示す。図１は例８の金
属組織であり、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、
Ｎｂ：８原子％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金をα＋
β＋γ域である１２８０℃で熱処理した場合の金属組織
である。ラメラーは層状に見える組織であるが、この場
合ラメラー粒が占める比率は半分以下と少ないことがわ
かる。
属組織の違いを光学顕微鏡写真で示す。図１は例８の金
属組織であり、Ｔｉ：４５原子％、Ａｌ：４５原子％、
Ｎｂ：８原子％、Ｃｒ：２原子％を含有する合金をα＋
β＋γ域である１２８０℃で熱処理した場合の金属組織
である。ラメラーは層状に見える組織であるが、この場
合ラメラー粒が占める比率は半分以下と少ないことがわ
かる。
【００２７】図２は例１０の金属組織であり図１と同じ
組成の合金をα＋β域である１３８０℃で熱処理した場
合の金属組織である。ほとんどがラメラー粒で占められ
ており、ラメラー粒とラメラー粒の間に微細な第２相が
存在していることが分かる。また、ラメラー粒の粒径は
約５０μｍと非常に微細であることが分かる。
組成の合金をα＋β域である１３８０℃で熱処理した場
合の金属組織である。ほとんどがラメラー粒で占められ
ており、ラメラー粒とラメラー粒の間に微細な第２相が
存在していることが分かる。また、ラメラー粒の粒径は
約５０μｍと非常に微細であることが分かる。
【００２８】図３は例１１の金属組織であり図１と同じ
組成の合金をα域である１４２０℃で熱処理した場合の
金属組織である。全面が２ｍｍ程度の粗大なラメラー粒
のみで構成されていることが分かる。
組成の合金をα域である１４２０℃で熱処理した場合の
金属組織である。全面が２ｍｍ程度の粗大なラメラー粒
のみで構成されていることが分かる。
【００２９】
【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、タービンロータ等の高温環境下において
遠心応力が主応力となる部位、すなわち材料特性として
比強度（比重で規格化した強度）が要求される部位に適
用するに適した高強度、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、タービンロータ等の高温環境下において
遠心応力が主応力となる部位、すなわち材料特性として
比強度（比重で規格化した強度）が要求される部位に適
用するに適した高強度、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８のＴｉＡ
ｌ系金属間化合物基合金（比較例）の金属組織を示す光
学顕微鏡写真。
ｌ系金属間化合物基合金（比較例）の金属組織を示す光
学顕微鏡写真。
【図２】本発明の実施例において製造した例１０のＴｉ
Ａｌ系金属間化合物基合金（実施例）の金属組織を示す
光学顕微鏡写真。
Ａｌ系金属間化合物基合金（実施例）の金属組織を示す
光学顕微鏡写真。
【図３】本発明の実施例において製造した例１１のＴｉ
Ａｌ系金属間化合物基合金（比較例）の金属組織を示す
光学顕微鏡写真。
Ａｌ系金属間化合物基合金（比較例）の金属組織を示す
光学顕微鏡写真。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 14/00 C22F 1/18
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：１〜３原子％を含有し、粒径：１００μｍ以下
の微細なラメラー粒が発達していることを特徴とする高
強度、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：１〜３原子％を含有する合金の鍛造素材を１３
００〜１４００℃の範囲で熱処理し、微細なラメラー粒
を発達させることを特徴とする高強度、高温耐酸化性Ｔ
ｉＡｌ系金属間化合物基合金の製造方法。
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| DE19581384T DE19581384C2 (de) | 1994-10-25 | 1995-07-06 | Auf einer intermetallischen Verbindung basierende Titan-Aluminium-Legierung |
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1994
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|---|---|---|---|---|
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