JP3308615B2 - ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 - Google Patents
ＴｉＡｌ合金及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＴｉＡｌ合金に関する
ものであって、高比強度が高く、高温耐熱性に優れてい
るためエンジン部品、各種回転体、あるいは航空機の分
野に応用される。
ものであって、高比強度が高く、高温耐熱性に優れてい
るためエンジン部品、各種回転体、あるいは航空機の分
野に応用される。
【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と軽いため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、第三元素を添加し合金設計を行った例として、Ｔｉ
−４１．７重量％Ａｌ−１０重量％Ａｇ合金（特開昭５
８−１２３８４７号公報）、Ｔｉ52-46 Ａｌ46-50 Ｖ
2-4 （米国特許第４８５７２６８号明細書）がある。ま
た、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６１−４１７
４０号公報）、さらにはＣｒ添加（米国特許第４８４２
８１９号明細書）、Ｔａ添加（米国特許第４８４２８１
７号明細書）、Ｓｉ添加（米国特許第４８３６９８３号
明細書）がある。四元系合金としては、室温での延性と
耐酸化性を向上させた例として、Ｔｉ52-42 Ａｌ46-50
Ｃｒ1-3 Ｎｂ1-5 （特開平２−２５５３４号公報）があ
る。
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と軽いため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、第三元素を添加し合金設計を行った例として、Ｔｉ
−４１．７重量％Ａｌ−１０重量％Ａｇ合金（特開昭５
８−１２３８４７号公報）、Ｔｉ52-46 Ａｌ46-50 Ｖ
2-4 （米国特許第４８５７２６８号明細書）がある。ま
た、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６１−４１７
４０号公報）、さらにはＣｒ添加（米国特許第４８４２
８１９号明細書）、Ｔａ添加（米国特許第４８４２８１
７号明細書）、Ｓｉ添加（米国特許第４８３６９８３号
明細書）がある。四元系合金としては、室温での延性と
耐酸化性を向上させた例として、Ｔｉ52-42 Ａｌ46-50
Ｃｒ1-3 Ｎｂ1-5 （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。また、形状付与技術として、高温で超塑性
加工する事が考えられていてる。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。このような状況から、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
計が要請されている。そこで、γ（ＴｉＡｌ，Ｌｌ0 構
造）＋α2 （Ｔｉ3 Ａｌ，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，Ｓｉ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技術も開示されている（特開平
１−２９８１２７号公報）。しかしながら、これら従来
技術においても、８００℃での伸びが最大４％と高温で
の加工性がいまだ充分には改善されていない。
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。また、形状付与技術として、高温で超塑性
加工する事が考えられていてる。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。このような状況から、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
計が要請されている。そこで、γ（ＴｉＡｌ，Ｌｌ0 構
造）＋α2 （Ｔｉ3 Ａｌ，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，Ｓｉ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技術も開示されている（特開平
１−２９８１２７号公報）。しかしながら、これら従来
技術においても、８００℃での伸びが最大４％と高温で
の加工性がいまだ充分には改善されていない。
【０００４】一方、添加元素による合金設計の他に熱間
加工を施した組織を微細化して、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，ｂｃ
ｃ基構造）相を析出させ、高温での延性を著しく改善し
た例も報告されている（日本金属学会秋期大会講演概要
（１９９０）Ｐ．２６８）。
加工を施した組織を微細化して、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，ｂｃ
ｃ基構造）相を析出させ、高温での延性を著しく改善し
た例も報告されている（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改質だけでなく、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、組織制御による改質
の試みがなされている（例えば、ＪＯＭ誌１９９１年８
月号Ｐ．４０）。しかしながら、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、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。
るためには、第三元素を添加した改質だけでなく、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、組織制御による改質
の試みがなされている（例えば、ＪＯＭ誌１９９１年８
月号Ｐ．４０）。しかしながら、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、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、上記従来技
術の問題点を解決し、高温での破断強度に優れたＴｉＡ
ｌ合金を提供するとともに熱処理を応用した新たなＴｉ
Ａｌ合金の製造方法を提供することを目的としている。
術の問題点を解決し、高温での破断強度に優れたＴｉＡ
ｌ合金を提供するとともに熱処理を応用した新たなＴｉ
Ａｌ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
要旨としている。 (1) 原子％で、Ａｌ３５．０％〜４９．０％およびＭ
ｏ１．０％〜８．０％を含有し、ＴｉＡｌであるγ相、
Ｔｉ３Ａｌであるα２相およびＴｉ合金であるβ相の３
種の相の体積比率であるｆγ、ｆα２およびｆβが下記
の条件を満たしており、 ｆγ／ｆα２ ≦ １．０ ０．１ ≦ ｆβ ≦ ３０．０ かつ、上記のγ相とα２相の層状のラメラー組織の全体
積に対する比率が５０％以上であって、８００℃での破
断強度が３００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温
での破断強度に優れたＴｉＡｌ合金。
要旨としている。 (1) 原子％で、Ａｌ３５．０％〜４９．０％およびＭ
ｏ１．０％〜８．０％を含有し、ＴｉＡｌであるγ相、
Ｔｉ３Ａｌであるα２相およびＴｉ合金であるβ相の３
種の相の体積比率であるｆγ、ｆα２およびｆβが下記
の条件を満たしており、 ｆγ／ｆα２ ≦ １．０ ０．１ ≦ ｆβ ≦ ３０．０ かつ、上記のγ相とα２相の層状のラメラー組織の全体
積に対する比率が５０％以上であって、８００℃での破
断強度が３００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温
での破断強度に優れたＴｉＡｌ合金。
【０００８】(2) ＴｉｘＡｌ１−ｘ−ｙＭｏｙで表わ
されるＴｉＡｌ合金を、温度Ｔ１で保持する熱処理と温
度Ｔ２で保持する熱処理とを、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破断強度に
優れたＴｉＡｌ合金の製造方法。ここで、関数ｘ、ｙ及
び温度Ｔ１、Ｔ２は、以下の範囲内である。 ０．５０≦ｘ≦０．５７ ０．０１≦ｙ≦０．０８ １１２０℃≦Ｔ１≦１４００℃で、γ相、α２相、β相
の３相が共存する温度 ９００℃≦Ｔ２≦１１２０℃
されるＴｉＡｌ合金を、温度Ｔ１で保持する熱処理と温
度Ｔ２で保持する熱処理とを、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破断強度に
優れたＴｉＡｌ合金の製造方法。ここで、関数ｘ、ｙ及
び温度Ｔ１、Ｔ２は、以下の範囲内である。 ０．５０≦ｘ≦０．５７ ０．０１≦ｙ≦０．０８ １１２０℃≦Ｔ１≦１４００℃で、γ相、α２相、β相
の３相が共存する温度 ９００℃≦Ｔ２≦１１２０℃
【０００９】以下に、本発明を詳細に説明する。ＴｉＡ
ｌ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
化合物の改質が研究されている。ＴｉＡｌ二元系合金に
ついてはその二元系状態図の概要が解明されつつある。
例えば、室温では、Ａｌ量が５０原子％以上のＡｌ残部
Ｔｉ合金は、γ単相合金となり、Ａｌ量が５０原子％以
下、３０原子％以上の場合、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。
ｌ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
化合物の改質が研究されている。ＴｉＡｌ二元系合金に
ついてはその二元系状態図の概要が解明されつつある。
例えば、室温では、Ａｌ量が５０原子％以上のＡｌ残部
Ｔｉ合金は、γ単相合金となり、Ａｌ量が５０原子％以
下、３０原子％以上の場合、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。
【００１０】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合金の材料設計の方
法を提案するものである。それは他の三元系・多元系に
ついてもそ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合金で存在しうる相
としては、ＴｉＡｌであるγ相（Ｌｌ0 構造）、Ｔｉ３
Ａｌであるα2 相（ＤＯ19構造。但し、高温ではα（ｈ
ｃｐ）に変態する）、Ｔｉ合金であるβ相（ｂｃｃ基構
造）の３種類の相がある。つまりこれら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、本発明を完成に至らしめたのである。
Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系のＴｉＡｌ合金の材料設計の方
法を提案するものである。それは他の三元系・多元系に
ついてもそ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合金で存在しうる相
としては、ＴｉＡｌであるγ相（Ｌｌ0 構造）、Ｔｉ３
Ａｌであるα2 相（ＤＯ19構造。但し、高温ではα（ｈ
ｃｐ）に変態する）、Ｔｉ合金であるβ相（ｂｃｃ基構
造）の３種類の相がある。つまりこれら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、本発明を完成に至らしめたのである。
【００１１】高温での破断強度に優れたＴｉ−Ａｌ−Ｍ
ｏ三元系のＴｉＡｌ合金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、且つγとα2 が交
互に存在する「層状のラメラー組織」〔以下、本明細書
において「層状組織（ラメラー組織）」という場合があ
る〕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
に基づく熱処理を施すことが必要条件になる。しかし、
従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系の平衡状態図について正確
な情報がなく、技術上の大きな問題であったが、研究の
結果、本発明に至り、従来の技術課題を解決することが
できたのである。解明されたＴｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系の
１２００℃と１３００℃における相の平衡状態を、図１
および図２に示す。
ｏ三元系のＴｉＡｌ合金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、且つγとα2 が交
互に存在する「層状のラメラー組織」〔以下、本明細書
において「層状組織（ラメラー組織）」という場合があ
る〕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
に基づく熱処理を施すことが必要条件になる。しかし、
従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系の平衡状態図について正確
な情報がなく、技術上の大きな問題であったが、研究の
結果、本発明に至り、従来の技術課題を解決することが
できたのである。解明されたＴｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系の
１２００℃と１３００℃における相の平衡状態を、図１
および図２に示す。
【００１２】以下、本発明の具体的な構成要素について
詳細に説明する。まず、Ｔｉx Ａｌ1-x-y Ｍｏy で表さ
れるＴｉＡｌ合金の組成を、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、且つγとα
2が交互に存在する層状組織（ラメラー組織）から構成
される試料」の作製ができないからである。
詳細に説明する。まず、Ｔｉx Ａｌ1-x-y Ｍｏy で表さ
れるＴｉＡｌ合金の組成を、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、且つγとα
2が交互に存在する層状組織（ラメラー組織）から構成
される試料」の作製ができないからである。
【００１３】次に、本発明の特徴である多段階熱処理に
ついて本発明では、Ｔｉx Ａｌ1-x- y Ｍｏy で示される
ＴｉＡｌ合金を、温度Ｔ１で保持する加熱処理と温度Ｔ
2 で保持する加熱処理をそれぞれ１回以上含む一連の工
程を施す。温度Ｔ1 での熱処理は、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Ｔ2 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、高温での破断強度に優れたＴｉＡｌ合金の製造が可
能となる。
ついて本発明では、Ｔｉx Ａｌ1-x- y Ｍｏy で示される
ＴｉＡｌ合金を、温度Ｔ１で保持する加熱処理と温度Ｔ
2 で保持する加熱処理をそれぞれ１回以上含む一連の工
程を施す。温度Ｔ1 での熱処理は、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Ｔ2 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、高温での破断強度に優れたＴｉＡｌ合金の製造が可
能となる。
【００１４】これらの熱処理は、加工処理と組み合わせ
ることにより、その全体、もしくは特定の効果をさらに
増長させることも可能である。例えば、γ，α2 ，βの
各相の体積比率をそれぞれ５０，４５，５原子％に制御
するために、ある温度Ｔ1 での熱処理を行う際に、加熱
中に同時に加工（例えば、圧延、押しだし、鍛造等）を
行うことにより、各結晶粒の微細化、β相の粒界への析
出等の効果がより増長される。これは、“温度”という
要素以外に加工に伴う“歪誘起の再結晶”、“変形によ
り生じた転移による拡散”等の要素が付加されるためで
ある。
ることにより、その全体、もしくは特定の効果をさらに
増長させることも可能である。例えば、γ，α2 ，βの
各相の体積比率をそれぞれ５０，４５，５原子％に制御
するために、ある温度Ｔ1 での熱処理を行う際に、加熱
中に同時に加工（例えば、圧延、押しだし、鍛造等）を
行うことにより、各結晶粒の微細化、β相の粒界への析
出等の効果がより増長される。これは、“温度”という
要素以外に加工に伴う“歪誘起の再結晶”、“変形によ
り生じた転移による拡散”等の要素が付加されるためで
ある。
【００１５】ここで、温度Ｔ1 及び温度Ｔ2 の範囲を限
定した理由を述べる。温度Ｔ2 を９００℃≦Ｔ2 ≦１１
２０℃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」が不可能となるからである。つまり、１１２０℃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 での処理による「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。
定した理由を述べる。温度Ｔ2 を９００℃≦Ｔ2 ≦１１
２０℃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」が不可能となるからである。つまり、１１２０℃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 での処理による「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。
【００１６】また、温度Ｔ1 を１１２０℃≦Ｔ1 ≦１４
００℃に限定したのは、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
不可能であるからである。つまり、温度Ｔ1 が１１２０
℃より低い場合には、α2 相（ＤＯ19構造）←→α相
（ｈｃｐ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相の体積比率がほぼ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。
００℃に限定したのは、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
不可能であるからである。つまり、温度Ｔ1 が１１２０
℃より低い場合には、α2 相（ＤＯ19構造）←→α相
（ｈｃｐ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相の体積比率がほぼ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。
【００１７】このように、高特性の付与のためには、
「γ，α2 ，βの３つの相が同時に存在し、且つγとα
2 が交互に存在する層状組織（ラメラー組織）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：Ｔｉx Ａｌ
1-x-y Ｍｏy （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。さらにこの範囲内においても、一連の加熱処理の最
後の温度Ｔ1 でのγ，α2，β相の比率であるｆγ，ｆ
α２，ｆβが下記の範囲であると、一連の加熱処理の効
果がより顕著になる。 ｆγ／ｆα２≦１．０、 ０．１≦ｆβ≦３０．０
「γ，α2 ，βの３つの相が同時に存在し、且つγとα
2 が交互に存在する層状組織（ラメラー組織）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：Ｔｉx Ａｌ
1-x-y Ｍｏy （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。さらにこの範囲内においても、一連の加熱処理の最
後の温度Ｔ1 でのγ，α2，β相の比率であるｆγ，ｆ
α２，ｆβが下記の範囲であると、一連の加熱処理の効
果がより顕著になる。 ｆγ／ｆα２≦１．０、 ０．１≦ｆβ≦３０．０
【００１８】高温での相の平衡状態は、濃度に応じて変
化するため、ｆγ，ｆα２，ｆβを上記の範囲内にする
熱処理温度Ｔ1 の範囲は、上記した範囲１１２０℃≦Ｔ
1 ≦１４００℃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、図１および図２に示すＴｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系の相
の平衡状態（１２００℃および１３００℃）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、条件式およびは、濃度ｘ，ｙの
関数になっている。
化するため、ｆγ，ｆα２，ｆβを上記の範囲内にする
熱処理温度Ｔ1 の範囲は、上記した範囲１１２０℃≦Ｔ
1 ≦１４００℃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、図１および図２に示すＴｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系の相
の平衡状態（１２００℃および１３００℃）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、条件式およびは、濃度ｘ，ｙの
関数になっている。
【数１】 ただし Ｘa ＝０．５３５，Ｘb ＝０．５２０ Ｙa ＝０．０４ ，Ｙb ＝０．０３５
【００１９】上記式の条件式は、ｆγ／ｆα２≦１．
０の条件を満たすために必要である。Ｔｉx Ａｌ1-x-y
Ｍｏy （０．５０≦ｘ≦０．５７、０．０１≦ｙ≦０．
０８）で示されるＴｉＡｌ合金は、組成ｘの値が小さく
なるとγ相の体積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。ｆγ
／ｆα２≦１．０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。つまり、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、ｆγ／ｆ
α２≦１．０を満たすために必要である。なお、Ｘa ，
Ｘb は、１２００、１３００℃での“組成ｘの下限値”
である。
０の条件を満たすために必要である。Ｔｉx Ａｌ1-x-y
Ｍｏy （０．５０≦ｘ≦０．５７、０．０１≦ｙ≦０．
０８）で示されるＴｉＡｌ合金は、組成ｘの値が小さく
なるとγ相の体積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。ｆγ
／ｆα２≦１．０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。つまり、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、ｆγ／ｆ
α２≦１．０を満たすために必要である。なお、Ｘa ，
Ｘb は、１２００、１３００℃での“組成ｘの下限値”
である。
【００２０】また、上記式の条件式は、０．１≦ｆβ
≦３０．０の条件を満たすために必要である。Ｔｉx Ａ
ｌ1-x-y Ｍｏy （０．５０≦ｘ≦０．５７、０．０１≦
ｙ≦０．０８）で示されるＴｉＡｌ合金は、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ためには“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。）０．１≦ｆβ≦３０．０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。
つまり、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、０．１≦ｆβ≦３０．０を満たすため
に必要である。なお、Ｙa およびＹb は、それぞれ１２
００および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。
≦３０．０の条件を満たすために必要である。Ｔｉx Ａ
ｌ1-x-y Ｍｏy （０．５０≦ｘ≦０．５７、０．０１≦
ｙ≦０．０８）で示されるＴｉＡｌ合金は、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ためには“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。）０．１≦ｆβ≦３０．０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。
つまり、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、０．１≦ｆβ≦３０．０を満たすため
に必要である。なお、Ｙa およびＹb は、それぞれ１２
００および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。
【００２１】次に、一連の加熱処理の最後の温度Ｔ1 の
範囲が：１１２０℃≦Ｔ1 ≦１４００℃の中でも、γ，
α2 ，β相の体積比率であるｆγ，ｆα２，ｆβが下記
の範囲であるとその効果がより顕著になる作用について
説明する。 ｆγ／ｆα２≦１．０、 ０．１≦ｆβ≦３０．０ 第一の条件は、α相とγ相の比率の比であるｆγ／ｆ
α２が１．０以下の範囲内であることである。高温での
破断強度の向上のためにはγとα2 が交互に存在する層
状組織（ラメラー組織）が必要であるが、この組織は高
温からの冷却中に生じる変態（α→γ＋α→γ＋α2 ）
により生じるのである。すなわち、α相のｈｃｐ構造と
γ相のＬｌ0 構造の間には結晶学的に整合性の高い方位
が存在し、その方位関係に従ってα相中にγ相が析出す
るために、γとα2 が交互に存在する層状組織（ラメラ
ー組織）が形成されるのである。この層状組織（ラメラ
ー組織）は、γとα2 の二相が特殊な結晶関係を有して
おり、層状組織（ラメラー組織）を比率で５０％以上含
むＴｉＡｌ合金は、優れた高温強度を有する。
範囲が：１１２０℃≦Ｔ1 ≦１４００℃の中でも、γ，
α2 ，β相の体積比率であるｆγ，ｆα２，ｆβが下記
の範囲であるとその効果がより顕著になる作用について
説明する。 ｆγ／ｆα２≦１．０、 ０．１≦ｆβ≦３０．０ 第一の条件は、α相とγ相の比率の比であるｆγ／ｆ
α２が１．０以下の範囲内であることである。高温での
破断強度の向上のためにはγとα2 が交互に存在する層
状組織（ラメラー組織）が必要であるが、この組織は高
温からの冷却中に生じる変態（α→γ＋α→γ＋α2 ）
により生じるのである。すなわち、α相のｈｃｐ構造と
γ相のＬｌ0 構造の間には結晶学的に整合性の高い方位
が存在し、その方位関係に従ってα相中にγ相が析出す
るために、γとα2 が交互に存在する層状組織（ラメラ
ー組織）が形成されるのである。この層状組織（ラメラ
ー組織）は、γとα2 の二相が特殊な結晶関係を有して
おり、層状組織（ラメラー組織）を比率で５０％以上含
むＴｉＡｌ合金は、優れた高温強度を有する。
【００２２】その生成機構から分るように、この特徴的
な層状組織（ラメラー組織）を得るためには、α相の比
率が大きな温度域からの冷却が不可欠である。しかし、
ｆγ／ｆα２が１．０より大きくなると、高温で既に存
在するγ相の体積比率が冷却過程で生じるγ相の体積比
率と同程度になるため、目的とする層状組織（ラメラー
組織）が得られず粗大化したγ粒が生成し、層状組織
（ラメラー組織）の比率が減少し全体積に対する比率が
５０％より小さくなってしまう。その結果、これより大
きい比率では、高温強度が著しく減少することになる。
な層状組織（ラメラー組織）を得るためには、α相の比
率が大きな温度域からの冷却が不可欠である。しかし、
ｆγ／ｆα２が１．０より大きくなると、高温で既に存
在するγ相の体積比率が冷却過程で生じるγ相の体積比
率と同程度になるため、目的とする層状組織（ラメラー
組織）が得られず粗大化したγ粒が生成し、層状組織
（ラメラー組織）の比率が減少し全体積に対する比率が
５０％より小さくなってしまう。その結果、これより大
きい比率では、高温強度が著しく減少することになる。
【００２３】第二の条件は、ｆβが０．１≦ｆβ≦３
０．０の範囲であることである。つまり、β相の析出に
伴い高温で共存するα相やγ相の微細化が促進され、冷
却後に得られる組織が“微細結晶粒中に層状組織（ラメ
ラー組織）が含まれる組織”から構成されるようにな
り、高温強度に非常に望ましい形態になるからである。
ｆβの上限が３０．０％であるのは、これよりも大きな
ｆβの場合、高温での強度が小さなβ相が粒界や粒内に
必要以上に析出し、その結果、材料全体の高温での破断
強度が著しく低下するためである。また、ｆβの下限が
０．１％であるのは、これよりも小さなｆβの場合に
は、β相の析出に伴う結晶粒の微細化が期待できないば
かりでなく、β相の析出構造材料として重要な他の特性
（例えば、高温での延性等）が著しく低下する等の問題
が生じるからである。
０．０の範囲であることである。つまり、β相の析出に
伴い高温で共存するα相やγ相の微細化が促進され、冷
却後に得られる組織が“微細結晶粒中に層状組織（ラメ
ラー組織）が含まれる組織”から構成されるようにな
り、高温強度に非常に望ましい形態になるからである。
ｆβの上限が３０．０％であるのは、これよりも大きな
ｆβの場合、高温での強度が小さなβ相が粒界や粒内に
必要以上に析出し、その結果、材料全体の高温での破断
強度が著しく低下するためである。また、ｆβの下限が
０．１％であるのは、これよりも小さなｆβの場合に
は、β相の析出に伴う結晶粒の微細化が期待できないば
かりでなく、β相の析出構造材料として重要な他の特性
（例えば、高温での延性等）が著しく低下する等の問題
が生じるからである。
【００２４】
【実施例】以下に、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Ｔｉx Ａｌ1-x-y Ｍｏy で示
されるＴｉＡｌ合金を溶製した。γ，α2 ，β相の体積
比率をそれぞれ４６．７％、４９．１％、４．１％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＝０．５４３，
ｙ＝０．４３９，ｚ＝０．０１８、温度Ｔ1 ＝１１５０
℃で１５０時間熱処理した後、さらに温度Ｔ2 ＝１０５
０℃で２００時間加熱処理を行った。その結果、γ（Ｔ
ｉＡｌ）、α2 （Ｔｉ3 Ａｌ）、β（Ｔｉ合金）の３種
類の相の体積比率（％）、ｆγ，ｆα２，ｆβが、目標
とする値にほぼ近い値を有し、且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、目的とする層状組織（ラメラー組織）の
比率は大きく、高温での破断強度（８００℃での値）も
高い値を示した。
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Ｔｉx Ａｌ1-x-y Ｍｏy で示
されるＴｉＡｌ合金を溶製した。γ，α2 ，β相の体積
比率をそれぞれ４６．７％、４９．１％、４．１％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＝０．５４３，
ｙ＝０．４３９，ｚ＝０．０１８、温度Ｔ1 ＝１１５０
℃で１５０時間熱処理した後、さらに温度Ｔ2 ＝１０５
０℃で２００時間加熱処理を行った。その結果、γ（Ｔ
ｉＡｌ）、α2 （Ｔｉ3 Ａｌ）、β（Ｔｉ合金）の３種
類の相の体積比率（％）、ｆγ，ｆα２，ｆβが、目標
とする値にほぼ近い値を有し、且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、目的とする層状組織（ラメラー組織）の
比率は大きく、高温での破断強度（８００℃での値）も
高い値を示した。
【００２５】実施例２〜９ 実施例１と同様にＴｉＡｌ合金を溶製し、目標とする
γ，α2 ，β相の体積比率・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 、温度Ｔ2 、熱処理時間、パターン、目
標とするα2 ，β，γ相の体積比率、熱処理後得られた
γ，α2 ，β相の体積比率及び層状組織（ラメラー組
織）の体積比率を、表１および表２に示す。すべての場
合について予想される相の体積比率が目的とする値にほ
ぼ近い値を有する材料を作製することができ、層状組織
（ラメラー組織）の比率は大きく、高温での破断強度
（８００℃での値）も高い値を示した。
γ，α2 ，β相の体積比率・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 、温度Ｔ2 、熱処理時間、パターン、目
標とするα2 ，β，γ相の体積比率、熱処理後得られた
γ，α2 ，β相の体積比率及び層状組織（ラメラー組
織）の体積比率を、表１および表２に示す。すべての場
合について予想される相の体積比率が目的とする値にほ
ぼ近い値を有する材料を作製することができ、層状組織
（ラメラー組織）の比率は大きく、高温での破断強度
（８００℃での値）も高い値を示した。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】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Ｔｉx Ａｌ1-x-y Ｍｏy で示
されるＴｉＡｌ合金を溶製した。従来の方法ではγ，α
2 ，β相の体積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＝０．５２５，ｙ＝０．
４５７，ｚ＝０．０１８、温度Ｔ1 ＝１２００℃で２５
０時間熱処理した。その結果γ（ＴｉＡｌ）、α2 （Ｔ
ｉ3 Ａｌ）、β（Ｔｉ合金）の３種類の相の体積比率
（％）、ｆγ，ｆα２，ｆβが本発明の範囲外になる試
料が得られた。得られた材料中の層状組織（ラメラー組
織）の体積比率は小さく、高温での破断強度（８００℃
での値）も低い値を示した。
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Ｔｉx Ａｌ1-x-y Ｍｏy で示
されるＴｉＡｌ合金を溶製した。従来の方法ではγ，α
2 ，β相の体積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＝０．５２５，ｙ＝０．
４５７，ｚ＝０．０１８、温度Ｔ1 ＝１２００℃で２５
０時間熱処理した。その結果γ（ＴｉＡｌ）、α2 （Ｔ
ｉ3 Ａｌ）、β（Ｔｉ合金）の３種類の相の体積比率
（％）、ｆγ，ｆα２，ｆβが本発明の範囲外になる試
料が得られた。得られた材料中の層状組織（ラメラー組
織）の体積比率は小さく、高温での破断強度（８００℃
での値）も低い値を示した。
【００２９】比較例２〜７ 比較例１と同様にＴｉＡｌ合金を溶製し、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相の体積比率及び層状組織（ラメラー
組織）の比率を、表１および表２に示す。すべての場合
について相の体積比率が本発明の範囲外となり、層状組
織（ラメラー組織）の体積比率も小さい。そして、高温
での破断強度（８００℃での値）も低い値を示した。
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相の体積比率及び層状組織（ラメラー
組織）の比率を、表１および表２に示す。すべての場合
について相の体積比率が本発明の範囲外となり、層状組
織（ラメラー組織）の体積比率も小さい。そして、高温
での破断強度（８００℃での値）も低い値を示した。
【００３０】これらの実施例と比較例のから本発明の効
果は明らかである。例えば、実施例６と比較例１，２、
又は実施例８，９と比較例４、又は実施例１０と比較例
５の比較から同じ組成の材料であっても本発明の範囲内
外によってその組織・特性が大きく異なることがわか
る。また実施例１〜３、４と５、８と９、のそれぞれの
比較から、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。
果は明らかである。例えば、実施例６と比較例１，２、
又は実施例８，９と比較例４、又は実施例１０と比較例
５の比較から同じ組成の材料であっても本発明の範囲内
外によってその組織・特性が大きく異なることがわか
る。また実施例１〜３、４と５、８と９、のそれぞれの
比較から、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。
【００３１】これらの実施例および比較例の結果を、図
３に示す。図３は、試料の層状組織（ラメラー組織）組
織の体積比率と高温での破断強度（８００℃での値）を
まとめたものである。本発明の範囲内のものは、層状組
織（ラメラー組織）組織の体積比率が高く、高温での破
断強度も優れている。
３に示す。図３は、試料の層状組織（ラメラー組織）組
織の体積比率と高温での破断強度（８００℃での値）を
まとめたものである。本発明の範囲内のものは、層状組
織（ラメラー組織）組織の体積比率が高く、高温での破
断強度も優れている。
【００３２】
【発明の効果】Ｔｉ−Ａｌ合金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。また、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ系について、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
制御することができ、その結果高温強度に優れた材料を
得ることができた。
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。また、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ系について、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
制御することができ、その結果高温強度に優れた材料を
得ることができた。
【図１】Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系合金の平衡状態図（１
２００℃）。
２００℃）。
【図２】Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ三元系合金の平衡状態図（１
３００℃）。
３００℃）。
【図３】層状組織（ラメラー組織）の体積比率と高温
（８００℃）での破断強度との関係。
（８００℃）での破断強度との関係。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/00 - 3/02
Claims (2)
- 【請求項１】原子％で、Ａｌ３５．０％〜４９．０％お
よびＭｏ１．０％〜８．０％を含有し、ＴｉＡｌである
γ相、Ｔｉ３Ａｌであるα２相およびＴｉ合金であるβ
相の３種の相の体積比率であるｆγ、ｆα２およびｆβ
が下記の条件を満たしており、 ｆγ／ｆα２ ≦ １．０ ０．１ ≦ ｆβ ≦ ３０．０ かつ、上記のγ相とα２相の層状のラメラー組織の全体
積に対する比率が５０％以上であって、８００℃での破
断強度が３００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温
での破断強度に優れたＴｉＡｌ合金。 - 【請求項２】ＴｉｘＡｌ１−ｘ−ｙＭｏｙで表わされる
ＴｉＡｌ合金を、温度Ｔ１で保持する熱処理と温度Ｔ２
で保持する熱処理とを、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破断強度に優れた
ＴｉＡｌ合金の製造方法。ここで、関数ｘ、ｙ及び温度
Ｔ１、Ｔ２は、以下の範囲内である。 ０．５０≦ｘ≦０．５７ ０．０１≦ｙ≦０．０８ １１２０℃≦Ｔ１≦１４００℃で、γ相、α２相、β相
の３相が共存する温度 ９００℃≦Ｔ２≦１１２０℃
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34869392A JP3308615B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34869392A JP3308615B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06192775A JPH06192775A (ja) | 1994-07-12 |
| JP3308615B2 true JP3308615B2 (ja) | 2002-07-29 |
Family
ID=18398725
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34869392A Expired - Lifetime JP3308615B2 (ja) | 1992-12-28 | 1992-12-28 | ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3308615B2 (ja) |
-
1992
- 1992-12-28 JP JP34869392A patent/JP3308615B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06192775A (ja) | 1994-07-12 |
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