JPH05247562A - Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法Info
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- JPH05247562A JPH05247562A JP4044939A JP4493992A JPH05247562A JP H05247562 A JPH05247562 A JP H05247562A JP 4044939 A JP4044939 A JP 4044939A JP 4493992 A JP4493992 A JP 4493992A JP H05247562 A JPH05247562 A JP H05247562A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 簡易な手段及び装置構成によって、常温延性
に優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造することがで
きるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造方法を提供するこ
と。 【構成】 Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混合，脱気及び
真空封入を行った後に、この封入された混合粉末を反応
合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形された混合体
を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を行なって、Ａ
ｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質ＴｉからなるＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の
製造方法であって、前記反応焼結によって得られたＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物を、８００〜１１５０℃の温度範
囲にて熱間加工を行なうことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物の製造方法。
に優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造することがで
きるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造方法を提供するこ
と。 【構成】 Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混合，脱気及び
真空封入を行った後に、この封入された混合粉末を反応
合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形された混合体
を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を行なって、Ａ
ｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質ＴｉからなるＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の
製造方法であって、前記反応焼結によって得られたＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物を、８００〜１１５０℃の温度範
囲にて熱間加工を行なうことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車分野，航空宇宙
分野，産業機械分野等の軽量耐熱或は高比剛性が要求さ
れる分野に使用されるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造
方法に関する。
分野，産業機械分野等の軽量耐熱或は高比剛性が要求さ
れる分野に使用されるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、例えば自動車分野においては、軽
量化や高性能化が求められ、その内燃機関（エンジン）
用部品においても軽量化が要求されている。例えばエン
ジンバルブにおいては、従来より、鋼或はＮｉ合金が使
用されているが、これらは密度が約８g／cm3と大きなも
のである。従って、このバルブを軽量化すれば、バルブ
の慣性質量を小さくすることができるので、エンジンの
高回転化が可能となり、よって自動車の高性能化が図ら
れるものと期待されている。
量化や高性能化が求められ、その内燃機関（エンジン）
用部品においても軽量化が要求されている。例えばエン
ジンバルブにおいては、従来より、鋼或はＮｉ合金が使
用されているが、これらは密度が約８g／cm3と大きなも
のである。従って、このバルブを軽量化すれば、バルブ
の慣性質量を小さくすることができるので、エンジンの
高回転化が可能となり、よって自動車の高性能化が図ら
れるものと期待されている。
【０００３】そこで、軽量でしかも耐熱性を備えた材料
として、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物が注目されている。
例えば排気バルブの作動温度付近の８００℃におけるＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物の高温強度は、代表的なバルブ
鋼であるＳＵＨ３５のものとほぼ同等であり、しかも密
度は約１／２である。このため、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化
合物は有力な軽量耐熱材料と考えられている。
として、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物が注目されている。
例えば排気バルブの作動温度付近の８００℃におけるＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物の高温強度は、代表的なバルブ
鋼であるＳＵＨ３５のものとほぼ同等であり、しかも密
度は約１／２である。このため、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化
合物は有力な軽量耐熱材料と考えられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｔｉ−
Ａｌ系金属間化合物は、主に以下の理由によりその実用
化が阻害されている。 難加工材のため、部品への形状付与が困難であるこ
と。
Ａｌ系金属間化合物は、主に以下の理由によりその実用
化が阻害されている。 難加工材のため、部品への形状付与が困難であるこ
と。
【０００５】耐酸化性が必ずしも十分ではないこと。 常温延性が乏しいこと。 そこで、これらの課題を克服するために、近年では種々
の研究開発が行われている。例えば鋳造によって得られ
たＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を、高温鍛造法によって、
高温，低ひずみの加工条件で塑性変形して微細な等軸粒
を得ることにより、形状付与とともに延性が改良できる
技術が提案されている（特願昭６２−１０９４号参
照）。
の研究開発が行われている。例えば鋳造によって得られ
たＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を、高温鍛造法によって、
高温，低ひずみの加工条件で塑性変形して微細な等軸粒
を得ることにより、形状付与とともに延性が改良できる
技術が提案されている（特願昭６２−１０９４号参
照）。
【０００６】しかしながら、高温鍛造は、一般に１００
０℃以上の高温で実施されるため、材料の加熱及び冷却
時間を含めると、材料は比較的長時間加熱されることに
なり、表面の酸化が問題となる。また、鋳造されたＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物は８００℃以上において、必ずし
も耐酸化性が優れておらず、このため非酸化性雰囲気で
高温鍛造をすることを余儀なくされている（Proc.1st J
apan International SAMLE Symposium,Nov.28-Dec.1,19
89.,p163.参照）。
０℃以上の高温で実施されるため、材料の加熱及び冷却
時間を含めると、材料は比較的長時間加熱されることに
なり、表面の酸化が問題となる。また、鋳造されたＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物は８００℃以上において、必ずし
も耐酸化性が優れておらず、このため非酸化性雰囲気で
高温鍛造をすることを余儀なくされている（Proc.1st J
apan International SAMLE Symposium,Nov.28-Dec.1,19
89.,p163.参照）。
【０００７】一方、反応焼結（反応合成）法によって製
造されたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物については、耐酸化
性が優れていることが解明されつつあるが、常温延性に
ついては、反応焼結法においても必ずしも十分に改善さ
れていない。本発明は、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の特
性の改善について多面的に研究を実施した結果として得
られたものであり、その目的は、簡易な手段及び装置構
成によって、常温延性に優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物を製造することができるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の
製造方法を提供することにある。
造されたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物については、耐酸化
性が優れていることが解明されつつあるが、常温延性に
ついては、反応焼結法においても必ずしも十分に改善さ
れていない。本発明は、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の特
性の改善について多面的に研究を実施した結果として得
られたものであり、その目的は、簡易な手段及び装置構
成によって、常温延性に優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物を製造することができるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の
製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この目的を達成するため
の請求項１の発明は、Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混
合，脱気及び真空封入を行った後に、この封入された混
合粉末を反応合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形
された混合体を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を
行なって、Ａｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質Ｔｉからな
るＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金
属間化合物の製造方法であって、前記反応焼結によって
得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を、８００〜１１５
０℃の温度範囲にて熱間加工を行なうことを特徴とする
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法を要旨とする。
の請求項１の発明は、Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混
合，脱気及び真空封入を行った後に、この封入された混
合粉末を反応合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形
された混合体を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を
行なって、Ａｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質Ｔｉからな
るＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金
属間化合物の製造方法であって、前記反応焼結によって
得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を、８００〜１１５
０℃の温度範囲にて熱間加工を行なうことを特徴とする
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法を要旨とする。
【０００９】また、請求項２の発明は、添加元素Ｘとし
てＭｎ，Ｃｒ，Ｖのうち少なくとも一種以上を、反応合
成後の最終組成で０.５〜３ａｔ％含むＴｉ−Ａｌ系金
属間化合物を製造することを特徴とする前記請求項１記
載のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法を要旨とす
る。
てＭｎ，Ｃｒ，Ｖのうち少なくとも一種以上を、反応合
成後の最終組成で０.５〜３ａｔ％含むＴｉ−Ａｌ系金
属間化合物を製造することを特徴とする前記請求項１記
載のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法を要旨とす
る。
【００１０】ここで、各請求項の数値を規定する理由を
説明する。 １）温度：８００〜１１５０℃ 下限未満では、本体の変形抵抗が大きく加工が困難であ
る。また、上限を越えると耐酸化性が悪くなるので、大
気中では鍛造性が悪くなって、鍛造雰囲気を非酸化性と
する必要が生じ不経済になる。
説明する。 １）温度：８００〜１１５０℃ 下限未満では、本体の変形抵抗が大きく加工が困難であ
る。また、上限を越えると耐酸化性が悪くなるので、大
気中では鍛造性が悪くなって、鍛造雰囲気を非酸化性と
する必要が生じ不経済になる。
【００１１】２）Ａｌ：４０〜５０ａｔ％ 上下限の範囲外においては、いずれも延性が低下する。 ３） Ｘ：０．５〜３ａｔ％ この範囲内の添加量にて常温延性の向上に効果がある
が、下限未満ではその効果が見られず、一方、上限を越
えるとその効果が飽和するとともに、場合によっては、
延性の低下を招くとととも、密度を大きくする悪作用が
ある。尚、このうちＭｎは、この範囲内にてポアの発生
を防ぐ効果がある。
が、下限未満ではその効果が見られず、一方、上限を越
えるとその効果が飽和するとともに、場合によっては、
延性の低下を招くとととも、密度を大きくする悪作用が
ある。尚、このうちＭｎは、この範囲内にてポアの発生
を防ぐ効果がある。
【００１２】
【作用】本発明は、反応焼結法で得られるＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物の延性の改善について多面的に研究を実施
した結果として得られたものである。反応焼結法により
作製されたＴｉ−Ａｌ材において、常温延性が乏しいも
のを詳細に調査検討したところ、金属組織中にα2（Ｔ
ｉ3Ａｌ）相に取り囲まれたα−Ｔｉ相、或はＴｉ−リ
ッチなα2相からなる５０μm以上の粗大な不均質粒（以
下、粗大粒と略す）が存在し、これらが破壊の起点とな
り本材の延性を低下させていることが明かとなった。
金属間化合物の延性の改善について多面的に研究を実施
した結果として得られたものである。反応焼結法により
作製されたＴｉ−Ａｌ材において、常温延性が乏しいも
のを詳細に調査検討したところ、金属組織中にα2（Ｔ
ｉ3Ａｌ）相に取り囲まれたα−Ｔｉ相、或はＴｉ−リ
ッチなα2相からなる５０μm以上の粗大な不均質粒（以
下、粗大粒と略す）が存在し、これらが破壊の起点とな
り本材の延性を低下させていることが明かとなった。
【００１３】この粗大粒は、本プロセスにおいて、Ｔｉ
粉末とＡｌ粉末とを、混合，脱気及び真空封入後、封入
した混合粉末を反応合成温度以下で塑性変形し、塑性変
形した混合体における５０μm以上のＴｉ粒に対応して
いる。つまり、本材の延性を向上させるためには、粗大
粒を消失させればよいことが明瞭となった。
粉末とＡｌ粉末とを、混合，脱気及び真空封入後、封入
した混合粉末を反応合成温度以下で塑性変形し、塑性変
形した混合体における５０μm以上のＴｉ粒に対応して
いる。つまり、本材の延性を向上させるためには、粗大
粒を消失させればよいことが明瞭となった。
【００１４】そこで、本発明では、反応焼結法で得られ
るＴｉ−Ａｌ系金属間化合物に対して、変形抵抗がそれ
ほど大きくなく、しかも酸化がそれほど進まない適切な
温度範囲（８００〜１１５０℃）にて、恒温鍛造，恒温
圧延，恒温押出等の熱間加工による塑性変形を行うこと
により、粗大粒を消失させて組成を均質化し、これによ
って、常温延性を改善するものである。
るＴｉ−Ａｌ系金属間化合物に対して、変形抵抗がそれ
ほど大きくなく、しかも酸化がそれほど進まない適切な
温度範囲（８００〜１１５０℃）にて、恒温鍛造，恒温
圧延，恒温押出等の熱間加工による塑性変形を行うこと
により、粗大粒を消失させて組成を均質化し、これによ
って、常温延性を改善するものである。
【００１５】
【実施例】以下、本発明を具体化した実施例を、比較例
とともに説明する。 （実施例１）Ｎａ法で作製されたスポンジチタン粉末
（１４９μm以下）と、ガスアトマイズ法で作製された
Ａｌ粉末又はＡｌ合金粉末（１４９μm以下）とを、最
終組成で下記表１の試料No.１〜１０となる様に混合し
た。この混合物をアルミニウム容器に挿入し、本容器内
を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施した。その
後、容器ごと熱間押出を行ったが、押出温度は４００
℃、押出比は３５０とした。得られた押出材からアルミ
ニウム容器を外削除去し、反応合成用素材とした。
とともに説明する。 （実施例１）Ｎａ法で作製されたスポンジチタン粉末
（１４９μm以下）と、ガスアトマイズ法で作製された
Ａｌ粉末又はＡｌ合金粉末（１４９μm以下）とを、最
終組成で下記表１の試料No.１〜１０となる様に混合し
た。この混合物をアルミニウム容器に挿入し、本容器内
を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施した。その
後、容器ごと熱間押出を行ったが、押出温度は４００
℃、押出比は３５０とした。得られた押出材からアルミ
ニウム容器を外削除去し、反応合成用素材とした。
【００１６】この押出材（表１の試料No.１〜１０）に
ついて、ＨＩＰ（加熱温度：５６０℃）にて反応合成を
行い、引き続いてＨＩＰ中で加熱した（加熱時間：１２
００℃，保持時間：５時間）。そして、前記製造方法に
よって得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物から、φ３０
×３０Ｌmmの鍛造用試料を切り出し、大気中において、
種々の条件（ひずみ速度：１０-4／秒）で鍛造試験を行
った。この際、ダイと鍛造用試料を、設定温度まで同時
に加熱した。
ついて、ＨＩＰ（加熱温度：５６０℃）にて反応合成を
行い、引き続いてＨＩＰ中で加熱した（加熱時間：１２
００℃，保持時間：５時間）。そして、前記製造方法に
よって得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物から、φ３０
×３０Ｌmmの鍛造用試料を切り出し、大気中において、
種々の条件（ひずみ速度：１０-4／秒）で鍛造試験を行
った。この際、ダイと鍛造用試料を、設定温度まで同時
に加熱した。
【００１７】鍛造性の評価は、試料長さが最初の長さの
１／２になるまで鍛造を行ない、この鍛造した試料を取
り出して冷却した後に、試料の状態を観察した。その結
果、試料表面に割れが生じて後述する引張試験ができな
いものを×（鍛造性不良）とし、大きな割れが見られな
いものを○（鍛造性良）として、下記表１に示した。
１／２になるまで鍛造を行ない、この鍛造した試料を取
り出して冷却した後に、試料の状態を観察した。その結
果、試料表面に割れが生じて後述する引張試験ができな
いものを×（鍛造性不良）とし、大きな割れが見られな
いものを○（鍛造性良）として、下記表１に示した。
【００１８】また、前記の鍛造用試料に対して、真空中
にて１０００℃で２４時間熱処理を行なった後に、引張
試験片を作製し（平行部径：φ５mm，標点間距離：１５
mm）、常温にて引張試験（ひずみ速度：１０-3／秒）を
実施した。更に、高温酸化試験（９５０℃×５０時間）
を大気中にて実施した。この試験の結果を同じく下記表
１に示す。
にて１０００℃で２４時間熱処理を行なった後に、引張
試験片を作製し（平行部径：φ５mm，標点間距離：１５
mm）、常温にて引張試験（ひずみ速度：１０-3／秒）を
実施した。更に、高温酸化試験（９５０℃×５０時間）
を大気中にて実施した。この試験の結果を同じく下記表
１に示す。
【００１９】この表１から明らかな様に、本実施例の試
料No.１〜１０のものは、常温引張強さが全て４６８MPa
以上で、しかも常温伸びが１.０％以上であり、強度と
延性に優れ好適である。また、酸化増量も１０g/m2以下
と少なく、耐酸化性に優れていることは明かである。
料No.１〜１０のものは、常温引張強さが全て４６８MPa
以上で、しかも常温伸びが１.０％以上であり、強度と
延性に優れ好適である。また、酸化増量も１０g/m2以下
と少なく、耐酸化性に優れていることは明かである。
【００２０】特に、Ｘ成分を添加した試料No.６〜１０
のものは、常温引張強さが全て４９２MPa以上で、しか
も常温伸びが１.５％以上であり、強度と延性に一層優
れ好適である。
のものは、常温引張強さが全て４９２MPa以上で、しか
も常温伸びが１.５％以上であり、強度と延性に一層優
れ好適である。
【００２１】
【表１】
【００２２】（実施例２）前記実施例１と同様にして製
作した下記表２の試料No.１１，１２の組成の合金を、
各々の鍛造温度で鍛造を行った後に、真空中にて１００
０℃×２４時間熱処理を行った。
作した下記表２の試料No.１１，１２の組成の合金を、
各々の鍛造温度で鍛造を行った後に、真空中にて１００
０℃×２４時間熱処理を行った。
【００２３】その後、引張り特性を調べるために、前記
実施例１と同様にして、引張試験片を作成して引張試験
を行い、また高温酸化試験を行った。その結果を製造条
件とともに表２に記す。この表２から明らかな様に、試
料No.１１，１２のものは、常温引張強さが４７０MPa以
上で、しかも常温伸びが１.０％以上であり、強度と延
性に優れ好適である。また、酸化増量も８g/m2以下と少
なく、耐酸化性に優れていることは明かである。しかし
ながら、Ｘ成分の添加量が少ない試料No.１１の場合に
は、必ずしも顕著な延性の性能の向上は見られず、ま
た、添加量の多い試料No.１２の場合には、延性の向上
の効果が飽和していた。
実施例１と同様にして、引張試験片を作成して引張試験
を行い、また高温酸化試験を行った。その結果を製造条
件とともに表２に記す。この表２から明らかな様に、試
料No.１１，１２のものは、常温引張強さが４７０MPa以
上で、しかも常温伸びが１.０％以上であり、強度と延
性に優れ好適である。また、酸化増量も８g/m2以下と少
なく、耐酸化性に優れていることは明かである。しかし
ながら、Ｘ成分の添加量が少ない試料No.１１の場合に
は、必ずしも顕著な延性の性能の向上は見られず、ま
た、添加量の多い試料No.１２の場合には、延性の向上
の効果が飽和していた。
【００２４】
【表２】
【００２５】（比較例１）前記実施例１と同様にして製
作した下記表３の試料No.１３〜１６の組成の合金を、
種々の鍛造温度で鍛造を行った後に、真空中にて１００
０℃×２４時間熱処理を行った。
作した下記表３の試料No.１３〜１６の組成の合金を、
種々の鍛造温度で鍛造を行った後に、真空中にて１００
０℃×２４時間熱処理を行った。
【００２６】その後、引張り特性を調べるために、前記
実施例１と同様にして、引張試験片を作成して引張試験
を行い、また、高温酸化試験を行った。その結果を製造
条件とともに表３に記す。この表３から明らかな様に、
試料No.１３のもの（Ａｌ量下限未満）は、常温引張強
さが４４２MPaと比較的小さく、常温伸びが０.２％と小
さく、延性に劣るので好ましくない。試料No.１４のも
の（Ａｌ量上限以上）は、常温引張強さが４３２MPaと
比較的小さく、常温伸びが０.２％と小さく、延性に劣
るので好ましくない。試料No.１５のもの（鍛造温度下
限未満）や試料No.１６のもの（鍛造温度上限以上）
は、鍛造性が悪いので好ましくない。
実施例１と同様にして、引張試験片を作成して引張試験
を行い、また、高温酸化試験を行った。その結果を製造
条件とともに表３に記す。この表３から明らかな様に、
試料No.１３のもの（Ａｌ量下限未満）は、常温引張強
さが４４２MPaと比較的小さく、常温伸びが０.２％と小
さく、延性に劣るので好ましくない。試料No.１４のも
の（Ａｌ量上限以上）は、常温引張強さが４３２MPaと
比較的小さく、常温伸びが０.２％と小さく、延性に劣
るので好ましくない。試料No.１５のもの（鍛造温度下
限未満）や試料No.１６のもの（鍛造温度上限以上）
は、鍛造性が悪いので好ましくない。
【００２７】
【表３】
【００２８】（比較例２）プラズマアーク溶解により、
下記表４に示す様に、Ｔｉ−４７.５ａｔ％Ａｌ（試料N
o.１７）及びＴｉ−４８ａｔ％Ａｌ−０.７ａｔ％Ｍｎ
（試料No.１８）の鋳塊を製造した後に、ＨＩＰ中で１
２００℃×５時間熱処理を行った。
下記表４に示す様に、Ｔｉ−４７.５ａｔ％Ａｌ（試料N
o.１７）及びＴｉ−４８ａｔ％Ａｌ−０.７ａｔ％Ｍｎ
（試料No.１８）の鋳塊を製造した後に、ＨＩＰ中で１
２００℃×５時間熱処理を行った。
【００２９】その後、下記表４の条件で鍛造試験を行っ
た。その結果、表４から明らかな様に、試料No.１７，
１８のもの（溶製材）は、鍛造性が悪いので好ましくな
い。
た。その結果、表４から明らかな様に、試料No.１７，
１８のもの（溶製材）は、鍛造性が悪いので好ましくな
い。
【００３０】
【表４】
【００３１】（比較例３）前記実施例１と同様にして製
造した下記表５の試料No.１９，２０の反応焼結材（Ａ
ｓ−ＨＩＰ材）を、鍛造することなくＨＩＰ中で１００
０℃×２４時間熱処理を行った。
造した下記表５の試料No.１９，２０の反応焼結材（Ａ
ｓ−ＨＩＰ材）を、鍛造することなくＨＩＰ中で１００
０℃×２４時間熱処理を行った。
【００３２】その後、引張り特性を調べるために、前記
実施例１と同様にして、引張試験片を作成して引張試験
を行い、また高温酸化試験を行った。その結果を製造条
件とともに表５に記す。この表５から明らかな様に、試
料No.１９，２０のもの（鍛造無し）は、同組成の鍛造
したもの（試料No.２，６）と比較して、伸びが０.５，
０.８％と少なく延性に劣るので好ましくない。
実施例１と同様にして、引張試験片を作成して引張試験
を行い、また高温酸化試験を行った。その結果を製造条
件とともに表５に記す。この表５から明らかな様に、試
料No.１９，２０のもの（鍛造無し）は、同組成の鍛造
したもの（試料No.２，６）と比較して、伸びが０.５，
０.８％と少なく延性に劣るので好ましくない。
【００３３】
【表５】
【００３４】つまり、本実施例のＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物の製造方法によれば、上述した様に、所定の組成に
調製した材料を所定の高い温度にて鍛造を行なうので、
大きな常温引張強度や伸びを有する常温延性の優れたＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造することができる。更
に、本実施例の反応焼結によって製造されたＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物は、耐酸化性が優れているので、大気中
にて熱間鍛造を行うことができ、それによって、作業が
極めて容易となり、しかも装置も簡易化でき低コストで
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造できるという利点があ
る。
合物の製造方法によれば、上述した様に、所定の組成に
調製した材料を所定の高い温度にて鍛造を行なうので、
大きな常温引張強度や伸びを有する常温延性の優れたＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造することができる。更
に、本実施例の反応焼結によって製造されたＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物は、耐酸化性が優れているので、大気中
にて熱間鍛造を行うことができ、それによって、作業が
極めて容易となり、しかも装置も簡易化でき低コストで
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造できるという利点があ
る。
【００３５】それに対して、比較例は、本実施例とは異
なる製造条件（反応焼結，組成，鍛造温度等）にて、製
造を行うものであるので、常温引張強度や伸びの性質に
劣り、常温延性が高くなく各種の構造材料として必ずし
も好ましくない。また、反応焼結を行わない場合には、
非酸化性雰囲気にて加工を行なう必要があるので、製造
が大変であるという短所がある。
なる製造条件（反応焼結，組成，鍛造温度等）にて、製
造を行うものであるので、常温引張強度や伸びの性質に
劣り、常温延性が高くなく各種の構造材料として必ずし
も好ましくない。また、反応焼結を行わない場合には、
非酸化性雰囲気にて加工を行なう必要があるので、製造
が大変であるという短所がある。
【００３６】尚、本発明は、上記実施例に何等限定され
ず、本発明の要旨の範囲内において各種の態様で実施で
きることは勿論である。
ず、本発明の要旨の範囲内において各種の態様で実施で
きることは勿論である。
【００３７】
【発明の効果】以上詳述したことから明らかな様に、請
求項１のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法では、反
応焼結によって得られた所定の組成のＴｉ−Ａｌ系金属
間化合物を、８００〜１１５０℃の温度範囲にて熱間加
工を行なうので、常温延性に優れた軽量耐熱材料が得ら
れる。また、反応焼結による所定の組成のＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物は耐酸化性に優れているので、大気中にて
熱間加工を行なっても酸化することが少なく、よって、
熱間加工の作業性が向上ししかも装置構成が簡易化でき
るという利点がある。
求項１のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法では、反
応焼結によって得られた所定の組成のＴｉ−Ａｌ系金属
間化合物を、８００〜１１５０℃の温度範囲にて熱間加
工を行なうので、常温延性に優れた軽量耐熱材料が得ら
れる。また、反応焼結による所定の組成のＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物は耐酸化性に優れているので、大気中にて
熱間加工を行なっても酸化することが少なく、よって、
熱間加工の作業性が向上ししかも装置構成が簡易化でき
るという利点がある。
【００３８】また、請求項２の発明では、前記Ｘ成分を
加えるので、一層常温延性が向上するという効果があ
る。
加えるので、一層常温延性が向上するという効果があ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 箕田 正 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混合，脱気
及び真空封入を行った後に、この封入された混合粉末を
反応合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形された混
合体を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を行なっ
て、Ａｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質ＴｉからなるＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物の製造方法であって、 前記反応焼結によって得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物を、８００〜１１５０℃の温度範囲にて熱間加工を行
なうことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造
方法。 - 【請求項２】 添加元素ＸとしてＭｎ，Ｃｒ，Ｖのうち
少なくとも一種以上を、反応合成後の最終組成で０.５
〜３ａｔ％含むＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造するこ
とを特徴とする前記請求項１記載のＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4044939A JPH05247562A (ja) | 1992-03-02 | 1992-03-02 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4044939A JPH05247562A (ja) | 1992-03-02 | 1992-03-02 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05247562A true JPH05247562A (ja) | 1993-09-24 |
Family
ID=12705458
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4044939A Pending JPH05247562A (ja) | 1992-03-02 | 1992-03-02 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05247562A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001123233A (ja) * | 1999-10-21 | 2001-05-08 | Tohoku Tokushuko Kk | ＴｉＡｌ基合金自動車用エンジンバルブの製造方法 |
| JP2005340374A (ja) * | 2004-05-25 | 2005-12-08 | Nippon Light Metal Co Ltd | 電解コンデンサ用アルミニウム合金薄板、積層薄板およびその製造方法 |
| CN1323178C (zh) * | 2005-09-29 | 2007-06-27 | 陕西科技大学 | Al2O3/TiAl复合材料合成方法 |
| CN100432255C (zh) * | 2006-01-18 | 2008-11-12 | 陕西科技大学 | 高分散AL2O3颗粒增强Ti－Al基复合材料的制备方法 |
-
1992
- 1992-03-02 JP JP4044939A patent/JPH05247562A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001123233A (ja) * | 1999-10-21 | 2001-05-08 | Tohoku Tokushuko Kk | ＴｉＡｌ基合金自動車用エンジンバルブの製造方法 |
| JP2005340374A (ja) * | 2004-05-25 | 2005-12-08 | Nippon Light Metal Co Ltd | 電解コンデンサ用アルミニウム合金薄板、積層薄板およびその製造方法 |
| CN1323178C (zh) * | 2005-09-29 | 2007-06-27 | 陕西科技大学 | Al2O3/TiAl复合材料合成方法 |
| CN100432255C (zh) * | 2006-01-18 | 2008-11-12 | 陕西科技大学 | 高分散AL2O3颗粒增强Ti－Al基复合材料的制备方法 |
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