JP5512964B2 - チタンアルミナイド合金及びチタンアルミナイド合金の製造方法、当該チタンアルミナイド合金を用いた構造部品 - Google Patents

チタンアルミナイド合金及びチタンアルミナイド合金の製造方法、当該チタンアルミナイド合金を用いた構造部品 Download PDF

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Description

本発明は、チタンアルミナイドに基づく合金に関し、特に鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されたγチタンアルミナイド合金に関するものである。
チタンアルミナイド合金は、低密度で高剛性かつ良好な耐食性を有する。チタンアルミナイド合金は、固定状態では、六方晶のα相、α相とβ相の二相組織、体心立方晶のβ相、β相とγ相の二相組織、又は正方晶のγ相を有する。
工業上の経験から、チタンアルミナイド合金では、正方晶組織の金属間相であるγチタンアルミナイド相（γ（ＴｉＡｌ））を基礎として、占有度合いが多いγチタンアルミナイド相に添加された少ない含有比率の六方晶組織の金属間相であるαチタンアルミナイド相（α２（Ｔｉ３Ａｌ））が、特に興味深い性質を持つ。γチタンアルミナイド合金は、その密度が３．８５から４．２ｇ／ｃｍ３の低密度で高い弾性率を有し、７００℃の高温まで高い剛性と高い耐クリープ性があることで、高温で使用される軽量構造部品として有用な材料である。高温で使用される軽量構造部品としては、例えば、航空機エンジンのタービン動翼や定常ガスタービン、エンジンバルブ、高温ガス人工呼吸器が挙げられる。
チタンアルミナイド合金は、アルミニウム含有量が４５から４９原子％での技術的に有用な合金領域において、鋳造から冷却までの固化期間に、連続した相転換が生じる。固化は、体心立方組織（高温相）であるβ相を伴うβ混晶か、又は六方晶組織（低温相）であるα相にγ相の関与を伴うα混晶の、これら２つの包晶反応のいずれかを経て完全な位置に収まる。
そして、γチタンアルミナイド合金中のアルミニウム（Ａｌ）が、延性や耐酸化性を増加させる元素となることが知られている。さらに、ニオブ（Ｎｂ）が、延性や耐酸化性のみならず、剛性や耐クリープ性を増加させる元素となることが知られている。ホウ素（Ｂ）は、γ相中では溶解しないため、鋳造状態とその後のα相中での熱処理を伴う再形成の両方にて微粒子化が達成可能な元素である。一方、組織物質中のβ相の構成比率の増加がアルミニウム（Ａｌ）含有量の低下を招き、β安定化元素が集中するためβ相の分散が粗雑となってしまい、機械的特性の悪化要因となる。
チタンアルミナイド合金の機械的特性は、変形と破断の過程で強い異方性を示すだけではなく、ラメラ組織、又は二重組織による構造的な異方性をも示している。チタンアルミナイド合金材料を製造するための組織や組成を作るために、鋳造工程や粉末冶金工程や再形成工程やこれらの製造工程の組み合わせが用いられる。
チタンアルミナイド合金は、機械的にも化学的にも均質な組織であることが知られており、例えば、欧州特許１，０１５，６５０号公報（特許文献１）や米国特許６，５２４，４０７号公報（特許文献２）が文献公知となっている。上記特許文献１と２では、チタンアルミナイド合金における主要なγ（ＴｉＡｌ）相とα２（Ｔｉ３Ａｌ）相が、微細分散工法にて分散されている。上記特許文献１と２記載のチタンアルミナイド合金は、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が４５原子％であって、非常に良好な機械的特性と高温特性を示している。
γ（ＴｉＡｌ）相に基づくチタンアルミナイド合金は、一般に、高い剛性、高い弾性率、良好な耐酸化性、高い耐クリープ性、低密度を併せ持つ。これら諸特性により、チタンアルミナイド合金は、高温で使用される材料として用いられている。これら高温で使用される材料に、低い展性で低い破壊靱性の材料（例えばプラスチック）を使用すれば、重大な不具合を生じる。多くの構造材料においては、剛性と展性とは反比例する。高力合金では、とりわけ脆性が大きい。構造材料ではこれらの欠点をなくすことが求められ、組織構造の最適化のための包括的な実験が行われている。
既に開発された組織構造の型を大まかに分類すると、（ａ）コアキシャルガンマ組織、（ｂ）二重組織、（ｃ）ラメラ組織に分類される。現在の開発状況としては、例えば、以下に示す非特許文献１、非特許文献２、非特許文献３が知られている。
チタンアルミナイド合金とするには、ホウ化チタニウム形態を導くためにホウ素（Ｂ）を添加して予め主要な精製が行われ、例えば、以下に示す非特許文献４、非特許文献５、非特許文献６、非特許文献７が知られている。
上記合金を、さらに精製して圧密構造とするには、一般に、合金の押し出し工程又は鍛造工程で多数回に亘って高温での再形成を受けることとなり、例えば、以下に示す非特許文献５、非特許文献７、非特許文献８、非特許文献９が知られている。
欧州特許１，０１５，６５０号公報 米国特許６，５２４，４０７号公報
Ｙ．‐Ｗ．Ｋｉｍ， Ｄ．Ｍ．Ｄｉｍｉｄｕｋ， ｉｎ：Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ １９９７， Ｅｄｓ． Ｍ．Ｖ．Ｎａｔｈａｌ， Ｒ．Ｄａｒｏｌｉａ， Ｃ．Ｔ．Ｌｉｕ， Ｐ．Ｌ．Ｍａｒｔｉｎ， Ｄ．Ｂ．Ｍｉｒａｃｌｅ， Ｒ．Ｗａｇｎｅｒ， Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ， ＴＭＳ， Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ ＰＡ， １９９６， ５３１頁 Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ， Ｈ．Ｉｎｕｉ， Ｋ．Ｉｔｏ， Ａｃｔａ ｍａｔｅｒ．４８（２０００）， ３０７頁 Ｔ．Ｔ．Ｃｈｅｎｇ ｉｎ： Ｇａｍｍａ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ １９９９， Ｅｄｓ． Ｙ．‐Ｗ．Ｋｉｍ， Ｄ．Ｍ．Ｄｉｍｉｄｕｋ， Ｍ．Ｈ．Ｌｏｒｅｔｔｏ， ＴＭＳ， Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ ＰＡ， １９９９， ３８９頁， Ｇａｍｍａ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ Ｙ．‐Ｗ．Ｋｉｍ， Ｄ．Ｍ．Ｄｉｍｉｄｕｋ，ｉｎ：Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ ２００１， Ｅｄｓ． Ｋ．Ｊ．Ｈｅｍｋｅｒ， Ｄ．Ｍ．Ｄｉｍｉｄｕｋ， Ｈ．Ｃｌｅｍｅｎｓ， Ｒ．Ｄａｒｏｌｉａ， Ｈ．Ｉｎｕｉ， Ｊ．Ｍ．Ｌａｓｅｎ， Ｖ．Ｋ．Ｓｉｋｋａ， Ｍ．Ｔｈｏｍａｓ， Ｊ．Ｄ．Ｗｈｉｔｔｅｎｂｅｒｇｅｒ， ＴＭＳ， Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ ＰＡ， ２００１， ６２５頁 Ｙ．‐Ｗ．Ｋｉｍ， Ｒ．Ｗａｎｇｅｒ， Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ， ＴＭＳ， Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ ＰＡ， １９９５，Ｇａｍｍａ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ， Ｅｄｓ． Ｍ．Ｖ．Ｎａｔｈａｌ， Ｒ．Ｄａｒｏｌｉａ， Ｃ．Ｔ．Ｌｉｕ， Ｐ．Ｌ．Ｍａｒｔｉｎ， Ｄ．Ｂ．Ｍｉｒａｃｌｅ， Ｒ．Ｗａｇｎｅｒ， Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ， ＴＭＳ， Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ ＰＡ， １９９７， Ｓｔｒｕｃｔｕａｌ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ．
このような実情に鑑みて、本発明の目的は、ナノメータサイズでの微細組織構造形態で均質なチタンアルミナイド合金とその加工方法、並びにチタンアルミナイド合金から製造される構造部品を提供するものである。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３８から４２原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とクロム（Ｃｒ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３８．５から４２．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のクロム（Ｃｒ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とジルコニウム（Ｚｒ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３９から４３原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のジルコニウム（Ｚｒ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とモリブデン（Ｍｏ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４４．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のモリブデン（Ｍｏ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）と鉄（Ｆｅ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４４．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中の鉄（Ｆｅ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とランタン（Ｌａ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のランタン（Ｌａ）の割合が０．１から１原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とスカンジウム（Ｓｃ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のスカンジウム（Ｓｃ）の割合が０．１から１原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とイットリウム（Ｙ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のイットリウム（Ｙ）の割合が０．１から１原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とマンガン（Ｍｎ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４２から４６原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のマンガン（Ｍｎ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とタンタル（Ｔａ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のタンタル（Ｔａ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とバナジウム（Ｖ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のバナジウム（Ｖ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とタングステン（Ｗ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４６原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のタングステン（Ｗ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とする。
本発明によれば、結晶学的に異なるＢ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されて、ナノメータサイズでの金属間結合である複合ラメラ組織が組成される。本発明によって組成された複合ラメラ組織は、主にγチタンアルミナイド（γ（ＴｉＡｌ））相によって取り囲まれた組織となる。
本発明の複合ラメラ組織は、既知の製造方法によって合金形成することができる。すなわち、鋳造や粉末冶金法によって合金形成できる。本発明のチタンアルミナイド合金は、非常に高い剛性と耐クリープ性を有し、同時に高い延性と破壊靱性を有する。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）から組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３８から４２原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とクロム（Ｃｒ）から組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３８．５から４２．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のクロム（Ｃｒ）の割合が０．５から５原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とジルコニウム（Ｚｒ）から組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３９から４３原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のジルコニウム（Ｚｒ）の割合が０．５から５原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とモリブデン（Ｍｏ）から組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４４．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のモリブデン（Ｍｏ）の割合が０．５から５原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）と鉄（Ｆｅ）からから組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４４．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中の鉄（Ｆｅ）の割合が０．５から５原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とランタン（Ｌａ）から組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のランタン（Ｌａ）の割合が０．１から１原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とスカンジウム（Ｓｃ）から組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のスカンジウム（Ｓｃ）の割合が０．１から１原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とイットリウム（Ｙ）から組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のイットリウム（Ｙ）の割合が０．１から１原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とマンガン（Ｍｎ）から組成され、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４２から４６原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のマンガン（Ｍｎ）の割合が０．５から５原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とタンタル（Ｔａ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、当該合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のタンタル（Ｔａ）の割合が０．５から５原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とバナジウム（Ｖ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、当該合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のバナジウム（Ｖ）の割合が０．５から５原子％であることを特徴とする。
本発明は、前記合金がチタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とタングステン（Ｗ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、当該合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４６原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のタングステン（Ｗ）の割合が０．５から５原子％であることを特徴とする。
これら上記本発明のアルミナイド合金は、前記合金がホウ素（B）、又は炭素（Ｃ）、或いはホウ素（B）と炭素（Ｃ）の両方を添加物として含有し、当該合金中のホウ素（B）の割合が０．１から１原子％であり、当該合金中の炭素（Ｃ）の割合が０．１から１原子％であることが好ましい。
本発明によれば、これらの添加物によって、チタンアルミナイド合金の組織が、さらに微細組織構造となる。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金の組成は、避け難い不純物を含有しないため、実用的な合金である。しかしながら、上記以外の本発明に係るチタンアルミナイド合金の組成では、避け難い不純物を含有するため、実用的ではない。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、高温で使用される軽量構造部品として好適な材料であり、例えば、航空機エンジンのタービン動翼や定常ガスタービン、エンジンバルブ、高温ガス人工呼吸器に好適な材料である。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法、粉末冶金法、又は再形成技術を伴う鋳造冶金法と粉末冶金法との組み合わせより製造される。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、微細組織構造であり、高い剛性と高い耐クリープ性、良好な延性と破壊靱性を併せ持つ。
上述した引用文献等に記載される既知の材料としては、アルミニウム（Ａｌ）含有量が３８から４９原子％のチタンアルミナイド合金と、それに加え、Ｂ２相又はＢ２相の中に存在することができて溶解し難い元素を含有し比較的大きな占有度のβ相とが付加される合金が知られている。これらの二相の結晶格子は、格子転換を導くことができるせん断加工での均質性を考慮しているがために、機械的な不安定さがある。この特性は、主に異方性結合比率と体心立方格子の対称性に起因する。β相又はＢ２相は、格子転移となる傾向が非常に際立っている。特にＢ１９相やＢ３３相に属するβ相又はＢ２相での体心立方格子のすべり変形を経て、異なる斜方晶相が形成される。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、チタンアルミナイド合金の微細構造の精製のために、すべり転換を経た格子変形を用いるという考え方に基づくものである。この製造工程は、既知の科学書にて示されたチタンアルミナイド合金の製造工程にはない新しいものである。これら上記本発明のチタンアルミナイド合金の場合は、六方晶であるω，ω’，ω”のような脆性相が、構造材料特性として極端に不利となるすべり転換を経ることがない。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金の大きな特長は、粒子再形成元素としてホウ素（Ｂ）やホウ化物からなる添加物を伴わずに、合金の再形成組織を達成することである。これは、ホウ化物を含有するチタンアルミナイド合金では、ホウ素（Ｂ）がクラックの核となることが確実視され、チタンアルミナイド合金に脆性をもたらすからである。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、上記合金組成がそれぞれのラメラ組織片にＢ１９相とβ相を含有する複合ラメラ組織が組成され、この複合ラメラ組織は、γチタンアルミナイド（γ（ＴｉＡｌ））相によって取り囲まれた組織となる。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、それぞれのラメラ組織片がＢ１９相及びβ相からなる複合ラメラ組織から前記合金が組成され、当該複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％であり、好ましくは前記合金の０．１から１０％である。より詳しくは、前記複合ラメラ組織を組成するラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．２から５％であり、好ましくは前記合金の０．２５から４％である。さらに詳しくは、前記複合ラメラ組織を組成するラメラ組織片におけるＢ１９相とβ相の重量比率が前記合金の１／３から３％であり、好ましくは前記合金の０．５から２％である。前記合金組成を微細組織構造とするには、前記複合ラメラ組織を組成するラメラ組織片におけるＢ１９相とβ相の重量比率が前記合金の０．７５から１．２５％であり、好ましくは前記合金の０．８から１．２％であり、特に好ましくは前記合金の０．９から１．１％である。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、前記複合ラメラ組織を組成するラメラ組織片の外周をγチタンアルミナイド相が取り囲んだ複合ラメラ組織となっており、好ましくは、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片の両側にγチタンアルミナイド相が接した複合ラメラ組織となっていることを特徴とする。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、前記複合ラメラ組織を組成するラメラ組織片の重量比率が前記合金の１０％より大きく、好ましくは前記複合ラメラ組織のラメラ組織片の重量比率が前記合金の２０％より大きいことを特徴とする。
これら上記本発明のチタンアルミナイド合金は、前記複合ラメラ組織を組成するラメラ組織片がαチタンアルミナイド相をその最大２０％まで保有することを特徴とする。
これら上記本発明により製造されたチタンアルミナイド合金は、最大８００℃の高温で使用される軽量構造材料として好適な材料となる。
本発明のチタンアルミナイド合金の製造方法は、特定の微細組織構造のチタンアルミナイド合金とする前の鋳造ブロックを予め設定された熱処理温度と熱処理時間で熱処理を施し予め設定された冷却温度勾配にて冷却して前記チタンアルミナイド合金を製造する方法であって、前記熱処理温度が９００℃を越える温度、１０００℃を越える温度、１０００℃から１２００℃の温度から選択され、前記熱処理時間が６０分を越える時間、ないしは９０分を越える時間であり、かつ、前記冷却温度勾配が毎分０．５℃以上の温度勾配にて冷却することを特徴とする。また本発明は、前記冷却温度勾配が毎分１℃から毎分２０℃の温度勾配にて冷却し、好ましくは毎分１℃から毎分１０℃までの温度勾配にて冷却することを特徴とする。また本発明は、押し出し加工又は鍛造加工にて多数回に亘って前記熱処理を施すことが好ましい。これら本発明により、前記チタンアルミナイド合金をさらに圧密構造とする。
これら本発明のチタンアルミナイド合金から目的とする構造部品が製造される。本発明のチタンアルミナイド合金は、金属間結合であるγチタンアルミナイド相に基づく合金であることから、高温で使用される軽量構造部品として好適な材料であり、例えば、航空機エンジンのタービン動翼や定常ガスタービン、エンジンバルブ、高温ガス人工呼吸器に好適な材料である。また、これら本発明のチタンアルミナイド合金の加工方法により製造された中間製品が目的とする構造部品の製造に使用される。なお上述の説明にて明らかである事柄については、繰り返し説明することを省略する。
本発明によれば、結晶学的に異なるＢ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されて、ナノメータサイズでの金属間結合である複合ラメラ組織が組成される。本発明によって組成された複合ラメラ組織は、主にγチタンアルミナイド（γ（ＴｉＡｌ））相によって取り囲まれた組織となる。本発明の複合ラメラ組織は、既知の製造方法によって合金形成することができる。すなわち、鋳造や粉末冶金法によって合金形成できる。本発明のチタンアルミナイド合金は、非常に高い剛性と耐クリープ性を有し、同時に高い延性と破壊靱性を有する。前記本発明のチタンアルミナイド合金の組成は、避け難い不純物を有しないため、実用的な合金である。これら前記本発明のチタンアルミナイド合金は、高温で使用される軽量構造部品として好適な材料であり、例えば、航空機エンジンのタービン動翼や定常ガスタービン、エンジンバルブ、高温ガス人工呼吸器に好適な材料である。
以下、本発明の実施例について説明する。
上述した本発明のチタンアルミナイド合金は、既知の鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造され、熱間鍛造、ホットプレス、熱間押し出し、又は熱間圧延により加工することができる。本発明のチタンアルミナイド合金の加工方法は、これら上記本発明のチタンアルミナイド合金を鋳造冶金法又は粉末冶金法により加工する方法であって、当該合金の製造後に、９００℃を越える高温にて熱処理して中間製品とするものであり、好ましくは１０００℃を越える高温にて熱処理して中間製品とするものであり、特に好ましくは１０００℃から１２００℃の高温にて熱処理して中間製品とする。本発明は、予め設定された前記熱処理の時間が６０分を越えるものであり、好ましくは予め設定された前記熱処理の時間が９０分を越えるものであり、前記熱処理された合金を予め設定された毎分０．５℃以上の温度勾配にて冷却する。本発明は、前記熱処理された合金を予め設定された毎分１℃から毎分２０℃の温度勾配にて冷却し、好ましくは前記熱処理された合金を予め設定された毎分１℃から毎分１０℃までの温度勾配にて冷却する。
本発明のチタンアルミナイド合金は、鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されたγチタンアルミナイド相（γ（ＴｉＡｌ））に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、当該合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４２原子％であるとともに、当該合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が８．５原子％であり、かつ上記合金がそれぞれのラメラ組織片にＢ１９相とβ相を含有する複合ラメラ組織が組成される。
上記本発明のチタンアルミナイド合金のγチタンアルミナイド相（符号γで示す）の複合ラメラ組織（符号Ｔで示す）を透過型電子顕微鏡にて撮像した画像を図１に示す。複合ラメラ組織（Ｔ）が縞模様に見えるラメラ組織片から構成され、これらのラメラ組織片がγチタンアルミナイド相（γ）によって取り囲まれた組織となっていることが図１（ａ）に示されている。
図１（ｂ）は、図１（ａ）のγチタンアルミナイド相（γ）によって取り囲まれた複合ラメラ組織（Ｔ）の画像を約５倍の拡大率で拡大した画像である。
図１（ａ）と図１（ｂ）に示す組織構造は、押し出し加工されたものである。
図１（ｃ）は、図１（ａ）と図１（ｂ）に示す合金と同じ組成である鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されたγチタンアルミナイド相（γ（ＴｉＡｌ））に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、当該合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４２原子％であるとともに、当該合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が８．５原子％であり、かつ上記合金がそれぞれのラメラ組織片にＢ１９相とβ相を含有する複合ラメラ組織が組成されるチタンアルミナイド合金を製造後に、鍛造加工された組織構造を撮像した画像であり、複合ラメラ組織（Ｔ）が縞模様に見えるラメラ組織片から構成され、これらのラメラ組織片がγチタンアルミナイド相（γ）によって取り囲まれた組織となっていることが図１（ｃ）に示されている。
上記本発明のチタンアルミナイド合金のγチタンアルミナイド相（γ）の複合ラメラ組織（Ｔ）を透過型電子顕微鏡にて撮像した高解像度の画像を図２に示す。本発明のチタンアルミナイド合金の複合ラメラ組織（Ｔ）を構成するラメラ組織片は、制御されたＢ１９相と、図２（ａ）の下側に配されるγチタンアルミナイド相（γ）の境界付近に配されて制御されなかったβ相から組成される。
つまり、複合ラメラ組織（Ｔ）を構成するラメラ組織片が、結晶学的に異なるＢ１９相とβ／Ｂ２相とを数ナノメータの間隔をおいて含有していることが、図２（ａ）から読み取れる。つまり、複合ラメラ組織（Ｔ）を構成するラメラ組織片は、引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とを含有している。
本発明のチタンアルミナイド合金中の複合ラメラ組織（Ｔ）を構成するラメラ組織片のＢ１９相とβ相の重量比率は、０．８から１．２％である。脆いγチタンアルミナイド相（γ）に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とを組み込ませることで、ラメラ組織の主な加工での取り扱いが容易となる。
図２（ｂ）は、図２（ａ）のγチタンアルミナイド相（γ）によって取り囲まれた複合ラメラ組織（Ｔ）を構成するラメラ組織片のＢ１９相の画像を拡大した画像である。図２（ｂ）に示す図から計算したＢ１９相の回折図を図２（ｃ）に示す。
上述した本発明のチタンアルミナイド合金中に生じたクラック（符号Ｃで示す）を電子顕微鏡にて撮像した画像を図３に示す。このクラック（Ｃ）は、調整された複合ラメラ組織（Ｔ）で回折しており、それは、クラック（Ｃ）のエッジを繋ぐ靭帯状のラメラ組織片からなる複合ラメラ組織であるからである。この電子顕微鏡による壁開の裂け目でのクラック（Ｃ）の伝播からも、本発明のチタンアルミナイド合金の挙動が従来のチタンアルミナイド合金とは異なることがわかる。本発明のチタンアルミナイド合金は、複合ラメラ組織（Ｔ）の作用により、クラック（Ｃ）の伝播が食い止められる。
チタンアルミナイド合金組織の破壊靱性は、刻み目のある山形紋試料（ｎｏｔｃｈｅｄ Ｃｈｅｖｒｏｎ ｓａｍｐｌｅｓ）を異なる温度条件下で屈曲試験した結果で確定される。本発明のチタンアルミナイド合金の破壊靱性試験結果のグラフを図４に示す。図４に示すグラフの縦軸は外力（Ｆｏｒｃｅ）であり、グラフの横軸は偏位（Ｄｅｆｌｅｃｔｉｏｎ）である。
試料に荷重を加えている期間中、クラックの伝播が繰り返し停止して、クラックがとぎれとぎれに起こっていることが、図４中に矢印で示す凹み形状から読み取れる。このような挙動は、脆いγチタンアルミナイド相（γ）に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とを組み込ませているからである。
上述した本発明のチタンアルミナイド合金は、既知の鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造できる。例えば、電気アーク炉内で合金を熔かし、複数回に亘って再熔融して熱処理する。さらに、チタンアルミナイド合金からなる第一段階の鋳造ブロックを真空アーク鋳造、誘導鋳造、又はプラズマ鋳造で加工することができる。チタンアルミナイド合金からなる第一段階の鋳造ブロックの固化の後、熱間静水圧プレスによって、９００℃から１３００℃の温度にて圧縮するか、又は７００℃から１４００℃の温度にて熱処理するか、それらの組み合わせによって、合金組織の細孔（ポア）をなくし、微細構造の合金組織とする。
本発明のチタンアルミナイド合金のγチタンアルミナイド相の複合ラメラ組織を透過型電子顕微鏡にて撮像した画像であり、図１（ａ）と図１（ｂ）は押し出し加工された組織構造を撮像した画像であり、図１（ｃ）は鍛造加工された組織構造を撮像した画像である。 本発明のチタンアルミナイド合金のγチタンアルミナイド相の複合ラメラ組織を透過型電子顕微鏡にて撮像した高解像度の画像であり、図２（ａ）と図２（ｂ）は撮像した画像であり、図２（ｃ）は画像に基づく回折図である。 本発明のチタンアルミナイド合金中に生じたクラックを電子顕微鏡にて撮像した画像である。 本発明のチタンアルミナイド合金の破壊靱性試験結果のグラフである。
符号の説明
γ γチタンアルミナイド相、
Ｔ 複合ラメラ組織、
Ｃ クラック

Claims (24)

  1. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３８から４２原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  2. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とクロム（Ｃｒ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３８．５から４２．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のクロム（Ｃｒ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  3. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とジルコニウム（Ｚｒ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が３９から４３原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のジルコニウム（Ｚｒ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  4. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とモリブデン（Ｍｏ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４４．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のモリブデン（Ｍｏ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  5. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）と鉄（Ｆｅ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４４．５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中の鉄（Ｆｅ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  6. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とランタン（Ｌａ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のランタン（Ｌａ）の割合が０．１から１原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  7. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とスカンジウム（Ｓｃ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のスカンジウム（Ｓｃ）の割合が０．１から１原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  8. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とイットリウム（Ｙ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のイットリウム（Ｙ）の割合が０．１から１原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  9. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とマンガン（Ｍｎ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４２から４６原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のマンガン（Ｍｎ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  10. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とタンタル（Ｔａ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のタンタル（Ｔａ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  11. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とバナジウム（Ｖ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４５原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のバナジウム（Ｖ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  12. 鋳造冶金法又は粉末冶金法により製造されるγチタンアルミナイド相に基づき、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とニオブ（Ｎｂ）とタングステン（Ｗ）から組成されるチタンアルミナイド合金であって、前記合金中のアルミニウム（Ａｌ）の割合が４１から４６原子％であり、前記合金中のニオブ（Ｎｂ）の割合が５から１０原子％であり、前記合金中のタングステン（Ｗ）の割合が０．５から５原子％であり、Ｂ１９相とβ相からなる変調ラメラ組織片が交互に形成されることで、金属間結合である複合ラメラ組織が形成されており、前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．０５から２０％、ないしは前記合金の０．１から１０％であり、脆いγチタンアルミナイド相に引き伸ばし易いＢ１９相とβ相とが組み込まれていることを特徴とするチタンアルミナイド合金。
  13. 前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．２から５％、ないしは前記合金の０．２５から４％であることを特徴とする請求項１から１２のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金。
  14. 前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の１／３から３％、ないしは前記合金の０．５から２％であることを特徴とする請求項１から１２のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金。
  15. 前記複合ラメラ組織のラメラ組織片におけるＢ１９相及びβ相の重量比率が前記合金の０．７５から１．２５％、ないしは前記合金の０．８から１．２％であり、特に好ましくは前記合金の０．９から１．１％であることを特徴とする請求項１から１２のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金。
  16. 前記複合ラメラ組織のラメラ組織片の外周をγチタンアルミナイド相が取り囲んでいる構成、ないしは前記複合ラメラ組織のラメラ組織片の両側にγチタンアルミナイド相が接している構成のいずれかないしは両方であることを特徴とする請求項１から４のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金。
  17. 前記複合ラメラ組織のラメラ組織片の重量比率が前記合金の１０％より大きい構成、ないしは前記合金の２０％より大きい構成であることを特徴とする請求項１から１６のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金。
  18. 前記複合ラメラ組織を組成するラメラ組織片がαチタンアルミナイド相をその最大２０％まで保有することを特徴とする請求項１から１７のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金。
  19. 前記合金がホウ素（Ｂ）、又は炭素（Ｃ）、或いはホウ素（Ｂ）と炭素（Ｃ）の両方を添加物として含有し、前記合金中のホウ素（Ｂ）の割合が０．１から１原子％であり、前記合金中の炭素（Ｃ）の割合が０．１から１原子％であることを特徴とする請求項１から１８のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金。
  20. 特定の微細組織構造のチタンアルミナイド合金とする前の鋳造ブロックを予め設定された熱処理温度と熱処理時間で熱処理を施し予め設定された冷却温度勾配にて冷却して請求項１から１９のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金を製造する方法であって、前記熱処理温度が９００℃を越える温度、１０００℃を越える温度、１０００℃から１２００℃の温度から選択され、前記熱処理時間が６０分を越える時間、ないしは９０分を越える時間であり、かつ、前記冷却温度勾配が毎分０．５℃以上の温度勾配にて冷却することを特徴とするチタンアルミナイド合金の製造方法。
  21. 前記冷却温度勾配が毎分１℃から毎分２０℃の温度勾配、ないしは毎分１℃から毎分１０℃までの温度勾配であることを特徴とする請求項２０記載のチタンアルミナイド合金の製造方法。
  22. 押し出し加工又は鍛造加工にて多数回に亘って前記熱処理を施すことを特徴とする請求項２０または２１記載のチタンアルミナイド合金の製造方法。
  23. 請求項１から１９のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金を用いた航空機エンジンのタービン動翼、定常ガスタービン、エンジンバルブ、高温ガス人工呼吸器の構造部品。
  24. 請求項２０から２２のいずれか一項記載のチタンアルミナイド合金の製造方法にて得られたチタンアルミナイド合金を用いた航空機エンジンのタービン動翼、定常ガスタービン、エンジンバルブ、高温ガス人工呼吸器の構造部品。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022219991A1 (ja) 2021-04-16 2022-10-20 株式会社神戸製鋼所 鍛造用ＴｉＡｌ合金、ＴｉＡｌ合金材及びＴｉＡｌ合金材の製造方法

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009215631A (ja) * 2008-03-12 2009-09-24 Mitsubishi Heavy Ind Ltd ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼
DE102009050603B3 (de) * 2009-10-24 2011-04-14 Gfe Metalle Und Materialien Gmbh Verfahren zur Herstellung einer β-γ-TiAl-Basislegierung
WO2012041276A2 (de) 2010-09-22 2012-04-05 Mtu Aero Engines Gmbh Warmfeste tial-legierung
DE102011110740B4 (de) * 2011-08-11 2017-01-19 MTU Aero Engines AG Verfahren zur Herstellung geschmiedeter TiAl-Bauteile
EP2620517A1 (de) 2012-01-25 2013-07-31 MTU Aero Engines GmbH Warmfeste TiAl-Legierung
US20130248061A1 (en) * 2012-03-23 2013-09-26 General Electric Company Methods for processing titanium aluminide intermetallic compositions
CN103320648B (zh) * 2012-03-24 2017-09-12 通用电气公司 铝化钛金属间组合物
US10597756B2 (en) 2012-03-24 2020-03-24 General Electric Company Titanium aluminide intermetallic compositions
KR101261885B1 (ko) * 2012-07-25 2013-05-06 한국기계연구원 베타-감마상을 포함하는 층상 구조의 타이타늄-알루미늄계 합금
RU2502824C1 (ru) * 2012-11-13 2013-12-27 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ термообработки отливок из сплавов на основе гамма алюминида титана
DE102012222745A1 (de) 2012-12-11 2014-06-12 MTU Aero Engines AG Einkristalline Turbinenschaufel aus Titanaluminid
WO2014115921A1 (ko) * 2013-01-23 2014-07-31 한국기계연구원 고온강도 및 내산화성이 향상된 타이타늄-알루미늄계 합금
US10179377B2 (en) 2013-03-15 2019-01-15 United Technologies Corporation Process for manufacturing a gamma titanium aluminide turbine component
CN103484701B (zh) * 2013-09-10 2015-06-24 西北工业大学 一种铸造钛合金晶粒细化的方法
CN103773981B (zh) * 2013-12-25 2016-06-29 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 一种高Nb-TiAl基合金的熔炼方法
CN103820697B (zh) * 2014-03-10 2016-08-17 北京工业大学 一种多元合金化β相凝固高Nb-TiAl合金及其制备方法
CN103820672B (zh) * 2014-03-12 2017-05-03 北京工业大学 一种Cr、Mn合金化β相凝固高Nb‑TiAl合金及其制备方法
CN103820674B (zh) * 2014-03-12 2016-05-25 北京工业大学 一种W、Mn合金化β相凝固高Nb-TiAl合金及其制备方法
CN103820677B (zh) * 2014-03-12 2016-03-02 北京工业大学 一种含Mn高Nb新型β-γTiAl金属间化合物材料及其制备方法
CN103820675A (zh) * 2014-03-12 2014-05-28 北京工业大学 一种含V高Nb新型β-γTiAl金属间化合物材料及其制备方法
CN103834844B (zh) * 2014-03-12 2016-08-24 北京工业大学 一种V、Mn合金化β相凝固高Nb-TiAl合金及其制备方法
JP6439287B2 (ja) * 2014-06-18 2018-12-19 株式会社デンソー 運転支援装置、運転支援方法、画像補正装置、画像補正方法
RU2592657C2 (ru) * 2014-12-29 2016-07-27 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Жаропрочный сплав на основе титана и изделие, выполненное из него
RU2621500C1 (ru) * 2015-12-21 2017-06-06 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Интерметаллический сплав на основе TiAl
CN105441715A (zh) * 2015-12-29 2016-03-30 青岛博泰美联化工技术有限公司 一种汽车增压涡轮
CN105624465A (zh) * 2015-12-29 2016-06-01 青岛博泰美联化工技术有限公司 一种汽车发动机叶片
EP3249064A1 (de) 2016-05-23 2017-11-29 MTU Aero Engines GmbH Additive fertigung von hochtemperaturbauteilen aus tial
CN105970026A (zh) * 2016-05-31 2016-09-28 黄河科技学院 一种轻质合金材料及其制备方法
CN106148739B (zh) * 2016-06-29 2018-02-06 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 一种含铌Ti3Al合金铸锭的制备方法
CN109312427B (zh) 2016-09-02 2020-12-15 株式会社Ihi TiAl合金及其制造方法
CN106367633A (zh) * 2016-09-12 2017-02-01 江苏大学 高抗酸蚀La2O3微合金化的TiAl基合金
CN106367624B (zh) * 2016-09-12 2017-10-13 江苏大学 高抗酸蚀Y微合金化TiAl基合金
RU2633135C1 (ru) * 2016-11-11 2017-10-11 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Интерметаллический сплав на основе TiAl
KR101888049B1 (ko) 2016-12-14 2018-08-13 안동대학교 산학협력단 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법
KR101890642B1 (ko) 2016-12-14 2018-08-22 안동대학교 산학협력단 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-V계 합금의 제조방법
US20180230822A1 (en) * 2017-02-14 2018-08-16 General Electric Company Titanium aluminide alloys and turbine components
CN107034384A (zh) * 2017-04-26 2017-08-11 东北大学 一种热变形加工能力优异的低成本钛铝基合金
CN107475595A (zh) * 2017-07-10 2017-12-15 江苏鑫龙化纤机械有限公司 一种聚乙烯纤维干热牵伸箱电加热管用合金材料
CN107699738A (zh) * 2017-09-29 2018-02-16 成都露思特新材料科技有限公司 一种细晶TiAl合金及其制备方法、航空发动机、汽车
JP7197597B2 (ja) * 2017-11-24 2022-12-27 コリア インスティテュート オブ マテリアルズ サイエンス 高温特性に優れた３ｄプリンティング用チタン－アルミニウム系合金及びその製造方法
KR102095463B1 (ko) * 2018-05-24 2020-03-31 안동대학교 산학협력단 우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금 및 이를 이용한 TiAl계 합금 부재의 제조방법
JP7233659B2 (ja) 2019-03-18 2023-03-07 株式会社Ihi 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法並びに鍛造体
EP3974551B1 (en) * 2019-05-23 2023-12-13 IHI Corporation Tial alloy and method of manufacturing the same
CN110438369A (zh) * 2019-09-18 2019-11-12 大连大学 一种高硬度、高氧化性Ti-Al-Nb-Re合金的制备方法
WO2022260026A1 (ja) * 2021-06-09 2022-12-15 株式会社Ihi ＴｉＡｌ合金、ＴｉＡｌ合金粉末、ＴｉＡｌ合金部品及びその製造方法
CN115261657B (zh) * 2022-08-03 2023-02-28 南京铖联激光科技有限公司 高温合金的制备方法及其制备装置

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2734794B2 (ja) * 1991-03-15 1998-04-02 住友金属工業株式会社 Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法
JP3310680B2 (ja) * 1991-09-25 2002-08-05 三菱重工業株式会社 金属間化合物基耐熱合金
CN1023133C (zh) * 1991-12-31 1993-12-15 北京科技大学 铌钛铝系金属间化合物耐热高温材料
JPH05320791A (ja) * 1992-05-15 1993-12-03 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物合金
DE4224867A1 (de) * 1992-07-28 1994-02-03 Abb Patent Gmbh Hochwarmfester Werkstoff
JPH06116692A (ja) * 1992-10-05 1994-04-26 Honda Motor Co Ltd 高温強度の優れたＴｉＡｌ系金属間化合物およびその製造方法
JPH06116691A (ja) * 1992-10-05 1994-04-26 Mitsubishi Materials Corp ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の熱処理法
US5296056A (en) * 1992-10-26 1994-03-22 General Motors Corporation Titanium aluminide alloys
JPH06346173A (ja) * 1993-06-11 1994-12-20 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金
JPH07197154A (ja) * 1994-01-10 1995-08-01 Mitsubishi Heavy Ind Ltd ＴｉＡｌ系合金及びその製法
JP3332615B2 (ja) * 1994-10-25 2002-10-07 三菱重工業株式会社 ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製造方法
JPH08199264A (ja) * 1995-01-19 1996-08-06 Mitsubishi Heavy Ind Ltd ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金
JP3374553B2 (ja) * 1994-11-22 2003-02-04 住友金属工業株式会社 Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法
DE4443147A1 (de) * 1994-12-05 1996-06-27 Dechema Korrosionsbeständiger Werkstoff für Hochtemperaturanwendungen in sulfidierenden Prozeßgasen
US5558729A (en) * 1995-01-27 1996-09-24 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method to produce gamma titanium aluminide articles having improved properties
JPH1161298A (ja) * 1997-08-18 1999-03-05 Natl Res Inst For Metals ＴｉＡｌ金属間化合物基合金とその製造方法
DE19735841A1 (de) * 1997-08-19 1999-02-25 Geesthacht Gkss Forschung Legierung auf der Basis von Titanaluminiden
US6174387B1 (en) * 1998-09-14 2001-01-16 Alliedsignal, Inc. Creep resistant gamma titanium aluminide alloy
JP2000199025A (ja) * 1999-01-05 2000-07-18 Mitsubishi Heavy Ind Ltd ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金およびその製造方法、タ―ビン部材およびその製造方法
DE10351946A1 (de) * 2003-03-21 2004-10-07 Dechema Gesellschaft Für Chemische Technik Und Biotechnologie E.V. Verfahren zur Behandlung der Oberfläche eines aus einer AL-Legierung, insbesondere TiAL-Legierung bestehenden Bauteiles sowie die Verwendung organischer Halogenkohlenstoffverbindungen oder in einer organischen Matrik eingebundener Halogenide
DE102004056582B4 (de) * 2004-11-23 2008-06-26 Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh Legierung auf der Basis von Titanaluminiden
GB0616566D0 (en) * 2006-08-19 2006-09-27 Rolls Royce Plc An alloy and method of treating titanium aluminide
CN101011705A (zh) * 2007-01-31 2007-08-08 哈尔滨工业大学 含元素钇的TiAl金属间化合物板材的制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022219991A1 (ja) 2021-04-16 2022-10-20 株式会社神戸製鋼所 鍛造用ＴｉＡｌ合金、ＴｉＡｌ合金材及びＴｉＡｌ合金材の製造方法

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EP2075349B1 (de) 2016-03-09
BRPI0806979A2 (pt) 2010-04-20
CA2645843A1 (en) 2009-06-13
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US20140010701A1 (en) 2014-01-09
RU2466201C2 (ru) 2012-11-10
EP2145967A2 (de) 2010-01-20
EP2145967B1 (de) 2013-07-24

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