JP2546551B2 - γ及びβ二相ＴｉＡｌ基金属間化合物合金及びその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はγ及びβ二相からなる超
微細組織のＴｉＡｌ基金属間化合物合金及びその製造方
法に関する。

【０００２】

【従来の技術】金属間化合物の中には通常の単相金属に
はみられない特異な性質を持つものが多く、機能性材料
あるいは構造用材料としての利用が研究されている。そ
の中で、Ｎｉ_３Ａｌ，ＴｉＡｌ等は、温度が上昇するに
従って強度が低下せず上昇するという強度の正の温度依
存性を示し耐熱材料としての期待が高まっている。特に
ＴｉＡｌは比重が３．８と軽量耐熱材料として、航空機
用材料への応用をめざし研究開発がされている。ＴｉＡ
ｌを含めて金属間化合物の多くは一般の金属に比べて変
形能に乏しい性質を有し、室温での延性改善について多
くの研究がなされてきた。ＴｉＡｌ基金属間化合物につ
いては、その延性改善のため第三元素としてＣｒを添加
する例が、米国特許第４８４２８１９号公報、特開昭６
４−４２５３９号公報、特開平１−２５９１３９号公報
などで開示されているが、いずれもＣｒ添加による結晶
粒の微細化のみを意図したものである。

【０００３】添加元素による合金設計の他に、高温で加
工し組織制御を施し、その変形能を向上しようとする試
みが行われている。例えばＴｉＡｌ二元系合金の恒温鍛
造法については、製造方法が公開されている（特開昭６
３−１７１８６２号公報）。恒温鍛造処理の結果、結晶
粒径１０〜２０μｍの等軸晶が得られ、８００℃までの
高温での変形応力は向上したが、室温延性の改善は見ら
れなかった。さらに、重量％で３３．５％Ａｌ−２％Ｍ
ｏ−０．０５％Ｂ−０．０９％Ｏ残部Ｔｉの金属間化合
物を熱間加工（熱間押出、恒温鍛造）によって結晶粒を
微細化し、高温での機械的特性を調べた結果、８００℃
で８０％を越える超塑性的伸びが得られた報告（日本金
属学会秋期大会シンポジウム講演概要（１９８９）Ｐ．
２３８）がある。信木らは、重量％で３５％Ａｌ残部Ｔ
ｉを恒温鍛造することにより、平均粒径１３μｍの結晶
粒に制御し、高温引張試験の結果、歪速度感受性指数ｍ
値が０．３以上を見いだした。さらに８８７℃〜１０４
７℃の間で温度を繰り返し急変して歪速度１０^−３ｓ
^−１で引張試験を行った結果２２０％の破断伸びが得ら
れたとの報告をしている（日本金属学会秋期大会シンポ
ジウム講演概要（１９８９）Ｐ．２４５）。

【０００４】また、ＴｉＡｌ基金属間化合物に第三元素
としてＭｏを添加して恒温鍛造を行い、γ粒内にβ相を
析出せしめた例が第５３回超塑性研究会資料（１９９
０，１，３０，１〜５頁）に報告されているが、そのｍ
値は１２７３Ｋで歪速度が５×１０^−４ｓ^−１よりも遅
い場合に０．３以上を示し、これ迄に得られた最高伸び
は２３０％であるとしている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】ＴｉＡｌ基金属間化合
物は常温での延性が低いのみならず、高温においても通
常の金属に比べて加工性にすぐれているとは言えない。
上述の文献の内、日本金属学会秋期大会シンポジウム講
演概要（１９８９）Ｐ．２４５に開示されているよう
に、８８７℃〜１０４７℃の間の温度を繰り返し急変す
るような特別な加熱冷却処理を行っても歪速度１０^−３
ｓ^−１での引張試験を行った結果、せいぜい２２０％の
破断伸びしか得られてなく、また、第５３回超塑性研究
会資料の報告でも１２７３Ｋ（約１０００℃）の温度、
歪速度５×１０^−４ｓ^−１よりも低い場合（歪速度の明
確な記載がない。歪速度が遅い程破断伸びは大きくな
る。）での引張試験で得られた最高伸びが２３０％とあ
るに過ぎない。

【０００６】前述のように、ＴｉＡｌ基金属間化合物は
軽量、耐熱性、高強度等の特性を有しているためたとえ
ば、スペースプレーンにおける超音速航空機や宇宙往還
機の機体表層部等の主要部品材料または自動車用エンジ
ンのバルブ材やターボチァージャーのローター等の自動
車部品等に適応が検討され、その加工延性の一層の向上
が求められている。本発明は従来技術では得られなかっ
た大きな破断伸びとｍ値を有する新規なＴｉＡｌ基合金
及びその製造方法を提供するものである。更に本発明は
ＴｉＡｌ基金属間化合物特有の降伏強度を一層高めたＴ
ｉＡｌ基合金を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは上記課題を
達成するためにＴｉＡｌ基金属間化合物合金（以下Ｔｉ
Ａｌ基合金と云う）に関し、鋭意研究を重ねた結果、Ｔ
ｉ成分とＡｌ成分の特定の組成範囲において、Ｃｒを第
三成分として添加し、これに均質化熱処理と所定の高温
加工処理を施すことによって、微細なγ粒の粒界にβ相
を析出せしめ、このβ相の延伸効果、結晶粒微細効果に
より容易に超塑性現象を得て、極めて高能率にＴｉＡｌ
基合金を加工変形し得ることに成功したのである。

【０００８】すなわち、本発明は原子割合でＴｉ_ＹＡｌ
Ｃｒ_Ｘ但し、１^％≦Ｘ≦５^％、４７．５^％≦Ｙ≦５
２^％、Ｘ＋２Ｙ≧１００^％を基本成分とし、さらに結晶
組織が欠陥のない均質な３０μｍ以下の等軸γ粒とその
粒界に析出したβ相からなる２相合金であり、しかも超
塑性現象の十分条件を満たすＴｉＡｌ基合金である。上
記超塑性加工が可能なＣｒ添加ＴｉＡｌ基合金は上記成
分のＴｉＡｌ基合金に１０００℃以上固相線温度以下
で、２〜１００時間保持の均熱化処理と高温加工処理、
たとえば１１００℃以上で歪速度５×１０^−３ｓ^−１以
下、加工率６０％以上の恒温鍛造を行うことによって得
られる。

【０００９】

【作用】ＴｉＡｌ基金属間化合物を添加元素と組織制御
によって、高温変形能に優れた材料を得ようと鋭意研究
した結果を以下に説明する。先ずＴｉＡｌ二元系では、
ＴｉＡｌ（γ）相は室温ではＡｌが４９〜５５％（原子
％、以下同じ）で単相領域を形成するが、室温変形能に
富む組成はＴｉ_３Ａｌ（α_２）とγ相が交互に層状に析
出したラメラー相を形成する、Ａｌ濃度で４０〜４９％
の組成領域である。その内、ラメラー相を構成するα_２
相の体積分率が高くなると、微細ラメラー組織が形成さ
れず、Ａｌ濃度で４７〜４９％で最も室温変形能に富む
といわれている（日本金属学会秋期大会一般講演概要集
１９８８．１１．Ｐ４９８）。しかし、ラメラー相は１
１８５℃以上では不安定で変態を起こすために、高温変
形能の確保を目的とした本発明には適用できない。

【００１０】またＴｉ合金の変形能に及ぼす酸素、水素
の影響は、加工性の低下であることから、本ＴｉＡｌ基
金属間化合物合金においても溶製段階での酸素、水素等
のピックアップを可能な限り低減させる必要がある。

【００１１】そこでＡｌ濃度４９．６％Ａｌで、酸素量
０．００７ｗｔ．％、水素量０．０００５ｗｔ．％のγ
単相高純度ＴｉＡｌ二元系材料を溶製し、先ずスタート
にその組織および機械的性質を調べた。１０５０℃で４
８時間の均質化熱処理を施すことにより、平均粒径が１
００〜２００μｍ程度の不均一粗大結晶粒が得られた。
高温引張試験の結果、約１０００℃で５０％の伸び値が
得られたが、試料は全てネッキングを呈して破断してお
り、高温変形能の確保、即ち超塑性の発現には及ばない
と考えられる。

【００１２】そこで、上記均質化熱処理材に、ＴｉＡｌ
金属間化合物の再結晶温度よりも高温域で、しかも低歪
速度で変形し動的再結晶によって結晶粒制御を行うため
に、恒温鍛造を行った。この結果、結晶粒径約２５μｍ
以下の等軸な微細粒が得られたが、高温（８００〜１３
００℃）における引張試験を行ったところ、１０００℃
以上で１７０％の破断延びが得られたに過ぎなかった。

【００１３】次に、本発明者らは上述のＴｉＡｌ基金属
間化合物に第三元素としてＣｒを添加し、溶解後のイン
ゴットを均質化熱処理したところ、上記ＴｉＡｌ二元系
金属間化合物に比べて結晶粒径は更に細かくなり、４０
〜１００μｍの細かな等軸組織が得られた。この場合、
高純度ＴｉとＡｌを溶解原料とし、プラズマアーク溶解
等の汚染の少い、成分的中率の優れた溶解法で溶製する
ことが好ましい。

【００１４】次いで、本発明者らは上記の均質化熱処理
されたＣｒ添加ＴｉＡｌ基合金に種々の高温加工処理を
施したところ、或る成分範囲の合金に所定の均質化熱処
理及び高温加工を行うと、１２００℃、歪速度５×１０
^−４ｓ^−１における歪速度感受性指数ｍ値０．４０以
上、破断伸びが４００％以上という驚ろくべき超塑性現
象を得ることができた。

【００１５】以下、本発明を更に詳細に説明する。本発
明者らは次のような実験を行った。試料として二元系Ｔ
ｉＡｌ金属間化合物（試料（Ａ））とＣｒ添加ＴｉＡｌ
基合金（試料（Ｂ））を選択し、プラズマ・アーク溶解
によって目標成分系組成がＴｉ−５０ａｔ％Ａｌ及びＴ
ｉ−４７ａｔ％Ａｌ−３ａｔ％Ｃｒのインゴットを溶製
し、１０５０℃９６時間の均質熱処理を施した後、高温
加工処理用試験片３５φ×４２ｍｍを放電加工によって
切出した。本実験では高温加工処理として以下のような
恒温鍛造を施した。恒温鍛造用の金型としてグラファイ
トを使用し、１×１０^−４Ｔｏｒｒ程度の真空雰囲気中
において、炉温を１２００℃，１３００℃に設定し、初
期歪速度５×１０^−４ｓ^−１、圧下率６０〜８０％の範
囲で変化させた。恒温鍛造によって組織制御したＴｉＡ
ｌ材及びＴｉＡｌＣｒ材からゲージ長さ１１．５×３×
２ｍｍの引張試験片を加工し、室温〜１２００℃におい
て、歪速度を５．４×１０^−４〜５．４×１０^−２ｓ
^−１の範囲で変化させて引張試験を行った。

【００１６】以上の各処理後の試料（Ａ）（Ｂ）の顕微
鏡組織を確認したところ、（１）プラズマアーク溶解に
よる溶製鋳塊では試料（Ａ）（Ｂ）ともに（γ＋α_２）
層状組織であり、（２）均質化熱処理後では両試料とも
層状組織は殆んど消失して等軸晶となっており、試料
（Ａ）の粒径は１００〜２００μｍ、試料（Ｂ）の粒径
は１００μｍ程度であった。（３）恒温鍛造後ではいず
れの試料も再結晶によって更に微細となり、試料（Ａ）
は粒径２５μｍ、試料（Ｂ）は粒径１８μｍとなった。

【００１７】なお、試料（Ａ）はＴｉＡｌ二元系である
ことを考慮し、恒温鍛造条件は加工度６０％、初期歪速
度５×１０^−４ｓ^−１、鍛造温度１２００℃とした。一
方試料（Ｂ）は、ＴｉＡｌ−Ｃｒ三元系で、加工度及び
初期歪速度は同じだが、鍛造温度は１３００℃とした。
試料（Ａ），（Ｂ）で鍛造温度を統一しなかった理由
は、試料（Ａ）は、鍛造温度が高くなるほど再結晶後の
粒成長が進行し、再結晶粒の粗大化により微細粒超塑性
が起こりにくくなると考えたからである。即ち、ＴｉＡ
ｌ二元系では、鍛造温度１３００℃において粒径が５
４．０μｍとなり、鍛造温度１２００℃の粒径２５．０
μｍよりも結晶粒粗大化が確認されたことによる。

【００１８】一方、試料（Ｂ）では1300℃で鍛造を行っ
ても結晶粒の粗大化は起らず、逆に試料（Ａ）より微細
になり、更に特筆すべきことは試料（Ｂ）の結晶粒界に
γ相と異なる相が現われたことである。図１（ａ）は試
料（Ｂ）の再結晶状態を示す光学顕微鏡写真であるが、
この再結晶粒の粒界付近は図１（ｂ）に示すようにγ相
と異なる相が確認された。図１（ｃ）はこの粒界第二相
（Ｂ）とマトリックス相（Ａ）を含む部分の透過電子顕
微鏡組織である。粒界第二相が結晶粒界に数μｍの厚さ
で存在するのがわかる。更にこの相を透過電子顕微鏡(T
EM) 観察、エネルギー分散型Ｘ線分光(EDX) 分析、制限
視野回折(SAD) の併用により詳細に調査したところ、Ｃ
r 過剰のｂｃｃ構造のβ相であることが確認された。図
２は図１（ｃ）で観察されたマトリックス相（図中
（Ａ))と粒界第二相（図中（Ｂ))のそれぞれの制限視野
回析像(SAD) である。この電子回析図形から、図１
（ｃ）中のマトリックスはTiAl相（図２（ａ))、そして
粒界第二相はβ相（図２（ｂ))であることが解析され
た。なお図２（ａ),（ｂ）中に記した数字はそれぞれの
ブラック反射点に対応する格子面指数である。

【００１９】（４）引張試験において、試料（Ａ）は１
２００℃、歪速度５．４×１０^−４ｓ^−１で破断伸び１
３５％を示したが、試料（Ｂ）は同条件で４００％以上
の破断伸びを示した。引張試験後の試料（Ｂ）の表面及
び断面を超高圧電子顕微鏡（ＨＶＥＭ）で観察したとこ
ろ、図３に示すように上記β相がγ粒界に薄く広がって
γ粒界全体を覆っており、またγ粒内の転位密度が比較
的に少い傾向が見られた。図中Ａ，ＢはそれぞれＴｉＡ
ｌ相、β相で、ＴｉＡｌ相内部で見られる平行線状の組
織は積層欠陥である。このことから高温変形において、
再結晶粒は粒界β相によって粗大化を阻止され、また該
β相がγの粒界すべりの潤滑として作用しているものと
考えられ、これが上記のような極めて大きな破断伸びを
得ることができた原因の１つと推察される。

【００２０】以上により本発明はＣｒを添加したＴｉＡ
ｌ金属間化合物（γ相）に均質化熱処理を施すと共に、
この処理材に特に１１００℃以上好ましくは１２００℃
以上の高温域における恒温鍛造を行うことによってγ粒
界にβ相を形成せしめ、これにより超塑性変形を可能に
するところに特徴を有するが、何故にかゝるγ−β２相
のＴｉＡｌ基合金が形成されるのか、更に説明する。

【００２１】β相は純Ｔｉの高温安定相で、変形能に富
むｂｃｃ構造を呈する。低温ではｈｃｐ構造を呈するα
相として存在し、変形能に乏しい事から、Ｔｉ合金の成
分設計には添加元素として、このβ相を安定化させるも
のが候補とされている。ＴｉＡｌ金属間化合物（γ相）
は、単相では室温変形能に乏しく、高温においても活性
化される滑り転位を利用しても、１０００℃でも５０％
程度の引っ張り伸び値しか得られない。γ相の単相組成
範囲は、室温でのＡｌ原子％にして約４９〜５５％だ
が、高温になるにつれて複雑に変化する。この単相範囲
の両側での共存相は、Ｔｉ過剰側ではＴｉ_３Ａｌ
（α_２）相、Ａｌ過剰側ではＴｉＡｌ_２相である。変形
能の向上化にはＴｉ過剰側の成分を選択する事によりα
_２相との複相とし、析出形態をγ相とα_２相の層状（ラ
メラー状）にする事が有効とされている。しかしこの複
相領域のα_２相は、１１２５℃で共析反応（（１）の反
応）でα相に変態し、さらに（２）の包析反応により１
２８５℃でβ相に変態し、高温での安定性に乏しい。 α_２＋γ→α （１） α→β＋γ （２） 本発明におけるＣｒの添加は、Ａｌと置換する方向で成
分系を選択している。ＴｉとＡｌの成分比もＴｉ過剰側
となっており、ラメラー（γ＋α_２）の形成され易い成
分になっている。しかし本発明材料の溶解熱処理材は組
織的には、電子顕微鏡観察（ＥＤＸ分析）結果から、ラ
メラーの連続性は部分的に途絶えており、二元系で見ら
れる安定な連続的に形成されるラメラー組織とは大きく
異なっている。即ちラメラー組織の構成相であるα_２相
がマトリックスγ相と完全な層状を形成せず、γ相中に
細長い島状に浮かんだ様相を呈する。さらにＣｒは、こ
の不連続ラメラー組織のα_２相中にマトリックスγ相の
約４〜５倍濃縮する。このことはＣｒ添加が、ラメラー
組織の安定性を低下させた事を意味し、α_２相が安定に
存在できない事から、熱的に容易に変態することを示唆
するものである。また上記のＥＤＸ分析によると、α_２
相中ではＣｒの濃縮した分、Ａｌが著しく減少してＴｉ
過剰なα_２相となり、（１），（２）の反応により形成
されるβ相の体積分率は二元系に比べ著しく多くなる。
Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ三元系状態図は、Ｊ．Ａ．Ｔａｙｌｏ
ｒ等（Ｊ．Ｍｅｔ．，１９５３，ｐ２５３−２５６）に
よって９８２℃まで報告されている。それによれば本発
明における成分系の範囲は９８２℃ではβ＋γ二相領域
に近いγ領域である。さらに高温における状態図の報告
例は未だ皆無であるが、Ｊ．Ａ．Ｔａｙｌｏｒ等の状態
図で高温になるにつれてβ＋γ二相領域がＴｉ過剰及び
Ａｌ減少方向にシフトすること、またＣｒがＴｉ合金の
β相安定化元素である事等を考慮すると、９８２℃以上
では本発明における成分系の範囲はβ＋γ二相領域にな
ると結論される。即ち、本発明におけるβ＋γ二相領域
を得るためには温度領域を１１００℃以上、好ましくは
１２００℃以上でγ相の固相線温度以下にする必要があ
る。この理由は、この温度より低いと、本発明における
成分系の範囲ではγ相単相となり、β相の晶出が不可能
となるため、超塑性変形能を示すβ＋γ二相を得る事は
できなくなるからである。

【００２２】一方、β相をγ相粒界に析出させるために
は、γ相が再結晶を起こして初期の不連続ラメラー組織
を破壊する必要がある。γ相の再結晶を引き起こすに必
要な加工温度及び加工度では、熱的に変態して形成され
たβ相は十分に変形に耐える事ができ、最終的には、再
結晶γ相が粒成長過程で変形を受けたβ相を障壁とし、
γ相粒界にβ相の偏析した組織になると考えられる。即
ちγ相が再結晶を起こすに必要な加工条件として、上記
温度領域では加工度６０％以上が要求される。この加工
度より低いと未再結晶領域が形成され、γマトリックス
内部にβ相が残存してしまい超塑性が発現しない。一
方、歪速度が５×１０^−３ｓ^−１以上では再結晶組織の
ほかに加工変形組織が形成され、やはりβ相を粒界に偏
析させる事ができなくなる。また歪速度が５×１０^−５
ｓ^−１以下では微細再結晶γ粒が粒成長をおこし、微細
粒超塑性の効果が著しく低下し、本発明のような高温で
の超塑性が発現しないためである。

【００２３】なお高温加工として、以下の条件下でのシ
ース鍛造を施しても良い。即ち、シース材としてβ相或
いはα＋β二相Ｔｉ合金を用いてカプセルを作製する。
本発明合金をカプセルに挿入し、蓋をした後に大気中に
て、鍛造温度１１００℃、好ましくは１２００℃以上、
初期歪速度０．５ｓ^−１、好ましくは５×１０^−２ｓ
^−１以下５×１０^−５ｓ^−１以上の初期歪速度で、加工
率６０％以上のシース鍛造を行う。

【００２４】成分系については、高温においてβ相が上
述のように安定化するような組成が必要条件である。Ｃ
ｒ添加量が５ａｔ．％よりも高い場合、溶解熱処理段階
でγマトリックス内部にＴｉ，Ａｌ，Ｃｒの三元系から
なる析出物を形成し、後の高温加工を施してもこの析出
物が粒界に残存し、超塑性発現の障害になる。またＣｒ
が１ａｔ．％よりも低いと溶解熱処理段階で形成された
α_２相は、Ｃｒ量が少なく且つＡｌ量が多くなり、その
後の変態を通しても十分な体積のβ相が形成されず、高
温加工処理を施しても微細再結晶組織が得られず、β相
の少ないγ相粗大再結晶粒になってしまい、超塑性現象
が発現しない。さらにＴｉ濃度を４７．５ａｔ．％より
低くするとγ相安定領域になり、超塑性を発現するに必
要な粒界β相の形成が不可能となる。Ｔｉ濃度が５２ａ
ｔ．％より高くするとβ相の体積分率が増加し、ＴｉＡ
ｌ基金属間化合物の持つ本質的な高温強度を低下させ
る。これらの条件のほかにＡｌの濃度をＣｒ量＋２Ｔｉ
量≧１００％の不等式で限定する必要がある。この理由
は本三元系合金においてＡｌ量がＴｉ量よりも常に低く
なければ、上記（１），（２）の反応がおこり得ないか
らである。

【００２５】本発明におけるβ相は、上述の如く、高温
ほど安定に存在すること、また二元系とは異なってマト
リックスγ粒の粗大化は粒界β相によって抑制されるこ
と、さらに本発明の目的である高温加工性の確保には、
粒径微細化ではなくβ相を粒界に析出させることが重要
であることなどが明らかになったが、本発明者の実験結
果によると、β相が粒界に存在する粒界占有率（全結晶
粒界面積に対するβ相の占有面積の割合）は２０〜１０
０％の範囲で、β相の体積分率は３〜２０％の範囲が好
適であった。これらの組織的条件を満足させる高温加工
条件は、請求項４および５に記した条件となる。

【００２６】一方、粒径については本発明の超塑性発現
のメカニズムが、粒界β相の変形によるマトリックス相
の塑性歪の緩和であることから、基本的にはγ相粒界に
β相が形成された組織が作られれば良い。しかし、γ粒
径が大きい場合、ＴｉＡｌ基金属間化合物の持つ高い強
度レベルを得ることができず、ある程度のγ微細結晶粒
が必要である。即ち、Ｈａｌｌ−Ｐｅｔｃｈの関係（強
度は粒径の逆数の１／２乗に比例する。）を満足すると
同時に、超塑性加工を発現させるのに必要な、粒界β相
を以下の体積分率で析出させるのに有効なγ粒径を３０
μｍとした。即ちこの粒径よりも大きい時、全温度領域
で強度レベルは低下するため、本発明の粒径上限を３０
μｍとした。

【００２７】以上のことから、超塑性変形能を有するβ
＋γ二相合金を得るためには、β相の安定化するような
成分系を選択し、β相を粒界に偏析させるような高温加
工が必要である。

【００２８】

【実施例１】原子％で 50.8 Ti−46.1 Al −3.1 Cr金属
間化合物 1300℃で60％加工度、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1の恒温鍛
造材 高純度のTi(99.9wt.％) 、Al(99.99wt. ％) とCr(99.3w
t.％) を溶解原料とし、プラズマ溶解によって約80mmφ
×300mm の標記合金成分系Ｃr 添加TiAl基金属間化合物
を溶製した。1050℃で96時間真空中にて均質化熱処理を
施した結果、結晶粒径80μｍの等軸粒組織となった。表
１は均質化熱処理後の化学分析値である。このインゴッ
トから放電加工によって、35mmφ×42mmの円柱状インゴ
ットを切り出し、恒温鍛造を行った。鍛造は真空雰囲気
中にて、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1、試料温度1300℃で60
％圧下した。図１（ａ）に本試料の恒温鍛造後の組織写
真を示す。平均粒径18μｍの等軸微細結晶粒からなる組
織と共に、結晶粒界に数μｍ以下の厚みを有する粒界第
二相が観察された。鍛造後のインゴット材より、ワイヤ
ーカットにてゲージ部寸法11.5×３×２mm³ の引っ張り
試験片を切り出し、真空雰囲気中にて歪速度及び試験温
度を変化させて引っ張り試験を行った。各試料について
試験温度、歪速度を一定にして試料破断まで試験を行
い、真応力−真歪線図を求めた。超塑性を示した結果の
一例として、1200℃の試験温度、５×10^-4ｓ^-1の歪速度
で約 480％もの伸び値がえられた。超塑性を示す試料
は、ネッキングを示す事なくゲージ部が一様に変形して
いるのが観察され、粒界第二相が引っ張り後延伸してい
るのがみられた。また応力の歪速度依存性から算出され
る歪速度感受性指数（以下ｍ値）は、真歪み0.１の値を
用いると1200℃では0.49という数字が得られた。これら
の真応力−真歪線図からｍ値を算出し温度依存性を示し
たのが図４である。この図から1000℃以上において、ｍ
値は超塑性発現の指標である0.３を越えている事が明ら
かである。なお図４に後述する比較例３，６の結果も併
記する。

【００２９】これらの高温引っ張り試験結果として、伸
び値の温度依存性を図５に、０．２％降伏応力の温度依
存性を図６にそれぞれ示す。なお図５，６に後述する比
較例３，６の結果も併記する。この図５から１０００℃
以上において、伸び値が著しく向上する事がわかる。ま
た図６から明らかなように降伏応力は比較例に比べ全温
度領域において極めて高い値を示し、組織制御の効果は
高温伸び値と強度の両方を同時に向上させる事がわか
る。

【００３０】

【表１】

【００３１】

【実施例２】原子％で 50.8 Ti−46.1 Al −3.1 Cr金属
間化合物 1200℃で60％加工度、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1の恒温鍛
造材 実施例１と同一成分、同一熱処理を施した試料を、真空
雰囲気中にて、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1、試料温度1200
℃で60％圧下の恒温鍛造を行った。平均粒径約12μｍの
等軸微細組織が得られ、粒界には数μｍ以下の厚みを有
する第二相が観察された。実施例１と同一方法により高
温引っ張り試験を行い、真応力−真歪線図を求めた。超
塑性を示した結果の一例として、1200℃の試験温度、５
×10^-4ｓ^-1の歪速度で約 310％もの伸び値がえられた。
超塑性を示す試料は、ネッキングを示す事なくゲージ部
が一様に変形しているのが観察され、粒界第二相が引っ
張り後延伸しているのがみられた。また応力の歪速度依
存性から算出される歪速度感受性指数（以下ｍ値）は、
真歪み0.１の値を用いると1200℃では0.41という数字が
得られた。これらの真応力−真歪線図からｍ値を算出し
温度依存性を図４に併せて示す。この図から1000℃以上
において、ｍ値は超塑性発現の指標である0.３を越えて
いる事が明らかである。

【００３２】これらの高温引っ張り試験結果として、伸
び値の温度依存性を図５に、０．２％降伏応力の温度依
存性を図６にそれぞれ実施例１と併せて示す。この図５
から１０００℃以上において、伸び値が著しく向上する
事かわかる。また図６から明らかなように降伏応力は比
較例に比べ全温度領域において極めて高い値を示し、組
織制御の効果は高温伸び値と強度の両方を同時に向上さ
せる事がわかる。

【００３３】

【比較例１】原子％で 50.8 Ti−46.1 Al −3.1 Cr金属
間化合物 900℃で60％加工度、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1の恒温鍛
造材 実施例１と同一成分、同一熱処理を施した試料を、真空
雰囲気中にて、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1、試料温度 900
℃で60％圧下の恒温鍛造を行った。組織は粒径約10〜30
μｍの混粒組織が得られ、第二相がマトリックス内部に
不均一に分散し不連続ラメラー層を形成していた。実施
例１と同一方法により高温引っ張り試験を行い、真応力
−真歪線図を求めた。1200℃の試験温度、５×10^-4ｓ^-1
の歪速度で約 118％の伸び値がえられ、試料はネッキン
グを示していた。また応力の歪速度依存性から算出され
る歪速度感受性指数（以下ｍ値）は、真歪み0.１の値を
用いると1200℃では0.29という数字が得られた。これら
の真応力−真歪線図からｍ値を算出し実施例の結果と併
せて示したのが表２である。

【００３４】これらの高温引っ張り試験結果として、伸
び値及び０．２％降伏応力の結果を実施例と併せて表４
に示す。この表４から１０００℃以上においても、実施
例のような伸び値の著しい向上は見られず、また降伏応
力は実施例に比べ全温度領域において劣る事が明らかで
ある。

【００３５】

【比較例２】原子％で 50.8 Ti−46.1 Al −3.1 Cr金属
間化合物 1200℃で40％加工度、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1の恒温鍛
造材 実施例１と同一成分、同一熱処理を施した試料を、真空
雰囲気中にて、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1、試料温度1200
℃で40％圧下の恒温鍛造を行った。組織は粒径約15〜80
μｍの混粒組織及び未再結晶領域によって構成され、第
二相が粒界に一部析出しているのが観察された。実施例
１と同一方法により高温引っ張り試験を行い、真応力−
真歪線図を求めた。1200℃の試験温度、５×10^-4ｓ^-1の
歪速度で約 140％の伸び値がえられ、試料はネッキング
を示していた。また応力の歪速度依存性から算出される
歪速度感受性指数（以下ｍ値）は、真歪み0.１の値を用
いると1200℃では0.25という数字が得られた。これらの
真応力−真歪線図からｍ値を算出し実施例の結果と併せ
て示したのが表２である。

【００３６】これらの高温引っ張り試験結果として、伸
び値及び０．２％降伏応力の結果を実施例と併せて表４
に示す。この表４から１０００℃以上においても、実施
例のような伸び値の著しい向上は見られず、また降伏応
力は実施例に比べ全温度領域において劣る事が明らかで
ある。

【００３７】

【表２】

【００３８】

【比較例３】原子％で 50.4 Ti−49.6 Al 金属間化合物 1200℃で60％加工度、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1の恒温鍛
造材 高純度Ti(99.9wt.％) とAl(99.99wt. ％) を溶解原料と
し、プラズマ溶解によって約80mmφ×300mm の標記合金
成分系の二元系TiAl基金属間化合物を溶製した。1050℃
で96時間真空中にて均質化熱処理を施した結果、結晶粒
径 120μｍの等軸粒組織となった。表３は均質化熱処理
後の化学分析値である。このインゴットから放電加工に
よって、35mmφ×42mmの円柱状インゴットを切り出し、
恒温鍛造を行った。鍛造は真空雰囲気中にて、初期歪速
度５×10^-4ｓ^-1、試料温度1200℃で60％圧下した。平均
粒径25μｍの等軸微細結晶粒からなる組織が観察され
た。実施例１と同一方法により高温引っ張り試験を行
い、真応力−真歪線図を求めた。1200℃の試験温度、５
×10^-4ｓ^-1の歪速度で約 135％の伸び値がえられ、試料
はネッキングを示していた。また応力の歪速度依存性か
ら算出される歪速度感受性指数（以下ｍ値）は、真歪み
0.１の値を用いると1200℃では0.30という数字が得られ
た。これらの真応力−真歪線図からｍ値を算出し実施例
の結果と併せて示したのが表２である。

【００３９】

【表３】 これらの高温引っ張り試験結果として、伸び値及び０．
２％降伏応力の結果を実施例と併せて表４に示す。この
表４から１０００℃以上においても、実施例のような伸
び値の著しい向上は見られず、また降伏応力は実施例に
比べ全温度領域において劣る事が明らかである。

【００４０】

【表４】

【００４１】

【比較例４】原子％で 46.4 Ti−50.8 Al −2.8 Cr金属
間化合物 1200℃で60％加工度、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1の恒温鍛
造材 高純度Ti(99.9wt.％) 、Al(99.99wt. ％) とCr(99.3wt.
％) を溶解原料とし、プラズマ溶解によって約80mmφ×
300mm の標記合金成分系Ｃr 添加TiAl基金属間化合物を
溶製した。1050℃で96時間真空中にて均質化熱処理を施
した結果、結晶粒径95μｍの等軸粒組織となった。表５
は均質化熱処理後の化学分析値である。このインゴット
から放電加工によって、30mmφ×42mmの円柱状インゴッ
トを切り出し、高温鍛造を行った。鍛造は真空雰囲気中
にて、初期歪速度５×10^-4ｓ^-1、試料温度1200℃で60％
圧下した。組織は粒径約15〜35μｍの混粒組織によって
構成され、第二相がごく少量粒界に析出しているのが観
察されたが、実施例のそれと比較すると極めて少なかっ
た。実施例１と同一方法により高温引っ張り試験を行
い、真応力−真歪線図を求めた。1200℃の試験温度、５
×10^-4ｓ^-1の歪速度で約 125％の伸び値がえられ、試料
はネッキングを示していた。また応力の歪速度依存性か
ら算出される歪速度感受性指数（以下ｍ値）は、真歪み
0.１の値を用いると1200℃では0.27という数字が得られ
た。これらの真応力−真歪線図からｍ値を算出し実施例
の結果と併せて示したのが表２である。

【００４２】これらの高温引っ張り試験結果として、伸
び値及び０．２％降伏応力の結果を実施例と併せて表４
に示す。この表４から１０００℃以上においても、実施
例のような伸び値の著しい向上は見られず、また降伏応
力は実施例に比べ全温度領域において劣る事が明らかで
ある。

【００４３】

【表５】

【００４４】

【比較例５】原子％で 50.8 Ti−46.1 Al −3.1 Cr金属
間化合物 1200℃で60％加工度、初期歪速度５×10^-2ｓ^-1の恒温鍛
造材 実施例１と同一成分、同一熱処理を施した試料を、真空
雰囲気中にて、初期歪速度５×10^-2ｓ^-1、試料温度1200
℃で60％圧下の恒温鍛造を行った。平均粒径約10〜30μ
ｍの混粒組織と加工変形組織からなる不均質組織が得ら
れ、粒界第二相は実施例に比べ極少量観察され、マトリ
ックス内部にも観察された。実施例１と同一方法により
高温引っ張り試験を行い、真応力−真歪線図を求めた。
1200℃の試験温度、５×10^-4ｓ^-1の歪速度で約88％の伸
び値がえられ、試料はネッキングを示していた。また応
力の歪速度依存性から算出される歪速度感受性指数（以
下ｍ値）は、真歪み0.１の値を用いると1200℃では0.22
という数字が得られた。これらの真応力−真歪線図から
ｍ値を算出し実施例の結果と併せて示したのが表２であ
る。

【００４５】これらの高温引っ張り試験結果として、伸
び値及び０．２％降伏応力の結果を実施例と併せて表４
に示す。この表４から１０００℃以上においても、実施
例のような伸び値の著しい向上は見られず、また降伏応
力は実施例に比べ全温度領域において劣る事が明らかで
ある。

【００４６】

【比較例６】原子％で 50.8 Ti−46.1 Al −3.1 Cr金属
間化合物 均質化熱処理材 実施例１と同一成分、同一熱処理を施した試料の組織
は、粒径約80μｍの等軸粒組織が得られ、第二相がマト
リックス内部に不均一に分散し不連続ラメラー層を形成
していた。実施例１と同一方法により高温引っ張り試験
を行い、真応力−真歪線図を求めた。1200℃の試験温
度、５×10^-4ｓ^-1の歪速度で約42％の伸び値がえられ、
試料はネッキングを示していた。また応力の歪速度依存
性から算出される歪速度感受性指数（以下ｍ値）は、真
歪み0.１の値を用いると1200℃では0.20という数字が得
られた。これらの真応力−真歪線図からｍ値を算出し実
施例の結果と併せて示したのが表２である。

【００４７】これらの高温引っ張り試験結果として、伸
び値及び０．２％降伏応力の結果を実施例と併せて表４
に示す。この表４から１０００℃以上においても、実施
例のような伸び値の著しい向上は見られず、また降伏応
力は実施例に比ベ全温度領域において劣る事が明らかで
ある。

【００４８】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明のＴｉＡｌ
基合金は極めて大きな超塑性現象を呈するため、複雑な
形状の成形物を１回のプロセスで加工することができ、
従ってその適応分野を著るしく拡大することができるの
で本発明が有する工業的効果は甚大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）は本発明合金を恒温鍛造した後の金属組
織の顕微鏡写真である。 （ｂ）は（ａ）の金属組織の拡大顕微鏡写真である。 （ｃ）は（ｂ）の金属組織の電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察
による電子顕微鏡写真である。

【図２】本発明合金の恒温鍛造材のマトリックス（Ａ）
と粒界第二相（Ｂ）の制限視野回折像による結晶の構造
を示す電子回折写真である。

【図３】本発明合金を恒温鍛造後恒温引張試験した金属
組織の超高圧電子顕微鏡（ＨＶＥＭ）観察による電子顕
微鏡写真である。

【図４】本発明合金と比較例の温度とｍ値との関係を示
す図である。

【図５】本発明合金と比較例の温度と伸び値との関係を
示す図である。

【図６】本発明合金と比較例の温度と降伏応力との関係
を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 花村 年裕 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新 日本製鐵株式会社 第１技術研究所内 (72)発明者 藤井 秀樹 神奈川県相模原市淵野辺５−10−１ 新 日本製鐵株式会社 第２技術研究所内 (72)発明者 木村 正雄 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新 日本製鐵株式会社 第１技術研究所内 (72)発明者 水原 洋治 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新 日本製鐵株式会社 第１技術研究所内 (72)発明者 鈴木 洋夫 神奈川県相模原市淵野辺５−10−１ 新 日本製鐵株式会社 第２技術研究所内

Claims (5)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 原子割合でＴｉ_ＹＡｌＣｒ_Ｘ 但し、１^％≦Ｘ≦５^％ ４７．５^％≦Ｙ≦５２^％ Ｘ＋２Ｙ≧１００^％ を基本成分としかつ、粒径３０μｍ以下の等軸γ粒の粒
   界にβ相が析出した微細組織から成ることを特徴とする
   超塑性現象を有するγ及びβ二相ＴｉＡｌ基金属間化合
   物合金。
2. 【請求項２】 γ粒の粒径が１８μｍ以下である請求項
   １記載のＴｉＡｌ基金属間化合物合金。
3. 【請求項３】 原子割合でＴｉ_ＹＡｌＣｒ_Ｘ 但し １^％≦Ｘ≦５^％ ４７．５^％≦Ｙ≦５２^％ Ｘ＋２Ｙ≧１００^％ を基本成分としたＴｉＡｌ基金属間化合物合金に１００
   ０〜固相線温度（℃）の温度範囲で２〜１００時間保持
   する均質化処理を施し、次いで高温加工処理を施すこと
   を特徴とするγ及びβ二相ＴｉＡｌ基金属間化合物合金
   の製造方法。
4. 【請求項４】 高温加工処理が１１００℃以上の温度に
   おいて、５×１０^−３ｓ^−１以下の初期歪速度と６０％
   以上の加工率による恒温鍛造を行う請求項３記載の製造
   方法。
5. 【請求項５】 温度範囲が１２００〜固相線温度
   （℃）、初期歪速度が５×１０^−５ｓ^−１〜５×１０
   ^−３ｓ^−１及び６０％以上の加工率による恒温鍛造を行
   う請求項４記載の製造方法。