JPH02129329A

JPH02129329A - マグネシウム―チタン系焼結合金およびその製造方法

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Publication number: JPH02129329A
Application number: JP63282182A
Authority: JP
Inventors: Katsuhiro Nishiyama; 勝廣西山
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Priority date: 1988-11-08
Filing date: 1988-11-08
Publication date: 1990-05-17
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Also published as: JPH0617524B2; US5024813A

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は、マグネシウム−チタン系合金（以下、Ｍｇ−
Ｔｉ系合金という）およびその製造方法に関する。

〔従来の技術〕

一般に、ＭＱを基質とするＭＯ系合金は、Ｍｇに対し溶
解度の大きいＡｆＪ、Ｚｎ等を合金元素とし、これらを
溶解法によって製造していた。その合金としてはＭＱ〜
八ρへＺｎ系合金が挙げられる。このようなＭｇ系合金
は、比強度や振動吸収能（減衰能）に優れているが、耐
食性に乏しいものであった。

そのため、高強度で耐食物性に優れたＭＯ系合金を得る
ために、近年においては各種のＭＯ系合金の開発が行な
われている。

一般に、ＭＯに対して溶解度の小さい合金元素を比較的
多山に含むＭｇ系合金は溶解法により製造することは困
難であるとされている。

比較的最近、この困難性を一部分ではあるが克服するこ
とにより、Ｍｏ−ｚｒ−ｚｎ系合金およびＭｇ−Ｚｒ−
希土類元素系合金がそれぞれ開発された。これは、Ｍ（
７−Ｚｒ系合金が包晶反応系に属する合金系であること
を利用して製茫できるようにしたものである。

しかしながら、Ｚｒを多量に含むＭａ−Ｚｒ系合金は、
やはり溶解法によっては製造することが実際上なかなか
困難であった。

そこで、ｚｒ等に代わる合金元素で、容易にＭｇ系合金
を製造することができ、しかも諸性質の優れたＭｇ系合
金の開発が更に望まれていた。

〔発明が解決しようとする課題〕

このような要請を満足させる合金元素としてＴｉは考え
られていた。

すなわち、ＴｉはＺｒと周期律上では同族に属するため
Ｍ（Ｊ−Ｔｉ系合金を製造する試みが行なわれて来た。

しかしながら、ＴｉはＭｇに対する溶解度が小さい元素
であり、ハンヒン（ＨａｎＳ１３ｎ）が示した状態図集
によるＭｑ−Ｔｉ系合金の状態図には、Ｍｇに対し僅か
０．１２５ｆｆｌ１Ｍ％−ｒ　ｉ　’ｆｊＪ度までの合
金が示されているが、ＭＱに対するＴｉの溶解度は極め
て小さいものであるため実際の合金としての状態図では
なく、予想線が示されているのみであり、したがって未
だ明確な状態図は明らかではない　しかも、同状態図に
よると、ＭＱに対するＴ１の溶解度は１１１４ｇの溶解
温度（６５０℃）直上の６５１℃で０．００２５重岳％
Ｃ０，００１３原子％）　８５０℃で０．０１５＠ｍ％
　（０，００７８［子％）ｌＬ［て小さいことが示され
ている。

従って、今日においては、高濃度のＴｉを含むＭｇ−Ｔ
ｉ系合金は製造することは不可能どされており、実際高
濃度のＴｉを含むｒｖ＋ｏ−ｒ；系合金は製造されてい
ない。

しかし、Ｍ　Ｑ　−Ｔ　Ｉ系合金はｔｖｌ−Ｚｎ系合金
と同様な効果をもたらす合金、すなわち高強度、高減衰
能等を有するものと考えられているため、Ｍｇ−Ｔｉ系
合金およびその製造方法の開発が是非と６必要であり、
かつ望まれている。

本発明はこれらの点に鑑みてなされたものであり、強度
、耐食性、耐摩耗性および減衰能に優れており、軽石で
、成形容易性、加工容易性を有し、しかも製造が容易な
Ｍｇ−Ｔｉ系合金およびその製造方法を提供することを
目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

請求項第１項によれば、本発明のＭｇＴｉ系合金は、Ｍｇに対してＴ１が０．０４〜９９．９
６重ω％からなることを特徴とする請求項第２項によれ
ば１本発明のＭＯ−Ｔ系合金の製造方法は、ＭＯ粉末に
対してＴ１粉末および水素化チタン粉末（以下、Ｔｉと
Ｈとのモル比が１：２以外の水素化チタンも含めた総称
としてＴ　ｉ　Ｈ２粉末という）の少なくとも一方を焼
結体のＴｉ組成が０．０４〜９９．９６重庁％となるよ
うにして調合して混合し、この混合物を所定形状に成形
し、その後Ｍｇの固相温度から液相温度までの範囲で焼
結することを特徴とする請求項第５項によれば、本発明
のＭ９〜Ｔ１系合金の製造方法は、Ｍｇ粉末に対してＴ
ｉ粉末およびＴ　ｉ　Ｈ２粉末の少なくとも−ｈを最終
生成物のＴｉ組成が０．０４〜９９．９６重世％となる
ように調合して混合し、この混合物を搬送路に沿って加
熱および加圧しながら搬送してＭｇを溶融させ、この溶
融Ｍｏ内に混入させた前記７ｉ粉末およびＴ　ｉ　Ｈ２
粉末の少なくとも一方が混合している溶融混合物を成形
型内に圧入し、その後冷却さゼることを特徴とする。

〔作　用〕

請求項第１項に示す本発明のＭａ−Ｔｉ系合金は、Ｍｇ
に対するＴｉの濃度が０．０４〜９９．９６重量％であ
り、従来のＭＯ−Ｔｉ系合金より極めてｉｎ度のものと
なる。

そのため、本発明のＭｑ−Ｔｉ系合金は、抗折強度、引
張強度等の強度、耐食性、耐摩耗性、減衰能に優れてお
り、軽量で、成形性、加工性に富んだものである。

請求項第２項に示すように、ＭＯ粉末に対してｌｉ粉末
およびＴ　ｉ　Ｈ２粉末の少なくとも一方をを焼結体の
Ｔｉ組成が０．０４〜９９．９６重量％となるようにし
て調和して混合し、この混合物を所定形状に成形し、そ
の後Ｍｇの固相温度から液相温度までの範囲で焼結する
ことにより、極めて優れた諸性質を有するｖｇ−Ｔｒ系
合金を通常行なわれている焼結法により容易に製造する
ことができる。

請求項第５項に示すように、Ｍｇ粉末に対してＴｉ粉末
およびＴ　ｉ　＋−１２粉末の少なくとも一方を最終生
成物のＴｉ組成が０．０４〜９９．９６重量％となるよ
うに調合して混合し、この混合物を搬送路に沿って加熱
および加圧しながら搬送してＭＯを溶融させ、この溶融
Ｍｏ内に混入させた前記Ｔｉ粉末およびＴｉＨ２粉末の
少なくとも一方が混合している溶融混合物を成形型内に
圧入し、その後冷却させることにより、極めて優れた諸
性質を有するＭｇ−Ｔ　ｉ系合金を自由な形状に成型し
ながら製造することができる。

〔実施例〕

以下、本発明の詳細な説明する。

先ず、焼結方法によるＭｏ−”「ｉ系合金の製造方法を
説明する。

先ず、Ｍｏ粉末、Ｔｉ粉末およびまたはＴｉＨ２粉末を
用意する。

この場合、Ｍｇ粉末は、８０メツシユを通過する程度の
大きさ、Ｔｉ粉末およびＴ　ｉ　Ｈ２粉末は２００メツ
シユを通過する程度の大きさを用いるとよい。

その後、Ｍｇ粉末に対して焼結後の焼結体のＴｉ組成が
０．０４〜９９．９６重量％となるようにＴ１粉末およ
びＴｉＨ２粉末の少なくとも一方を調合する。

そして、調合したＭＱ粉末とＴｉ粉末およびＴｉＨ２粉
末とを空気中または不活性ガス雰囲気中おける乾式また
はトルエン等の溶剤を用いた湿式により混合する。この
混合は、乳汁またはボールミル等の混合装置を用いて行
なうとよい。

その後、混合物を所定形状に成形する。この成形は、０
．１〜５ｔｏｎ／ｃｊの圧力で加圧した圧縮成形方法に
よると、所望の形状に良好に成形される。

その後、この成形物を焼結する。

焼結温度は、Ｍｏの融点（６５０℃）より低い固相焼結
または高い液相焼結を行なう温度とすることができる。

本発明においては、望ましい温度範囲としては約２５０
〜８ｏｏ℃である。

焼結炉中の状態は、窒素ガス、アルゴンガス、６ふっ化
硫黄ガス等の不活性雰囲気若しくは真空とする。

焼結圧力は、０〜６００　Ｋ！ｊ　／　ｃｉの広範囲と
することができる。すなわち、真空引きしている真空中
から、減圧ガス中、大気圧中、加圧ガス中等の無加圧状
態から加圧状態とすることができる。

加熱保持時間は約１０〜６０分とする。

冷却方法は、徐冷、急冷でもよい。また、所定の真空中
において、ぞの貞空度におけるＭｏの融点（例えば３８
０℃：　１０　’ｔｏｒｒ）未満の温度（例えば、当該
融点から約１００〜３００℃降下した温度までの範囲）
まで急冷し、その後当該ｄ！度で所定時間保持し、その
後再び急冷するようにして冷却してもよい。

次に、このようにして焼結方法により製せられたＭｏ−
Ｔｉ系合金の性質を、前記各製造条件との関連も含めて
説明する。

Ｍｇ粉末に混合するものは、７ｉ粉末およびＴ　ｉ　Ｈ
２粉末のいずれでも、Ｍｇ−（０，０４〜９９．９６重
Ｍ％）Ｔｉ系合金が得られる。

その性質は、抗折強度、引張強度等の機械的強度が高い
ものであり、塩水中に浸漬して強制的に錆を発生させる
ようにしても全く発錆することのない優れた耐食性を有
し、高い耐摩耗性および減衰能を有するものぐあった。

また、軽層である。

更に、被剛性がよく加工性に優れたものである。

また、焼結体を熱１ｍもしくは冷間鍛造することにより
、合金内の微小孔を機械的に潰して除去し、より強度的
に優れた歯車等の加工物を得ることらできた。

更に、詳細に検討プると、Ｔｉ粉末を用いた場合に比較
して、Ｔ　ｉ　Ｈ２粉末を用いた方が、高強痕の焼結体
が得られた。

これは次の理由によるものである。焼結中に焼結４曵に
よりＴ　ｉ　Ｈ２が分解し、分離した水素がＭＯ同志の
焼結を促進するからである。この場合、冷却中にＭＣＩ
Ｈ２が生成する可能性があるが、このＭＱＨ２は冷７２
１中に生成、分解を繰返し、最終的には、水素は焼結体
外に水（Ｈ２Ｏ）の形で排除される。

更に、このＭ　ａ　Ｈ２は特殊な冷却方法において、例
えば１０　’ｔｏｒｒ＋７）真空中ｒＭＱ（７）融点３
８０℃より低い約１００〜３５０℃まで急冷した後に、
同温度に所定時間（１０〜３０分）保持すると、ＭＣＩ
とＨ２ガスに分解され、Ｈ２ガスが取り去られ、完全に
排除されることが判った。しかし、ＭｇＨ２の排除はこ
のような真空にするような冷却方法を取らなくても、通
常の冷却過程中で十分に行なわれている。また、この特
殊な冷却方法と、焼結温度を低くした焼結とを組合わせ
ることにより、焼結用金型を過度の温度上行にさらさせ
ないで、その消耗を防ぐこともできる。

次に、基質となるＭｏの粉末の粒径との関係においては
、−８０／＋１００（メッシュ二以下同じ）、−１００
／＋１５０、−１５０／＋２００、−２００／＋２５０
、−２５０／＋３２５、−３２５、−１００、−２００
の８種について検討したところ、焼結密度はＩＶＩ粉末
の粒径にほとんど依存しないことが判った。抗折強度は
、Ｍｇ粉末の粒径が小さい方が約１割程度強くなった。

特に、−２００メツシユのものは一１００メツシュのも
のより２割程度抗折強度が高くなった。

次に、ＭＣ７に対づるＴｉの濃度の変化による、Ｍ　Ｑ
　−’Ｔ−ｉ系合金の性質を説明する。

常圧焼結法によれば、焼結体の密度はＴｉの濃度の増加
に伴って相対密汝が低下し、逆に抗折強度は増加する傾
向を示した。これは従来の焼結合金全般に全く認められ
なかった効果である。

ボッ１−プレス焼結方法においては、Ｔｉの濃度が変化
しても、相対密度は全て１００％であり、抗折強度は増
加する傾向を示した。

次に、焼結炉中の状態と焼結体との関係を説明する。

窒素ガス、アルゴンガス、６ふつ化硫黄ガス等等の不活
性雰ｌ用気中で焼結した場合と、真空中で焼結した場合
には、真空中の方が多孔質の焼結体が得られた。この多
孔質を利用して、含油や固体潤滑剤等を含浸させること
により、軸受台金として利用できる。

焼結圧力による影響は、館述の真空中、常圧方法、ホッ
１−ブレス法等において説明しているので省略する。

次に、焼結時間による影響を説明する。

焼結時間を６〜１２０分の範囲で実験したところ、焼結
密度、抗折強度ともあまり変化しなかった。従って、焼
結時間は６〜１０分程度で十分である。

次に、具体的な実施例を説明する。

第１実施例本実施例のＭｑ−Ｔｉ系合金は、２００メツシユを通過
するＭＯ粉末に３２５メツシユを通過するＴｉ粉末また
はＴｉＨ２粉末を添加し、焼結後のｆｖｌ−Ｔｉ系合金
のＭｑに対するＴｉの成分が重量％で０．１％、１％、
２％、３％、４％、５％、６％１．７％、８％、１０％
、２０％、２２％、３０％、４０％、５０％、６０％、
７０％、８０％、９０％および９５％になるような２０
組成の試料を作成した。焼結法はまず所定重量％になる
ように混合した混合粉を金型を用い圧力３ｔｏｎ／ｃｄ
で圧縮成形した後、アルゴン雰囲気中、焼結圧力が常圧
（大気圧）、焼結時間が１０分間で、焼結ｆＡ度を６１
０℃、６４５℃、および６４８℃の固相焼結湿度並びに
６５７℃、６６０℃および７００℃の液相焼結温度でそ
れぞれ焼結した。

得られた焼結体の抗折強度をそれぞれ第１図に、相対密
度をそれぞれ第２図に示した。第１図および第２図にお
いて、実線はＴ　ｉ　Ｈ２粉末を添加した焼結体を示し
、破線はＴｉ粉末を添加した焼結体を示している。

第１図および第２図から判るように、Ｔｉの濃度が約２
０％まではその濃度の増加に伴って抗折強度は増大し、
相対＠麿は低下している。Ｔｉの濃度が２０％以上の場
合は、液相焼結体は濃度の増大に伴って抗折強度が増大
し、固相焼結体は濃度の増大に伴って抗折強度が徐々に
減少している。

従って、高い抗折強度を得るにはＴｉ１１１度が２０％
以上になった場合には液相焼結方法を採用するとよい。

しかし、固相焼結体も軸受台金等に要求される６　Ｋ９
　／　ａｔ　Ｃ１上の抗折強度を有するものであり、十
分実用に耐えるものである。また、Ｔｉ粉末の添加より
Ｔ　ｉ　Ｈ２粉末を添加した方が高強度の焼結体が得ら
れた。

また、第３図にＴ　ｉ　Ｈ２粉末を添加し、焼結温度を
６４８℃としだ固相焼結によるＭＯ−Ｔｉ系合金のロッ
クウェル硬度とＴｉ１１度との関係を示す。

また、第４図（ａ）から（ｆ）により、Ｔｉ濃度の影響
を示すために、Ｍ９単体およびＭＯ−７−ｉ系合金の表
面の１５０倍の顕微鏡写真を示す。

同図（ａ）はＭｇ甲体を６４８℃で同相焼結したもので
ある。同図（ｂ）から（ｆ）はそれぞれＴ　ｉ　＋−１
２粉末を添加したものであり、同図（ｂ）から（ｅ）は
６４８℃で固相焼結し、同図（ｆ）は７００℃で液相焼
結したものであり、更に、同図（ｂ）から（ｆ）へ順に
ＭＯ−Ｔｉ系合金に対するＴｉ濃度（重け％）を１０％
、２０％、５０％、８０％、９０％としたものである。

また、同図（ａ）（ｂ）において、白色部がＭｑ相であ
り、黒色部は微小孔部である。同図（Ｃ）から（ｆ）に
おいて、白色部がＴｉ相であり、黒色部がＭＯ相である
。

また、第５図（ａ）（ｂ）（ｃ）により、焼結温度の影
響を示すために、Ｍｇ−７重量％Ｔｉ系合金の表面の１
５０倍の顕＠鏡写真を示す。これらは共にＴ　ｉ　Ｈ２
粉末を添加したものであり、同図（ａ＞は６４５℃で固
相焼結し、同図（ｂ）は６５７℃で液相焼結し、同図（
Ｃ）は６６０℃で液相焼結したものである。

また、５０重量％以上のＴ１を含む液相焼結による焼結
体には、形崩れが全く見られなかった。

第２実施例本実施例のＭＯ−Ｔｉ系合金は、２００メツシユを通過
するＭＯ粉末に３２５メツシユを通過するＴｉＨ２粉末
を、焼結後のＭＯ−Ｔｉ系合金のＭｇに対するＴｉの成
分が重け％で１０％、２０％および５０％となる３組成
の試料を作成した。

焼結法はホットプレスによるものであり、前記試料を混
合した混合粉を金型を用い、アルゴン雰囲気中、３０に
９／ａｉおよび６４８℃で１０分間固相焼結を行なった
。

得られた焼結体の抗折強度は、Ｔｉ１１１度が１０重ｊ
％のとき３０に９／−であり、２０重量％のとき３５に
９７−であり、５０重量％のとき４３Ｋｇ／−であり、
常圧焼結法による同７ｉ濶度の焼結体の抗折強度の２５
Ｋｇ／ｍｔｉよりも大きいことが判った。また、相対密
度は１００％であった。

従来の合金との比較前記各実施例のＭｇ−Ｔｉ系合金の強度および耐食性等
を、従来のＭＯ系合金およびＡｇ系合金と比較すると次
のようになる。

（１）強度の比較Ｍｇ系合金は、本実施例の′１：Ｊ度割合のものは製造
されていないため比較できない。

Δｐ系焼結合金は最大抗折強度で１５ＫｊＦ／ｓ、Ａ、
Ｏ−（６〜３０重量％）Ｓｉ系焼結合金は２０〜６に９
／−の抗折強度である。

しかし、前記各実施例によれば、抗折強度は６Ｋｇ／−
以上であり、例えば軸受台金に必要とされる６Ｋｇ／−
の抗折強度は十分に備えており、しかもＴｉ１１度が約
３％以上で焼結温度がＭｇの融点の近傍以上になれば、
従来の各種合金より抗折強度の大きい焼結体が得られる
。

（２）耐食性の比較従来のＭｇ系合金は、耐食性が悪い。これは、合金の被
膜となるｔｖｌｏが多孔質のためである。

これに対し、本発明のＭｑ−Ｔｉ系合金は、第６図に示
すＸ線回折分析によれば、その被膜は（Ｍａ　　Ｔｉ、
０ｌ−ｘ−、）から成る緻密な酸化膜と同定されるので
、耐食性が優れているのである。

（３）減衰能の比較本実施例の各種のＭｇ−Ｔｉ系合金は、従来の合金に比
べて十分大きな減衰能を有していた。

なお、本実施例のＭｇ−Ｔｉ系合金の減衰能は、Ｔｉの
濃度の増加とともに、若干低下する傾向にあった。

（４）耐摩耗性（ｇ！度）の比較従来のＡＮ−３ｉ系合金で、ベーンポンプの羽根等に用
いられている耐摩耗性部材のうち、最良とされるＡＭ−
２０重量％５ｉ−２重訂％ＣＬＪ１重量％Ｍｇ−２重量
％Ｎｉのロックウェル硬度は６３〜８０（ＨｒＨ）であ
る。

本実施例のＩｖｌ−Ｔｉ系合金は第３図に示すように、
ロックウェル硬度が約６７　（ＨｒＨ）以上であり、極
めて耐摩耗性に優れたものである。

次に、Ｍｏ−Ｔｉ系合金を自由な形状に成形して製造す
る場合について説明する。

本方法は、押出成型方法とダイキャスト成型方法とを組
合わせたような方法により行なうことができる。

先ず、ＭＯ粉末とＴｉ粉末およびまたはＴ　ｉ　Ｈ２粉
末とを前記焼結法の場合と同条件で調合し、混合する。

この混合物をスクリューコンベア等の搬送装置により、
軸方向に搬送させながら加熱するとともに加圧し、混合
物をＭａの融点以上に加熱して溶融ＩＶＨＩＪ内にＴｉ
粉末およびまたはＴ　ｉ　Ｈ２粉末が混合している溶融
混合物を得、その後加圧して溶＠混合物を成形型内のキ
ャビティ内へ圧入し、その後冷却させ、所望形状に成形
されたＭｇ−Ｔｉ系合金を製する。

本実施例では焼結法における液相状態と同様な温度条件
で成形型内に圧入して成形するものである。

この成形型内は真空引きしておくと、１人後冷却が完了
するまでの間に発生する不要なガス等を除去することが
できる。

また、成形型内における冷却方法は、徐冷、急冷でもよ
い。また、所定の真空中において、その真空度における
ＭＯの融点（例えば３８０℃：１０　”３ｔｏｒｒ）未
満の温度（例えば、当該融点から約１００℃〜３００℃
降下した温度までの範囲）まで急冷し、その後当該温度
で所定時間保持し、その後再び急冷するようにして冷却
してもよい。

このようにして成形されたＭｑ−Ｔｉ系合金の性質は、
前記各実施例と同様に優れたものとなる。

また、自由な形状に成形できる成形容易性をイ１してい
るため、各種の産業分野の素材の製造に利用することが
できる。

なお、本発明は前記各実施例に限定されるものではなく
、必要に応じて変更することができる。

〔発明の効果〕

このように本発明によれば、従来の溶解法では得ること
の出来なかったＴｉを０．０４〜９９．９６重重量と多
量に含むＭｏ−Ｔｉ系合金を固相および液相下で無加圧
焼結または加圧焼結などの従来製法技術を用いて簡単に
得ることができる。また、通常の成型法を用いて自由な
形状に成形することができ、さらに強度、減衰能、耐食
性、耐摩耗性および被削性も、溶解法による従来合金よ
りも優れたＭＱ−Ｔｉ系合金が１９られる。

また、本発明のＭｇ−Ｔｉ系合金は、溶解法による従来
合金より強度、耐食性および高減衰能に優れるとともに
従来合金と同様な軽＋ｉ性があるために防錆を要求され
るカバー、フレーム、防振フレーム、自動車部品等の構
造用ＭＱ系合金みよびベーンポンプの羽根、各種バルブ
等の機械要素部材用Ｍｇ系合金として使用できると共に
、多孔性を利用して含油や固体潤滑材を合潰させて軸受
としたり、被削容易性を利用して精密加工品を製する素
材として利用することができる。また、製造法は従来合
金より簡単で、しかも従来の溶融法で製造可能な組成の
ＭＯ−ＡＪＩ−Ｚｎ系、Ｍｑ−ＺｒＺｎまたはＭｇ−Ｚ
ｒ−希土類元素系などのＭ　ｑ系合金粉末を作成して、
これらを基質としたＩｖｌｑ−”ｒｉ系合金も製造する
ことが容易なため応用範囲が従来合金より広くなり、ざ
らにＭｏ−Ｔｉ系合金を母相とした繊維強化複合耐摩耗
材料など強度、耐熱、′Ｍ酸化抵抗、耐食性および耐摩
耗性に優れた材料の製造も可能となり産業上の効果が極
めて大である。

なお、前記本発明の製造方法を利用して、Ｍｇに対する
溶解度がＴｉのように低い合金元素をも、本発明のよう
に高ｍ度に添加したＭＱ系合金を製造することができる
。このような合金元素としては、Ｚｒ、Ｂｅ、Ｓｉ、Ｖ
、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃ０１Ｎｉ　　Ｃｕ、Ｇｅ、Ｓｒ
、Ｚｒ、Ｎｂ、ＭＯｌＳｂ、Ｔｅ１Ｂａ、１−（ｆ、Ｗ
、Ｉ　ｒ、ＡＵ。

Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、　Ｎｄ、Ｇｄ、Ｕ等があり、これら
の単体粉末または水素化物粉末を用いるとよい。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の焼結法によるＭＯ−Ｔｉ系合金のＴｉ
１度と抗折強度との関係を示すね図、第２図は第１図の
焼結体のＴｉｌａ度と相対密度との関係を示す線図、第
３図は第１図の焼結体のＴｉ濃度とロックウェル硬度と
の関係を示す絵図、第４図（ａ）から（ｆ）はＴｉｖａ
度の影響を示す第１図の焼結体の表面の１５０倍の顕微
鏡写真、第５図（ａ　）、（ｂ　）？（ｃ　）は焼結温
度の影響を示す第１図の焼結体の表面の第４図同様の写
真、第６図はＭｇ−２０重け％Ｔｉ系合金のＸ線回折分
析図である。第１図下し慎イｉｔ　　（ｔｔ−７＃）

Claims

【特許請求の範囲】１）チタンが０．０４〜９９．９６重量％、マグネシウ
ムが０．０４〜９９．９６重量％からなるマグネシウム
−チタン系合金。２）マグネシウム粉末に対してチタン粉末および水素化
チタン粉末の少なくとも一方を焼結体のチタン組成が０
．０４〜９９．９６重量％となるようにして調合して混
合し、この混合物を所定形状に成形し、その後マグネシ
ウムの固相温度から液相温度までの範囲で焼結すること
を特徴とするマグネシウム−チタン系合金の製造方法。３）調合された粉末の混合は乾式または溶剤を加えた湿
式のいずれかで行ない、混合物の成形は０．１〜５ｔｏ
ｎ／ｃｍ＾２の圧力で圧縮成形し、焼結は３００〜８０
０℃の範囲で０〜６００ｋｇ／ｃｍ＾２の不活性雰囲気
中または真空中で行なうことを特徴とする請求項第２項
記載のマグネシウム−チタン系合金の製造方法。４）焼結は、所定時間の加熱の後に、徐冷、急冷または
所定の真空度中においてその真空度におけるマグネシウ
ムの融点未満の湿度まで急冷し、その後当該温度で所定
時間保持し、その後急冷する冷却手段のいずれかにより
行なわれることを特徴とする請求項第２項または第３項
記載のマグネシウム−チタン系合金の製造方法。５）マグネシウム粉末に対してチタン粉末および水素化
チタン粉末の少なくとも一方を最終生成物のチタン組成
が０．０４〜９９．９６重量％となるように調合して混
合し、この混合物を搬送路に沿って加熱および加圧しな
がら搬送してマグネシウムを溶融させ、この溶融マグネ
シウム内に混入させた前記チタン粉末および水素化チタ
ン粉末の少なくとも一方が混合している溶融混合物を成
形型内に圧入し、その後冷却させることを特徴とするマ
グネシウム−チタン系合金の製造方法。６）成形型内は真空引きしておくことを特徴とする請求
項第５項記載のマグネシウム−チタン系合金の製造方法
。７）冷却は、徐冷、急冷または所定の真空度中において
その真空度におけるマグネシウムの融点未満の温度まで
急冷し、その後当該湿度で所定時間保持し、その後急冷
する冷却手段のいずれかにより行なわれることを特徴と
する請求項第５項または第６項記載のマグネシウム−チ
タン系合金の製造方法。