JPH0649569A - 高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物 - Google Patents
高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物Info
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- JPH0649569A JPH0649569A JP4203934A JP20393492A JPH0649569A JP H0649569 A JPH0649569 A JP H0649569A JP 4203934 A JP4203934 A JP 4203934A JP 20393492 A JP20393492 A JP 20393492A JP H0649569 A JPH0649569 A JP H0649569A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 特定の金属組織の構成によって、高強度なＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物を実現すること。 【構成】 Ａｌが４０〜４６ａｔ％からなるＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物であって、該Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物
中に、Ｔｉ3ＡｌとＴｉＡｌとが交互に積層されたラメ
ラ組織を体積率で５０％以上含むととも、該ラメラ組織
の結晶粒径が１００μm未満であること。
ｉ−Ａｌ系金属間化合物を実現すること。 【構成】 Ａｌが４０〜４６ａｔ％からなるＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物であって、該Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物
中に、Ｔｉ3ＡｌとＴｉＡｌとが交互に積層されたラメ
ラ組織を体積率で５０％以上含むととも、該ラメラ組織
の結晶粒径が１００μm未満であること。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、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
用される高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物に関する。
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
用される高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物
は、軽量で高温強度に優れていることが知られており、
次世代の耐熱材料として期待されている。これまでの研
究により、常温強度及び延性の兼ね合いにより、ＴｉＡ
ｌの化学量論組成より１〜３ａｔ％程度Ｔｉに富んだ組
成領域、即ち、二相領域（ＴｉＡｌ（γ）＋Ｔｉ3Ａｌ
（α2））が研究・開発の中心となってきている。例え
ば、恒温鍛造法等を利用して結晶粒径を微細化し、γ粒
を主体とした等軸粒を形成する研究が知られている。
は、軽量で高温強度に優れていることが知られており、
次世代の耐熱材料として期待されている。これまでの研
究により、常温強度及び延性の兼ね合いにより、ＴｉＡ
ｌの化学量論組成より１〜３ａｔ％程度Ｔｉに富んだ組
成領域、即ち、二相領域（ＴｉＡｌ（γ）＋Ｔｉ3Ａｌ
（α2））が研究・開発の中心となってきている。例え
ば、恒温鍛造法等を利用して結晶粒径を微細化し、γ粒
を主体とした等軸粒を形成する研究が知られている。
【０００３】一方、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の鋳造材
などでは、α2＋γの二相からなるラメラ組織が発達す
ることが知られている。
などでは、α2＋γの二相からなるラメラ組織が発達す
ることが知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、このラ
メラ組織の結晶粒径（結晶粒径：コロニーの大きさ）
は、数１００μm以上と大きく、微細なラメラ組織を有
するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物に関する研究は行われて
おらず、その常温強度や延性は不明であった。
メラ組織の結晶粒径（結晶粒径：コロニーの大きさ）
は、数１００μm以上と大きく、微細なラメラ組織を有
するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物に関する研究は行われて
おらず、その常温強度や延性は不明であった。
【０００５】つまり、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物は、軽
量で高温強度に優れていることが知られているにもかか
わらず、従来のものより一層優れた性質を有するＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物を得ることはなかなか困難であっ
た。本発明は、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の強度の改善
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、特定の金属組織の構成によっ
て、高強度なＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を実現すること
にある。
量で高温強度に優れていることが知られているにもかか
わらず、従来のものより一層優れた性質を有するＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物を得ることはなかなか困難であっ
た。本発明は、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の強度の改善
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、特定の金属組織の構成によっ
て、高強度なＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を実現すること
にある。
【０００６】
【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、Ａｌが４０〜４６ａｔ％からなる
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物であって、該Ｔｉ−Ａｌ系金
属間化合物中に、Ｔｉ3ＡｌとＴｉＡｌとが交互に積層
されたラメラ組織を体積率で５０％以上含むととも、該
ラメラ組織の結晶粒径が１００μm未満であることを特
徴とする高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物を要旨とす
る。
の請求項１の発明は、Ａｌが４０〜４６ａｔ％からなる
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物であって、該Ｔｉ−Ａｌ系金
属間化合物中に、Ｔｉ3ＡｌとＴｉＡｌとが交互に積層
されたラメラ組織を体積率で５０％以上含むととも、該
ラメラ組織の結晶粒径が１００μm未満であることを特
徴とする高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物を要旨とす
る。
【０００７】また、請求項２の発明は、Ｍｎを０.５〜
３ａｔ％含む前記請求項１記載の高強度Ｔｉ−Ａｌ系金
属間化合物を要旨とする。ここで、各請求項の数値を規
定する理由を説明する。
３ａｔ％含む前記請求項１記載の高強度Ｔｉ−Ａｌ系金
属間化合物を要旨とする。ここで、各請求項の数値を規
定する理由を説明する。
【０００８】１） ラメラ組織の体積率：５０％以上 ５０％未満では、強度が向上しない。 ２） ラメラ組織の結晶粒径：１００μm以下 １００μmを越えると、強度の向上がない。
【０００９】３）Ｍｎ：０.５〜３ａｔ％ ０.５ａｔ％未満では強度及び延性の向上に効果がな
く、一方３ａｔ％を越えると強度の向上が飽和するだけ
でなく、密度も高くなるという悪作用がある。
く、一方３ａｔ％を越えると強度の向上が飽和するだけ
でなく、密度も高くなるという悪作用がある。
【００１０】４）Ａｌ：４０〜４６ａｔ％ ４０ａｔ％未満では、ラメラ組織の結晶粒が粗大にな
り、強度及び延性が低下する。一方、４６ａｔ％を越え
るとラメラ組織の体積率が５０vol％未満となり、強度
が向上しない。
り、強度及び延性が低下する。一方、４６ａｔ％を越え
るとラメラ組織の体積率が５０vol％未満となり、強度
が向上しない。
【００１１】
【作用】Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物において、引張強度
と金属組織との関係を詳細に調査検討したところ、γと
α2からなるラメラ組織の結晶粒を１００μm未満と微細
な結晶粒とし、しかもラメラ組織を体積率で５０％以上
含む金属組織とすることにより、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化
合物の強度を向上できることが明かとなった。
と金属組織との関係を詳細に調査検討したところ、γと
α2からなるラメラ組織の結晶粒を１００μm未満と微細
な結晶粒とし、しかもラメラ組織を体積率で５０％以上
含む金属組織とすることにより、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化
合物の強度を向上できることが明かとなった。
【００１２】この強度が向上する理由は、前記の様な構
成のラメラ組織の存在が、金属の転位の障害になってい
ると推測される。
成のラメラ組織の存在が、金属の転位の障害になってい
ると推測される。
【００１３】
【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）チタン粉末を粒径１４９μm以下にふるい
わけた後、ヘリウムガスアトマイズ法で作製したＡｌ粉
末或はＡｌ−Ｍｎ合金粉末を粒径１４９μm以下にふる
いわけ、化学成分が最終組成で下記表１の試料No.１〜
９となる様にＴｉＡｌを混合した。そして、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（脱気温度：４５０℃）を実施した。その後、容
器ごと熱間押出を行った。押出条件は４００℃，押出比
６０とした。得られた押出材からアルミニウム容器に相
当する外皮を除去し、反応合成用素材とした。
とともに説明する。 （実施例１）チタン粉末を粒径１４９μm以下にふるい
わけた後、ヘリウムガスアトマイズ法で作製したＡｌ粉
末或はＡｌ−Ｍｎ合金粉末を粒径１４９μm以下にふる
いわけ、化学成分が最終組成で下記表１の試料No.１〜
９となる様にＴｉＡｌを混合した。そして、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（脱気温度：４５０℃）を実施した。その後、容
器ごと熱間押出を行った。押出条件は４００℃，押出比
６０とした。得られた押出材からアルミニウム容器に相
当する外皮を除去し、反応合成用素材とした。
【００１４】この押出材について、ＨＩＰにて反応合成
（合成開始温度：５６０℃）を行い、Ｔｉ−Ａｌ系金属
間化合物とした後、引き続いてＨＩＰ中にて、表１の種
々の条件（ＨＩＰ条件）で金属組織の均質化処理を実施
した。そして、前記製造方法によって得られたＴｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物について、ラメラ組織の体積率および
結晶粒径を測定した。また、このＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物の引張試験片を作製し（平行部径：φ５mm、標点間
距離：１５mm）、常温にて引張試験（ひずみ速度：１０
-3／秒）を実施した。この実験の結果を、同じく表１に
示す。
（合成開始温度：５６０℃）を行い、Ｔｉ−Ａｌ系金属
間化合物とした後、引き続いてＨＩＰ中にて、表１の種
々の条件（ＨＩＰ条件）で金属組織の均質化処理を実施
した。そして、前記製造方法によって得られたＴｉ−Ａ
ｌ系金属間化合物について、ラメラ組織の体積率および
結晶粒径を測定した。また、このＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物の引張試験片を作製し（平行部径：φ５mm、標点間
距離：１５mm）、常温にて引張試験（ひずみ速度：１０
-3／秒）を実施した。この実験の結果を、同じく表１に
示す。
【００１５】更に、前記得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物について、そのラメラ組織の体積率や平均の結晶粒
径を測定した。その結果を同じく表１に示す。尚、図１
に試料No.６のミクロ組織の写真を示すが、ラメラ組織
の体積率は８５％であり、結晶粒径は３５μmであっ
た。
合物について、そのラメラ組織の体積率や平均の結晶粒
径を測定した。その結果を同じく表１に示す。尚、図１
に試料No.６のミクロ組織の写真を示すが、ラメラ組織
の体積率は８５％であり、結晶粒径は３５μmであっ
た。
【００１６】表１から明らかな様に、本実施例のもの
は、いずれもラメラ組織の体積率が５０％以上であり、
しかもラメラ組織の結晶粒径が１００μm未満である。
従って、この様な組織を有する本実施例のＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物は、引張強さ５００ＭＰａ以上，伸び０.
５％以上であり、優れた強度と延性を共に有しているこ
とが明かである。
は、いずれもラメラ組織の体積率が５０％以上であり、
しかもラメラ組織の結晶粒径が１００μm未満である。
従って、この様な組織を有する本実施例のＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物は、引張強さ５００ＭＰａ以上，伸び０.
５％以上であり、優れた強度と延性を共に有しているこ
とが明かである。
【００１７】特に、Ｍｎを０.５〜３ａｔ％の範囲で添
加した試料No.５〜８のものは、他の条件にかからわ
ず、いずれも引張強さ６１０ＭＰａ以上，伸び０.７％
以上であり、強度及び延性のいずれも一層好適である。
尚、試料No.４のものは、Ｍｎ添加量が０.３ａｔ％と下
限（０.５ａｔ％）未満であり、Ｍｎ添加の効果がみら
れなかった。また、試料No.９のものは、Ｍｎ添加量が
３.３ａｔ％と上限（３ａｔ％）を越えており、Ｍｎ添
加の効果が飽和していた。
加した試料No.５〜８のものは、他の条件にかからわ
ず、いずれも引張強さ６１０ＭＰａ以上，伸び０.７％
以上であり、強度及び延性のいずれも一層好適である。
尚、試料No.４のものは、Ｍｎ添加量が０.３ａｔ％と下
限（０.５ａｔ％）未満であり、Ｍｎ添加の効果がみら
れなかった。また、試料No.９のものは、Ｍｎ添加量が
３.３ａｔ％と上限（３ａｔ％）を越えており、Ｍｎ添
加の効果が飽和していた。
【００１８】
【表１】
【００１９】（比較例１）チタン粉末（粒径１４９μm
以下）と、アルミニウム粉末或はＡｌ−Ｍｎ合金粉末
（粒径１４９μm以下）とを混合し、化学成分が最終組
成で下記表２に示す比較例１の試料No.１０〜１３とな
る様に調製した。その後、実施例１と同条件で押出及び
反応合成を行った後、表２に示す条件（ＨＩＰ条件）で
均質化処理を実施した。
以下）と、アルミニウム粉末或はＡｌ−Ｍｎ合金粉末
（粒径１４９μm以下）とを混合し、化学成分が最終組
成で下記表２に示す比較例１の試料No.１０〜１３とな
る様に調製した。その後、実施例１と同条件で押出及び
反応合成を行った後、表２に示す条件（ＨＩＰ条件）で
均質化処理を実施した。
【００２０】得られた化合物について、ラメラ組織の体
積率および結晶粒径を測定し、常温引張試験を実施し
た。その結果を、表２及び以下に示す。 No.１０：Ａｌ量が下限未満であり、ラメラ組織の結晶
粒が１２５μmと粗大になり、強度および延性が低かっ
た。
積率および結晶粒径を測定し、常温引張試験を実施し
た。その結果を、表２及び以下に示す。 No.１０：Ａｌ量が下限未満であり、ラメラ組織の結晶
粒が１２５μmと粗大になり、強度および延性が低かっ
た。
【００２１】No.１１：Ａｌ量が上限を越えており、ラ
メラ組織の結晶粒径は小さいが体積率が５０％未満であ
るため、引張強度が低かった。図２にそのミクロ組織の
結晶構造を示すが、ラメラ組織の体積率４５％，結晶粒
径５０μmであった。
メラ組織の結晶粒径は小さいが体積率が５０％未満であ
るため、引張強度が低かった。図２にそのミクロ組織の
結晶構造を示すが、ラメラ組織の体積率４５％，結晶粒
径５０μmであった。
【００２２】No.１２：均質化処理に用いたＨＩＰ条件
が１０００℃であり、得られた組織はラメラ組織を含ま
ない二相組織（γ＋α2）であるため、伸びが低かっ
た。 No.１３：均質化処理に用いたＨＩＰ条件が１４１０℃
であり、ラメラ組織の結晶粒径が１２０μmと１００μm
以上であるため引張強度が低かった。
が１０００℃であり、得られた組織はラメラ組織を含ま
ない二相組織（γ＋α2）であるため、伸びが低かっ
た。 No.１３：均質化処理に用いたＨＩＰ条件が１４１０℃
であり、ラメラ組織の結晶粒径が１２０μmと１００μm
以上であるため引張強度が低かった。
【００２３】
【表２】
【００２４】（比較例２）プラズマアーク溶解によりＴ
ｉ−４３ａｔ％Ａｌ−１.６ａｔ％Ｍｎ合金インゴット
を作製し、前記実施例１と同様にＨＩＰ処理を実施し、
得られたＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物（前記表２の試料N
o.１４）について、ラメラ組織の体積率および結晶粒径
を測定し、また常温引張試験を実施した。その結果を、
同じく表２に示す。
ｉ−４３ａｔ％Ａｌ−１.６ａｔ％Ｍｎ合金インゴット
を作製し、前記実施例１と同様にＨＩＰ処理を実施し、
得られたＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物（前記表２の試料N
o.１４）について、ラメラ組織の体積率および結晶粒径
を測定し、また常温引張試験を実施した。その結果を、
同じく表２に示す。
【００２５】この表２から明かな様に、試料No.１４の
ものは、溶製材であるのでラメラ組織が粗大であり、強
度が低かった。尚、図３にそのミクロ組織を示すが、ラ
メラ組織の結晶粒径は１００μmを上回るものであっ
た。つまり、本実施例No.１〜９のＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物は、上述した体積率及び結晶粒径のラメラ組織を
備えているので、その常温引張り力や伸びの性質が優れ
ており、高強度部材として好適である。それに対して、
比較例No.１０〜１４のものは、その様なラメラ組織を
備えていないので、常温引張り力や伸びの性質に劣り、
高強度部材として必ずしも好ましくない。
ものは、溶製材であるのでラメラ組織が粗大であり、強
度が低かった。尚、図３にそのミクロ組織を示すが、ラ
メラ組織の結晶粒径は１００μmを上回るものであっ
た。つまり、本実施例No.１〜９のＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物は、上述した体積率及び結晶粒径のラメラ組織を
備えているので、その常温引張り力や伸びの性質が優れ
ており、高強度部材として好適である。それに対して、
比較例No.１０〜１４のものは、その様なラメラ組織を
備えていないので、常温引張り力や伸びの性質に劣り、
高強度部材として必ずしも好ましくない。
【００２６】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。
【００２７】
【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の高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物では、Ａｌが
４０〜４６ａｔ％からなり、Ｔｉ3ＡｌとＴｉＡｌとが
交互に積層されたラメラ組織を体積率で５０％以上含む
ととも、ラメラ組織の結晶粒径が１００μm未満である
ので、常温引張り力等で示される強度が大きく、しかも
延性に富み、優れた高強度材料となる。
求項１の高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物では、Ａｌが
４０〜４６ａｔ％からなり、Ｔｉ3ＡｌとＴｉＡｌとが
交互に積層されたラメラ組織を体積率で５０％以上含む
ととも、ラメラ組織の結晶粒径が１００μm未満である
ので、常温引張り力等で示される強度が大きく、しかも
延性に富み、優れた高強度材料となる。
【００２８】特に請求項２の高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間
化合物は、更にＭｎを０.５〜３ａｔ％含むので、一層
強度や延性が向上する。従って、本発明より高強度のＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物が得られるので、軽量耐熱材料
として実用に共するものが実現される。
化合物は、更にＭｎを０.５〜３ａｔ％含むので、一層
強度や延性が向上する。従って、本発明より高強度のＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物が得られるので、軽量耐熱材料
として実用に共するものが実現される。
【図１】 実施例試料No.６のミクロ組織の結晶構造を
示す写真である。
示す写真である。
【図２】 比較例試料No.１１のミクロ組織の結晶構造
を示す写真である。
を示す写真である。
【図３】 比較例試料No.１４のミクロ組織の結晶構造
を示す写真である。
を示す写真である。
───────────────────────────────────────────────────── 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】 Ａｌが４０〜４６ａｔ％からなるＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物であって、該Ｔｉ−Ａｌ系金属間化
合物中に、Ｔｉ3ＡｌとＴｉＡｌとが交互に積層された
ラメラ組織を体積率で５０％以上含むととも、該ラメラ
組織の結晶粒径が１００μm未満であることを特徴とす
る高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物。 - 【請求項２】 Ｍｎを０.５〜３ａｔ％含む前記請求項
１記載の高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4203934A JPH0649569A (ja) | 1992-07-30 | 1992-07-30 | 高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4203934A JPH0649569A (ja) | 1992-07-30 | 1992-07-30 | 高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0649569A true JPH0649569A (ja) | 1994-02-22 |
Family
ID=16482112
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4203934A Pending JPH0649569A (ja) | 1992-07-30 | 1992-07-30 | 高強度Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0649569A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7618504B2 (en) | 2000-02-23 | 2009-11-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | TiA1 based alloy, production process therefor, and rotor blade using same |
| WO2020235201A1 (ja) * | 2019-05-23 | 2020-11-26 | 株式会社Ihi | ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 |
-
1992
- 1992-07-30 JP JP4203934A patent/JPH0649569A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7618504B2 (en) | 2000-02-23 | 2009-11-17 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | TiA1 based alloy, production process therefor, and rotor blade using same |
| WO2020235201A1 (ja) * | 2019-05-23 | 2020-11-26 | 株式会社Ihi | ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 |
| JPWO2020235201A1 (ja) * | 2019-05-23 | 2020-11-26 |
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