JPH03193838A - 超塑性加工、拡散接合の可能なＴｉＡｌ基合金とその製造方法 - Google Patents

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〕 この発明は高比強度、耐熱材料として、特に宇宙航空機
用、自動車用エンジン部材への応用が期待されている、
高温強度に優れ、かつ超塑性加工と拡散接合可能な金属
間化合物Ｔｉ／Ｉｅ基合金とその製造方法に関するもの
である。

〔従来の技術〕

金属間化合物の中には通常の単相金属にはみられない特
異な性質を持つものが多く、機能性材料あるいは構造用
材料としての利用が研究されている。その中で、Ｎｉ３
Ａｌ　、　ＴｉＡ　１等は、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耐熱材料とし
ての期待が高まっている。

特にＴｉ／Ｉｌは比重が３．８と軽量耐熱材料として、
航空機用材料への応用をめざし研究開発がされている。

ＴｉＡｆを含めて金属間化合物の多くは一般の金属に比
べて変形能に乏しい性質を有し、室温での延性改善につ
いて多くの研究がなされてきた。

ＴｉＡｊ！基金属間化合物については、例えばＭｎ添加
（時開６１−４１７４０）、■添加（米国特許第４２９
４６１５）、Ｃｒ添加（米国特許第４８４２８１９）、
Ｔａ添加（米国特許第４８４２８１７）、Ｓｉ添加（米
国特許第４８３６９８３）等が公開されている。

添加元素による合金設計の他に、高温で加工し組織制御
してその性質を向上しようとする試みが行われている。

例えばＴｉＡｊ！二元系合金の恒温鍛造法については、
製造方法が公開されている（時開６３−１７１８６２）
。恒温鍛造処理の結果、結晶粒径１０〜２０趨の等軸晶
が得られ、８００°Ｃまでの高温での変形応力は向上し
たが、室温延性の改善は見られなかった。さらに、重量
％で３３．５％ＡＮ−２％Ｍｏ−０．０５％Ｂ−０，０
９％０残部Ｔｉの金属間化合物を熱間加工（熱間押出、
恒温鍛造）によって結晶粒を微細化し、高温での機械的
特性を調べた結果、８００″Ｃで８０％を越える超塑性
的伸びが得られた報告（日本金属学会秋期大会シンポジ
ウム講演概要（１９８９）Ｐ、２３８）がある。信木ら
は、重量％で３５％、１１残部Ｔｉを高温鍛造すること
により、平均粒径１３卿の結晶粒に制御し、高温引張試
験の結果、歪速度感受性指数ｍ値が０．３以上を見いだ
した。

さらに８８７°Ｃ〜１０４７°Ｃの間で温度を繰り返し
急変して１０−’　ｓ−’で引張試験を行った。結果２
２０％の破断伸びが得られたとの報告をしている。（日
本金属学会秋期大会シンポジウム講演概要（１９８９）
　Ｐ。

２４５）。

Ｔｉ合金、Ａ１合金の超塑性現象は公知の事実であり大
型成形体への適用がなされている。超塑性加工を取り入
れた加工技術は、部品数、工程数を著しく減少できるば
かりでなく、材料の歩留りを向上させることもでき有用
なプロセスである。

超塑性現象の定義は、それほど明確ではないが歪速度感
受性指数ｍ値を用いる場合が多い。歪速度感受性指数ｍ
が０．３以上であり、破断伸びが３００％以上ある場合
、超塑性現象であると一般的に認められている。

さらに、接合技術は構造物を組み立てる上で重要な技術
であるが、ＴｉＡｌ基金属間化合物に於て拡散接合等の
公知の文献は見あたらない。

〔発明が解決しようとする課題〕

ＴｉＡｊ２基金属間化合物は常温での延性がないのみな
らず、高温においても通常の金属に比べて加工性に優れ
ているとは言えない。ＴｉＡ　ｌ基金属間化合物を熱間
加工する場合８００°Ｃ以上の高温を必要とし、歪速度
も非常に遅くしなければ十分な変形が出来ない。ＴｉＡ
１基金属間化合物の健全な成形体を得るためには、欠陥
の除去、さらに高温での加工性能の確保が課題であった
。本発明は超塑性化したＴｉＡ　ｌ基金属間化合物を使
って、高温において低い変形応力で欠陥を発生する事な
く加工を可能とし、複雑な成形体をＮｅａｒ−Ｎｅｔ　
５ｈａｐｅで作製することを可能とするものである。

〔課題を解決するための手段］ 重量％で３０−４０％Ａｌ残部がＴｉ、あるいは重量％
で３０−４０％Ａｆｆ、１−５％Ｃｒ残部Ｔｉを基本と
するＴｉＡ　ｌ　７５金属間化合物であり、さらに結晶
組織が鋳造さらに塑性加工プロセス処理することによっ
て、欠陥のない均質な１５趨以下の等軸粒に制御した微
細結晶粒からなるＴｉＡｊ！基金属間化合物。この化合
物は１０００°Ｃ以上の高温における引張試験において
歪速度感受性指数ｍ値が０．３以上であり超塑性現象の
十分条件を満たすＴｉＡｌ基金属間化合物である。上記
、超塑性加工が可能なＴｉＡ　ｌ金属間化合物、あるい
はＣｒ添加ＴｉＡ　！！基金属間化合物を得るには、１
０００°Ｃ以上で歪速度ｌＸｌ０−”ｓ−’以下、好ま
しくはＩ　Ｘｌ０−’　ｓ−’以下ｌＸｌ０−’ｓ−’
以上で６０％以上恒温鍛造を行ない、均質な等軸微細粒
に制御した。ＴｉＡｆ基金属間化合物とする。

〔作　用〕 ＴｉＡｌ基金属間化合物を添加元素と組織制御によって
均質な等軸微細結晶粒を得ようと誠意研究した結果、二
元系合金の場合３４重量％Ａｌ残部ＴｉよりもＴｉが過
剰である成分を持つＴｉＡ１基金属間化合物はγ相とα
２層が交互に存在する層状組織となる。重量％でＡＩ！
、が３０％以下の場合、α２層の体積率が増加し変形能
を低下させる。

Ａｌが重量％で４０％以上含まれる場合、γ相単一組織
となるが、結晶粒が粗大化し変形能が著しく低下する。

しかしながら重量％でＡｆｆｉ３０−４０％残部がＴｉ
を基本とする金属間化合物ＴｉＡ１！、基合金を溶解後
、熱処理することによって、平均粒径が１００〜２００
陣程度の粗大な等軸結晶粒が得られることが明かとなっ
た。この粗大な等軸晶をもつＴｉＡ　１基金属間化合物
は、高温で約８０％まで変形が可能である。しかしそれ
以上では、ネッキングして破断しており変形能に限界が
ある事が示された。これは、上記ＴｉＡｊ２金属間化合
物にＣｒを添加することによって更に改善できる。

Ｃｒ添加の効果として、室温での延性を高める効果が知
られている。溶解後のインゴットを均質化熱処理するこ
とによって、上記ＴｉＡｆ二元系金属間化合物に比べて
、結晶粒径が更に細かくなり、４０〜１００　ｍの細か
な等軸組織が得られた。しかしインゴット均質化処理の
みでは超塑性を引き起こすのに十分な結晶粒の微細化は
困難であった。重量％で５％以上Ｃｒを添加すると、変
形能が低下し均質化熱処理材を加工処理するに際し、好
ましくない。さらに、重量で１％以下ではＣｒ添加の等
釉粒微細化の効果が現れない。すなわち、Ｃｒ添加量と
して重量％で１−５％Ｃｒが適切である。

さらに、上記ＴｉＡｊ！基金属間化合物の結晶組織は、
溶解原料と溶解方法によっても異なる。　Ｃｒ添加Ｔｉ
Ａｊ！基金属間化合物の場合、高周波誘導真空溶解法で
溶製した場合、γとα２の層状組織であり熱処理後も層
状組織が残った。しかしながら高純度ＴｉとＡ！を溶解
原料とし、プラズマアーク溶解等の汚染の少ない、成分
的中率の優れた溶解法で溶製したＣｒ添加ＴｉＡ　ｌ基
金属間化合物は均質化熱処理後、４０〜１００　ｎの等
釉粒となった。

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
、合金で行われている方法であるが、ＴｉＡＡ基金属間
化合物の場合、室温から８００″Ｃ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、低い温度での加工によって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手段とし
て、再結晶温度以上で加工し、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結
晶粒の微細化に利用するには、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。ＴｉＡ　１基金属間化合物の再結晶
温度よりも高温域で、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
が最も有用である。しかしながら、上記ＴｉＡｊ２基金
属間化合物のように９００″Ｃ以上の高温に於て酸化が
起こる材料は酸化による影響を極力抑えて鍛造する必要
があり、そのために真空域は不活性雰囲気中で鍛造処理
を行う。

真空恒温鍛造装置の略図を第１図に示す。汎用鍛造装置
内に真空排気設備と真空チャンバーから構成される真空
恒温鍛造装置を設置しており、真空チャンバー内には、
試料（１）、スペーサー（２）、金型（３）、断熱セラ
ミックス（４）、金型取り付は台（５）、及び試料加熱
部（６）が配置されている。真空排気設備と真空チャン
バーは試料と金型を真空域は不活性雰囲気に保持し、高
温での酸化を抑える働きをする。加熱部（４）は高周波
誘導加熱によって金型と試料を同一の温度まで加熱する
。金型は、試料変形温度でも変形しない材質が要求され
、例えばグラファイト、ＳｉＣ、サイアロン等の材料が
考えられる。さらに、試料と金型の反応防止と潤滑効果
を持ったＢＮ等の潤滑剤あるいはＭｏ、Ｔａショート等
のスペーサーが必要である。

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、Ｔｉ
Ａｊ２基金属間化合物の変形は容易に起こるが、目的と
する均一な１５ｐｍ以下の等軸微細結晶粒の実現には問
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°Ｃの場合、１１００°Ｃの場合と結晶粒
径を比較すると、再結晶粒が成長する傾向にあり、結晶
粒径の粗大化がみられた。しかし、反対に１０００°Ｃ
以下で恒温鍛造を行うと変形帯と共に微細な結晶粒が現
れるが未再結高部分が存在し、不均質な結晶組織を持っ
たものとなった。すなわち、恒温鍛造における温度と歪
速度の適切な条件としては、１０００°Ｃ以上で歪速度
Ｉ　Ｘｌ０−”　ｓ−’以下が望ましい。さらに、変形
量としては、６０％以下であると未変形部分が存在する
ため、試料全体で均質な微細粒を得るためには、変形量
として６０％以上必要である。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。

上記鍛造方法によってＴｉＡｊ！基金属間化合物を６０
％以上恒温鍛造した結果、結晶粒径約１５１！Ｉｒｌ以
下の等軸な微細粒が得られた。第２図（ａ）、（ｂ）に
Ｃｒ添加ＴｉＡｆｆｉ基金属間化合物を鍛造した後の金
属顕微鏡組織をしめす。等軸な微細粒が得られたＣｒ添
加Ｔｉ／ＩＩ！、基金属間化合物からＪＩＳ規格に準拠
した引張試験片を切り出し高温（８００°Ｃ〜１２００
″Ｃ）において試験を行ったところ、１０００°Ｃ以上
で超塑性現象の発現を見た。高温引張試験によって得ら
れた真心カー真否線図から、耐力の歪速度依存性を明ら
かにし、歪速度感受性指数ｍ値を算出した。第３図に温
度と歪速度感受性指数ｍ値の関係を示す。ｍ値が０．３
以上の領域が変形温度１０００°Ｃ以上で達成され超塑
性現象を確認した。

同種のＣｒ添加ＴｉＡｆ基金属間化合物を恒温鍛造した
後、機械加工によって板状試験片を切り出し重ねて、真
空中で高温に保持しさらに圧力を加えた結果、試験片同
士が拡散接合によって、接合していることが明かとなっ
た。

ＴｉＡｆ基金属間化合物において、超塑性現象を発現さ
せるためには以下の条件が重要であることが明かとなっ
た。１）高純度な原料を使用しプラズマアーク溶解等の
不純物混入を可能な限り抑えた溶製法を用い、不純物元
素の少ないＴｉＡｌ！、基金属間化合物を溶製する。２
）ＣｒはＴｉＡ　ｌ基金属間化合物の高温延性を向上さ
せる上で効果がある。

３）恒温鍛造等の熱間加工法を用い、均一で微細な等軸
結高誼の組織を作る。４　）　１０００°Ｃ以上の高温
で二次加工（超塑性加工・拡散接合）を行う。

実施例１ 重量％で３２．２％Ａ　ｆ　−４，１％Ｃｒ残部Ｔｉ金
属間化合物 ６０％恒温鍛造材 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重
量％で３２．２％／ｌ−４，１％Ｃｒ残部ＴｉのＣｒ添
加ＴｉＡ１！、金属間化合物を溶製した。Ｃｒ添加Ｔｉ
Ａｆの成分分析値を表１に示す。１０５０″Ｃ４８時間
真空中で均熱化熱処理した結果、結晶粒径８０卿の等釉
粒であった。均質化熱処理を施した材料から、直径３５
ｍ［１１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　Ｘｌ０−
’　ｓ−’、試料温度１２００°Ｃで６０％圧下した。

写真１にＣｒ添加ＴｉＡ　１基金属間化合物を鍛造した
後の結晶組織写真をしめす。平均結晶粒径１５ｎの等軸
な微細粒が広い範囲にわたって得られた。

鍛造材からワイヤカッターでゲージ部厚さ２ＩＩａＩ１
幅２、５　ｍｍ長さ１５．５ｍｍの引張試験片を作製し
、歪速度と試験温度を変化させ真空雰囲気中で引張試験
を行った。各試料について試験温度、歪速度を一定にし
て試料破断まで試験を行い、真心カー真否線図を求めた
。超塑性を示した例として挙げると、試料を１２００°
Ｃ１歪速度Ｉ　Ｘｌ０−’　ｓ　−’の条件で引張試験
した結果、３８０％変形した後も破断しなかった（装置
上の制約により破断まで試験を行わなかった）。超塑性
を示す試料については、ネッキングがみられずゲージ部
が−様な変形をしているのが観察された。さらに変形後
の組織を調べると粒界すべりの兆候が認められた。

これら真心カー真否線図から歪速度感受性指数ｍ値を算
出した。第３図に温度と歪速度感受性指数ｍ値の関係を
示す。明らかにｍ値が０．３以上の領域が変形温度１０
００°Ｃ以上で達成され超塑性現象であると断定できる
。

表Ｉ　　Ｃｒ添加ＴｉＡｌの成分分析値（重量％）実施
例２ 重量％で３２．２％Ａｆｆｉ−４，１％Ｃｒ残部Ｔｉ金
属間化合物 ６０％恒温鍛造材 プラズマアーク溶解によって重量％で３２．２％Ａｆｆ
ｉ−４，１％Ｃｒ残部ＴｉのＣｒ添加ＴｉＡｆｆ金属間
化合物を溶製し、１０５０°Ｃ４Ｂ時間真空中で均熱化
熱処理後、平均結晶粒径８０卿の等軸粒が得られた。

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
−’ｓ−’、試料温度１０００°Ｃで６０％圧下した。

等軸な１０１１ｍ程度の微細結晶粒が広い範囲にわたっ
て得られた。引張試験結果から歪速度感受性指数ｍ値を
算出し、温度と歪速度感受性指数ｍ値の関係を求めた。

明らかにｍ値が０．３以上の領域が変形温度１０００°
Ｃ以上で達成され超塑性現象を確認した。

実施例３ 重量％で３５％Ａ２金属間化合物 ６０％恒温鍛造材 高純度チタン（９９，９％）とアルミニウム（９９，９
９％）を原料とし、プラズマアーク溶解によって重量％
で３５％Ａ２残部Ｔｉの金属間化合物を溶製した。二元
系ＴｉＡ　Ｉｌ金属間化合物の成分分析値を表２に示す
。１０５０°Ｃ４８時間真空中で均熱化熱処理後、平均
結晶粒径１２０μの等軸粒を得た。均熱化熱処理材から
直径３５ｎｍ高さ４２ｍ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　Ｘｌ０
−’　ｓ−’、試料温度１０００°Ｃで６０％圧下した
結果、平均粒径８Ｊｌｒａの等軸晶が得られた。鍛造材
からワイヤカッターでゲージ部厚さ２ＩＩ１１１１幅２
．５瓢長さ１５．５ｍの引張試験片を作製し、歪速度、
試験温度を変化させ真空雰囲気中で引張試験を行った。

この結果から１２００’Ｃにおいて歪速度感受性指数ｍ
値を計算すると０．３以上となり、超塑性挙動を示した
。さらに細粒化すると超塑性を示す温度範囲が拡大でき
る可能性がある。

表２　二元系ＴｉＡｊ！金属間化合物の成分分析値比較
例１ 重量％で３２．２％Ａｆｆ−４．１％Ｃｒ残部Ｔｉ金属
間化合物インゴット材 プラズマアーク溶解によって重量％で３２．２％Ａｆｆ
ｉ−４，１％Ｃｒ残部ＴｉのＣｒ添加ＴｉＡｊ２金属間
化合物を溶製し、１０５０°Ｃ４８時間真空中で均熱化
熱処理した結果、平均結晶粒径８０廂であった。熱処理
材から引張試験片を切り出した。高温（８００〜１２０
０°Ｃ）、真空雰囲気中で引張試験をおこなった。

１０００°Ｃで８０％の破断伸びを示したことから、イ
ンゴツト材の場合、高温である程度の延性は確保されて
いるものの超塑性現象は確認できなかった。

実施例４ 重量％で３２，２％Ａ　ｌ　−４，１％Ｃｒ残部Ｔｉ金
属間化合物 ８０％恒温鍛造板材の拡散接合 プラズマアーク溶解によって重量％で３２．２％Ａｌ−
４，１％Ｃｒ残部ＴｉのＣｒ添加ＴｉＡｊｌ！金属間化
合物を溶製し、１０５０°Ｃ４８時間真空中で均熱化熱
処理後、直径３５愼高さ４２胴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５Ｘ
１０−’Ｓ−’、最終歪速度２．５　Ｘｌ０−３ｓ　−
’試料温度１２００°Ｃで８０％圧下した。鍛造材から
直径２５ｍｍ厚さ８ｍｍの板状試験片を機械加工によっ
て切り出し２層に重ね、Ｔａ箔を挟んだ部分と挟まない
でＴｉＡρ板材が接触した部分を作り、１１００°Ｃに
加熱後、５　Ｘｌ０−’　ｓ−’の歪速度で５ｋｇ／ａ
ｍ”まで圧力を付加した。その結果、超塑性変形すると
同時にＴｉＡｌ！、接合部で拡散接合によって接合して
いることを確認した。第４図にＴｉＡｆｆｉ基板材の接
合部を示す。左中央部（白）は仕切板である。

〔発明の効果〕

本発明のＴｉＡｆ基金属間化合物は超塑性と拡散接合性
を有し、上記条件で超塑性加工したＴｉＡ／！基金属間
化合物は、複雑な形状の成形物を１回のプロセスで加工
が可能であり、工業的利用分野が広い。さらに、同一材
料で拡散接合が可能であることから、構造部材への応用
が可能である。例えば、航空機のフレーム材として超塑
性加工を利用したハニカム材への応用が可能である。超
塑性加工した後、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】

第１図は真空恒温鍛造装置の概略断面図であり、第２図
（ａ）、（ｂ）はＣｒ添加ＴｉＡ　１６０％恒温鍛造後
の金属顕微鏡組織写真であり、 第３図はＣｒ添加ＴｉＡ　ｌ　６０％恒温鍛造材の温度
と歪速度感受性指数ｍ値の関係を示す図であり、第４図
はＣｒ添加ＴｉＡ　ｌ　８０％恒温鍛造板材の拡散接合
部を示す金属組織写真である。 １・・・試料、　　　　　　　２・・・スペーサー３・
・・金型、　　　　　　　４・・・断熱セラミックス、
５・・・金型取り付は台、　６・・・加熱部。 （０） （Ｘ５０） 図 ６・・・加熱部 温度（”Ｃ） 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％でＡｌ３０−４０％残部がＴｉを基本とする
   金属間化合物ＴｉＡｌ基合金、均質な１５μｍ以下の等
   軸微細粒からなり、歪速度感受性指数ｍ値が０．３以上
   である超塑性加工が可能なＴｉＡｌ基金属間化合物。 ２、特許請求範囲第１項記載の事項に加え、重量％でＡ
   ｌ３０−４０％さらにＣｒ１−５％残部がＴｉを基本と
   する金属間化合物ＴｉＡｌ基合金。 ３、１０００℃以上で歪速度１×１０＾−＾２ｓ＾−＾
   １以下で６０％以上の変形を行う、特許請求範囲第１項
   、又は第２項記載のＴｉＡｌ基金属間化合物の製造方法
   。