JP2002003977A - ＴｉＢ粒子強化Ｔｉ２ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料とその製造方法 - Google Patents
ＴｉＢ粒子強化Ｔｉ２ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 室温特性を劣化させることなく、高温におい
ても、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性に優れた
軽量高強度複合材料を提供する。 【解決手段】 斜方晶の規則相である○相を主体とした
金属組織を有し、ＴｉＢ粒子の微細分散されたＴｉ2 Ａ
ｌＮｂ金属間化合物基複合材料を、ＴｉＢ粒子をあらか
じめ分散させた合金材を用い、ガスアトマイズ法による
急冷凝固によって合金粉末を製造し、次いで固化成形す
ることによって製造。
ても、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性に優れた
軽量高強度複合材料を提供する。 【解決手段】 斜方晶の規則相である○相を主体とした
金属組織を有し、ＴｉＢ粒子の微細分散されたＴｉ2 Ａ
ｌＮｂ金属間化合物基複合材料を、ＴｉＢ粒子をあらか
じめ分散させた合金材を用い、ガスアトマイズ法による
急冷凝固によって合金粉末を製造し、次いで固化成形す
ることによって製造。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、ＴｉＢ粒
子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料との製造
方法に関するものである。さらに詳しくは、この出願の
発明は、航空機ジェットエンジンのタービンブレードや
タービンディスク、あるいは自動車エンジンの排気バル
ブなどの燃焼部部材に特に有用なＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2
ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料とその製造方法に関す
るものである。
子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料との製造
方法に関するものである。さらに詳しくは、この出願の
発明は、航空機ジェットエンジンのタービンブレードや
タービンディスク、あるいは自動車エンジンの排気バル
ブなどの燃焼部部材に特に有用なＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2
ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料とその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】従来より、航空機ジェットエ
ンジンのタービンブレードやタービンディスク、あるい
は自動車エンジンの排気バルブなどの燃焼部部材におい
ては、軽量で、高温でも強度を維持できる部材が必要と
されている。このような高温強度特性を有する金属材料
として、約１０年前に、Ｔｉ2 ＡｌＮｂ（Ｔｉ−２５ｍ
ｏｌ％Ａｌ−２５％Ｎｂ）（斜方晶の結晶構造を有し、
○相と名付けられた）であるチタン系の金属間化合物が
見出されており、既存のＴｉＡｌ（γ）やＴｉ3 Ａｌ
（α2）金属間化合物と比較して、高温延性、クリープ
特性、高温引張強さに優れていることから、新しいタイ
プの軽量耐熱材料として注目されている。
ンジンのタービンブレードやタービンディスク、あるい
は自動車エンジンの排気バルブなどの燃焼部部材におい
ては、軽量で、高温でも強度を維持できる部材が必要と
されている。このような高温強度特性を有する金属材料
として、約１０年前に、Ｔｉ2 ＡｌＮｂ（Ｔｉ−２５ｍ
ｏｌ％Ａｌ−２５％Ｎｂ）（斜方晶の結晶構造を有し、
○相と名付けられた）であるチタン系の金属間化合物が
見出されており、既存のＴｉＡｌ（γ）やＴｉ3 Ａｌ
（α2）金属間化合物と比較して、高温延性、クリープ
特性、高温引張強さに優れていることから、新しいタイ
プの軽量耐熱材料として注目されている。
【０００３】また、このＴｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物に
ついては、高温相であるＢ２相（ＣｓＣｌ型構造）を金
属組織中に組み入れ、室温延性や破壊靱性の向上に一定
の成果が得られている。たとえば、○相を主体とし、２
０％程度のＢ２相を含有したＴｉ−２２ｍｏｌ％Ａｌ−
２７ｍｏｌ％Ｎｂの合金が提案されている（R.G.Rowe:M
icrostructure/Property Relationships in Titanium A
luminides and Alloys, TMS, (1991), pp387-398）。
ついては、高温相であるＢ２相（ＣｓＣｌ型構造）を金
属組織中に組み入れ、室温延性や破壊靱性の向上に一定
の成果が得られている。たとえば、○相を主体とし、２
０％程度のＢ２相を含有したＴｉ−２２ｍｏｌ％Ａｌ−
２７ｍｏｌ％Ｎｂの合金が提案されている（R.G.Rowe:M
icrostructure/Property Relationships in Titanium A
luminides and Alloys, TMS, (1991), pp387-398）。
【０００４】ただ、このようなＴｉ2 ＡｌＮｂ金属間化
合物の実用化においては、室温および高温での引張強さ
とともに、クリープ特性や剛性（ヤング率）、耐摩耗性
といったすべての特性のさらなる向上が必要とされてい
る。
合物の実用化においては、室温および高温での引張強さ
とともに、クリープ特性や剛性（ヤング率）、耐摩耗性
といったすべての特性のさらなる向上が必要とされてい
る。
【０００５】通常のチタン合金やＴｉ3 Ａｌ（α2 ）金
属間化合物においては、これらの諸特性を向上させるた
めの方法として、耐熱性に優れたセラミック粒子を均一
に分散させる方法が知られている。このような粒子強化
型の複合材料のための強化粒子としては、特にＴｉＢ粒
子は、室温および高温での強度やヤング率が高いこと、
チタン基の基質材料との界面における整合性が高く、界
面反応相のようなものが生じないことなどの特長を有
し、強化粒子としてもっとも有効であるとされている。
属間化合物においては、これらの諸特性を向上させるた
めの方法として、耐熱性に優れたセラミック粒子を均一
に分散させる方法が知られている。このような粒子強化
型の複合材料のための強化粒子としては、特にＴｉＢ粒
子は、室温および高温での強度やヤング率が高いこと、
チタン基の基質材料との界面における整合性が高く、界
面反応相のようなものが生じないことなどの特長を有
し、強化粒子としてもっとも有効であるとされている。
【０００６】これらの通常のチタン合金やＴｉ3 Ａｌ
（α2 ）金属間化合物からなる粒子強化型の複合材料を
製造するためには、強化粒子の均一分散や加工コストの
削減を可能とするために、粉末冶金法の一種である素粉
末混合法が、一般的に利用されている。この素粉末混合
法は原料となる純チタン粉末や添加元素の母合金粉末を
混合、成形、焼結等の過程を経て合金化するもので、Ｔ
ｉＢ粒子を分散させる場合、原料粉末とともにＴｉＢ2
などのＢを含有した粉末を混合し、その後の焼結におい
てＴｉ粉末と反応させてＴｉＢ粒子を析出させるという
手法が採用されている。この方法で製造された粒子強化
型複合材料は基質材料と比較して高い引張強度、高いサ
イクル疲労強度などを示すことが報告されている（萩原
ら、鉄と鋼83 1997 821-826 、江村ら 日本金属学会誌
63 1999 383-390)。
（α2 ）金属間化合物からなる粒子強化型の複合材料を
製造するためには、強化粒子の均一分散や加工コストの
削減を可能とするために、粉末冶金法の一種である素粉
末混合法が、一般的に利用されている。この素粉末混合
法は原料となる純チタン粉末や添加元素の母合金粉末を
混合、成形、焼結等の過程を経て合金化するもので、Ｔ
ｉＢ粒子を分散させる場合、原料粉末とともにＴｉＢ2
などのＢを含有した粉末を混合し、その後の焼結におい
てＴｉ粉末と反応させてＴｉＢ粒子を析出させるという
手法が採用されている。この方法で製造された粒子強化
型複合材料は基質材料と比較して高い引張強度、高いサ
イクル疲労強度などを示すことが報告されている（萩原
ら、鉄と鋼83 1997 821-826 、江村ら 日本金属学会誌
63 1999 383-390)。
【０００７】しかしながら、このような従来の粒子強化
型の複合材料の知見に沿ってＴｉ2ＡｌＮｂ金属間化合
物をＴｉＢ粒子によって強化して特性向上を図ることは
できない。たとえば、従来の素粉末混合法で製造した複
合材料では、ＴｉＢ粒子は粗大なものとなり、こうした
粗大粒子の分散は、室温での延性や靱性を大きく低下さ
せる。またこうした粗大粒子では転位の運動を抑制する
ことができないため、基質材が軟化するような高温域で
のクリープ強度や疲労強度の向上には寄与しないのであ
る。
型の複合材料の知見に沿ってＴｉ2ＡｌＮｂ金属間化合
物をＴｉＢ粒子によって強化して特性向上を図ることは
できない。たとえば、従来の素粉末混合法で製造した複
合材料では、ＴｉＢ粒子は粗大なものとなり、こうした
粗大粒子の分散は、室温での延性や靱性を大きく低下さ
せる。またこうした粗大粒子では転位の運動を抑制する
ことができないため、基質材が軟化するような高温域で
のクリープ強度や疲労強度の向上には寄与しないのであ
る。
【０００８】そこで、この出願の発明は、以上の通りの
従来技術の限界を克服し、室温特性を劣化させることな
く、高温特性をより一層向上させることのできる、Ｔｉ
Ｂを微細分散させたＴｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合
材料とその製造方法を提供することを課題としている。
従来技術の限界を克服し、室温特性を劣化させることな
く、高温特性をより一層向上させることのできる、Ｔｉ
Ｂを微細分散させたＴｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合
材料とその製造方法を提供することを課題としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】この出願の発明は、上記
の課題を解決するものとして、第１には、斜方晶の規則
相である○相を主体とした金属組織を有するＴｉ2 Ａｌ
Ｎｂ系金属間化合物基複合材料であって、ＴｉＢ粒子が
微細分散されていることを特徴とするＴｉＢ粒子強化Ｔ
ｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料を提供する。
の課題を解決するものとして、第１には、斜方晶の規則
相である○相を主体とした金属組織を有するＴｉ2 Ａｌ
Ｎｂ系金属間化合物基複合材料であって、ＴｉＢ粒子が
微細分散されていることを特徴とするＴｉＢ粒子強化Ｔ
ｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料を提供する。
【００１０】また、第２には、組成がＴｉ−ｘＡｌ−ｙ
Ｎｂ−ｚＭ（Ｍは添加元素）であって、２０ｍｏｌ％≦
ｘ≦２５ｍｏｌ％、１５ｍｏｌ％≦ｙ≦２９ｍｏｌ％、
０ｍｏｌ％≦ｚ≦１０ｍｏｌ％）の母相にＴｉＢ粒子が
分散されているＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化
合物基複合材料を、第３には、ＭがＭｏ，Ｖ，またはＷ
であるＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複
合材料を、第４には、ＴｉＢ粒子の粒径が１０μｍ以下
であるＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複
合材料を、第５には、ＴｉＢ粒子が１〜２０ｍｓｓ％の
範囲で含有されているＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金
属間化合物基複合材料を提供する。
Ｎｂ−ｚＭ（Ｍは添加元素）であって、２０ｍｏｌ％≦
ｘ≦２５ｍｏｌ％、１５ｍｏｌ％≦ｙ≦２９ｍｏｌ％、
０ｍｏｌ％≦ｚ≦１０ｍｏｌ％）の母相にＴｉＢ粒子が
分散されているＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化
合物基複合材料を、第３には、ＭがＭｏ，Ｖ，またはＷ
であるＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複
合材料を、第４には、ＴｉＢ粒子の粒径が１０μｍ以下
であるＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複
合材料を、第５には、ＴｉＢ粒子が１〜２０ｍｓｓ％の
範囲で含有されているＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金
属間化合物基複合材料を提供する。
【００１１】また、この出願の発明は、第６には、前記
のＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材
料を製造する方法であって、ＴｉＢ粒子があらかじめ分
散された合金材をガスアトマイズ法によって急冷凝固し
て合金粉末を製造し、次いで生成された合金粉末を固化
成形することを特徴とするＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮ
ｂ金属間化合物基複合材料の製造方法を提供し、第７に
は、ＴｉＢ粒子が１〜２０ｍａｓｓ％の割合であらかじ
め分散された合金材をガスアトマイズ法によって急冷凝
固して合金粉末を製造する前記方法を、第８には、合金
粉末をβ相単相温度域である１１００℃〜１３００℃で
熱間静水圧プレス処理し、熱間圧延処理によって固化成
形する前記の製造方法を提供する。
のＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材
料を製造する方法であって、ＴｉＢ粒子があらかじめ分
散された合金材をガスアトマイズ法によって急冷凝固し
て合金粉末を製造し、次いで生成された合金粉末を固化
成形することを特徴とするＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮ
ｂ金属間化合物基複合材料の製造方法を提供し、第７に
は、ＴｉＢ粒子が１〜２０ｍａｓｓ％の割合であらかじ
め分散された合金材をガスアトマイズ法によって急冷凝
固して合金粉末を製造する前記方法を、第８には、合金
粉末をβ相単相温度域である１１００℃〜１３００℃で
熱間静水圧プレス処理し、熱間圧延処理によって固化成
形する前記の製造方法を提供する。
【００１２】
【発明の実施の形態】この出願の発明は上記のとおりの
特徴を有するものであるが、以下にその実施の形態につ
いて説明する。
特徴を有するものであるが、以下にその実施の形態につ
いて説明する。
【００１３】なによりもこの出願の新規性は、はじめて
ＴｉＢ粒子を微細分散させたＴｉ2ＡｌＮｂ系金属間化
合物基複合材料を提供したことにある。
ＴｉＢ粒子を微細分散させたＴｉ2ＡｌＮｂ系金属間化
合物基複合材料を提供したことにある。
【００１４】この場合のＴｉ2 ＡｌＮｂ系金属間化合物
は、斜方晶の規則相である○相を主体とした金属組織を
有している。その組成としては、たとえばＴｉ−ｘＡｌ
−ｙＮｂ−ｚＭ（Ｍは添加元素を示す）において、２０
ｍｏｌ％≦ｘ≦２５ｍｏｌ％、１５ｍｏｌ％≦ｙ≦２９
ｍｏｌ％、０ｍｏｌ％≦ｚ≦１０ｍｏｌ％が好適なもの
として示される。また、好適な添加元素としては、Ｍ
ｏ，ＶまたはＷが例示される。
は、斜方晶の規則相である○相を主体とした金属組織を
有している。その組成としては、たとえばＴｉ−ｘＡｌ
−ｙＮｂ−ｚＭ（Ｍは添加元素を示す）において、２０
ｍｏｌ％≦ｘ≦２５ｍｏｌ％、１５ｍｏｌ％≦ｙ≦２９
ｍｏｌ％、０ｍｏｌ％≦ｚ≦１０ｍｏｌ％が好適なもの
として示される。また、好適な添加元素としては、Ｍ
ｏ，ＶまたはＷが例示される。
【００１５】そしてこの発明における複合材料では、Ｔ
ｉＢ粒子の粒径が１０μｍ以下であることをさらなる特
徴としている。
ｉＢ粒子の粒径が１０μｍ以下であることをさらなる特
徴としている。
【００１６】以上のようなこの発明の複合材料は、従来
公知のメルトスピニング法、回転電極法、あるいはガス
アトマイズ法などの急冷凝固法によってＴｉＢ粒子を含
んだ合金粉末を製造し、これを固化成形することによ
り、室温特性を劣化させることなく、高温特性をより一
層向上させることのできるＴｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物
基複合材料として提供される。なかでも、固化成形のた
めの原料合金粉末としてはガスアトマイズ法により形成
されたものが好ましい。
公知のメルトスピニング法、回転電極法、あるいはガス
アトマイズ法などの急冷凝固法によってＴｉＢ粒子を含
んだ合金粉末を製造し、これを固化成形することによ
り、室温特性を劣化させることなく、高温特性をより一
層向上させることのできるＴｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物
基複合材料として提供される。なかでも、固化成形のた
めの原料合金粉末としてはガスアトマイズ法により形成
されたものが好ましい。
【００１７】ガスアトマイズ法は、通常の溶解法によっ
て製造した合金インゴットを再溶解し、アルゴンガス等
の不活性ガスを用いてノズルを通して噴霧することで急
冷凝固粉末（冷却速度：毎秒約１００〜１０００００
℃）を得る方法である。
て製造した合金インゴットを再溶解し、アルゴンガス等
の不活性ガスを用いてノズルを通して噴霧することで急
冷凝固粉末（冷却速度：毎秒約１００〜１０００００
℃）を得る方法である。
【００１８】この発明の方法においては、ＴｉＢ粒子が
前記合金インゴット中にあらかじめ混合分散されている
ものとする。また急冷凝固後の合金粉末の大きさは、好
ましくは２００μｍ以下、さらに好ましくは２０〜１６
０μｍ，最も好ましくは４５〜１５０μｍの範囲にある
ものとする。これによって、含有されるＴｉＢが微細分
散された成形固化体としてこの発明の複合材が効果的に
製造可能となる。
前記合金インゴット中にあらかじめ混合分散されている
ものとする。また急冷凝固後の合金粉末の大きさは、好
ましくは２００μｍ以下、さらに好ましくは２０〜１６
０μｍ，最も好ましくは４５〜１５０μｍの範囲にある
ものとする。これによって、含有されるＴｉＢが微細分
散された成形固化体としてこの発明の複合材が効果的に
製造可能となる。
【００１９】原料としてガスアトマイズ法によって製造
された急冷凝固合金粉末を使用することで、大きさが１
０μｍ以下、さらには数μｍ程度以下の極めて微細なＴ
ｉＢ粒子が均一に分散した粒子強化型複合材料を製造す
ることができ、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性
等を大幅に向上することができる。
された急冷凝固合金粉末を使用することで、大きさが１
０μｍ以下、さらには数μｍ程度以下の極めて微細なＴ
ｉＢ粒子が均一に分散した粒子強化型複合材料を製造す
ることができ、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性
等を大幅に向上することができる。
【００２０】すなわち、この発明においては、ＴｉＢの
析出は合金粉末製造時の急冷凝固中に生じるため、粒子
の成長は抑制され、その結果、粒子が非常に微細に分散
した合金粉末が得られ、さらに、Ｂのチタン基の基質中
での拡散速度は極めて遅いため、合金粉末中に微細に分
散したＴｉＢ粒子は、その後の固化成形プロセスでの加
熱中には粗大化しないのである。
析出は合金粉末製造時の急冷凝固中に生じるため、粒子
の成長は抑制され、その結果、粒子が非常に微細に分散
した合金粉末が得られ、さらに、Ｂのチタン基の基質中
での拡散速度は極めて遅いため、合金粉末中に微細に分
散したＴｉＢ粒子は、その後の固化成形プロセスでの加
熱中には粗大化しないのである。
【００２１】さらに、この出願の発明の製造方法におい
ては、ＴｉＢ粒子量が１ｍａｓｓ％以上、２０ｍａｓｓ
％未満であることが望ましく、ＴｉＢ粒子量が１ｍａｓ
ｓ％未満では複合化による効果が十分得られないし、逆
にＴｉＢ粒子量が２０ｍａｓｓ％以上では、複合材料の
延性、靱性等の特性が著しく低下する。
ては、ＴｉＢ粒子量が１ｍａｓｓ％以上、２０ｍａｓｓ
％未満であることが望ましく、ＴｉＢ粒子量が１ｍａｓ
ｓ％未満では複合化による効果が十分得られないし、逆
にＴｉＢ粒子量が２０ｍａｓｓ％以上では、複合材料の
延性、靱性等の特性が著しく低下する。
【００２２】またさらに、この出願の発明の製造方法に
おいては、β相単相温度域である１１００℃以上での熱
間静水圧プレス処理および熱間圧延処理を施すことは必
須であり、これを行わないと空洞等の欠陥が生じてしま
うだけではなく、粉末同士の十分な結合が得られない。
また、熱間静水圧プレス処理温度および熱間圧延温度が
１３００℃以上では、酸化等の影響による材料の劣化が
生じてしまう。
おいては、β相単相温度域である１１００℃以上での熱
間静水圧プレス処理および熱間圧延処理を施すことは必
須であり、これを行わないと空洞等の欠陥が生じてしま
うだけではなく、粉末同士の十分な結合が得られない。
また、熱間静水圧プレス処理温度および熱間圧延温度が
１３００℃以上では、酸化等の影響による材料の劣化が
生じてしまう。
【００２３】以下実施例を示し、さらにこの発明につい
て詳しく説明する。
て詳しく説明する。
【００２４】
【実施例】＜１＞まず、ＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ
金属間化合物基複合材料を製造した。
金属間化合物基複合材料を製造した。
【００２５】すなわち、Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物
（化学組成 Ｔｉ−２３．５Ａｌ−２５．３Ｎｂ（ｍｏ
ｌ％））中にＴｉＢ粒子が６．５ｍａｓｓ％の割合で分
散するように各元素を配分した材料のインゴットを作成
し、それを高周波誘導コイル中で非接触状態で再溶解
し、溶融流に高純度アルゴンガスを高速で噴霧すること
によって真球状の急冷凝固粉末を製造した。
（化学組成 Ｔｉ−２３．５Ａｌ−２５．３Ｎｂ（ｍｏ
ｌ％））中にＴｉＢ粒子が６．５ｍａｓｓ％の割合で分
散するように各元素を配分した材料のインゴットを作成
し、それを高周波誘導コイル中で非接触状態で再溶解
し、溶融流に高純度アルゴンガスを高速で噴霧すること
によって真球状の急冷凝固粉末を製造した。
【００２６】図１は生成された合金の粉末の走査型電子
顕微鏡写真であり、（Ａ）は合金粉末の外観、（Ｂ）は
合金粉末の内部を示している。この写真から明らかなよ
うに、合金粉末はほぼ真球状の外観を呈しており、内部
には４μｍ程度以下の微細なＴｉＢ粒子が分散してい
た。
顕微鏡写真であり、（Ａ）は合金粉末の外観、（Ｂ）は
合金粉末の内部を示している。この写真から明らかなよ
うに、合金粉末はほぼ真球状の外観を呈しており、内部
には４μｍ程度以下の微細なＴｉＢ粒子が分散してい
た。
【００２７】得られた粒径４５〜１５０μｍの合金粉末
をステンレス製の容器に真空封入した後、１１００℃で
の熱間静水圧プレス処理、および１１５０℃での熱間圧
延による固化成形を行った。
をステンレス製の容器に真空封入した後、１１００℃で
の熱間静水圧プレス処理、および１１５０℃での熱間圧
延による固化成形を行った。
【００２８】さらに、基質の金属組織を○相主体に調整
するため、β変態温度以上の単相域である１２５０℃で
溶体化処理後、β単相域からの徐冷処理を行った。図２
はその金属組織を示した走査型顕微鏡写真である。この
図２から明らかなように、一連の製造プロセスの後もＴ
ｉＢ粒子の粗大化は生じず、粉末中に含まれるものと同
じ大きさのＴｉＢ粒子が均一微細に分散していた。また
β単相域から毎秒０．０３℃の速度で徐冷処理を行った
複合材料の基質の金属組織は○相、β相からなる層状組
織（ラメラ組織）を主体とし、若干の等軸状のα2 相を
含有した均一なものとなっていた。 ＜２＞次に、製造したＴｉＢ粒子強化型複合材料につい
て、ヤング率測定、真空中での引張試験、およびクリー
プ試験を行った。
するため、β変態温度以上の単相域である１２５０℃で
溶体化処理後、β単相域からの徐冷処理を行った。図２
はその金属組織を示した走査型顕微鏡写真である。この
図２から明らかなように、一連の製造プロセスの後もＴ
ｉＢ粒子の粗大化は生じず、粉末中に含まれるものと同
じ大きさのＴｉＢ粒子が均一微細に分散していた。また
β単相域から毎秒０．０３℃の速度で徐冷処理を行った
複合材料の基質の金属組織は○相、β相からなる層状組
織（ラメラ組織）を主体とし、若干の等軸状のα2 相を
含有した均一なものとなっていた。 ＜２＞次に、製造したＴｉＢ粒子強化型複合材料につい
て、ヤング率測定、真空中での引張試験、およびクリー
プ試験を行った。
【００２９】比較材として、溶解法で製造し、同様の熱
処理を施したＴｉ−２３．５Ａｌ−２５．３Ｎｂ金属間
化合物基質材を用いた。
処理を施したＴｉ−２３．５Ａｌ−２５．３Ｎｂ金属間
化合物基質材を用いた。
【００３０】図３はそのヤング率を示したものであり、
この発明の複合材料は、室温から７３０℃までの温度範
囲において基質材の値を１０〜１５ＧＰａ上回る高い値
を示した。
この発明の複合材料は、室温から７３０℃までの温度範
囲において基質材の値を１０〜１５ＧＰａ上回る高い値
を示した。
【００３１】図４は真空中での引張試験の結果であり、
この発明の複合材料は室温から８００℃までの温度範囲
において、基質材より高い引張強さ、０．２％耐力を示
した。延性についても室温で２％程度と比較的高い値を
示した。
この発明の複合材料は室温から８００℃までの温度範囲
において、基質材より高い引張強さ、０．２％耐力を示
した。延性についても室温で２％程度と比較的高い値を
示した。
【００３２】図５は温度６５０℃、応力３１０ＭＰａの
クリープ試験の結果であり、この発明の複合材料は、初
期クリープ歪、定常クリープ速度、クリープ破断寿命の
いずれも基質材を大きく上回る良好な値を示した。
クリープ試験の結果であり、この発明の複合材料は、初
期クリープ歪、定常クリープ速度、クリープ破断寿命の
いずれも基質材を大きく上回る良好な値を示した。
【００３３】
【発明の効果】以上詳しく説明したように、この発明に
より、室温特性を劣化させることなく、高温において
も、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性に優れた軽
量高強度複合材料を提供することを可能とする。
より、室温特性を劣化させることなく、高温において
も、ヤング率、高温引張特性、クリープ特性に優れた軽
量高強度複合材料を提供することを可能とする。
【図１】ガスアトマイズ法で製造したＴｉ−２３．５Ａ
ｌ−２５．３Ｎｂ／６．５ｍａｓｓ％ＴｉＢ複合材粉末
の外観（Ａ）、および粉末内部（Ｂ）の走査型電子顕微
鏡写真である。
ｌ−２５．３Ｎｂ／６．５ｍａｓｓ％ＴｉＢ複合材粉末
の外観（Ａ）、および粉末内部（Ｂ）の走査型電子顕微
鏡写真である。
【図２】固化成形および熱処理を施した後の複合材料の
金属組織を示した電子顕微鏡写真である。
金属組織を示した電子顕微鏡写真である。
【図３】この発明の複合材料と基質材のヤング率を電子
顕微鏡比較して示した写真図である。
顕微鏡比較して示した写真図である。
【図４】この発明の複合材料と基質材の引張試験結果を
比較して示した図である。
比較して示した図である。
【図５】この発明の複合材料と基質材のクリープ試験結
果を比較して示した図である。
果を比較して示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 1/05 Ｃ２２Ｃ 1/05 Ｆ 14/00 14/00 Ｚ
Claims (8)
- 【請求項１】 斜方晶の規則相である○相を主体とした
金属組織を有するＴｉ2 ＡｌＮｂ系金属間化合物基複合
材料であって、ＴｉＢ粒子が微細分散されていることを
特徴とするＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物
基複合材料。 - 【請求項２】 組成がＴｉ−ｘＡｌ−ｙＮｂ−ｚＭ（Ｍ
は添加元素）であって、２０ｍｏｌ％≦ｘ≦２５ｍｏｌ
％、１５ｍｏｌ％≦ｙ≦２９ｍｏｌ％、０ｍｏｌ％≦ｚ
≦１０ｍｏｌ％）の母相にＴｉＢ粒子が分散されている
ことを特徴とする請求項２のＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 Ａｌ
Ｎｂ金属間化合物基複合材料。 - 【請求項３】 ＭがＭｏ，Ｖ，またはＷであることを特
徴とする請求項２のＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属
間化合物基複合材料。 - 【請求項４】 ＴｉＢ粒子の粒径が１０μｍ以下である
ことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかのＴｉＢ
粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料。 - 【請求項５】 ＴｉＢ粒子が１〜２０ｍａｓｓ％の範囲
で含有されていることを特徴とする請求項１ないし４の
いずれかのＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物
基複合材料。 - 【請求項６】 請求項１ないし５のいずれかのＴｉＢ粒
子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料を製造す
る方法であって、ＴｉＢ粒子があらかじめ分散された合
金材をガスアトマイズ法によって急冷凝固して合金粉末
を製造し、次いで生成された合金粉末を固化成形するこ
とを特徴とするＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2ＡｌＮｂ金属間化
合物基複合材料の製造方法。 - 【請求項７】 ＴｉＢ粒子が１〜２０ｍａｓｓ％の割合
であらかじめ分散された合金材をガスアトマイズ法によ
って急冷凝固して合金粉末を製造することを特徴とする
請求項６のＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物
基複合材料の製造方法。 - 【請求項８】 合金粉末をβ相単相温度域である１１０
０℃〜１３００℃で熱間静水圧プレス処理し、熱間圧延
処理によって固化成形することを特徴とする請求項６ま
たは７のＴｉＢ粒子強化Ｔｉ2 ＡｌＮｂ金属間化合物基
複合材料の製造方法。
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| JP2000191898A JP3774758B2 (ja) | 2000-06-26 | 2000-06-26 | ＴｉＢ粒子強化Ｔｉ２ＡｌＮｂ金属間化合物基複合材料とその製造方法 |
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