JPH05277656A - Ｔｉ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 - Google Patents
Ｔｉ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH05277656A JPH05277656A JP8254392A JP8254392A JPH05277656A JP H05277656 A JPH05277656 A JP H05277656A JP 8254392 A JP8254392 A JP 8254392A JP 8254392 A JP8254392 A JP 8254392A JP H05277656 A JPH05277656 A JP H05277656A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- intermetallic compound
- atomic
- slab
- based intermetallic
- thin plate
- 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.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 室温以上に延性−脆性温度遷移点をもつ難加
工性材料であるＴｉ3 Ａｌ基金属間化合物材料の直接鋳
造技術における、その製品欠陥（表面割れ、ポロシテ
ィ）を防止する技術を提供するものである。 【構成】 対象としている金属間化合物を含む合金の薄
板は、Ａｌ：７％超〜２８％（原子％、以下同じ）を
含み、残部がＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物あ
るいはＡｌ：７％超〜２８％を含み、さらにＭｏ：
０．５〜３％、Ｎｂ：０．５〜１８％の１種または２種
を含み、残部がＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物
を含む合金材料からなり、ニア・ネット・シェイプ化用
装置として双ドラム式連続鋳造機を用いて、０．２５〜
２５ｍｍ厚の薄板に連続鋳造したものである。
工性材料であるＴｉ3 Ａｌ基金属間化合物材料の直接鋳
造技術における、その製品欠陥（表面割れ、ポロシテ
ィ）を防止する技術を提供するものである。 【構成】 対象としている金属間化合物を含む合金の薄
板は、Ａｌ：７％超〜２８％（原子％、以下同じ）を
含み、残部がＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物あ
るいはＡｌ：７％超〜２８％を含み、さらにＭｏ：
０．５〜３％、Ｎｂ：０．５〜１８％の１種または２種
を含み、残部がＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物
を含む合金材料からなり、ニア・ネット・シェイプ化用
装置として双ドラム式連続鋳造機を用いて、０．２５〜
２５ｍｍ厚の薄板に連続鋳造したものである。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＴｉ3 Ａｌ基金属間化合
物を含む合金の薄板製造における問題点である表面割れ
の防止策に関するものであり、表面性状に優れた薄板材
の製造方法を提供するものである。
物を含む合金の薄板製造における問題点である表面割れ
の防止策に関するものであり、表面性状に優れた薄板材
の製造方法を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】耐環境性構造材としての材料開発が進め
られている材料にＴｉＡｌ金属間化合物、Ｔｉ3 Ａｌ金
属間化合物、Ｎｂ3 Ａｌ金属間化合物、ＦｅＡｌ金属間
化合物、Ｆｅ3 Ａｌ金属間化合物、Ａｌ3 Ｔｉ金属間化
合物等がある。これらの材料は優れた高温強度特性をも
つために将来の構造用材料としての開発が期待されてい
る。しかし、いずれの材料においても共通してみられる
問題として、その成形困難性がある。従って、薄板を製
造するためには最終製品に近いニア・ネット・シェイプ
の鋳造技術が必要である。
られている材料にＴｉＡｌ金属間化合物、Ｔｉ3 Ａｌ金
属間化合物、Ｎｂ3 Ａｌ金属間化合物、ＦｅＡｌ金属間
化合物、Ｆｅ3 Ａｌ金属間化合物、Ａｌ3 Ｔｉ金属間化
合物等がある。これらの材料は優れた高温強度特性をも
つために将来の構造用材料としての開発が期待されてい
る。しかし、いずれの材料においても共通してみられる
問題として、その成形困難性がある。従って、薄板を製
造するためには最終製品に近いニア・ネット・シェイプ
の鋳造技術が必要である。
【０００３】このようなニア・ネット・シェイプ化とし
ての薄板製造技術は最近急速に進展しており、特に金属
材料系ではステンレス・薄板製造などへの応用が進んで
いる。その薄板製造技術としては、種々の鋳造方法が提
案されているが、その中で双ロール法は厚みの一様な連
続した薄板を作製するのに適している。上記技術の金属
間化合物材料への適応例としては、微量のボロンを添加
することにより延性が改善されたニッケル・アルミニウ
ム金属間化合物（Ｎｉ3 Ａｌ）の例が知られている。こ
の例は１９８８年１１月に開催された「ニア・ネット・
シェイプ製品の鋳造」（“Ｃａｓｔｉｎｇ ｏｆ Ｎｅ
ａｒ Ｎｅｔ Ｓｈａｐｅ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ”）に関
する国際会議に報告されている（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇ
ｓ ｏｆａｎ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｓｙｍｐ
ｏｓｉｕｍ ｏｆ ＮｅａｒＮｅｔ Ｓｈａｐｅ Ｐｒ
ｏｄｕｃｔｓ、３１５〜３３３ページ、Ｔｈｅ Ｍｅｔ
ａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ 発行）。ま
た、ＴｉＡｌ金属間化合物薄板の製造方法は特願平１−
５０６４８号公報に記載されている。
ての薄板製造技術は最近急速に進展しており、特に金属
材料系ではステンレス・薄板製造などへの応用が進んで
いる。その薄板製造技術としては、種々の鋳造方法が提
案されているが、その中で双ロール法は厚みの一様な連
続した薄板を作製するのに適している。上記技術の金属
間化合物材料への適応例としては、微量のボロンを添加
することにより延性が改善されたニッケル・アルミニウ
ム金属間化合物（Ｎｉ3 Ａｌ）の例が知られている。こ
の例は１９８８年１１月に開催された「ニア・ネット・
シェイプ製品の鋳造」（“Ｃａｓｔｉｎｇ ｏｆ Ｎｅ
ａｒ Ｎｅｔ Ｓｈａｐｅ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ”）に関
する国際会議に報告されている（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇ
ｓ ｏｆａｎ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｓｙｍｐ
ｏｓｉｕｍ ｏｆ ＮｅａｒＮｅｔ Ｓｈａｐｅ Ｐｒ
ｏｄｕｃｔｓ、３１５〜３３３ページ、Ｔｈｅ Ｍｅｔ
ａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ 発行）。ま
た、ＴｉＡｌ金属間化合物薄板の製造方法は特願平１−
５０６４８号公報に記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】薄板直接鋳造技術によ
るニア・ネット・シェイプ化は、工程省略などの利点を
有するが、鋳造後に急速冷却を伴うために薄板の欠陥
（表面割れ、ポロシティ）が生じるという欠点をもつ。
特に金属間化合物材料等の延性−脆性遷移温度が室温以
上の材料では熱歪に伴う割れが発生しやすく、この問題
は顕著である。
るニア・ネット・シェイプ化は、工程省略などの利点を
有するが、鋳造後に急速冷却を伴うために薄板の欠陥
（表面割れ、ポロシティ）が生じるという欠点をもつ。
特に金属間化合物材料等の延性−脆性遷移温度が室温以
上の材料では熱歪に伴う割れが発生しやすく、この問題
は顕著である。
【０００５】従って、難加工性材料を直接鋳造により薄
板を作製する際に、材質の健全性を確保するためには表
面欠陥の除去が重要な課題となる。
板を作製する際に、材質の健全性を確保するためには表
面欠陥の除去が重要な課題となる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の目的とするとこ
ろは、室温以上に延性−脆性温度遷移点をもつ難加工性
材料であるＴｉ3 Ａｌ基金属間化合物材料の直接鋳造技
術における、その製品欠陥（表面割れ、ポロシティ）を
防止する技術を提供するものである。本発明が対象とし
ている金属間化合物を含む合金は、原子％で、 ・Ａｌ：７％超〜２８％含有し、残部がＴｉからなるＴ
ｉ3 Ａｌ系金属間化合物あるいは、 ・Ａｌ：７％超〜２８％含有し、さらにＭｏ：０．５〜
３％、Ｎｂ：０．５〜１８％の１種または２種を含有
し、残部がＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物を含
む合金材料からなり、ニア・ネット・シェイプ化用装置
として、図１に示す双ドラム式連続鋳造機を用いて鋳造
した０．２５〜２５ｍｍ厚の薄板である。
ろは、室温以上に延性−脆性温度遷移点をもつ難加工性
材料であるＴｉ3 Ａｌ基金属間化合物材料の直接鋳造技
術における、その製品欠陥（表面割れ、ポロシティ）を
防止する技術を提供するものである。本発明が対象とし
ている金属間化合物を含む合金は、原子％で、 ・Ａｌ：７％超〜２８％含有し、残部がＴｉからなるＴ
ｉ3 Ａｌ系金属間化合物あるいは、 ・Ａｌ：７％超〜２８％含有し、さらにＭｏ：０．５〜
３％、Ｎｂ：０．５〜１８％の１種または２種を含有
し、残部がＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物を含
む合金材料からなり、ニア・ネット・シェイプ化用装置
として、図１に示す双ドラム式連続鋳造機を用いて鋳造
した０．２５〜２５ｍｍ厚の薄板である。
【０００７】本発明者らは、上述した課題を達成すべく
種々の検討を重ね、鋳造直後の熱処理を特定することが
有効であることを見出し、本発明を完成した。本発明の
別の対象は、前記難加工性材料の溶湯を双ドラム式連続
鋳造機の鋳型に注入して板状薄板鋳片を鋳造した後、鋳
造直後の該鋳片に５００〜１０００℃に一定時間保定す
ることと、その後の２００℃／ｈｒの緩冷却により熱応
力に伴う歪の発生を防止し、表面割れの発生を防止して
健全な薄板材を製造する方法にある。また、この後のＨ
ＩＰ処理によるポロシティ低減による熱間加工での伸び
の向上を図る。また、上記方法によって得られる材料の
特徴は、薄板材の表面方向に揃った柱状晶および中心部
の等軸晶組織、ＤＯ19構造相とβ−Ｔｉ相との結晶学的
相関性をもつ複合組織を具備せしめたことである。
種々の検討を重ね、鋳造直後の熱処理を特定することが
有効であることを見出し、本発明を完成した。本発明の
別の対象は、前記難加工性材料の溶湯を双ドラム式連続
鋳造機の鋳型に注入して板状薄板鋳片を鋳造した後、鋳
造直後の該鋳片に５００〜１０００℃に一定時間保定す
ることと、その後の２００℃／ｈｒの緩冷却により熱応
力に伴う歪の発生を防止し、表面割れの発生を防止して
健全な薄板材を製造する方法にある。また、この後のＨ
ＩＰ処理によるポロシティ低減による熱間加工での伸び
の向上を図る。また、上記方法によって得られる材料の
特徴は、薄板材の表面方向に揃った柱状晶および中心部
の等軸晶組織、ＤＯ19構造相とβ−Ｔｉ相との結晶学的
相関性をもつ複合組織を具備せしめたことである。
【０００８】
【作用】まず、塑性加工に有利な鋳造組織について説明
する。本発明の双ロール鋳造薄板は、鋳造ままの凝固組
織が鋳片の両表面から中心に向かう柱状晶のみか、ある
いは前記柱状晶と鋳片中心付近に存在する等軸晶との混
合組織からなっている。
する。本発明の双ロール鋳造薄板は、鋳造ままの凝固組
織が鋳片の両表面から中心に向かう柱状晶のみか、ある
いは前記柱状晶と鋳片中心付近に存在する等軸晶との混
合組織からなっている。
【０００９】次にかかる板状薄肉鋳片を鋳造する方法に
ついて説明する。一般にドラム式連続鋳造機（以下、連
鋳機という）は、２本の冷却ドラムを平行にかつ逆方向
に回転するように配置し、該冷却ドラムの外側にサイド
・ダムを設けて湯溜り部（鋳型）を構成し、該湯溜り部
内の溶湯を前記冷却ドラムの回転によって冷却しつつ薄
板鋳片を製造するようになっている。
ついて説明する。一般にドラム式連続鋳造機（以下、連
鋳機という）は、２本の冷却ドラムを平行にかつ逆方向
に回転するように配置し、該冷却ドラムの外側にサイド
・ダムを設けて湯溜り部（鋳型）を構成し、該湯溜り部
内の溶湯を前記冷却ドラムの回転によって冷却しつつ薄
板鋳片を製造するようになっている。
【００１０】本発明では各種金属間化合物の溶湯を上記
湯溜り部に注入して薄肉鋳片を製造するが、金属間化合
物材料は延性の小さい材料であるために、鋳片の冷却中
における割れが発生し易く、従って不均一凝固の原因と
なるメニスカス部における酸化物の形成を抑制する必要
がある。このため、不活性ガス（Ａｒ、 Ｈｅなど）中
での溶解、 鋳造が必要である。
湯溜り部に注入して薄肉鋳片を製造するが、金属間化合
物材料は延性の小さい材料であるために、鋳片の冷却中
における割れが発生し易く、従って不均一凝固の原因と
なるメニスカス部における酸化物の形成を抑制する必要
がある。このため、不活性ガス（Ａｒ、 Ｈｅなど）中
での溶解、 鋳造が必要である。
【００１１】上記の方法での直接鋳造が従来法である
が、上記の方法のみでは、特に延性−脆性遷移温度が高
温にある金属間化合物では直接鋳造に伴う急冷により、
急激な熱歪が延性−脆性の遷移温度を経た時点で亀裂を
生じさせる原因となり、細かな表面割れの原因となる。
この表面割れの除去が本発明の目的である。この問題の
解決策として、鋳型離脱後の鋳片は急激な冷却を避ける
ために２００℃／ｈｒ以下の冷却速度で２００℃以下ま
で徐冷されることが望ましい。しかし、徐冷方法として
凝固直後の鋳片を５００〜１０００℃の温度範囲に一定
時間保定してその後炉冷することにより、２００℃／ｈ
ｒより遅い冷却速度を達成してもよい。この保定温度は
熱応力による割れの発生を防止するための温度である。
が、上記の方法のみでは、特に延性−脆性遷移温度が高
温にある金属間化合物では直接鋳造に伴う急冷により、
急激な熱歪が延性−脆性の遷移温度を経た時点で亀裂を
生じさせる原因となり、細かな表面割れの原因となる。
この表面割れの除去が本発明の目的である。この問題の
解決策として、鋳型離脱後の鋳片は急激な冷却を避ける
ために２００℃／ｈｒ以下の冷却速度で２００℃以下ま
で徐冷されることが望ましい。しかし、徐冷方法として
凝固直後の鋳片を５００〜１０００℃の温度範囲に一定
時間保定してその後炉冷することにより、２００℃／ｈ
ｒより遅い冷却速度を達成してもよい。この保定温度は
熱応力による割れの発生を防止するための温度である。
【００１２】また、上記方法によって、材料の特徴とし
ての試料表面方向に揃った柱状晶および中心部の等軸晶
組織、ＤＯ19構造相とβ−Ｔｉ相との結晶学的相関性を
もつ複合組織が得られる。次に鋳造材のポロシティ（空
隙部）をつぶす目的でＨＩＰ処理を行う。ＨＩＰ処理条
件としては鋳片を１０００〜１４００℃（溶融温度以
下）の温度範囲で１０００気圧以上の雰囲気内に１０分
〜１時間保持する。
ての試料表面方向に揃った柱状晶および中心部の等軸晶
組織、ＤＯ19構造相とβ−Ｔｉ相との結晶学的相関性を
もつ複合組織が得られる。次に鋳造材のポロシティ（空
隙部）をつぶす目的でＨＩＰ処理を行う。ＨＩＰ処理条
件としては鋳片を１０００〜１４００℃（溶融温度以
下）の温度範囲で１０００気圧以上の雰囲気内に１０分
〜１時間保持する。
【００１３】以上の方法により、表面性状の優れたポロ
シティのない健全な、金属間化合物を含む合金の薄板を
製造することができる。
シティのない健全な、金属間化合物を含む合金の薄板を
製造することができる。
【００１４】
【実施例】アルミニウム地金とスポンジチタンおよび他
の元素（Ｍｏ、 Ｎｂ）を表１で示す組成で配合し、こ
れをプラズマアークにて溶解して母合金を精製した。次
に、上記各母合金を図１に示す鋳造機に注入し、薄肉鋳
片を鋳造した。上記鋳造機は概略次のような構成をな
す。図において金属間化合物を溶解する坩堝１の下方に
溶湯を均一供給するためのタンディシュ２を配置し、そ
の直下に冷却ドラム３とサイド・ダム４で構成する湯溜
り部５（鋳型）を設け、これらを雰囲気調整容器７内に
配設する。８は不活性ガス導入機構、９は排出機構であ
る。
の元素（Ｍｏ、 Ｎｂ）を表１で示す組成で配合し、こ
れをプラズマアークにて溶解して母合金を精製した。次
に、上記各母合金を図１に示す鋳造機に注入し、薄肉鋳
片を鋳造した。上記鋳造機は概略次のような構成をな
す。図において金属間化合物を溶解する坩堝１の下方に
溶湯を均一供給するためのタンディシュ２を配置し、そ
の直下に冷却ドラム３とサイド・ダム４で構成する湯溜
り部５（鋳型）を設け、これらを雰囲気調整容器７内に
配設する。８は不活性ガス導入機構、９は排出機構であ
る。
【００１５】表１に示す各母合金を２０００〜３５００
ｇの重量範囲で上記坩堝に投入し、Ａｒ雰囲気中で加熱
溶解し、一旦１７００℃の温度に調整した後、幅４ｍ
ｍ、長さ９５ｍｍの開口部をもつタンディシュを介して
湯溜り部５に注入した。該湯溜り部５を構成する冷却ド
ラム３は直径３００ｍｍ、幅１００ｍｍの一対の銅合金
製であって内部冷却されている。この冷却ドラム３によ
り、溶湯を一定のドラム支持力で、かつ１０3 ℃／ｓｅ
ｃの冷却速度により急冷凝固し、表１（Ｎｏ．１、
２）に示す厚さの連続板状鋳片を作製した。
ｇの重量範囲で上記坩堝に投入し、Ａｒ雰囲気中で加熱
溶解し、一旦１７００℃の温度に調整した後、幅４ｍ
ｍ、長さ９５ｍｍの開口部をもつタンディシュを介して
湯溜り部５に注入した。該湯溜り部５を構成する冷却ド
ラム３は直径３００ｍｍ、幅１００ｍｍの一対の銅合金
製であって内部冷却されている。この冷却ドラム３によ
り、溶湯を一定のドラム支持力で、かつ１０3 ℃／ｓｅ
ｃの冷却速度により急冷凝固し、表１（Ｎｏ．１、
２）に示す厚さの連続板状鋳片を作製した。
【００１６】冷却ドラム３から送り出された鋳片６は雰
囲気調整容器７内で１℃／ｓｅｃの冷却速度で徐冷され
ながら搬送系加熱炉に挿入され、該炉において表１で示
す二次冷却条件で処理された。次いで、炉の電源を止
め、２００℃以下まで冷却した。表１（Ｎｏ．３〜８）
に示すように緩冷却処理により表面割れが防止され、表
面性状が向上した。
囲気調整容器７内で１℃／ｓｅｃの冷却速度で徐冷され
ながら搬送系加熱炉に挿入され、該炉において表１で示
す二次冷却条件で処理された。次いで、炉の電源を止
め、２００℃以下まで冷却した。表１（Ｎｏ．３〜８）
に示すように緩冷却処理により表面割れが防止され、表
面性状が向上した。
【００１７】得られた鋳片の鋳造方向における断面組織
は、鋳造ままの凝固組織は鋳片の両表面から中心部に向
かう柱状晶のみか、あるいは前記柱状晶と鋳片中心部付
近に存在する等軸晶との混合組織から構成されている。
本発明法で得られた鋳片のミクロ組織はＴｉ3 Ａｌ基金
属間化合物においてはＤＯ19型構造の＜０００１＞結晶
方向が鋳片厚方向に優先的に配向した組織を中心とした
β−Ｔｉ相を含む組織が微細な層状複合構造をなしてい
るが、Ｍｏ、Ｎｂ等の第三元素が添加されていることの
ために上記層状構造が極めて微細になっており、１層の
幅が１０００ｎｍであった。第三元素を添加せずに鋳込
む通常の凝固組織においてはこの幅は１００００ｎｍで
あり、粗大な組織である。
は、鋳造ままの凝固組織は鋳片の両表面から中心部に向
かう柱状晶のみか、あるいは前記柱状晶と鋳片中心部付
近に存在する等軸晶との混合組織から構成されている。
本発明法で得られた鋳片のミクロ組織はＴｉ3 Ａｌ基金
属間化合物においてはＤＯ19型構造の＜０００１＞結晶
方向が鋳片厚方向に優先的に配向した組織を中心とした
β−Ｔｉ相を含む組織が微細な層状複合構造をなしてい
るが、Ｍｏ、Ｎｂ等の第三元素が添加されていることの
ために上記層状構造が極めて微細になっており、１層の
幅が１０００ｎｍであった。第三元素を添加せずに鋳込
む通常の凝固組織においてはこの幅は１００００ｎｍで
あり、粗大な組織である。
【００１８】このようにして得た鋳片の室温における機
械的性質（三点曲げの破断応力）を表２に示した。本発
明例は高い値を示している。なお、緩冷却された鋳片表
面性状と冷却ドラム離脱後放冷された鋳片の表面性状を
それぞれ図２（Ａ）と（Ｂ）に示す。緩冷却された鋳片
の表面には割れが殆ど見られないが、放冷却された鋳片
の表面には細かい表面割れが認められた。
械的性質（三点曲げの破断応力）を表２に示した。本発
明例は高い値を示している。なお、緩冷却された鋳片表
面性状と冷却ドラム離脱後放冷された鋳片の表面性状を
それぞれ図２（Ａ）と（Ｂ）に示す。緩冷却された鋳片
の表面には割れが殆ど見られないが、放冷却された鋳片
の表面には細かい表面割れが認められた。
【００１９】なお、各試料の炉冷後の表面性状を表１に
示した。本発明例はいずれも良好であった。また、２０
０℃以下まで炉冷された鋳片に１０００℃、１５００気
圧で１時間保持のＨＩＰ処理を施したものの破断応力を
調べた。この結果を表２に示す。本発明例は比較例に比
べ破断応力は大きく、ＨＩＰ処理を施すことにより破断
応力が著しく増大することが確認された。
示した。本発明例はいずれも良好であった。また、２０
０℃以下まで炉冷された鋳片に１０００℃、１５００気
圧で１時間保持のＨＩＰ処理を施したものの破断応力を
調べた。この結果を表２に示す。本発明例は比較例に比
べ破断応力は大きく、ＨＩＰ処理を施すことにより破断
応力が著しく増大することが確認された。
【００２０】なお、ＨＩＰ処理によるポロシティ除去効
果をみるために、１２５０℃、１５００気圧、１時間保
持のＨＩＰ処理を施したところ、ＨＩＰ処理前のポロシ
ティが殆ど除去されていることがわかった。また、Ｍｏ
とＮｂの含有材について熱間加工度（８００℃、５×１
０-4ｓｅｃ-1の歪速度）を調査したところ、ＨＩＰ処理
後に１００％の伸びを得ることができ、比較例の試料と
の差は歴然たるものであった。
果をみるために、１２５０℃、１５００気圧、１時間保
持のＨＩＰ処理を施したところ、ＨＩＰ処理前のポロシ
ティが殆ど除去されていることがわかった。また、Ｍｏ
とＮｂの含有材について熱間加工度（８００℃、５×１
０-4ｓｅｃ-1の歪速度）を調査したところ、ＨＩＰ処理
後に１００％の伸びを得ることができ、比較例の試料と
の差は歴然たるものであった。
【００２１】以上の通り、本発明によれば、得られた鋳
片または処理薄板の機械的性質は著しく改善された。こ
れは主に、第三元素の添加によりＴｉ3 Ａｌ金属間化合
物の集合組織が微細化されたことと、鋳片の保定処理、
ＨＩＰ処理の結果と考えられる。
片または処理薄板の機械的性質は著しく改善された。こ
れは主に、第三元素の添加によりＴｉ3 Ａｌ金属間化合
物の集合組織が微細化されたことと、鋳片の保定処理、
ＨＩＰ処理の結果と考えられる。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【発明の効果】以上の実施例からも明らかな如く本発明
により製造された急冷凝固薄肉鋳片またはその処理薄板
は、従来の薄肉鋳片よりも一層優れた機械的特性や表面
性状を有しており、難加工性素材の新しい製造方法を提
供するため、工業上極めて有用である。
により製造された急冷凝固薄肉鋳片またはその処理薄板
は、従来の薄肉鋳片よりも一層優れた機械的特性や表面
性状を有しており、難加工性素材の新しい製造方法を提
供するため、工業上極めて有用である。
【図１】本発明を実施する装置の概略を示す断面側面図
である。
である。
【図２】（Ａ）は本発明材を鋳造後冷却したときの表面
状態を示す写真図、（Ｂ）は本発明材を鋳造後放冷した
ときの表面状態を示す写真図である。
状態を示す写真図、（Ｂ）は本発明材を鋳造後放冷した
ときの表面状態を示す写真図である。
１ 坩堝 ２ タンディシュ ３、 ３ 冷却ドラム ４ サイド・ダム ５ 湯溜り部 ６ 鋳片 ７ 雰囲気調整容器 ８ 不活性ガス導入機構 ９ 排気機構
Claims (6)
- 【請求項１】 原子％でＡｌ：７原子％超〜２８原子％
を含有し、残部がＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合
物を含む合金材料あるいはＡｌ：７原子％超〜２８原子
％を含有し、さらにＭｏ：０．５〜３原子％、Ｎｂ：
０．５〜１８原子％の１種または２種を含有し、残部が
ＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物を含む合金材料
からなり、鋳造ままの凝固組織が板状薄肉鋳片の両表面
から中心部に向かう柱状晶組織であって、上記鋳片の厚
さが０．２５〜２．５ｍｍであることを特徴とするＴｉ
3 Ａｌ系金属間化合物を含む合金の薄板。 - 【請求項２】 請求項１において、鋳造ままの凝固組織
が鋳片の両表面から中心に向かう柱状晶組織と鋳片中心
部付近に存在する等軸晶との混合組織からなるＴｉ3 Ａ
ｌ系金属間化合物を含む合金の薄板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２において、柱状
晶組織が鋳片の両表面から中心部に向かう方向にＤＯ19
構造の＜０００１＞方向が優先的に配向されていると共
に、β−Ｔｉ相とＤＯ19構造の微細複合組織で形成され
ているＴｉ3Ａｌ系金属間化合物を含む合金の薄板。 - 【請求項４】 原子％でＡｌ：７原子％超〜２８原子％
を含有し、残部がＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合
物を含む合金材料あるいはＡｌ：７原子％超〜２８原子
％を含有し、さらにＭｏ：０．５〜３原子％、Ｎｂ：
０．５〜１８原子％の１種または２種を含有し、残部が
ＴｉからなるＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物を含む合金材料
の溶湯を不活性ガス雰囲気中の双ドラム式連続鋳造機の
鋳型に注入し、双ドラムにより急冷凝固して０．２５〜
２．５ｍｍの板状薄肉鋳片を鋳造し、得られた鋳片が上
記双ドラムから離脱した直後に２００℃／ｈｒ以下の冷
却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とするＴ
ｉ3 Ａｌ系金属間化合物を含む合金の薄板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４において、２００℃以下まで冷
却した鋳片を１０００℃以上の温度および１０００気圧
以上の雰囲気のもとで高温静水圧による圧下処理を行う
ことを特徴とするＴｉ3 Ａｌ系金属間化合物を含む合金
の薄板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４において、鋳片が双ドラムから
離脱した直後に、５００〜１０００℃の温度範囲に１〜
２０分間保持し、続いて２００℃／ｈｒ以下の冷却速度
で室温まで冷却することを特徴とするＴｉ3 Ａｌ系金属
間化合物を含む合金の薄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8254392A JPH05277656A (ja) | 1992-04-04 | 1992-04-04 | Ｔｉ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8254392A JPH05277656A (ja) | 1992-04-04 | 1992-04-04 | Ｔｉ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05277656A true JPH05277656A (ja) | 1993-10-26 |
Family
ID=13777424
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8254392A Withdrawn JPH05277656A (ja) | 1992-04-04 | 1992-04-04 | Ｔｉ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05277656A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1322156C (zh) * | 2003-12-24 | 2007-06-20 | 中国科学院金属研究所 | 一种钛三铝基合金及其制备方法 |
| JP2015501224A (ja) * | 2011-09-30 | 2015-01-15 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | 表面仕上げが改善されたチタンアルミナイド物品およびその製造方法 |
| US8956472B2 (en) | 2008-11-07 | 2015-02-17 | Alcoa Inc. | Corrosion resistant aluminum alloys having high amounts of magnesium and methods of making the same |
| CN107299250A (zh) * | 2017-05-26 | 2017-10-27 | 中国科学院金属研究所 | 铸态强韧Ti3Al金属间化合物及其制造方法和应用 |
| CN109504874A (zh) * | 2018-10-26 | 2019-03-22 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种Ti3Al合金螺栓的制备方法 |
-
1992
- 1992-04-04 JP JP8254392A patent/JPH05277656A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1322156C (zh) * | 2003-12-24 | 2007-06-20 | 中国科学院金属研究所 | 一种钛三铝基合金及其制备方法 |
| US8956472B2 (en) | 2008-11-07 | 2015-02-17 | Alcoa Inc. | Corrosion resistant aluminum alloys having high amounts of magnesium and methods of making the same |
| JP2015501224A (ja) * | 2011-09-30 | 2015-01-15 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | 表面仕上げが改善されたチタンアルミナイド物品およびその製造方法 |
| CN107299250A (zh) * | 2017-05-26 | 2017-10-27 | 中国科学院金属研究所 | 铸态强韧Ti3Al金属间化合物及其制造方法和应用 |
| CN109504874A (zh) * | 2018-10-26 | 2019-03-22 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种Ti3Al合金螺栓的制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0751228B1 (en) | Titanium-aluminium intermetallic compound alloy material having superior high temperature characteristics and method for producing the same | |
| EP0460234B1 (en) | Sheet of titanium-aluminum intermetallic compound and process for producing the same | |
| CN112296606B (zh) | 一种真空离心TiAl金属间化合物板材的制备方法 | |
| CN110643853A (zh) | 一种高强韧高稳定性TiAl-Ni合金板材的制备方法 | |
| US5028277A (en) | Continuous thin sheet of TiAl intermetallic compound and process for producing same | |
| KR20090120194A (ko) | 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법 | |
| 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 | |
| JPH06287661A (ja) | 高融点金属溶製材の製造法 | |
| CN117187724A (zh) | 同时消除β凝固高铌TiAl合金中脆性βo相与细化组织的方法 | |
| RU2051985C1 (ru) | Способ изготовления фольги из алюминиево-кремниевых сплавов | |
| KR101170453B1 (ko) | 쌍롤주조법을 이용한 마그네슘-알루미늄-망간 합금 주편의 제조방법 및 이에 따라 제조되는 마그네슘-알루미늄-망간 합금 주편 | |
| JP2901345B2 (ja) | チタン・アルミニウム金属間化合物薄板及びその製造方法 | |
| JPH05287453A (ja) | Ｆｅ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| JPH09227972A (ja) | 超塑性を有するＴｉＡｌ金属間化合物基合金材料とその製造方法 | |
| JPS59225872A (ja) | 過共晶アルミニウム−けい素系合金の鋳造方法 | |
| JP2000190064A (ja) | 鋳塊の改質方法 | |
| JPH08225906A (ja) | ＴｉＡｌ基合金薄板およびその製造方法 | |
| JP2958792B2 (ja) | ＴｉＡ１金属間化合物薄板の製造方法 | |
| JPWO1991009697A1 (ja) | チタン・アルミニウム金属間化合物薄板及びその製造方法 | |
| JPS6053096B2 (ja) | 溶湯急冷ロ−ル用銅合金 | |
| JP3694341B2 (ja) | 高温特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物基合金材料とその製造方法 | |
| JPH04176850A (ja) | 超合金薄帯の製造方法 | |
| IE20230166U1 (en) | Rare earth steel and method for optimizing the microstructure thereof | |
| JP2025110397A (ja) | アルミ箔材料及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990608 |