JPH06116691A - ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の熱処理法 - Google Patents
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の熱処理法Info
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- JPH06116691A JPH06116691A JP29072592A JP29072592A JPH06116691A JP H06116691 A JPH06116691 A JP H06116691A JP 29072592 A JP29072592 A JP 29072592A JP 29072592 A JP29072592 A JP 29072592A JP H06116691 A JPH06116691 A JP H06116691A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の熱処理法
を提供する。 【構成】 原子％で、Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍｏ
およびＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１２
％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴ
ｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、α相領域に加熱保持
したのち急冷し、溶体化処理してα相とし、溶体化処理
したα相のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をγ相領域
に加熱保持してマッシブ変態処理し、マッシブ変態処理
したＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をα＋γ相領域に
加熱保持したのち急冷して時効処理し、γ相中にα相が
分散した組織を有する高靭性ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔ
ｉ合金を得るための熱処理法。
を提供する。 【構成】 原子％で、Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍｏ
およびＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１２
％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴ
ｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、α相領域に加熱保持
したのち急冷し、溶体化処理してα相とし、溶体化処理
したα相のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をγ相領域
に加熱保持してマッシブ変態処理し、マッシブ変態処理
したＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をα＋γ相領域に
加熱保持したのち急冷して時効処理し、γ相中にα相が
分散した組織を有する高靭性ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔ
ｉ合金を得るための熱処理法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、原子％で（以下、％
は原子％を示す）Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍｏおよ
びＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１２％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、強度を低下させることな
く靭性を向上させるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の
熱処理法に関するものである。
は原子％を示す）Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍｏおよ
びＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１２％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、強度を低下させることな
く靭性を向上させるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の
熱処理法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、軽量かつ耐熱性が要求されるター
ビンブレードや内燃機関のターボチャージャーなどの製
造にはＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の適用が検討さ
れており、前記ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金とし
て、（１） Ａｌ：３８〜５０％を含有し、残りがＴｉ
および不可避不純物からなるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔ
ｉ合金、（２） Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍｏおよ
びＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１２％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金、などが知られている。
ビンブレードや内燃機関のターボチャージャーなどの製
造にはＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の適用が検討さ
れており、前記ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金とし
て、（１） Ａｌ：３８〜５０％を含有し、残りがＴｉ
および不可避不純物からなるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔ
ｉ合金、（２） Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍｏおよ
びＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１２％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金、などが知られている。
【０００３】これらＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
は、α相およびγ相からなる層状組織（ラメラー組織）
をもつものの、これを構成するγ相の厚さが５〜１０μ
ｍと粗く、これが原因で極めて脆く欠けやすいものとな
るために、実用温度である７００℃以上の高温では問題
はないが、７００℃未満から室温までの低温側では機械
加工や研磨、さらに運搬や組み込み、取り付けなどの取
扱いには細心の注意が要求されるのが現状である。その
ためにγ相の厚さを微細化して靭性を向上させるための
各種熱処理法が提案されている。
は、α相およびγ相からなる層状組織（ラメラー組織）
をもつものの、これを構成するγ相の厚さが５〜１０μ
ｍと粗く、これが原因で極めて脆く欠けやすいものとな
るために、実用温度である７００℃以上の高温では問題
はないが、７００℃未満から室温までの低温側では機械
加工や研磨、さらに運搬や組み込み、取り付けなどの取
扱いには細心の注意が要求されるのが現状である。その
ためにγ相の厚さを微細化して靭性を向上させるための
各種熱処理法が提案されている。
【０００４】例えば、前記（１）のＴｉＡｌ金属間化合
物系Ｔｉ合金に靭性を付与する熱処理法として、Ｔｉ合
金を非酸化性雰囲気中、１２００〜１４００℃の範囲内
の所定の温度Ｔ℃に保持したのち急冷して溶体化処理し
てＴｉ固溶体相（α相）組織とし、ついで、非酸化性雰
囲気中、６５０℃〜（Ｔ−１００）℃の範囲内の所定の
温度に保持したのち急冷の時効処理を施すことによりα
相（Ｔｉ固溶体相およびＴｉ3 Ａｌ相の総称）および平
均厚さが０．０２〜１μｍの微細なγ相（ＴｉＡｌ金属
間化合物相）からなる層状組織（ラメラー組織）を形成
する熱処理法が知られている（特開平３−１９９３５８
号公報参照）。
物系Ｔｉ合金に靭性を付与する熱処理法として、Ｔｉ合
金を非酸化性雰囲気中、１２００〜１４００℃の範囲内
の所定の温度Ｔ℃に保持したのち急冷して溶体化処理し
てＴｉ固溶体相（α相）組織とし、ついで、非酸化性雰
囲気中、６５０℃〜（Ｔ−１００）℃の範囲内の所定の
温度に保持したのち急冷の時効処理を施すことによりα
相（Ｔｉ固溶体相およびＴｉ3 Ａｌ相の総称）および平
均厚さが０．０２〜１μｍの微細なγ相（ＴｉＡｌ金属
間化合物相）からなる層状組織（ラメラー組織）を形成
する熱処理法が知られている（特開平３−１９９３５８
号公報参照）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記特開平３
−１９９３５８号公報記載の熱処理法は、前記（１）の
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金に靭性を付与する熱処
理法として優れているが、前記公知の熱処理法を前記
（２）のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金にそのまま適
用しても十分な靭性が得られず、前記（２）のＴｉＡｌ
金属間化合物系Ｔｉ合金の靭性を向上させる適切な熱処
理法の開発が求められていた。
−１９９３５８号公報記載の熱処理法は、前記（１）の
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金に靭性を付与する熱処
理法として優れているが、前記公知の熱処理法を前記
（２）のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金にそのまま適
用しても十分な靭性が得られず、前記（２）のＴｉＡｌ
金属間化合物系Ｔｉ合金の靭性を向上させる適切な熱処
理法の開発が求められていた。
【０００６】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
上述のような観点から、Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍ
ｏおよびＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１
２％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の靭性を向上させる適
切な熱処理法を得るべく研究を行った結果、Ａｌ：４１
〜５０％、Ｎｂ、ＭｏおよびＣｒのうち１種または２種
以上を合計で３〜１２％を含有し、残りがＴｉおよび不
可避不純物からなるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
を、α相領域に加熱保持したのち急冷の条件の溶体化処
理を施してα相の単相組織とし、前記α相のＴｉＡｌ金
属間化合物系Ｔｉ合金をγ相領域に加熱保持するマッシ
ブ変態処理してマッシブγ相組織とし、マッシブγ相組
織のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をα＋γ相領域に
加熱保持したのち急冷して時効処理すると、γ相中にα
相が分散した組織が得られ、前記ＴｉＡｌ金属間化合物
系Ｔｉ合金の高靭性は大幅に向上する、という知見を得
たのである。
上述のような観点から、Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍ
ｏおよびＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１
２％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の靭性を向上させる適
切な熱処理法を得るべく研究を行った結果、Ａｌ：４１
〜５０％、Ｎｂ、ＭｏおよびＣｒのうち１種または２種
以上を合計で３〜１２％を含有し、残りがＴｉおよび不
可避不純物からなるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
を、α相領域に加熱保持したのち急冷の条件の溶体化処
理を施してα相の単相組織とし、前記α相のＴｉＡｌ金
属間化合物系Ｔｉ合金をγ相領域に加熱保持するマッシ
ブ変態処理してマッシブγ相組織とし、マッシブγ相組
織のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をα＋γ相領域に
加熱保持したのち急冷して時効処理すると、γ相中にα
相が分散した組織が得られ、前記ＴｉＡｌ金属間化合物
系Ｔｉ合金の高靭性は大幅に向上する、という知見を得
たのである。
【０００７】この発明は、かかる知見にもとづいてなさ
れたものであって、Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍｏお
よびＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１２％
を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ
Ａｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、α相領域に加熱保持し
たのち、急冷して溶体化処理し、溶体化処理したＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をγ相領域に加熱保持してマ
ッシブ変態処理し、マッシブ変態処理したＴｉＡｌ金属
間化合物系Ｔｉ合金をα＋γ相領域に加熱保持したのち
急冷して時効処理する、ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合
金の熱処理法に特徴を有するものであり、前記マッシブ
変態処理は、α相のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を
γ相領域に加熱保持したのち、急冷してもよい。
れたものであって、Ａｌ：４１〜５０％、Ｎｂ、Ｍｏお
よびＣｒのうち１種または２種以上を合計で３〜１２％
を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ
Ａｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、α相領域に加熱保持し
たのち、急冷して溶体化処理し、溶体化処理したＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をγ相領域に加熱保持してマ
ッシブ変態処理し、マッシブ変態処理したＴｉＡｌ金属
間化合物系Ｔｉ合金をα＋γ相領域に加熱保持したのち
急冷して時効処理する、ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合
金の熱処理法に特徴を有するものであり、前記マッシブ
変態処理は、α相のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を
γ相領域に加熱保持したのち、急冷してもよい。
【０００８】この発明のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合
金の成分組成および熱処理法を構成する各処理をさらに
詳細に説明する。
金の成分組成および熱処理法を構成する各処理をさらに
詳細に説明する。
【０００９】 ［１］ ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の成分組成 （ａ） Ａｌ Ａｌの含有量が４１％未満ではβ相が出現するようにな
り、さらにγ相領域も狭くなってマッシブγ相も発生せ
ず、得られた強度および靭性を向上させる効果がなく、
一方、５０％を越えて含有すると、溶体化処理してもα
相単相化されず、その後のマッシブ変態処理において十
分なマッシブγ相がえられないので好ましくない。した
がって、Ａｌの含有量は、４１〜５０％に定めた。
り、さらにγ相領域も狭くなってマッシブγ相も発生せ
ず、得られた強度および靭性を向上させる効果がなく、
一方、５０％を越えて含有すると、溶体化処理してもα
相単相化されず、その後のマッシブ変態処理において十
分なマッシブγ相がえられないので好ましくない。した
がって、Ａｌの含有量は、４１〜５０％に定めた。
【００１０】（ｂ） Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ これら成分は、素地に固溶し、α相領域を広げてγ相の
安定的出現を可能にし、、マッシブ変態しやすくさせる
成分であるが、これら成分が３％未満ではその効果がな
く、一方、１２％を越えて含有すると得られたγ相中に
α相が分散した組織にさらにβ相やω相が析出して靭性
を低下せしめるので好ましくない。したがって、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｃｒの含有量は合計で３〜１２％に定めた。
安定的出現を可能にし、、マッシブ変態しやすくさせる
成分であるが、これら成分が３％未満ではその効果がな
く、一方、１２％を越えて含有すると得られたγ相中に
α相が分散した組織にさらにβ相やω相が析出して靭性
を低下せしめるので好ましくない。したがって、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｃｒの含有量は合計で３〜１２％に定めた。
【００１１】［２］ 溶体化処理 前記成分組成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を真空
または不活性ガスなどの非酸化性雰囲気中で１２７０〜
１４２０℃の範囲内の所定の温度Ｔ0 に所定時間加熱保
持したのち急冷することにより行われる。前記１２７０
℃未満の加熱保持では十分にα相単相化されず、一方、
１４２０℃を越えて加熱保持してもＴｉ合金に部分溶融
現象が発生したり、β相が現れたりするので好ましくな
い。したがって、溶体化処理の加熱保持温度は１２７０
〜１４２０℃に定めた。
または不活性ガスなどの非酸化性雰囲気中で１２７０〜
１４２０℃の範囲内の所定の温度Ｔ0 に所定時間加熱保
持したのち急冷することにより行われる。前記１２７０
℃未満の加熱保持では十分にα相単相化されず、一方、
１４２０℃を越えて加熱保持してもＴｉ合金に部分溶融
現象が発生したり、β相が現れたりするので好ましくな
い。したがって、溶体化処理の加熱保持温度は１２７０
〜１４２０℃に定めた。
【００１２】［３］ マッシブ変態処理 この処理は、前記溶体化処理してα相単相化したＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を真空または不活性ガスなど
の非酸化性雰囲気中でγ相単相領域に加熱保持してマッ
シブγ相とする処理であるが、その加熱保持温度Ｔ
1 は、Ｔ1 ＝（Ｔ0−３００）℃〜（Ｔ0 −８０）℃の
範囲内の温度であることが好ましい。Ｔ1 が（Ｔ0 −３
００）℃未満であってもまた（Ｔ0 −８０）℃を越えて
も十分なマッシブγ相が得られないからである。このマ
ッシブ変態処理は、Ｔ1 温度に加熱保持したままでよい
が、Ｔ1 温度に加熱保持したのち室温に急冷しても良
い。
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を真空または不活性ガスなど
の非酸化性雰囲気中でγ相単相領域に加熱保持してマッ
シブγ相とする処理であるが、その加熱保持温度Ｔ
1 は、Ｔ1 ＝（Ｔ0−３００）℃〜（Ｔ0 −８０）℃の
範囲内の温度であることが好ましい。Ｔ1 が（Ｔ0 −３
００）℃未満であってもまた（Ｔ0 −８０）℃を越えて
も十分なマッシブγ相が得られないからである。このマ
ッシブ変態処理は、Ｔ1 温度に加熱保持したままでよい
が、Ｔ1 温度に加熱保持したのち室温に急冷しても良
い。
【００１３】［４］ 時効処理 この時効処理は、前記マッシブ変態処理して十分なマッ
シブγ相組織とした後、さらに真空または不活性ガスな
どの非酸化性雰囲気中でα＋γ相領域に加熱保持したの
ち急冷する処理であるが、そのα＋γ相領域に加熱保持
する温度Ｔ2 は、Ｔ2 ＝（Ｔ1 ＋７０）℃〜（Ｔ1 ＋１
５０）℃の範囲内の温度であることが好ましい。Ｔ2 が
（Ｔ1 ＋７０）℃未満ではγ相の析出が十分でなく、一
方、Ｔ2が（Ｔ1 ＋１５０）℃を越えると析出したγ相
の厚さが厚くなって十分な靭性が得られないことによる
ものである。
シブγ相組織とした後、さらに真空または不活性ガスな
どの非酸化性雰囲気中でα＋γ相領域に加熱保持したの
ち急冷する処理であるが、そのα＋γ相領域に加熱保持
する温度Ｔ2 は、Ｔ2 ＝（Ｔ1 ＋７０）℃〜（Ｔ1 ＋１
５０）℃の範囲内の温度であることが好ましい。Ｔ2 が
（Ｔ1 ＋７０）℃未満ではγ相の析出が十分でなく、一
方、Ｔ2が（Ｔ1 ＋１５０）℃を越えると析出したγ相
の厚さが厚くなって十分な靭性が得られないことによる
ものである。
【００１４】しかし、時効処理で加熱保持する温度Ｔ2
は、Ｔ2 ＜（Ｔ0 −５０）の条件を満たす必要がある。
かかる条件を満たさないと時効処理によって再びα相単
相化してしまい、γ相中にα相が分散した組織が得られ
なくなることによるものである。
は、Ｔ2 ＜（Ｔ0 −５０）の条件を満たす必要がある。
かかる条件を満たさないと時効処理によって再びα相単
相化してしまい、γ相中にα相が分散した組織が得られ
なくなることによるものである。
【００１５】
【実施例】つぎに、この発明のＴｉＡｌ金属間化合物系
Ｔｉ合金の熱処理法を実施例により具体的に説明する。
Ｔｉ合金の熱処理法を実施例により具体的に説明する。
【００１６】実施例１ Ａｌ：４３原子％、Ｎｂ：５原子％を含有し、残りがＴ
ｉおよび不可避不純物からなる成分組成のＴｉＡｌ金属
間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶解炉で溶解し、セ
ラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１２ｍｍ×１２ｍ
ｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ合金角棒を作製
した。このＴｉ合金角棒を真空雰囲気中、温度：１３２
０℃、４時間保持したのち水冷の溶体化処理を施し、こ
の溶体化処理したＴｉ合金角棒を真空雰囲気中、温度：
１１８０℃、０．５時間保持のマッシブ変態処理してマ
ッシブγ相組織とし、さらに真空雰囲気中、温度：１２
６０℃、１時間保持たのちＡｒガスによるファン急冷す
ることにより時効処理を行い、本発明熱処理法によるγ
相中にα相が分散した組織を有するＴｉ合金角棒を作製
した。
ｉおよび不可避不純物からなる成分組成のＴｉＡｌ金属
間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶解炉で溶解し、セ
ラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１２ｍｍ×１２ｍ
ｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ合金角棒を作製
した。このＴｉ合金角棒を真空雰囲気中、温度：１３２
０℃、４時間保持したのち水冷の溶体化処理を施し、こ
の溶体化処理したＴｉ合金角棒を真空雰囲気中、温度：
１１８０℃、０．５時間保持のマッシブ変態処理してマ
ッシブγ相組織とし、さらに真空雰囲気中、温度：１２
６０℃、１時間保持たのちＡｒガスによるファン急冷す
ることにより時効処理を行い、本発明熱処理法によるγ
相中にα相が分散した組織を有するＴｉ合金角棒を作製
した。
【００１７】得られたＴｉ合金角棒を試験片に加工後、
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
３８ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２９（度）、であっ
た。
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
３８ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２９（度）、であっ
た。
【００１８】従来例１ 実施例１で作製したＴｉ合金角棒を真空雰囲気中、温
度：１３２０℃、４時間保持したのち水冷の溶体化処理
を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに真
空雰囲気中、温度：８００℃、５０時間保持たのちＡｒ
ガスによるファン急冷することにより時効処理を行い、
従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層状組織
（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製した。得
られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラー組
織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施例１
と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に割れ
が発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り
強さ：３９ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：１８（度）、で
あった。
度：１３２０℃、４時間保持したのち水冷の溶体化処理
を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに真
空雰囲気中、温度：８００℃、５０時間保持たのちＡｒ
ガスによるファン急冷することにより時効処理を行い、
従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層状組織
（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製した。得
られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラー組
織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施例１
と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に割れ
が発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り
強さ：３９ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：１８（度）、で
あった。
【００１９】実施例２ Ａｌ：４９原子％、Ｍｏ：３．５原子％を含有し、残り
がＴｉおよび不可避不純物からなる成分組成のＴｉＡｌ
金属間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶解炉で溶解
し、セラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１２ｍｍ×１
２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ合金角棒を
作製した。このＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、温
度：１３９０℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処理
を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰
囲気中、温度：１１２０℃、２時間保持したのちＡｒガ
スによるファン急冷することによりマッシブ変態処理し
てマッシブγ相組織とし、さらにＡｒガス雰囲気中、温
度：１３００℃、１時間保持たのちＡｒガスによるファ
ン急冷することにより時効処理を行い、本発明熱処理法
によるγ相中にα相が分散した組織を有するＴｉ合金角
棒を作製した。
がＴｉおよび不可避不純物からなる成分組成のＴｉＡｌ
金属間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶解炉で溶解
し、セラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１２ｍｍ×１
２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ合金角棒を
作製した。このＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、温
度：１３９０℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処理
を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰
囲気中、温度：１１２０℃、２時間保持したのちＡｒガ
スによるファン急冷することによりマッシブ変態処理し
てマッシブγ相組織とし、さらにＡｒガス雰囲気中、温
度：１３００℃、１時間保持たのちＡｒガスによるファ
ン急冷することにより時効処理を行い、本発明熱処理法
によるγ相中にα相が分散した組織を有するＴｉ合金角
棒を作製した。
【００２０】得られたＴｉ合金角棒を試験片に加工後、
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４２ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：４６（度）、であっ
た。
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４２ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：４６（度）、であっ
た。
【００２１】従来例２ 実施例２で作製したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、
温度：１３９０℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２８０℃、２時間保持たの
ちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理を
行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなるから
なる層状組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を
作製した。得られたα相およびγ相からなる層状組織
（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工
後、実施例２と同様にして引張り強さを測定し、さらに
曲げ部に割れが発生した時点での曲げ角度を測定したと
ころ、引張り強さ：４０ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２
３（度）、であった。
温度：１３９０℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２８０℃、２時間保持たの
ちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理を
行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなるから
なる層状組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を
作製した。得られたα相およびγ相からなる層状組織
（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工
後、実施例２と同様にして引張り強さを測定し、さらに
曲げ部に割れが発生した時点での曲げ角度を測定したと
ころ、引張り強さ：４０ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２
３（度）、であった。
【００２２】実施例３ Ａｌ：４８原子％、Ｃｒ：６原子％を含有し、残りがＴ
ｉおよび不可避不純物からなる成分組成のＴｉＡｌ金属
間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶解炉で溶解し、セ
ラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１２ｍｍ×１２ｍ
ｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ合金角棒を作製
した。このＴｉ合金角棒を真空雰囲気中、温度：１３７
０℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処理を施し、こ
の溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、温
度：１２００℃、１時間保持したのち、Ａｒガスによる
ファン急冷しすることによりマッシブ変態処理を施して
マッシブγ相組織とし、さらにＡｒガス雰囲気中、温
度：１２８０℃、０．５時間保持たのちＡｒガスによる
ファン急冷することにより時効処理を行い、本発明熱処
理法によるγ相中にα相が分散した組織を有するＴｉ合
金角棒を作製した。
ｉおよび不可避不純物からなる成分組成のＴｉＡｌ金属
間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶解炉で溶解し、セ
ラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１２ｍｍ×１２ｍ
ｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ合金角棒を作製
した。このＴｉ合金角棒を真空雰囲気中、温度：１３７
０℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処理を施し、こ
の溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、温
度：１２００℃、１時間保持したのち、Ａｒガスによる
ファン急冷しすることによりマッシブ変態処理を施して
マッシブγ相組織とし、さらにＡｒガス雰囲気中、温
度：１２８０℃、０．５時間保持たのちＡｒガスによる
ファン急冷することにより時効処理を行い、本発明熱処
理法によるγ相中にα相が分散した組織を有するＴｉ合
金角棒を作製した。
【００２３】得られたＴｉ合金角棒を試験片に加工後、
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４１ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：５９（度）、であっ
た。
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４１ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：５９（度）、であっ
た。
【００２４】従来例３ 実施例３で作製したＴｉ合金角棒を真空雰囲気中、温
度：１３７０℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処理
を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらにＡ
ｒガス雰囲気中、温度：１３００℃、５時間保持たのち
Ａｒガスによるファン急冷することにより時効処理を行
い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層状組
織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製した。
得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラー組
織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施例３
と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に割れ
が発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り
強さ：４０ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：１９（度）、で
あった。
度：１３７０℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処理
を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらにＡ
ｒガス雰囲気中、温度：１３００℃、５時間保持たのち
Ａｒガスによるファン急冷することにより時効処理を行
い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層状組
織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製した。
得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラー組
織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施例３
と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に割れ
が発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り
強さ：４０ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：１９（度）、で
あった。
【００２５】実施例４ Ａｌ：４６原子％、Ｍｏ：１原子％、Ｃｒ：６原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる成分組
成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶
解炉で溶解し、セラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１
２ｍｍ×１２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ
合金角棒を作製した。このＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲
気中、温度：１４００℃、２時間保持したのち水冷の溶
体化処理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡ
ｒガス雰囲気中、温度：１１５０℃、１時間保持したの
ち、Ａｒガスによるファン急冷しすることによりマッシ
ブ変態処理を施してマッシブγ相組織とし、さらにＡｒ
ガス雰囲気中、温度：１２５０℃、０．５時間保持たの
ちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理を
行い、本発明熱処理法によるγ相中にα相が分散した組
織を有するＴｉ合金角棒を作製した。
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる成分組
成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶
解炉で溶解し、セラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１
２ｍｍ×１２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ
合金角棒を作製した。このＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲
気中、温度：１４００℃、２時間保持したのち水冷の溶
体化処理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡ
ｒガス雰囲気中、温度：１１５０℃、１時間保持したの
ち、Ａｒガスによるファン急冷しすることによりマッシ
ブ変態処理を施してマッシブγ相組織とし、さらにＡｒ
ガス雰囲気中、温度：１２５０℃、０．５時間保持たの
ちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理を
行い、本発明熱処理法によるγ相中にα相が分散した組
織を有するＴｉ合金角棒を作製した。
【００２６】得られたＴｉ合金角棒を試験片に加工後、
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４３ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：４７（度）、であっ
た。
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４３ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：４７（度）、であっ
た。
【００２７】従来例４ 実施例４で作製したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、
温度：１４００℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２４０℃、１０時間保持た
のちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理
を行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層
状組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラ
ー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施
例４と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に
割れが発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引
張り強さ：３８ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２４
（度）、であった。
温度：１４００℃、２時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２４０℃、１０時間保持た
のちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理
を行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層
状組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラ
ー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施
例４と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に
割れが発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引
張り強さ：３８ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２４
（度）、であった。
【００２８】実施例５ Ａｌ：４２原子％、Ｎｂ：８原子％、Ｍｏ：１原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる成分組
成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶
解炉で溶解し、セラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１
２ｍｍ×１２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ
合金角棒を作製した。このＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲
気中、温度：１３５０℃、５時間保持したのち水冷の溶
体化処理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡ
ｒガス雰囲気中、温度：１１００℃、０．２時間保持し
たのち、Ａｒガスによるファン急冷しすることによりマ
ッシブ変態処理を施してマッシブγ相組織とし、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２２０℃、１０時間保持た
のちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理
を行い、本発明熱処理法によるγ相中にα相が分散した
組織を有するＴｉ合金角棒を作製した。
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる成分組
成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶
解炉で溶解し、セラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１
２ｍｍ×１２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ
合金角棒を作製した。このＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲
気中、温度：１３５０℃、５時間保持したのち水冷の溶
体化処理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡ
ｒガス雰囲気中、温度：１１００℃、０．２時間保持し
たのち、Ａｒガスによるファン急冷しすることによりマ
ッシブ変態処理を施してマッシブγ相組織とし、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２２０℃、１０時間保持た
のちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理
を行い、本発明熱処理法によるγ相中にα相が分散した
組織を有するＴｉ合金角棒を作製した。
【００２９】得られたＴｉ合金角棒を試験片に加工後、
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４１ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：５２（度）、であっ
た。
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４１ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：５２（度）、であっ
た。
【００３０】従来例５ 実施例５で作製したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、
温度：１３５０℃、５時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２００℃、１時間保持たの
ちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理を
行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層状
組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラ
ー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施
例５と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に
割れが発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引
張り強さ：４０ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２３
（度）、であった。
温度：１３５０℃、５時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２００℃、１時間保持たの
ちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理を
行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層状
組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラ
ー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施
例５と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に
割れが発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引
張り強さ：４０ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２３
（度）、であった。
【００３１】実施例６ Ａｌ：４２原子％、Ｎｂ：５原子％、Ｃｒ：２原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる成分組
成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶
解炉で溶解し、セラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１
２ｍｍ×１２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ
合金角棒を作製した。このＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲
気中、温度：１３００℃、４時間保持したのち水冷の溶
体化処理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡ
ｒガス雰囲気中、温度：１１００℃、１時間保持したの
ち、Ａｒガスによるファン急冷しすることによりマッシ
ブ変態処理を施してマッシブγ相組織とし、さらにＡｒ
ガス雰囲気中、温度：１２４０℃、１時間保持たのちＡ
ｒガスによるファン急冷することにより時効処理を行
い、本発明熱処理法によるα相およびγ相からなる分散
組織を有するＴｉ合金角棒を作製した。
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなる成分組
成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を通常のアーク溶
解炉で溶解し、セラミック鋳型に遠心鋳造して断面、１
２ｍｍ×１２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの寸法を有するＴｉ
合金角棒を作製した。このＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲
気中、温度：１３００℃、４時間保持したのち水冷の溶
体化処理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒をＡ
ｒガス雰囲気中、温度：１１００℃、１時間保持したの
ち、Ａｒガスによるファン急冷しすることによりマッシ
ブ変態処理を施してマッシブγ相組織とし、さらにＡｒ
ガス雰囲気中、温度：１２４０℃、１時間保持たのちＡ
ｒガスによるファン急冷することにより時効処理を行
い、本発明熱処理法によるα相およびγ相からなる分散
組織を有するＴｉ合金角棒を作製した。
【００３２】得られたＴｉ合金角棒を試験片に加工後、
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４５ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：４３（度）、であっ
た。
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４５ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：４３（度）、であっ
た。
【００３３】従来例６ 実施例６で作製したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、
温度：１３００℃、４時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２２０℃、１５時間保持た
のちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理
を行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層
状組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラ
ー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施
例６と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に
割れが発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引
張り強さ：４１ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：１９
（度）、であった。
温度：１３００℃、４時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１２２０℃、１５時間保持た
のちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理
を行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層
状組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラ
ー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施
例６と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に
割れが発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引
張り強さ：４１ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：１９
（度）、であった。
【００３４】実施例７ Ａｌ：４４原子％、Ｎｂ：６原子％、Ｍｏ：２原子％、
Ｃｒ：２原子％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純
物からなる成分組成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
を通常のアーク溶解炉で溶解し、セラミック鋳型に遠心
鋳造して断面、１２ｍｍ×１２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの
寸法を有するＴｉ合金角棒を作製した。このＴｉ合金角
棒をＡｒガス雰囲気中、温度：１４００℃、１時間保持
したのち水冷の溶体化処理を施し、この溶体化処理した
Ｔｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、温度：１１８０℃、
０．５時間保持したのち、Ａｒガスによるファン急冷し
することによりマッシブ変態処理を施してマッシブγ相
組織とし、さらにＡｒガス雰囲気中、温度：１２９０
℃、１時間保持たのちＡｒガスによるファン急冷するこ
とにより時効処理を行い、本発明熱処理法によるγ相中
にα相が分散した組織を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。
Ｃｒ：２原子％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純
物からなる成分組成のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
を通常のアーク溶解炉で溶解し、セラミック鋳型に遠心
鋳造して断面、１２ｍｍ×１２ｍｍ、長さ：７０ｍｍの
寸法を有するＴｉ合金角棒を作製した。このＴｉ合金角
棒をＡｒガス雰囲気中、温度：１４００℃、１時間保持
したのち水冷の溶体化処理を施し、この溶体化処理した
Ｔｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、温度：１１８０℃、
０．５時間保持したのち、Ａｒガスによるファン急冷し
することによりマッシブ変態処理を施してマッシブγ相
組織とし、さらにＡｒガス雰囲気中、温度：１２９０
℃、１時間保持たのちＡｒガスによるファン急冷するこ
とにより時効処理を行い、本発明熱処理法によるγ相中
にα相が分散した組織を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。
【００３５】得られたＴｉ合金角棒を試験片に加工後、
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４４ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：５１（度）、であっ
た。
強度を評価する目的で引張り強さを測定し、さらに靭性
を評価する目的で曲げ試験を行い、曲げ部に割れが発生
した時点での曲げ角度を測定したところ、引張り強さ：
４４ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：５１（度）、であっ
た。
【００３６】従来例７ 実施例７で作製したＴｉ合金角棒をＡｒガス雰囲気中、
温度：１４００℃、１時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１１８０℃、５時間保持たの
ちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理を
行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層状
組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラ
ー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施
例７と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に
割れが発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引
張り強さ：４０ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２３
（度）、であった。
温度：１４００℃、１時間保持したのち水冷の溶体化処
理を施し、この溶体化処理したＴｉ合金角棒を、さらに
Ａｒガス雰囲気中、温度：１１８０℃、５時間保持たの
ちＡｒガスによるファン急冷することにより時効処理を
行い、従来熱処理法によるα相およびγ相からなる層状
組織（ラメラー組織）を有するＴｉ合金角棒を作製し
た。得られたα相およびγ相からなる層状組織（ラメラ
ー組織）を有するＴｉ合金角棒を試験片に加工後、実施
例７と同様にして引張り強さを測定し、さらに曲げ部に
割れが発生した時点での曲げ角度を測定したところ、引
張り強さ：４０ｋｇ／ｍｍ2 、曲げ角度 ：２３
（度）、であった。
【００３７】なお、この発明の熱処理法を一層理解しや
くするために、実施例１の溶体化処理して得られたＴｉ
合金角棒のα相単相の金属顕微鏡組織写真を図１に、実
施例１のマッシブ変態処理を施して得られたマッシブγ
相のＴｉ合金角棒の金属顕微鏡組織写真を図２に、さら
に実施例１の時効処理して得られたＴｉ合金角棒のγ相
中にα相が分散した組織の金属顕微鏡組織写真を図３に
それぞれ示した。
くするために、実施例１の溶体化処理して得られたＴｉ
合金角棒のα相単相の金属顕微鏡組織写真を図１に、実
施例１のマッシブ変態処理を施して得られたマッシブγ
相のＴｉ合金角棒の金属顕微鏡組織写真を図２に、さら
に実施例１の時効処理して得られたＴｉ合金角棒のγ相
中にα相が分散した組織の金属顕微鏡組織写真を図３に
それぞれ示した。
【００３８】
【発明の効果】実施例１〜７に見られるように、溶体化
処理と時効処理の間にマッシブ変態処理を施した本発明
熱処理法により得られたＴｉ合金角棒は、いずれも従来
例１〜７のマッシブ変態処理を施さない従来熱処理法と
比べて、引張り強さに大差がないが、曲げ部に割れが発
生した曲げ角度が極めて大きいことがわかる。
処理と時効処理の間にマッシブ変態処理を施した本発明
熱処理法により得られたＴｉ合金角棒は、いずれも従来
例１〜７のマッシブ変態処理を施さない従来熱処理法と
比べて、引張り強さに大差がないが、曲げ部に割れが発
生した曲げ角度が極めて大きいことがわかる。
【００３９】したがって、この発明の熱処理法は、強度
を低下させること無く、靭性を向上させることができ、
従来よりも一層優れたＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
を提供することができ、高出力化に伴う高温度および常
温のサイクルにさらされる各種機器の構造部材として十
分に対応することができ、産業上優れた効果をもたらす
ものである。
を低下させること無く、靭性を向上させることができ、
従来よりも一層優れたＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
を提供することができ、高出力化に伴う高温度および常
温のサイクルにさらされる各種機器の構造部材として十
分に対応することができ、産業上優れた効果をもたらす
ものである。
【図１】実施例１のＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を
溶体化処理して得られたＴｉ合金角棒のα相単相の金属
顕微鏡組織写真である。
溶体化処理して得られたＴｉ合金角棒のα相単相の金属
顕微鏡組織写真である。
【図２】実施例１の溶体化処理して得られたＴｉＡｌ金
属間化合物系Ｔｉ合金をマッシブ変態処理を施して得ら
れたＴｉ合金角棒のマッシブγ相の金属顕微鏡組織写真
である。
属間化合物系Ｔｉ合金をマッシブ変態処理を施して得ら
れたＴｉ合金角棒のマッシブγ相の金属顕微鏡組織写真
である。
【図３】実施例１のマッシブ変態処理を施して得られた
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を時効処理を施して得
られたＴｉ合金角棒のγ相中にα相が分散した組織の金
属顕微鏡組織写真である。
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を時効処理を施して得
られたＴｉ合金角棒のγ相中にα相が分散した組織の金
属顕微鏡組織写真である。
Claims (2)
- 【請求項１】 原子％で、 Ａｌ：４１〜５０％、 Ｎｂ、ＭｏおよびＣｒのうち１種または２種以上を合計
で３〜１２％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物
からなるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、α相領域
に加熱保持したのち、急冷して溶体化処理し、 前記溶体化処理したＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を
γ相領域に加熱保持してマッシブ変態処理し、 前記マッシブ変態処理したＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ
合金をα＋γ相領域に加熱保持したのち急冷して時効処
理する、ことを特徴とする高靭性ＴｉＡｌ金属間化合物
系Ｔｉ合金の熱処理法。 - 【請求項２】 前記マッシブ変態処理は、前記溶体化処
理したＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金をγ相領域に加
熱保持したのち急冷することを特徴とする高靭性ＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の熱処理法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29072592A JPH06116691A (ja) | 1992-10-05 | 1992-10-05 | ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29072592A JPH06116691A (ja) | 1992-10-05 | 1992-10-05 | ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の熱処理法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06116691A true JPH06116691A (ja) | 1994-04-26 |
Family
ID=17759721
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29072592A Withdrawn JPH06116691A (ja) | 1992-10-05 | 1992-10-05 | ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06116691A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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1992
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