JPH03236454A - Ｔｉ―Ａｌ基耐熱合金の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ―Ａｌ基耐熱合金の製造方法Info
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- JPH03236454A JPH03236454A JP3059890A JP3059890A JPH03236454A JP H03236454 A JPH03236454 A JP H03236454A JP 3059890 A JP3059890 A JP 3059890A JP 3059890 A JP3059890 A JP 3059890A JP H03236454 A JPH03236454 A JP H03236454A
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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、耐高温長時間加熱脆化特性に優れたＴｉ−Ａ
ｌ基耐熱音金の製造方性に関する。
ｌ基耐熱音金の製造方性に関する。
［従来の技術］
ＴｉとＡｌ１との間に形成される金属間化合物は、軽量
で優れた耐熱性を有するため、Ｎｉ基スーパーアロイや
セラミックスに代わる耐熱材料として太田化が期待され
、高温で使用されるガスタービン部材や、航空機用、自
動車用エンジン部材に用いられている。
で優れた耐熱性を有するため、Ｎｉ基スーパーアロイや
セラミックスに代わる耐熱材料として太田化が期待され
、高温で使用されるガスタービン部材や、航空機用、自
動車用エンジン部材に用いられている。
ところで、本願発明者等は、Ｔ １−Ａ（ｌ基耐熱合金
として、先に、ｒＡｊ７；２９〜３５％、Ｎｂ。
として、先に、ｒＡｊ７；２９〜３５％、Ｎｂ。
０．５〜２０％を含み、さらに、Ｓｌ・０．１〜１．８
％およびＺｒ；０．３〜５．５％の１種以上を含み、残
りか実質的にＴｉからなるＴｉ−Ａ、ｌ？基耐熱合金」
を出願している（特願平１−２０７０１８号）。
％およびＺｒ；０．３〜５．５％の１種以上を含み、残
りか実質的にＴｉからなるＴｉ−Ａ、ｌ？基耐熱合金」
を出願している（特願平１−２０７０１８号）。
上記出願においては、溶解調整後、インゴットに鋳造す
ることによりＴ １−Ａ（ｌ基耐熱合金を製造している
。
ることによりＴ １−Ａ（ｌ基耐熱合金を製造している
。
［発明が解決しようとするための課題］しかしながら、
上記出願の発明に係るＴｉ−Ａｐ基耐熱合金を鋳造のま
まで、厚みが厚い部分と薄い部分とを有する形状の部材
を製造し、この部材を長時間高温度で使用すると、厚み
が薄い部分の靭性が劣化するという問題が発生した。
上記出願の発明に係るＴｉ−Ａｐ基耐熱合金を鋳造のま
まで、厚みが厚い部分と薄い部分とを有する形状の部材
を製造し、この部材を長時間高温度で使用すると、厚み
が薄い部分の靭性が劣化するという問題が発生した。
従来は、Ｔｉ−Ａｌ基合金材の使用に際し、使用前の延
性および靭性にのみ着目していたが、実際は上述のよう
に長時間高温度の条件で繰り返し使用される。従って、
使用の途中で材質劣化（脆化）が発生する場合が生じ、
これにより、その合金材を継続して使用することが不可
能となり、経済性を損ねる原因となっていた。
性および靭性にのみ着目していたが、実際は上述のよう
に長時間高温度の条件で繰り返し使用される。従って、
使用の途中で材質劣化（脆化）が発生する場合が生じ、
これにより、その合金材を継続して使用することが不可
能となり、経済性を損ねる原因となっていた。
この発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、
優れた耐熱特性を有すると共に、長時間高温度の使用条
件下でも優れた脆化特性を有するＴ １−ＡＮ基耐熱合
金を製造することができる製造方性を提供することを目
的とする。
優れた耐熱特性を有すると共に、長時間高温度の使用条
件下でも優れた脆化特性を有するＴ １−ＡＮ基耐熱合
金を製造することができる製造方性を提供することを目
的とする。
［課題を解決するための手段］
この発明は、上記目的を達成するために、重量％で、２
８〜３８％のＡＮＳｏ、５〜２０％のＮｂを含み、さら
に、０．２５〜３．５％のＳｉおよび０．３〜５．５％
のＺｒのうち少なくとも１種を含み、残部が実質的にＴ
ｉからなるＴｉ−ＡＮ基合金を鋳造し、次いで、６００
〜１３５０℃の温度域での熱サイクルを付与することを
特徴とするＴ １−ＡＩ基耐熱合金の製造方法を提供す
るものである。
８〜３８％のＡＮＳｏ、５〜２０％のＮｂを含み、さら
に、０．２５〜３．５％のＳｉおよび０．３〜５．５％
のＺｒのうち少なくとも１種を含み、残部が実質的にＴ
ｉからなるＴｉ−ＡＮ基合金を鋳造し、次いで、６００
〜１３５０℃の温度域での熱サイクルを付与することを
特徴とするＴ １−ＡＩ基耐熱合金の製造方法を提供す
るものである。
［作用］
この発明においては、上述したように、特定組成のＴｉ
−ＡｎＭ４金に対し、一定条件で熱サイクルを加える。
−ＡｎＭ４金に対し、一定条件で熱サイクルを加える。
以下、各成分の作用および組成の限定理由、並びに熱サ
イクルの作用およびその条件の限定理由について説明す
る。
イクルの作用およびその条件の限定理由について説明す
る。
先ず、各成分の作用および範囲は以下の通りである。
Ａ、９＋Ａｊ７は金属間化合物Ｔ ｉ Ａｐを構成する
主要な元素である。ＡＮ量が２８％（重量％、以下同じ
）より少ないとＴｉ、ＡＪ相の体積分率が増大して常温
靭性が著しく低下する。また、３８％より多い場合にも
常温靭性が低下し、高温強度も低下する。従って、優れ
た常温靭性と高温強度とを兼備した材料を得るためには
、ＡＤ量を２８％以上、３８％以下に規定する。
主要な元素である。ＡＮ量が２８％（重量％、以下同じ
）より少ないとＴｉ、ＡＪ相の体積分率が増大して常温
靭性が著しく低下する。また、３８％より多い場合にも
常温靭性が低下し、高温強度も低下する。従って、優れ
た常温靭性と高温強度とを兼備した材料を得るためには
、ＡＤ量を２８％以上、３８％以下に規定する。
Ｎｂ： Ｎｂは耐高温酸化特性を改善する唯一の元素
であり、本発明において必要不可欠である。
であり、本発明において必要不可欠である。
添加量が０．５％より少ないと耐高温酸化特性に対して
十分な効果が現れず、また、２０％より多いと高温強度
が低下するうえ、比重が増大するので好ましくない。従
って、Ｎｂ量を０，５以上、２０％以下に規定する。
十分な効果が現れず、また、２０％より多いと高温強度
が低下するうえ、比重が増大するので好ましくない。従
って、Ｎｂ量を０，５以上、２０％以下に規定する。
Ｓｉ、Ｚｒ： これらはいずれも高温強度の向上に対
して効果を示す合金元素であり、これらのうち少なくと
も１種の添加によりその効果を得ることができる。
して効果を示す合金元素であり、これらのうち少なくと
も１種の添加によりその効果を得ることができる。
Ｓｌは高温強度を着しく向上させるが、添加量が０．２
５°６より少ないと十分な効果が現れず、また３、５％
より多いとＴ１との間に金属間化合物を形成して常温靭
性が著しく低下する。従って、Ｓｉ量を０．２５％以上
、３．５％以下に規定する。
５°６より少ないと十分な効果が現れず、また３、５％
より多いとＴ１との間に金属間化合物を形成して常温靭
性が著しく低下する。従って、Ｓｉ量を０．２５％以上
、３．５％以下に規定する。
Ｚｒは高温強度を向上させるが、常温靭性は添加量の増
加に伴って単調に低下する。Ｚｒの添加量が０．３％よ
りも少ないと高温強度上昇に十分な効果が現れず、また
５、５％より多いと常温靭性の低下が著しくなるうえ、
比重が増大するので好ましくない。従って、Ｚｒ量を０
．３％以上、５．５％以下に規定する。
加に伴って単調に低下する。Ｚｒの添加量が０．３％よ
りも少ないと高温強度上昇に十分な効果が現れず、また
５、５％より多いと常温靭性の低下が著しくなるうえ、
比重が増大するので好ましくない。従って、Ｚｒ量を０
．３％以上、５．５％以下に規定する。
なお、本発明において、靭性低下防止の観点から不可避
的不純物の給金有量を１％以下に規定することが望まし
い。特に、酸素、窒素、水素については、夫々、０，６
％、０．１％および０．０５９６以下に規定することが
望ましい。
的不純物の給金有量を１％以下に規定することが望まし
い。特に、酸素、窒素、水素については、夫々、０，６
％、０．１％および０．０５９６以下に規定することが
望ましい。
この発明における熱サイクルは、耐高温長時間加熱脆化
特性を向上させるために行われるものである。すなわち
、上述のような組成の合金に所定条件の熱処理を施すこ
とにより、組織の均一化、および残留応力の軽減等が図
られ、もって耐高温長時間加熱脆化特性が向上される。
特性を向上させるために行われるものである。すなわち
、上述のような組成の合金に所定条件の熱処理を施すこ
とにより、組織の均一化、および残留応力の軽減等が図
られ、もって耐高温長時間加熱脆化特性が向上される。
この熱サイクルは、６００℃以上、１３５０℃以下の温
度範囲において、１回あるいは２回以上施す。加熱温度
が６００℃よりも低い場合には組織的に鋳造のまま材と
大きく変化せず、耐高温長時間加熱脆化特性の向上の効
果が得らない。逆に、１３５０℃より高い場合は、高温
長時間の加熱を行うまでもなく、熱サイクルを付与した
ままの材料自体の靭性が低下する。
度範囲において、１回あるいは２回以上施す。加熱温度
が６００℃よりも低い場合には組織的に鋳造のまま材と
大きく変化せず、耐高温長時間加熱脆化特性の向上の効
果が得らない。逆に、１３５０℃より高い場合は、高温
長時間の加熱を行うまでもなく、熱サイクルを付与した
ままの材料自体の靭性が低下する。
このような熱サイクルは、大気中、真空中、または不活
性雰囲気中における単なる熱処理によって付与してもよ
いが、これに限らず、高温静水圧プレス（以ド、ＨＩＰ
と記す）によって付与しても構わない。
性雰囲気中における単なる熱処理によって付与してもよ
いが、これに限らず、高温静水圧プレス（以ド、ＨＩＰ
と記す）によって付与しても構わない。
たたし、ＨＩＰによって熱サイクルを付与する場合の条
件としては、１０００乃至１２５０℃の温度範囲で、か
つ１０００乃至３０００ｋｇｒ／ｃｒｙ２の圧カドで行
うことが望ましい。この条件下でのＨＩＰは、耐高点長
時間加熱脆化特性を向上させる効果をもたらすことはも
ちろんのこと、材料中の欠陥（鋳逍欠陥等）を消滅させ
る効果をももたらす。ＨＩＰ温度が１０００℃より低い
場合や、圧力か１０００ｋｇｒ ／ｃｌａ２ヨ’）低い
場合は、材料欠陥を消滅させる効果が無く、逆に温度が
１２５０℃よりも高い場合や、圧力が３０００ｋｇｒ／
ｃ１１２よりも高い場合は、ＨＩＰ装置自体がその条件
を満たすために高価なものとならざるを得す、材料の経
済性を損なう。
件としては、１０００乃至１２５０℃の温度範囲で、か
つ１０００乃至３０００ｋｇｒ／ｃｒｙ２の圧カドで行
うことが望ましい。この条件下でのＨＩＰは、耐高点長
時間加熱脆化特性を向上させる効果をもたらすことはも
ちろんのこと、材料中の欠陥（鋳逍欠陥等）を消滅させ
る効果をももたらす。ＨＩＰ温度が１０００℃より低い
場合や、圧力か１０００ｋｇｒ ／ｃｌａ２ヨ’）低い
場合は、材料欠陥を消滅させる効果が無く、逆に温度が
１２５０℃よりも高い場合や、圧力が３０００ｋｇｒ／
ｃ１１２よりも高い場合は、ＨＩＰ装置自体がその条件
を満たすために高価なものとならざるを得す、材料の経
済性を損なう。
なお、ｈサイクルにおける加熱時間は特に規定されるも
のではないが、１０時間で効果が飽和するので、１０時
間以内とすることが望ましい。また、熱サイクルの回数
についても１回に限らず、析出強化を狙う場合等には、
チタン合金で一般的に用いられる容体化−時効処理のよ
うに２回以上繰り返しても構わない。
のではないが、１０時間で効果が飽和するので、１０時
間以内とすることが望ましい。また、熱サイクルの回数
についても１回に限らず、析出強化を狙う場合等には、
チタン合金で一般的に用いられる容体化−時効処理のよ
うに２回以上繰り返しても構わない。
さらに、ＨＩＰと熱処理を組み合わせて行ってもよい。
この場合には、組織粗大化防止の観点からＨＩＰ前に熱
処理を行ってもよく、逆に析出強化を狙ってＨＩＰ後に
熱処理を行っても構わない。
処理を行ってもよく、逆に析出強化を狙ってＨＩＰ後に
熱処理を行っても構わない。
［実施例］
以下、この発明の実施例について説明する。
先ず、第１表に示すような組成の合金を高周波スカル溶
解により調整し、肉厚１．２ｍ−で板幅１０ａｖ、長さ
６０Ｉ１ｍの鋳造品を製造した。そして、夫々所定の条
件で処理を行った。第１表中、試験番号Ｅｌ乃至Ｅ２５
は本発明の範囲内の実施例であり、試験番号Ｃ１乃至Ｃ
１５はその範囲から外れる比較例である。
解により調整し、肉厚１．２ｍ−で板幅１０ａｖ、長さ
６０Ｉ１ｍの鋳造品を製造した。そして、夫々所定の条
件で処理を行った。第１表中、試験番号Ｅｌ乃至Ｅ２５
は本発明の範囲内の実施例であり、試験番号Ｃ１乃至Ｃ
１５はその範囲から外れる比較例である。
各試験番号の鋳造品の中心部より、シャルピー衝撃試験
片（寸ｌ去； １ ｍ１Ｘ ７ＩＩｌｆ Ｘ ５５ｍｍ
’０．５■Ｖノツチ付）、クリープ試験片（平行部１
ｒＡｎ’ Ｘ ５ｍｉ’ ｘ １０ｍ＋ａ’ ） お
よび酸化試験片（寸法； １ ｍＩＩ’ Ｘ ８ＩｉＩ
Ｉ” Ｘ １０ｍｌ１１’ ）を採取した。
片（寸ｌ去； １ ｍ１Ｘ ７ＩＩｌｆ Ｘ ５５ｍｍ
’０．５■Ｖノツチ付）、クリープ試験片（平行部１
ｒＡｎ’ Ｘ ５ｍｉ’ ｘ １０ｍ＋ａ’ ） お
よび酸化試験片（寸法； １ ｍＩＩ’ Ｘ ８ＩｉＩ
Ｉ” Ｘ １０ｍｌ１１’ ）を採取した。
これら試験片を用いて、耐熱特性としてのクリブ特性お
よび耐高温酸化特性、靭性、並びに耐高温長時間脆化特
性を評価した。
よび耐高温酸化特性、靭性、並びに耐高温長時間脆化特
性を評価した。
第１表には、各試料の組成の他、各試験番号の製造条件
およσ上記評価結果も合わせて記載した。
およσ上記評価結果も合わせて記載した。
なお、クリープ特性は９００℃で１６ ｋｇｆ ／１１
１１２の応力を印加し、その破断時間により評価した。
１１２の応力を印加し、その破断時間により評価した。
また、耐高温酸化性は９００℃で５時間保持後、スケー
ルの形成、剥離に伴う片面当りの板厚城少量により評価
した。さらに、靭性評価は室温ンヤｔレビー試験の吸収
エネルギにより行った。この場合に、試験片を３枚重ね
た状態でセットし、板幅方向に板厚貫通亀裂がノツチよ
り伝播するように行い、１枚あたりの値に換算した。耐
高温長時間脆化特性については、長時間軸＾後、常温ま
で冷却した際の吸収エネルギから常温における吸収エネ
ルギを引いた値により評価した。
ルの形成、剥離に伴う片面当りの板厚城少量により評価
した。さらに、靭性評価は室温ンヤｔレビー試験の吸収
エネルギにより行った。この場合に、試験片を３枚重ね
た状態でセットし、板幅方向に板厚貫通亀裂がノツチよ
り伝播するように行い、１枚あたりの値に換算した。耐
高温長時間脆化特性については、長時間軸＾後、常温ま
で冷却した際の吸収エネルギから常温における吸収エネ
ルギを引いた値により評価した。
この第１表に示すように、試験番号Ｅｌ乃至Ｅ２５は、
成分組成、および製造条件のいずれも本発明の範囲内で
あるため、クリープ特性、耐高温酸化特性、および高温
長時間加熱前の靭性が良好なことはもちろんのこと、高
温長時間加熱後においても靭性かほとんど低下せず、耐
高温長時間脆化特性に優れていることが確認された。す
なわち、これらは高温使用に十分耐え得ることが確認さ
れｔ二。
成分組成、および製造条件のいずれも本発明の範囲内で
あるため、クリープ特性、耐高温酸化特性、および高温
長時間加熱前の靭性が良好なことはもちろんのこと、高
温長時間加熱後においても靭性かほとんど低下せず、耐
高温長時間脆化特性に優れていることが確認された。す
なわち、これらは高温使用に十分耐え得ることが確認さ
れｔ二。
これにχ１し、比較例の試験番号Ｃ１乃至ＣＩＯは、組
成範囲か本発明で規定する範囲から外れるため、長時間
加部処理前におけるクリープ特性、耐高温酸化特性、お
よび靭性が極端に劣っている。
成範囲か本発明で規定する範囲から外れるため、長時間
加部処理前におけるクリープ特性、耐高温酸化特性、お
よび靭性が極端に劣っている。
Ｃ１ｌ乃至Ｃ１５は、組成的には本発明の範囲内である
か、製造条件が本発明の範囲外である。
か、製造条件が本発明の範囲外である。
Ｃ１ｌは熱サイクルを付与しておらず、ＣＩ２およびＣ
１４は、熱サイクル付与温度か本発明に規定する温度よ
りも低いため、いずれも高温長時間加熱処理前の特性は
良好であるものの、その処理後は靭性が著しく劣化して
いることが確認された。
１４は、熱サイクル付与温度か本発明に規定する温度よ
りも低いため、いずれも高温長時間加熱処理前の特性は
良好であるものの、その処理後は靭性が著しく劣化して
いることが確認された。
また、Ｃ１３およびＣ１５は熱サイクル付与温度が本発
明に規定する温度よりも高いため、初めから靭性が低い
ことが確認された。
明に規定する温度よりも高いため、初めから靭性が低い
ことが確認された。
第１図は、第１表記載の試験番号のうち、３２．４９．
６ＡｆＩ−５，１６％Ｎｂ−０，７６％５ｉ−１，２３
％Ｚｒ合金について、熱サイクル付与温度と、第１表に
示した、試験片を９００℃で１０００時間保持した後の
室温における吸収エネルギとの関係を示す図である。第
１図中、各プロットの位置に示す数字は、試験番号を示
すものである。また、図中白丸は一段の熱処理を施した
もの、黒丸は２段の熱処理を施したもの、三角はＨＩＰ
処理したもの、四角は熱処理とＨＩＰ処理を組み合わせ
たものである。なお、熱サイクル付与温度は、２回以上
熱サイクルを付与する場合には最も高い処理の温度とし
た。
６ＡｆＩ−５，１６％Ｎｂ−０，７６％５ｉ−１，２３
％Ｚｒ合金について、熱サイクル付与温度と、第１表に
示した、試験片を９００℃で１０００時間保持した後の
室温における吸収エネルギとの関係を示す図である。第
１図中、各プロットの位置に示す数字は、試験番号を示
すものである。また、図中白丸は一段の熱処理を施した
もの、黒丸は２段の熱処理を施したもの、三角はＨＩＰ
処理したもの、四角は熱処理とＨＩＰ処理を組み合わせ
たものである。なお、熱サイクル付与温度は、２回以上
熱サイクルを付与する場合には最も高い処理の温度とし
た。
この第１図に示すように、熱サイクル付与温度が本発明
の範囲内である６００℃乃至１３５０℃の領域において
、０．０２ｋｇｆ −ｍ程度の高い吸収エネルギが得ら
れることが明らかである。
の範囲内である６００℃乃至１３５０℃の領域において
、０．０２ｋｇｆ −ｍ程度の高い吸収エネルギが得ら
れることが明らかである。
［発明の効果］
この発明によれば、耐熱特性、および靭性のみならず、
耐高温長時間加熱脆化特性に優れたＴｉ−Ａｌ基耐熱合
金を製造することができる。
耐高温長時間加熱脆化特性に優れたＴｉ−Ａｌ基耐熱合
金を製造することができる。
第１図は熱サイクル付与温度と高温長時間加熱後の室温
における吸収エネルギとの関係を示す図である。
における吸収エネルギとの関係を示す図である。
Claims (1)
- 重量％で、２８〜３８％のＡｌ、０．５〜２０％のＮｂ
を含み、さらに、０．２５〜３．５％のＳｉおよび０．
３〜５．５％のＺｒのうち少なくとも１種を含み、残部
が実質的にＴｉからなるＴｉ−Ａｌ基合金を鋳造し、次
いで、６００〜１３５０℃の温度域での熱サイクルを付
与することを特徴とするＴｉ−Ａｌ基耐熱合金の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3059890A JP2903597B2 (ja) | 1990-02-09 | 1990-02-09 | Ｔｉ―Ａｌ基耐熱合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3059890A JP2903597B2 (ja) | 1990-02-09 | 1990-02-09 | Ｔｉ―Ａｌ基耐熱合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03236454A true JPH03236454A (ja) | 1991-10-22 |
| JP2903597B2 JP2903597B2 (ja) | 1999-06-07 |
Family
ID=12308305
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3059890A Expired - Lifetime JP2903597B2 (ja) | 1990-02-09 | 1990-02-09 | Ｔｉ―Ａｌ基耐熱合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2903597B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN117467879A (zh) * | 2023-09-21 | 2024-01-30 | 哈尔滨工业大学 | 一种兼具高韧性高强度的Nb-Si基超高温合金及其制备方法 |
-
1990
- 1990-02-09 JP JP3059890A patent/JP2903597B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN117467879A (zh) * | 2023-09-21 | 2024-01-30 | 哈尔滨工业大学 | 一种兼具高韧性高强度的Nb-Si基超高温合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2903597B2 (ja) | 1999-06-07 |
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