JPH02274850A - 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 - Google Patents
金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法Info
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- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、軽量で且つ耐熱性に優れ、宇宙、航空機分野
において、将来の航空機、超音速旅客機、宇宙用乗物（
スペース・プレーン）等の用途に期待されている金属間
化合物Ｔ１１１／！基合金の熱処理方法に関し、特に、
金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の常温延性を改善する熱処
理方法に関する。
において、将来の航空機、超音速旅客機、宇宙用乗物（
スペース・プレーン）等の用途に期待されている金属間
化合物Ｔ１１１／！基合金の熱処理方法に関し、特に、
金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の常温延性を改善する熱処
理方法に関する。
（従来の技術）
チタン（１１）とアルミニウム（Ａ２）は、原子比でｌ
；ｌの金属間化合物ＴｉＡｌを作る。Ａｌが３５〜４４
重量％で残部が↑ｌのＴＩ−Ａｊ！２元系においては、
実質的にＴ１＾ｌの金属間化合物単相になることが知ら
れている。この↑ｌｌ相は比重が約３．８でＴＩ（同４
．５）よりも小さく、且つ、・室温での強度が８００″
Ｃ程度の温度まで低下せず、むしろ上昇するといった特
長を有していることから、軽量かつ耐熱性が要求される
ジェットエンジン用部材等への応用が期待されている。
；ｌの金属間化合物ＴｉＡｌを作る。Ａｌが３５〜４４
重量％で残部が↑ｌのＴＩ−Ａｊ！２元系においては、
実質的にＴ１＾ｌの金属間化合物単相になることが知ら
れている。この↑ｌｌ相は比重が約３．８でＴＩ（同４
．５）よりも小さく、且つ、・室温での強度が８００″
Ｃ程度の温度まで低下せず、むしろ上昇するといった特
長を有していることから、軽量かつ耐熱性が要求される
ジェットエンジン用部材等への応用が期待されている。
しかし、ＴｉＡｌは金属間化合物であるので、金属間化
合物に共通する常温延性が非常に乏しいという欠点があ
る。。
合物に共通する常温延性が非常に乏しいという欠点があ
る。。
化学量論組成（↑１−３６重量％＾ｌ）では、金属間化
合物ＴＩＡ ｊ！基合金の鋳塊材の引張伸びはほとんど
皆無に近い、常温延性が存在しないので靭性も非常に低
く、この合金を例えば、ジェットエンジンのブレードに
使用した場合、作動中に異物等が衝突すると容易に破損
をきたす、或いは、小さな衝撃でも破損に至る場合があ
るので、製品の取り扱いに注意を要する。
合物ＴＩＡ ｊ！基合金の鋳塊材の引張伸びはほとんど
皆無に近い、常温延性が存在しないので靭性も非常に低
く、この合金を例えば、ジェットエンジンのブレードに
使用した場合、作動中に異物等が衝突すると容易に破損
をきたす、或いは、小さな衝撃でも破損に至る場合があ
るので、製品の取り扱いに注意を要する。
このようにＴｉＡ １は、常温延性に乏しいことが実用
化に際しての大きな障害となっており、実用化するには
常温延性を改善することがひとつの大きな課題になって
いる。
化に際しての大きな障害となっており、実用化するには
常温延性を改善することがひとつの大きな課題になって
いる。
−ＩＩの金属においては結晶粒を微細化すれば延性が向
上するので、ＴＩＡｊ！についても同じく結晶粒の微細
化により常温延性が向上すると考えられる。微細化の方
法として、加工と再結晶による方法が考えられるが、丁
ｌＡｌは加工性が著しく劣るので、この方法は容易では
ない、また、熱処理により結晶粒を微細化する方法も考
えられるが、従来は鋳塊の均質化を目的とした拡散焼鈍
は行われることがあったが、常温延性を改善する熱処理
法は知られていない。
上するので、ＴＩＡｊ！についても同じく結晶粒の微細
化により常温延性が向上すると考えられる。微細化の方
法として、加工と再結晶による方法が考えられるが、丁
ｌＡｌは加工性が著しく劣るので、この方法は容易では
ない、また、熱処理により結晶粒を微細化する方法も考
えられるが、従来は鋳塊の均質化を目的とした拡散焼鈍
は行われることがあったが、常温延性を改善する熱処理
法は知られていない。
（発明が解決しようとする課題）
本発明の課題は、軽量で且つ耐熱性に優れた金属間化合
物τｉＡｊ！基合金の欠点とされている常温延性の悪さ
を改善することができる熱処理方法を提供することにあ
る。
物τｉＡｊ！基合金の欠点とされている常温延性の悪さ
を改善することができる熱処理方法を提供することにあ
る。
本発明の具体的な目的は、常温での引張伸びが１％以上
で、０．２％耐力が３０ｋｇｆ／■鵬％以上のＴｉＡｌ
基合金を得ることができる熱処理方法を提供することに
ある。
で、０．２％耐力が３０ｋｇｆ／■鵬％以上のＴｉＡｌ
基合金を得ることができる熱処理方法を提供することに
ある。
（課題を解決するための手段）
ＴｉＡｆは、難加工性であるから製品は主に鋳造により
作られており、化学量論組成（原子比でｌ：１）では溶
解ままのインゴットはＴ１３Ａ ｊ！を含む２相になる
ことが知られている。また、組織は双晶を含むものにな
りやすく、２相ではあるが結晶粒径は３００〜５００μ
■と粗大である。このような粗大な結晶粒を微細化して
やれば、常温延性が向上することが考えられる。しかし
、加工と再結晶による方法では、微細化が容易ではない
。
作られており、化学量論組成（原子比でｌ：１）では溶
解ままのインゴットはＴ１３Ａ ｊ！を含む２相になる
ことが知られている。また、組織は双晶を含むものにな
りやすく、２相ではあるが結晶粒径は３００〜５００μ
■と粗大である。このような粗大な結晶粒を微細化して
やれば、常温延性が向上することが考えられる。しかし
、加工と再結晶による方法では、微細化が容易ではない
。
そこで、本発明者らは熱処理による微細化について、鋭
意検討を行った結果、下記に述べる特定の条件で↑１＾
ｉ基合金を熱処理してやれば、結晶粒が微細化すること
、およびこの効果はＴｌ−Ａ１２元系の金属間化合物Ｔ
ｉｉ基合金においても認められるが、Ｍｏを含むＴｌＡ
１基合金の方がよりＩＪｌｌＦな効果が得られることを
見出し、本発明に至った。
意検討を行った結果、下記に述べる特定の条件で↑１＾
ｉ基合金を熱処理してやれば、結晶粒が微細化すること
、およびこの効果はＴｌ−Ａ１２元系の金属間化合物Ｔ
ｉｉ基合金においても認められるが、Ｍｏを含むＴｌＡ
１基合金の方がよりＩＪｌｌＦな効果が得られることを
見出し、本発明に至った。
ここに、本発明の要旨は「金属間化合物ＴｉＡ ｆｆｉ
を主成分とする合金を、１０５０〜１２５０℃の温度に
３０分間以上加熱保持した後、８００℃までの温度域を
１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とす
る金属間化合物ＴＩＡＪ！基合金の熱処理方法」にある
。
を主成分とする合金を、１０５０〜１２５０℃の温度に
３０分間以上加熱保持した後、８００℃までの温度域を
１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とす
る金属間化合物ＴＩＡＪ！基合金の熱処理方法」にある
。
前記金属間化合物ＴＩＡｊ！を主成分とする合金とは、
実質的にＴｉＡ ｆｆｉ単相からなるもの、Ｔｉｉと若
干量のｔｔｓ＾ｌからなるもの、これらの金属間化合物
の外に、少量のβ相を含むものである０合金元素として
は、後述するＭｏの他に、■、Ｍｎ％Ｎｂ５Ｗ。
実質的にＴｉＡ ｆｆｉ単相からなるもの、Ｔｉｉと若
干量のｔｔｓ＾ｌからなるもの、これらの金属間化合物
の外に、少量のβ相を含むものである０合金元素として
は、後述するＭｏの他に、■、Ｍｎ％Ｎｂ５Ｗ。
Ｔａｓ ＭＬ Ｃｒｓ Ｐｅ、、Ｃｏ等の１種以上を合
計で５重量％程度まで含むことができる。
計で５重量％程度まで含むことができる。
前記金属間化合物Ｔ１＾ｌ基合金が、Ｍｏを０．１〜５
重量％含むものである場合には、熱処理による微細化の
効果が大きい。
重量％含むものである場合には、熱処理による微細化の
効果が大きい。
（作用）
以下、本発明の熱処理方法について詳細に説明する。
本発明の方法は、■１０５０−１２５０℃の温度に加熱
、■この温度範囲に３０分間以上保持、■その後、８０
０°Ｃまでの温度域を１°Ｃ／秒以下の平均冷却速度で
冷却、という条件の組み合わせからなる。
、■この温度範囲に３０分間以上保持、■その後、８０
０°Ｃまでの温度域を１°Ｃ／秒以下の平均冷却速度で
冷却、という条件の組み合わせからなる。
この方法によって、金属間化合物ＴｉＡｌ！基合金の結
晶粒を微細化することができて、常温延性が改善される
理由は下記の通りである。
晶粒を微細化することができて、常温延性が改善される
理由は下記の通りである。
１０５０〜１２５０℃の加熱温度で保持することにより
１次組織（インゴットの場合は鋳造組織、加工材の場合
は加工組織）が消滅し、再び冷却されるときに組織変化
が起こり、新しい組織が均一に再生成する。このとき冷
却速度が大きすぎると十分な数の核生成が起こらないた
めに結晶が微細化しない、即ち、新しい組織が再生成す
る８００°Ｃまでの温度域をゆっくり冷却することで多
数の核生成が起こり、微細化するのである。
１次組織（インゴットの場合は鋳造組織、加工材の場合
は加工組織）が消滅し、再び冷却されるときに組織変化
が起こり、新しい組織が均一に再生成する。このとき冷
却速度が大きすぎると十分な数の核生成が起こらないた
めに結晶が微細化しない、即ち、新しい組織が再生成す
る８００°Ｃまでの温度域をゆっくり冷却することで多
数の核生成が起こり、微細化するのである。
しかし、前記■〜■の条件のいずれか一つでも外れると
、組織が不均一になるか、結晶粒が微細化しないか、微
細化の程度が小さいので、常温延性は改善されない。
、組織が不均一になるか、結晶粒が微細化しないか、微
細化の程度が小さいので、常温延性は改善されない。
即ち、加熱温度が１０５０℃未満では、常温における組
織（加熱前の組織）が残存し、組織の均一な微細化は起
こらず、１２５０℃を超える温度では、結晶粒の成長が
早くなり、冷却後の組織の微細化は起こらない、また、
１２５０°Ｃを超える温度で加熱すると酸化が著しくな
って、脆化が起こりやすくなる。
織（加熱前の組織）が残存し、組織の均一な微細化は起
こらず、１２５０℃を超える温度では、結晶粒の成長が
早くなり、冷却後の組織の微細化は起こらない、また、
１２５０°Ｃを超える温度で加熱すると酸化が著しくな
って、脆化が起こりやすくなる。
この加熱は、酸化を防ぐ目的から真空中または不活性ガ
ス中で行うのが望ましい。
ス中で行うのが望ましい。
加熱保持時間が３０分未満では、組織の均質化が不十分
であるので常温延性は向上しない、ＴＩＡｊ！基合金は
結晶粒の成長速度は遅いため、加熱時間の影響は比較的
小さいが、長すぎる加熱は結晶粒を必要以上に成長させ
ることになり、常温延性は低下する方向に向かう、また
、長時間の加熱は酸化による脆化を招くことになるので
、望ましいのは１〜２４時間の加熱保持である。
であるので常温延性は向上しない、ＴＩＡｊ！基合金は
結晶粒の成長速度は遅いため、加熱時間の影響は比較的
小さいが、長すぎる加熱は結晶粒を必要以上に成長させ
ることになり、常温延性は低下する方向に向かう、また
、長時間の加熱は酸化による脆化を招くことになるので
、望ましいのは１〜２４時間の加熱保持である。
加熱後の冷却は、８００°Ｃまでの温度域をＩ℃／秒以
下の平均冷却速度で行う０組織の形成段階である８００
°Ｃまでの温度域をゆっくりと冷却してやれば、組繊は
均一になる。８００°Ｃまでの温度域を１℃／秒より速
い平均冷却速度で冷却すると、再生成する組織が粗大粒
を含む不均一な組織となり、冷却途中における組織の微
細化が十分に起こる時間がないので高温における相が室
温において多量に残存する。
下の平均冷却速度で行う０組織の形成段階である８００
°Ｃまでの温度域をゆっくりと冷却してやれば、組繊は
均一になる。８００°Ｃまでの温度域を１℃／秒より速
い平均冷却速度で冷却すると、再生成する組織が粗大粒
を含む不均一な組織となり、冷却途中における組織の微
細化が十分に起こる時間がないので高温における相が室
温において多量に残存する。
８００℃より低い温度域では、冷却による組織変化が小
さいので、これ以降の冷却は８００℃までと同じ条件或
いはこれよりも速い条件で行ってもよい。
さいので、これ以降の冷却は８００℃までと同じ条件或
いはこれよりも速い条件で行ってもよい。
前記の熱処理は、Ｔｉ−Ａｊ！２元系のＴＩＡｊ！金属
間化合物基合金に有効であるが、更に、Ｍｏを０．１〜
５重量％含むＴｉＡ ｆ金属間化合物基合金の場合には
、−層の効果がある。
間化合物基合金に有効であるが、更に、Ｍｏを０．１〜
５重量％含むＴｉＡ ｆ金属間化合物基合金の場合には
、−層の効果がある。
これは、ＭｏはＴＩＡｆ相中に焼鈍双晶を生成しやすく
する作用があり、このために常温延性が改善されるので
ある。
する作用があり、このために常温延性が改善されるので
ある。
しかし、Ｍｏの含有量が０．１重量％未満では、微細化
に寄与しない、一方、５重量％を超えて含有させると、
マクロ偏析が増大し、脆化の原因とな本発明において、
被熱処理材である金属間化合物ＴｉＡ／４基合金は、鋳
造材、鋳造材に熱間押出し加工、熱間圧延加工および恒
温鍛造等を施した加工材のいずれでもよい、これらのも
のを、前述の条件で熱処理すれば、結晶粒が微細化され
て常温延性が改善される。加工材を上記条件で熱処理す
れば、常温延性が改善されるのみならず、加工歪の除去
や組織調整もできる。
に寄与しない、一方、５重量％を超えて含有させると、
マクロ偏析が増大し、脆化の原因とな本発明において、
被熱処理材である金属間化合物ＴｉＡ／４基合金は、鋳
造材、鋳造材に熱間押出し加工、熱間圧延加工および恒
温鍛造等を施した加工材のいずれでもよい、これらのも
のを、前述の条件で熱処理すれば、結晶粒が微細化され
て常温延性が改善される。加工材を上記条件で熱処理す
れば、常温延性が改善されるのみならず、加工歪の除去
や組織調整もできる。
次に、実施例により本発明の効果を具体的に説明する。
（実施例）
第１表に示す化学組成のＴＩＡＪ！基合金の角型インゴ
ット（７５ｍｍ Ｘ ９５ｗｍ Ｘ １５ｍ５、重量４
００ｇ）をＡｒアークボタン溶解により、および円柱イ
ンゴット（６０讃■径Ｘ１１０ｍ５＋長さ、重量１２０
０ｇ）をＡｒアークスカル溶解により溶製した。
ット（７５ｍｍ Ｘ ９５ｗｍ Ｘ １５ｍ５、重量４
００ｇ）をＡｒアークボタン溶解により、および円柱イ
ンゴット（６０讃■径Ｘ１１０ｍ５＋長さ、重量１２０
０ｇ）をＡｒアークスカル溶解により溶製した。
このうち、スカル溶解で得た円柱インゴットについては
、機械加工してＴ１合金製のカプセルに入れ、１２００
°Ｃに加熱した後、押出比的３で熱間押出し加工を行い
、直径的２５ｍ−の丸棒にした。
、機械加工してＴ１合金製のカプセルに入れ、１２００
°Ｃに加熱した後、押出比的３で熱間押出し加工を行い
、直径的２５ｍ−の丸棒にした。
ボタン溶解により得た角型インゴットおよび上記の熱間
押出し加工後の丸棒に、ｌ ＸＩＯ”’ｔｏｏｒの真空
中で第１表に示す条件で熱処理を施した。
押出し加工後の丸棒に、ｌ ＸＩＯ”’ｔｏｏｒの真空
中で第１表に示す条件で熱処理を施した。
第１図は、試料Ｎ［Ｌ５のミクロ組織を示したものであ
り、（ａ）は鋳造まま（熱処理前のインゴットにおける
組織）、ら）は熱処理後の組織である。
り、（ａ）は鋳造まま（熱処理前のインゴットにおける
組織）、ら）は熱処理後の組織である。
熱処理により結晶粒が著しく微細化していることがわか
る。
る。
さらに、熱処理後の試料から引張試験片（直径６．２５
ｍｍ、平行部３２ｍｍ）を採取し、機械的性質を調べた
。その結果を同じく第１表に示す。
ｍｍ、平行部３２ｍｍ）を採取し、機械的性質を調べた
。その結果を同じく第１表に示す。
機械的性質は、引張試験片の標点間距離を２５−一とし
、初期歪速度を８．３ ｘｌＧ−’Ｓ−’として試験片
を室温で引張り測定した。
、初期歪速度を８．３ ｘｌＧ−’Ｓ−’として試験片
を室温で引張り測定した。
（以下、余白）
試ｕＮａｌ〜５および試料障８〜１１は、鋳造材（＾ｒ
アークボタン溶解で得た角型インゴット）を熱処理した
ものであり、試料胤６．７．１２は、押出材（Ａｒアー
クスカル溶解で得た円柱インゴットを熱間押出し加工し
たもの）を熱処理したものである。
アークボタン溶解で得た角型インゴット）を熱処理した
ものであり、試料胤６．７．１２は、押出材（Ａｒアー
クスカル溶解で得た円柱インゴットを熱間押出し加工し
たもの）を熱処理したものである。
試料漱１〜７の本発明例のものは、いずれも目標とする
常温引張り伸びが１％を超え、０．２％耐力も３０Ｋｇ
ｆ／ｓ＋ｍ”以上である。特に、試料Ｎｔ１５および７
のＭｏを含むＴｉＡ ｌ金属間化合物基合金の場合は、
伸びの向上が大きい。
常温引張り伸びが１％を超え、０．２％耐力も３０Ｋｇ
ｆ／ｓ＋ｍ”以上である。特に、試料Ｎｔ１５および７
のＭｏを含むＴｉＡ ｌ金属間化合物基合金の場合は、
伸びの向上が大きい。
これに対して、熱処理を本発明で規定する範囲外の条件
で行った比較例の試料Ｎｌ１８．１０．１１のものは、
伸びが皆無か、あっても低い、また、試料弘９は、１．
０％の伸び有しているが０．２％耐力が目標値に遵心て
いない。
で行った比較例の試料Ｎｌ１８．１０．１１のものは、
伸びが皆無か、あっても低い、また、試料弘９は、１．
０％の伸び有しているが０．２％耐力が目標値に遵心て
いない。
（発明の効果）
以上説明した如く、本発明の熱処理方法によれば、金属
間化合物ＴｉＡｌ基合金の結晶を微細して常温延性を高
めることができる。
間化合物ＴｉＡｌ基合金の結晶を微細して常温延性を高
めることができる。
第１図は、第１表における試料ＮＣＬ５の熱処理前と熱
処理後の金属組織の顕微鏡写真である。
処理後の金属組織の顕微鏡写真である。
Claims (2)
- （１）金属間化合物ＴｉＡｌを主成分とする合金を、１
０５０〜１２５０℃の温度に３０分間以上加熱保持した
後、８００℃までの温度域を１℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却することを特徴とする金属間化合物ＴｉＡｌ基
合金の熱処理方法。 - （２）前記金属間化合物ＴｉＡｌを主成分とする合金が
、Ｍｏを０．１〜５重量％含むものである特許請求の範
囲第１項記載の金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9614589A JPH02274850A (ja) | 1989-04-14 | 1989-04-14 | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9614589A JPH02274850A (ja) | 1989-04-14 | 1989-04-14 | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02274850A true JPH02274850A (ja) | 1990-11-09 |
Family
ID=14157215
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9614589A Pending JPH02274850A (ja) | 1989-04-14 | 1989-04-14 | 金属間化合物ＴｉＡｌ基合金の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02274850A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5348595A (en) * | 1988-05-13 | 1994-09-20 | Nippon Steel Corporation | Process for the preaparation of a Ti-Al intermetallic compound |
| EP0926252A1 (en) * | 1997-12-26 | 1999-06-30 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Titanium aluminide for precision casting and method of casting titanium aluminide |
| JP2012525497A (ja) * | 2009-04-30 | 2012-10-22 | スフィヴァル | チタン製伸長部品の製造方法 |
| JP2017094392A (ja) * | 2015-09-17 | 2017-06-01 | ライストリッツ トゥルビネンテヒニーク ゲーエムベーハーＬｅｉｓｔｒｉｔｚ Ｔｕｒｂｉｎｅｎｔｅｃｈｎｉｋ ＧｍｂＨ | ピストンエンジン及びガスタービン用の高負荷容量部品を生成するため、α＋γチタンアルミ合金からプリフォームを生成する方法 |
-
1989
- 1989-04-14 JP JP9614589A patent/JPH02274850A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5348595A (en) * | 1988-05-13 | 1994-09-20 | Nippon Steel Corporation | Process for the preaparation of a Ti-Al intermetallic compound |
| EP0926252A1 (en) * | 1997-12-26 | 1999-06-30 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Titanium aluminide for precision casting and method of casting titanium aluminide |
| US6165414A (en) * | 1997-12-26 | 2000-12-26 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Titanium aluminide for precision casting and method of casting using titanium aluminide |
| JP2012525497A (ja) * | 2009-04-30 | 2012-10-22 | スフィヴァル | チタン製伸長部品の製造方法 |
| JP2017094392A (ja) * | 2015-09-17 | 2017-06-01 | ライストリッツ トゥルビネンテヒニーク ゲーエムベーハーＬｅｉｓｔｒｉｔｚ Ｔｕｒｂｉｎｅｎｔｅｃｈｎｉｋ ＧｍｂＨ | ピストンエンジン及びガスタービン用の高負荷容量部品を生成するため、α＋γチタンアルミ合金からプリフォームを生成する方法 |
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