JPH06145933A - ＴｉＡｌ系金属間化合物とその製法 - Google Patents
ＴｉＡｌ系金属間化合物とその製法Info
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- JPH06145933A JPH06145933A JP32760092A JP32760092A JPH06145933A JP H06145933 A JPH06145933 A JP H06145933A JP 32760092 A JP32760092 A JP 32760092A JP 32760092 A JP32760092 A JP 32760092A JP H06145933 A JPH06145933 A JP H06145933A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法及び常温
延性、高温強度に優れたＴｉＡｌ系金属間化合物に関す
る。 【構成】 原子比率で４２〜４９％のＡｌを含有
し、少くともγ相及びα2相を構成相とするＴｉＡｌ系
金属間化合物の等軸粒組織を有する材料を、α変態温度
〜α変態温度＋３０℃の温度範囲に加熱保持し、直径２
００μｍ以上の粗大なラメラ粒とその粒界に直径１００
μｍ以下のγ相粒及び／又はラメラ粒を残存させた組織
とするＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法及び 直径
２００μｍ以上の粗大な、ＴｉＡｌよりなるγ相とＴｉ
3 Ａｌよりなるα2 相よりなるラメラ粒組織を主体と
し、該粗大なラメラ粒の粒界に直径１００μｍ以下のγ
相粒及び／又はラメラ粒を残存させてなる組織を有する
常温延性及び高温強度に優れたＴｉＡｌ系金属間化合
物。
延性、高温強度に優れたＴｉＡｌ系金属間化合物に関す
る。 【構成】 原子比率で４２〜４９％のＡｌを含有
し、少くともγ相及びα2相を構成相とするＴｉＡｌ系
金属間化合物の等軸粒組織を有する材料を、α変態温度
〜α変態温度＋３０℃の温度範囲に加熱保持し、直径２
００μｍ以上の粗大なラメラ粒とその粒界に直径１００
μｍ以下のγ相粒及び／又はラメラ粒を残存させた組織
とするＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法及び 直径
２００μｍ以上の粗大な、ＴｉＡｌよりなるγ相とＴｉ
3 Ａｌよりなるα2 相よりなるラメラ粒組織を主体と
し、該粗大なラメラ粒の粒界に直径１００μｍ以下のγ
相粒及び／又はラメラ粒を残存させてなる組織を有する
常温延性及び高温強度に優れたＴｉＡｌ系金属間化合
物。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は等軸粒組織を有するＴｉ
Ａｌ系金属間化合物の常温延性及び高温強度を同時に向
上するため熱処理法及び常温延性、高温強度に優れたＴ
ｉＡｌ系金属間化合物に関する。
Ａｌ系金属間化合物の常温延性及び高温強度を同時に向
上するため熱処理法及び常温延性、高温強度に優れたＴ
ｉＡｌ系金属間化合物に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＴｉＡｌ系金属間化合物は軽量でかつ高
温強度に優れており、次世代の軽量耐熱材料として大き
な可能性を有していることから、当該材料を対象とした
研究開発が活発に行われている。当該材料の開発で焦点
となっているのは常温延性（asCast 状態では通常ｅ＝
１％程度）の向上と高温強度の一層の向上であり、それ
ぞれ幾つかの技術が開発されている。
温強度に優れており、次世代の軽量耐熱材料として大き
な可能性を有していることから、当該材料を対象とした
研究開発が活発に行われている。当該材料の開発で焦点
となっているのは常温延性（asCast 状態では通常ｅ＝
１％程度）の向上と高温強度の一層の向上であり、それ
ぞれ幾つかの技術が開発されている。
【０００３】常温延性の向上は材料組成（Ｔｉ／Ａｌ
比、第３添加元素）及び材料組織の適正化によって計ら
れており、材料組成に関してはＴｉ／Ａｌ比ではＴｉ−
４８ａｔ％Ａｌが、また第３元素としてはＣｒ，Ｍｎ，
Ｖ等の添加が有効であることが明らかになっている。
（ただし、Ｔｉ−４８ａｔ％Ａｌが延性に優れているの
は同程度の組織で比較した場合である。Ｔｉ／Ａｌ比に
よって通常は組織も異っており、組織の効果も含めて比
較すると必ずしもＴｉ−４８ａｔ％Ａｌが最適組成とは
言えない。）また、材料組織に関しては多くの金属材料
と同様に組織の等軸微細粒化が有効であることが明らか
となり、組織微細化のための加工熱処理プロセスが活発
に研究されている。更に、同じ等軸微細粒組織であって
もγ相粒とα2 相粒からなる二相等軸粒組織よりもγ相
粒とラメラ粒からなるデュープレックス組織の方が常温
延性に優れていることが明らかとなり、このデュープレ
ックス組織は（α＋γ）域の高温領域に加熱保持するこ
とによって得られることも明らかにされている。
比、第３添加元素）及び材料組織の適正化によって計ら
れており、材料組成に関してはＴｉ／Ａｌ比ではＴｉ−
４８ａｔ％Ａｌが、また第３元素としてはＣｒ，Ｍｎ，
Ｖ等の添加が有効であることが明らかになっている。
（ただし、Ｔｉ−４８ａｔ％Ａｌが延性に優れているの
は同程度の組織で比較した場合である。Ｔｉ／Ａｌ比に
よって通常は組織も異っており、組織の効果も含めて比
較すると必ずしもＴｉ−４８ａｔ％Ａｌが最適組成とは
言えない。）また、材料組織に関しては多くの金属材料
と同様に組織の等軸微細粒化が有効であることが明らか
となり、組織微細化のための加工熱処理プロセスが活発
に研究されている。更に、同じ等軸微細粒組織であって
もγ相粒とα2 相粒からなる二相等軸粒組織よりもγ相
粒とラメラ粒からなるデュープレックス組織の方が常温
延性に優れていることが明らかとなり、このデュープレ
ックス組織は（α＋γ）域の高温領域に加熱保持するこ
とによって得られることも明らかにされている。
【０００４】ＴｉＡｌ系金属間化合物の高温強度の向上
については、主として第３元素の添加による特性の向上
が検討されており、Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ等の添加が有効であ
ることが明らかになっている。また、組織制御の観点か
らは通常の金属材料と同様に粗大粒化が有効であること
は容易に推測でき、また実際にα単相域（α変態温度以
上）に加熱保持することによって粗大なラメラ粒組織と
することも可能であるが、この粗大ラメラ粒組織は常温
延性が極めて乏しいため、この組織を利用する高温強度
向上の取組みは全く行われていない。
については、主として第３元素の添加による特性の向上
が検討されており、Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ等の添加が有効であ
ることが明らかになっている。また、組織制御の観点か
らは通常の金属材料と同様に粗大粒化が有効であること
は容易に推測でき、また実際にα単相域（α変態温度以
上）に加熱保持することによって粗大なラメラ粒組織と
することも可能であるが、この粗大ラメラ粒組織は常温
延性が極めて乏しいため、この組織を利用する高温強度
向上の取組みは全く行われていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ＴｉＡｌ系金属間化合
物の材料特性改善の焦点となっている常温延性と高温強
度を向上するためには相互に全く異った組織制御を必要
とする。すなわち常温延性の向上には基本的に等軸微細
粒化が必要であるのに対し、高温強度の向上には組織の
粗大粒化が必要である。
物の材料特性改善の焦点となっている常温延性と高温強
度を向上するためには相互に全く異った組織制御を必要
とする。すなわち常温延性の向上には基本的に等軸微細
粒化が必要であるのに対し、高温強度の向上には組織の
粗大粒化が必要である。
【０００６】すなわち、常温延性向上のための組織の等
軸微細粒化（二相等軸粒組織やデュープレックス組織）
はともに８００℃以上の温度域での強度を低下させる。
（ただし、組織の微細化は室温から８００℃程度までの
温度範囲では強度向上効果を有している）また、８００
℃以上での高温強度の向上に有効と考えられる組織の粗
大粒化（粗大ラメラ粒組織）は常温延性を著しく低下さ
せるため、その利用はほとんど検討されていない。
軸微細粒化（二相等軸粒組織やデュープレックス組織）
はともに８００℃以上の温度域での強度を低下させる。
（ただし、組織の微細化は室温から８００℃程度までの
温度範囲では強度向上効果を有している）また、８００
℃以上での高温強度の向上に有効と考えられる組織の粗
大粒化（粗大ラメラ粒組織）は常温延性を著しく低下さ
せるため、その利用はほとんど検討されていない。
【０００７】このようにＴｉＡｌ系金属間化合物には常
温延性、高温強度の両方の特性を同時に向上する（ある
いは他方の特性低下を伴わない）組織制御が不可能であ
るという問題点があり、本発明はこの問題に対する解決
策を提供しようとするものである。
温延性、高温強度の両方の特性を同時に向上する（ある
いは他方の特性低下を伴わない）組織制御が不可能であ
るという問題点があり、本発明はこの問題に対する解決
策を提供しようとするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記の問題を解決するた
め、常温延性の向上に望ましい等軸微細粒組織（二相等
軸粒組織やデュープレックス組織）と高温強度の向上に
望ましい粗大ラメラ粒組織とを組合せることを考え、こ
れらの組織を熱処理によって実現することを考えた結果
本発明を完成するに至った。
め、常温延性の向上に望ましい等軸微細粒組織（二相等
軸粒組織やデュープレックス組織）と高温強度の向上に
望ましい粗大ラメラ粒組織とを組合せることを考え、こ
れらの組織を熱処理によって実現することを考えた結果
本発明を完成するに至った。
【０００９】すなわち、本発明は（１）原子比率で４２
〜４９％のＡｌを含有し、少くともγ相及びα2 相を構
成相とするＴｉＡｌ系金属間化合物の等軸粒組織を有す
る材料を、α変態温度〜α変態温度＋３０℃の温度範囲
に加熱保持し、直径２００μｍ以上の粗大なラメラ粒と
その粒界に直径１００μｍ以下のγ相粒及び／又はラメ
ラ粒を残存させた組織とすることを特徴とするＴｉＡｌ
系金属間化合物の熱処理法。
〜４９％のＡｌを含有し、少くともγ相及びα2 相を構
成相とするＴｉＡｌ系金属間化合物の等軸粒組織を有す
る材料を、α変態温度〜α変態温度＋３０℃の温度範囲
に加熱保持し、直径２００μｍ以上の粗大なラメラ粒と
その粒界に直径１００μｍ以下のγ相粒及び／又はラメ
ラ粒を残存させた組織とすることを特徴とするＴｉＡｌ
系金属間化合物の熱処理法。
【００１０】（２）直径２００μｍ以上の粗大な、Ｔｉ
Ａｌよりなるγ相とＴｉ3 Ａｌよりなるα2 相よりなる
ラメラ粒組織を主体とし、該粗大なラメラ粒の粒界に直
径１００μｍ以下のγ相粒及び／又はラメラ粒を残存さ
せてなる組織を有することを特徴とする常温延性及び高
温強度に優れたＴｉＡｌ系金属間化合物。である。
Ａｌよりなるγ相とＴｉ3 Ａｌよりなるα2 相よりなる
ラメラ粒組織を主体とし、該粗大なラメラ粒の粒界に直
径１００μｍ以下のγ相粒及び／又はラメラ粒を残存さ
せてなる組織を有することを特徴とする常温延性及び高
温強度に優れたＴｉＡｌ系金属間化合物。である。
【００１１】〔ＴｉＡｌ系金属間化合物の組織に関する
補足説明〕Ａｌ含有量が原子比率（ａｔ％）で４２〜４
９％のＴｉＡｌ系金属間化合物は図１に示した二元系状
態図から明らかなように、基本的にはＬ１0 型規則構造
のγ相（ＴｉＡｌ）とＤＯ19型規則構造のα2 相（Ｔｉ
3 Ａｌ）の２相で構成され、第３元素の添加によって少
量のβ相（ｂｃｏ構造のＴｉ固溶体）やα相（ｈｃｐ構
造のＴｉ固溶体）が生成することもある。少くともγ相
及びα2 相の２相を構成相とするこれらのＴｉＡｌ系金
属間化合物の組織はプロセスに大きく依存しており、大
別すると次のように分類される。
補足説明〕Ａｌ含有量が原子比率（ａｔ％）で４２〜４
９％のＴｉＡｌ系金属間化合物は図１に示した二元系状
態図から明らかなように、基本的にはＬ１0 型規則構造
のγ相（ＴｉＡｌ）とＤＯ19型規則構造のα2 相（Ｔｉ
3 Ａｌ）の２相で構成され、第３元素の添加によって少
量のβ相（ｂｃｏ構造のＴｉ固溶体）やα相（ｈｃｐ構
造のＴｉ固溶体）が生成することもある。少くともγ相
及びα2 相の２相を構成相とするこれらのＴｉＡｌ系金
属間化合物の組織はプロセスに大きく依存しており、大
別すると次のように分類される。
【００１２】（１）粗大ラメラ粒組織（Fully Transfor
med Structure) 鋳造材やα単相域（図１の領域IV）に加熱保持された熱
処理材は図２に示すような粗大なラメラ（γ相とα2 相
の層状組織）粒からなる組織を呈し、Ａｌ含有量の少い
（４６ａｔ％Ａｌ以下）場合には図２（ａ）に示すよう
な全面がラメラ組織、多い場合には図２（ｂ）に示すよ
うな粒界や粒内にγ相粒が混在する組織となる。これは
α単相域で結晶粒が粗大化した後、（α＋γ）域への冷
却によりα相中にγ相が層状に析出して形成されるもの
であり、（α2 ＋γ）域への冷却によってα相はα2 相
に変態（規則化）するため、最終的にはγ相とα2 相の
層状組織となっている。この組織は必然的に結晶粒（ラ
メラ粒）径が大きくなるため、８００℃以上の高温域で
の強度には優れているが、常温での延性は非常に乏し
い。
med Structure) 鋳造材やα単相域（図１の領域IV）に加熱保持された熱
処理材は図２に示すような粗大なラメラ（γ相とα2 相
の層状組織）粒からなる組織を呈し、Ａｌ含有量の少い
（４６ａｔ％Ａｌ以下）場合には図２（ａ）に示すよう
な全面がラメラ組織、多い場合には図２（ｂ）に示すよ
うな粒界や粒内にγ相粒が混在する組織となる。これは
α単相域で結晶粒が粗大化した後、（α＋γ）域への冷
却によりα相中にγ相が層状に析出して形成されるもの
であり、（α2 ＋γ）域への冷却によってα相はα2 相
に変態（規則化）するため、最終的にはγ相とα2 相の
層状組織となっている。この組織は必然的に結晶粒（ラ
メラ粒）径が大きくなるため、８００℃以上の高温域で
の強度には優れているが、常温での延性は非常に乏し
い。
【００１３】（２）二相等軸粒組織（Dual-Phase Equia
xed Structure) 塑性加工と再結晶によって上記の粗大ラメラ粒組織を等
軸粒組織にすると図３に示すような２種類の組織が形成
される。その１つは図３（ａ）に示すようなγ相粒とα
2 相粒からなる二相等軸粒組織であり、塑性加工後の再
結晶処理を（α2 ＋γ）域あるいは（α＋γ）域の低温
領域（図１の領域Ｉ）で行うことにより得られる。二相
等軸粒組織はＡｌ含有量の違いによってγ相粒とα2 相
粒の比率、サイズが変化し、Ｔｉ−４６ａｔ％Ａｌの組
成で最も微細な二相等軸粒組織となる。この微細な二相
等軸粒組織の材料は常温での強度、延性には優れている
が、８００℃以上の高温では強度が急激に低下する。
xed Structure) 塑性加工と再結晶によって上記の粗大ラメラ粒組織を等
軸粒組織にすると図３に示すような２種類の組織が形成
される。その１つは図３（ａ）に示すようなγ相粒とα
2 相粒からなる二相等軸粒組織であり、塑性加工後の再
結晶処理を（α2 ＋γ）域あるいは（α＋γ）域の低温
領域（図１の領域Ｉ）で行うことにより得られる。二相
等軸粒組織はＡｌ含有量の違いによってγ相粒とα2 相
粒の比率、サイズが変化し、Ｔｉ−４６ａｔ％Ａｌの組
成で最も微細な二相等軸粒組織となる。この微細な二相
等軸粒組織の材料は常温での強度、延性には優れている
が、８００℃以上の高温では強度が急激に低下する。
【００１４】（３）デュープレックス組織（Duplex Str
ucture) もう１つの等軸粒組織は図３（ｂ）に示すようなγ相と
ラメラ粒からなるデュープレックス組織であり、（α＋
γ）域の比較的高温領域（図１の領域II) で熱処理する
ことにより得られる。冷却中にα相粒内にγ相が層状に
析出することにより、α相粒がラメラ粒となる。デュー
プレックス組織は前記の二相等軸粒組織よりも更に大き
な常温延性が得られるが、高温強度特性については全く
改善されない。
ucture) もう１つの等軸粒組織は図３（ｂ）に示すようなγ相と
ラメラ粒からなるデュープレックス組織であり、（α＋
γ）域の比較的高温領域（図１の領域II) で熱処理する
ことにより得られる。冷却中にα相粒内にγ相が層状に
析出することにより、α相粒がラメラ粒となる。デュー
プレックス組織は前記の二相等軸粒組織よりも更に大き
な常温延性が得られるが、高温強度特性については全く
改善されない。
【００１５】（４）粗大ラメラ粒の粒界に比較的微細な
γ相粒やラメラ粒が存在する組織 本発明の熱処理による図４に示す組織であり、等軸粒組
織（二相等軸粒組織やデュープレックス組織）の材料を
α変態温度の直上（図１の領域III 、α−変態温度＜Ｔ
＜α−変態温度＋３０℃）で熱処理することにより得ら
れる。
γ相粒やラメラ粒が存在する組織 本発明の熱処理による図４に示す組織であり、等軸粒組
織（二相等軸粒組織やデュープレックス組織）の材料を
α変態温度の直上（図１の領域III 、α−変態温度＜Ｔ
＜α−変態温度＋３０℃）で熱処理することにより得ら
れる。
【００１６】
【作用】ＴｉＡｌ系金属間化合物はα変態温度以上に加
熱保持されるとα単相となるため急激な結晶粒の粗大化
が生じ、冷却後には結晶粒径の非常に大きな（粗大な）
ラメラ粒組織となる。これに対し本発明によるα変態温
度直上（α−変態温度＜Ｔ＜α−変態温度＋３０℃）で
の加熱保持は非平衡γ相粒の残存を可能にしたり、α相
粒の粗大化速度を抑制するため、冷却後の組織を全面が
粗大なラメラ粒組織ではなく、粗大ラメラ粒（直径２０
０μｍ以上）の粒界に比較的小さな（直径１００μｍ以
下）γ粒やラメラ粒が存在する組織とする作用がある。
熱保持されるとα単相となるため急激な結晶粒の粗大化
が生じ、冷却後には結晶粒径の非常に大きな（粗大な）
ラメラ粒組織となる。これに対し本発明によるα変態温
度直上（α−変態温度＜Ｔ＜α−変態温度＋３０℃）で
の加熱保持は非平衡γ相粒の残存を可能にしたり、α相
粒の粗大化速度を抑制するため、冷却後の組織を全面が
粗大なラメラ粒組織ではなく、粗大ラメラ粒（直径２０
０μｍ以上）の粒界に比較的小さな（直径１００μｍ以
下）γ粒やラメラ粒が存在する組織とする作用がある。
【００１７】この粗大ラメラ粒とその粒界にある比較的
小さなγ粒、ラメラ粒との混合組織は高温強度と常温延
性をともに向上させる作用を有している。この特性向上
作用のメカニズムについては今後詳細な検討が必要であ
るが、概略次のように考えられる。高温での変形は粒内
変形よりも拡散支配の粒界変形が主な変形メカニズムと
なることから、粗大なラメラ粒を生成させて粒界を減ら
すことによって高温強度が向上する。一方、常温での変
形は主としてγ相での変形（転位運動及び双晶変形）に
よるものであり、全面が粗大なラメラ粒の場合には粒界
近傍のγ相／α 2 相界面での応力集中によって早期にク
ラックが発生するため常温での延性はほとんど得られな
いが、粗大なラメラ粒の粒界に比較的微細なγ粒やラメ
ラ粒が存在すると粒界近傍のγ相／α2 相界面の応力集
中が微細粒（特にγ相粒が有効と考えられる）の変形に
よって緩和されるため、常温での延性が向上する。
小さなγ粒、ラメラ粒との混合組織は高温強度と常温延
性をともに向上させる作用を有している。この特性向上
作用のメカニズムについては今後詳細な検討が必要であ
るが、概略次のように考えられる。高温での変形は粒内
変形よりも拡散支配の粒界変形が主な変形メカニズムと
なることから、粗大なラメラ粒を生成させて粒界を減ら
すことによって高温強度が向上する。一方、常温での変
形は主としてγ相での変形（転位運動及び双晶変形）に
よるものであり、全面が粗大なラメラ粒の場合には粒界
近傍のγ相／α 2 相界面での応力集中によって早期にク
ラックが発生するため常温での延性はほとんど得られな
いが、粗大なラメラ粒の粒界に比較的微細なγ粒やラメ
ラ粒が存在すると粒界近傍のγ相／α2 相界面の応力集
中が微細粒（特にγ相粒が有効と考えられる）の変形に
よって緩和されるため、常温での延性が向上する。
【００１８】
【実施例】本発明の実施例としてＴｉ−４８ａｔ％Ａｌ
の熱処理によるミクロ組織の変化とそれに伴う強度特性
の変化を図５及び図６に示す。この材料の熱処理前の組
織は図５（ａ）に示すような加工熱処理によって得られ
た二相等軸粒組織であり、またこの材料のα変態温度は
図１より約１３８０℃である。二相等軸粒組織のＴｉ−
４８ａｔ％Ａｌを（α＋γ）域及びα単相域の温度であ
る１３００℃、１３５０℃（以上、α＋γ域）及び１４
２５℃（α単相域）で熱処理（２時間保持後に空冷）す
ると図５（ｂ），（ｃ）及び（ｅ）に示すように各々デ
ュープレックス組織、粗大ラメラ粒組織が形成される。
それに対してα変態温度の直上に当る１４００℃（α−
変態温度＋２０℃）で熱処理すると、図５（ｄ）に示す
ように粗大ラメラ粒の粒界に比較的微細なγ相粒やラメ
ラ粒が存在する特徴的な（これまでに報告事例のない）
組織が形成される。
の熱処理によるミクロ組織の変化とそれに伴う強度特性
の変化を図５及び図６に示す。この材料の熱処理前の組
織は図５（ａ）に示すような加工熱処理によって得られ
た二相等軸粒組織であり、またこの材料のα変態温度は
図１より約１３８０℃である。二相等軸粒組織のＴｉ−
４８ａｔ％Ａｌを（α＋γ）域及びα単相域の温度であ
る１３００℃、１３５０℃（以上、α＋γ域）及び１４
２５℃（α単相域）で熱処理（２時間保持後に空冷）す
ると図５（ｂ），（ｃ）及び（ｅ）に示すように各々デ
ュープレックス組織、粗大ラメラ粒組織が形成される。
それに対してα変態温度の直上に当る１４００℃（α−
変態温度＋２０℃）で熱処理すると、図５（ｄ）に示す
ように粗大ラメラ粒の粒界に比較的微細なγ相粒やラメ
ラ粒が存在する特徴的な（これまでに報告事例のない）
組織が形成される。
【００１９】図６はＴｉ−４８ａｔ％Ａｌの常温での強
度と伸び、そして８００℃及び１０００℃での強度を熱
処理温度（横軸）に対してプロットしたものである。熱
処理前の二相等軸粒組織の材料に比較して、デュープレ
ックス組織の材料は常温での伸びは向上するが８００
℃、１０００℃での高温強度は変わらず、また粗大ラメ
ラ粒組織の材料は高温強度は向上するが、常温での伸び
は大幅に低下している。これに対して、α変態温度の直
上で熱処理して粗大ラメラ粒とその微細なγ粒及びラメ
ラ粒からなる組織とした材料はデュープレックス組織の
材料と同等の常温延性と粗大ラメラ粒組織の材料と同等
の高温強度を有しており、熱処理前の二相等軸粒組織の
材料に比べると常温延性、高温強度ともに向上してい
る。
度と伸び、そして８００℃及び１０００℃での強度を熱
処理温度（横軸）に対してプロットしたものである。熱
処理前の二相等軸粒組織の材料に比較して、デュープレ
ックス組織の材料は常温での伸びは向上するが８００
℃、１０００℃での高温強度は変わらず、また粗大ラメ
ラ粒組織の材料は高温強度は向上するが、常温での伸び
は大幅に低下している。これに対して、α変態温度の直
上で熱処理して粗大ラメラ粒とその微細なγ粒及びラメ
ラ粒からなる組織とした材料はデュープレックス組織の
材料と同等の常温延性と粗大ラメラ粒組織の材料と同等
の高温強度を有しており、熱処理前の二相等軸粒組織の
材料に比べると常温延性、高温強度ともに向上してい
る。
【００２０】この実施例はＴｉ−４８ａｔ％Ａｌに関す
るものであるが、Ｔｉ−４６ａｔ％Ａｌ、Ｔｉ−４９ａ
ｔ％Ａｌ等の他の組成の材料でも同様の傾向が認められ
ており、また多元系の材料（部分的にα相やβ相を生成
する可能性のある材料も含めて）でも基本的に同じ傾向
にあると考えられる。更に、この実施例では熱処理前の
組織を二相等軸粒組織としたが、これはデュープレック
ス組織であっても同じであり、いわゆる等軸粒組織とな
っていれば同様の熱処理によって当該組織とすることが
できる。
るものであるが、Ｔｉ−４６ａｔ％Ａｌ、Ｔｉ−４９ａ
ｔ％Ａｌ等の他の組成の材料でも同様の傾向が認められ
ており、また多元系の材料（部分的にα相やβ相を生成
する可能性のある材料も含めて）でも基本的に同じ傾向
にあると考えられる。更に、この実施例では熱処理前の
組織を二相等軸粒組織としたが、これはデュープレック
ス組織であっても同じであり、いわゆる等軸粒組織とな
っていれば同様の熱処理によって当該組織とすることが
できる。
【００２１】
【発明の効果】本発明の熱処理方法（条件）はＴｉＡｌ
系金属間化合物を特殊な組織（粗大ラメラ粒とその粒界
部の比較的微細なγ粒やラメラ粒からなる組織）に制御
する効果を有し、この組織はデュープレックス組織と同
等の常温延性と粗大ラメラ粒組織と同等の高温強度を同
時に実現する効果を有している。本発明によるＴｉＡｌ
系金属間化合物の材料特性の改善は本系材料の有用性を
更に高めることとなり、実用化と適用部材の拡大を促す
効果がある。
系金属間化合物を特殊な組織（粗大ラメラ粒とその粒界
部の比較的微細なγ粒やラメラ粒からなる組織）に制御
する効果を有し、この組織はデュープレックス組織と同
等の常温延性と粗大ラメラ粒組織と同等の高温強度を同
時に実現する効果を有している。本発明によるＴｉＡｌ
系金属間化合物の材料特性の改善は本系材料の有用性を
更に高めることとなり、実用化と適用部材の拡大を促す
効果がある。
【図１】ＴｉＡｌ系金属間化合物の二元系状態図。
【図２】鋳造材及びα単相域での熱処理により得られる
粗大ラメラ粒組織の模式図。
粗大ラメラ粒組織の模式図。
【図３】加熱処理あるいは熱処理によって得られる等軸
粒組織の模式図。
粒組織の模式図。
【図４】本発明の熱処理により得られる組織の模式図。
【図５】Ｔｉ−４８ａｔ％Ａｌの熱処理条件依存性を示
す金属組織の顕微鏡写真。
す金属組織の顕微鏡写真。
【図６】Ｔｉ−４８ａｔ％Ａｌの強度特性の熱処理条件
依存性を示す図表。
依存性を示す図表。
Claims (2)
- 【請求項１】 原子比率で４２〜４９％のＡｌを含有
し、少くともγ相及びα2 相を構成相とするＴｉＡｌ系
金属間化合物の等軸粒組織を有する材料を、α変態温度
〜α変態温度＋３０℃の温度範囲に加熱保持し、直径２
００μｍ以上の粗大なラメラ粒とその粒界に直径１００
μｍ以下のγ相粒及び／又はラメラ粒を残存させた組織
とすることを特徴とするＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処
理法。 - 【請求項２】 直径２００μｍ以上の粗大な、ＴｉＡｌ
よりなるγ相とＴｉ3 Ａｌよりなるα2 相よりなるラメ
ラ粒組織を主体とし、該粗大なラメラ粒の粒界に直径１
００μｍ以下のγ相粒及び／又はラメラ粒を残存させて
なる組織を有することを特徴とする常温延性及び高温強
度に優れたＴｉＡｌ系金属間化合物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4327600A JP2813516B2 (ja) | 1992-11-13 | 1992-11-13 | ＴｉＡｌ系金属間化合物とその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4327600A JP2813516B2 (ja) | 1992-11-13 | 1992-11-13 | ＴｉＡｌ系金属間化合物とその製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06145933A true JPH06145933A (ja) | 1994-05-27 |
| JP2813516B2 JP2813516B2 (ja) | 1998-10-22 |
Family
ID=18200874
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4327600A Expired - Fee Related JP2813516B2 (ja) | 1992-11-13 | 1992-11-13 | ＴｉＡｌ系金属間化合物とその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2813516B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5540792A (en) * | 1992-05-12 | 1996-07-30 | Forschungszentrum Julich Gmbh | Components based on intermetallic phases of the system titanium-aluminum and process for producing such components |
| JPH08291378A (ja) * | 1995-04-18 | 1996-11-05 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | ＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法 |
| RU2619419C2 (ru) * | 2011-10-19 | 2017-05-15 | Дженерал Электрик Компани | Способ нанесения алюминида титана и изделие с поверхностью из алюминида титана |
| CN108893692A (zh) * | 2017-11-14 | 2018-11-27 | 西北工业大学 | 一种通过控制钛合金初始片层相厚度获得等轴组织的热变形方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0559507A (ja) * | 1991-08-28 | 1993-03-09 | Honda Motor Co Ltd | 耐クリープ性ＴｉＡｌ系金属間化合物の製造方法 |
-
1992
- 1992-11-13 JP JP4327600A patent/JP2813516B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0559507A (ja) * | 1991-08-28 | 1993-03-09 | Honda Motor Co Ltd | 耐クリープ性ＴｉＡｌ系金属間化合物の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5540792A (en) * | 1992-05-12 | 1996-07-30 | Forschungszentrum Julich Gmbh | Components based on intermetallic phases of the system titanium-aluminum and process for producing such components |
| JPH08291378A (ja) * | 1995-04-18 | 1996-11-05 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | ＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法 |
| RU2619419C2 (ru) * | 2011-10-19 | 2017-05-15 | Дженерал Электрик Компани | Способ нанесения алюминида титана и изделие с поверхностью из алюминида титана |
| CN108893692A (zh) * | 2017-11-14 | 2018-11-27 | 西北工业大学 | 一种通过控制钛合金初始片层相厚度获得等轴组织的热变形方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2813516B2 (ja) | 1998-10-22 |
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