JPH0353049A - 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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- JPH0353049A JPH0353049A JP18566489A JP18566489A JPH0353049A JP H0353049 A JPH0353049 A JP H0353049A JP 18566489 A JP18566489 A JP 18566489A JP 18566489 A JP18566489 A JP 18566489A JP H0353049 A JPH0353049 A JP H0353049A
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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、将来の航空機、超
音速旅客機、スペースプレーン等への応用が期待されて
いる金属間化合物TiAF!基合金の熱処理方法に関し
、詳しくは、金属間化合物TitI!.基合金の耐クリ
ープ性を改善する熱処理方法に関する. (従来の技術) チタン(Ti)とアルミニウム(A l )は、原子比
で1:lの金属間化合物TiAIlをつくる.Afが3
5〜44重量%で残りがTiからなるTi−Aj22元
系においては、実質的にTiAlの金属間化合物単相に
なることが知られている.このTiA 12相は比重が
約3.8とT+(同4.5)よりも小さく、しかも室温
での強度が800℃程度の温度まで低下せず、むしろ上
昇するといった特徴を有していることから、軽量且つ耐
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.然しながら、TiA j!は金属間化
合物であるので、常温延性が非常に乏しく高温変形能が
小さいため熱間加工が極めて困難であるという欠点をも
つ.TiAl基合金が常温延性および高温変形能に劣る
原因の一つに結晶粒が著しく大きいことが挙げられる.
例えば、化学量論組戒(Ti 36重量%^X>のT
iA l基合金或いは5at%程度までTiが多い側に
ずれた戒分のTiA l基合金は、鋳造ままの状態では
平均粒径がおよそ500μ慣と粗大粒であり、且つ、粒
内は一方向の層状組織である.このような&l1織では
常温延性はほとんど得られない. ところが、本発明者らは結晶粒の大きいTiA 1碁合
金の鋳造材を、50%以上の減面率で一度に押出し加工
すれば、結晶粒が著しく微細化することを見出し、先に
特許出願した(特願平1−96144号).この方法で
は、例えば1μ冒以下の超微細粒組織にすることも可能
である.そして、この方法で押出し加工したものは、鋳
造材ではほとんど得られない常温伸びが出現するととも
に強度が著しく向上し、しかも、800’Cという比較
的低温においても著しく高い伸びを示す、いわゆる超塑
性現象が出現することが判明した.従って、鋳造材のT
iA 1基合金を恒温鍛造等の熱間加工する前に、この
方法を採用して鋳造材のamを一旦微細化してから熱間
加工すれば、熱間加工が行いやすく、しかも、熱間加工
後の製品は優れた常温延性と強度を有したものとなる. (発明が解決しようとする課題) 前掲の特願平1−96144号の方法は、熱間加工性の
改善には有効である.また、熱間加工後の製品は結晶粒
が微細であるから常温延性および高温強度にも優れてい
る.ところが、本発明者らのその後の検討結果では、T
iA l基合金の結晶粒を超微細、特に平均粒径を5μ
m以下にすると高温でクリープ破断時間が短くなること
が判明した.TiA 12基合金が耐クリープ性に劣る
と、前記のような軽量性と耐熱性を利用して高温構造部
材として使用するうえで大きな問題となる.本発明の!
IIIは、微細な結晶粒の金属間化合物TiAl基合金
がもつ優れた特性を損なうことなく、耐クリープ性を改
善することにある. 本発明の具体的な目的は、金属間化合物TiAl基合金
を800″Cで20kgf/an”におけるクリープ破
断寿命を80時間以上にすることができ、且つ常温での
引張り伸びが1%以上とな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) 金属間化合物TiAl基合金のクリープ強度を比重で割
った値はXi基の耐熱合金より優れていることが知られ
ている.しかしながら、Tit/!基合金の結晶粒を平
均で5μ情以下に微細化すると耐クリープ破断時間が短
くなる。
音速旅客機、スペースプレーン等への応用が期待されて
いる金属間化合物TiAF!基合金の熱処理方法に関し
、詳しくは、金属間化合物TitI!.基合金の耐クリ
ープ性を改善する熱処理方法に関する. (従来の技術) チタン(Ti)とアルミニウム(A l )は、原子比
で1:lの金属間化合物TiAIlをつくる.Afが3
5〜44重量%で残りがTiからなるTi−Aj22元
系においては、実質的にTiAlの金属間化合物単相に
なることが知られている.このTiA 12相は比重が
約3.8とT+(同4.5)よりも小さく、しかも室温
での強度が800℃程度の温度まで低下せず、むしろ上
昇するといった特徴を有していることから、軽量且つ耐
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.然しながら、TiA j!は金属間化
合物であるので、常温延性が非常に乏しく高温変形能が
小さいため熱間加工が極めて困難であるという欠点をも
つ.TiAl基合金が常温延性および高温変形能に劣る
原因の一つに結晶粒が著しく大きいことが挙げられる.
例えば、化学量論組戒(Ti 36重量%^X>のT
iA l基合金或いは5at%程度までTiが多い側に
ずれた戒分のTiA l基合金は、鋳造ままの状態では
平均粒径がおよそ500μ慣と粗大粒であり、且つ、粒
内は一方向の層状組織である.このような&l1織では
常温延性はほとんど得られない. ところが、本発明者らは結晶粒の大きいTiA 1碁合
金の鋳造材を、50%以上の減面率で一度に押出し加工
すれば、結晶粒が著しく微細化することを見出し、先に
特許出願した(特願平1−96144号).この方法で
は、例えば1μ冒以下の超微細粒組織にすることも可能
である.そして、この方法で押出し加工したものは、鋳
造材ではほとんど得られない常温伸びが出現するととも
に強度が著しく向上し、しかも、800’Cという比較
的低温においても著しく高い伸びを示す、いわゆる超塑
性現象が出現することが判明した.従って、鋳造材のT
iA 1基合金を恒温鍛造等の熱間加工する前に、この
方法を採用して鋳造材のamを一旦微細化してから熱間
加工すれば、熱間加工が行いやすく、しかも、熱間加工
後の製品は優れた常温延性と強度を有したものとなる. (発明が解決しようとする課題) 前掲の特願平1−96144号の方法は、熱間加工性の
改善には有効である.また、熱間加工後の製品は結晶粒
が微細であるから常温延性および高温強度にも優れてい
る.ところが、本発明者らのその後の検討結果では、T
iA l基合金の結晶粒を超微細、特に平均粒径を5μ
m以下にすると高温でクリープ破断時間が短くなること
が判明した.TiA 12基合金が耐クリープ性に劣る
と、前記のような軽量性と耐熱性を利用して高温構造部
材として使用するうえで大きな問題となる.本発明の!
IIIは、微細な結晶粒の金属間化合物TiAl基合金
がもつ優れた特性を損なうことなく、耐クリープ性を改
善することにある. 本発明の具体的な目的は、金属間化合物TiAl基合金
を800″Cで20kgf/an”におけるクリープ破
断寿命を80時間以上にすることができ、且つ常温での
引張り伸びが1%以上とな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) 金属間化合物TiAl基合金のクリープ強度を比重で割
った値はXi基の耐熱合金より優れていることが知られ
ている.しかしながら、Tit/!基合金の結晶粒を平
均で5μ情以下に微細化すると耐クリープ破断時間が短
くなる。
そして、金属間化合物TiAf基合金は一般の金属材料
に比べて結晶粒の戒長は遅く、一旦微細化したものを再
び大きくするのは困難である.ところが、本発明者らは
適正な条件のもとで熱処理すると、結晶粒を粗大化する
ことができて耐クリープ性が向上することを確認し、本
発明に至った.ここに本発明の要旨は「平均粒径が5μ
閣以下のミクロ組織を有する金属間化合物T!Aji!
基合金を1100’C以上の温度で焼鈍した後、1℃/
秒以下の冷却速度で冷却し、前記平均粒径を5μmより
大きくすることを特徴とする金属間化合物TiA ff
i基合金の熱処理方法」にある. 本発明が対象とする平均粒径が5μm以下のξクロ組織
を有する金属間化合物Tit/!基合金は、鋳造材のT
iA 1?s合金を一回の減面率を50%以上にとって
押出し加工する先の方法で得ることができる.また、本
発明でいう金属間化合物TiA l基合金とは、^lを
3l〜41重量%含み、必要に応じて例えば3, Nb
%Cr, Mn,^g, V, W, Ta, Ni,
Fe、Si等の戒分を1種又は2種以上合計で5重量
%含有し、残部がTiからなり、金属間化合物TiA
(!相を主とする合金である. (作用) 以下、本発明について詳細に説明する.前述のとおり平
均粒径が5μm以下のTiA I2 基合金は耐クリー
プ性が低下し、高温構造部材としては使用できない.し
かし、平均粒径が5μm以下のTiAl基合金は、平均
粒径が5μ鵬を超えるものに比べて常温延性が良好で熱
間加工がしやすいという利点がある.従って、次に述べ
る熱処理は最終熱間加工後に行うのが好ましい. 即ち、結晶粒の大きい鋳造材を滅面率50%以上で一度
に押出し加工して結晶粒を一旦5μm以下に微細化し、
これに恒温鍛造、熱間圧延等の熱間加工を施して所定形
状に加工した後に熱処理を行うのである.こうすれば、
熱間加工がしやすいうえに、加−工後のTiAl基合金
の耐クリープ性を改善することができる. 前記熱処理は、平均粒径が5μm以下のミクロ組織を有
するTtA l基合金を、1100℃以上の温度で焼鈍
した後、1℃/秒以下の冷却速度で冷却する条件で行う
ことが重要である. この熱処理は、平均粒径が5μ園以下のTiA l基合
金の結晶粒を粗大化し、平均粒径を5μ−より大きくし
て耐クリープ性を改善することにあるが、l100℃よ
り低い焼鈍温度で熱処理しても結晶粒の戒長が遅く、且
つ、焼鈍後の組織が不均一となり、耐クリープ性の改善
が小さい. 焼鈍温度は高い方が結晶粒を粗大化するのに有利である
が、あまり高くすると結晶粒の以上戒長が局部的に発生
して混粒となるので1100〜1400”Cの温度域で
焼鈍するのが望ましい. 焼鈍後の冷却を1℃/秒より速い速度で行うと、高温で
威長したTiA lの粗大粒が部分的に集合した形で室
温までもちきたらされ、組織が不均一となって常温延性
が著しく低下する.この冷却は室温まで行うのがよい. 熱処理では、後述する実施例で示すように結晶粒を5μ
mを超えてより大きくするほど耐クリープ性は向上する
が、必要以上に大きくすると常温延性が低下し、靭性が
劣化するので焼鈍後の粒径は平均で5μ臆超え15μm
以下となるように結晶粒を粗大化してやるのがよい. 焼鈍における保持時間は焼鈍温度および焼鈍前の結晶粒
の大きさにより変化する.例えば、高い温度で保持時間
を長くとれば結晶粒は大きく成長し、低い温度で保持時
間が短かければ結晶粒の成長が遅い.また、同じ温度で
焼鈍し結晶粒を5μ係を超えるようにする場合、焼鈍前
の結晶粒が例えば5μmに近いものと1μ■のものとで
は、1μ慣の方が長い保持時間が必要である. 従って、焼鈍における保持時間は焼鈍後の粒径が平均で
5μmを超えて好ましくは15μ鵬以下となるように、
焼鈍温度および焼鈍前の結晶粒の大きさを勘案して決め
ればよい. 例えば、焼鈍前の平均ね径が1〜5μ鵬のTiA l.
基合金(TI−33.5重量%A2−2重量%Mo合金
)を1150〜1300℃の温度で焼鈍し、焼鈍後の平
均粒径を10μ■とする場合の好ましい保持時間の一例
を示すと第1表の通りである. 第 l 表 以下、実施例により本発明を更に説明する.(実施例) Ti−33.5重量%A2−2重量%Moの化学戒分を
有するTiA 1基合金のインゴット(直径:55mm
)をタングステン電極による非消耗式アルゴン溶解炉に
よって溶製した.このインゴットを1200℃に加熱し
てから滅面率を70%にとって1度に押出し加工して、
直径30開径の丸棒に加工した. この丸棒の結晶粒を調べたところ平均粒径が1μ陽であ
った. 次いで、この丸棒に第l表に示す各種条件の熱処理(真
空度:5X10−’torr)を施し、結晶粒を粗大化
した.その後、この熱処理後の丸棒の平均粒径を測定す
るとともに、外径6請一、平行部30lllllの引張
型クリープ試験片と、外径6.25am、平行部32m
一の引張試験片を採取し、耐クリープ性と延性を調べた
. 耐クリープ性は、引張型クリープ試験片を800℃に保
持し、これに20kgf/s+w+”の応力を付加し、
試験片が破断ずるまでの時間を測定して評価した.また
、延性は引張試験片を常温で引張って常温延性を測定す
ることで評価した. これらの結果を第2表に熱処理条件とともに示す. 第2表に示すように適正な条件で熱処理すれば、1μ鴨
の平均粒径を5μ亀を超える大きさにすることができ、
800℃におけるクリープ破断寿命を大きく改善するこ
とができる(本発明例〉.この中でもNα3〜Nll5
およびNa8〜10に示す結晶粒を5μl1超え15μ
−以下に大きくしたものは、常温延性を損なうことなく
、耐クリープ性が改善されている.これに対して、比較
例として示す焼鈍温度が低いNα1は、常温延性に優れ
ているが結晶粒の粗大化が不十分であるので耐クリープ
性に劣り、冷却速度が速い阻2、Na6およびk7は、
熱処理を施していないN[L13に比べて耐クリープ性
は改善されているが、常温延性が損なわれている. (発明の効果) 以上説明した如く、本発明の熱処理によれば超微細粒を
有する金属間化合9jTilF!基合金の耐クリープ性
を著しく改善することができる.従って、この熱処理方
法を特願平1 −96144号の発明の方法と併用して
実施すれば、製品の製造が容易であるとともに製品には
優れた耐クリープ性を付与することかできる.
に比べて結晶粒の戒長は遅く、一旦微細化したものを再
び大きくするのは困難である.ところが、本発明者らは
適正な条件のもとで熱処理すると、結晶粒を粗大化する
ことができて耐クリープ性が向上することを確認し、本
発明に至った.ここに本発明の要旨は「平均粒径が5μ
閣以下のミクロ組織を有する金属間化合物T!Aji!
基合金を1100’C以上の温度で焼鈍した後、1℃/
秒以下の冷却速度で冷却し、前記平均粒径を5μmより
大きくすることを特徴とする金属間化合物TiA ff
i基合金の熱処理方法」にある. 本発明が対象とする平均粒径が5μm以下のξクロ組織
を有する金属間化合物Tit/!基合金は、鋳造材のT
iA 1?s合金を一回の減面率を50%以上にとって
押出し加工する先の方法で得ることができる.また、本
発明でいう金属間化合物TiA l基合金とは、^lを
3l〜41重量%含み、必要に応じて例えば3, Nb
%Cr, Mn,^g, V, W, Ta, Ni,
Fe、Si等の戒分を1種又は2種以上合計で5重量
%含有し、残部がTiからなり、金属間化合物TiA
(!相を主とする合金である. (作用) 以下、本発明について詳細に説明する.前述のとおり平
均粒径が5μm以下のTiA I2 基合金は耐クリー
プ性が低下し、高温構造部材としては使用できない.し
かし、平均粒径が5μm以下のTiAl基合金は、平均
粒径が5μ鵬を超えるものに比べて常温延性が良好で熱
間加工がしやすいという利点がある.従って、次に述べ
る熱処理は最終熱間加工後に行うのが好ましい. 即ち、結晶粒の大きい鋳造材を滅面率50%以上で一度
に押出し加工して結晶粒を一旦5μm以下に微細化し、
これに恒温鍛造、熱間圧延等の熱間加工を施して所定形
状に加工した後に熱処理を行うのである.こうすれば、
熱間加工がしやすいうえに、加−工後のTiAl基合金
の耐クリープ性を改善することができる. 前記熱処理は、平均粒径が5μm以下のミクロ組織を有
するTtA l基合金を、1100℃以上の温度で焼鈍
した後、1℃/秒以下の冷却速度で冷却する条件で行う
ことが重要である. この熱処理は、平均粒径が5μ園以下のTiA l基合
金の結晶粒を粗大化し、平均粒径を5μ−より大きくし
て耐クリープ性を改善することにあるが、l100℃よ
り低い焼鈍温度で熱処理しても結晶粒の戒長が遅く、且
つ、焼鈍後の組織が不均一となり、耐クリープ性の改善
が小さい. 焼鈍温度は高い方が結晶粒を粗大化するのに有利である
が、あまり高くすると結晶粒の以上戒長が局部的に発生
して混粒となるので1100〜1400”Cの温度域で
焼鈍するのが望ましい. 焼鈍後の冷却を1℃/秒より速い速度で行うと、高温で
威長したTiA lの粗大粒が部分的に集合した形で室
温までもちきたらされ、組織が不均一となって常温延性
が著しく低下する.この冷却は室温まで行うのがよい. 熱処理では、後述する実施例で示すように結晶粒を5μ
mを超えてより大きくするほど耐クリープ性は向上する
が、必要以上に大きくすると常温延性が低下し、靭性が
劣化するので焼鈍後の粒径は平均で5μ臆超え15μm
以下となるように結晶粒を粗大化してやるのがよい. 焼鈍における保持時間は焼鈍温度および焼鈍前の結晶粒
の大きさにより変化する.例えば、高い温度で保持時間
を長くとれば結晶粒は大きく成長し、低い温度で保持時
間が短かければ結晶粒の成長が遅い.また、同じ温度で
焼鈍し結晶粒を5μ係を超えるようにする場合、焼鈍前
の結晶粒が例えば5μmに近いものと1μ■のものとで
は、1μ慣の方が長い保持時間が必要である. 従って、焼鈍における保持時間は焼鈍後の粒径が平均で
5μmを超えて好ましくは15μ鵬以下となるように、
焼鈍温度および焼鈍前の結晶粒の大きさを勘案して決め
ればよい. 例えば、焼鈍前の平均ね径が1〜5μ鵬のTiA l.
基合金(TI−33.5重量%A2−2重量%Mo合金
)を1150〜1300℃の温度で焼鈍し、焼鈍後の平
均粒径を10μ■とする場合の好ましい保持時間の一例
を示すと第1表の通りである. 第 l 表 以下、実施例により本発明を更に説明する.(実施例) Ti−33.5重量%A2−2重量%Moの化学戒分を
有するTiA 1基合金のインゴット(直径:55mm
)をタングステン電極による非消耗式アルゴン溶解炉に
よって溶製した.このインゴットを1200℃に加熱し
てから滅面率を70%にとって1度に押出し加工して、
直径30開径の丸棒に加工した. この丸棒の結晶粒を調べたところ平均粒径が1μ陽であ
った. 次いで、この丸棒に第l表に示す各種条件の熱処理(真
空度:5X10−’torr)を施し、結晶粒を粗大化
した.その後、この熱処理後の丸棒の平均粒径を測定す
るとともに、外径6請一、平行部30lllllの引張
型クリープ試験片と、外径6.25am、平行部32m
一の引張試験片を採取し、耐クリープ性と延性を調べた
. 耐クリープ性は、引張型クリープ試験片を800℃に保
持し、これに20kgf/s+w+”の応力を付加し、
試験片が破断ずるまでの時間を測定して評価した.また
、延性は引張試験片を常温で引張って常温延性を測定す
ることで評価した. これらの結果を第2表に熱処理条件とともに示す. 第2表に示すように適正な条件で熱処理すれば、1μ鴨
の平均粒径を5μ亀を超える大きさにすることができ、
800℃におけるクリープ破断寿命を大きく改善するこ
とができる(本発明例〉.この中でもNα3〜Nll5
およびNa8〜10に示す結晶粒を5μl1超え15μ
−以下に大きくしたものは、常温延性を損なうことなく
、耐クリープ性が改善されている.これに対して、比較
例として示す焼鈍温度が低いNα1は、常温延性に優れ
ているが結晶粒の粗大化が不十分であるので耐クリープ
性に劣り、冷却速度が速い阻2、Na6およびk7は、
熱処理を施していないN[L13に比べて耐クリープ性
は改善されているが、常温延性が損なわれている. (発明の効果) 以上説明した如く、本発明の熱処理によれば超微細粒を
有する金属間化合9jTilF!基合金の耐クリープ性
を著しく改善することができる.従って、この熱処理方
法を特願平1 −96144号の発明の方法と併用して
実施すれば、製品の製造が容易であるとともに製品には
優れた耐クリープ性を付与することかできる.
Claims (1)
- 平均粒径が5μm以下のミクロ組織を有する金属間化合
物TiAl基合金を1100℃以上の温度で焼鈍した後
、1℃/秒以下の冷却速度で冷却し、前記平均粒径を5
μmより大きくすることを特徴とする金属間化合物Ti
Al基合金の熱処理方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18566489A JPH0353049A (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 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 |
---|---|---|---|
JP18566489A JPH0353049A (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 金属間化合物TiAl基合金の熱処理方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0353049A true JPH0353049A (ja) | 1991-03-07 |
Family
ID=16174710
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18566489A Pending JPH0353049A (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 金属間化合物TiAl基合金の熱処理方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
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JP (1) | JPH0353049A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1994002656A1 (en) * | 1992-07-16 | 1994-02-03 | Nippon Steel Corporation | Titanium alloy bar suitable for producing engine valve |
JPH0641661A (ja) * | 1991-05-01 | 1994-02-15 | Natl Res Inst For Metals | Ti/Al基金属間化合物材料とその加工法 |
CN100445415C (zh) * | 2007-07-31 | 2008-12-24 | 北京航空航天大学 | 一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺 |
-
1989
- 1989-07-18 JP JP18566489A patent/JPH0353049A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0641661A (ja) * | 1991-05-01 | 1994-02-15 | Natl Res Inst For Metals | Ti/Al基金属間化合物材料とその加工法 |
WO1994002656A1 (en) * | 1992-07-16 | 1994-02-03 | Nippon Steel Corporation | Titanium alloy bar suitable for producing engine valve |
US5662745A (en) * | 1992-07-16 | 1997-09-02 | Nippon Steel Corporation | Integral engine valves made from titanium alloy bars of specified microstructure |
CN100445415C (zh) * | 2007-07-31 | 2008-12-24 | 北京航空航天大学 | 一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺 |
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