JPH08283890A - 耐クリープ特性に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物とその製造方法 - Google Patents
耐クリープ特性に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物とその製造方法Info
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- JPH08283890A JPH08283890A JP8815795A JP8815795A JPH08283890A JP H08283890 A JPH08283890 A JP H08283890A JP 8815795 A JP8815795 A JP 8815795A JP 8815795 A JP8815795 A JP 8815795A JP H08283890 A JPH08283890 A JP H08283890A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明はＴｉＡｌ基金属間化合物において常
温における延性と高温における強度及びクリープ強度に
優れた合金を提供することを目的とする。 【構成】 原子％でＡｌ４２％から５０％、Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｖのうち少なくとも１種を原子％で３％以上１０％
以下、残部がＴｉを基本とする化学組成を有するＴｉＡ
ｌ基金属間化合物において、α相とγ相中にＮｂ，Ｔ
ａ，Ｖのうち少なくとも１種の元素を１原子％以上、１
０原子％以下の量を固溶させ、等軸粒組織と層状組織を
強化したＴｉＡｌ基金属間化合物。溶解・鋳造後、各相
中の固溶量を調整するために、α相、β相、γ相のうち
二相または三相が共存する温度領域に保持する熱処理を
行った後、α→α2 変態点以下、８００℃以上の温度に
毎秒１０℃以下の速度で冷却し、１時間以上保持した後
徐冷するＴｉＡｌ基金属間化合物の製造方法。 【効果】 高温における強度とクリープ強度に優れてお
り、常温から高温域まで機械部品材料として信頼性の高
い材料を提供することができる。
温における延性と高温における強度及びクリープ強度に
優れた合金を提供することを目的とする。 【構成】 原子％でＡｌ４２％から５０％、Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｖのうち少なくとも１種を原子％で３％以上１０％
以下、残部がＴｉを基本とする化学組成を有するＴｉＡ
ｌ基金属間化合物において、α相とγ相中にＮｂ，Ｔ
ａ，Ｖのうち少なくとも１種の元素を１原子％以上、１
０原子％以下の量を固溶させ、等軸粒組織と層状組織を
強化したＴｉＡｌ基金属間化合物。溶解・鋳造後、各相
中の固溶量を調整するために、α相、β相、γ相のうち
二相または三相が共存する温度領域に保持する熱処理を
行った後、α→α2 変態点以下、８００℃以上の温度に
毎秒１０℃以下の速度で冷却し、１時間以上保持した後
徐冷するＴｉＡｌ基金属間化合物の製造方法。 【効果】 高温における強度とクリープ強度に優れてお
り、常温から高温域まで機械部品材料として信頼性の高
い材料を提供することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、軽量耐熱材料として有
望なＴｉＡｌ基金属間化合物に関するものである。Ｔｉ
Ａｌ基金属間化合物は、比強度、比剛性の高い高温耐熱
材料として自動車エンジン材料あるいは航空機用エンジ
ン、発電用タービン等に応用が検討されている。
望なＴｉＡｌ基金属間化合物に関するものである。Ｔｉ
Ａｌ基金属間化合物は、比強度、比剛性の高い高温耐熱
材料として自動車エンジン材料あるいは航空機用エンジ
ン、発電用タービン等に応用が検討されている。
【０００２】
【従来の技術】ＴｉＡｌ基金属間化合物はＡｌが５０原
子％のＬ１0 結晶構造をもつγ相を主構成相として、Ｔ
ｉ3 Ａｌの組成を有するα2 相との合金として知られて
おり、従来のＴｉ合金と比較して、低密度、高剛性であ
り、さらに高温強度、耐クリープ特性に優れており、軽
量耐熱材料として航空機等の輸送機器部品への応用をめ
ざし研究開発がなされている。しかしながら、ＴｉＡｌ
基金属間化合物は常温における変形能あるいは靭性に乏
しく、室温での延性改善について多くの研究がなされて
きた。第３元素を添加して室温の延性を改善した例が多
く報告されている。Ｖ添加（米国特許４２９４６１
５）、Ｃｒ添加（米国特許４８４２８１９）、Ｍｏ添加
（特開平１−２９８１２７）、Ｔａ添加（米国特許４８
４２８１７）、その他ＴｉＡｌ基金属間化合物に（Ｍ
ｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｙ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｈｆ，
Ｗ，Ｒｅ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｓｉ，
Ｐ，Ａｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｔｅ等）第３元素、第４元素を
添加して特性を改善した例が成分系としては公知であ
る。
子％のＬ１0 結晶構造をもつγ相を主構成相として、Ｔ
ｉ3 Ａｌの組成を有するα2 相との合金として知られて
おり、従来のＴｉ合金と比較して、低密度、高剛性であ
り、さらに高温強度、耐クリープ特性に優れており、軽
量耐熱材料として航空機等の輸送機器部品への応用をめ
ざし研究開発がなされている。しかしながら、ＴｉＡｌ
基金属間化合物は常温における変形能あるいは靭性に乏
しく、室温での延性改善について多くの研究がなされて
きた。第３元素を添加して室温の延性を改善した例が多
く報告されている。Ｖ添加（米国特許４２９４６１
５）、Ｃｒ添加（米国特許４８４２８１９）、Ｍｏ添加
（特開平１−２９８１２７）、Ｔａ添加（米国特許４８
４２８１７）、その他ＴｉＡｌ基金属間化合物に（Ｍ
ｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｙ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｈｆ，
Ｗ，Ｒｅ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｓｉ，
Ｐ，Ａｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｔｅ等）第３元素、第４元素を
添加して特性を改善した例が成分系としては公知であ
る。
【０００３】この中で第３元素としてＮｂに注目する
と、０．５原子％から１５原子％のＮｂ添加は耐熱性、
成形加工性を改善することが示されている（特開平１−
２９８１２７）。さらにＣｒを１〜３原子％とＮｂを１
〜５原子％添加することによって、耐酸化特性を改善す
る効果があることが示されている（米国特許４８７９０
９２、特開平２−２５５３４）。本発明者らにより、Ｎ
ｂ１〜５原子％の組成を有する合金において、α＋β＋
γ三相組織とし、高温延性と高温強度を改善したＴｉＡ
ｌ基金属間化合物が提案されている（特開平４−３６５
８２９）。Ｎｂ等を５原子％以下含む合金をα＋γ領域
で３０％加工し、所定の冷却速度で冷却した合金が示さ
れている（特開平５−７０９１２）。Ｎｂを２〜２５原
子％添加した合金（特開平５−７８７６９）。Ｎｂを６
〜１６原子％添加した合金を鋳造、均質化熱処理、熱間
鍛造さらに熱処理を加え、高温強度を改善した例が示さ
れている（特開平５−９３２３１）。
と、０．５原子％から１５原子％のＮｂ添加は耐熱性、
成形加工性を改善することが示されている（特開平１−
２９８１２７）。さらにＣｒを１〜３原子％とＮｂを１
〜５原子％添加することによって、耐酸化特性を改善す
る効果があることが示されている（米国特許４８７９０
９２、特開平２−２５５３４）。本発明者らにより、Ｎ
ｂ１〜５原子％の組成を有する合金において、α＋β＋
γ三相組織とし、高温延性と高温強度を改善したＴｉＡ
ｌ基金属間化合物が提案されている（特開平４−３６５
８２９）。Ｎｂ等を５原子％以下含む合金をα＋γ領域
で３０％加工し、所定の冷却速度で冷却した合金が示さ
れている（特開平５−７０９１２）。Ｎｂを２〜２５原
子％添加した合金（特開平５−７８７６９）。Ｎｂを６
〜１６原子％添加した合金を鋳造、均質化熱処理、熱間
鍛造さらに熱処理を加え、高温強度を改善した例が示さ
れている（特開平５−９３２３１）。
【０００４】さらに、組織的因子を検討し、室温におい
て集片双晶組織を持つ試料を圧延した例（特開平３−１
１５５４９）、ＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ3 Ａｌ（α
2 相）の組織を制御して延性を改善した例が公開されて
いる（特開平４−６３２３７、特開平４−６３２３
８）。
て集片双晶組織を持つ試料を圧延した例（特開平３−１
１５５４９）、ＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ3 Ａｌ（α
2 相）の組織を制御して延性を改善した例が公開されて
いる（特開平４−６３２３７、特開平４−６３２３
８）。
【０００５】ＴｉＡｌ基金属間化合物は、取扱に問題の
ない程度の常温延性が必要条件であるが、高温部位に使
用されることを想定しており、高温における加工性、あ
るいは強度とともに、高温におけるクリープ特性に優れ
ていることが求められている。一般にクリープ特性の定
量的評価は一定温度と一定荷重試験によって得られる最
小クリープ速度を求めることによってクリープ寿命を評
価できる。これは、従来示されていた１００時間クリー
プ破断試験よりも、より定量的にそれぞれの材料のクリ
ープ寿命を予測することが可能である。
ない程度の常温延性が必要条件であるが、高温部位に使
用されることを想定しており、高温における加工性、あ
るいは強度とともに、高温におけるクリープ特性に優れ
ていることが求められている。一般にクリープ特性の定
量的評価は一定温度と一定荷重試験によって得られる最
小クリープ速度を求めることによってクリープ寿命を評
価できる。これは、従来示されていた１００時間クリー
プ破断試験よりも、より定量的にそれぞれの材料のクリ
ープ寿命を予測することが可能である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、チタンアル
ミ基金属間化合物の合金設計と製造方法に関するもので
あり、耐熱材料として使用する際に特に必要とされる耐
クリープ特性に優れた成分系、相・組織を有するＴｉＡ
ｌ基金属間化合物およびその製造方法を提供しようとす
るものである。
ミ基金属間化合物の合金設計と製造方法に関するもので
あり、耐熱材料として使用する際に特に必要とされる耐
クリープ特性に優れた成分系、相・組織を有するＴｉＡ
ｌ基金属間化合物およびその製造方法を提供しようとす
るものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】原子％でＡｌ４２％から
５０％、Ｎｂ，Ｔａ，Ｖのうち少なくとも１種を原子％
で３％以上１０％以下、残部がＴｉを基本とする化学組
成を有するＴｉＡｌ基金属間化合物において、α相とγ
相中にＮｂ，Ｔａ，Ｖのうち少なくとも１種の元素を１
原子％以上、１０原子％以下の量を固溶させ、等軸粒組
織と層状組織を強化したことを特徴とする、常温におけ
る延性と高温における強度および耐クリープ特性に優れ
たＴｉＡｌ基金属間化合物である。
５０％、Ｎｂ，Ｔａ，Ｖのうち少なくとも１種を原子％
で３％以上１０％以下、残部がＴｉを基本とする化学組
成を有するＴｉＡｌ基金属間化合物において、α相とγ
相中にＮｂ，Ｔａ，Ｖのうち少なくとも１種の元素を１
原子％以上、１０原子％以下の量を固溶させ、等軸粒組
織と層状組織を強化したことを特徴とする、常温におけ
る延性と高温における強度および耐クリープ特性に優れ
たＴｉＡｌ基金属間化合物である。
【０００８】さらに、原子％でＡｌ４２％から５０％、
Ｎｂを原子％で３％以上１０％以下、残部がＴｉを基本
とする化学組成を有するＴｉＡｌ基金属間化合物におい
て、Ｎｂがα相中に原子濃度で１から８％、γ相中に原
子濃度で１から１０％固溶させ、等軸粒組織と層状組織
を強化したことを特徴とする、常温における延性と高温
強度における強度および耐クリープ特性に優れたＴｉＡ
ｌ基金属間化合物によって達成できる。
Ｎｂを原子％で３％以上１０％以下、残部がＴｉを基本
とする化学組成を有するＴｉＡｌ基金属間化合物におい
て、Ｎｂがα相中に原子濃度で１から８％、γ相中に原
子濃度で１から１０％固溶させ、等軸粒組織と層状組織
を強化したことを特徴とする、常温における延性と高温
強度における強度および耐クリープ特性に優れたＴｉＡ
ｌ基金属間化合物によって達成できる。
【０００９】原子％でＡｌ４２％から５０％、Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｖのうち少なくとも１種を原子％で３％以上１０％
以下、残部がＴｉを基本とする化学組成を有するＴｉＡ
ｌ基金属間化合物において、溶解・鋳造後、各相中の固
溶量を調整するために、α相、β相、γ相のうち二相ま
たは三相が共存する温度領域に保持する熱処理を行った
後、α→α2 変態点以下、８００℃以上の温度に毎秒１
０℃以下の速度で冷却した後徐冷することによって製造
できる。
ａ，Ｖのうち少なくとも１種を原子％で３％以上１０％
以下、残部がＴｉを基本とする化学組成を有するＴｉＡ
ｌ基金属間化合物において、溶解・鋳造後、各相中の固
溶量を調整するために、α相、β相、γ相のうち二相ま
たは三相が共存する温度領域に保持する熱処理を行った
後、α→α2 変態点以下、８００℃以上の温度に毎秒１
０℃以下の速度で冷却した後徐冷することによって製造
できる。
【００１０】さらに、溶解原料としてＴｉ−Ｎｂあるい
はＴｉ−Ｔａの母合金を予め溶解によって溶製し、母合
金を用いて化学組成範囲の合金を溶解によって製造する
ことを特徴とするＴｉＡｌ基金属間化合物の製造方法に
よって達成できる。
はＴｉ−Ｔａの母合金を予め溶解によって溶製し、母合
金を用いて化学組成範囲の合金を溶解によって製造する
ことを特徴とするＴｉＡｌ基金属間化合物の製造方法に
よって達成できる。
【００１１】
【作用】ＴｉＡｌ二元系金属間化合物の場合、５０原子
％以上のＡｌ残部Ｔｉの合金はγ相単相合金となる。γ
相単相合金は室温伸びがほとんどなく実用材料として使
用することは困難である。Ｔｉ−Ａｌ二元系にはγ相と
平衡する相として２１原子％以上３６原子％以下のＡｌ
の組成を有するα2 相が存在する。γ相とα2 相からな
る二相状態にして、組織形態を等軸組織あるいは等軸組
織と層状組織（ラメラー組織）の混晶組織（Ｄｕｐｌｅ
ｘ組織）にすると、延性を発現することができる。Ａｌ
組成によってγ相とα2 相の相比を変化させることがで
きる。Ａｌ組成が４２原子％以下残部Ｔｉの場合、二元
系状態図から明らかなように、γ相の体積率が５０％以
下となり、この場合も常温における延性が低下し好まし
くない。従って、Ａｌ組成の範囲は４２原子％以上、５
０原子％以下の範囲が必要である。
％以上のＡｌ残部Ｔｉの合金はγ相単相合金となる。γ
相単相合金は室温伸びがほとんどなく実用材料として使
用することは困難である。Ｔｉ−Ａｌ二元系にはγ相と
平衡する相として２１原子％以上３６原子％以下のＡｌ
の組成を有するα2 相が存在する。γ相とα2 相からな
る二相状態にして、組織形態を等軸組織あるいは等軸組
織と層状組織（ラメラー組織）の混晶組織（Ｄｕｐｌｅ
ｘ組織）にすると、延性を発現することができる。Ａｌ
組成によってγ相とα2 相の相比を変化させることがで
きる。Ａｌ組成が４２原子％以下残部Ｔｉの場合、二元
系状態図から明らかなように、γ相の体積率が５０％以
下となり、この場合も常温における延性が低下し好まし
くない。従って、Ａｌ組成の範囲は４２原子％以上、５
０原子％以下の範囲が必要である。
【００１２】第三元素としてＮｂ，Ｔａ，Ｖを添加する
場合、これらの添加元素群はすべてＴｉに対してβ安定
化元素であり高温においては、α相（ｈｃｐ構造）、β
相（ｂｃｃ構造）、γ相（Ｌ１0 構造）が互いに平衡す
る。温度と共に、添加元素の組成によって相平衡状態は
変化する。
場合、これらの添加元素群はすべてＴｉに対してβ安定
化元素であり高温においては、α相（ｈｃｐ構造）、β
相（ｂｃｃ構造）、γ相（Ｌ１0 構造）が互いに平衡す
る。温度と共に、添加元素の組成によって相平衡状態は
変化する。
【００１３】ＴｉＡｌ基金属間化合物は従来のＴｉ合金
あるいはＴｉ3 Ａｌ金属間化合物を主構成相とする合金
に比較して、高温までクリープ変形しないといった優れ
たクリープ特性を有している。これは、金属間化合物の
中の原子の拡散が遅いということに加えて組織形態にも
大きく影響される。α2 相とγ相の層状組織を有するＴ
ｉＡｌ基金属間化合物はα2 相とγ相がそれぞれ等軸粒
となった組織よりもクリープ特性に優れている。これ
は、高温における変形が等軸粒の場合均質に起こり、動
的再結晶が容易なのに対して、層状組織は変形が層状組
織の面内で起こり変形が一方向に限定される。従って、
周りの結晶粒から拘束され変形が容易に進行しない。さ
らに、α2 ／γ層状組織はα2 相の（００１）面とγ相
の（１１１）面が整合しており、通常の結晶粒界と比較
して、層状組織が高温においても安定である。これらの
理由により、好ましくは５０％以上の体積率でα2 ／γ
層状組織を有するＴｉＡｌ基金属間化合物はクリープ特
性に優れている。さらに、各添加元素による固溶効果に
ついて以下に述べる。
あるいはＴｉ3 Ａｌ金属間化合物を主構成相とする合金
に比較して、高温までクリープ変形しないといった優れ
たクリープ特性を有している。これは、金属間化合物の
中の原子の拡散が遅いということに加えて組織形態にも
大きく影響される。α2 相とγ相の層状組織を有するＴ
ｉＡｌ基金属間化合物はα2 相とγ相がそれぞれ等軸粒
となった組織よりもクリープ特性に優れている。これ
は、高温における変形が等軸粒の場合均質に起こり、動
的再結晶が容易なのに対して、層状組織は変形が層状組
織の面内で起こり変形が一方向に限定される。従って、
周りの結晶粒から拘束され変形が容易に進行しない。さ
らに、α2 ／γ層状組織はα2 相の（００１）面とγ相
の（１１１）面が整合しており、通常の結晶粒界と比較
して、層状組織が高温においても安定である。これらの
理由により、好ましくは５０％以上の体積率でα2 ／γ
層状組織を有するＴｉＡｌ基金属間化合物はクリープ特
性に優れている。さらに、各添加元素による固溶効果に
ついて以下に述べる。
【００１４】Ｎｂ添加：α2 ／γ層状組織を有し、Ｎｂ
をα2 相とγ相に１原子％以上、１０原子％以下固溶さ
せるためには、Ｎｂを３原子％以上１０原子％以下添加
する必要がある。１２００℃におけるＴｉ−Ａｌ−Ｎｂ
三元系平衡状態図（図１）から、Ｎｂを３原子％以上１
０原子％、Ａｌが４２原子％から５０原子％、残部Ｔｉ
の場合、α2 ＋γ二相状態、高温においてα2 ＋β＋γ
三相状態になることが示されている。従って、Ｎｂを添
加した材料を熱処理することによって、α2 ／γ層状組
織を作りだすことができる。α＋β＋γ三相状態では、
α，β，γ相の各相間の化学ポテンシャルが拮抗し、各
相の再結晶核発生が同時に多数起こり、再結晶粒の粒成
長が抑制されることから、微細結晶粒を持つ、均質組織
となり、ＴｉＡｌ二元系合金に比較していずれの組織に
おいても常温における延性が改善される。Ｎｂが３％以
下の場合はＴｉ−Ａｌ二元系に比較して高温強度とクリ
ープ特性の向上に顕著な効果が認められない。１０％以
上Ｎｂを添加した場合、β相とγ相が主構成相となり、
α2 ／γ層状組織とならず、常温延性が低下すると共
に、高温強度も低下する。従って、Ｎｂの添加量は３％
以上１０％以下の範囲である。また、α2 相およびγ相
に固溶させることのできるＮｂの量は原子％で１０％以
下である。α2 相とγ相中に１原子％以下固溶させた場
合、固溶による高温強度、クリープ特性の改善効果が生
じない。
をα2 相とγ相に１原子％以上、１０原子％以下固溶さ
せるためには、Ｎｂを３原子％以上１０原子％以下添加
する必要がある。１２００℃におけるＴｉ−Ａｌ−Ｎｂ
三元系平衡状態図（図１）から、Ｎｂを３原子％以上１
０原子％、Ａｌが４２原子％から５０原子％、残部Ｔｉ
の場合、α2 ＋γ二相状態、高温においてα2 ＋β＋γ
三相状態になることが示されている。従って、Ｎｂを添
加した材料を熱処理することによって、α2 ／γ層状組
織を作りだすことができる。α＋β＋γ三相状態では、
α，β，γ相の各相間の化学ポテンシャルが拮抗し、各
相の再結晶核発生が同時に多数起こり、再結晶粒の粒成
長が抑制されることから、微細結晶粒を持つ、均質組織
となり、ＴｉＡｌ二元系合金に比較していずれの組織に
おいても常温における延性が改善される。Ｎｂが３％以
下の場合はＴｉ−Ａｌ二元系に比較して高温強度とクリ
ープ特性の向上に顕著な効果が認められない。１０％以
上Ｎｂを添加した場合、β相とγ相が主構成相となり、
α2 ／γ層状組織とならず、常温延性が低下すると共
に、高温強度も低下する。従って、Ｎｂの添加量は３％
以上１０％以下の範囲である。また、α2 相およびγ相
に固溶させることのできるＮｂの量は原子％で１０％以
下である。α2 相とγ相中に１原子％以下固溶させた場
合、固溶による高温強度、クリープ特性の改善効果が生
じない。
【００１５】平衡状態図においてはα＋β＋γ三相領域
ではＮｂがα相中に１０原子％、β相中に１５原子％、
γ相中に１５原子％固溶することが示されているが、通
常のプロセスにおいては実現されない。本発明の組成の
ＴｉＡｌＮｂは１４００℃以上の高温においてβ相が主
要構成相となり、Ｎｂは金属間化合物相であるα2 相と
γ相中には容易に拡散せず、金属間化合物でないβ相中
に偏析する。従って、溶解鋳造の状態においてはＮｂ原
子はβ相中に固溶し、α2 相とγ相にはわずかしか固溶
していない。溶解鋳造後、各相中の固溶量を調整するた
めに、α相、β相、γ相のうち二相または三相が共存す
る温度領域に保持する熱処理を行うことによって、Ｎｂ
原子はβ相からα相とγ相中へ拡散し、α相とγ相に固
溶させることができる。平衡状態図に示される固溶度は
Ｎｂ元素の固溶限であり、固溶限以上のＮｂはα相ある
いはγ相中に固溶しない。
ではＮｂがα相中に１０原子％、β相中に１５原子％、
γ相中に１５原子％固溶することが示されているが、通
常のプロセスにおいては実現されない。本発明の組成の
ＴｉＡｌＮｂは１４００℃以上の高温においてβ相が主
要構成相となり、Ｎｂは金属間化合物相であるα2 相と
γ相中には容易に拡散せず、金属間化合物でないβ相中
に偏析する。従って、溶解鋳造の状態においてはＮｂ原
子はβ相中に固溶し、α2 相とγ相にはわずかしか固溶
していない。溶解鋳造後、各相中の固溶量を調整するた
めに、α相、β相、γ相のうち二相または三相が共存す
る温度領域に保持する熱処理を行うことによって、Ｎｂ
原子はβ相からα相とγ相中へ拡散し、α相とγ相に固
溶させることができる。平衡状態図に示される固溶度は
Ｎｂ元素の固溶限であり、固溶限以上のＮｂはα相ある
いはγ相中に固溶しない。
【００１６】図２にＴｉ−４３at％Ａｌ−８at％Ｎｂ組
成の７２７℃から１５２７℃までの各相の体積率の変化
を示す。溶解後、二相あるいは三相が共存する領域で好
ましくは５０％以上の加工熱処理を行うことによって、
動的再結晶を起こさせ、組織の微細化を行った後、α相
とγ相中にＮｂ原子を固溶させるために、二相あるいは
三相領域の温度で保持する。この熱処理によりＮｂ原子
は偏析しているβ相からα相およびγ相へ拡散する。α
相とγ相中の固溶量は熱処理温度、時間によって制御で
きる。
成の７２７℃から１５２７℃までの各相の体積率の変化
を示す。溶解後、二相あるいは三相が共存する領域で好
ましくは５０％以上の加工熱処理を行うことによって、
動的再結晶を起こさせ、組織の微細化を行った後、α相
とγ相中にＮｂ原子を固溶させるために、二相あるいは
三相領域の温度で保持する。この熱処理によりＮｂ原子
は偏析しているβ相からα相およびγ相へ拡散する。α
相とγ相中の固溶量は熱処理温度、時間によって制御で
きる。
【００１７】固溶させたＮｂは置換型元素としてＴｉ原
子あるいはわずかにＡｌ原子と置き換わり、α2 相中
（Ｄ０19構造）とγ相中（Ｌ１1 構造）の結晶格子を歪
ませる働きをする。室温および高温において、金属間化
合物ＴｉＡｌの変形は転位の活動によって支配されてい
る。Ｎｂ原子の固溶効果は、結晶格子がＮｂ元素によっ
て置き換わり、溶質原子が転位を固着するコットレル効
果が生じ、転位の動きを妨げる。Ｎｂ添加量（原子％）
と引張強度(MPa）の関係を図３に示す。Ｎｂ原子の固溶
による強化機構により、常温において、引張強度は３原
子％から７原子％まで増加し、７原子％においてピーク
を持ち、それ以上のＮｂ組成において減少する。高温
（１０００℃）においても引張強度は３原子％Ｎｂから
７原子％Ｎｂまで、直線的に増加し、ピークを持つ。従
って、固溶効果が顕著になる組成範囲としては、Ｎｂ３
原子％以上１０原子％以下である。好ましくは５原子％
以上９原子％以下である。高温においては組織が安定
し、高温強度に優れている材料はクリープ強度にも優れ
ており両者の間には相関関係がある。
子あるいはわずかにＡｌ原子と置き換わり、α2 相中
（Ｄ０19構造）とγ相中（Ｌ１1 構造）の結晶格子を歪
ませる働きをする。室温および高温において、金属間化
合物ＴｉＡｌの変形は転位の活動によって支配されてい
る。Ｎｂ原子の固溶効果は、結晶格子がＮｂ元素によっ
て置き換わり、溶質原子が転位を固着するコットレル効
果が生じ、転位の動きを妨げる。Ｎｂ添加量（原子％）
と引張強度(MPa）の関係を図３に示す。Ｎｂ原子の固溶
による強化機構により、常温において、引張強度は３原
子％から７原子％まで増加し、７原子％においてピーク
を持ち、それ以上のＮｂ組成において減少する。高温
（１０００℃）においても引張強度は３原子％Ｎｂから
７原子％Ｎｂまで、直線的に増加し、ピークを持つ。従
って、固溶効果が顕著になる組成範囲としては、Ｎｂ３
原子％以上１０原子％以下である。好ましくは５原子％
以上９原子％以下である。高温においては組織が安定
し、高温強度に優れている材料はクリープ強度にも優れ
ており両者の間には相関関係がある。
【００１８】Ｔａ添加：α2 ／γ層状組織を有し、Ｔａ
をα2 相とγ相に１原子％以上、１０原子％以下固溶さ
せるためには、Ｔａを３原子％以上１０原子％以下添加
する必要がある。Ｔａを３％以上１０％以下添加した場
合、Ｔｉ−Ａｌ−Ｔａ三元系平衡状態図から、α2 ＋γ
二相状態、α2 ＋β＋γ三相状態になることが示されて
いる。従って、α2 ／γ層状組織を熱処理によって作る
ことができる。１１００℃平衡状態図においてはα＋β
＋γ三相領域においてＴａがα相中に９原子％、β相中
に１４原子％、γ相中に８原子％固溶できることが示さ
れているが、通常のプロセスにおいては実現されない。
本発明の組成のＴｉＡｌＴａは１４００℃以上の高温に
おいてβ相が主要構成相となり、Ｔａは金属間化合物相
であるα2 相とγ相中には容易に拡散せず、金属間化合
物でないｂｃｃ構造のβ相中に偏析する。従って、溶解
鋳造の状態においてはＴａ原子はβ相に固溶し、α2 相
とγ相にはわずかしか固溶しない。溶解鋳造後、各相中
の固溶量を調整するために、α相、β相、γ相のうち二
相または三相が共存する温度領域に保持する熱処理を行
うことによって、Ｔａ原子はβ相からα相とγ相中へ拡
散し、α相とγ相に固溶させることができる。Ｔａが３
％以下の場合はＴｉ−Ａｌ二元系に比較して顕著な効果
が認められない。１０％以上Ｔａを添加した場合、β相
とγ相が主構成相となり、高温強度が劣化する。１０原
子％以上のＴａ添加は常温における延性の低下を招く。
従って、Ｔａ添加量としては３原子％以上１０原子％以
下である。従って、α2 相およびγ相に固溶させること
のできるＴａの量は原子％で１０％以下である。α2 相
とγ相中に１原子％以下固溶させた場合、固溶による高
温強度、クリープ特性の改善効果が生じない。
をα2 相とγ相に１原子％以上、１０原子％以下固溶さ
せるためには、Ｔａを３原子％以上１０原子％以下添加
する必要がある。Ｔａを３％以上１０％以下添加した場
合、Ｔｉ−Ａｌ−Ｔａ三元系平衡状態図から、α2 ＋γ
二相状態、α2 ＋β＋γ三相状態になることが示されて
いる。従って、α2 ／γ層状組織を熱処理によって作る
ことができる。１１００℃平衡状態図においてはα＋β
＋γ三相領域においてＴａがα相中に９原子％、β相中
に１４原子％、γ相中に８原子％固溶できることが示さ
れているが、通常のプロセスにおいては実現されない。
本発明の組成のＴｉＡｌＴａは１４００℃以上の高温に
おいてβ相が主要構成相となり、Ｔａは金属間化合物相
であるα2 相とγ相中には容易に拡散せず、金属間化合
物でないｂｃｃ構造のβ相中に偏析する。従って、溶解
鋳造の状態においてはＴａ原子はβ相に固溶し、α2 相
とγ相にはわずかしか固溶しない。溶解鋳造後、各相中
の固溶量を調整するために、α相、β相、γ相のうち二
相または三相が共存する温度領域に保持する熱処理を行
うことによって、Ｔａ原子はβ相からα相とγ相中へ拡
散し、α相とγ相に固溶させることができる。Ｔａが３
％以下の場合はＴｉ−Ａｌ二元系に比較して顕著な効果
が認められない。１０％以上Ｔａを添加した場合、β相
とγ相が主構成相となり、高温強度が劣化する。１０原
子％以上のＴａ添加は常温における延性の低下を招く。
従って、Ｔａ添加量としては３原子％以上１０原子％以
下である。従って、α2 相およびγ相に固溶させること
のできるＴａの量は原子％で１０％以下である。α2 相
とγ相中に１原子％以下固溶させた場合、固溶による高
温強度、クリープ特性の改善効果が生じない。
【００１９】Ｖ添加：α2 ／γ層状組織を有し、Ｖをα
2 相とγ相に１原子％以上、１０原子％以下固溶させる
ためには、Ｖを３原子％以上１０原子％以下添加する必
要がある。Ｖを３％以上１０％以下添加した場合、Ｔｉ
−Ａｌ−Ｖ三元系平衡状態図から、α2 ＋γ二相状態、
α2 ＋β＋γ三相状態になることが示されている。従っ
て、α2 ／γ層状組織を熱処理によって作ることができ
る。１０００℃平衡状態図においてはα＋β＋γ三相領
域においてＶがα相中に８原子％、β相中に１７原子
％、γ相中に７原子％固溶できることが示されている
が、通常のプロセスにおいては実現されない。本発明の
組成のＴｉＡｌＶは１４００℃以上の高温においてβ相
が主要構成相となり、Ｖは金属間化合物相であるα2 相
とγ相中には容易に拡散せず、金属間化合物でないｂｃ
ｃ構造のβ相中に偏析する。従って、溶解鋳造の状態に
おいてはＶ原子はβ相に固溶し、α2 相とγ相にはわず
かしか固溶しない。溶解鋳造後、固溶量を調整するため
に、α相、β相、γ相のうち二相または三相が共存する
温度領域に保持する熱処理を行うことによって、Ｖ原子
はβ相からα相とγ相中へ拡散し、α相とγ相に固溶さ
せることができる。Ｖが３％以下の場合はＴｉ−Ａｌ二
元系に比較して顕著な効果が認められない。１０％以上
Ｖを添加した場合、β相とγ相が主構成相となり、高温
強度が劣化する。１０原子％以上のＶ添加は常温におけ
る延性の低下を招く。従って、Ｖ添加量としては３原子
％以上１０原子％以下である。従って、α2 相およびγ
相に固溶させることのできるＶ量は原子％で１０％以下
である。α2 相とγ相中に１原子％以下固溶させた場
合、固溶による高温強度、クリープ特性の改善効果が生
じない。
2 相とγ相に１原子％以上、１０原子％以下固溶させる
ためには、Ｖを３原子％以上１０原子％以下添加する必
要がある。Ｖを３％以上１０％以下添加した場合、Ｔｉ
−Ａｌ−Ｖ三元系平衡状態図から、α2 ＋γ二相状態、
α2 ＋β＋γ三相状態になることが示されている。従っ
て、α2 ／γ層状組織を熱処理によって作ることができ
る。１０００℃平衡状態図においてはα＋β＋γ三相領
域においてＶがα相中に８原子％、β相中に１７原子
％、γ相中に７原子％固溶できることが示されている
が、通常のプロセスにおいては実現されない。本発明の
組成のＴｉＡｌＶは１４００℃以上の高温においてβ相
が主要構成相となり、Ｖは金属間化合物相であるα2 相
とγ相中には容易に拡散せず、金属間化合物でないｂｃ
ｃ構造のβ相中に偏析する。従って、溶解鋳造の状態に
おいてはＶ原子はβ相に固溶し、α2 相とγ相にはわず
かしか固溶しない。溶解鋳造後、固溶量を調整するため
に、α相、β相、γ相のうち二相または三相が共存する
温度領域に保持する熱処理を行うことによって、Ｖ原子
はβ相からα相とγ相中へ拡散し、α相とγ相に固溶さ
せることができる。Ｖが３％以下の場合はＴｉ−Ａｌ二
元系に比較して顕著な効果が認められない。１０％以上
Ｖを添加した場合、β相とγ相が主構成相となり、高温
強度が劣化する。１０原子％以上のＶ添加は常温におけ
る延性の低下を招く。従って、Ｖ添加量としては３原子
％以上１０原子％以下である。従って、α2 相およびγ
相に固溶させることのできるＶ量は原子％で１０％以下
である。α2 相とγ相中に１原子％以下固溶させた場
合、固溶による高温強度、クリープ特性の改善効果が生
じない。
【００２０】組成、相、組織を制御し、Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ
をα相あるいはγ相中に固溶させ層状組織を強化した合
金を得るためには、製造方法を規定しなければならな
い。すなわち、上記の組成を有する合金を溶解・鋳造す
る工程と組織制御を行う工程が必要である。溶解に際し
ては、Ｔｉが活性な金属であることから、溶解法が限定
され、真空アーク溶解、プラズマアーク溶解、反応を抑
えた坩堝を用いた高周波誘導溶解等がある。溶解法だけ
でなく、要素粉末法のような粉末を混合し燃焼させる方
法によってもＴｉＡｌ基金属間化合物の製造が可能であ
る。
をα相あるいはγ相中に固溶させ層状組織を強化した合
金を得るためには、製造方法を規定しなければならな
い。すなわち、上記の組成を有する合金を溶解・鋳造す
る工程と組織制御を行う工程が必要である。溶解に際し
ては、Ｔｉが活性な金属であることから、溶解法が限定
され、真空アーク溶解、プラズマアーク溶解、反応を抑
えた坩堝を用いた高周波誘導溶解等がある。溶解法だけ
でなく、要素粉末法のような粉末を混合し燃焼させる方
法によってもＴｉＡｌ基金属間化合物の製造が可能であ
る。
【００２１】第三元素であるＮｂ，Ｔａ，Ｖを金属間化
合物であるα2 相とγ相中に固溶させるためには、溶融
状態で均質な液体であることが望ましい。Ｎｂ，Ｔａは
高融点金属であり、融点はそれぞれＮｂ（２４６８
℃）、Ｔａ（２９９６℃）であり、Ｔｉ（１６７０
℃）、Ａｌ（６６０℃）と比較して非常に高温である。
このため、Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系あるいはＴｉ−Ａｌ−Ｔ
ａ系合金を溶解する場合、単純に各元素を秤量し、同時
に溶解する手法では、高融点金属の未溶解部分が観察さ
れることがある。この問題を解決し、均質な溶融状態を
得るためには、溶解原料としてＴｉ−Ｎｂ，Ｔｉ−Ｔａ
母合金を予めプラズマアーク溶解等の溶解法を用いて溶
製する。予め溶解し融点を調節した母合金を用い、本発
明の組成範囲の合金を溶解によって製造する。以上のプ
ロセスによって均質な合金を製造することができる。
合物であるα2 相とγ相中に固溶させるためには、溶融
状態で均質な液体であることが望ましい。Ｎｂ，Ｔａは
高融点金属であり、融点はそれぞれＮｂ（２４６８
℃）、Ｔａ（２９９６℃）であり、Ｔｉ（１６７０
℃）、Ａｌ（６６０℃）と比較して非常に高温である。
このため、Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ系あるいはＴｉ−Ａｌ−Ｔ
ａ系合金を溶解する場合、単純に各元素を秤量し、同時
に溶解する手法では、高融点金属の未溶解部分が観察さ
れることがある。この問題を解決し、均質な溶融状態を
得るためには、溶解原料としてＴｉ−Ｎｂ，Ｔｉ−Ｔａ
母合金を予めプラズマアーク溶解等の溶解法を用いて溶
製する。予め溶解し融点を調節した母合金を用い、本発
明の組成範囲の合金を溶解によって製造する。以上のプ
ロセスによって均質な合金を製造することができる。
【００２２】溶解鋳造した合金には鋳造欠陥あるいは成
分の偏析が内在しており、機械的性質も十分ではない。
Ｎｂ，Ｔａ，Ｖをα相とγ相中に固溶させ、層状組織を
強化したＴｉＡｌ基金属間化合物を製造するためには以
下のプロセスが不可欠である。第３元素の固溶度を調整
するためには、α相、β相、γ相のうち二相または三相
が共存する温度領域に保持する熱処理を行うことによっ
て、第３元素であるＮｂ，ＴａあるいはＶをα相とγ相
中に拡散させ固溶させる。固溶度は熱処理温度と保持時
間を変化させることによって制御することが可能であ
る。固溶度を調整した熱処理の後、α→α2 の変態点以
下かつ８００℃以上の温度に毎秒１０℃以下の速度で冷
却した後徐冷することによって得ることができる。α
相、β相、γ相が単相状態の温度範囲では、α相、β
相、γ相それぞれの再結晶、粒成長が急速に起こり、微
細結晶粒を得ることができない。従って、α相、β相、
γ相のうち二相または三相が共存する温度領域に保持す
る必要がある。好ましくはα＋β＋γ三相領域において
熱処理することによって、より微細な組織を得ることが
できる。好ましくはα相、β相、γ相のうち二相または
三相が共存する温度領域において５０％以上の加工熱処
理を施すことによって、動的再結晶が起こりより短時間
で微細結晶組織を得ることができる。
分の偏析が内在しており、機械的性質も十分ではない。
Ｎｂ，Ｔａ，Ｖをα相とγ相中に固溶させ、層状組織を
強化したＴｉＡｌ基金属間化合物を製造するためには以
下のプロセスが不可欠である。第３元素の固溶度を調整
するためには、α相、β相、γ相のうち二相または三相
が共存する温度領域に保持する熱処理を行うことによっ
て、第３元素であるＮｂ，ＴａあるいはＶをα相とγ相
中に拡散させ固溶させる。固溶度は熱処理温度と保持時
間を変化させることによって制御することが可能であ
る。固溶度を調整した熱処理の後、α→α2 の変態点以
下かつ８００℃以上の温度に毎秒１０℃以下の速度で冷
却した後徐冷することによって得ることができる。α
相、β相、γ相が単相状態の温度範囲では、α相、β
相、γ相それぞれの再結晶、粒成長が急速に起こり、微
細結晶粒を得ることができない。従って、α相、β相、
γ相のうち二相または三相が共存する温度領域に保持す
る必要がある。好ましくはα＋β＋γ三相領域において
熱処理することによって、より微細な組織を得ることが
できる。好ましくはα相、β相、γ相のうち二相または
三相が共存する温度領域において５０％以上の加工熱処
理を施すことによって、動的再結晶が起こりより短時間
で微細結晶組織を得ることができる。
【００２３】加工熱処理は恒温鍛造、熱間押出、あるい
は熱間圧延によって行うことができる。加工度が５０％
に満たない場合は、動的再結晶が部分的であり、均質な
組織が得られない。均質な組織が得られない場合、室温
における延性が低下する。加工熱処理には歪速度と温度
が重要である。加工温度については、各組成の温度に関
する各相の体積率変化を示す状態図（例えば図２）にお
いて、α＋γ二相領域、あるいはα＋β＋γ三相領域を
示す温度範囲に限定される。歪速度は、１×１０-1／ｓ
より速い歪速度の場合、動的再結晶が十分に起こらず得
られた組織が不均質になる。１×１０-5／ｓより遅い歪
速度での変形は実用的でない。従って、歪速度としては
１×１０-5／ｓ以上であり、１×１０-1／ｓ以下の範囲
が好ましい。加工を伴わず熱処理のみによっても結晶粒
径と固溶量の制御は可能である。熱処理温度は加工熱処
理温度と同様に限定することができ、熱処理時間は第３
元素のα相中およびγ相中の拡散速度から好ましくは１
時間以上必要である。
は熱間圧延によって行うことができる。加工度が５０％
に満たない場合は、動的再結晶が部分的であり、均質な
組織が得られない。均質な組織が得られない場合、室温
における延性が低下する。加工熱処理には歪速度と温度
が重要である。加工温度については、各組成の温度に関
する各相の体積率変化を示す状態図（例えば図２）にお
いて、α＋γ二相領域、あるいはα＋β＋γ三相領域を
示す温度範囲に限定される。歪速度は、１×１０-1／ｓ
より速い歪速度の場合、動的再結晶が十分に起こらず得
られた組織が不均質になる。１×１０-5／ｓより遅い歪
速度での変形は実用的でない。従って、歪速度としては
１×１０-5／ｓ以上であり、１×１０-1／ｓ以下の範囲
が好ましい。加工を伴わず熱処理のみによっても結晶粒
径と固溶量の制御は可能である。熱処理温度は加工熱処
理温度と同様に限定することができ、熱処理時間は第３
元素のα相中およびγ相中の拡散速度から好ましくは１
時間以上必要である。
【００２４】α2 ／γ層状組織を有するＴｉＡｌ基金属
間化合物は、α→α2 変態点以下８００℃以上の温度に
毎秒１０℃以下の速度で急冷し、１時間以上保持した後
徐冷することによって実現できる。α−α2 変態点以下
の温度に急冷することによって、α→α2 変態が起こ
り、α2 ／γ相からなる層状組織を形成する。α→α2
変態においては冷却速度が重要であり、毎秒１０℃より
速い冷却速度の場合、α相あるいはβ相が室温まで凍結
され、層状組織が形成されない。α相あるいはβ相がγ
相と混合結晶粒組織となった場合、高温における強度を
劣化させ、クリープ強度を低下させる。α→α2 変態点
以下の温度に１時間以上保持することによって、Ｎｂ，
Ｔａ，Ｖを固溶させた状態で層状組織が得られる。しか
しながら、α→α2 変態点以下の温度では拡散速度が十
分でなく、平衡状態に到達することはより困難である。
各相中の第３元素（Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ）の拡散係数が異な
るため、熱処理時間を制御することによってα相、γ相
中への第３元素（Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ）の固溶量を制御する
ことができる。
間化合物は、α→α2 変態点以下８００℃以上の温度に
毎秒１０℃以下の速度で急冷し、１時間以上保持した後
徐冷することによって実現できる。α−α2 変態点以下
の温度に急冷することによって、α→α2 変態が起こ
り、α2 ／γ相からなる層状組織を形成する。α→α2
変態においては冷却速度が重要であり、毎秒１０℃より
速い冷却速度の場合、α相あるいはβ相が室温まで凍結
され、層状組織が形成されない。α相あるいはβ相がγ
相と混合結晶粒組織となった場合、高温における強度を
劣化させ、クリープ強度を低下させる。α→α2 変態点
以下の温度に１時間以上保持することによって、Ｎｂ，
Ｔａ，Ｖを固溶させた状態で層状組織が得られる。しか
しながら、α→α2 変態点以下の温度では拡散速度が十
分でなく、平衡状態に到達することはより困難である。
各相中の第３元素（Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ）の拡散係数が異な
るため、熱処理時間を制御することによってα相、γ相
中への第３元素（Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ）の固溶量を制御する
ことができる。
【００２５】
【実施例】表１の組成を持つ金属間化合物をプラズマア
ーク溶解によって溶製しインゴットを得た。Ｎｂ添加、
Ｔａ添加については、予めＴｉ−４０wt％Ｎｂ、Ｔｉ−
４０wt％Ｔａの母合金をプラズマアーク溶解によって溶
製し、母合金とした。母合金をチップ状に加工し、所望
の組成を秤量し溶解原料とした。溶解はプラズマアーク
溶解によって行い直径７０mm、長さ３００mmのインゴッ
トを得た。インゴットをＨＩＰ処理した後、恒温鍛造に
よって組織制御を行った。組織制御材から最適組織を得
るための熱処理条件を検討し、それぞれ熱処理した後、
丸棒引張試験片（ゲージ部４φ×２０mm）を放電加工、
旋盤加工によって作製した。引張試験はインストロン型
引張試験機を用い、初期歪速度１×１０-3／ｓの条件で
行った。室温破断伸びについては、歪ゲージによる測
定、突き合わせによる破断伸びの測定を行った。１００
０℃における機械的特性は、室温引張試験と同一条件プ
ロセスで作製した試料を用い、真空中において歪速度１
×１０-3／ｓの条件で行った。
ーク溶解によって溶製しインゴットを得た。Ｎｂ添加、
Ｔａ添加については、予めＴｉ−４０wt％Ｎｂ、Ｔｉ−
４０wt％Ｔａの母合金をプラズマアーク溶解によって溶
製し、母合金とした。母合金をチップ状に加工し、所望
の組成を秤量し溶解原料とした。溶解はプラズマアーク
溶解によって行い直径７０mm、長さ３００mmのインゴッ
トを得た。インゴットをＨＩＰ処理した後、恒温鍛造に
よって組織制御を行った。組織制御材から最適組織を得
るための熱処理条件を検討し、それぞれ熱処理した後、
丸棒引張試験片（ゲージ部４φ×２０mm）を放電加工、
旋盤加工によって作製した。引張試験はインストロン型
引張試験機を用い、初期歪速度１×１０-3／ｓの条件で
行った。室温破断伸びについては、歪ゲージによる測
定、突き合わせによる破断伸びの測定を行った。１００
０℃における機械的特性は、室温引張試験と同一条件プ
ロセスで作製した試料を用い、真空中において歪速度１
×１０-3／ｓの条件で行った。
【００２６】クリープ試験は７７７℃、８２７℃、８７
７℃の３水準で行い、８０MPa から３００MPa の応力水
準から３水準を選択し、真空中、一定加荷重下のクリー
プ試験を行った。時間（ｔ）と歪（ε）曲線が直接測定
でき、ｔ−ε曲線から歪速度（ε：歪を時間で微分した
量）を求めることができる。従って、時間（ｔ）・歪速
度（ε）曲線、歪（ε）・歪速度（ε）曲線から最小歪
速度（εmin)を求めることが可能である。最小歪速度を
示す時間、歪は通常のクリープ曲線（ｔ−ε）において
定常クリープ状態に対応しており、材料のクリープ寿命
を推定することが可能である。
７℃の３水準で行い、８０MPa から３００MPa の応力水
準から３水準を選択し、真空中、一定加荷重下のクリー
プ試験を行った。時間（ｔ）と歪（ε）曲線が直接測定
でき、ｔ−ε曲線から歪速度（ε：歪を時間で微分した
量）を求めることができる。従って、時間（ｔ）・歪速
度（ε）曲線、歪（ε）・歪速度（ε）曲線から最小歪
速度（εmin)を求めることが可能である。最小歪速度を
示す時間、歪は通常のクリープ曲線（ｔ−ε）において
定常クリープ状態に対応しており、材料のクリープ寿命
を推定することが可能である。
【００２７】表１に実施例の化学組成、加工熱処理条
件、最終熱処理条件、組織形態、各相の体積率第３元素
の固溶度を示している。組織形態は最終熱処理材から試
料を採取し、光学顕微鏡によって組織観察を行って判定
した。各相の体積率は、Ｘ線回折パターンの強度比から
推定した。第３元素の各相中の固溶度はＥＰＭＡ（elec
tron probe micro-analizer ）によって、各結晶粒内の
第３元素量を分析することによって得た。微細な層状組
織の場合、α2 相の幅が非常に狭く（数μｍ以下）ＥＰ
ＭＡによる第３元素の組成分析が行えなかった。表２に
比較例の化学組成、加工熱処理条件、最終熱処理条件、
組織形態、各相の体積率第３元素の固溶度を示してい
る。表３に実施例の試料について、室温における強度(M
Pa）および伸び（％）、１０００℃における強度(MPa）
および伸び（％）、さらに、８２７℃、２００MPa 荷重
をかけた場合の最小クリープ速度を示す。本発明合金は
室温において１．０％以上の伸び、１０００℃において
も比較合金に比べて高い強度を示す。表４は比較例の試
料について、室温における強度(MPa）および伸び
（％）、１０００℃における強度(MPa）および伸び
（％）。さらに、８２７℃、２００ＰＭａ荷重をかけた
場合の最小クリープ速度を示す。
件、最終熱処理条件、組織形態、各相の体積率第３元素
の固溶度を示している。組織形態は最終熱処理材から試
料を採取し、光学顕微鏡によって組織観察を行って判定
した。各相の体積率は、Ｘ線回折パターンの強度比から
推定した。第３元素の各相中の固溶度はＥＰＭＡ（elec
tron probe micro-analizer ）によって、各結晶粒内の
第３元素量を分析することによって得た。微細な層状組
織の場合、α2 相の幅が非常に狭く（数μｍ以下）ＥＰ
ＭＡによる第３元素の組成分析が行えなかった。表２に
比較例の化学組成、加工熱処理条件、最終熱処理条件、
組織形態、各相の体積率第３元素の固溶度を示してい
る。表３に実施例の試料について、室温における強度(M
Pa）および伸び（％）、１０００℃における強度(MPa）
および伸び（％）、さらに、８２７℃、２００MPa 荷重
をかけた場合の最小クリープ速度を示す。本発明合金は
室温において１．０％以上の伸び、１０００℃において
も比較合金に比べて高い強度を示す。表４は比較例の試
料について、室温における強度(MPa）および伸び
（％）、１０００℃における強度(MPa）および伸び
（％）。さらに、８２７℃、２００ＰＭａ荷重をかけた
場合の最小クリープ速度を示す。
【００２８】表３，４から、本発明合金と比較例を比較
すると、８２７℃、２００MPa 、荷重時の最小クリープ
速度は６０分の１から２分の１になっており、比較例合
金に比べて耐クリープ特性に優れている。表５に実施例
６の７７７℃（２５０，３００，３５０MPa)、８２７℃
（１５０，２００，２３０MPa)、８７７℃（１００，１
５０，１８０MPa)の実験条件でクリープ試験を行った結
果得られた、最小クリープ速度を示す。図４は実施例６
の最小クリープ速度を荷重に対して両対数グラフにプロ
ットしたものであり、各温度について直線関係が成立す
る。従って、本発明のＴｉＡｌ基金属間化合物は金属の
クリープで使われているＤｏｒｎの式に伴う。
すると、８２７℃、２００MPa 、荷重時の最小クリープ
速度は６０分の１から２分の１になっており、比較例合
金に比べて耐クリープ特性に優れている。表５に実施例
６の７７７℃（２５０，３００，３５０MPa)、８２７℃
（１５０，２００，２３０MPa)、８７７℃（１００，１
５０，１８０MPa)の実験条件でクリープ試験を行った結
果得られた、最小クリープ速度を示す。図４は実施例６
の最小クリープ速度を荷重に対して両対数グラフにプロ
ットしたものであり、各温度について直線関係が成立す
る。従って、本発明のＴｉＡｌ基金属間化合物は金属の
クリープで使われているＤｏｒｎの式に伴う。
【００２９】
【数１】 式（１）より最小クリープ速度を異なった応力、温度に
おいて予測することが可能である。
おいて予測することが可能である。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】
【表５】
【００３５】
【発明の効果】以上の本発明のＮｂ，Ｖ，Ｔａを単独あ
るいは複合固溶したＴｉＡｌ基金属間化合物は、延性お
よび高温強度特性に優れており、さらに、実用上特に重
要である高温におけるクリープ特性が従来の合金に比較
して３倍以上改善された。ＴｉＡｌ基合金は従来使用さ
れている金属よりもクリープ特性が優れていることが知
られていたが、本発明により、さらに、従来のＴｉＡｌ
基金属間化合物よりも高温における強度とクリープ特性
に優れており、室温から高温域まで機械部品材料として
信頼性の高い材料を提供することができる。
るいは複合固溶したＴｉＡｌ基金属間化合物は、延性お
よび高温強度特性に優れており、さらに、実用上特に重
要である高温におけるクリープ特性が従来の合金に比較
して３倍以上改善された。ＴｉＡｌ基合金は従来使用さ
れている金属よりもクリープ特性が優れていることが知
られていたが、本発明により、さらに、従来のＴｉＡｌ
基金属間化合物よりも高温における強度とクリープ特性
に優れており、室温から高温域まで機械部品材料として
信頼性の高い材料を提供することができる。
【図１】１２００℃におけるＴｉ−Ａｌ−Ｎｂ平衡状態
図（等軸断面図）、本発明の組成範囲を斜線で示す。
図（等軸断面図）、本発明の組成範囲を斜線で示す。
【図２】Ｔｉ−４３at％Ａｌ−８at％Ｎｂ組成について
各相（α2 ，α，β，γ）の体積率の温度変化を示す。
二相あるいは三相共存する温度領域において加工熱処理
および熱処理を行うことにより、β相中のＮｂがα相と
γ相中に拡散し固溶する。
各相（α2 ，α，β，γ）の体積率の温度変化を示す。
二相あるいは三相共存する温度領域において加工熱処理
および熱処理を行うことにより、β相中のＮｂがα相と
γ相中に拡散し固溶する。
【図３】室温における降伏強度、１０００℃における強
度に及ぼすＮｂ添加量（原子％）の影響。
度に及ぼすＮｂ添加量（原子％）の影響。
【図４】Ｔｉ−４７．５at％Ａｌ−３．１at％Ｎｂの７
７７℃（２５０，３００，３５０MPa)、８２７℃（１５
０，２００，２３０MPa)、８７７℃（１００，１５０，
１８０MPa)クリープ試験によって得られた最小クリープ
速度とクリープ荷重の関係を示す。各温度において直線
関係になる。
７７℃（２５０，３００，３５０MPa)、８２７℃（１５
０，２００，２３０MPa)、８７７℃（１００，１５０，
１８０MPa)クリープ試験によって得られた最小クリープ
速度とクリープ荷重の関係を示す。各温度において直線
関係になる。
Claims (4)
- 【請求項１】 原子％でＡｌ４２％から５０％、Ｎｂ，
Ｔａ，Ｖのうち少なくとも１種を原子％で３％以上１０
％以下、残部がＴｉを基本とする化学組成を有するＴｉ
Ａｌ基金属間化合物において、α相とγ相中にＮｂ，Ｔ
ａ，Ｖのうち少なくとも１種の元素を１原子％以上、１
０原子％以下の量を固溶させ、等軸粒組織と層状組織を
強化したことを特徴とする、常温における延性と高温に
おける強度および耐クリープ特性に優れたＴｉＡｌ基金
属間化合物。 - 【請求項２】 原子％でＡｌ４２％から５０％、Ｎｂを
原子％で３％以上１０％以下、残部がＴｉを基本とする
化学組成を有するＴｉＡｌ基金属間化合物において、Ｎ
ｂがα相中に原子濃度で１から８％、γ相中に原子濃度
で１から１０％固溶させ、等軸粒組織と層状組織を強化
したことを特徴とする、常温における延性と高温強度に
おける強度および耐クリープ特性に優れたＴｉＡｌ基金
属間化合物。 - 【請求項３】 原子％でＡｌ４２％から５０％、Ｎｂ，
Ｔａ，Ｖのうち少なくとも１種を原子％で３％以上１０
％以下、残部がＴｉを基本とする化学組成を有するＴｉ
Ａｌ基金属間化合物の製造方法において、溶解・鋳造
後、各相中の固溶量を調整するために、α相、β相、γ
相のうち二相または三相が共存する温度領域に保持する
熱処理を行った後、α→α2 変態点以下、８００℃以上
の温度に毎秒１０℃以下の速度で冷却した後徐冷するこ
とを特徴とする、常温における延性と高温強度における
強度および耐クリープ特性に優れたＴｉＡｌ基金属間化
合物の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３記載の製造方法において、溶解
原料としてＴｉ−ＮｂあるいはＴｉ−Ｔａの母合金を予
め溶解によって溶製し、母合金を用いて請求項１又は２
記載の化学組成範囲の合金を溶解によって製造すること
を特徴とするＴｉＡｌ基金属間化合物の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8815795A JPH08283890A (ja) | 1995-04-13 | 1995-04-13 | 耐クリープ特性に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8815795A JPH08283890A (ja) | 1995-04-13 | 1995-04-13 | 耐クリープ特性に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08283890A true JPH08283890A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=13935096
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8815795A Pending JPH08283890A (ja) | 1995-04-13 | 1995-04-13 | 耐クリープ特性に優れたＴｉＡｌ基金属間化合物とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08283890A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999009228A1 (de) * | 1997-08-19 | 1999-02-25 | Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh | Legierung auf der basis von titanaluminiden |
| JPH11241131A (ja) * | 1997-12-18 | 1999-09-07 | Soc Natl Etud Constr Mot Aviat <Snecma> | 高弾性限界および高耐クリープ強度を有するＴｉ２ＡｌＮｂ型のチタンを主成分とする金属間合金 |
| JP2002533569A (ja) * | 1998-12-23 | 2002-10-08 | ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション | ダイカストチタン合金部材 |
| WO2016072434A1 (ja) * | 2014-11-04 | 2016-05-12 | 株式会社神戸製鋼所 | Ａｌ－Ｎｂ－Ｔｉ系合金の脱酸方法 |
| JP2016166418A (ja) * | 2015-03-09 | 2016-09-15 | ライストリッツ タービンテクニック ゲーエムベーハー | α＋γチタンアルミナイド合金から、往復ピストンエンジン及びガスタービン、特に航空エンジン用の高耐応力特性の部品を製造する方法 |
| JP2016183403A (ja) * | 2014-11-04 | 2016-10-20 | 株式会社神戸製鋼所 | Ａｌ−Ｎｂ−Ｔｉ系合金の脱酸方法 |
| KR20180068815A (ko) * | 2016-12-14 | 2018-06-22 | 안동대학교 산학협력단 | 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법 |
| KR20180068816A (ko) * | 2016-12-14 | 2018-06-22 | 안동대학교 산학협력단 | 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-V계 합금의 제조방법 |
| EP3974082A4 (en) * | 2019-05-23 | 2023-05-31 | IHI Corporation | TIAL ALLOY AND PROCESS OF PRODUCTION |
-
1995
- 1995-04-13 JP JP8815795A patent/JPH08283890A/ja active Pending
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999009228A1 (de) * | 1997-08-19 | 1999-02-25 | Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh | Legierung auf der basis von titanaluminiden |
| JPH11241131A (ja) * | 1997-12-18 | 1999-09-07 | Soc Natl Etud Constr Mot Aviat <Snecma> | 高弾性限界および高耐クリープ強度を有するＴｉ２ＡｌＮｂ型のチタンを主成分とする金属間合金 |
| JP2002533569A (ja) * | 1998-12-23 | 2002-10-08 | ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション | ダイカストチタン合金部材 |
| RU2665654C1 (ru) * | 2014-11-04 | 2018-09-03 | Кабусики Кайся Кобе Сейко Се (Кобе Стил, Лтд.) | СПОСОБ РАСКИСЛЕНИЯ СПЛАВА Al-Nb-Ti |
| WO2016072434A1 (ja) * | 2014-11-04 | 2016-05-12 | 株式会社神戸製鋼所 | Ａｌ－Ｎｂ－Ｔｉ系合金の脱酸方法 |
| US11319614B2 (en) | 2014-11-04 | 2022-05-03 | Kobe Steel, Ltd. | Method for deoxidizing Al—Nb—Ti alloy |
| JP2016183403A (ja) * | 2014-11-04 | 2016-10-20 | 株式会社神戸製鋼所 | Ａｌ−Ｎｂ−Ｔｉ系合金の脱酸方法 |
| CN107148484A (zh) * | 2014-11-04 | 2017-09-08 | 株式会社神户制钢所 | Al－Nb－Ti系合金的脱氧方法 |
| EP3067435B1 (de) | 2015-03-09 | 2017-07-26 | LEISTRITZ Turbinentechnik GmbH | Verfahren zur herstellung eines hochbelastbaren bauteils aus einer alpha+gamma-titanaluminid-legierung für kolbenmaschinen und gasturbinen, insbesondere flugtriebwerke |
| US10196725B2 (en) | 2015-03-09 | 2019-02-05 | LEISTRITZ Turbinentechnik GmbH | Method for the production of a highly stressable component from an α+γ-titanium aluminide alloy for reciprocating-piston engines and gas turbines, especially aircraft engines |
| EP3067435B2 (de) † | 2015-03-09 | 2021-11-24 | LEISTRITZ Turbinentechnik GmbH | Verfahren zur herstellung eines hochbelastbaren bauteils aus einer alpha+gamma-titanaluminid-legierung für kolbenmaschinen und gasturbinen, insbesondere flugtriebwerke |
| JP2016166418A (ja) * | 2015-03-09 | 2016-09-15 | ライストリッツ タービンテクニック ゲーエムベーハー | α＋γチタンアルミナイド合金から、往復ピストンエンジン及びガスタービン、特に航空エンジン用の高耐応力特性の部品を製造する方法 |
| KR20180068816A (ko) * | 2016-12-14 | 2018-06-22 | 안동대학교 산학협력단 | 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-V계 합금의 제조방법 |
| KR20180068815A (ko) * | 2016-12-14 | 2018-06-22 | 안동대학교 산학협력단 | 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법 |
| EP3974082A4 (en) * | 2019-05-23 | 2023-05-31 | IHI Corporation | TIAL ALLOY AND PROCESS OF PRODUCTION |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020226 |