JPH02224803A - 金属間化合物薄板の製造方法 - Google Patents
金属間化合物薄板の製造方法Info
- Publication number
- JPH02224803A JPH02224803A JP1364989A JP1364989A JPH02224803A JP H02224803 A JPH02224803 A JP H02224803A JP 1364989 A JP1364989 A JP 1364989A JP 1364989 A JP1364989 A JP 1364989A JP H02224803 A JPH02224803 A JP H02224803A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temp
- superplastic
- rolling
- thin plate
- intermetallic compound
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 title claims description 31
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 11
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 31
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 17
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 11
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 11
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 11
- 229910010038 TiAl Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 abstract description 9
- 230000003068 static effect Effects 0.000 abstract description 4
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 abstract description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 abstract 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 abstract 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 abstract 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 4
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 4
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 2
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910015372 FeAl Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021330 Ti3Al Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- -1 etc. Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 238000010275 isothermal forging Methods 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 229910001000 nickel titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 1
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 1
- 238000000365 skull melting Methods 0.000 description 1
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Continuous Casting (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、金属間化合物薄板の製造方法に関し、詳細に
は航空、宇宙分野あるいは熱電素子等の機能性用途等で
その利用が期待されている、超塑性成形能、高温強度、
耐高温酸化性等に優れる金属間化合物薄板の製造方法に
関するものである。
は航空、宇宙分野あるいは熱電素子等の機能性用途等で
その利用が期待されている、超塑性成形能、高温強度、
耐高温酸化性等に優れる金属間化合物薄板の製造方法に
関するものである。
この種金属間化合物としては、ＴｉＡｌ系、 ＮｔｓＡ
ｌ。
ｌ。
ＮｉＡ１＋ ＦｅｘＡｌ、 ＦｅＡｌ、 Ｆｅ５ｉｔ＋
ＮｉＴｉ等、あるいはＣｏ基またはＮｉｌからなる
スーパーアロイ、 Ｒ−Ｆｅ−８（１１ｒ５土類元素）
等多くのものが知られると共に、これら金属間化合物は
、一般に塑性変形能が乏しく薄板に成形加工することが
掻めて難しいことが知られている。
ＮｉＴｉ等、あるいはＣｏ基またはＮｉｌからなる
スーパーアロイ、 Ｒ−Ｆｅ−８（１１ｒ５土類元素）
等多くのものが知られると共に、これら金属間化合物は
、一般に塑性変形能が乏しく薄板に成形加工することが
掻めて難しいことが知られている。
従って、従゛来は、上記金属間化合物の薄板を製造する
には、金属間化合物からなる粉末を得てそれを焼結する
粉末冶金法、常法により得た金属間化合物からなる鋳片
を９００°Ｃ以上の高温のもとて恒温鍛造する恒温鍛造
法、あるいは常法により得た金属間化合物からなる鋳片
をシース材で被覆し熱間圧延機により熱間シース圧延す
る熱間シース圧延法等により行われている。
には、金属間化合物からなる粉末を得てそれを焼結する
粉末冶金法、常法により得た金属間化合物からなる鋳片
を９００°Ｃ以上の高温のもとて恒温鍛造する恒温鍛造
法、あるいは常法により得た金属間化合物からなる鋳片
をシース材で被覆し熱間圧延機により熱間シース圧延す
る熱間シース圧延法等により行われている。
しかしながら、上述の金属間化合物薄板の製造方法では
、製造される金属間化合物薄板に超塑性成形能を付与す
るための組織側ｊ２Ｉｌを行うことができない０例えば
、ＴｉＡｌ系金属間化合物薄板の場合、超塑性成形能を
有するためには、その＆［ｌ織形態が微細等軸の２相ｍ
ｔａからなることが必須であるが、上述の金属間化合物
薄板の製造方法では、微細等軸の２相組織の組織形態を
得るための組織制御を行うことができない、従って、こ
の後の薄板を用いた超塑性成形ができないために、これ
ら金属間化合物が具備する高温強度、耐高温酸化性等の
優れた特性を利用した用途の拡大に限りがあった。
、製造される金属間化合物薄板に超塑性成形能を付与す
るための組織側ｊ２Ｉｌを行うことができない０例えば
、ＴｉＡｌ系金属間化合物薄板の場合、超塑性成形能を
有するためには、その＆［ｌ織形態が微細等軸の２相ｍ
ｔａからなることが必須であるが、上述の金属間化合物
薄板の製造方法では、微細等軸の２相組織の組織形態を
得るための組織制御を行うことができない、従って、こ
の後の薄板を用いた超塑性成形ができないために、これ
ら金属間化合物が具備する高温強度、耐高温酸化性等の
優れた特性を利用した用途の拡大に限りがあった。
そこで、本発明は、難加工性の金属間化合物の用途の拡
大を計るべく、超塑性成形能を有する金属間化合物薄板
の製造方法を提供することを目的としてなしたものであ
る。
大を計るべく、超塑性成形能を有する金属間化合物薄板
の製造方法を提供することを目的としてなしたものであ
る。
〔課題を解決するための手段〕
上記目的を達成するために、本発明に係わる金属間化合
物薄板の製造方法は、所定の金属間化合物成分組成に調
整された溶湯を２０℃／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造
し、得られた薄板鋳片を動的再結晶の起こる温度、歪速
度のもとで少なくとも２０％以上の圧下率で恒温圧延す
るものである。
物薄板の製造方法は、所定の金属間化合物成分組成に調
整された溶湯を２０℃／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造
し、得られた薄板鋳片を動的再結晶の起こる温度、歪速
度のもとで少なくとも２０％以上の圧下率で恒温圧延す
るものである。
（作 用〕
所定の金属間化合物成分組成に調整された溶湯を２０’
Ｃ／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造することにより、鋳
片組織として微細組織が得られる。この＆１１ｗＸは微
細なため高温塑性変形能に優れるが、超塑性成形に耐え
うる塑性は持たないので、前記鋳造により得られた薄板
鋳片を動的再結晶の起こる温度５歪速度のもとで少なく
とも２０％以上の圧下率で恒温圧延する。これにより、
微細組織の界面で歪エネルギの蓄積が起こり、再結晶核
生成サイトの増大がもたらされ、恒温圧延中の動的乃至
静的再結晶により、微細組織はより微細等軸晶組織に変
化する。このような微細等輪島＆ｌ１ｍ形態になると、
鋳造後の微細＆ｌ′Ｉ織で示さなかった超塑性変形が起
こるようになり、超塑性成形が可能になる。
Ｃ／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造することにより、鋳
片組織として微細組織が得られる。この＆１１ｗＸは微
細なため高温塑性変形能に優れるが、超塑性成形に耐え
うる塑性は持たないので、前記鋳造により得られた薄板
鋳片を動的再結晶の起こる温度５歪速度のもとで少なく
とも２０％以上の圧下率で恒温圧延する。これにより、
微細組織の界面で歪エネルギの蓄積が起こり、再結晶核
生成サイトの増大がもたらされ、恒温圧延中の動的乃至
静的再結晶により、微細組織はより微細等軸晶組織に変
化する。このような微細等輪島＆ｌ１ｍ形態になると、
鋳造後の微細＆ｌ′Ｉ織で示さなかった超塑性変形が起
こるようになり、超塑性成形が可能になる。
例えば、Ｎｉｓ＾ｌ金属間化合物の場合、溶製して得た
溶湯を４ Ｘ １０”℃／秒の凝固速度で薄板に鋳造す
ると、微細な粒状組織が得られる。この組織は超塑性成
形に耐えうる塑性は持たないが、この薄板鋳片をさらに
動的再結晶の起こる温度（１１００°Ｃ）、 歪速度
（６Ｘ１０−’／秒）のもとて５０％以上の圧下率で恒
温圧延すると、恒温圧延中の動的乃至静的再結晶により
、平均粒径４．１μ−以下の超微細粒組織に変化し、超
塑性成形が可能になる。
溶湯を４ Ｘ １０”℃／秒の凝固速度で薄板に鋳造す
ると、微細な粒状組織が得られる。この組織は超塑性成
形に耐えうる塑性は持たないが、この薄板鋳片をさらに
動的再結晶の起こる温度（１１００°Ｃ）、 歪速度
（６Ｘ１０−’／秒）のもとて５０％以上の圧下率で恒
温圧延すると、恒温圧延中の動的乃至静的再結晶により
、平均粒径４．１μ−以下の超微細粒組織に変化し、超
塑性成形が可能になる。
一方、ＴｉＡｌ系金属間化合物の場合、高純度に溶製し
て得た溶湯を２×ｌθ〜７Ｘ１０”℃／秒の凝固速度で
薄板に鋳造すると、微細なＴｉＡｌ＋Ｔｉｓ＾１２相層
状組織が得られる。この組織は超塑性成形に耐えうる塑
性は持たないが、この薄板鋳片をさらに動的再結晶の起
こる温度（９００〜１１５０℃）、歪速度（１０４〜１
０−’／秒）のもとで少なくとも２０％以上の圧下率で
恒温圧延すると、微細な２相層状組織の歪エネルギの蓄
積が起こり、再結晶核生成サイトの増大がもたらされ、
恒温圧延中の動的乃至静的再結晶により、微細な２相層
状組織は微細等軸の２相＆ｌｌ織に変化し、超塑性成形
が可能になる、このＴｉＡｌ系金属間化合物の場合の恒
温圧延は、粒界酸化により発生する粒界クランクや、こ
の粒界クランクに起因して発生する圧延時の耳割れを防
止するために、真空（１０−”Ｌｏｒｒ以下）または不
活性ガス雰囲気の下で行うのが好ましい。
て得た溶湯を２×ｌθ〜７Ｘ１０”℃／秒の凝固速度で
薄板に鋳造すると、微細なＴｉＡｌ＋Ｔｉｓ＾１２相層
状組織が得られる。この組織は超塑性成形に耐えうる塑
性は持たないが、この薄板鋳片をさらに動的再結晶の起
こる温度（９００〜１１５０℃）、歪速度（１０４〜１
０−’／秒）のもとで少なくとも２０％以上の圧下率で
恒温圧延すると、微細な２相層状組織の歪エネルギの蓄
積が起こり、再結晶核生成サイトの増大がもたらされ、
恒温圧延中の動的乃至静的再結晶により、微細な２相層
状組織は微細等軸の２相＆ｌｌ織に変化し、超塑性成形
が可能になる、このＴｉＡｌ系金属間化合物の場合の恒
温圧延は、粒界酸化により発生する粒界クランクや、こ
の粒界クランクに起因して発生する圧延時の耳割れを防
止するために、真空（１０−”Ｌｏｒｒ以下）または不
活性ガス雰囲気の下で行うのが好ましい。
また、恒温圧延後に未再結晶粒が有る場合、再結晶化の
ための熱処理を行ってもよく、この場合その処理条件と
しては、８００〜１０５０°ＣＸ５〜６０分程度が好ま
しい。
ための熱処理を行ってもよく、この場合その処理条件と
しては、８００〜１０５０°ＣＸ５〜６０分程度が好ま
しい。
〔実 施 例〕
以下に、本発明に係わる実施例を述べる。
尖−１−■−上
真空高周波スカル溶解炉を用いてＴｉ −３４ｗＬ％Ａ
１１．８ｗｔ％Ｖを熔製し、この溶湯を凝固速度約２×
１０３°Ｃ／秒で且つ真空（７Ｘ１０−’ｔｏｒｒ）中
で双ロール法によるストリップキャスティングを行い、
厚さ３１１−の鋳片を製造した。この鋳片の断面ミクロ
組織を第１図に示す。第１図から明らかなように、その
組織は微細なＴｉＡｌとＴｉ３Ａｌ との２相混合層状
組織となっている。
１１．８ｗｔ％Ｖを熔製し、この溶湯を凝固速度約２×
１０３°Ｃ／秒で且つ真空（７Ｘ１０−’ｔｏｒｒ）中
で双ロール法によるストリップキャスティングを行い、
厚さ３１１−の鋳片を製造した。この鋳片の断面ミクロ
組織を第１図に示す。第１図から明らかなように、その
組織は微細なＴｉＡｌとＴｉ３Ａｌ との２相混合層状
組織となっている。
次に、上記厚さ３ＬＩ＋１の鋳片を、１０５０°Ｃの恒
温下で２Ｘ１０−’／秒の歪速度を１５えつつ圧下率５
０％の恒温圧延を行い、厚さ１ 、５ｍ＋ｗの薄板を製
造した。
温下で２Ｘ１０−’／秒の歪速度を１５えつつ圧下率５
０％の恒温圧延を行い、厚さ１ 、５ｍ＋ｗの薄板を製
造した。
この薄板の断面ミクロ組織を第２図に示す。第２図から
明らかなように、その組織は、恒温圧延により動的再結
晶が起こり、微細等軸の２相組織が形成されている。
明らかなように、その組織は、恒温圧延により動的再結
晶が起こり、微細等軸の２相組織が形成されている。
次いで、上記厚さ１ 、５１１％ｍの薄板の超塑性成形
能の指標となる超塑性伸びを１０５０’Ｃで５ｘｔｏ−
’／秒の歪速度のもとで調査した。その結果、３００％
の伸びが得られ、充分な超塑性成形能を有する薄板が得
られていた。
能の指標となる超塑性伸びを１０５０’Ｃで５ｘｔｏ−
’／秒の歪速度のもとで調査した。その結果、３００％
の伸びが得られ、充分な超塑性成形能を有する薄板が得
られていた。
実−茄−劃−−２
上記実施例１と同様にして、Ｔｉ −３４゜５ｗｔ％Ａ
ｔ１．８ｗｔ％替を溶製し、この溶湯を真空（９Ｘ１０
−’Ｌｏｒｒ ）中で且つ第１表に示す各凝固速度で双
ロール法によるストリップキャスティングを行い・それ
ぞれ厚さ３ｖｓの鋳片を製造した。これにより得られた
鋳片を、さらに同表に示す各恒温圧延条件のもとで、そ
れぞれ恒温圧延した後、得られた薄板の断面ミクロ＆ｌ
１ｗｋを光学顕微鏡で観察して平均粒径を求めると共に
、超塑性伸びを１０５０’Ｃで５×１０−’／秒の歪速
度のもとで調査した。その結果も第１表に合わゼで示す
。
ｔ１．８ｗｔ％替を溶製し、この溶湯を真空（９Ｘ１０
−’Ｌｏｒｒ ）中で且つ第１表に示す各凝固速度で双
ロール法によるストリップキャスティングを行い・それ
ぞれ厚さ３ｖｓの鋳片を製造した。これにより得られた
鋳片を、さらに同表に示す各恒温圧延条件のもとで、そ
れぞれ恒温圧延した後、得られた薄板の断面ミクロ＆ｌ
１ｗｋを光学顕微鏡で観察して平均粒径を求めると共に
、超塑性伸びを１０５０’Ｃで５×１０−’／秒の歪速
度のもとで調査した。その結果も第１表に合わゼで示す
。
第１表から明らかなように、Ｎ１１ｌｌを除いて得られ
た薄板は、平均粒径が掻めて小さく且つ超塑性伸びの高
い特性を有しており、鋳造時の凝固速度を変え′ζも、
凝固速度が２０°Ｃ／秒以上で鋳造された鋳片であれば
、この後の恒温圧延を動的再結晶の起こる温度、歪速度
のもとで２０％以上の圧下率で行えば、充分な超塑性成
形能を有する薄板が得られることが分かる。
た薄板は、平均粒径が掻めて小さく且つ超塑性伸びの高
い特性を有しており、鋳造時の凝固速度を変え′ζも、
凝固速度が２０°Ｃ／秒以上で鋳造された鋳片であれば
、この後の恒温圧延を動的再結晶の起こる温度、歪速度
のもとで２０％以上の圧下率で行えば、充分な超塑性成
形能を有する薄板が得られることが分かる。
ＮｃＬｌｌは、比較例で、恒温圧延の際の圧下率を１７
％で行ったもので、得られた薄板は、その断面組織が微
細再結晶粒と変形した粗大な未再結晶粒との混粒組織で
あり、且つ、超塑性伸びも極めて小さいもので、超塑性
成形能を有するものでは無かった・ また、第１表によれば、平均粒径と超塑性伸びとは関連
性があり、平均粒径が小さ（なれば超塑性伸びが大きく
なる傾向にある。
％で行ったもので、得られた薄板は、その断面組織が微
細再結晶粒と変形した粗大な未再結晶粒との混粒組織で
あり、且つ、超塑性伸びも極めて小さいもので、超塑性
成形能を有するものでは無かった・ また、第１表によれば、平均粒径と超塑性伸びとは関連
性があり、平均粒径が小さ（なれば超塑性伸びが大きく
なる傾向にある。
第
表
実−］１−利」
上記実施例１と同様にして、Ｔｉ−３４ｗｔ％Ａｌ−１
，５ｗＬ％Ｍｎを熔製し、このｉ８？ＩＡを凝固速度約
８．５×１０”Ｃ／秒で且つ真空（７Ｘ１０−’ｔｏｒ
ｒ）中で、水冷銅からなるチルプロッタを用いたストリ
ップキャスティング機により鋳造し、厚さ４＋ｗａの鋳
片を製造した。この鋳片の断面ミクロ組織を観察したと
ころ、γ相にα２相が混在した２相層状組織となってい
た。
，５ｗＬ％Ｍｎを熔製し、このｉ８？ＩＡを凝固速度約
８．５×１０”Ｃ／秒で且つ真空（７Ｘ１０−’ｔｏｒ
ｒ）中で、水冷銅からなるチルプロッタを用いたストリ
ップキャスティング機により鋳造し、厚さ４＋ｗａの鋳
片を製造した。この鋳片の断面ミクロ組織を観察したと
ころ、γ相にα２相が混在した２相層状組織となってい
た。
次に、上ｊＪ厚さ４ｍ１ｌＩの鋳片を、第２表に示す恒
温圧延条件のもとて恒温圧延し、得られた薄板の断面ミ
クロｍｓａを光学顕微鏡で観察して平均粒径を求めると
共に、超塑性伸びを１０５０℃で５ＸｌＯ−’／秒の歪
速度のもとで調査した。その結果を第２表に合ね−ぜて
示す。
温圧延条件のもとて恒温圧延し、得られた薄板の断面ミ
クロｍｓａを光学顕微鏡で観察して平均粒径を求めると
共に、超塑性伸びを１０５０℃で５ＸｌＯ−’／秒の歪
速度のもとで調査した。その結果を第２表に合ね−ぜて
示す。
第２表から明らかなように、得られた薄板は全て、平均
粒径が極めて小さ（且つ超塑性伸びの高い特性を有して
おり、凝固速度が２０°Ｃ／秒以上で鋳造された鋳片で
あれば、この後の恒温圧延を動的再結晶の起こる温度、
歪速度のもとで２０％以上の圧下率で行えば、充分な超
塑性成形能を有する薄板が得られることが分かる。
粒径が極めて小さ（且つ超塑性伸びの高い特性を有して
おり、凝固速度が２０°Ｃ／秒以上で鋳造された鋳片で
あれば、この後の恒温圧延を動的再結晶の起こる温度、
歪速度のもとで２０％以上の圧下率で行えば、充分な超
塑性成形能を有する薄板が得られることが分かる。
また、第２表によれば、前記第１表に示した結果と同様
に、平均粒径と超塑性伸びとは関連性があり、平均粒径
が小さくなれば超塑性伸びが太き（なる傾向にある。ま
た平均粒径は、恒温圧延時の温度、歪速度によるが、圧
下率が大きくなれば小さくなる傾向がある。これは圧下
率が大きほど格子欠陥の導入、蓄積歪エネルギが多く、
再結晶の核発生場所が多くなるためである。
に、平均粒径と超塑性伸びとは関連性があり、平均粒径
が小さくなれば超塑性伸びが太き（なる傾向にある。ま
た平均粒径は、恒温圧延時の温度、歪速度によるが、圧
下率が大きくなれば小さくなる傾向がある。これは圧下
率が大きほど格子欠陥の導入、蓄積歪エネルギが多く、
再結晶の核発生場所が多くなるためである。
（以 下 余 白）
第
表
実−ｊＬ」１−１
Ｎｉ２＾１全２＾化合物を溶製し、この溶湯を凝固速度
的４Ｘ１０”６７秒で双ロール法によるストリップキャ
スティングを行い、厚さ３．２−一の鋳片を製造した。
的４Ｘ１０”６７秒で双ロール法によるストリップキャ
スティングを行い、厚さ３．２−一の鋳片を製造した。
この鋳片の断面ミクロ組織は第３図に示すように、平均
粒径１２μ−からなる微細粒組織であった。
粒径１２μ−からなる微細粒組織であった。
次に、上記厚さ３．２μｍの鋳片を、１１００°Ｃの恒
温下で６Ｘ１０−’／秒の歪速度を与えつつ圧下率５０
％の恒温圧延を行い、厚さ１．５ｍ−の薄板を製造した
。この薄板の断面ミクロ＆ｌｌ織は第４図にように、恒
温圧延中の動的再結晶により、平均粒径４．１μ−から
なる超微細粒組織であった。
温下で６Ｘ１０−’／秒の歪速度を与えつつ圧下率５０
％の恒温圧延を行い、厚さ１．５ｍ−の薄板を製造した
。この薄板の断面ミクロ＆ｌｌ織は第４図にように、恒
温圧延中の動的再結晶により、平均粒径４．１μ−から
なる超微細粒組織であった。
次いで、上記厚さ１．５■醜の薄板を１１００°Ｃで５
×１０−’／秒の歪速度のもとで超塑性伸びの調査をし
たところ、３９０％の伸びが得られ、充分な超塑性成形
能を有する薄板が得られていた。
×１０−’／秒の歪速度のもとで超塑性伸びの調査をし
たところ、３９０％の伸びが得られ、充分な超塑性成形
能を有する薄板が得られていた。
上述した本発明に係わる金属間化合物薄板の製造方法に
よれば、薄板の断面ミクロＡｌｌ織において微細等軸組
織からなる組織形態が得られ、金属間化合物薄板に超塑
性成形能を付与することができ、これにより、金属間化
合物が具備する高温強度、耐高温酸化性等の優れた特性
と相俟って、これら金属間化合物の用途を、航空、宇宙
分野あるいは熱電素子等の機能性用途等にも拡大して利
用することができる。
よれば、薄板の断面ミクロＡｌｌ織において微細等軸組
織からなる組織形態が得られ、金属間化合物薄板に超塑
性成形能を付与することができ、これにより、金属間化
合物が具備する高温強度、耐高温酸化性等の優れた特性
と相俟って、これら金属間化合物の用途を、航空、宇宙
分野あるいは熱電素子等の機能性用途等にも拡大して利
用することができる。
第１図および第３図は、鋳片の断面金属組織を示す図面
代用写真、第２図および第４図は、薄板の断面金属組織
を示す図面代用写真である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所
代用写真、第２図および第４図は、薄板の断面金属組織
を示す図面代用写真である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所
Claims (2)
- （１）所定の金属間化合物成分組成に調整された溶湯を
２０℃／秒以上の凝固速度で薄板に鋳造し、得られた薄
板鋳片を動的再結晶の起こる温度、歪速度のもとで少な
くとも２０％以上の圧下率で恒温圧延することを特徴と
する金属間化合物薄板の製造方法。 - （２）前記所定の金属間化合物成分組成に調整された溶
湯が、ＴｉＡｌ系金属間化合物からなる溶湯であること
を特徴とする第１請求項に記載の金属間化合物薄板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1364989A JPH0818044B2 (ja) | 1989-01-23 | 1989-01-23 | 金属間化合物薄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1364989A JPH0818044B2 (ja) | 1989-01-23 | 1989-01-23 | 金属間化合物薄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02224803A true JPH02224803A (ja) | 1990-09-06 |
| JPH0818044B2 JPH0818044B2 (ja) | 1996-02-28 |
Family
ID=11839076
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1364989A Expired - Lifetime JPH0818044B2 (ja) | 1989-01-23 | 1989-01-23 | 金属間化合物薄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0818044B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1991009697A1 (fr) * | 1989-12-25 | 1991-07-11 | Nippon Steel Corporation | Toles a base d'un compose intermetallique de titane-aluminium et procede de production d'une telle tole |
| JP2007131949A (ja) * | 2005-11-09 | 2007-05-31 | United Technol Corp <Utc> | 鋳放しのγ‐ＴｉＡｌ合金プリフォームおよびγ‐ＴｉＡｌ薄板の製造方法 |
-
1989
- 1989-01-23 JP JP1364989A patent/JPH0818044B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1991009697A1 (fr) * | 1989-12-25 | 1991-07-11 | Nippon Steel Corporation | Toles a base d'un compose intermetallique de titane-aluminium et procede de production d'une telle tole |
| US5256202A (en) * | 1989-12-25 | 1993-10-26 | Nippon Steel Corporation | Ti-A1 intermetallic compound sheet and method of producing same |
| JP2007131949A (ja) * | 2005-11-09 | 2007-05-31 | United Technol Corp <Utc> | 鋳放しのγ‐ＴｉＡｌ合金プリフォームおよびγ‐ＴｉＡｌ薄板の製造方法 |
| US7923127B2 (en) | 2005-11-09 | 2011-04-12 | United Technologies Corporation | Direct rolling of cast gamma titanium aluminide alloys |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0818044B2 (ja) | 1996-02-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| WO2014180187A1 (zh) | 一种低成本细晶弱织构镁合金薄板及其制造方法 | |
| JPH09302450A5 (ja) | ||
| JPS63125649A (ja) | ニツケル基超合金鍛造用プリフオ−ムの製造方法 | |
| CN100519797C (zh) | 高温和高速下具有优良可成形性的al-mg合金板及其制造方法 | |
| JPS608300B2 (ja) | 金属製品の製造方法 | |
| WO2009098732A1 (ja) | 自動車用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2010133005A (ja) | 常温成形性を改善した商用マグネシウム合金板材およびその作製方法 | |
| JP2798842B2 (ja) | 高強度アルミニウム合金圧延板の製造方法 | |
| KR20090120194A (ko) | 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 | |
| EP0460234B1 (en) | Sheet of titanium-aluminum intermetallic compound and process for producing the same | |
| CA2610682C (en) | Process of producing a foil of an al-fe-si type aluminium alloy and foil thereof | |
| US4619712A (en) | Superplastic aluminum alloy strips and process for producing the same | |
| US4797164A (en) | Process for manufacturing a fine-grained recrystallized sheet | |
| JPH03193850A (ja) | 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法 | |
| JP2010053386A (ja) | 成形性に優れるマグネシウム合金板材およびその製造方法 | |
| JP2008163361A (ja) | 均一微細な結晶粒を有するマグネシウム合金薄板の製造方法 | |
| JP5135684B2 (ja) | 高温高速成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JPH02224803A (ja) | 金属間化合物薄板の製造方法 | |
| JP2006144062A (ja) | 微細な結晶粒を有するマグネシウム合金薄板の製造方法 | |
| JPH0978168A (ja) | アルミニウム合金板 | |
| JP2010229467A (ja) | マグネシウム合金薄板の製造方法 | |
| JP5423822B2 (ja) | 高温高速成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| Gorelova et al. | Effect of different finish-rolling parameters on the microstructure and mechanical properties of twin-roll-cast (TRC) AZ31 strips | |
| RU2305022C1 (ru) | Способ изготовления фольговой заготовки из сплава алюминий-железо-кремний | |
| JPH0585630B2 (ja) |