JP3059313B2

JP3059313B2 - ＴｉＡｌ合金及びその製造方法

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Publication number: JP3059313B2
Application number: JP5036948A
Authority: JP
Inventors: 村正雄木; 本敬三橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-02-25
Filing date: 1993-02-25
Publication date: 2000-07-04
Anticipated expiration: 2015-07-04
Also published as: JPH06248377A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、比強度が高く、高温耐
熱材料として有望であって、エンジン部品、各種回転体
あるいは航空機への応用が期待されるＴｉＡｌ金属間化
合物に関するものである。

【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なされている。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、第三元素を添加し合金設計を行った例として、Ｔｉ
−３４．１重量％、Ａｌ−３４重量％Ｖ合金（米国特許
第４２９４６１５号明細書）、Ｔｉ−４１．７重量％Ａ
ｌ−１０重量％Ａｇ合金（特開昭５８−１２３８４７号
公報）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６１−４１７４０号公報）、Ｃｒ添加（米国特
許第４８４２８１９号明細書）、Ｔａ添加（米国特許第
４８４２８１７号明細書）、Ｓｉ添加（米国特許第４８
３６９８３号明細書）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_52-42Ａｌ
_46-50Ｃｒ_1-3Ｎｂ_1-5（特開平２−２５５３４号公
報）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、か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（ＴｉＡｌ，Ｌｌ₀構造）＋
α₂（Ｔｉ₃Ａｌ，ＤＯ₁₉構造）組織とし、合金成分系
として、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを添加し、さらにＢ、Ｓ
ｉを粒界強化元素として少量添加し、高温強度および常
温延性を改善した例もある（特開平１−２９８１２７号
公報）。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】一方、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）。また、第三
元素としてＣｒを添加し、粒界にβ（Ｔｉ合金，ｂｃｃ
基構造）相を析出させ、高温での延性を著しく改善した
例が報告されている（日本金属学会秋期大会講演概要
（１９９０）Ｐ．２６８）。

【０００５】さらに、高温での加工性と強度を向上させ
るためには、第三元素を添加した解質だけでなく、熱処
理・加工熱処理を中心とし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。Ｔｉ−Ａｌ二元系について
は、報告されている状態図を基に、組織制御による解質
の試みがなされている（例えば、ＪＯＭ誌１９９１年８
月号ｐ．４０）。しかし、元素を添加した三元系以上の
多元系については、状態図そのものの情報が極端に不足
もしくは欠如しているために、各多元系の種々の化学組
成に対する適正な製造・熱処理方法がないのが現状であ
る。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術の
問題点を解決し、高温での延性に優れたＴｉＡｌ合金を
作製すること及びそのために、熱処理を応用した新規な
ＴｉＡｌ合金の製造方法を提供すること、を目的として
いる。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、下記の事項を
要旨とするものである。原子％で、Ａｌ３５．０％〜４９．０％、Ｍｏ
１．０％〜８．０％、残部Ｔｉからなり、γ（ＴｉＡ
ｌ）、α₂（Ｔｉ₃Ａｌ）、β（Ｔｉ合金）の３種類の
相の比率（％）：ｆ_γ，ｆ_α，ｆ_βが０．５≦ｆ_γ／ｆ_α≦２．０、５≦ｆ_β≦４０．０の関係にあり、また、結晶粒径５０μｍ以下の結晶粒か
らなる微細組織とβ（Ｔｉ合金）が析出した組織の比率
の和が６０％以上であり、かつ８００℃での破断延びが
３０％以上である、ことを特徴とする高温での延性に優
れたＴｉＡｌ合金。Ｔｉ_xＡｌ_1-x-yＭｏ_y（０．５０≦ｘ≦０．５
７、０．０１≦ｙ≦０．０８）で表されるＴｉＡｌ基金
属間化合物を温度Ｔ₁で加熱した後その温度を保持しな
がら３０％以上の加工歪を加える処理と、温度Ｔ₂で加
熱処理する処理を、それぞれ１回以上含む一連の工程を
施したことを特徴とする、高温での延性に優れたＴｉＡ
ｌ合金の製造方法。但し、温度Ｔ₁、Ｔ₂は、以下の範
囲内である。１１２０℃≦Ｔ₁≦１４００℃ ９００℃≦Ｔ₂≦１１２０℃

【０００８】以下、本発明を詳細に説明する。ＴｉＡｌ
基金属間化合物では存在する相の種類・比率・形態が特
性を支配する要因であることが種々の研究から明らかに
なっている。相の種類・比率・形態を制御するためには
熱力学的に安定な相を示す平衡状態図が基本であり、そ
れに基づく加工・熱処理によるＴｉＡｌ基金属間化合物
の解質が研究されている。ＴｉＡｌ二元系合金の場合に
は、その二元系状態図の概要が解明されつつあり、例え
ば室温では、Ａｌ量が５０原子％以上のＡｌ残部Ｔｉの
合金は、γ単相合金となり、またＡｌ量が５０原子％以
下、３０原子％以上の場合はγ＋α₂相の二相となるこ
と、等の情報が状態図から読み取ることができる。しか
し、第三元素を添加した三元系または四元系以上の多元
系においては、状態図に関する情報がほとんどないのが
現状であり、さらにはそれに基づく材料設計の方法も提
案されていない。

【０００９】本発明は、第三元素であるＭｏを添加した
Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系のＴｉＡｌ基金属間化合物の材
料設計の方法を提案するものであるが、それは他の三元
系・多元系についてもこの手法の適用が可能な一般的な
方法である。Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系のＴｉＡｌ基金属
間化合物で存在しうる相としては、γ（ＴｉＡｌ，Ｌｌ
₀構造）、α₂（Ｔｉ₃Ａｌ，ＤＯ₁₉構造、但し、高温
ではα（ｈｃｐ）に変態する）、β（Ｔｉ合金、ｂｃｃ
基構造）の３種類の相がある。つまり発明者等は、これ
ら３種類の相の種類・比率・形態を定量的に制御するこ
とにより、内在する特性を最大限に引き出すことが可能
であることに注目し、研究を進め、これら３種類の相の
種類・比率・形態を定量的に制御するための製造方法に
達することができた。

【００１０】高温での延性に優れたＴｉ−Ａｌ−Ｍｏ三
元系のＴｉＡｌ基金属間化合物の製造のためには、上記
したγ、α₂、βの３つの相が同時に存在し、かつγと
α₂が等軸微細粒として存在し、その粒界または粒内に
β相が析出する組織（以下、「（等軸＋析出）組織」と
いう）から構成される試料を作製することが条件とな
る。この組織を実現するためには、高温での相の平衡状
態、特にγ＋α₂＋β三相共存領域の組成範囲を知り、
それに基づく加工熱処理を施すことが必要条件となる。
熱処理については、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系の相の平衡
状態を基にその最適条件を見いだすことに成功した。本
発明の目的を達成するためには、熱処理だけでは不十分
であり、熱処理過程の後にその温度を保持しながら３０
％以上の加工を加えることが必要である。

【００１１】以下、本発明の構成要件について具体的に
説明する。第一に、Ｔｉ_xＡｌ_1-x-yＭｏ_yで表される
ＴｉＡｌ基金属間化合物の組成を、０．５０≦ｘ≦０．
５７、０．０１≦ｙ≦０．０８に限定したのは、熱処理
を行う温度Ｔ₁，Ｔ₂近傍の温度域では、この組成範囲
外ではγ＋α₂＋β三相共存領域をはずれてしまい、上
記した「γ、α₂、βの３つの相が同時に存在し、かつ
（等軸＋析出）組織から構成される試料」の作製ができ
ないからである。第二に、本発明の特徴である多段階熱
処理について説明する。Ｔｉ_xＡｌ_1-x- _yＭｏ_yで示さ
れるＴｉＡｌ基金属間化合物を、温度Ｔ₁で加熱した後
にその温度を保持しながら３０％以上の加工歪を加える
処理と、温度Ｔ₂で加熱処理する処理、をそれぞれ１回
以上含む一連の工程を施す。温度Ｔ₁での処理は、γ＋
α₂＋β三相共存領域での熱処理により、これらの相の
比率・形態を制御するためのものである。一方、温度Ｔ
₂での熱処理は、前段の温度Ｔ₁での熱処理後冷却中に
生じた歪を軽減するためのものである。そこでこれらの
熱処理をそれぞれ１回以上含む一連の工程を施すことに
より、γ，α₂，βの３種類の相の比率・形態を任意に
制御することができ、その結果上記した特徴的な組織を
有する、高温での延性に優れたＴｉＡｌ合金の製造の作
製が可能なのである。

【００１２】このとき、γ，α₂，βの３種類の相の形
態（組織）を制御するためには、熱処理の際に加工を加
えることが不可欠な要素となる。これは、「温度」によ
る組織制御だけでなく、「歪誘起による再結晶現像を利
用した組織の微細化」、「変形により生じる転位により
Ｍｏ原子が異常に拡散し、その結果粒界にβ相が析出し
やすくなる」等の現象のために目的とする結晶粒径５０
μｍ以下の結晶粒からなる（等軸＋析出）組織が得られ
るからである。結晶粒径が５０μｍ以下であることが必
要な理由は、これより大きな結晶粒では、（等軸＋析
出）組織であってもその効果が減少し充分な延性を有し
た材料が作製できないからである。

【００１３】加工歪を与えるための加工を温度Ｔ₁で保
持する加熱処理工程の最終部分で行う理由は、「加熱工
程の前半で加工を行うと加工により生じた歪が加熱によ
り著しく開放され」、さらに「加工誘起による再結晶現
象のために結晶が粗大化する」、という現象が生じ期待
する効果が得られなくなるからである。又、加工歪の量
を３０％以上の範囲に限定したのは、この範囲をはずれ
ると、加工歪誘起による結晶の微細化の効果が著しく減
少し、目的とする「結晶粒径５０μｍ以下の結晶粒から
なる微細組織」を得ることができないからである。

【００１４】ここで、温度Ｔ₁及び温度Ｔ₂の範囲を限
定した理由について詳しく述べる。温度Ｔ₂を９００℃
≦Ｔ₂≦１１２０℃の範囲に限定したのは、この範囲を
はずれると、目的とした「熱処理後冷却中に生じた歪を
軽減する」ことが不可能であるからである。つまり、１
１２０℃より高い温度では、ＤＯ₁₉構造という規則構造
をもつα₂相が変態をして規則構造をもたないｈｃｐ構
造に変化してしまうためである。相変態が生じると、前
段の温度Ｔ₁の処理による「γ，α₂，βの３種類の相
の比率・形態の制御」が効果を失うからである。又、温
度Ｔ₂が９００℃より低い場合では、原子の拡散が著し
く低下し、現実にプロセスとして実現可能な時間（２０
時間程度以内）での効果が期待できないからである。

【００１５】一方、温度Ｔ₁を１１２０℃≦Ｔ₁≦１４
００℃にしたのは、この範囲をはずれると目的とする
「γ，α₂，βの３種類の相の比率・形態の制御」が不
可能となるからである。つまり、温度Ｔ₁が１１２０℃
より低い場合には、α₂相（ＤＯ₁₉構造）←→α相（ｈ
ｃｐ構造）間の変態が生じてしまい、「γ，α₂，βの
３種類の相の比率・形態の制御」が効果を失うからであ
る。また、温度Ｔ₁が１４００℃より高い温度では、α
相の比率がほぼ０に近くなり、「γ，α₂，βの３種類
の相の比率・形態の制御」が不可能になると共にγ相が
部分溶融する可能性があり、液相の析出により結晶粒の
組織制御が困難になるためである。

【００１６】このように、高温での延性の付与のために
は、「γ、α₂、βの３つの相が同時に存在し、かつ
（等軸＋析出）組織から構成される組織」を含む試料を
作製することが条件となる。そのための必要条件が上記
した組成範囲：Ｔｉ_xＡｌ_1-x- _yＭｏ_y（０．５０≦ｘ
≦０．５７、０．０１≦ｙ≦０．０８）であり、加熱処
理温度の範囲：１１２０℃≦Ｔ₁≦１４００℃，９００
℃≦Ｔ₂≦１１２０℃である。

【００１７】さらにこの範囲内においても、一連の加工
熱処理の最後の温度Ｔ₁でのγ，α₂、β相の比率：ｆ
_γ，ｆ_α，ｆ_βが以下の範囲内であることが必要であ
る。０．５≦ｆ_γ／ｆ_α≦２．０、５≦ｆ_β≦４０．０高温での相の平衡状態は、濃度に応じて変化するため
に、ｆ_γ，ｆ_α，ｆ_βを上記の範囲内にする加熱処理温
度Ｔ₁の範囲は、上記した範囲１１２０℃≦Ｔ₁≦１４
００℃に加えて、濃度に応じて決められる条件を満たす
必要がある。この条件は、本発明で解明されたＴｉ−Ａ
ｌ−Ｍｏ三元系の相の平衡状態等から、一連の加熱処理
の最後の温度Ｔ₁が以下の条件を満たすことである。こ
こで、条件式は濃度ｘ，ｙの関数になっている。ただしＸ_a＝０．５２３Ｘ_b＝０．５１４Ｙ_a＝０．０４３Ｙ_b＝０．０４０

【００１８】上記式は、ｆ_γ／ｆ_α≦２．０の条件を
満たすために必要である。Ｔｉ_xＡｌ_1-x-yＭｏ
_y（０．５０≦ｘ≦０．５７、０．０１≦ｙ≦０．０
８）で示されるＴｉＡｌ基金属間化合物は、組成ｘの値
が小さくなるとγ相の比率が大きくなる傾向にある。そ
のため上記の条件を満たすためには「組成Ｘの下限値」
以上である必要があり、その値は温度に依存している。
つまり、ｆ_γ／ｆ_α≦２．０の条件を満たすための温度
範囲は、種々の温度での「組成Ｘの下限値」の関数とし
て表すことができ、それが式である。すなわち、一連
の加熱処理の最後の温度Ｔ₁が式の条件を満たすこと
が、ｆ_γ／ｆ_α≦２．０を満たすために必要である。な
お、Ｘ_a，Ｘ_bは１２００、１３００℃での「組成Ｘの
下限値」である。また、上記式は、ｆ_β≦４０．０の
条件を満たすために必要である。Ｔｉ_xＡｌ_1-x-yＭｏ
_y（０．５０≦ｘ≦０．５７、０．０１≦ｙ≦０．０
８）で示されるＴｉＡｌ基金属間化合物は、組成ｙの値
が大きくなるとβ相の比率が大きくなる傾向にある。そ
のため上記の条件を満たすには「組成Ｙの上限値」以下
である必要があり、その値は温度に依存している。な
お、「組成Ｙの下限」は組成の限定で条件が満たされて
いる。つまり、ｆ_β≦４０．０の条件を満たすための温
度範囲は、種々の温度での「組成Ｙの上限値」の関数と
して表すことができ、それが式である。すなわち、一
連の加熱処理の最後の温度Ｔ₁が式の条件を満たすこ
とが、ｆ_β≦４０．０を満たすために必要である。な
お、Ｙ_a，Ｙ_bは１２００、１３００℃での「組成Ｙの
上限値」である。一連の加熱処理の最後の温度Ｔ₁の範
囲を、１１２０℃≦Ｔ₁≦１４００℃に加えてここで述
べた濃度に応じて決められる条件を満たすように設定す
ることにより、本発明の効果がより顕著になるのであ
る。

【００１９】次に、一連の加工熱処理の最後の温度Ｔ₁
でのγ、α₂、β相の比率：ｆ_γ，ｆ_α，ｆ_βが以下の
範囲内であることが必要である理由について述べる。０．５≦ｆ_γ／ｆ_α≦２．０、５≦ｆ_β≦４０．０これは、高温での延性の向上のために必要な（等軸＋析
出）組織を達成するための２つの要素である、γとα
₂が等軸微細粒として存在すること、その粒界または
粒内にβ相が析出すること、を実現するための条件が、
それぞれ０．５≦ｆ_γ／ｆ_α≦２．０、５≦ｆ_β≦４
０．０なのである。これは、結晶粒径が微細なために変
形能が向上する効果と、粒界または粒内に析出したβ相
による超塑性的な変形効果、が付加されて、難加工材で
ある金属間化合物の変形能を向上させることが可能にな
るのである。

【００２０】この、第一の条件が、α相とγ相の比率の
比であるｆ_γ／ｆ_αが０．５≦ｆ_γ／ｆ_α≦２．０の範
囲内である理由について述べる。γとα₂の等軸微細粒
を得るためには、α相とγ相の比率が近い値の温度域で
の加熱・冷却が不可欠である。つまり、二相が共存する
状態での加熱を行うことにより、それぞれの粒の結晶成
長を阻害することとなり、微細な等軸粒組織を得ること
ができるのである。しかし、α相とγ相の比率の比であ
るｆ_γ／ｆ_αが２．０より大きくなると、高温での加熱
中に存在するγ相の比率が１／３（＝３３．３％）より
大きくなり、著しい粒成長が生じる。その結果、得られ
る試料の組織は、高温での延性に好ましくない大きなγ
粒を含むため高温延性が著しく減少することになる。一
方、ｆ_γ／ｆ_αが０．５より小さくなると、高温で既に
存在するα相の比率が１／３（＝３３．３％）より大き
くなり、著しい粒成長が生じる。そのため、この温度域
から冷却した試料は、大きな結晶粒中にγとα₂が交互
に存在する層状組織（ラメラー組織）を含む試料とな
る。なお、この層状組織（ラメラー組織）は、高温から
冷却中に生じる変態（α→γ＋α→γ＋α₂）により生
じる。その結果、ｆ_γ／ｆ_αが０．５より小さい比率で
は、高温延性が著しく減少することになる。

【００２１】γ，α₂，β相の比率であるｆ_γ，ｆ_α，
ｆ_βの第二の条件が、ｆ_βが５≦ｆ_β≦４０．０の範囲
である理由について述べる。γとα₂の等軸微細粒の粒
界または粒内にβ相が析出する組織を得るためには、ｆ
_γ／ｆ_αが上記した範囲内でかつβ相が適当な比率で存
在することが必要である。そのような三相共存下で加熱
することにより、高温での延性の向上のために必要な
（等軸＋析出）組織を達成することができる。しかし、
ｆ_βが４０％より大きくなると、β相自身の比率が大き
くなりβ相自身の結晶粒の成長が生じて、平均的な粒径
が大きくなる。その結果、高温延性には好ましくない状
況となる。また、ｆ_βが５％より小さくなると、β相の
比率が著しく小さくなるためにβ相が粒界や粒内に析出
せず、その結果材料全体の高温での延性が著しく低下す
るため好ましくない。

【００２２】

【実施例】以下、本発明を実施例に基づいてさらに説明
する。実施例１高純度チタン（９９．９％）、アルミニウム（９９．９
９％）、モリブデン（９９．９％）を溶解原料とし、プ
ラズマアーク溶解によってＴｉ_xＡｌ_1-x-yＭｏ_yで示
されるＴｉＡｌ基金属間化合物を溶製した。γ，α₂，
β相の比率をそれぞれ３２．９％、５４．３％、１２．
８％にすることを目標として材料の熱処理を行った。熱
処理条件として本発明により与えられる、組成ｘ＝０．
５５０，１−ｘ−ｙ＝０．４２５，ｙ＝０．０２５、温
度Ｔ₁＝１１５０℃で２５０時間熱処理した後にさらに
温度Ｔ₂＝９８０℃で１５０時間加熱処理を行った。温
度Ｔ₁での熱処理の際に、その最終段階において高温で
加工しながらホットプレス機により初期加工歪速度５×
１０^-4Ｓ^-1の条件で約６５％の加工歪を加えた。その結
果、γ（ＴｉＡｌ）、α₂（Ｔｉ₃Ａｌ）、β（Ｔｉ合
金）の３種類の相の比率（％）：ｆ_γ，ｆ_α，ｆ_βが、
目標とする値にほぼ近い値を示し、かつこれらの比率が
本発明の範囲内である材料を作製することができた。得
られた材料中には、目的とする（等軸＋析出）組織の比
率は大きく、高温（８００℃）での延性も高い値を示し
た。

【００２３】実施例２〜９実施例１と同様にＴｉＡｌ基金属間化合物を溶製し、目
標とするγ，α₂，β相の比率・組織を有する材料を作
製するために熱処理を行った。熱処理条件として本発明
により与えられる組成、温度Ｔ₁、温度Ｔ₂での熱処理
を行った。温度Ｔ₁及びそこでの加工歪量、温度Ｔ₂、
熱処理時間、パターン、目標とするα₂，β，γ相の比
率、熱処理後得られたγ，α₂，β相の比率、及び各組
織（結晶粒径が５０μｍ以下の微細粒、ラメラ組織，γ
粒，析出β粒）の比率を、表１および表２に示す。すべ
ての試料について予想される相の比率が目標とする値に
ほぼ近い値を有する材料を作製することができ、（等軸
＋析出）組織の比率は大きく、また高温（８００℃）で
の延性も高い値を示した。

【００２４】比較例１高純度チタン（９９．９％）、アルミニウム（９９．９
９％）、モリブデン（９９．９％）を溶解原料とし、プ
ラズマアーク溶解によってＴｉ_xＡｌ_1-x-yＭｏ_yで示
されるＴｉＡｌ基金属間化合物を溶製した。従来の方法
ではγ，α₂，β相の比率を正確に設計することは困難
であるため、熱処理条件として従来の方法により二元系
状態図から最適と考えられる、組成ｘ＝０．５５０，１
−ｘ−ｙ＝０．４２５，ｙ＝０．０２５、温度Ｔ₁＝１
２５０℃で９０時間熱処理した。その結果、γ（ＴｉＡ
ｌ）、α₂（Ｔｉ₃Ａｌ）、β（Ｔｉ合金）の３種類の
相の比率（％）：ｆ_γ，ｆ_α，ｆ_βが本発明の範囲外で
ある材料が得られた。得られた材料中の（等軸＋析出）
組織の比率は小さく、また高温（８００℃）での延性も
低い値を示した。

【００２５】比較例２〜６比較例１と同様にＴｉＡｌ基金属間化合物を溶製し、熱
処理条件として従来の方法により二元系状態図から最適
と考えられる組成、温度Ｔ₁、温度Ｔ₂での熱処理を行
った。温度Ｔ₁、温度Ｔ₂、熱処理時間、パターン、熱
処理後得られたγ，α₂，β相の比率及び層状組織（ラ
メラー組織）の比率、及び各組織（結晶粒径が５０μｍ
以下の微細粒、ラメラー組織，γ粒，析出β粒）の比率
を表１および表２に示す。すべての試料について相の比
率が本発明の範囲外となり、（等軸＋析出）組織の比率
も小さく、また高温での延性（８００℃での値）も低い
値を示した。

【００２６】これらの実施例と比較例の比較から本発明
の効果は明かである。すなわち、実施例１と比較例１、
又は実施例２〜４と比較例６、実施例５〜７と比較例
２、３の比較から、同じ組成の材料であっても本発明の
範囲内外よってその組織・特性が大きく異なることがわ
かる。特に、実施例２、３と比較例６の比較から加工歪
の影響が理解できる。比較例４、５は、組成が本発明の
範囲からはずれたものである。このことから、同じ組成
の材料であっても、熱処理条件を変化させることにより
その組織・特性が大きく異なることがわかる。

【００２７】これらの実施例と比較例の試料中のγ，α
₂相の比であるｆ_α／ｆ_γと８００℃での延性を、図１
に示す。図中斜線を示した範囲が本発明の必要条件のひ
とつである、０．５≦ｆ_γ／ｆ_α≦２．０に対応する範
囲である。この範囲の中でも他の条件（５≦ｆ_β≦４
０、及び（等軸＋析出）組織の比率）を満たすもの（図
中、●で表示）が本発明の範囲に対応する。本発明の範
囲内にある試料の高温延性は高く、本発明の効果が明瞭
である。

【００２８】Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の改質のために
不可欠な元素を添加した系について内在する特性を最大
限に引き出すための製造方法を提供するために必要な、
平衡状態図に基づく定量的な材料作製指針を提示するこ
とができた。その結果、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ系の場合につ
いて、目的とする相の比率を得るために必要な組成・熱
処理温度を定量的に得ることができ、その結果種々のタ
イプを有する材料を作製することができた。また、本発
明は他の三元系についても応用可能な一般的な方法であ
る。

【００２９】

【発明の効果】以上説明したように、本発明により高温
での延性に優れたＴｉＡｌ合金を得ることができると共
にこのような新材料を製造するための熱処理を応用した
新規な製造方法を提供することが可能となった。

【図面の簡単な説明】

【図１】試料中のγ相とα₂相の比であるｆ_α／ｆ_γと
８００℃での延性の関係を示した図である。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】原子％で、Ａｌ３５．０％〜４９．０
％、Ｍｏ１．０％〜８．０％、残部Ｔｉからなり、ＴｉＡｌからなるγ相、Ｔｉ₃Ａｌからなるα₂相、Ｔ
ｉ合金からなるβ相の３種類の相の比率（％）：ｆ_γ，
ｆ_α，ｆ_βが０．５≦ｆ_γ／ｆ_α≦２．０、５≦ｆ_β≦４０．０の関係にあり、また、結晶粒径５０μｍ以下の結晶粒からなる微細組織
とβ相が析出した組織の比率の和が６０％以上であり、
かつ８００℃での破断延びが３０％以上である、ことを特徴とする高温での延性に優れたＴｉＡｌ合金。
【請求項２】Ｔｉ_xＡｌ_1-x-yＭｏ_y（０．５０≦ｘ≦
０．５７、０．０１≦ｙ≦０．０８）で表されるＴｉＡ
ｌ基金属間化合物を温度Ｔ₁で加熱した後その温度を保
持しながら３０％以上の加工歪を加える処理と、温度Ｔ
₂で加熱処理する処理を、それぞれ１回以上含む一連の
工程を施したことを特徴とする、高温での延性に優れた
ＴｉＡｌ合金の製造方法。但し、温度Ｔ₁、Ｔ₂は、以
下の範囲内である。１１２０℃≦Ｔ₁≦１４００℃ ９００℃≦Ｔ₂≦１１２０℃