WO1991009697A1 - Toles a base d'un compose intermetallique de titane-aluminium et procede de production d'une telle tole - Google Patents

Toles a base d'un compose intermetallique de titane-aluminium et procede de production d'une telle tole Download PDF

Info

Publication number
WO1991009697A1
WO1991009697A1 PCT/JP1990/001691 JP9001691W WO9109697A1 WO 1991009697 A1 WO1991009697 A1 WO 1991009697A1 JP 9001691 W JP9001691 W JP 9001691W WO 9109697 A1 WO9109697 A1 WO 9109697A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
piece
intermetallic compound
tia
temperature
less
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP1990/001691
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Toshihiro Hanamura
Munetsugu Matsuo
Toshiaki Mizoguchi
Kenichi Miyazawa
Masao Kimura
Naoya Masahashi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP3501367A priority Critical patent/JP2901345B2/ja
Priority to EP91900947A priority patent/EP0460234B1/en
Priority to DE69030622T priority patent/DE69030622T2/de
Publication of WO1991009697A1 publication Critical patent/WO1991009697A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0637—Accessories therefor
    • B22D11/0697—Accessories therefor for casting in a protected atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium

Definitions

  • the present invention relates to a thin plate of a titanium-aluminum intermetallic compound and a method for producing the same, and particularly for a structure having excellent properties such as light weight, heat resistance, and high temperature strength suitable for space and aircraft applications.
  • An object of the present invention is to provide a thin plate of a titanium-aluminum intermetallic compound as a material and a method for producing the same.
  • TiA £ intermetallic compound has almost the highest high-temperature specific strength as a metal material, and is a material with high corrosion resistance and light weight.
  • the TiA intermetallic compound has a composition range as shown in the phase diagram and is in a thermal equilibrium state with Ti 40 to 52 atomic% and A i 60 to 48 atomic%.
  • the thin sheet manufacturing technology as such a “net” shape has been rapidly progressing recently, and in particular, metal materials are being applied to stainless steel manufacturing and the like.
  • Various manufacturing methods have been proposed as thin plate manufacturing techniques. Among them, the twin-roll method is suitable for manufacturing a continuous thin plate having a uniform thickness.
  • an intermetallic compound there is known an example of a nickel-aluminum intermetallic compound (Ni 3 A) whose ductility has been improved by adding a small amount of porosity. An example of this is reported in an international conference on the “Casting of Near Net Shape Products” held in November 1988 (Proceedings of an International
  • a method for producing a TiA intermetallic compound sheet is described in Japanese Patent Application No. 110649/1990.
  • the use of thin and direct manufacturing technology by the thin plate direct manufacturing technology has advantages such as elimination of the process, but rapid cooling after manufacturing. This has the disadvantage of causing defects (surface cracks, porosity) in the thin plate.
  • An object of the present invention is to provide an optimal component and a crystal structure imparting its service characteristics in a direct production method of TiA and intermetallic compound thin sheets and a net-slip type. .
  • Your net shaping by direct thin plate fabrication has great advantages such as elimination of the process, but because the so-called forging is not performed, the adjustment and control of the crystal structure are not performed sufficiently, so the processing is particularly characteristic. It has drawbacks of poor properties and mechanical properties.
  • Still another object of the present invention is to provide a technique for preventing a product defect (surface crack, borocity) in the direct net-shape manufacturing method.
  • the present inventors have conducted various studies in order to achieve the above-mentioned object, and found that, in order to solve the above-mentioned problems in the direct production method of a net-net-shape, a specific component and a crystal structure are required. Requires a Ti A £ intermetallic compound, and furthermore, fabrication conditions The present inventors have found that it is effective to specify the heat treatment immediately after fabrication and the subsequent processing, and the like, and have completed the present invention.
  • the gist of the present invention is that, in atomic%, Ti: 40 to 53% and at least one element of Cr, Mn, V, and Fe are contained in 0.1 to 3%, and the balance is A ternary TiA intermetallic compound consisting of A £ and unavoidable impurities, and a solidified structure of ⁇ ⁇ which forms a columnar crystal structure from both surfaces of the ⁇ -shaped thin-walled piece toward the center, It is a thin plate consisting of a mixed structure of this structure and an equiaxed crystal present near the center of the piece, and has a piece thickness of 0.25 to 2.5 thighs.
  • a molten metal of the TiA intermetallic compound is poured into a mold of a twin-drum continuous turret machine to form a thin plate-like piece, and if necessary, 800-1000 It is a method of manufacturing a thin sheet of excellent quality by removing the surface defects such as surface cracking porosity by subjecting it to 'C for a fixed period of time, cooling the furnace to room temperature, and applying high-temperature hydrostatic pressure reduction treatment.
  • the solidified structure of the as-prepared structure consists only of columnar crystals from both surfaces of the piece toward the center or a mixed structure of the columnar crystals and the equiaxed crystal existing near the center of the piece.
  • the columnar crystal structure has the following structure.
  • TiA £ intermetallic compound r phase by a varying Elko Ti and A £ composition ratio of (TiA £ intermetallic compound, Llo structure) and alpha zeta phase (Ti 3 A £ intermetallic compound, D0 19 type Structure) can be obtained.
  • Ti 40 to 53%
  • third element 0.1 to At 3%
  • the balance A £ when solidifying from the molten state, a hexagonal crystal compound is first crystallized, and the ⁇ 0001 ⁇ plane is selectively brought into contact with the sheet surface by solidifying at an appropriate cooling rate. Crystallization is performed so that the parallel, that is, 0001> direction is parallel to the thickness direction.
  • the hexagonal crystal is stable only immediately below the freezing point and has a value of ⁇ . (A type structure).
  • the crystal orientation changes such that the 111> crystal direction of the Llo-type structure is parallel to the ⁇ 0001> direction of the hexagonal crystal. Therefore, if the cooling is performed at an appropriate rate, the desired aggregated structure is not obtained.
  • 111> TiA with a structure in which the crystal direction is preferentially oriented in the thickness direction is a titanium / aluminum having a composition near the stoichiometric ratio. Intermetallic compound sheets can be manufactured.
  • the reason for limiting the above-mentioned addition amount is that if the content is less than 0.1 atomic%, the above effects cannot be obtained, and if it exceeds 3.0 atomic%, each element forms a compound and decreases the ductility of the material. It was set to 0 atomic%.
  • the reason for setting the piece thickness in the range of 0.25 to 2.5 mm is that the piece with a thickness of 0.25 run drops does not form the preferred orientation of hexagonal crystals even at the maximum cooling rate, and furthermore, the Llo structure This is because no regular structural change occurs.
  • the piece with a thickness of 0.25 run drops does not form the preferred orientation of hexagonal crystals even at the maximum cooling rate, and furthermore, the Llo structure This is because no regular structural change occurs.
  • a thick piece with a diameter of more than 2.5% even at the highest cooling rate, disordered nucleation of crystals occurs in the central part, and the desired structure cannot be obtained.
  • a twin-drum continuous machine (hereinafter referred to as a continuous machine) has two cooling drums arranged so as to rotate in parallel and in opposite directions, and side dams are provided on both end surfaces of the cooling drum to provide hot water.
  • a pool ( ⁇ type) is formed, and the molten metal in the pool is cooled by turning the cooling drum to produce a thin-walled wave piece.
  • a thin piece is formed by pouring a molten metal of the Ti A £ intermetallic compound into the above-mentioned pool, but since the Ti A £ intermetallic compound is a material having low ductility, the piece is solidified. It is necessary to suppress the formation of oxides in the meniscus portion, which easily causes cracks during cooling and causes uneven solidification. For this reason, dissolution and fabrication in an inert gas (Ar, He, etc.) is required.
  • the sheet-shaped piece that has been directly machined is gradually cooled (for example, furnace-cooled) from the time of release from the mold. However, if necessary, it can be subjected to a constant temperature and time holding process or HIP process.
  • the piece After the mold is released, the piece is gradually cooled to 200'C or less at a cooling rate of 200'C Zhr or less to prevent surface cracking.
  • the coagulated pieces may be kept in the temperature range of 800-: LOOO'C for 1-20 minutes.
  • This retention temperature is a temperature for preventing the occurrence of cracks due to thermal stress.
  • This retaining means may be provided with a heating furnace at the place where the piece leaves the mold, and in order to avoid rapid cooling of the piece, the cooling drum must be used before the whole piece has completely left the mold. The rotation of the cooling drum may be stopped, and a part of the material may be solidified into a bulk at the upper part of the cooling drum, and the piece may be suspended from the upper part of the cooling drum.
  • the HIP process is performed for the purpose of crushing the porosity (voids) in the piece, but the piece is in a temperature range of 1000 ⁇ ; OO'C (less than the melting temperature) in an atmosphere of 1000 atmospheres or more for 10 minutes to 1 hour. Will be retained. According to the above method, a Ti A £ intermetallic compound thin plate having excellent mechanical properties and free from surface and internal defects can be manufactured.
  • FIG. 1 is a sectional side view showing an outline of an apparatus for carrying out the present invention.
  • FIG. 2 is a photograph showing a cross-sectional metal structure of a piece obtained according to the present invention in a manufacturing direction.
  • Fig. 3 (A) is a photograph showing the surface condition when the material of the present invention is cooled after furnace production
  • Fig. 3 (B) is a photograph showing the surface condition when the material of the present invention is cooled after fabrication. It is a photograph.
  • Fig. 4 (A) is a photograph of the cross section of the Ti A £ intermetallic compound piece after HIP treatment
  • Fig. 4 (B) is a cross section before H 1 P treatment. It is a photograph.
  • Aluminum metal, sponge titanium and other elements (Cr, Mn ; V or Fe) were blended in the composition shown in Table 1 and melted in a plasma vacuum furnace to refine the mother alloy.
  • each of the above master alloys was injected into a machine shown in FIG. 1 to produce a thin piece.
  • the above construction machine has the following configuration.
  • a tundish 2 for uniformly supplying the molten metal is arranged below a crucible 1 for melting the intermetallic compound Ti A £, and a pool formed by a cooling drum 3 and a side weir 4 immediately below the tundish 2.
  • Part 5 ( ⁇ type) is provided, and these are disposed in the atmosphere adjustment container 7.
  • 8 is an inert gas introduction mechanism and 9 is an exhaust mechanism.
  • Each master alloy shown in Table 1 in a weight range of 2000 to 3500 g was put into the above crucible 1, heated and melted to 1600'C in an Ar atmosphere, once adjusted to a temperature of 1500'C, and then 4 mm in width.
  • the mixture was poured into the pool 5 through a tundish 2 having an opening having a length of 95 mm.
  • Cooling drum 3 constituting the ⁇ reservoir portion 5, 3 and the diameter 300 Yuzuru is internally cooled be made of a pair of copper alloy having a width 100 thigh, thus the melt is under constant drum supporting force, 10 3
  • By rapid cooling and solidification at a cooling rate of 'C / sec a continuous plate-like thin piece 6 having the thickness shown in Table 1 was produced.
  • Fig. 2 shows an example of the cross-sectional structure in the manufacturing direction of the obtained piece (sample No. 7).
  • the as-solidified structure is composed of only columnar crystals from both surfaces of the piece toward the center or a mixed structure of the columnar crystals and equiaxed crystals existing near the center of the piece.
  • the microstructure of the piece obtained by the method of the present invention is Ll.
  • the structure with the 111> crystal direction preferentially oriented in the thickness direction and the structure of the DO and 9 type structures have a fine layered composite structure, but the third element such as Cr is added. Therefore, the above-mentioned layered structure is extremely fine, and L1. Width 1,000 1 layer type structural organization, the width of D0 19 type structure tissue was 100 people.
  • the microstructure of the sample No. 1 without addition of the third element also has a layered structure, but the width of one layer of each structural structure is 10,000A and 1000A, which is smaller than the structure of the present invention. It was coarse.
  • the strip 6 sent out from the cooling drums 3 and 3 is heated in the atmosphere adjusting vessel 7 while being gradually cooled at a cooling rate of 1′C Zsec. It was inserted into a furnace (not shown) and processed in the furnace under the secondary cooling conditions shown in Table 1. After that, the power of the furnace was turned off and the furnace was cooled to 200'C or less.
  • Table 2 shows the mechanical properties (% elongation) of the thus-obtained pieces at room temperature and high temperature.
  • the inventive examples show higher elongation than the comparative example at any temperature.
  • Fig. 3 (A) and (B) show the surface properties of the sample piece No. 7 after cooling in the furnace and the surface property of the piece which was allowed to cool after detachment from the cooling drum, respectively. Cracks were hardly observed on the surface of the slowly cooled piece, but fine surface cracks were observed on the surface of the cooled piece. Table 1 shows the surface properties of each sample after furnace cooling. All of the examples of the present invention were good.
  • the HIP treatment was applied to the pieces cooled to 200 or less for 1,000 hours and kept at 1500 atm for 1 hour, and the breaking stress (three-point bending strength) was examined.
  • Table 3 shows the results. It was confirmed that the example of the present invention had a higher breaking stress than the comparative example and that the HIP treatment significantly increased the stress.
  • the mechanical properties of the obtained piece or treated thin plate were remarkably improved. This is thought to be mainly due to the refinement of the texture of the Ti A £ intermetallic compound due to the addition of the third element, and the result of the fragment retention treatment and the HIP treatment.
  • the rapidly solidified thin-walled piece or the treated thin sheet manufactured by the present invention has more excellent mechanical properties and surface properties than the conventional thin-walled piece. Furthermore, it is extremely useful industrially because it provides a new method of manufacturing difficult-to-process materials.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Description

明 細 書 チタ ン · アルミ ニゥム金属間化合物薄板
及びその製造方法
〔技術分野〕
本発明はチタ ン · アルミ ニゥム金属間化合物の薄板及びそ の製造方法に関するものであり、 特に軽量、 耐熱性、 高温強 度などの宇宙 · 航空機用途に適した優れた特性を保有する構 造用素材のチタ ン · アルミニゥム金属間化合物の薄板及びそ の製造方法を提供するものである。
〔背景技術〕
TiA £金属間化合物は、 金属材料としては、 ほぼ最高の高 温比強度を持ち、 しかも耐食性が高く、 軽量の材料である。
Metallurgical Transaction, Vol .6A (1975) P,1991^1 lま、 800 •Cで 40kgノ讓 2 の高温強度が得られたことが報告されている。 そこで、 これらの特性を利用して、 TiA£金属間化合物はガ スタービン部品、 自動車用エンジンのバルブ、 ビス ト ンへの 適用、 高温用ダイスゃ軸受部品などへの適用が好適と考えら れてきた。
TiA£金属間化合物は状態図上である組成幅をもち Ti 40 〜52原子％、 A i 60〜48原子％で熱的平衡状態において
Llo型構造 （基本的には面心正方構造であるがく 001〉方向に Ti の層、 A £の層が交互に並ぶ構造） の単一相となる。 こ のため、 単結晶状態では温度の上昇と共に強度が増加する異 常強化現象が発見されている。 そして多結晶体でも高温で強 度が低下しないことが知られている。 しかしながら多結晶体 の TiA£金属間化合物の欠点は常温から 700て付近まで延性 が低いこと （特公昭 59-581 ) であり、 熱間における圧延も非 常に困難である点にある。 従って薄板を製造するためには最 終製品に近いユア · ネッ ト ' シヱイプの踌造技術が必要であ る。
このようなユア ' ネッ ト ' シヱ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、 特に金属材料ではステンレス 鐧扳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、 種々の铸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への応用例としては、 微量のポロ 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 ニゥム金属間化合物 （Ni3A ) の例が知られている。 この例 は、 1988年 11月に開催された 「ユア · ネッ ト · シヱイプ製品 の铸造 J ("Casting of Near Net Shape Products"に関する 国際会議に報告されている（Proceedings of an International
Symposium on Casting of Near Net Shape Products , 315 〜333 ページ The Metallurgical Societ 発行） e また
TiA£金属間化合物薄板の製造方法は特願平 1 一 50649 に記 載されている。
更に又、 薄板直接製造技術によるユア ， ネッ ト · シ イブ 化は、 工程の省略などの利点を有するが、 鐯造後に急速冷却 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。
従って直接铸造された薄板の製品の健全性を確保して高い 信頼性を保証できるためには、 薄板の欠陥を除去することが 重要な課題となる。
〔発明の開示〕
本発明の目的とするところは、 T i A £金属間化合物薄板の ユア ， ネ ッ ト · シユイプ直接铸造方法において、 その供用特 性を付与する最適な成分及び結晶組織を提供するところにあ る。 薄板直接踌造によるユア · ネッ ト · シエイプ化は、 工程 の省略などの大きな利点を有するが、 いわゆる鍛鍊がなされ ないために結晶組織の調整や制御が十分に行われないので、 特性上特に加工性や機械的性質の劣る欠点を持つ。
従って直接寿造された薄板の製品特性すなわち優れた加工 性や機械的性質を確保して高い信頼性を保証するためには、 その铸造段階において結晶組織の調整や制御が最大限になさ れて最適な結晶組織を得ることが重要な課題となる。
更に又、 本発明の他の目的はか るユア · ネッ ト · シエイ プ直接鐯造方法において、 その製品欠陥 （表面割れ、 ボロシ ティ ） を防止する技術を提供するものである。
本発明者らは、 上述した目的を達成すべく種々の検討を重 ねたところ、 上記のようなユア · ネッ ト · シヱイプ直接铸造 方法における問題点を解決するには、 特定の成分と結晶組織 を有する T i A £金属間化合物が必要であり、 更に、 铸造条件 及び鐯造直後の熱処理、 それに引続く加工処理等を特定する ことが有効であることを見出し、 本発明を完成した。
すなわち、 本発明の要旨とするところは、 原子％で、 Ti : 40〜53%及び Cr , Mn , V , Feの元素の内少く とも 1種の 元素を 0. 1〜 3 %含有し、 残部 A £及び不可避的不純物から なる三元 の TiA£金属間化合物であって且つ、 铸造ま ^の 凝固組織が扳状薄肉鐯片の両表面から中心部に向って柱状晶 組織を形成するか、 該組織と铸片中心部付近に存在する等軸 晶との混合組織からなり、 更に鐯片厚さが 0.25〜 2. 5腿であ る薄板にある。
さらに、 本発明の他の要旨は、 前記 TiA£金属間化合物の 溶湯を双ドラム式連続涛造機の鐯型に注入して板状薄肉踌片 を铸造し、 必要により該铸片に 800〜1000'Cに一定時簡保定 したあと、 室温迄炉冷し、 更に高温静水圧 圧下処理を施し て、 表面割れポロシティ等の表面欠陥を除去した品質の優れ た薄板を製造する方法にある。
先ず、 塑性加工に有利な铸造組織について説明する。
本発明は鐯造ま ゝの凝固組織が铸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铸片中心付近に 存在する等軸晶との混合組織とからなるがかゝる柱状晶組織 は次のような構造になっている。
TiA£系金属間化合物において、 Ti と A £の組成比を変 えるこ とにより r相（TiA£金属間化合物、 Llo型構造） と αζ 相 （Ti3A£金属間化合物、 D019型構造） の 2相共存組織が得 られる。 上記組成範囲を Ti ： 40〜53%、 第 3元素： 0. 1〜 3 %、 残部 A £にすると、 溶融状態から凝固する際に、 最初 に六方晶結晶の化合物が晶出し、 適当な冷却速度で凝固させ ることにより選択的にその {0001 } 面が板面と平行、 つまり く 0001 >方向が板厚方向と平行になるよう結晶化する。 しか しこの組成範囲の化合物では、 六方晶結晶は凝固点直下での み安定であり、 目 αι。型構造） への規則的な構造変化を起 こす。 この構造変化の時に、 Llo型構造の く 111 >結晶方向が 六方晶結晶の <0001 >方向と平行となるように結晶方位が変 わる。 したがって適切な速度で冷却を行えば、 所要の集合組 織である く 111〉結晶方向が铸片厚方向に優先的に配向した 組織を持つ TiA£化学量論比近傍組成のチタ ン · アルミニゥ ム金属間化合物薄板が製造できる。 この系に第 3元素として 0. 1 〜 3. 0原子％の Cr , Μη , V又は Fe を単独または複合 添加すると、 所要の集合組織を損なわずに結晶構造を収縮等 方化させ、 鐯造組織の微細化をもたらし、 室温〜 1000'Cの強 度を確保することができる。
上記添加量の限定理由は、 0. 1原子％未満では上記効果が 得られず、 3. 0原子％超では各元素が化合物をつく り材料の 延性を低下せしめるので、 0. 1 〜 3. 0原子％とした。
なお、 錶片厚を 0.25〜 2. 5 mmの範囲にしたのは、 0.25躪未 滴の厚さの踌片では最高冷却速度においても六方晶結晶の優 先方位が形成されず、 さらに Llo構造への規則的な構造変化 が起こ らないためである。 一方 2. 5讓超の厚い踌片では最高 冷却速度においても中心部分には結晶の無秩序な核生が生じ、 所望の組織が得られない。 次に、 かゝる板状薄肉铸片を涛造する方法について説明す る。
一般に双ドラム式連続鐯造機 （以下連鐯機という） 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 ムの両端面にサイ ド堰を設けて湯溜り部 （铸型） を構成し、 該湯溜り部内の溶湯を前記冷却ドラムの面転によ つて冷却しつ、薄肉涛片を踌造するようになつている。
本発明では T i A £金属間化合物の溶湯を上記湯溜り部に注 入して薄肉铸片を鐯造するが、 T i A £金属間化合物は延性の 小さい材料であるため铸片の凝固冷却中に割れが発生し易く、 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、 铸造が必要である。
直接寿造された薄板状寿片は、 铸型離脱時より徐冷 （例え ば炉冷） されるが必要に応じて一定温度、 時間の保定処理あ るいは H I P処理を施すことができる。
これにより表面割れ及びポ口シティ のない優れた品質の薄 板を得ることができる。
上記において、 鐯片を鐯造するに際し、 毎秒 10 z〜105 'C の冷却速度で铸造するのが好ましいが、 105 'C / sec は六方 晶結晶に凝固しかつ、 U。型構造への規則的な構造変化を起 す上限速度に対応する。 また 102 'Cノ sec 未満では結晶の無 秩序な核生成が起り、 結晶方位の優先度は消失する。
また、 鐯型離脱後の铸片は表面割れ防止のため 200 'C Zhr 以下の冷却速度で 200 'C以下迄徐冷されるが、 徐冷時間を短 縮する意味で、 凝固後の踌片を 800〜： LOOO 'Cの温度範囲に 1 〜20分保持してもよい。 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。 この保定手段は铸片が踌 型を離脱する個所に加熱炉を設置してもよ く、 また、 鐯片の 急冷を避ける意味で錶片全体が铸型を完全に離脱する前に冷 却ドラムの回転を止め、 冷却ドラム上部で材料の一部をバル ク状に凝固し鐯片を冷却ドラム上部よりつるすようにしても よい。
H I P処理は踌片内のポロシティ （空隙部） をつぶす目的 で行われるが、 鐯片は 1000〜； OO 'C (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時間保持される。 以上の方法により、 優れた機械的特性をもちかつ、 表面及 び内部欠陥のない T i A £金属間化合物薄板を製造することが できる。
〔図面の簡単な説明〕
第 1図は本発明を実施する装置の概赂を示す断面側面図で ある。
第 2図は本発明によつて得られた錶片の鐯造方向における 断面金属組織を示す写真である。
第 3図 （A ) は本発明材を铸造後炉冷したときの表面状態 を示す写真であり、 第 3図 （ B ) は本発明材を鐯造後放冷し たときの表面状態を示す写真である。
第 4図 （A ) は T i A £金属間化合物踌片を H I P処理した あとの断面写真であり、 第 4図 （ B ) は H 1 P処理前の断面 写真である。
〔発明を実施するための最良の形態〕
次に、 本発明を実施するための最良の形態を実施例に基づ き具体的に説明する。
(実施例）
アルミ ニゥム地金とスポンジチタ ンおよび他の元素（Cr , Mn ; Vまたは Fe ) を第 1表で示す組成で配合し、 これをプラズマ · ァ一ク炉にて溶解して母合金を精製した。
次に、 上記各母合金を第 1図に示す铸造機に注入し薄肉铸 片を铸造した。 上記鐯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 T i A £を溶解するるつぼ 1 の下方に 溶湯を均一供給するためのタ ンデイ シュ 2を配置し、 その直 下に冷却ドラム 3 とサイ ド堰 4で構成する湯溜り部 5 (铸型） 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。
Figure imgf000011_0001
第 1表に示す各母合金を 2000〜3500 gの重量範囲で上記る つぼ 1に投入し、 Ar 雰囲気中で 1600'Cまで加熱溶解し一旦 1500'Cの温度に調整した後、 幅 4 mm、 長さ 95mmの開口部をも つタンデイ シュ 2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 , 3 は直径 300讓、 幅 100腿の 一対の銅合金製であって内部冷却されており、 従って溶湯を 一定のドラム支持力下でかつ、 103'C /sec の冷却速度によ り急冷凝固して、 第 1表に示す厚さの連続板状薄铸片 6を製 造した。
得られた铸片の籙造方向における断面組織の一例 （試料 No. 7 ) を第 2図で示す。 鐯造ま ゝの凝固組織は铸片の両表面か ら中心部に向かう柱状晶のみか、 あるいは前記柱状晶と踌片 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。
上述した通り、 本発明法で得られた铸片のミク ロ組織は Ll。 型構造の く 111>結晶方向が铸片厚方向に優先的に配向した 組織と DO, 9型構造の組織とが微細な層状複合構造をなしてい るが、 Cr 等の第 3元素が添加されているため上記層状構造 が極めて微細となっており、 L1。型構造組織の 1層の幅が 1000 人、 D019型構造組織の幅が 100人であった。
一方、 試料 No.1 の第 3元素無添加材のミク ロ組織も層状構 造となっているが、 各構造組織の 1層の幅は 10000A , 1000 Aであって本発明の組織に比し粗大となっていた。
冷却ドラム 3 , 3から送り出された铸片 6 は雰囲気調整容 器 7内で 1 'C Zsec の冷却速度で徐冷されながら搬送系加熱 炉 （図示せず） に挿入され、 該炉において第 1表で示す二次 冷却条件で処理された。 その後炉の電源を止め、 200 'C以下 まで炉冷した。
このよう にして得た铸片の室温と高温における機械的性質 (伸び％) を第 2表に示した。 本発明例はいずれの温度にお いても比較例より高い伸びを示している。
また、 試料 No. 7の炉冷後の铸片表面性状と冷却ドラム離脱 後放冷された錶片の表面性状をそれぞれ第 3図 （ A ) と （ B ) に示す。 緩冷却された踌片の表面には割れが殆ど見られない が、 放冷された铸片の表面には細かい表面割れが認められた。 なお、 各試料の炉冷後の铸片表面性状を第 1表に示した。 本発明例はいずれも良好であつた。
次に、 200て以下迄冷却された铸片に 1000て、 1500気圧で 1時間保持の H I P処理を施し、 破断応力 （三点曲げ抗折力） を調べた。 この結果を第 3表に示す。 本発明例は比較例に比 ベ破断応力は大き く、 また H I P処理を施すことにより著る しく増大することが確認された。
z
Figure imgf000014_0001
Zl
l69lO/06df/JOd ん 6960/ 16 OAV 破 断 応 力
(kg/mm 2) 備 試料 王 要 組 成
No. (原子％) AS-CAST H I P後
(保定 考 処理後）
1 52ΤΪ48Α i 65.2 70.0 比
聿父
6 52ΤΪ48Α a 55.3 69.0 例
7 50ΤΪ48Α £ 2Cr 79.5 97.3
8 50ΤΪ48Α 2Mn 77.9 85.8
本
9 50Ti48A Si 2V 75.2 90.7
発
10 50Ti48A £ 2Fe 76.8 100.2
明
11 50ΤΪ47Α SL 3Cr 65.0 102.4
例
12 50ΤΪ47Α 3Mn 76.9 89.2
13 50ΤΪ47Α SL 1.5Crl.5Mn 75.0 100.0
3 表
Figure imgf000015_0001
第 4 表 なお、 H I P処理によるポロシティ除去効果をみるために 組成を 50Ti50A £ として作製した試料に、 1250· (：、 1500気圧、 1時間保持の H I Pをかけ、 その結果を第 4図 （ A ) に示し た。 H I P処理前 （第 4図 （ B ) )のポロシティが殆ど除去さ れていることがわかる。
また、 試料 No. 7 , 11の C r 舍有材について熱間加工性
( 1200 'C , 5 X lO^ sec- 1の歪速度） を調査したところ、 H I P処理後に 100 %以上の伸びを得ることができた。 比較 例の試料 No. 1 との差は歴然たるものであった。
以上の通り、 本発明によれば、 得られた踌片又は処理薄板 の機械的性質は著るしく改善された。 これは主に、 第 3元素 の添加により T i A £金属間化合物の集合組織が微細化された ことと、 铸片の保定処理、 H I P処理の結果と考えられる。
〔産業上の利用可能性〕
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 た急冷凝固薄肉铸片又はその処理薄板は、 従来の薄肉铸片ょ り も一層優れた機械的特性や表面性状を有しており、 さらに 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。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 原子％で、 Ti ： 40〜53%及び Cr , Μη , V , Feの元 素の内少く とも 1種の元素を 0. 1 〜 3 %含有し、 残部 A £及 び不可避的不純物からなり、 铸造ま ゝの凝固組織が板状薄肉 铸片の両表面から中心部に向う柱状晶組織であって上記铸片 の厚さが 0.25〜 2. 5讓であることを特徴とする TiA£金属間 化合物薄板。
2. 铸造ま ゝの凝固組織が铸片の両表面から中心部に向う 柱状晶組織と铸片中心部付近に存在する等軸晶との混合組織 からなる請求の範囲第 1項記載の TiA£金属間化合物薄板。
3. 前記柱状晶組織は铸片の両表面から中心部に向う方向 に く 111〉方向が優先的に配向されていると共に、 L1。構造と D( 9構造の微細複合組織で形成されている請求の範囲第 1項 又は第 2項記載の TiA£金属間化合物薄板。
4. 原子％で、 Ti ： 40〜53%及び Cr , Μη , V , Feの元 素の内少く とも 1種の元素を 0. 1 〜 3 %含有し、 残部 A £及 び不可避的不純物からなる TiA£金属間化合物の溶湯を不活 性ガス雰囲気中の双ドラム式連続踌造機の铸型に注入して上 記双ドラムにより急冷凝固して 0.25〜2.5譲厚の板状薄肉踌 片を踌造し、 該铸片を上記双ドラムから離脱した直後に 200 •C /hr以下の冷却速度で 200'C以下まで冷却することを特徴 とする TiA£金属間化合物薄板の製造方法。
5. 200'C以下迄冷却した前記铸片を 1000 'C以上の温度及 び 1000気圧以上の雰囲気のもとで高温静水圧 圧下処理を行 う請求の範囲第 4項記載の製造方法。
6. 前記高温静水圧 圧下処理を施したのち、 1200〜1400 の温度範囲で 5 X 10— ec—1以下の低歪速度により熱間加 ェを施す請求の範囲第 5項記載の製造方法。
7. 上記双ドラムにより、 毎秒 102〜105 'Cの冷却速度に おいて鐯造する請求の範囲第 4項記載の製造方法。
8. 上記鏵片を双ドラムから離脱した直後に、 800〜1000 'Cの温度範囲に 1 〜20分保定し、 次いで 200 'C Zhr以下の冷 却速度で室温迄冷却する請求の範囲第 4項又は第 5項記載の 製造方法。
PCT/JP1990/001691 1989-12-25 1990-12-25 Toles a base d'un compose intermetallique de titane-aluminium et procede de production d'une telle tole Ceased WO1991009697A1 (fr)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP3501367A JP2901345B2 (ja) 1989-12-25 1990-12-25 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
EP91900947A EP0460234B1 (en) 1989-12-25 1990-12-25 Sheet of titanium-aluminum intermetallic compound and process for producing the same
DE69030622T DE69030622T2 (de) 1989-12-25 1990-12-25 Blech aus einer intermetallischen titan-aluminiumverbimdung und verfahren zu ihrer herstellung

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP1/335794 1989-12-25
JP33579489 1989-12-25
JP1/335797 1989-12-25
JP33579789 1989-12-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO1991009697A1 true WO1991009697A1 (fr) 1991-07-11

Family

ID=26575271

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP1990/001691 Ceased WO1991009697A1 (fr) 1989-12-25 1990-12-25 Toles a base d'un compose intermetallique de titane-aluminium et procede de production d'une telle tole

Country Status (4)

Country Link
US (1) US5256202A (ja)
EP (1) EP0460234B1 (ja)
DE (1) DE69030622T2 (ja)
WO (1) WO1991009697A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5190603A (en) * 1990-07-04 1993-03-02 Asea Brown Boveri Ltd. Process for producing a workpiece from an alloy containing dopant and based on titanium aluminide
US5205876A (en) * 1991-12-06 1993-04-27 Taiyo Kogyo Co., Ltd. Alloyed titanium aluminide having lamillar microstructure
CN114774812A (zh) * 2022-06-22 2022-07-22 河北钢研德凯科技有限公司北京分公司 一种复杂异形铝合金铸件的热等静压方法

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5354351A (en) * 1991-06-18 1994-10-11 Howmet Corporation Cr-bearing gamma titanium aluminides and method of making same
DE4319041A1 (de) * 1992-10-23 1994-04-28 Bayer Ag Trisubstituierte Biphenyle
US5350466A (en) * 1993-07-19 1994-09-27 Howmet Corporation Creep resistant titanium aluminide alloy
US5942057A (en) * 1994-03-10 1999-08-24 Nippon Steel Corporation Process for producing TiAl intermetallic compound-base alloy materials having properties at high temperatures
US5417781A (en) * 1994-06-14 1995-05-23 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method to produce gamma titanium aluminide articles having improved properties
GB9419712D0 (en) * 1994-09-30 1994-11-16 Rolls Royce Plc A turbomachine aerofoil and a method of production
US5609698A (en) * 1995-01-23 1997-03-11 General Electric Company Processing of gamma titanium-aluminide alloy using a heat treatment prior to deformation processing
DE10215597A1 (de) * 2002-04-10 2003-10-30 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Verfahren zum Herstellen eines hohe Kohlenstoffgehalte aufweisenden martensitischen Stahlbands und Verwendung eines solchen Stahlbands
WO2006137823A2 (en) 2004-06-17 2006-12-28 The Regents Of The University Of California Designs and fabrication of structural armor
US7648933B2 (en) 2006-01-13 2010-01-19 Dynamic Abrasives Llc Composition comprising spinel crystals, glass, and calcium iron silicate
CN104388753A (zh) * 2014-11-03 2015-03-04 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种钛铝金属间化合物的熔炼制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5641344A (en) * 1979-07-25 1981-04-18 United Technologies Corp Titaniummaluminum alloy
JPS6141740A (ja) * 1984-08-02 1986-02-28 Natl Res Inst For Metals 金属間化合物ＴｉＡｌ基耐熱合金
JPS6277151A (ja) * 1985-09-30 1987-04-09 Nippon Steel Corp 双ロール型連続鋳造装置
JPH02224803A (ja) * 1989-01-23 1990-09-06 Kobe Steel Ltd 金属間化合物薄板の製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59581A (ja) * 1982-06-24 1984-01-05 Mitsubishi Electric Corp ポンプの空転検出装置
US4842819A (en) * 1987-12-28 1989-06-27 General Electric Company Chromium-modified titanium aluminum alloys and method of preparation
US4857268A (en) * 1987-12-28 1989-08-15 General Electric Company Method of making vanadium-modified titanium aluminum alloys
US4941928A (en) * 1988-12-30 1990-07-17 Westinghouse Electric Corp. Method of fabricating shaped brittle intermetallic compounds
US5028277A (en) * 1989-03-02 1991-07-02 Nippon Steel Corporation Continuous thin sheet of TiAl intermetallic compound and process for producing same
JP2958792B2 (ja) * 1989-03-02 1999-10-06 新日本製鐵株式会社 ＴｉＡ１金属間化合物薄板の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5641344A (en) * 1979-07-25 1981-04-18 United Technologies Corp Titaniummaluminum alloy
JPS6141740A (ja) * 1984-08-02 1986-02-28 Natl Res Inst For Metals 金属間化合物ＴｉＡｌ基耐熱合金
JPS6277151A (ja) * 1985-09-30 1987-04-09 Nippon Steel Corp 双ロール型連続鋳造装置
JPH02224803A (ja) * 1989-01-23 1990-09-06 Kobe Steel Ltd 金属間化合物薄板の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP0460234A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5190603A (en) * 1990-07-04 1993-03-02 Asea Brown Boveri Ltd. Process for producing a workpiece from an alloy containing dopant and based on titanium aluminide
US5205876A (en) * 1991-12-06 1993-04-27 Taiyo Kogyo Co., Ltd. Alloyed titanium aluminide having lamillar microstructure
CN114774812A (zh) * 2022-06-22 2022-07-22 河北钢研德凯科技有限公司北京分公司 一种复杂异形铝合金铸件的热等静压方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP0460234A4 (ja) 1995-04-19
EP0460234A1 (en) 1991-12-11
EP0460234B1 (en) 1997-05-02
DE69030622D1 (de) 1997-06-05
DE69030622T2 (de) 1997-08-14
US5256202A (en) 1993-10-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO1991009697A1 (fr) Toles a base d&#39;un compose intermetallique de titane-aluminium et procede de production d&#39;une telle tole
KR20180079409A (ko) 마그네슘 합금 시트의 압연 및 준비 방법
JP5945370B2 (ja) 結晶粒が微細化されたアルミニウム−亜鉛−マグネシウム−銅合金板材の製造方法
CN108067596B (zh) 一种薄带铸轧制备TiAl合金均匀组织板坯的方法
CA2551599A1 (en) Manufacturing method for al-mg-si aluminum alloy sheets with excellent bake hardenability
KR101511632B1 (ko) 쌍롤 주조법을 이용한 알루미늄-아연계 합금 판재의 제조방법 및 이에 따라 제조되는 알루미늄-아연계 합금 판재
US5028277A (en) Continuous thin sheet of TiAl intermetallic compound and process for producing same
CA2432694A1 (en) Production of aluminum alloy foils having high strength and good rollability
CN114905010A (zh) 镍基合金线材及其制备方法
JPH05239584A (ja) 高強度アルミニウム合金圧延板およびその製造方法
KR20150042099A (ko) 알루미늄-아연-구리-마그네슘 합금 판재의 제조방법 및 이에 따라 제조되는 알루미늄-아연-구리-마그네슘 합금 판재
JPS61259828A (ja) 高強度アルミニウム合金押出材の製造法
JPH05277656A (ja) 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
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
Kim et al. Effect of Si content on strip thickness and solidified structure in high-speed twin-roll cast Al-Si alloy strips
KR101170453B1 (ko) 쌍롤주조법을 이용한 마그네슘-알루미늄-망간 합금 주편의 제조방법 및 이에 따라 제조되는 마그네슘-알루미늄-망간 합금 주편
JPH08225906A (ja) ＴｉＡｌ基合金薄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
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
KR20160091863A (ko) 알루미늄-아연-구리-마그네슘 합금 판재의 제조방법 및 이에 따라 제조되는 알루미늄-아연-구리-마그네슘 합금 판재
JPH07316683A (ja) ＴｉＡｌ系合金圧延用素材及びその製造方法
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
JPH02267247A (ja) 燐青銅材の連続製造方法
JPS6053096B2 (ja) 溶湯急冷ロ−ル用銅合金
JPH0336246A (ja) りん青銅合金の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): JP US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): DE FR GB

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1991900947

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1991900947

Country of ref document: EP

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 1991900947

Country of ref document: EP