JPH08291378A - ＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法 - Google Patents
ＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法Info
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- JPH08291378A JPH08291378A JP11526295A JP11526295A JPH08291378A JP H08291378 A JPH08291378 A JP H08291378A JP 11526295 A JP11526295 A JP 11526295A JP 11526295 A JP11526295 A JP 11526295A JP H08291378 A JPH08291378 A JP H08291378A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ラメラ粒組織を有するＴｉＡｌ系金属間化合
物を高温強度を維持したまゝ、常温延性を向上するため
の熱処理法に関する。 【構成】 原子比率で４１〜４９％のＡｌを含有し、少
なくともγ相（ＴｉＡｌ）及びα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）を
構成相とするラメラ粒組織を有するＴｉＡｌ系金属間化
合物を、共析温度からα変態温度まで温度範囲であるα
＋γ域に加熱保持して粗大なラメラ粒の周囲に比較的微
細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒のうちの少なくとも
一つを含む組織とするＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理
方法。
物を高温強度を維持したまゝ、常温延性を向上するため
の熱処理法に関する。 【構成】 原子比率で４１〜４９％のＡｌを含有し、少
なくともγ相（ＴｉＡｌ）及びα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）を
構成相とするラメラ粒組織を有するＴｉＡｌ系金属間化
合物を、共析温度からα変態温度まで温度範囲であるα
＋γ域に加熱保持して粗大なラメラ粒の周囲に比較的微
細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒のうちの少なくとも
一つを含む組織とするＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理
方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はラメラ粒組織を有するＴ
ｉＡｌ系金属間化合物を高温強度を維持したまゝ、常温
延性を向上するための熱処理法に関する。
ｉＡｌ系金属間化合物を高温強度を維持したまゝ、常温
延性を向上するための熱処理法に関する。
【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（ａｓ Ｃａｓｔ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（ａｓ Ｃａｓｔ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元素添加）及び材料組織の適正化によって図ら
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（但
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
通常は組織も異なっており、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元素添加）及び材料組織の適正化によって図ら
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（但
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
通常は組織も異なっており、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
の取り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
の取り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なった組織制御を必
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なった組織制御を必
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
（但し、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
（但し、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、本発明は原子比率で４１〜４９
％のＡｌを含有し、少なくともγ相（ＴｉＡｌ）及びα
2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）を構成相とするラメラ粒組織を有す
るＴｉＡｌ系金属間化合物を、共析温度からα変態温度
まで温度範囲であるα＋γ域に加熱保持して粗大なラメ
ラ粒の周囲に比較的微細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ
粒のうちの少なくとも一つを含む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方法である。
％のＡｌを含有し、少なくともγ相（ＴｉＡｌ）及びα
2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）を構成相とするラメラ粒組織を有す
るＴｉＡｌ系金属間化合物を、共析温度からα変態温度
まで温度範囲であるα＋γ域に加熱保持して粗大なラメ
ラ粒の周囲に比較的微細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ
粒のうちの少なくとも一つを含む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方法である。
【００１０】本発明の上記方法で得られたＴｉＡｌ系金
属間化合物はγ相（ＴｉＡｌ）とα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）
よりなる粗大ラメラ組織を基本とし、常温延性を確保す
るために、この粗大ラメラ粒の境界部にそれよりも小さ
いγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒のうちの少なくとも一
つを析出させた組織を有するものである。
属間化合物はγ相（ＴｉＡｌ）とα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）
よりなる粗大ラメラ組織を基本とし、常温延性を確保す
るために、この粗大ラメラ粒の境界部にそれよりも小さ
いγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒のうちの少なくとも一
つを析出させた組織を有するものである。
【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４１〜４
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ＬＩ0 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（ｂｃｃ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。したがって、
図１のＴｉ−Ａｌ二元系状態図は第３元素の添加によ
り、各領域の温度並びに組成域は変化する。少なくとも
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４１〜４
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ＬＩ0 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（ｂｃｃ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。したがって、
図１のＴｉ−Ａｌ二元系状態図は第３元素の添加によ
り、各領域の温度並びに組成域は変化する。少なくとも
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 III及
び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含有量の少ない（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）域への冷却によって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。なお、図２の組織は図１の領域IVで熱処理した場
合、β相により粒成長が抑制され、領域III のものより
細かいラメラ粒組織となる。図２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 III及
び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含有量の少ない（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）域への冷却によって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。なお、図２の組織は図１の領域IVで熱処理した場
合、β相により粒成長が抑制され、領域III のものより
細かいラメラ粒組織となる。図２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α2 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α2 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) ：もう一つの等軸粒組織は図３（ｂ）に示すよ
うなγ相粒とラメラ粒からなるデュープレックス組織で
あり、塑性加工後の再結晶を（α＋γ）域の比較的高温
領域（図１の領域II）で行うか、図３（ａ）の組織のも
のを図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) ：もう一つの等軸粒組織は図３（ｂ）に示すよ
うなγ相粒とラメラ粒からなるデュープレックス組織で
あり、塑性加工後の再結晶を（α＋γ）域の比較的高温
領域（図１の領域II）で行うか、図３（ａ）の組織のも
のを図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）ラメラ粒の粒界に比較的微細なγ相
粒、α2 相粒及びラメラ粒のうち少なくとも一つを析出
させた組織：本発明の熱処理による得られる組織は図４
に示すようなものであり、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変態温度以上（図
１の領域 III及びIV）で熱処理してラメラ粒組織（鋳造
によって得られるラメラ粒組織も含む）とした後、α＋
γ域（図１の領域Ｉ及びII）で熱処理することにより得
られる。図４の組織はγ相粒、α2 相粒、ラメラ粒以外
にβ相（低温では規則化しβ2 相）が存在する場合もあ
る。α＋γ域での加熱保持によりラメラ粒の粒界に比較
的微細なγ相粒やα相粒（冷却後、α2 相粒あるいはラ
メラ粒となる）が析出するためである。
粒、α2 相粒及びラメラ粒のうち少なくとも一つを析出
させた組織：本発明の熱処理による得られる組織は図４
に示すようなものであり、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変態温度以上（図
１の領域 III及びIV）で熱処理してラメラ粒組織（鋳造
によって得られるラメラ粒組織も含む）とした後、α＋
γ域（図１の領域Ｉ及びII）で熱処理することにより得
られる。図４の組織はγ相粒、α2 相粒、ラメラ粒以外
にβ相（低温では規則化しβ2 相）が存在する場合もあ
る。α＋γ域での加熱保持によりラメラ粒の粒界に比較
的微細なγ相粒やα相粒（冷却後、α2 相粒あるいはラ
メラ粒となる）が析出するためである。
【００１６】
【作用】ＴｉＡｌ系金属間化合物の組織制御では、高温
強度維持のために粗大なラメラ粒と常温延性向上のため
に微細な等軸粒組織（二相粒組織やデュープレックス組
織）を共存させることが理想である。しかしながら従来
の熱処理法では前述のとおり、このような組織に制御す
ることは難しい。すなわち、α変態温度以上（図１の領
域 III及びIV）で加熱保持すると、高温強度には優れる
が常温延性に乏しいラメラ粒組織となり、α＋γ域（図
１の領域Ｉ及びII）で加熱保持すると、常温延性は向上
するが、高温強度の低い等軸粒組織（二相粒組織やデュ
ープレックス組織）となる。これに対し、本発明による
熱処理ではラメラ粒と微細な等軸粒（γ相粒、α2 相粒
及びラメラ粒）の粒径あるいはその量を別々に制御する
ことが可能である。一段階目のα変態温度以上で加熱保
持しラメラ粒組織とするが、この時ラメラ粒の粒径を決
めることができる。そして二段階目のα＋γ域での加熱
保持により等軸粒をラメラ粒の粒界に析出させ、その粒
径及び析出量を制御する。一段階目の熱処理の代わりに
鋳造あるいは粉末冶金法によりラメラ組織としたものに
も適用でき応用範囲が広い。
強度維持のために粗大なラメラ粒と常温延性向上のため
に微細な等軸粒組織（二相粒組織やデュープレックス組
織）を共存させることが理想である。しかしながら従来
の熱処理法では前述のとおり、このような組織に制御す
ることは難しい。すなわち、α変態温度以上（図１の領
域 III及びIV）で加熱保持すると、高温強度には優れる
が常温延性に乏しいラメラ粒組織となり、α＋γ域（図
１の領域Ｉ及びII）で加熱保持すると、常温延性は向上
するが、高温強度の低い等軸粒組織（二相粒組織やデュ
ープレックス組織）となる。これに対し、本発明による
熱処理ではラメラ粒と微細な等軸粒（γ相粒、α2 相粒
及びラメラ粒）の粒径あるいはその量を別々に制御する
ことが可能である。一段階目のα変態温度以上で加熱保
持しラメラ粒組織とするが、この時ラメラ粒の粒径を決
めることができる。そして二段階目のα＋γ域での加熱
保持により等軸粒をラメラ粒の粒界に析出させ、その粒
径及び析出量を制御する。一段階目の熱処理の代わりに
鋳造あるいは粉末冶金法によりラメラ組織としたものに
も適用でき応用範囲が広い。
【００１７】このラメラ粒とその粒界にある比較的微細
なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒との混合組織は高温強
度を維持し、常温延性を向上させる作用を有している。
この特性向上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、概略は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／α2 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
面で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。
なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒との混合組織は高温強
度を維持し、常温延性を向上させる作用を有している。
この特性向上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、概略は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／α2 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
面で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−４５．５ａｔ％
Ａｌ−２．５ａｔ％Ｃｒ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熱間押出しにより再結晶化
させて得られた微細な二相等軸粒組織である。また、こ
の材料のα変態温度（α−transus ）は図１の説明に注
記したように、２．５ａｔ％Ｃｒの添加により二元系の
場合より約３０℃程度下がり約１２９０℃であり、同様
に、α単相域上限温度も約１２０℃程度下がり約１３５
０℃である。微細な二相等軸粒組織のＴｉ−４５．５ａ
ｔ％Ａｌ−２．５ａｔ％Ｃｒを（α＋γ）域、α単相域
及び（α＋β）域で熱処理（３時間保持後に空冷）する
と、図５に示すように、各々二相等軸粒組織｛図５
（ａ）｝、デュープレックス組織｛図５（ｂ）｝、粗大
ラメラ組織｛図５（ｃ），（ｄ）｝が形成される。この
粗大ラメラ組織としたＴｉ−４５．５ａｔ％Ａｌ−２．
５ａｔ％Ｃｒを更に（α＋γ）域で熱処理（１時間保持
後に空冷）すると、粗大ラメラ粒の粒界に比較的微細な
γ相粒、α2 相粒及びラメラ粒が存在する特徴的な（こ
れまでに報告例のない）組織が形成される｛図５
（ｅ）｝。
Ａｌ−２．５ａｔ％Ｃｒ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熱間押出しにより再結晶化
させて得られた微細な二相等軸粒組織である。また、こ
の材料のα変態温度（α−transus ）は図１の説明に注
記したように、２．５ａｔ％Ｃｒの添加により二元系の
場合より約３０℃程度下がり約１２９０℃であり、同様
に、α単相域上限温度も約１２０℃程度下がり約１３５
０℃である。微細な二相等軸粒組織のＴｉ−４５．５ａ
ｔ％Ａｌ−２．５ａｔ％Ｃｒを（α＋γ）域、α単相域
及び（α＋β）域で熱処理（３時間保持後に空冷）する
と、図５に示すように、各々二相等軸粒組織｛図５
（ａ）｝、デュープレックス組織｛図５（ｂ）｝、粗大
ラメラ組織｛図５（ｃ），（ｄ）｝が形成される。この
粗大ラメラ組織としたＴｉ−４５．５ａｔ％Ａｌ−２．
５ａｔ％Ｃｒを更に（α＋γ）域で熱処理（１時間保持
後に空冷）すると、粗大ラメラ粒の粒界に比較的微細な
γ相粒、α2 相粒及びラメラ粒が存在する特徴的な（こ
れまでに報告例のない）組織が形成される｛図５
（ｅ）｝。
【００１９】図６はＴｉ−４５．５ａｔ％Ａｌ−２．５
ａｔ％Ｃｒの常温での伸び及び１０００℃での圧縮強度
を組織形態ごとにプロットしたものである。粗大ラメラ
粒組織に比べ、二相等軸粒組織及びデュープレックス組
織は常温伸びが向上しているものの、ＴｉＡｌ系金属間
化合物の最大の特徴である高温強度が大幅に低下してい
る（白抜きのマークでプロットした）。これに対して
（α＋β）域で熱処理して、粗大ラメラ粒組織の粒界に
比較的微細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒が存在する
組織とした材料は元の粗大ラメラ粒組織に比べ１０００
℃での圧縮強度が一割程度低下しているものの、常温伸
びが大幅に向上している（黒くぬりつぶしたマーク）。
本発明による組織制御材の１０００℃での圧縮強度が粗
大ラメラ粒組織に比べて低下したが、二相等軸粒組織や
デュープレックス組織の２倍程度の高い強度であり、常
温延性も２％近くあることから、高温強度と常温延性の
バランスに優れた組織と考えられる。
ａｔ％Ｃｒの常温での伸び及び１０００℃での圧縮強度
を組織形態ごとにプロットしたものである。粗大ラメラ
粒組織に比べ、二相等軸粒組織及びデュープレックス組
織は常温伸びが向上しているものの、ＴｉＡｌ系金属間
化合物の最大の特徴である高温強度が大幅に低下してい
る（白抜きのマークでプロットした）。これに対して
（α＋β）域で熱処理して、粗大ラメラ粒組織の粒界に
比較的微細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒が存在する
組織とした材料は元の粗大ラメラ粒組織に比べ１０００
℃での圧縮強度が一割程度低下しているものの、常温伸
びが大幅に向上している（黒くぬりつぶしたマーク）。
本発明による組織制御材の１０００℃での圧縮強度が粗
大ラメラ粒組織に比べて低下したが、二相等軸粒組織や
デュープレックス組織の２倍程度の高い強度であり、常
温延性も２％近くあることから、高温強度と常温延性の
バランスに優れた組織と考えられる。
【００２０】上記の実施例では図７（ａ）に模式的に示
すように二段階熱処理を施して、粗大ラメラ粒の粒界に
比較的微細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒が存在する
組織としたが、図７（ｂ）に模式的に示すように粗大ラ
メラ粒組織とするために（α＋β）域及びα単相域（図
１の領域IV及びIII)で加熱保持した後、冷却速度を遅く
することによっても同様の組織に制御できることが確認
されている。
すように二段階熱処理を施して、粗大ラメラ粒の粒界に
比較的微細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒が存在する
組織としたが、図７（ｂ）に模式的に示すように粗大ラ
メラ粒組織とするために（α＋β）域及びα単相域（図
１の領域IV及びIII)で加熱保持した後、冷却速度を遅く
することによっても同様の組織に制御できることが確認
されている。
【００２１】本実施例はＴｉ−４５．５ａｔ％Ａｌ−
２．５ａｔ％Ｃｒに関するものであるが、Ｔｉ−４６ａ
ｔ％Ａｌ−２ａｔ％Ｃｒ等の他の組成の材料でも同様の
傾向が認められており、また二元系の材料もしくは他の
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。更に本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。また本実
施例では粗大ラメラ組織を得る目的で（α＋β）域及び
α単相域（図１の領域IV及びIII)で、一段階目の加熱保
持を行ったが、製造プロセス内あるいは事前の熱処理に
よって既に粗大ラメラ組織となっている材料について
は、この温度域での加熱保持（一段階目の加熱保持）を
省略してもかまわない。
２．５ａｔ％Ｃｒに関するものであるが、Ｔｉ−４６ａ
ｔ％Ａｌ−２ａｔ％Ｃｒ等の他の組成の材料でも同様の
傾向が認められており、また二元系の材料もしくは他の
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。更に本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。また本実
施例では粗大ラメラ組織を得る目的で（α＋β）域及び
α単相域（図１の領域IV及びIII)で、一段階目の加熱保
持を行ったが、製造プロセス内あるいは事前の熱処理に
よって既に粗大ラメラ組織となっている材料について
は、この温度域での加熱保持（一段階目の加熱保持）を
省略してもかまわない。
【００２２】
【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、α2 粒及びラメラ粒のうちの少
なくとも一つからなる組織）に制御する効果を有し、こ
の組織は粗大ラメラ組織の高温強度をあまり低下させる
ことなく、常温延性を大幅に向上させる効果を有してい
る。本発明によるＴｉＡｌ系金属間化合物の材料特性の
改善はＴｉＡｌ系金属間化合物の材料の有用性を高める
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、α2 粒及びラメラ粒のうちの少
なくとも一つからなる組織）に制御する効果を有し、こ
の組織は粗大ラメラ組織の高温強度をあまり低下させる
ことなく、常温延性を大幅に向上させる効果を有してい
る。本発明によるＴｉＡｌ系金属間化合物の材料特性の
改善はＴｉＡｌ系金属間化合物の材料の有用性を高める
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】加工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。
軸粒組織の模式図。
【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−４５．５ａｔ％Ａｌ−２．５ａｔ％Ｃｒ
の熱処理条件依存性を示す金属組織の顕微鏡写真。
の熱処理条件依存性を示す金属組織の顕微鏡写真。
【図６】Ｔｉ−４５．５ａｔ％Ａｌ−２．５ａｔ％Ｃｒ
の強度特性の熱処理条件依存性を示す図表。
の強度特性の熱処理条件依存性を示す図表。
【図７】熱処理の昇温、降温のパターンを示す図表。
Claims (1)
- 【請求項１】 原子比率で４１〜４９％のＡｌを含有
し、少なくともγ相（ＴｉＡｌ）及びα2 相（Ｔｉ3 Ａ
ｌ）を構成相とするラメラ粒組織を有するＴｉＡｌ系金
属間化合物を、共析温度からα変態温度まで温度範囲で
あるα＋γ域に加熱保持して粗大なラメラ粒の周囲に比
較的微細なγ相粒、α2 相粒及びラメラ粒のうちの少な
くとも一つを含む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方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7115262A JP2862494B2 (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | ＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7115262A JP2862494B2 (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | ＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08291378A true JPH08291378A (ja) | 1996-11-05 |
| JP2862494B2 JP2862494B2 (ja) | 1999-03-03 |
Family
ID=14658324
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7115262A Expired - Fee Related JP2862494B2 (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | ＴｉＡｌ系金属間化合物の熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2862494B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010523337A (ja) * | 2007-04-11 | 2010-07-15 | マンフレッド レンケル | 遠心鋳造による精密鋳造物の製造方法 |
| CN105220096A (zh) * | 2015-11-04 | 2016-01-06 | 哈尔滨工业大学 | 一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法 |
| JP2017145501A (ja) * | 2016-02-17 | 2017-08-24 | 国立大学法人大阪大学 | チタン‐アルミニウム合金 |
| CN115044848A (zh) * | 2022-06-15 | 2022-09-13 | 上海交通大学 | 一种增材制造α凝固TiAl基合金组织的热处理方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0565574A (ja) * | 1991-09-04 | 1993-03-19 | Honda Motor Co Ltd | 高靱延性ＴｉＡｌ系金属間化合物 |
| JPH0565580A (ja) * | 1991-09-10 | 1993-03-19 | Honda Motor Co Ltd | 高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物 |
| JPH06145933A (ja) * | 1992-11-13 | 1994-05-27 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | ＴｉＡｌ系金属間化合物とその製法 |
-
1995
- 1995-04-18 JP JP7115262A patent/JP2862494B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0565574A (ja) * | 1991-09-04 | 1993-03-19 | Honda Motor Co Ltd | 高靱延性ＴｉＡｌ系金属間化合物 |
| JPH0565580A (ja) * | 1991-09-10 | 1993-03-19 | Honda Motor Co Ltd | 高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物 |
| JPH06145933A (ja) * | 1992-11-13 | 1994-05-27 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | ＴｉＡｌ系金属間化合物とその製法 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010523337A (ja) * | 2007-04-11 | 2010-07-15 | マンフレッド レンケル | 遠心鋳造による精密鋳造物の製造方法 |
| CN105220096A (zh) * | 2015-11-04 | 2016-01-06 | 哈尔滨工业大学 | 一种改善传统铸造γ-TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法 |
| JP2017145501A (ja) * | 2016-02-17 | 2017-08-24 | 国立大学法人大阪大学 | チタン‐アルミニウム合金 |
| CN115044848A (zh) * | 2022-06-15 | 2022-09-13 | 上海交通大学 | 一种增材制造α凝固TiAl基合金组织的热处理方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2862494B2 (ja) | 1999-03-03 |
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