JP3056541B2 - ＴｉＡｌ基金属間化合物とその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、耐熱材料として有望な
ＴｉＡｌ金属間化合物とその製造方法に関するものであ
る。ＴｉＡｌ金属間化合物は、比強度が高く、高温耐熱
材料としてエンジン部品、各種回転体あるいは航空機に
対し応用が考えられている。

【０００２】

【従来の技術】ＴｉＡｌ金属間化合物は、温度が上昇す
るに従って強度が上昇するという正の温度依存性を示
し、さらに比重が３．９と軽く軽量耐熱材料として航空
機への応用をめざし研究開発がされている。しかしなが
らＴｉＡｌ金属間化合物は一般の金属合金に比べて変形
能に乏しい特徴があり、室温での延性改善について多く
の研究がなされてきた。常温での延性改善のため、第３
元素を添加し合金設計を行った例として、Ｔｉ−３４．
１重量％Ａｌ−０．１〜４重量％Ｖ合金（米国特許第４
２９４６１５号）、Ｔｉ−４１．７重量％Ａｌ−１０重
量％Ａｇ合金（特開昭５８−１２３８４７号）がある。
さらに、ＴｉＡｌ金属間化合物にＭｎを添加して、常温
における延性を２〜３％に改善した例（特開昭６１−４
１７４０号）、Ｃｒ添加（米国特許第４８４２８１９
号）、Ｔａ添加（米国特許第４８４２８１７号）、Ｓｉ
添加（米国特許第４８３６９８３号）がある。４元系で
は、室温での延性と耐酸化性を向上させた例としてＴｉ
_52-42 Ａｌ_46-50 Ｃｒ_1-3 Ｎｂ_1-5 （特開平２−２５５
３４号）がある。

【０００３】ＴｉＡｌ金属間化合物は常温での延性が３
％以下であり、常温での加工が困難なため、精密鋳造技
術あるいは粉末技術によって形状を付与する方法が取ら
れている。さらに、形状付与技術として、高温で超塑性
加工することが考えられている。ＴｉＡｌ金属間化合物
は、成形した後、高温構造部材として、高温強度の必要
な部位に適用される。このような要求から、高温で加工
性に優れており、且つ強度も高い金属間化合物の材料設
計が要求されている。γ＋α₂組織とし、合金成分系と
して、Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖを添加し、さらにＢ，Ｓｉ
を粒界強化元素として小量添加し、高温強度および常温
延性を改善した例が公開されている（特開平１−２９８
１２７号）。しかし、８００℃での伸びが最大４％と高
温での加工性が改善されていない。

【０００４】添加元素による合金設計の他に熱間加工を
施し組織を微細化して、高温延性を改善した例が報告さ
れている（例えば、日本金属学会秋期大会シンポジウム
講演概要（１９８９）Ｐ．２４５）。さらに、本発明者
らは、第３元素としてＣｒを添加し、粒界にβ相を析出
させ、高温での延性を著しく改善した例を報告している
（日本金属学会秋期大会講演概要（１９９０）Ｐ．２６
８）。高温での加工性と強度を向上させるためには、第
３元素を添加した効果だけでなく、溶解・熱処理・加工
熱処理といった種々のプロセスを組み合わせた、組織制
御が必要である。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】ＴｉＡｌ基金属間化合
物は状態図もはっきりしておらず、第３あるいは、第４
元素を添加し溶解・鋳造しただけではその特性を十分に
発揮させることができない。Ｃｒ添加合金では加工熱処
理を施すことにより、β相が粒界に析出し延性が向上で
きることを見い出したが、高温強度が不十分である。本
発明は、添加元素による効果を系統的に調べ、状態図を
基にした合金設計と加工熱処理を施すことによって、出
現する相、組織、結晶粒径を制御し、高温における強度
と延性が向上したＴｉＡｌ基金属間化合物を提供するこ
とを目的としている。

【０００６】

【課題を解決するための手段】原子％でＡｌ４５％から
５０％残部がＴｉを基本とするＴｉＡｌ基金属間化合物
において、原子％で１％から５％のＶ，Ｍｎ，Ｎｂまた
はＭｏの群より選ばれた元素を添加元素として少なくと
も一種以上含み、γ相を主要相として、γ相とα₂ 相の
等軸粒の間にβ相を析出させ、高温での強度と延性を向
上させることを目的で合金設計を行ったＴｉＡｌ基金属
間化合物。

【０００７】この化合物は、添加元素として、Ｖ，Ｍ
ｎ，Ｎｂ，Ｍｏを含み、β相を結晶粒界に析出させるべ
く溶解後熱処理、さらに熱間加工を施す。具体的には、
β安定化元素（Ｖ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ）を原子％で１％
以上５％以下含み、原子％でＡｌを４５％から５０％、
残部がＴｉの組成をもった合金を、溶解後、熱処理を１
０００℃以上１２５０℃以下で４８時間以上行い、徐冷
した後、熱間加工を１１００℃以上１３５０℃以下、歪
速度１×１０^-2ｓ^-1以下で４０％以上の変形を行うこと
によって達成される。

【０００８】

【作用】ＴｉＡｌ基金属間化合物にβ相を析出させる添
加元素として、Ｖ，Ｍｎ，ＮｂまたはＭｏを添加した。
ＴｉＡｌ二元系合金の場合、５０原子％以上のＡｌ残部
Ｔｉの合金はγ単相合金となる。Ａｌ量が原子％で５０
％以下３０％以上の場合γ＋α₂ 相の二相となるが、Ａ
ｌ量が４５％以下の場合α₂ 相の体積率が３０％以上と
なり、室温での強度と延性が低下する。従ってＡｌ量は
原子％で４５％以上５０％以下が望ましい。原子％でＡ
ｌ量４５％以上５０％以下、残部Ｔｉからなる金属間化
合物の溶解後の組織は、γとα₂ が交互に存在する層状
組織（ラメラー組織）となる。Ｔｉ−Ａｌ二元系合金で
は、１５００℃以上でβ相が平衡相として存在するが、
急冷してもβ相を室温に凍結させることはできない。β
相を出させるためにはＴｉに対してβ相安定化元素を添
加し、三元系状態図においてβ相領域を変化させる必要
がある。

【０００９】原子％で、Ｖ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏを原子％
で１％以上５％以下添加し、Ａｌ量を原子％で４５％以
上５０％以下、残部Ｔｉの組成を有する金属間化合物
は、溶解したインゴットのままでは、γ＋α₂ 層状組織
（ラメラー組織）とγ粒を含む組織となる。Ｘ線回折か
らもβ相のピークは現れない。インゴットを１０００℃
以上１２５０℃以下で熱処理を施すと層状組織から、大
部分がγ粒とα₂ 粒の等軸粒からなる混晶組織を示す。
焼鈍処理を行っても存在する相はγ相とα₂ 相で変化し
ない。焼鈍温度について、１０００℃以下では焼鈍の効
果が認められず、１２５０℃以上で焼鈍すると結晶粒径
が粗大化したり、針状組織が出現する。４８時間以下の
場合、層状組織が残り均質な焼鈍材が得られなかった。
γ粒とα₂ 粒の等軸粒からなる混晶組織をもった、第３
元素添加金属間化合物を熱間加工することによって、γ
粒が微細化するとともにβ相が析出する。図１に焼鈍材
と熱間加工材のＸ線回折パターンを示す。比較例とし
て、化学量論組成のＴｉＡｌ金属間化合物のパターンを
示す。表１に各添加元素がＴｉＡｌ金属間化合物に及ぼ
す相安定性の効果を示す。

【００１０】Ｍｏを添加したＴｉＡｌ金属間化合物は、
インゴット材において層状組織（ラメラー組織）が現
れ、ラメラー粒の間にβ相が形成され、β相形成能が高
い。熱間加工したＭｏ添加金属間化合物は、微細なβ結
晶粒とγ等軸粒の混晶組織となった。微細な等軸粒組織
においては、粒径が微細化された効果があり、高温での
延性が向上した。Ｏは主としてα相に固溶してα相を強
化する作用を持つ、そのためＯは重量％で０．０５％以
下に抑えることが必要である。

【００１１】ＴｉＡｌ二元系状態図からは高温で安定な
β相は１２５０℃以下でα相となり室温で存在しないが
β安定化作用を持つ添加元素を加えることによりβ領域
が広がりβ相を室温まで存在させることができる。Ｔｉ
Ａｌ基金属間化合物を２相以上の多相組織にする効果と
しては、γ結晶粒成長を抑え結晶粒を微細化する効果が
ある。さらに、γ相α₂ 相β相の順に高温強度が低く、
高温での変形が容易である。強度の異なった相を複相化
する効果として、変形容易な相が変形を担い、強度の高
い相が、強度を高める効果をもっている。高温変形の容
易なβ相は、γ結晶粒界に析出すると、高温での加工性
を著しく高める効果がある。

【００１２】組織を変化させる方法として、加工再結晶
によって組織を微細化することは、通常の金属または合
金で行われている方法であるが、ＴｉＡｌ基金属間化合
物の場合、均質化熱処理ままの材料は室温から８００℃
まで延性能はほとんどなく脆性的に破断した。このよう
に難加工性の材料の場合、低い温度で加工し加工歪エネ
ルギーを蓄え、熱処理によって再結晶させるという従来
の加工再結晶の利用が困難である。結晶粒を微細化する
とともに、β相を析出させる為には三元系状態図で、β
相が存在する温度以上で加工し、変形と再結晶が重複し
て起こる動的再結晶現象を利用することが考えられる。
動的再結晶現象は、変形温度、変形時の歪速度、変形量
が重要なパラメーターとなる。すなわち動的再結晶現象
を利用して、結晶粒の微細化とβ相を析出させるために
は、温度と歪速度の制御が特に重要であり、その条件を
満たす加工プロセスを選択しなければならない。

【００１３】ＴｉＡｌ基金属間化合物のα−β変態より
も高温域で、しかも低歪速度で変形し、動的再結晶によ
って結晶制御するプロセスとしては、恒温鍛造法が最も
有用である。恒温鍛造は、金型と試料の温度を同一に保
つところに特徴があり、難加工材の成形方法として用い
られている。変形温度を上昇させ、より低歪速度で変形
すると、ＴｉＡｌ基金属間化合物の変形は容易に起こる
が、目的とするβ相を析出させた微細結晶組織にするに
は、問題があった。すなわち、同一歪速度でありなが
ら、変形温度が１２５０℃の場合と１１００℃の場合の
結晶粒径を比較すると１２５０℃の場合再結晶粒が成長
する傾向にある。しかし、反対に１０００℃以下で恒温
鍛造を行うと、変形帯とともに微細な結晶粒が現れる
が、未再結晶部分が存在し、不均質な結晶組織をもった
ものとなった。

【００１４】すなわち、恒温鍛造における温度と歪の適
切な条件としては、１１００℃以上で、歪速度１×１０
^-2／ｓ以下が望ましい。さらに、変形量としては、４０
％未満の場合は、未変形部分が存在し、結晶粒径の大小
の差が大きい。試料全体で均質な微細粒を得るために
は、変形量として、４０％以上、好ましくは、一回で６
０％以上の大変形が必要である。この変形条件を満たす
変形として、恒温鍛造の他に熱間押出、熱間圧延等が可
能である。

【００１５】上記鍛造方法によってＶ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍ
ｏを添加したＴｉＡｌ基金属間化合物を４０％以上恒温
鍛造した結果、再結晶組織が微細等軸粒になり、さら
に、第２相としてβ相が析出した。β相がγ相結晶粒界
に析出した場合、β相は高温での加工性を高める効果が
ある。

【００１６】

【実施例】

（実施例１） Ｔｉ−４８at％Ａｌ−２at％Ｎｂ 高純度チタン（９９．９％）とアルミニウム（９９．９
９％）を溶解原料とし、プラズマアーク溶解によって原
子％で４８at％Ａｌ−２at％Ｎｂ、残部ＴｉのＮｂ添加
ＴｉＡｌ金属間化合物を溶製した。１０５０℃、９６時
間、真空中で均質化熱処理した結果、結晶粒径１００μ
ｍ程度の等軸粒となった。均質化熱処理を施した材料か
ら、直径３５mm、高さ４２mmの試料を放電加工によって
加工した。恒温鍛造は、真空雰囲気中で初期歪速度５×
１０^-4ｓ^-1、加熱温度１３００℃で７０％圧下した。図
２にＮｂ添加ＴｉＡｌ基金属間化合物を鍛造した後の結
晶組織写真を示す。平均結晶粒径３４μｍの等軸な微細
粒が広い範囲にわたって得られた。恒温鍛造した試料か
らＸ線回折によって相を同定した結果、結晶粒界に析出
した相はβ相の回折ピークを示した。鍛造材からマルチ
ワイヤーソーでゲージ部厚さ２mm、幅２．５mm、長さ１
１．５mmの引張試験片を作成し、真空雰囲気中で高温引
張試験を行った。試料を１２００℃、歪速度１×１０^-3
／ｓの条件で引張試験をした結果３５３％の伸びを示し
た。

【００１７】（実施例２）Ｔｉ−４８at％Ａｌ−２at％
Ｍｏの組成をもった金属間化合物を同様な方法で、溶解
・均質化熱処理・熱間加工し、相および組織と高温引張
試験を行った。成分分析結果を表１に、試験結果を表３
に示す。

【００１８】（実施例３）Ｔｉ−４８at％Ａｌ−２at％
Ｖの組成をもった金属間化合物を同様な方法で、溶解・
均質化熱処理・熱間加工し、相および組織と高温引張試
験を行った。成分分析結果を表１に、試験結果を表３に
示す。

【００１９】（実施例４）Ｔｉ−４８at％Ａｌ−２at％
Ｍｎの組成をもった金属間化合物を同様な方法で、溶解
・均質化熱処理・熱間加工し、相および組織と高温引張
試験を行った。成分分析結果を表１に、試験結果を表３
に示す。

【００２０】（実施例５）Ｔｉ−４９at％Ａｌ−１at％
Ｍｏ 高純度チタン（９９．９％）とアルミニウム（９９．９
９％）を溶解原料とし、第３元素として、Ｍｏを原子％
で１％添加したＴｉＡｌ金属間化合物を非消耗式アーク
溶解によって溶製した。１０５０℃、９６時間、真空中
で均質化熱処理した結果、結晶粒径１００μｍ程度の等
軸粒となった。均質化熱処理を施した材料から試料を加
工し恒温鍛造を行った。恒温鍛造後の組織は、γ相の等
軸粒が広い範囲にわたって得られた。Ｘ線回折より、体
積率で０．５％程度のβ相の析出がみられた。鍛造材か
らマルチワイヤーソーでゲージ部厚さ２mm、幅２．５m
m、長さ１１．５mmの引張試験片を作成し、真空雰囲気
中で歪速度１×１０^-3／ｓ高温引張試験を行った。試験
結果を表３に示す。

【００２１】（実施例６）Ｔｉ−４６at％Ａｌ−４at％
Ｍｏの組成をもった金属間化合物を同様な方法で、溶解
・均質化熱処理・熱間加工し、相および組織と高温引張
試験を行った。試験結果を表３に示す。

【００２２】（実施例７）Ｔｉ−４５at％Ａｌ−５at％
Ｍｏの組成をもった金属間化合物を同様な方法で、溶解
・均質化熱処理・熱間加工し、相および組織と高温引張
試験を行った。試験結果を表３に示す。

【００２３】（実施例８）Ｔｉ−４９at％Ａｌ−２at％
Ｍｏの組成をもった金属間化合物を同様な方法で、溶解
・均質化熱処理・熱間加工し、相および組織と高温引張
試験を行った。試験結果を表３に示す。

【００２４】（実施例９）Ｔｉ−４７at％Ａｌ−２at％
Ｎｂ−１at％Ｍｏの組成をもった金属間化合物を同様な
方法で、溶解・均質化熱処理・熱間加工し、相および組
織と高温引張試験を行った。試験結果を表３に示す。

【００２５】（比較例１）Ｔｉ−５０at％Ａｌの組成を
もった金属間化合物を同様な方法で、溶解・均質化熱処
理・熱間加工し、相および組織と高温引張試験を行っ
た。試験結果を表３に示す。

【００２６】（比較例２）Ｔｉ−４８at％Ａｌの組成を
もった金属間化合物を同様な方法で、溶解・均質化熱処
理・熱間加工し、相および組織と高温引張試験を行っ
た。試験結果を表３に示す。

【００２７】（比較例３）Ｔｉ−４７at％Ａｌ−３at％
Ｃｒの組成をもった金属間化合物を同様な方法で、溶解
・均質化熱処理・熱間加工し、相および組織と高温引張
試験を行った。試験結果を表３に示す。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】

【表３】

【００３１】

【発明の効果】第３元素として、Ｖ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ
を添加したＴｉＡｌ基金属間化合物を溶解・均質化焼鈍
・加工熱処理することにより、β相が析出した。とく
に、Ｖ，Ｍｎ，Ｎｂ添加合金については、β相が粒界に
析出し、高温での加工性が著しく改善されることが明か
となった。本発明のＴｉＡｌ基金属間化合物は熱間加工
性に優れており、複雑な形状の成形物を加工することが
可能であり、工業的利用分野が広い。たとえば、超塑性
的加工を利用して、ハニカム構造を製造でき航空機等の
軽量化に応用できる。熱間加工によって成形した後、熱
処理することによって、結晶粒を粗大化させ、高温での
クリープ特性を向上させることが可能である。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱間加工したＶ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏを添加した
ＴｉＡｌ基金属間化合物のＸ線回折パターン。

【図２】Ｎｂ添加ＴｉＡｌ基金属間化合物の鍛造後の結
晶組織写真。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 14/00 C22F 1/18

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 原子％でＡｌ４５％から５０％残部がＴ
   ｉを基本とするＴｉＡｌ基金属間化合物において、Ｖ，
   Ｍｎ，ＮｂまたはＭｏの添加元素群より選ばれた少なく
   とも一種以上の元素を、原子％で１％以上５％以下を含
   み、γ相とα₂相からなる等軸粒の間にβ相を析出さ
   せ、高温での延性と強度を向上させたＴｉＡｌ基金属間
   化合物。
2. 【請求項２】 原子％でＡｌ４５％から５０％残部がＴ
   ｉを基本とするＴｉＡｌ基金属間化合物において、Ｖ，
   Ｍｎ，ＮｂまたはＭｏの添加元素群より選ばれた少なく
   とも一種以上の元素を、原子％で１％以上５％以下を含
   む金属間化合物を溶解後、熱処理を１０００℃以上１２
   ５０℃以下で４８時間以上行い、徐冷した後、熱間加工
   を１１００℃以上１３５０℃以下、歪速度１×１０^-2ｓ
   ^-1以下で４０％以上の変形を行い、β相をγ相とα₂ 相
   からなる等軸粒の粒界に析出させる事を特徴とする高温
   での延性と強度を向上させたＴｉＡｌ基金属間化合物の
   製造方法。