JP3486670B2 - Ｏ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とその製造方法 - Google Patents
Ｏ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、Ｏ相基Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とその製造方法に関するものであ
る。さらに詳しくは、この出願の発明は、高温強度を維
持しつつ、室温での強度、延性に優れたＴｉ−２２Ａｌ
−２７Ｎｂ合金等のＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とそ
の製造方法に関するものである。
ｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とその製造方法に関するものであ
る。さらに詳しくは、この出願の発明は、高温強度を維
持しつつ、室温での強度、延性に優れたＴｉ−２２Ａｌ
−２７Ｎｂ合金等のＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術と発明の課題】Ｔｉ2 ＡｌＮｂ（Ｔｉ−２
５ｍｏｌ％Ａｌ−２５ｍｏｌ％Ｎｂ）（斜方晶の結晶構
造を有し、Ｏ相と名付けられた）は、約１０年前に発見
されたチタン系の金属間化合物であり、既存のＴｉＡｌ
（γ）やＴｉ3 Ａｌ（α2 ）金属間化合物と比較して、
高温強度、高温延性に優れていることから、ポストＴｉ
Ａｌ（γ）を伺う新しいタイプの軽量耐熱材料として注
目されている。
５ｍｏｌ％Ａｌ−２５ｍｏｌ％Ｎｂ）（斜方晶の結晶構
造を有し、Ｏ相と名付けられた）は、約１０年前に発見
されたチタン系の金属間化合物であり、既存のＴｉＡｌ
（γ）やＴｉ3 Ａｌ（α2 ）金属間化合物と比較して、
高温強度、高温延性に優れていることから、ポストＴｉ
Ａｌ（γ）を伺う新しいタイプの軽量耐熱材料として注
目されている。
【０００３】そして、実用材料の開発に際しては、高温
相であるＢ２相（ＣｓＣｌ型構造）あるいはβ相（ｂｃ
ｃ構造）を金属組織中に組み入れ、室温延性、破壊靱性
などを高めることが試みられている。例えば、米国にお
いては、各種の機械的特性がバランスよく優れた合金と
して（Ｏ＋Ｂ２／β）型のＴｉ−２２ｍｏｌ％ Ａｌ−
２７ｍｏｌ％Ｎｂという組成の合金が開発されている。
Ｂ２／β変態温度以下で十分に焼鈍した状態で、Ｏ相は
約８０％、Ｂ２／β相は約２０％である。
相であるＢ２相（ＣｓＣｌ型構造）あるいはβ相（ｂｃ
ｃ構造）を金属組織中に組み入れ、室温延性、破壊靱性
などを高めることが試みられている。例えば、米国にお
いては、各種の機械的特性がバランスよく優れた合金と
して（Ｏ＋Ｂ２／β）型のＴｉ−２２ｍｏｌ％ Ａｌ−
２７ｍｏｌ％Ｎｂという組成の合金が開発されている。
Ｂ２／β変態温度以下で十分に焼鈍した状態で、Ｏ相は
約８０％、Ｂ２／β相は約２０％である。
【０００４】高温特性の中ではとりわけクリープ特性が
重要視されるが、このＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金に
出現する各種の金属組織の中で、高温のＢ２／β単相域
からの徐冷によって形成される、いわゆるラメラ組織
が、最も優れたクリープ特性を示すことが判明してい
る。しかしながら、すでに提案されている上記のＴｉ−
２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金においては、室温引張り特性
（引張強さ、延性）が劣るため、材料としての信頼性が
低いという問題があった。
重要視されるが、このＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金に
出現する各種の金属組織の中で、高温のＢ２／β単相域
からの徐冷によって形成される、いわゆるラメラ組織
が、最も優れたクリープ特性を示すことが判明してい
る。しかしながら、すでに提案されている上記のＴｉ−
２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金においては、室温引張り特性
（引張強さ、延性）が劣るため、材料としての信頼性が
低いという問題があった。
【０００５】そこで、この出願の発明は、以上のとおり
の問題点を解消し、航空機、自動車等のエンジン部材を
はじめとする用途への応用が期待されているＯ相基Ｔｉ
−Ａｌ−Ｎｂ系合金について、高温での強度、延性とい
う高温特性に優れているとともに、室温域での強度並び
に延性にも優れた、新しい合金とそのための製造方法を
提供することを課題としている。
の問題点を解消し、航空機、自動車等のエンジン部材を
はじめとする用途への応用が期待されているＯ相基Ｔｉ
−Ａｌ−Ｎｂ系合金について、高温での強度、延性とい
う高温特性に優れているとともに、室温域での強度並び
に延性にも優れた、新しい合金とそのための製造方法を
提供することを課題としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】この出願の発明は、上記
の課題を解決するものとして、第１には、Ｔｉ，Ａｌお
よびＮｂを含有するＯ相基合金であって、結晶組織はα
2相を１〜２０Vol％含有し、平均結晶粒径が９０μｍ以
下の微細粒組織を有することを特徴とするＯ相基Ｔｉ−
Ａｌ−Ｎｂ系合金を提供する。
の課題を解決するものとして、第１には、Ｔｉ，Ａｌお
よびＮｂを含有するＯ相基合金であって、結晶組織はα
2相を１〜２０Vol％含有し、平均結晶粒径が９０μｍ以
下の微細粒組織を有することを特徴とするＯ相基Ｔｉ−
Ａｌ−Ｎｂ系合金を提供する。
【０００７】また、この出願の発明は、第２には、室温
において１２００ＭＰａ以上の引張強度と５％以上の延
性を有する上記のＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金を提供
する。そして、この出願の発明は第３には、結晶組織は
α 2 相を１〜２０Vol％およびＢ２相／β相を８０〜９９
Vol％含有し、平均結晶粒径が９０μｍ以下の微細粒組
織を有するＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金を提供する。
また、第４には、平均結晶粒径が４０〜８０μｍの微細
粒組織を有することを特徴とする請求項３のＯ相基Ｔｉ
−Ａｌ−Ｎｂ系合金を提供する。また、この出願の発明
は、第５には、上記合金の製造方法であって、９５０℃
以上Ｂ２／β変態温度以下の温度範囲で熱間加工を加
え、その後、Ｂ２／β変態温度以上１４００℃以下の温
度で液体化処理することを特徴とするＯ相基Ｔｉ−Ａｌ
−Ｎｂ系合金の製造方法を提供する。
において１２００ＭＰａ以上の引張強度と５％以上の延
性を有する上記のＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金を提供
する。そして、この出願の発明は第３には、結晶組織は
α 2 相を１〜２０Vol％およびＢ２相／β相を８０〜９９
Vol％含有し、平均結晶粒径が９０μｍ以下の微細粒組
織を有するＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金を提供する。
また、第４には、平均結晶粒径が４０〜８０μｍの微細
粒組織を有することを特徴とする請求項３のＯ相基Ｔｉ
−Ａｌ−Ｎｂ系合金を提供する。また、この出願の発明
は、第５には、上記合金の製造方法であって、９５０℃
以上Ｂ２／β変態温度以下の温度範囲で熱間加工を加
え、その後、Ｂ２／β変態温度以上１４００℃以下の温
度で液体化処理することを特徴とするＯ相基Ｔｉ−Ａｌ
−Ｎｂ系合金の製造方法を提供する。
【０００８】以上のとおりのこの出願の発明は、従来の
Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金等についての詳細な検討
の結果として導かれたものである。すなわち、たとえば
従来のＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金の場合には、単相
域に保持するという熱処理工程を経るため、前Ｂ２／β
結晶粒径は著しく粗大化する傾向にある。実際、今まで
に公表されている報告や論文では、ラメラ組織を有する
場合の結晶粒径は１００μｍ以上であることが報告され
ている。このような粗大粒に起因して、室温引張り特性
（引張強さ、延性）は著しく劣り、従って材料の信頼性
は著しく低いものとなっていたことが判明した。
Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金等についての詳細な検討
の結果として導かれたものである。すなわち、たとえば
従来のＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金の場合には、単相
域に保持するという熱処理工程を経るため、前Ｂ２／β
結晶粒径は著しく粗大化する傾向にある。実際、今まで
に公表されている報告や論文では、ラメラ組織を有する
場合の結晶粒径は１００μｍ以上であることが報告され
ている。このような粗大粒に起因して、室温引張り特性
（引張強さ、延性）は著しく劣り、従って材料の信頼性
は著しく低いものとなっていたことが判明した。
【０００９】そこで、優れた室温引張特性を付与するた
めには、前Ｂ２／β結晶粒径を１００μｍ以下と細粒に
制御することが有効と考えられるが、一方では、同時に
優れた高温特性を保持するためには粒内組織はラメラ組
織であることが必要である。しかしながら、これまで
は、このような金属組織は得られていなかったのであ
る。
めには、前Ｂ２／β結晶粒径を１００μｍ以下と細粒に
制御することが有効と考えられるが、一方では、同時に
優れた高温特性を保持するためには粒内組織はラメラ組
織であることが必要である。しかしながら、これまで
は、このような金属組織は得られていなかったのであ
る。
【００１０】この出願の上記のとおりの発明は、Ｔｉ−
２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金等の機械的性質、特に室温引張
り強さおよび引張延性の一層の向上を目的として、前記
のＢ２／β結晶粒径の微細化の問題を新しい組織制御法
を用いて解決することにより完成されたものである。そ
の基本的な特徴は、α2 相による粒界のピン留め効果と
してＢ２／β結晶粒径の微細化を可能としたことにあ
る。
２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金等の機械的性質、特に室温引張
り強さおよび引張延性の一層の向上を目的として、前記
のＢ２／β結晶粒径の微細化の問題を新しい組織制御法
を用いて解決することにより完成されたものである。そ
の基本的な特徴は、α2 相による粒界のピン留め効果と
してＢ２／β結晶粒径の微細化を可能としたことにあ
る。
【００１１】
【発明の実施の形態】この出願の発明は上記のとおりの
特徴をもつものであるが、以下にその実施の形態につい
て説明する。まず、この発明において提供される合金
は、Ｔｉ，ＡｌおよびＮｂを含有するＯ相基合金であっ
て、結晶組織はα2 相を含み、結晶粒径が９０μｍ以下
の微細粒組織を有することを特徴とするＯ相基Ｔｉ−Ａ
ｌ−Ｎｂ系合金である。
特徴をもつものであるが、以下にその実施の形態につい
て説明する。まず、この発明において提供される合金
は、Ｔｉ，ＡｌおよびＮｂを含有するＯ相基合金であっ
て、結晶組織はα2 相を含み、結晶粒径が９０μｍ以下
の微細粒組織を有することを特徴とするＯ相基Ｔｉ−Ａ
ｌ−Ｎｂ系合金である。
【００１２】ここで、「Ｏ相基」とは、従来と同様に斜
方晶の結晶構造を主としていることを意味している。そ
して、このＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金は、その元素
組成としては、Ｔｉ，ＡｌおよびＮｂを含有している。
そして、さらに、この発明の目的に沿うものとして、Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｗ等の他の元素を１種以上含有していてもよ
い。もちろん、不可避的不純物の含有も許容される。Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金の組成については、Ｔｉ−２２ｍ
ｏｌ％Ａｌ−２７ｍｏｌ％Ｎｂを目安として構成するこ
とができる。たとえばＴｉ−ｘＡｌ−ｙＮｂ−ｚＭ（Ｍ
は、Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等の添加元素）の組成として、２０ｍ
ｏｌ％≦ｘ≦２５ｍｏｌ％，１５ｍｏｌ％≦ｙ≦２５ｍ
ｏｌ％，０≦ｚ≦１０ｍｏｌ％のものが例として挙げら
れる。
方晶の結晶構造を主としていることを意味している。そ
して、このＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金は、その元素
組成としては、Ｔｉ，ＡｌおよびＮｂを含有している。
そして、さらに、この発明の目的に沿うものとして、Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｗ等の他の元素を１種以上含有していてもよ
い。もちろん、不可避的不純物の含有も許容される。Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金の組成については、Ｔｉ−２２ｍ
ｏｌ％Ａｌ−２７ｍｏｌ％Ｎｂを目安として構成するこ
とができる。たとえばＴｉ−ｘＡｌ−ｙＮｂ−ｚＭ（Ｍ
は、Ｍｏ，Ｖ，Ｗ等の添加元素）の組成として、２０ｍ
ｏｌ％≦ｘ≦２５ｍｏｌ％，１５ｍｏｌ％≦ｙ≦２５ｍ
ｏｌ％，０≦ｚ≦１０ｍｏｌ％のものが例として挙げら
れる。
【００１３】また、この発明の上記合金においては、α
2 相を含有するが、このα2 相の結晶組織における割合
は、体積（ｖｏｌ％）として、１％以上、より好ましく
は１％〜２０％の範囲とするのが適当である。このよう
なα2 相と共存することによるＢ２相もしくはβ相（Ｂ
２／β相）については、たとえばＢ２／β相：８０％〜
９９％とすることが適当である。
2 相を含有するが、このα2 相の結晶組織における割合
は、体積（ｖｏｌ％）として、１％以上、より好ましく
は１％〜２０％の範囲とするのが適当である。このよう
なα2 相と共存することによるＢ２相もしくはβ相（Ｂ
２／β相）については、たとえばＢ２／β相：８０％〜
９９％とすることが適当である。
【００１４】α2 相が１％未満の場合にはピン留め効果
が充分なものとならず、Ｂ２／β相の微細化は生じ難
い。そして、この発明のＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金
では、平均結晶粒径は９０μｍ以下である。より適当に
は、８０μｍ以下、たとえば４０〜８０μｍである。
が充分なものとならず、Ｂ２／β相の微細化は生じ難
い。そして、この発明のＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金
では、平均結晶粒径は９０μｍ以下である。より適当に
は、８０μｍ以下、たとえば４０〜８０μｍである。
【００１５】以上のようなこの発明の合金としては、高
温強度と高温延性という高温特性が優れており、たとえ
ば従来のＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金と同等の高温特
性を持ち、しかも大きく向上された室温強度と室温延性
の特性を持つものが提供される。なかでも、好適なもの
として、室温において１２００ＭＰａ以上の引張強度と
５％以上の延性を有するものが提供される。
温強度と高温延性という高温特性が優れており、たとえ
ば従来のＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金と同等の高温特
性を持ち、しかも大きく向上された室温強度と室温延性
の特性を持つものが提供される。なかでも、好適なもの
として、室温において１２００ＭＰａ以上の引張強度と
５％以上の延性を有するものが提供される。
【００１６】この発明の以上のようなＯ相基Ｔｉ−Ａｌ
−Ｎｂ系合金は、この発明の発明者によって確立された
新しい組織制御法によって製造することができる。すな
わち、この発明の合金の製造方法としては、９５０℃以
上Ｂ２／β変態温度以下の温度範囲で熱間加工を加え、
その後、Ｂ２／β変態温度以上１４００℃以下の温度で
溶体化処理することを特徴としている。
−Ｎｂ系合金は、この発明の発明者によって確立された
新しい組織制御法によって製造することができる。すな
わち、この発明の合金の製造方法としては、９５０℃以
上Ｂ２／β変態温度以下の温度範囲で熱間加工を加え、
その後、Ｂ２／β変態温度以上１４００℃以下の温度で
溶体化処理することを特徴としている。
【００１７】この発明のＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金
においては、たとえばＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金の
場合には、Ｂ２／β変態温度（高温相であるβ相単相状
態の下限温度）は、約１０５０℃〜１０７５℃程度であ
る。この発明の製造方法では、まず、９５０℃以上Ｂ２
／β変態温度以下で熱間加工を行うことによりα2 相を
析出させる。ここで析出されたα2 相は、消滅すること
なしに、次の溶体化処理において結晶粒の粗大化を防止
するようにピン留め効果を発揮することになる。９５０
℃未満の温度ではα2 相の析出は充分でなく、またＢ２
／β変態温度を超えると、熱間加工によってもα2 相は
析出しない。
においては、たとえばＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金の
場合には、Ｂ２／β変態温度（高温相であるβ相単相状
態の下限温度）は、約１０５０℃〜１０７５℃程度であ
る。この発明の製造方法では、まず、９５０℃以上Ｂ２
／β変態温度以下で熱間加工を行うことによりα2 相を
析出させる。ここで析出されたα2 相は、消滅すること
なしに、次の溶体化処理において結晶粒の粗大化を防止
するようにピン留め効果を発揮することになる。９５０
℃未満の温度ではα2 相の析出は充分でなく、またＢ２
／β変態温度を超えると、熱間加工によってもα2 相は
析出しない。
【００１８】この場合の熱間加工は、圧延をはじめとし
て各種の加工手段によって行ってよいが、加工の程度と
しての圧下率は、１０％以上、より適当には２０％〜９
５％である。次いで、この発明の製造法においては、β
変態温度以上１４００℃以下の温度で溶体化処理を行
う。β変態温度末端では所望の特性としての強度、延性
が得られず、１４００℃を超えると結晶粒径が粗大化し
て所望の室温特性が得られない。
て各種の加工手段によって行ってよいが、加工の程度と
しての圧下率は、１０％以上、より適当には２０％〜９
５％である。次いで、この発明の製造法においては、β
変態温度以上１４００℃以下の温度で溶体化処理を行
う。β変態温度末端では所望の特性としての強度、延性
が得られず、１４００℃を超えると結晶粒径が粗大化し
て所望の室温特性が得られない。
【００１９】この溶体化は、好ましくは１分以上１００
０時間以下で行うことが考慮される。１分未満では所望
の強度、延性が得られず、１０００時間を超えると結晶
粒径が粗大化する傾向にあるからである。溶体化処理の
後には好ましくは徐冷することが考慮される。たとえば
２℃／分以下の冷却速度で徐冷することである。
０時間以下で行うことが考慮される。１分未満では所望
の強度、延性が得られず、１０００時間を超えると結晶
粒径が粗大化する傾向にあるからである。溶体化処理の
後には好ましくは徐冷することが考慮される。たとえば
２℃／分以下の冷却速度で徐冷することである。
【００２０】以上のとおりの方法によって、この発明で
は、Ｂ２／β＋α2 の２相域で熱間加工を加え、Ｂ２／
β相基質中に粒状のα2 相が析出した組織を生成させ、
しかも結晶粒径が９０μｍ以下の微細組織の合金を得
る。そこで以下に実施例を示し、さらに詳しくこの発明
について説明する。
は、Ｂ２／β＋α2 の２相域で熱間加工を加え、Ｂ２／
β相基質中に粒状のα2 相が析出した組織を生成させ、
しかも結晶粒径が９０μｍ以下の微細組織の合金を得
る。そこで以下に実施例を示し、さらに詳しくこの発明
について説明する。
【００２１】
【実施例】＜実施例１＞ガスアトマイズ法によって製造
したＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金粉末を熱間静水圧プ
レスによって固化した材料をＢ２／β＋α2 ２相域であ
るβ変態温度以下の１０００℃、もしくはＢ２／β単相
域、つまりβ変態温度以上の１１５０℃で熱間溝ロール
圧延を加え角棒状の素材に仕上げた（圧下率９０％）。
その後Ｂ２／β変態温度以上で溶体化処理を行い、溶体
化時間もしくは溶体化温度と結晶粒径の関係を評価し
た。図１、図２に示すように単相域圧延材では初期の結
晶粒径が９０μｍと大きい上に、溶体化処理時間、温度
の増加に伴い最大で２００μｍ近くまで粒径が増加する
のに対し、この発明の２相域圧延材では初期の結晶粒径
は５０μｍ程度と小さく、溶体化処理時間、温度が増加
しても結晶粒径の顕著な増加は観察されない。
したＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金粉末を熱間静水圧プ
レスによって固化した材料をＢ２／β＋α2 ２相域であ
るβ変態温度以下の１０００℃、もしくはＢ２／β単相
域、つまりβ変態温度以上の１１５０℃で熱間溝ロール
圧延を加え角棒状の素材に仕上げた（圧下率９０％）。
その後Ｂ２／β変態温度以上で溶体化処理を行い、溶体
化時間もしくは溶体化温度と結晶粒径の関係を評価し
た。図１、図２に示すように単相域圧延材では初期の結
晶粒径が９０μｍと大きい上に、溶体化処理時間、温度
の増加に伴い最大で２００μｍ近くまで粒径が増加する
のに対し、この発明の２相域圧延材では初期の結晶粒径
は５０μｍ程度と小さく、溶体化処理時間、温度が増加
しても結晶粒径の顕著な増加は観察されない。
【００２２】すなわち、図１の溶体化時間との関係を示
した結果から明らかなように、この発明の２相域圧延材
では、熱間圧延直後の前Ｂ２／β結晶粒径は約５０μｍ
であり、保持後のＢ２／β結晶粒の成長は極めて緩やか
である。５０時間を越えると粒径は約８０μｍと一定に
なった。保持時間の増加とともに粒が成長するのは残存
α2 相が徐々に基地中に溶け込みα2 相の分散が疎にな
ったためである。実際に、この温度で５時間保持した素
材を水中に焼き入れその金属組織を観察したところ、Ｂ
２／β粒界には多数のα2 相が存在していることを確認
した（図３左）。この場合のα2 相の存在割合は、約５
ｖｏｌ％である。
した結果から明らかなように、この発明の２相域圧延材
では、熱間圧延直後の前Ｂ２／β結晶粒径は約５０μｍ
であり、保持後のＢ２／β結晶粒の成長は極めて緩やか
である。５０時間を越えると粒径は約８０μｍと一定に
なった。保持時間の増加とともに粒が成長するのは残存
α2 相が徐々に基地中に溶け込みα2 相の分散が疎にな
ったためである。実際に、この温度で５時間保持した素
材を水中に焼き入れその金属組織を観察したところ、Ｂ
２／β粒界には多数のα2 相が存在していることを確認
した（図３左）。この場合のα2 相の存在割合は、約５
ｖｏｌ％である。
【００２３】比較のための、Ｂ２／β単相域である１１
５０℃で熱間圧延した材料を１１００℃に保持したもの
では、圧延直後の粒径は約９０μｍと比較的粗大であ
る。保持後は急激に成長し、２０時間の保持で１５０μ
ｍに達するが、その後はこの粒径を維持したままであ
る。結晶粒径の粗大化の機構は先に述べた２相域圧延材
の場合と同じく、保持時間が増加するに従って残存α2
相が徐々に基地中に溶け込みα2 相の分散が疎になった
ためである。単相域での圧延であり、かつ圧延前には十
分なソーキングを行っているのでα2 相は消滅している
と考えられるが、このようなα2 相のピン留め効果が存
在している理由は次のように考えられる。即ち、単相域
圧延であっても圧延後には空冷しているため粒界にはα
2 相が析出していることが認められており、このような
α2 相の存在が、等温保持の際に粒の成長を素子してい
ると考えられる。但し、２相域圧延の場合と比較して残
存α2相の数は少ないので、単相域圧延材中でのα2 相
のピン留め効果は２相域圧延材よりも小さく、従って、
前Ｂ２／β粒径は９０μｍ以上の粗大粒になったと考え
られる。
５０℃で熱間圧延した材料を１１００℃に保持したもの
では、圧延直後の粒径は約９０μｍと比較的粗大であ
る。保持後は急激に成長し、２０時間の保持で１５０μ
ｍに達するが、その後はこの粒径を維持したままであ
る。結晶粒径の粗大化の機構は先に述べた２相域圧延材
の場合と同じく、保持時間が増加するに従って残存α2
相が徐々に基地中に溶け込みα2 相の分散が疎になった
ためである。単相域での圧延であり、かつ圧延前には十
分なソーキングを行っているのでα2 相は消滅している
と考えられるが、このようなα2 相のピン留め効果が存
在している理由は次のように考えられる。即ち、単相域
圧延であっても圧延後には空冷しているため粒界にはα
2 相が析出していることが認められており、このような
α2 相の存在が、等温保持の際に粒の成長を素子してい
ると考えられる。但し、２相域圧延の場合と比較して残
存α2相の数は少ないので、単相域圧延材中でのα2 相
のピン留め効果は２相域圧延材よりも小さく、従って、
前Ｂ２／β粒径は９０μｍ以上の粗大粒になったと考え
られる。
【００２４】また、Ｂ２／β＋α2 ２相域である１００
０℃で圧延加工を加えた素材に対して、１１００〜１２
５０℃の温度範囲で１時間溶体化し、溶体化温度と粒径
の関係を評価し、また比較のために、単相域で圧延した
素材に対しても同様な熱処理を施した結果を示した図２
によれば、単相域で圧延した比較例材料は初期の結晶粒
径が粗大であるうえに、溶体化温度の増加に伴って結晶
粒径は１５０μｍ以上に増大している。それに対して２
相域で圧延したこの発明の材料は各溶体化温度において
結晶粒径は８０μｍ以下と小さく、溶体化温度の増加に
伴う結晶粒径の増加も僅かであった。 ＜実施例２＞２相域（１０００℃）圧延材を１１００℃
で５時間溶体化処理した材料、および単相域（１１５０
℃）圧延材を１１５０℃で１時間溶体化処理した材料を
溶体化処理温度から毎秒０．５℃の速度で徐冷した。図
３に２相域圧延材、図４に単相域圧延材の溶体化処理直
後および徐冷後の金属組織を示す。２相域圧延材の溶体
化処理直後の金属組織は単相域圧延材より結晶粒径がか
なり小さく、また単相域圧延材にはほとんど見られない
α2 相の残留が観察された。一方徐冷後の金属組織はβ
相（白くみれる部分）中にα2 相（黒くみえる部分）お
よびＯ相（灰色にみえる部分）が析出しており、いわゆ
るラメラの組織形態を呈している。２相域圧延材と単相
域圧延材の間でこのラメラの組織形態は極めて似通って
いる。図５に両材料の室温から８００℃の温度範囲での
真空中での引張試験の結果を示す。結晶粒径の小さい２
相圧延材の方が高い引張特性を示し、特に室温では引張
強度１３７１ＭＰａ、破断伸び６．９％という優れた特
性を示した。
０℃で圧延加工を加えた素材に対して、１１００〜１２
５０℃の温度範囲で１時間溶体化し、溶体化温度と粒径
の関係を評価し、また比較のために、単相域で圧延した
素材に対しても同様な熱処理を施した結果を示した図２
によれば、単相域で圧延した比較例材料は初期の結晶粒
径が粗大であるうえに、溶体化温度の増加に伴って結晶
粒径は１５０μｍ以上に増大している。それに対して２
相域で圧延したこの発明の材料は各溶体化温度において
結晶粒径は８０μｍ以下と小さく、溶体化温度の増加に
伴う結晶粒径の増加も僅かであった。 ＜実施例２＞２相域（１０００℃）圧延材を１１００℃
で５時間溶体化処理した材料、および単相域（１１５０
℃）圧延材を１１５０℃で１時間溶体化処理した材料を
溶体化処理温度から毎秒０．５℃の速度で徐冷した。図
３に２相域圧延材、図４に単相域圧延材の溶体化処理直
後および徐冷後の金属組織を示す。２相域圧延材の溶体
化処理直後の金属組織は単相域圧延材より結晶粒径がか
なり小さく、また単相域圧延材にはほとんど見られない
α2 相の残留が観察された。一方徐冷後の金属組織はβ
相（白くみれる部分）中にα2 相（黒くみえる部分）お
よびＯ相（灰色にみえる部分）が析出しており、いわゆ
るラメラの組織形態を呈している。２相域圧延材と単相
域圧延材の間でこのラメラの組織形態は極めて似通って
いる。図５に両材料の室温から８００℃の温度範囲での
真空中での引張試験の結果を示す。結晶粒径の小さい２
相圧延材の方が高い引張特性を示し、特に室温では引張
強度１３７１ＭＰａ、破断伸び６．９％という優れた特
性を示した。
【００２５】
【発明の効果】以上詳しく説明したとおり、この出願の
発明によって、航空機、自動車等のエンジン部材をはじ
めとする用途への応用が期待されているＯ相基Ｔｉ−Ａ
ｌ−Ｎｂ系合金について、高温での強度、延性という高
温特性に優れているとともに、室温域での強度並びに延
性にも優れた、新しい合金とそのための製造方法が提供
される。
発明によって、航空機、自動車等のエンジン部材をはじ
めとする用途への応用が期待されているＯ相基Ｔｉ−Ａ
ｌ−Ｎｂ系合金について、高温での強度、延性という高
温特性に優れているとともに、室温域での強度並びに延
性にも優れた、新しい合金とそのための製造方法が提供
される。
【図１】１０００℃および１１５０℃で圧延したＴｉ−
２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金を１１００℃で溶体化処理した
場合の溶体化処理時間と平均結晶粒径の関係を示した図
である。
２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金を１１００℃で溶体化処理した
場合の溶体化処理時間と平均結晶粒径の関係を示した図
である。
【図２】１０００℃および１１５０℃で圧延したＴｉ−
２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金を１１００℃から１２５０℃の
温度で１時間溶体化処理した場合の溶体化処理温度と平
均結晶粒径の関係を示した図である。
２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金を１１００℃から１２５０℃の
温度で１時間溶体化処理した場合の溶体化処理温度と平
均結晶粒径の関係を示した図である。
【図３】１０００℃で圧延したＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎ
ｂ合金を１１００℃で５時間溶体化処理した後、氷水中
で急冷したもの（左）、並びに毎秒０．５℃の速度で徐
冷したもの（右）の金属組織を示した電子顕微鏡写真で
ある。
ｂ合金を１１００℃で５時間溶体化処理した後、氷水中
で急冷したもの（左）、並びに毎秒０．５℃の速度で徐
冷したもの（右）の金属組織を示した電子顕微鏡写真で
ある。
【図４】１１５０℃で圧延したＴｉ−２２Ａｌ−２７Ｎ
ｂ合金を１１５０℃で１時間溶体化処理した後、氷水中
で急冷したもの（左）、並びに毎秒０．５℃の速度で徐
冷したもの（右）の金属組織を示した電子顕微鏡写真で
ある。
ｂ合金を１１５０℃で１時間溶体化処理した後、氷水中
で急冷したもの（左）、並びに毎秒０．５℃の速度で徐
冷したもの（右）の金属組織を示した電子顕微鏡写真で
ある。
【図５】図３および図４に示した材料について室温から
８００℃の温度範囲で真空中で引張試験を行い、０．２
％耐力、引張強度および破断伸びを示した図である。
８００℃の温度範囲で真空中で引張試験を行い、０．２
％耐力、引張強度および破断伸びを示した図である。
─────────────────────────────────────────────────────
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
C22F 1/00 683
C22F 1/00 691
C22F 1/00 694
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｔｉ，ＡｌおよびＮｂを含有するＯ相基
合金であって、結晶組織はα2相を１〜２０Vol％含有
し、平均結晶粒径が９０μｍ以下の微細粒組織を有する
ことを特徴とするＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金。 - 【請求項２】 室温において１２００ＭＰａ以上の引張
強度と５％以上の延性を有する請求項１のＯ相基Ｔｉ−
Ａｌ−Ｎｂ系合金。 - 【請求項３】 結晶組織はα 2 相を１〜２０Vol％およ
びＢ２相／β相を８０〜９９Vol％含有し、平均結晶粒
径が９０μｍ以下の微細粒組織を有することを特徴とす
る請求項１のＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金。 - 【請求項４】 平均結晶粒径が４０〜８０μｍの微細粒
組織を有することを特徴とする請求項３のＯ相基Ｔｉ−
Ａｌ−Ｎｂ系合金。 - 【請求項５】 請求項１ないし４のいずれかの合金の製
造方法であって、９５０℃以上Ｂ２／β変態強度以下の
温度範囲で熱間加工を加え、その後、Ｂ２／β変態温度
以上１４００℃以下の温度で液体化処理することを特徴
とするＯ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33067799A JP3486670B2 (ja) | 1999-11-19 | 1999-11-19 | Ｏ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33067799A JP3486670B2 (ja) | 1999-11-19 | 1999-11-19 | Ｏ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001152269A JP2001152269A (ja) | 2001-06-05 |
| JP3486670B2 true JP3486670B2 (ja) | 2004-01-13 |
Family
ID=18235356
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33067799A Expired - Lifetime JP3486670B2 (ja) | 1999-11-19 | 1999-11-19 | Ｏ相基Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3486670B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115194065B (zh) * | 2022-06-27 | 2023-06-23 | 中国航发北京航空材料研究院 | 热膨胀敏感且低塑性Ti-Al-Nb合金的锻造工艺 |
| CN115971492B (zh) * | 2022-09-30 | 2024-03-15 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | Ti2AlNb合金板材及其制备方法和应用 |
-
1999
- 1999-11-19 JP JP33067799A patent/JP3486670B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001152269A (ja) | 2001-06-05 |
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