JP2734794B2 - Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法Info
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- JP2734794B2 JP2734794B2 JP5169491A JP5169491A JP2734794B2 JP 2734794 B2 JP2734794 B2 JP 2734794B2 JP 5169491 A JP5169491 A JP 5169491A JP 5169491 A JP5169491 A JP 5169491A JP 2734794 B2 JP2734794 B2 JP 2734794B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、軽量耐熱材料としてジ
ェットエンジンや自動車部品への使用が期待される金属
間化合物TiAlとTi3Al が含まれる合金の常温延性、強度
および靱性を改善するための加工熱処理を行うTi−Al系
金属間化合物基合金の製造方法に関する。
ェットエンジンや自動車部品への使用が期待される金属
間化合物TiAlとTi3Al が含まれる合金の常温延性、強度
および靱性を改善するための加工熱処理を行うTi−Al系
金属間化合物基合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ti−Alの二元系合金において、Ti側から
70原子％Al付近までに金属間化合物としてTiAlとTi3Al
が存在することが知られている。TiAlはほぼ等原子数の
TiとAlの原子から構成される金属間化合物であり、比重
3.8 でL1o(正方晶) の結晶構造を有している。Ti3Al は
ほゞ３：１のTiとAlの原子比から構成される金属間化合
物であり、比重4.2 でDO19 (六方晶) の結晶構造を有し
ている。
70原子％Al付近までに金属間化合物としてTiAlとTi3Al
が存在することが知られている。TiAlはほぼ等原子数の
TiとAlの原子から構成される金属間化合物であり、比重
3.8 でL1o(正方晶) の結晶構造を有している。Ti3Al は
ほゞ３：１のTiとAlの原子比から構成される金属間化合
物であり、比重4.2 でDO19 (六方晶) の結晶構造を有し
ている。
【０００３】これらは共に金属間化合物であり、軽量か
つ耐熱性に優れる。TiAlが融点 (約1500℃) 直下まで安
定であるのに対し、Ti3Al は約1200℃以上でβ−Ti相に
変態してしまうために耐熱性はTiAl相よりも劣る。TiAl
を基とする合金においては低Al側の成分とすることによ
り問題点である常温延性が出現しやすく、このような成
分における凝固時の組成はTiAl相とTi3Al相の層状にな
ったラメラ組織を呈している。しかし、この組織では常
温延性は余り高くなく、改善する必要がある。 (山口正
治、「チタンアルミナイド」金属1990年７月号、p.34参
照) 。
つ耐熱性に優れる。TiAlが融点 (約1500℃) 直下まで安
定であるのに対し、Ti3Al は約1200℃以上でβ−Ti相に
変態してしまうために耐熱性はTiAl相よりも劣る。TiAl
を基とする合金においては低Al側の成分とすることによ
り問題点である常温延性が出現しやすく、このような成
分における凝固時の組成はTiAl相とTi3Al相の層状にな
ったラメラ組織を呈している。しかし、この組織では常
温延性は余り高くなく、改善する必要がある。 (山口正
治、「チタンアルミナイド」金属1990年７月号、p.34参
照) 。
【０００４】図１は上記文献にも掲載されているTi−Al
２元系状態図 (C.McCullough et al., Scripta Metallu
gica Vol.22(1988), p.1131 〜1136) の一部であり、本
発明に関連した領域が示されていある。この図において
細い点線で示された状態図が正しいというのが最近の認
識である。つまりαTi相が50原子％Alの高温域で液相と
平衡するというのが最近の認識である。TiAl基合金の加
工や熱処理に関する技術については情報が少ない。特開
昭63−171862号公報には製造方法として２段階の恒温鍛
造法が開示されているが、主として強度向上に関するも
のであり、常温延性に関しては何ら改善されていない。
また特開平２−274307号公報には、熱間加工により等軸
微細粒のTiAlから成る組織を得て常温延性が改善されて
いるが、この組織では十分な破壊靱性 (高温強度) は得
られない。
２元系状態図 (C.McCullough et al., Scripta Metallu
gica Vol.22(1988), p.1131 〜1136) の一部であり、本
発明に関連した領域が示されていある。この図において
細い点線で示された状態図が正しいというのが最近の認
識である。つまりαTi相が50原子％Alの高温域で液相と
平衡するというのが最近の認識である。TiAl基合金の加
工や熱処理に関する技術については情報が少ない。特開
昭63−171862号公報には製造方法として２段階の恒温鍛
造法が開示されているが、主として強度向上に関するも
のであり、常温延性に関しては何ら改善されていない。
また特開平２−274307号公報には、熱間加工により等軸
微細粒のTiAlから成る組織を得て常温延性が改善されて
いるが、この組織では十分な破壊靱性 (高温強度) は得
られない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】TiAlやTi3Al を主体と
する合金は、金属間化合物であるが由に非常に脆く、常
温延性が得ることが困難な材料である。また、破壊靱性
も低いレベルにあることが実用化を制限している。かか
る合金の鋳造組織は、TiAlとTi3Al から成るラメラ (層
状) の粗大粒組織となる。一方、例えばTiAlに近い成分
ではこれを加工すると微細等軸粒組織となりやすい。ま
たそれを加熱すると等軸粗大粒組織となる。このように
組織が大きく変化するのに伴い、機械的性質も大きく変
化し、これらをまとめると組織と機械特性との相関は下
掲表に示す通りである。
する合金は、金属間化合物であるが由に非常に脆く、常
温延性が得ることが困難な材料である。また、破壊靱性
も低いレベルにあることが実用化を制限している。かか
る合金の鋳造組織は、TiAlとTi3Al から成るラメラ (層
状) の粗大粒組織となる。一方、例えばTiAlに近い成分
ではこれを加工すると微細等軸粒組織となりやすい。ま
たそれを加熱すると等軸粗大粒組織となる。このように
組織が大きく変化するのに伴い、機械的性質も大きく変
化し、これらをまとめると組織と機械特性との相関は下
掲表に示す通りである。
【０００６】
【表１】
【０００７】この表からわかるようにバランスがとれた
特性が得られていない。本発明の目的は、Ti−Al系金属
間化合物であるTiAlとTi3Al を基とする合金において、
常温延性と高温強度と破壊靱性との各特性のバランスを
改善したTi−Al金属間化合物基合金の製造方法を提供す
ることである。本発明のより具体的目的は、常温延性1.
5 ％以上、800 ℃における0.2 ％耐力30kgf/mm2 以上、
破壊靱性値60kgf/mm2 以上の特性を有するTi−Al金属間
化合物基合金の製造方法を提供することである。
特性が得られていない。本発明の目的は、Ti−Al系金属
間化合物であるTiAlとTi3Al を基とする合金において、
常温延性と高温強度と破壊靱性との各特性のバランスを
改善したTi−Al金属間化合物基合金の製造方法を提供す
ることである。本発明のより具体的目的は、常温延性1.
5 ％以上、800 ℃における0.2 ％耐力30kgf/mm2 以上、
破壊靱性値60kgf/mm2 以上の特性を有するTi−Al金属間
化合物基合金の製造方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、多結晶体の
ラメラ粒組織は常温延性が得られにくいが、破壊靱性、
高温強度に優れている。一方、等軸微細粒組織は常温延
性に優れるが破壊靱性、高温強度が低いことに着目し
た。そこで微細なラメラ粒から成る組織をつくり出せ
ば、常温延性、高温強度、破壊靱性の特性バランスが優
れたTi−Al系金属間化合物基合金が得られると考え、種
々試行錯誤のうえに、ラメラ微細粒組織の形成方法に関
し次のような知見を得て本発明を完成した。
ラメラ粒組織は常温延性が得られにくいが、破壊靱性、
高温強度に優れている。一方、等軸微細粒組織は常温延
性に優れるが破壊靱性、高温強度が低いことに着目し
た。そこで微細なラメラ粒から成る組織をつくり出せ
ば、常温延性、高温強度、破壊靱性の特性バランスが優
れたTi−Al系金属間化合物基合金が得られると考え、種
々試行錯誤のうえに、ラメラ微細粒組織の形成方法に関
し次のような知見を得て本発明を完成した。
【０００９】(1)Al:38〜53原子％、残部TiのTiAl合金に
おいてはラメラ粗大粒から成る鋳造組織を図１における
約1120℃以下のTi3Al ＋TiAlの２相領域で加工すると再
結晶により等軸粒のTiAl相とTi3Al 相から成る組織や元
のラメラが変形した組織となり、等軸微細なラメラ粒組
織は得られない。 (2) 上記成分範囲の合金を高温域のα単相域で加工し、
α粒自体の結晶粒を微細化し、これに冷却中あるいは加
工後の時効処理によりγ相を生成させると同時にα相は
α2(Ti3Al)相に変態することにより目的とするラメラ微
細粒組織が得られる。
おいてはラメラ粗大粒から成る鋳造組織を図１における
約1120℃以下のTi3Al ＋TiAlの２相領域で加工すると再
結晶により等軸粒のTiAl相とTi3Al 相から成る組織や元
のラメラが変形した組織となり、等軸微細なラメラ粒組
織は得られない。 (2) 上記成分範囲の合金を高温域のα単相域で加工し、
α粒自体の結晶粒を微細化し、これに冷却中あるいは加
工後の時効処理によりγ相を生成させると同時にα相は
α2(Ti3Al)相に変態することにより目的とするラメラ微
細粒組織が得られる。
【００１０】ここに、本発明の要旨とするところは、Ａ
ｌ：３８〜５３原子％、残部ＴｉのＴｉ−Ａｌ２元系合
金または常温延性、熱間加工性、高温強度や耐酸化性を
改善することを目的としてＴｉの一部をＭｏ、Ｍｎ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、ＷおよびＳｉから成る群から選んだ少
なくとも一種の元素で合計５原子％まで置換して得たＴ
ｉ−Ａｌ系合金に、１３００℃以下のα−Ｔｉ単相域で
加工を施して細粒化するとともに、その後、得られた微
細結晶粒の内部にＴｉＡｌとＴｉ３Ａｌのラメラを生成
させて微細なラメラ粒組織とするラメラ形成処理を行う
ことを特徴とする、延性、高温強度、靭性のバランスに
優れた特性を有するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の
製造方法である。
ｌ：３８〜５３原子％、残部ＴｉのＴｉ−Ａｌ２元系合
金または常温延性、熱間加工性、高温強度や耐酸化性を
改善することを目的としてＴｉの一部をＭｏ、Ｍｎ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、ＷおよびＳｉから成る群から選んだ少
なくとも一種の元素で合計５原子％まで置換して得たＴ
ｉ−Ａｌ系合金に、１３００℃以下のα−Ｔｉ単相域で
加工を施して細粒化するとともに、その後、得られた微
細結晶粒の内部にＴｉＡｌとＴｉ３Ａｌのラメラを生成
させて微細なラメラ粒組織とするラメラ形成処理を行う
ことを特徴とする、延性、高温強度、靭性のバランスに
優れた特性を有するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の
製造方法である。
【００１１】本発明の好適実施態様によれば、１３００
℃以下のα単相域での加工が、断面積比あるいは高さ比
で３０％以上の加工度の加工を１回以上施すことであ
り、かつ前記ラメラ形成処理が、加工後、常温まで化学
成分により定まる１〜１０℃／ｓの範囲内の臨界冷却速
度以下の速度で冷却することである。◇また、本発明の
別の好適実施態様によれば、１３００℃以下のα単相域
での加工が、断面積比あるいは高さ比で３０％以上の加
工度の加工を１回以上施すことであり、かつ前記ラメラ
形成処理が、加工後、常温まで化学成分により定まる１
〜１０℃／ｓの範囲内の臨界冷却速度以上の速度で冷却
してからあるいは常温にまで冷却せずにＴｉ３ＡｌとＴ
ｉＡｌ相との共存領域の温度に加熱することである。
℃以下のα単相域での加工が、断面積比あるいは高さ比
で３０％以上の加工度の加工を１回以上施すことであ
り、かつ前記ラメラ形成処理が、加工後、常温まで化学
成分により定まる１〜１０℃／ｓの範囲内の臨界冷却速
度以下の速度で冷却することである。◇また、本発明の
別の好適実施態様によれば、１３００℃以下のα単相域
での加工が、断面積比あるいは高さ比で３０％以上の加
工度の加工を１回以上施すことであり、かつ前記ラメラ
形成処理が、加工後、常温まで化学成分により定まる１
〜１０℃／ｓの範囲内の臨界冷却速度以上の速度で冷却
してからあるいは常温にまで冷却せずにＴｉ３ＡｌとＴ
ｉＡｌ相との共存領域の温度に加熱することである。
【００１２】
【作用】次に、添付図面を参照しながら本発明をさらに
詳述する。本発明において上述のように合金組成および
加工条件を規定した理由は次の通りである。 (1) 化学成分・・・Al: 38〜53原子％ (24〜38wt％) 、
残部Tiから成る合金:本発明にかかる製造方法によれ
ば、高温のα単相域で加工することが必要であり、その
領域の成分範囲かつTiAl相を含む必要があることから決
定する。これらの範囲を外れるとそれらを実現できな
い。
詳述する。本発明において上述のように合金組成および
加工条件を規定した理由は次の通りである。 (1) 化学成分・・・Al: 38〜53原子％ (24〜38wt％) 、
残部Tiから成る合金:本発明にかかる製造方法によれ
ば、高温のα単相域で加工することが必要であり、その
領域の成分範囲かつTiAl相を含む必要があることから決
定する。これらの範囲を外れるとそれらを実現できな
い。
【００１３】また、Tiの一部に代えて他の元素を単独あ
るいは複合させて合計５原子％まで添加しても組織の変
化挙動に差は認められない。そのような追加元素として
は、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、ＷおよびSiが挙げられる。
るいは複合させて合計５原子％まで添加しても組織の変
化挙動に差は認められない。そのような追加元素として
は、Mo、Mn、Ｖ、Cr、Nb、ＷおよびSiが挙げられる。
【００１４】(2) 高温α単相域:微細結晶を得るために
はα単相域で加工することが必要であり、α単相域が得
られる温度範囲は図１からもわかるように成分によって
異なるが、Ti−40％Alで1100〜1300℃の範囲内であれば
十分である。 (3) 加工度30％以上:30％未満では全体にわたり組織を
微細化することが困難であり、均質性の点からは50％以
上が望ましい。ここに、加工度は断面積比あるいは高さ
比で求められる。加工手段としては、圧延、鍛造、その
他押出であっても特に制限はなく、粉末加工等の適用も
考えられる。
はα単相域で加工することが必要であり、α単相域が得
られる温度範囲は図１からもわかるように成分によって
異なるが、Ti−40％Alで1100〜1300℃の範囲内であれば
十分である。 (3) 加工度30％以上:30％未満では全体にわたり組織を
微細化することが困難であり、均質性の点からは50％以
上が望ましい。ここに、加工度は断面積比あるいは高さ
比で求められる。加工手段としては、圧延、鍛造、その
他押出であっても特に制限はなく、粉末加工等の適用も
考えられる。
【００１５】(4) ラメラ形成処理・・・・１〜10℃/sの
範囲内の臨界冷却速度以下の冷却速度で冷却:例えばTi
−40％Alでは上記臨界冷却速度は１℃/sとなり、１℃/s
以上の冷却速度、またTi−48％Alではこの臨界冷却速度
は10℃/sとなり、10℃/s以上の冷却速度では、冷却速度
がそれぞれ早すぎて十分な時間を確保できず冷却中にTi
Al相の生成が起こらず、ラメラ組織は得られない。
範囲内の臨界冷却速度以下の冷却速度で冷却:例えばTi
−40％Alでは上記臨界冷却速度は１℃/sとなり、１℃/s
以上の冷却速度、またTi−48％Alではこの臨界冷却速度
は10℃/sとなり、10℃/s以上の冷却速度では、冷却速度
がそれぞれ早すぎて十分な時間を確保できず冷却中にTi
Al相の生成が起こらず、ラメラ組織は得られない。
【００１６】(5) ラメラ形成処理・・・・１〜10℃/sの
範囲内の臨界冷却速度以上で冷却＋時効:前記(4) にお
けるα粒の成長を抑制し常温に近い温度域までα相の微
細粒 (冷却中にTi3Al に変態する) を保持し、時効処理
によりTiAl相を析出させるもので、この場合は前述のよ
うに化学成分により決まる１〜10℃/sの範囲内の臨界冷
却速度以上で冷却する必要がある。この場合は室温まで
冷却した後に再度加熱しても良いし、加工後直接上記の
速度でその温度まで冷却して保持しても良い。保持時間
は特に制限されないが、TiAl相の析出が起こるのに必要
かつ十分な時間であればよく、通常は15分以上であれば
よい。
範囲内の臨界冷却速度以上で冷却＋時効:前記(4) にお
けるα粒の成長を抑制し常温に近い温度域までα相の微
細粒 (冷却中にTi3Al に変態する) を保持し、時効処理
によりTiAl相を析出させるもので、この場合は前述のよ
うに化学成分により決まる１〜10℃/sの範囲内の臨界冷
却速度以上で冷却する必要がある。この場合は室温まで
冷却した後に再度加熱しても良いし、加工後直接上記の
速度でその温度まで冷却して保持しても良い。保持時間
は特に制限されないが、TiAl相の析出が起こるのに必要
かつ十分な時間であればよく、通常は15分以上であれば
よい。
【００１７】図２は、本発明における加工熱処理のヒー
トパターンを示す線図であり、高温のα単相域で所定加
工度の加工を施してから、１℃/s以下の冷却速度で冷却
するラメラ形成処理を行う場合を示す。図３は、高温の
α単相域で所定加工度の加工を施してから、時効処理に
よるラメラ形成処理を行う場合のヒートパターンの１例
を示すもので、加工後一旦常温にまで１℃/s以上で冷却
してから再びα2 ＋γ領域、つまりTi3Al とTiAl相との
共存領域に加熱して時効処理を行い、TiAl相を析出さ
せ、ラメラ組織とするのである。
トパターンを示す線図であり、高温のα単相域で所定加
工度の加工を施してから、１℃/s以下の冷却速度で冷却
するラメラ形成処理を行う場合を示す。図３は、高温の
α単相域で所定加工度の加工を施してから、時効処理に
よるラメラ形成処理を行う場合のヒートパターンの１例
を示すもので、加工後一旦常温にまで１℃/s以上で冷却
してから再びα2 ＋γ領域、つまりTi3Al とTiAl相との
共存領域に加熱して時効処理を行い、TiAl相を析出さ
せ、ラメラ組織とするのである。
【００１８】図４は、高温のα単相域で所定加工度の加
工を施してから、時効処理によるラメラ形成処理を行う
場合の別の例のヒートパターンを示す線図であり、加工
後、常温にまで冷却することなく、α2 ＋γ領域にまで
１℃/s以上で冷却してからその温度に保持して時効処理
を行う。
工を施してから、時効処理によるラメラ形成処理を行う
場合の別の例のヒートパターンを示す線図であり、加工
後、常温にまで冷却することなく、α2 ＋γ領域にまで
１℃/s以上で冷却してからその温度に保持して時効処理
を行う。
【００１９】
【実施例】消耗式Arアーク溶解法で溶製されたTi−40原
子％Al( 合金Ａ) 、Ti−40原子％Al−１原子％Mo( 合金
Ｂ) およびTi−48.4原子％Al−0.6 原子％Mo( 合金Ｃ)
の各インゴットより40×40×80(mm)のブロックを切出
し、厚さ10mmのTi−６Al−4V合金製の板により包んで封
じたシース材をそれぞれの合金につき数個ずつ作製し
た。
子％Al( 合金Ａ) 、Ti−40原子％Al−１原子％Mo( 合金
Ｂ) およびTi−48.4原子％Al−0.6 原子％Mo( 合金Ｃ)
の各インゴットより40×40×80(mm)のブロックを切出
し、厚さ10mmのTi−６Al−4V合金製の板により包んで封
じたシース材をそれぞれの合金につき数個ずつ作製し
た。
【００２０】このようにして用意したシース材を1300℃
で均質化処理後、水冷してからこれにセラミックス製の
金型を用いて恒温鍛造を実施した。このときの恒温鍛造
条件と鍛造材の常温引張伸び、800 ℃における0.2 ％耐
力、常温の破壊靱性を表２にまとめて示す。なお、表
中、α2 はTi3Al を、αはα−Tiを、そしてγはTiAlを
それぞれ表す。また、加工度はシース材を含まないTiAl
＋Ti3Al 基合金のみの値であり、冷却速度は炉冷、空
冷、送風冷却、油冷、水冷等により調整した。
で均質化処理後、水冷してからこれにセラミックス製の
金型を用いて恒温鍛造を実施した。このときの恒温鍛造
条件と鍛造材の常温引張伸び、800 ℃における0.2 ％耐
力、常温の破壊靱性を表２にまとめて示す。なお、表
中、α2 はTi3Al を、αはα−Tiを、そしてγはTiAlを
それぞれ表す。また、加工度はシース材を含まないTiAl
＋Ti3Al 基合金のみの値であり、冷却速度は炉冷、空
冷、送風冷却、油冷、水冷等により調整した。
【００２１】その他の試験条件は次の通りであった。
【００２２】引張試験:常温および800 ℃の試験温度で
直径４mmの丸棒をε＝10-3S-1の歪み速度で引張試験を
実施した。 破壊靱性試験:ＣＴ試験片 (ハーフサイズ) を用いた。 表２に示す結果からも、本発明によれば、常温引張伸び
1.5 ％以上、800 ℃の0.2 ％耐力30kgf/mm2 以上、常温
破壊靱性60kgf/mm2 以上が得られることが分かる。図５
は、試験No.17 の比較材の金属顕微鏡組織写真であり、
図６は試験No. ３の本発明にかかる方法により製造され
た合金の同じく金属顕微鏡組織写真である。本発明によ
れば、微細ラメラ組織が生成しているのが分かる。
直径４mmの丸棒をε＝10-3S-1の歪み速度で引張試験を
実施した。 破壊靱性試験:ＣＴ試験片 (ハーフサイズ) を用いた。 表２に示す結果からも、本発明によれば、常温引張伸び
1.5 ％以上、800 ℃の0.2 ％耐力30kgf/mm2 以上、常温
破壊靱性60kgf/mm2 以上が得られることが分かる。図５
は、試験No.17 の比較材の金属顕微鏡組織写真であり、
図６は試験No. ３の本発明にかかる方法により製造され
た合金の同じく金属顕微鏡組織写真である。本発明によ
れば、微細ラメラ組織が生成しているのが分かる。
【００２３】
【表２】
【００２４】
【発明の効果】本発明により目標とする機械的性質が得
られるTi−Al系金属間化合物基合金の製造が可能とな
り、本合金の産業上の利用分野が広がる。
られるTi−Al系金属間化合物基合金の製造が可能とな
り、本合金の産業上の利用分野が広がる。
【図１】Ti−Alの２元系状態図の部分図である。
【図２】本発明における加工熱処理ヒートパターンを示
す線図である。
す線図である。
【図３】本発明における別の加工熱処理ヒートパターン
を示す線図である。
を示す線図である。
【図４】本発明におけるさらに別の加工熱処理ヒートパ
ターンを示す線図である。
ターンを示す線図である。
【図５】実施例における比較材の金属組織の光学顕微鏡
写真である。
写真である。
【図６】実施例における本発明例の金属組織の光学顕微
鏡写真である。
鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０Ａ ６５１ ６５１Ｂ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ａ ６８４Ｂ ６９２ ６９２Ａ ６９３ ６９３Ａ ６９４ ６９４Ａ ６９４Ｂ (56)参考文献 日本金属学会 「日本金属学会会報」 第30巻第１号 （平成３年１月20日発 行） ＰＰ．49−53 日本金属学会 「日本金属学会会報」 第30巻第１号 （平成３年１月20日発 行） ＰＰ．37−42
Claims (3)
- 【請求項１】 Ａｌ：３８〜５３原子％、残部ＴｉのＴ
ｉ−Ａｌ２元系合金またはこのＴｉの一部をＭｏ、Ｍ
ｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、ＷおよびＳｉから成る群から選ん
だ少なくとも一種の元素合計５原子％まで置換して得た
Ｔｉ−Ａｌ系合金に、１３００℃以下のα−Ｔｉ単相域
で加工を施して細粒化するとともに、その後、得られた
微細結晶粒の内部にＴｉＡｌとＴｉ３Ａｌのラメラを生
成させて微細なラメラ粒組織とするラメラ形成処理を行
うことを特徴とする、延性、高温強度、靭性のバランス
に優れた特性を有するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金
の製造方法。 - 【請求項２】 １３００℃以下のα単相域での加工が、
断面積比あるいは高さ比で３０％以上の加工度の加工を
１回以上施すことであり、かつ前記ラメラ形成処理が、
加工後、常温まで化学成分により定まる１〜１０℃／ｓ
の範囲内の臨界冷却速度以下の速度で冷却することであ
る、請求項１記載の方法。 - 【請求項３】 １３００℃以下のα単相域での加工が、
断面積比あるいは高さ比で３０％以上の加工度の加工を
１回以上施すことであり、かつ前記ラメラ形成処理が、
加工後、化学成分により定まる１〜１０℃／ｓの範囲内
の臨界冷却速度以上の速度で常温まで冷却してからある
いは常温にまで冷却せずにＴｉ３ＡｌとＴｉＡｌ相との
共存領域の温度にまで冷却してからその温度に加熱する
ことである、請求項１記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5169491A JP2734794B2 (ja) | 1991-03-15 | 1991-03-15 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| 日本金属学会 「日本金属学会会報」 第３０巻第１号 （平成３年１月２０日発行） ＰＰ．３７−４２ |
| 日本金属学会 「日本金属学会会報」 第３０巻第１号 （平成３年１月２０日発行） ＰＰ．４９−５３ |
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