JPH08294783A - ＴｉＡｌ系金属間化合物接合体およびその製造方法 - Google Patents
ＴｉＡｌ系金属間化合物接合体およびその製造方法Info
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- JPH08294783A JPH08294783A JP7120434A JP12043495A JPH08294783A JP H08294783 A JPH08294783 A JP H08294783A JP 7120434 A JP7120434 A JP 7120434A JP 12043495 A JP12043495 A JP 12043495A JP H08294783 A JPH08294783 A JP H08294783A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 接合強度が高く、特に高温においてもラメラ
組織のもつ優れた高強度を発揮できるＴｉＡｌ系金属間
化合物接合体を提供することにある。 【構成】 ラメラ組織を有するＴｉＡｌ系金属間化合物
からなる２つの母材が、母材間に形成されたラメラ組織
を有する接合部を介して、接合部と母材とのラメラ組織
および／または母材どうしのラメラ組織が互いに直接食
い込みあった状態で接合されているＴｉＡｌ系金属間化
合物接合体。
組織のもつ優れた高強度を発揮できるＴｉＡｌ系金属間
化合物接合体を提供することにある。 【構成】 ラメラ組織を有するＴｉＡｌ系金属間化合物
からなる２つの母材が、母材間に形成されたラメラ組織
を有する接合部を介して、接合部と母材とのラメラ組織
および／または母材どうしのラメラ組織が互いに直接食
い込みあった状態で接合されているＴｉＡｌ系金属間化
合物接合体。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種機器の部品や耐火
構造物あるいは高温用弾性部品などに好適なＴｉＡｌ系
金属間化合物の接合体およびその製造方法に関する。
構造物あるいは高温用弾性部品などに好適なＴｉＡｌ系
金属間化合物の接合体およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＴｉＡｌ系金属間化合物は耐熱性，耐酸
化性，耐摩耗性等に優れしかも軽量であるなどの優れた
性質をもつため、各種用途に使われる素材として有望視
されている。この種の金属間化合物を利用する製品例と
しては、高温で使用される外壁材や、タ−ビン部材、ピ
ストンやバルブシステム等のエンジン部品などが考えら
れている。
化性，耐摩耗性等に優れしかも軽量であるなどの優れた
性質をもつため、各種用途に使われる素材として有望視
されている。この種の金属間化合物を利用する製品例と
しては、高温で使用される外壁材や、タ−ビン部材、ピ
ストンやバルブシステム等のエンジン部品などが考えら
れている。
【０００３】ＴｉＡｌ系金属間化合物の組織の一態様と
して、ラメラを含む組織が知られている。ラメラは、主
としてγ相（ＴｉＡｌ）からなる板状の粒と、主として
α2相（Ｔｉ3 Ａｌ）からなる板状の粒とがおおむね交
互に積層した層状組織であり高強度を示す。
して、ラメラを含む組織が知られている。ラメラは、主
としてγ相（ＴｉＡｌ）からなる板状の粒と、主として
α2相（Ｔｉ3 Ａｌ）からなる板状の粒とがおおむね交
互に積層した層状組織であり高強度を示す。
【０００４】本発明者らは、すでに、特願平４−３５０
１７８号および特願平５−５４１９８号において、互い
に隣り合うラメラ粒どうしが連続する他の相を間に介す
ることなく直接ラメラどうしの界面において結合した、
極めて高強度のＴｉＡｌ系金属間化合物およびその製造
方法を開示した。
１７８号および特願平５−５４１９８号において、互い
に隣り合うラメラ粒どうしが連続する他の相を間に介す
ることなく直接ラメラどうしの界面において結合した、
極めて高強度のＴｉＡｌ系金属間化合物およびその製造
方法を開示した。
【０００５】さらに、ＴｉＡｌ系金属間化合物からなる
必要な構成部材をそれぞれ別の部品として作製した後、
接合法によって完成形状に仕上げることができれば、製
品のコストを低減できる。
必要な構成部材をそれぞれ別の部品として作製した後、
接合法によって完成形状に仕上げることができれば、製
品のコストを低減できる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、ＴｉＡｌ系金
属間化合物からなる２つの母材を通常の拡散接合によっ
て接合する場合には、接合強度の高い接合体を得ること
ができない状況にあった。
属間化合物からなる２つの母材を通常の拡散接合によっ
て接合する場合には、接合強度の高い接合体を得ること
ができない状況にあった。
【０００７】本発明の目的は、接合強度が高く、特に高
温においてもラメラ組織のもつ優れた高強度を発揮でき
るＴｉＡｌ系金属間化合物接合体およびその製造方法を
提供することにある。
温においてもラメラ組織のもつ優れた高強度を発揮でき
るＴｉＡｌ系金属間化合物接合体およびその製造方法を
提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段と作用】本発明のＴｉＡｌ
系金属間化合物接合体は、ラメラ組織を有するＴｉＡｌ
系金属間化合物からなる２つの母材が、母材間に形成さ
れたラメラ組織を有する接合部を介して、接合部と母材
とのラメラ組織および／または母材どうしのラメラ組織
が互いに直接食い込みあった状態で接合されていること
を特徴とするものである。
系金属間化合物接合体は、ラメラ組織を有するＴｉＡｌ
系金属間化合物からなる２つの母材が、母材間に形成さ
れたラメラ組織を有する接合部を介して、接合部と母材
とのラメラ組織および／または母材どうしのラメラ組織
が互いに直接食い込みあった状態で接合されていること
を特徴とするものである。
【０００９】本発明のＴｉＡｌ系金属間化合物接合体の
製造方法は、ＴｉＡｌ系金属間化合物からなる２つの母
材の接合面に、それぞれＴｉまたはＡｌを主成分とする
複数のインサート材を配置し、前記複数のインサート材
がＴｉＡｌ系金属間化合物になる温度域に加熱すること
を特徴とするものである。
製造方法は、ＴｉＡｌ系金属間化合物からなる２つの母
材の接合面に、それぞれＴｉまたはＡｌを主成分とする
複数のインサート材を配置し、前記複数のインサート材
がＴｉＡｌ系金属間化合物になる温度域に加熱すること
を特徴とするものである。
【００１０】以下、本発明をさらに詳細に説明する。
【００１１】本発明のＴｉＡｌ金属間化合物接合体の製
造工程を細分すると、母材の作製（工程１）、インサー
ト材の作製（工程２）、反応合成接合（工程３）、接合
後の熱処理（工程４）がある。これらの工程について順
次説明する。
造工程を細分すると、母材の作製（工程１）、インサー
ト材の作製（工程２）、反応合成接合（工程３）、接合
後の熱処理（工程４）がある。これらの工程について順
次説明する。
【００１２】（工程１）本発明において用いられるＴｉ
Ａｌ系金属間化合物からなる母材の作製方法は特に限定
されず、例えば反応焼結法、溶製法などを用いることが
できる。ＴｉとＡｌとの組成は、ラメラを形成可能な組
成域であればよく、３５〜５０ａｔ％Ａｌの範囲が適し
ている。さらに（α＋γ）２相域が生成し得る４１〜５
０ａｔ％Ａｌの範囲がより好適である。また、特性の改
善を図るために、Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｐｂな
どの添加元素、またはＴｉＢ2 ，Ｙ2 Ｏ3 ，Ｔｉ5 Ｓｉ
3などのセラミックスもしくは金属間化合物からなる微
細強化物を添加してもよい。
Ａｌ系金属間化合物からなる母材の作製方法は特に限定
されず、例えば反応焼結法、溶製法などを用いることが
できる。ＴｉとＡｌとの組成は、ラメラを形成可能な組
成域であればよく、３５〜５０ａｔ％Ａｌの範囲が適し
ている。さらに（α＋γ）２相域が生成し得る４１〜５
０ａｔ％Ａｌの範囲がより好適である。また、特性の改
善を図るために、Ｓｉ，Ｎｂ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｐｂな
どの添加元素、またはＴｉＢ2 ，Ｙ2 Ｏ3 ，Ｔｉ5 Ｓｉ
3などのセラミックスもしくは金属間化合物からなる微
細強化物を添加してもよい。
【００１３】（ａ）反応焼結法：ＴｉおよびＡｌの粉末
を目的組成になるように秤量・混合し、ステンレスパイ
プに詰めた後、ロータリースウェージを用いて混合圧粉
体を作製し、この混合圧粉体を例えば擬ＨＩＰ中で加圧
しながら加熱することによりＴｉＡｌ系金属間化合物を
合成する。擬ＨＩＰ（Ｐｓｅｕｄｏ−ＨＩＰ）とは圧力
媒体としてアルミナなどのセラミック粉末を用いた擬似
等方圧プレスである。このときＴｉおよびＡｌの混合粉
末の一部で反応が生じ、その際に発生する反応熱により
反応が次々と伝播すると同時に焼結が進行するので、反
応焼結法（自己燃焼焼結法、自己伝播高温合成法）と呼
ばれる。
を目的組成になるように秤量・混合し、ステンレスパイ
プに詰めた後、ロータリースウェージを用いて混合圧粉
体を作製し、この混合圧粉体を例えば擬ＨＩＰ中で加圧
しながら加熱することによりＴｉＡｌ系金属間化合物を
合成する。擬ＨＩＰ（Ｐｓｅｕｄｏ−ＨＩＰ）とは圧力
媒体としてアルミナなどのセラミック粉末を用いた擬似
等方圧プレスである。このときＴｉおよびＡｌの混合粉
末の一部で反応が生じ、その際に発生する反応熱により
反応が次々と伝播すると同時に焼結が進行するので、反
応焼結法（自己燃焼焼結法、自己伝播高温合成法）と呼
ばれる。
【００１４】（ｂ）溶製法：ＴｉおよびＡｌの混合粉を
例えばプラズマアーク溶解法により溶解し、鋳型に流し
込んでＴｉＡｌ系金属間化合物からなる母材を作製す
る。
例えばプラズマアーク溶解法により溶解し、鋳型に流し
込んでＴｉＡｌ系金属間化合物からなる母材を作製す
る。
【００１５】その他、例えばＴｉＡｌとＴｉ3 Ａｌから
なる金属間化合物の粉末から通常の焼結やＨＩＰなどを
用いた加圧焼結によって母材を作製する方法を用いるこ
ともできる。なお、作製された母材を鍛造するなどして
微細な組織にすることもある。
なる金属間化合物の粉末から通常の焼結やＨＩＰなどを
用いた加圧焼結によって母材を作製する方法を用いるこ
ともできる。なお、作製された母材を鍛造するなどして
微細な組織にすることもある。
【００１６】以上のような方法で作製された母材に必要
に応じて熱処理を施してその組織を制御してもよい。こ
の熱処理は（Ｔα±１００）℃の温度範囲で行われる。
ここで、Ｔαとはα単相域から冷却した際に、γ相が析
出し始める温度である。なお、ＴαはＴｉＡｌ系金属間
化合物、添加元素などによって変化する。例えば、Ｔｉ
−４８％Ａｌ組成の場合は約１３７５℃、Ｔｉ−４７％
Ａｌ組成の場合は約１３５０℃、Ｔｉ−４６％Ａｌ組成
の場合は約１３２５℃である。
に応じて熱処理を施してその組織を制御してもよい。こ
の熱処理は（Ｔα±１００）℃の温度範囲で行われる。
ここで、Ｔαとはα単相域から冷却した際に、γ相が析
出し始める温度である。なお、ＴαはＴｉＡｌ系金属間
化合物、添加元素などによって変化する。例えば、Ｔｉ
−４８％Ａｌ組成の場合は約１３７５℃、Ｔｉ−４７％
Ａｌ組成の場合は約１３５０℃、Ｔｉ−４６％Ａｌ組成
の場合は約１３２５℃である。
【００１７】以上のようにして作製されるＴｉＡｌ系金
属間化合物からなる母材の組織は特に限定されず、以下
のようなものが挙げられる。
属間化合物からなる母材の組織は特に限定されず、以下
のようなものが挙げられる。
【００１８】（ａ）ｄｕｐｌｅｘ ｓｔｒｕｃｔｕｒ
ｅ：板状γ粒と板状α2 粒とが交互に積層してなるラメ
ラ組織とγ相等軸粒との混合組織。
ｅ：板状γ粒と板状α2 粒とが交互に積層してなるラメ
ラ組織とγ相等軸粒との混合組織。
【００１９】（ｂ）ｆｕｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓ
ｔｒｕｃｔｕｒｅ：全てがラメラ粒からなる組織。
ｔｒｕｃｔｕｒｅ：全てがラメラ粒からなる組織。
【００２０】（ｃ）ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｒｕｃ
ｔｕｒｅ：γおよびα2 の微細な等軸粒が混合したラメ
ラのない組織。
ｔｕｒｅ：γおよびα2 の微細な等軸粒が混合したラメ
ラのない組織。
【００２１】これらの組織は目的に応じて適宜選択され
るが、最終的に得られる接合体の組織はｄｕｐｌｅｘ
ｓｔｒｕｃｔｕｒｅまたはｆｕｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａ
ｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅであることが好ましい。両者を比
較すると、ｄｕｐｌｅｘｓｔｒｕｃｔｕｒｅの方が強度
が高く、ｆｕｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔ
ｕｒｅの方が耐熱強度が高いという長所がある。
るが、最終的に得られる接合体の組織はｄｕｐｌｅｘ
ｓｔｒｕｃｔｕｒｅまたはｆｕｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａ
ｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅであることが好ましい。両者を比
較すると、ｄｕｐｌｅｘｓｔｒｕｃｔｕｒｅの方が強度
が高く、ｆｕｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔ
ｕｒｅの方が耐熱強度が高いという長所がある。
【００２２】（工程２）インサート材としては、母材の
ＴｉＡｌ系金属間化合物の構成金属であるＴｉおよびＡ
ｌをそれぞれ主成分とする金属相の混合体が用いられ
る。例えば、Ｔｉ箔とＡｌ箔とを交互に積層したインサ
ート材を作製してもよいし、母材の接合面にＴｉおよび
／またはＡｌをメッキしてもよい。また、上記金属相は
合金相であってもよく、例えばＴｉを主成分として他の
金属元素であるＡｌなどをおおむね半分以下の配合比率
で固溶または混合した箔もしくは粉末を用いてもよい。
また、Ｔｉ粉末とＡｌ粉末等の粉末の混合体や、Ｔｉ粉
末とＡｌ箔等の粉末と箔との混合体でもよく、インサー
ト材の組成を微調整するためにＴｉ箔とＡｌ箔との間に
Ａｌ粉末を挟んでもよい。さらに、母材に対して用いら
れるものと同様な添加元素（ニオブ、クロム、マンガン
など）または微細強化物（金属間化合物やセラミックス
の粉末や繊維など）を粉末（または繊維）の状態でイン
サート材に添加してもよいし、これらの添加元素または
微細強化物の層状体をインサート材と積層してもよい。
これらの添加元素または微細強化物はインサート材の作
製または後工程の反応合成接合を容易にしたり、接合部
の機械的性質を改善する目的で用いられる。ただし、後
の工程３において反応を均一に進行させるためには、箔
などの層状体を用いることが好ましい。いずれにしても
インサート材としてはＴｉＡｌ系金属間化合物になりう
るものであるが、まだＴｉＡｌ系金属間化合物になって
いないものが主たる構成要素として用いられる。なお、
インサート材中のＴｉとＡｌとの組成比は、後工程の反
応合成接合により形成される接合体の接合強度を考慮し
て最適な組成に設定される。
ＴｉＡｌ系金属間化合物の構成金属であるＴｉおよびＡ
ｌをそれぞれ主成分とする金属相の混合体が用いられ
る。例えば、Ｔｉ箔とＡｌ箔とを交互に積層したインサ
ート材を作製してもよいし、母材の接合面にＴｉおよび
／またはＡｌをメッキしてもよい。また、上記金属相は
合金相であってもよく、例えばＴｉを主成分として他の
金属元素であるＡｌなどをおおむね半分以下の配合比率
で固溶または混合した箔もしくは粉末を用いてもよい。
また、Ｔｉ粉末とＡｌ粉末等の粉末の混合体や、Ｔｉ粉
末とＡｌ箔等の粉末と箔との混合体でもよく、インサー
ト材の組成を微調整するためにＴｉ箔とＡｌ箔との間に
Ａｌ粉末を挟んでもよい。さらに、母材に対して用いら
れるものと同様な添加元素（ニオブ、クロム、マンガン
など）または微細強化物（金属間化合物やセラミックス
の粉末や繊維など）を粉末（または繊維）の状態でイン
サート材に添加してもよいし、これらの添加元素または
微細強化物の層状体をインサート材と積層してもよい。
これらの添加元素または微細強化物はインサート材の作
製または後工程の反応合成接合を容易にしたり、接合部
の機械的性質を改善する目的で用いられる。ただし、後
の工程３において反応を均一に進行させるためには、箔
などの層状体を用いることが好ましい。いずれにしても
インサート材としてはＴｉＡｌ系金属間化合物になりう
るものであるが、まだＴｉＡｌ系金属間化合物になって
いないものが主たる構成要素として用いられる。なお、
インサート材中のＴｉとＡｌとの組成比は、後工程の反
応合成接合により形成される接合体の接合強度を考慮し
て最適な組成に設定される。
【００２３】（工程３）次に、２つの母材の接合面にＴ
ｉまたはＡｌをそれぞれ主成分とする金属相の混合体か
らなるインサート材を配置した状態で突き合わせて、イ
ンサート材がＴｉＡｌ系金属間化合物になる温度域に加
熱して接合（反応合成接合）する。このとき、インサー
ト材内部で反応が進行すると同時に、インサート材と母
材との界面でも反応が起こる。この結果、空隙が少なく
接合強度の高い接合体が得られる。また、この反応時に
加圧すれば、反応が均一に進行するため、より空隙が少
なく均一な接合界面を有し、よりいっそう接合強度の高
い接合体が得られる。
ｉまたはＡｌをそれぞれ主成分とする金属相の混合体か
らなるインサート材を配置した状態で突き合わせて、イ
ンサート材がＴｉＡｌ系金属間化合物になる温度域に加
熱して接合（反応合成接合）する。このとき、インサー
ト材内部で反応が進行すると同時に、インサート材と母
材との界面でも反応が起こる。この結果、空隙が少なく
接合強度の高い接合体が得られる。また、この反応時に
加圧すれば、反応が均一に進行するため、より空隙が少
なく均一な接合界面を有し、よりいっそう接合強度の高
い接合体が得られる。
【００２４】接合条件としては、０．１〜３０００ＭＰ
ａに加圧しながら、４５０〜１３００℃の温度範囲に昇
温することが好ましい。加圧力が０．１ＭＰａ未満であ
ると実質的に加圧の効果が得られず、逆に３０００ＭＰ
ａを超えると母材の破壊が起こる可能性が高い。また加
熱温度が４５０℃未満であるとインサート材の反応が進
行しにくく、逆に１３００℃を超えると母材の変形が顕
著になる。さらに加熱温度はＡｌを主とする相の融点
（Ｔ＿Ａｌ）以上で１０００℃以下が好ましい。（Ｔ＿
Ａｌ）以上においては、インサート材の反応を急激に進
行させることができ、反応による発熱またはＡｌを主と
する相の融解によって発生した液相を、接合に効果的に
利用することができる。さらには、昇温速度を１０℃／
分以上とすることにより、この発熱、液相をより多く発
生させることが可能になり、さらに効果的に接合を行う
ことができる場合がある。また１０００℃以下にするこ
とによって母材の変形を著しく減少させることが可能に
なる場合がある。
ａに加圧しながら、４５０〜１３００℃の温度範囲に昇
温することが好ましい。加圧力が０．１ＭＰａ未満であ
ると実質的に加圧の効果が得られず、逆に３０００ＭＰ
ａを超えると母材の破壊が起こる可能性が高い。また加
熱温度が４５０℃未満であるとインサート材の反応が進
行しにくく、逆に１３００℃を超えると母材の変形が顕
著になる。さらに加熱温度はＡｌを主とする相の融点
（Ｔ＿Ａｌ）以上で１０００℃以下が好ましい。（Ｔ＿
Ａｌ）以上においては、インサート材の反応を急激に進
行させることができ、反応による発熱またはＡｌを主と
する相の融解によって発生した液相を、接合に効果的に
利用することができる。さらには、昇温速度を１０℃／
分以上とすることにより、この発熱、液相をより多く発
生させることが可能になり、さらに効果的に接合を行う
ことができる場合がある。また１０００℃以下にするこ
とによって母材の変形を著しく減少させることが可能に
なる場合がある。
【００２５】（工程４）上記の工程３において、ラメラ
組織を有するＴｉＡｌ系金属間化合物からなる２つの母
材が、母材間に形成されたラメラ組織を有する接合部を
介して、接合部と母材とのラメラ組織および／または母
材どうしのラメラ組織が互いに直接食い込みあった状態
（以下、このような状態の組織をラメラの嵌合組織とい
う場合がある）で接合された接合体が形成される場合に
は、この工程４の熱処理は必ずしも必須の工程ではな
い。ただし通常は、母材および接合部の組織を調整する
ために熱処理を行う。この熱処理は（Ｔα±１００）℃
の温度範囲で行うことが好ましい。これは、熱処理温度
が（Ｔα＋１００）℃を超えるとラメラ粒径が大きくな
って強度が低下し、逆に（Ｔα−１００）℃未満では構
成金属の拡散が十分に進行せず、接合部においてラメラ
の嵌合組織が形成されにくくなるためである。このとき
目的とする最終的な接合体の組織に応じて、より好まし
い熱処理条件が以下のように選択される。
組織を有するＴｉＡｌ系金属間化合物からなる２つの母
材が、母材間に形成されたラメラ組織を有する接合部を
介して、接合部と母材とのラメラ組織および／または母
材どうしのラメラ組織が互いに直接食い込みあった状態
（以下、このような状態の組織をラメラの嵌合組織とい
う場合がある）で接合された接合体が形成される場合に
は、この工程４の熱処理は必ずしも必須の工程ではな
い。ただし通常は、母材および接合部の組織を調整する
ために熱処理を行う。この熱処理は（Ｔα±１００）℃
の温度範囲で行うことが好ましい。これは、熱処理温度
が（Ｔα＋１００）℃を超えるとラメラ粒径が大きくな
って強度が低下し、逆に（Ｔα−１００）℃未満では構
成金属の拡散が十分に進行せず、接合部においてラメラ
の嵌合組織が形成されにくくなるためである。このとき
目的とする最終的な接合体の組織に応じて、より好まし
い熱処理条件が以下のように選択される。
【００２６】（ａ）接合後の母材が板状γ粒および板状
α2 粒が交互に積層してなるラメラ層状組織とγ相等軸
粒との混合組織（ｄｕｐｌｅｘ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）
からなり、これと同様な組織を有する最終的な接合体を
得ようとする場合には、Ｔα〜（Ｔα−１００）℃の温
度範囲（ここで、Ｔαはα相からγ相が析出する温度で
ある）に所定時間保持する熱処理を施すことが好まし
い。この場合、Ｔα以上の温度域に昇温し、熱処理時間
が２時間を超えると、全てラメラ層状組織であるｆｕｌ
ｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅに変化す
ることがあるので、最高加熱温度をＴα以下にすること
が望ましい。ただし、熱処理時間が短時間であれば、Ｔ
α以上に昇温してもよいこともある。
α2 粒が交互に積層してなるラメラ層状組織とγ相等軸
粒との混合組織（ｄｕｐｌｅｘ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）
からなり、これと同様な組織を有する最終的な接合体を
得ようとする場合には、Ｔα〜（Ｔα−１００）℃の温
度範囲（ここで、Ｔαはα相からγ相が析出する温度で
ある）に所定時間保持する熱処理を施すことが好まし
い。この場合、Ｔα以上の温度域に昇温し、熱処理時間
が２時間を超えると、全てラメラ層状組織であるｆｕｌ
ｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅに変化す
ることがあるので、最高加熱温度をＴα以下にすること
が望ましい。ただし、熱処理時間が短時間であれば、Ｔ
α以上に昇温してもよいこともある。
【００２７】（ｂ）接合後の母材が全てラメラ層状組織
（ｆｕｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）
からなり、これと同様なの組織を有する最終的な接合体
を得ようとする場合には、Ｔα〜（Ｔα−１００）℃の
温度範囲に所定時間保持する熱処理を施すか、または
（Ｔα＋１００）〜Ｔα℃の温度に加熱し、さらにＴα
〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲に所定時間保持する熱
処理を施すことが好ましい。
（ｆｕｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）
からなり、これと同様なの組織を有する最終的な接合体
を得ようとする場合には、Ｔα〜（Ｔα−１００）℃の
温度範囲に所定時間保持する熱処理を施すか、または
（Ｔα＋１００）〜Ｔα℃の温度に加熱し、さらにＴα
〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲に所定時間保持する熱
処理を施すことが好ましい。
【００２８】（ｃ）接合前の母材がγ相等軸粒およびα
2 相等軸粒の混合組織（ｄｕａｌｐｈａｓｅ ｓｔｒｕ
ｃｔｕｒｅ）からなりラメラ層状組織を含まない場合に
は、目的とする最終的な接合体に組織に応じて上記
（ａ）または（ｂ）のいずれかの熱処理を施すことが必
要であり、これらの熱処理によりラメラ層状組織が形成
される。
2 相等軸粒の混合組織（ｄｕａｌｐｈａｓｅ ｓｔｒｕ
ｃｔｕｒｅ）からなりラメラ層状組織を含まない場合に
は、目的とする最終的な接合体に組織に応じて上記
（ａ）または（ｂ）のいずれかの熱処理を施すことが必
要であり、これらの熱処理によりラメラ層状組織が形成
される。
【００２９】なお、保持時間は０．１〜１００時間であ
ることが好ましい。これは０．１時間未満であると均一
な組織を得ることが困難となり、１００時間を超えると
操業時間が長くなりすぎるためである。またこの場合、
熱処理温度が低いほど長時間の熱処理が必要になる。
ることが好ましい。これは０．１時間未満であると均一
な組織を得ることが困難となり、１００時間を超えると
操業時間が長くなりすぎるためである。またこの場合、
熱処理温度が低いほど長時間の熱処理が必要になる。
【００３０】以上のような方法により、極めて接合強度
が高く、特に高温においてもラメラ組織のもつ優れた高
強度を発揮できるＴｉＡｌ系金属間化合物接合体を提供
することができる。
が高く、特に高温においてもラメラ組織のもつ優れた高
強度を発揮できるＴｉＡｌ系金属間化合物接合体を提供
することができる。
【００３１】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。
【００３２】実施例１および比較例１ ＴｉおよびＡｌの粉末をＴｉ−４８ａｔ％Ａｌの組成に
なるように秤量・混合し、ステンレスパイプに詰めた
後、ロータリースウェージを用いて混合圧粉体を作製し
た。この混合圧粉体を擬ＨＩＰ中で反応焼結させること
により、丸棒形状でほぼ真密度のＴｉＡｌ系金属間化合
物からなる母材を作製した。この丸棒を常圧のアルゴン
気流中においてＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲
（（α＋γ）２相域）に所定時間保持して（具体的には
１３５０℃×２時間）熱処理を行い、接合用母材を作製
した。この接合用母材はｄｕｐｌｅｘ ｓｔｒｕｃｔｕ
ｒｅを有していた。この母材の接合面を研削加工した。
なるように秤量・混合し、ステンレスパイプに詰めた
後、ロータリースウェージを用いて混合圧粉体を作製し
た。この混合圧粉体を擬ＨＩＰ中で反応焼結させること
により、丸棒形状でほぼ真密度のＴｉＡｌ系金属間化合
物からなる母材を作製した。この丸棒を常圧のアルゴン
気流中においてＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲
（（α＋γ）２相域）に所定時間保持して（具体的には
１３５０℃×２時間）熱処理を行い、接合用母材を作製
した。この接合用母材はｄｕｐｌｅｘ ｓｔｒｕｃｔｕ
ｒｅを有していた。この母材の接合面を研削加工した。
【００３３】次に、Ｔｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ねてイ
ンサート材を作製した。このとき、Ｔｉ箔およびＡｌ箔
のそれぞれの総厚さの比率を変えることにより、インサ
ート材の組成を変化させた。すなわち、実施例１では母
材の組成に比べてＴｉリッチなインサート材を、比較例
１では母材の組成に比べてＡｌリッチなインサート材を
それぞれ用いた。
ンサート材を作製した。このとき、Ｔｉ箔およびＡｌ箔
のそれぞれの総厚さの比率を変えることにより、インサ
ート材の組成を変化させた。すなわち、実施例１では母
材の組成に比べてＴｉリッチなインサート材を、比較例
１では母材の組成に比べてＡｌリッチなインサート材を
それぞれ用いた。
【００３４】次いで、丸棒形状の２つの母材間にインサ
ート材を挟んで、一軸プレスで５０ＭＰａに加圧しつつ
９００℃まで昇温して反応合成接合を行い接合体を得
た。
ート材を挟んで、一軸プレスで５０ＭＰａに加圧しつつ
９００℃まで昇温して反応合成接合を行い接合体を得
た。
【００３５】さらに、ほぼ常圧のアルゴンガス気流中に
おいてＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲（（α＋
γ）２相域）に１００分間保持して熱処理を行い、接合
界面の組織制御を行った。
おいてＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲（（α＋
γ）２相域）に１００分間保持して熱処理を行い、接合
界面の組織制御を行った。
【００３６】なお、この熱処理時の保持時間は１０時間
以下とすることが好ましい。これは保持時間が１０時間
を超えると粒径が粗大になり、強度が著しく低下するこ
とがあるためである。
以下とすることが好ましい。これは保持時間が１０時間
を超えると粒径が粗大になり、強度が著しく低下するこ
とがあるためである。
【００３７】得られた実施例１および比較例１の接合体
について、電子顕微鏡により接合部の組織を観察した。
実施例１および比較例１の接合体の接合部の電子顕微鏡
写真を図１（１８０倍）および図２（１８０倍）にそれ
ぞれ示す。電子顕微鏡写真から接合部における空隙率を
算出した。また、引張試験により室温および８００℃に
おける破断強度を測定した。各接合体の物性の測定結果
を表１に示す。
について、電子顕微鏡により接合部の組織を観察した。
実施例１および比較例１の接合体の接合部の電子顕微鏡
写真を図１（１８０倍）および図２（１８０倍）にそれ
ぞれ示す。電子顕微鏡写真から接合部における空隙率を
算出した。また、引張試験により室温および８００℃に
おける破断強度を測定した。各接合体の物性の測定結果
を表１に示す。
【００３８】
【表１】 図１に示されるように、実施例１の接合体では、接合部
がインサート材から新たに生じたラメラ組織を有するＴ
ｉＡｌ系金属間化合物からなっており、インサート材か
ら生じたラメラ組織と母材のラメラ組織とが互いに嵌合
して結合している部分および両側の母材から延びたラメ
ラ組織が互いに嵌合して直接結合している部分が存在す
る。また、実施例１の接合体では、引張試験により母材
部で破断が生じた。これは接合部におけるラメラの嵌合
組織の強度が高いため、接合部で破壊せず、母材部で破
壊が起こったことによる。このように接合強度の接合体
が得られた。
がインサート材から新たに生じたラメラ組織を有するＴ
ｉＡｌ系金属間化合物からなっており、インサート材か
ら生じたラメラ組織と母材のラメラ組織とが互いに嵌合
して結合している部分および両側の母材から延びたラメ
ラ組織が互いに嵌合して直接結合している部分が存在す
る。また、実施例１の接合体では、引張試験により母材
部で破断が生じた。これは接合部におけるラメラの嵌合
組織の強度が高いため、接合部で破壊せず、母材部で破
壊が起こったことによる。このように接合強度の接合体
が得られた。
【００３９】一方、図２に示されるように、比較例１の
接合体では、接合界面にγ相が連続して存在している。
比較例１の接合体では引張試験により接合部で破断が生
じた。これは接合界面に存在するγ相に沿って破壊が進
行したためである。
接合体では、接合界面にγ相が連続して存在している。
比較例１の接合体では引張試験により接合部で破断が生
じた。これは接合界面に存在するγ相に沿って破壊が進
行したためである。
【００４０】なお、接合体の接合部の組成は母材の組成
と同じかまたはＴｉリッチであることが好ましいが、そ
の上限は１５ａｔ％である。すなわち、本実施例では５
２ａｔ％Ｔｉ−４８ａｔ％Ａｌから６７ａｔ％Ｔｉ−３
３ａｔ％Ａｌまでの組成を有するインサート材を用いる
ことが好ましい。接合部のＴｉ濃度が上述した上限より
も高すぎると、接合界面においてラメラの嵌合組織を形
成させることが困難となる。
と同じかまたはＴｉリッチであることが好ましいが、そ
の上限は１５ａｔ％である。すなわち、本実施例では５
２ａｔ％Ｔｉ−４８ａｔ％Ａｌから６７ａｔ％Ｔｉ−３
３ａｔ％Ａｌまでの組成を有するインサート材を用いる
ことが好ましい。接合部のＴｉ濃度が上述した上限より
も高すぎると、接合界面においてラメラの嵌合組織を形
成させることが困難となる。
【００４１】実施例２ ＴｉおよびＡｌの粉末をＴｉ−４６ａｔ％Ａｌの組成に
なるように秤量・混合し、ステンレスパイプに詰めた
後、ロータリースウェージを用いて混合圧粉体を作製し
た。この混合圧粉体を擬ＨＩＰ中で反応焼結させること
により、丸棒形状でほぼ真密度のＴｉＡｌ系金属間化合
物を作製した。この丸棒を常圧のアルゴン気流中で（Ｔ
α＋１００）〜Ｔα℃の温度範囲（α単相域）に所定時
間保持して（具体的には１３５０℃×２時間）熱処理を
行い、接合用母材を作製した。この接合用母材は、ｆｕ
ｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅを有し
ていた。この母材の接合面を研削加工した。
なるように秤量・混合し、ステンレスパイプに詰めた
後、ロータリースウェージを用いて混合圧粉体を作製し
た。この混合圧粉体を擬ＨＩＰ中で反応焼結させること
により、丸棒形状でほぼ真密度のＴｉＡｌ系金属間化合
物を作製した。この丸棒を常圧のアルゴン気流中で（Ｔ
α＋１００）〜Ｔα℃の温度範囲（α単相域）に所定時
間保持して（具体的には１３５０℃×２時間）熱処理を
行い、接合用母材を作製した。この接合用母材は、ｆｕ
ｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅを有し
ていた。この母材の接合面を研削加工した。
【００４２】次に、Ｔｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね、母
材の組成とほぼ同じ組成となるようにインサート材を作
製した。
材の組成とほぼ同じ組成となるようにインサート材を作
製した。
【００４３】次いで、丸棒形状の２つの母材間にインサ
ート材を挟んで、一軸プレスで５０ＭＰａに加圧しつつ
９００℃まで昇温して反応合成接合を行い接合体を得
た。
ート材を挟んで、一軸プレスで５０ＭＰａに加圧しつつ
９００℃まで昇温して反応合成接合を行い接合体を得
た。
【００４４】さらに、ほぼ常圧のアルゴンガス気流中に
おいてＴα±１００℃の温度範囲に約１００分間保持
（なお、この温度範囲のうちＴα〜（Ｔα−１００）℃
の温度範囲における保持時間は１０分以上とした）して
熱処理し、接合界面の組織制御を行った。
おいてＴα±１００℃の温度範囲に約１００分間保持
（なお、この温度範囲のうちＴα〜（Ｔα−１００）℃
の温度範囲における保持時間は１０分以上とした）して
熱処理し、接合界面の組織制御を行った。
【００４５】得られた実施例２の接合体について、電子
顕微鏡により接合部の組織を観察し、接合部における空
隙率を算出した。また、引張試験により室温および８０
０℃における破断強度を測定した結果を表２に示す。
顕微鏡により接合部の組織を観察し、接合部における空
隙率を算出した。また、引張試験により室温および８０
０℃における破断強度を測定した結果を表２に示す。
【００４６】
【表２】 実施例２の接合体では、接合界面においてラメラの嵌合
組織が観察され、接合界面における空隙率は０．５％以
下であった。また、実施例２の接合体では、引張試験に
より母材部で破断が生じた。このように母材がｆｕｌｌ
ｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅを有する場
合でも、接合界面にラメラの嵌合組織を形成させること
によって、接合強度の高い接合体が得られることがわか
った。
組織が観察され、接合界面における空隙率は０．５％以
下であった。また、実施例２の接合体では、引張試験に
より母材部で破断が生じた。このように母材がｆｕｌｌ
ｙ ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅを有する場
合でも、接合界面にラメラの嵌合組織を形成させること
によって、接合強度の高い接合体が得られることがわか
った。
【００４７】接合界面を所望の組織にするためには、イ
ンサート材の組成が母材の組成に比べてＴｉリッチであ
ることが好ましいが、その上限は９０ａｔ％Ｔｉ−１０
ａｔ％Ａｌである。接合部のＴｉ濃度が高すぎると、接
合界面においてラメラの嵌合組織を形成させることが困
難となる。なお、さらにインサート材の厚みを薄くした
り、接合時に２０℃／分以上の急激な昇温によって発熱
反応を急激に進行させるなど接合条件をコントロールし
たり、熱処理条件を適宜コントロールすることなどによ
って、インサート材の組成を母材の組成に比べて１５ａ
ｔ％までＡｌリッチにしてもラメラの嵌合組織が得られ
る場合がある。すなわち、本実施例では９０ａｔ％Ｔｉ
−１０ａｔ％Ａｌから３９ａｔ％Ｔｉ−６１ａｔ％Ａｌ
までの組成を有するインサート材を用いることができ
る。
ンサート材の組成が母材の組成に比べてＴｉリッチであ
ることが好ましいが、その上限は９０ａｔ％Ｔｉ−１０
ａｔ％Ａｌである。接合部のＴｉ濃度が高すぎると、接
合界面においてラメラの嵌合組織を形成させることが困
難となる。なお、さらにインサート材の厚みを薄くした
り、接合時に２０℃／分以上の急激な昇温によって発熱
反応を急激に進行させるなど接合条件をコントロールし
たり、熱処理条件を適宜コントロールすることなどによ
って、インサート材の組成を母材の組成に比べて１５ａ
ｔ％までＡｌリッチにしてもラメラの嵌合組織が得られ
る場合がある。すなわち、本実施例では９０ａｔ％Ｔｉ
−１０ａｔ％Ａｌから３９ａｔ％Ｔｉ−６１ａｔ％Ａｌ
までの組成を有するインサート材を用いることができ
る。
【００４８】実施例３および比較例２ ＴｉおよびＡｌの粉末をＴｉ−４７ａｔ％Ａｌの組成に
なるように秤量・混合し、プラズマアーク溶解法により
溶解し、鋳型に流し込んだ後、ブロック状角材形状に切
断し、研削して接合用母材を作製した。この接合用母材
は、ｆｕｌｌｙｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ
を有していた。
なるように秤量・混合し、プラズマアーク溶解法により
溶解し、鋳型に流し込んだ後、ブロック状角材形状に切
断し、研削して接合用母材を作製した。この接合用母材
は、ｆｕｌｌｙｌａｍｅｌｌａｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ
を有していた。
【００４９】次に、Ｔｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね、母
材の組成とほぼ同じ組成となるようにインサート材を作
製した。
材の組成とほぼ同じ組成となるようにインサート材を作
製した。
【００５０】次いで、ブロック状角材形状の２つの母材
間にインサート材を挟んで、一軸プレスで５０ＭＰａに
加圧しつつ９００℃まで昇温して反応合成接合を行い接
合体を得た。
間にインサート材を挟んで、一軸プレスで５０ＭＰａに
加圧しつつ９００℃まで昇温して反応合成接合を行い接
合体を得た。
【００５１】さらに、ほぼ常圧のアルゴンガス気流中に
おいてＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲に約１００
分間保持して熱処理し、接合界面の組織制御を行った
（実施例３）。なお、この熱処理時の保持時間は１０時
間以下であることが好ましい。
おいてＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲に約１００
分間保持して熱処理し、接合界面の組織制御を行った
（実施例３）。なお、この熱処理時の保持時間は１０時
間以下であることが好ましい。
【００５２】一方、比較のために、２つの母材の接合時
にインサート材を用いなかった以外は実施例３と全く同
様にして接合体を得た（比較例２）。
にインサート材を用いなかった以外は実施例３と全く同
様にして接合体を得た（比較例２）。
【００５３】得られた実施例３および比較例２の接合体
について、電子顕微鏡により接合部の組織を観察し、接
合部における空隙率を算出した。実施例３および比較例
２の接合体の接合部の電子顕微鏡写真を図３（２７０
倍）および図４（１０００倍）にそれぞれ示す。また、
接合体の一端を機械的に固定し、他端をハンマーで打っ
て破断位置を観察した（ハンマリング試験）。
について、電子顕微鏡により接合部の組織を観察し、接
合部における空隙率を算出した。実施例３および比較例
２の接合体の接合部の電子顕微鏡写真を図３（２７０
倍）および図４（１０００倍）にそれぞれ示す。また、
接合体の一端を機械的に固定し、他端をハンマーで打っ
て破断位置を観察した（ハンマリング試験）。
【００５４】図３に示されるように、実施例３の接合体
では、接合部がインサート材から新たに生じたラメラ組
織を有するＴｉＡｌ系金属間化合物からなっており、イ
ンサート材から生じたラメラ組織と母材のラメラ組織と
が互いに嵌合して結合している部分および／または両側
の母材から延びたラメラ組織が互いに嵌合して直接結合
している部分が存在する。実施例３の接合体では接合界
面における空隙率は０．５％以下であった。また、実施
例３の接合体では、ハンマリング試験により母材部で破
壊が生じた。このように母材を溶製法により作製した場
合でも、接合界面にラメラの嵌合組織を形成させること
によって、接合強度の高い接合体が得られることがわか
った。
では、接合部がインサート材から新たに生じたラメラ組
織を有するＴｉＡｌ系金属間化合物からなっており、イ
ンサート材から生じたラメラ組織と母材のラメラ組織と
が互いに嵌合して結合している部分および／または両側
の母材から延びたラメラ組織が互いに嵌合して直接結合
している部分が存在する。実施例３の接合体では接合界
面における空隙率は０．５％以下であった。また、実施
例３の接合体では、ハンマリング試験により母材部で破
壊が生じた。このように母材を溶製法により作製した場
合でも、接合界面にラメラの嵌合組織を形成させること
によって、接合強度の高い接合体が得られることがわか
った。
【００５５】一方、図４に示されるように、比較例２の
接合体では、接合界面においてラメラの嵌合組織が観測
されたものの、界面に沿って空隙（図４において黒く見
える部分）が観測された。比較例２の接合体では接合界
面における空隙率は約５％であった。また、比較例２の
接合体では、ハンマリング試験により接合界面に沿って
破壊が生じた。
接合体では、接合界面においてラメラの嵌合組織が観測
されたものの、界面に沿って空隙（図４において黒く見
える部分）が観測された。比較例２の接合体では接合界
面における空隙率は約５％であった。また、比較例２の
接合体では、ハンマリング試験により接合界面に沿って
破壊が生じた。
【００５６】なお、接合後に（Ｔα＋１００）〜Ｔα℃
に約１００分間保持した後、連続的に降温しながらＴα
〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲に約１０分間保持する
熱処理を施した場合にも、界面においてラメラ嵌合組織
が形成され空隙率が０．５％以下の良好な接合界面が形
成された。このような熱処理を施す場合、連続冷却の間
におけるＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲での保持
時間は１００分以下にすることが好ましい。これは保持
時間が１００分を超えるとγ等軸粒が析出して接合界面
におけるラメラの嵌合組織が得られないことがあるため
である。
に約１００分間保持した後、連続的に降温しながらＴα
〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲に約１０分間保持する
熱処理を施した場合にも、界面においてラメラ嵌合組織
が形成され空隙率が０．５％以下の良好な接合界面が形
成された。このような熱処理を施す場合、連続冷却の間
におけるＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲での保持
時間は１００分以下にすることが好ましい。これは保持
時間が１００分を超えるとγ等軸粒が析出して接合界面
におけるラメラの嵌合組織が得られないことがあるため
である。
【００５７】実施例４ ＴｉおよびＡｌの粉末をＴｉ−４８ａｔ％Ａｌの組成に
なるように秤量・混合し、ステンレスパイプに詰めた
後、ロータリースウェージを用いて混合圧粉体を作製し
た。この混合圧粉体を擬ＨＩＰ中で１１００℃×２時間
反応焼結させることにより、丸棒形状でほぼ真密度のＴ
ｉＡｌ系金属間化合物からなる接合用母材を作製した。
この接合用母材はｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｒｕｃｔ
ｕｒｅを有していた。この母材の接合面を研削加工し
た。
なるように秤量・混合し、ステンレスパイプに詰めた
後、ロータリースウェージを用いて混合圧粉体を作製し
た。この混合圧粉体を擬ＨＩＰ中で１１００℃×２時間
反応焼結させることにより、丸棒形状でほぼ真密度のＴ
ｉＡｌ系金属間化合物からなる接合用母材を作製した。
この接合用母材はｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｒｕｃｔ
ｕｒｅを有していた。この母材の接合面を研削加工し
た。
【００５８】次に、Ｔｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね、母
材の組成とほぼ同じ組成を有するインサート材を作製し
た。
材の組成とほぼ同じ組成を有するインサート材を作製し
た。
【００５９】次いで、実施例１と同様に反応合成接合を
行い接合体を得た後、さらに実施例１と同様にＴα〜
（Ｔα−１００）℃の温度範囲に約１００分間保持して
熱処理を施すことにより接合界面の組織制御を行った。
行い接合体を得た後、さらに実施例１と同様にＴα〜
（Ｔα−１００）℃の温度範囲に約１００分間保持して
熱処理を施すことにより接合界面の組織制御を行った。
【００６０】得られた実施例４の接合体について、電子
顕微鏡により接合部の組織を観察し、接合部における空
隙率を算出した。また、引張試験により室温および８０
０℃における破断強度を測定した結果を表３に示す。
顕微鏡により接合部の組織を観察し、接合部における空
隙率を算出した。また、引張試験により室温および８０
０℃における破断強度を測定した結果を表３に示す。
【００６１】
【表３】 実施例４の接合体では、母材の組織がｄｕｐｌｅｘ ｓ
ｔｒｕｃｔｕｒｅに変化しているとともに、接合界面に
おいてラメラの嵌合組織が観察され、接合界面における
空隙率は０．５％以下であった。また、実施例４の接合
体では、引張試験により母材部で破断が生じた。このよ
うに母材がラメラ層状組織を有していない場合でも、熱
処理によって全体の組織を変化させるとともに接合界面
においてラメラ嵌合組織を形成させることにより、接合
強度の高い接合体が得られることがわかった。
ｔｒｕｃｔｕｒｅに変化しているとともに、接合界面に
おいてラメラの嵌合組織が観察され、接合界面における
空隙率は０．５％以下であった。また、実施例４の接合
体では、引張試験により母材部で破断が生じた。このよ
うに母材がラメラ層状組織を有していない場合でも、熱
処理によって全体の組織を変化させるとともに接合界面
においてラメラ嵌合組織を形成させることにより、接合
強度の高い接合体が得られることがわかった。
【００６２】実施例５ 製造条件を種々変更することにより、接合界面における
空隙率の異なる複数の接合体を得た。空隙率が０．５％
以下、４％以上５％未満および５％以上６．５％未満の
３グループのサンプル５個ずつについてハンマリング試
験を行い、母材部または接合部で破断が生じたサンプル
の個数を調べた結果を表４に示す。表４から、空隙率が
５％未満であるならば、接合強度の高い接合体が得られ
ることがわかった。
空隙率の異なる複数の接合体を得た。空隙率が０．５％
以下、４％以上５％未満および５％以上６．５％未満の
３グループのサンプル５個ずつについてハンマリング試
験を行い、母材部または接合部で破断が生じたサンプル
の個数を調べた結果を表４に示す。表４から、空隙率が
５％未満であるならば、接合強度の高い接合体が得られ
ることがわかった。
【００６３】
【表４】
【００６４】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、接
合強度が高く、特に高温においてもラメラ組織のもつ優
れた高強度を発揮できるＴｉＡｌ系金属間化合物接合体
およびその製造方法を提供できる。
合強度が高く、特に高温においてもラメラ組織のもつ優
れた高強度を発揮できるＴｉＡｌ系金属間化合物接合体
およびその製造方法を提供できる。
【図１】実施例１におけるＴｉＡｌ系金属間化合物接合
体の接合部の金属組織を示す電子顕微鏡写真。
体の接合部の金属組織を示す電子顕微鏡写真。
【図２】比較例１におけるＴｉＡｌ系金属間化合物接合
体の接合部の金属組織を示す電子顕微鏡写真。
体の接合部の金属組織を示す電子顕微鏡写真。
【図３】実施例３におけるＴｉＡｌ系金属間化合物接合
体の接合部の金属組織を示す電子顕微鏡写真。
体の接合部の金属組織を示す電子顕微鏡写真。
【図４】比較例２におけるＴｉＡｌ系金属間化合物接合
体の接合部の金属組織を示す電子顕微鏡写真。
体の接合部の金属組織を示す電子顕微鏡写真。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/18 Ｃ２２Ｆ 1/18 Ｈ
Claims (8)
- 【請求項１】 ラメラ組織を有するＴｉＡｌ系金属間化
合物からなる２つの母材が、母材間に形成されたラメラ
組織を有する接合部を介して、接合部と母材とのラメラ
組織および／または母材どうしのラメラ組織が互いに直
接食い込みあった状態で接合されていることを特徴とす
るＴｉＡｌ系金属間化合物接合体。 - 【請求項２】 接合部の空隙体積率が５％未満であるこ
とを特徴とする請求項１記載のＴｉＡｌ系金属間化合物
接合体。 - 【請求項３】 接合部の組成が母材の組成と同じか、ま
たは母材の組成よりもＴｉリッチであることを特徴とす
る請求項１または２記載のＴｉＡｌ系金属間化合物接合
体。 - 【請求項４】 ＴｉＡｌ系金属間化合物からなる２つの
母材の接合面に、ＡｌおよびＴｉをそれぞれ主成分とす
る金属相の混合体が主たる構成要素であるインサート材
を配置し、前記複数のインサート材がＴｉＡｌ系金属間
化合物になる温度域に加熱して反応合成接合することを
特徴とするＴｉＡｌ金属間化合物接合体の製造方法。 - 【請求項５】 インサート材が、それぞれＴｉまたはＡ
ｌを主成分とする層状体からなることを特徴とする請求
項４記載のＴｉＡｌ金属間化合物接合体の製造方法。 - 【請求項６】 母材が板状γ粒および板状α2 粒が交互
に積層してなるラメラ層状組織とγ相等軸粒との混合組
織からなる場合に、前記反応合成接合工程の後に、接合
体をＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範囲（ここで、Ｔ
αはα相からγ相が析出する温度である）に所定時間保
持する熱処理を施すか、または接合体を（Ｔα＋１０
０）〜Ｔα℃の温度に加熱し、さらにＴα〜（Ｔα−１
００）℃の温度範囲に所定時間保持する熱処理を施すこ
とを特徴とする請求項４または５記載のＴｉＡｌ金属間
化合物接合体の製造方法。 - 【請求項７】 母材が全てラメラ層状組織からなる場合
に、前記反応合成接合工程の後に、接合体をＴα〜（Ｔ
α−１００）℃の温度範囲に所定時間保持する熱処理を
施すか、または接合体を（Ｔα＋１００）〜Ｔα℃の温
度に加熱し、さらにＴα〜（Ｔα−１００）℃の温度範
囲に所定時間保持する熱処理を施すことを特徴とする請
求項４または５記載のＴｉＡｌ金属間化合物接合体の製
造方法。 - 【請求項８】 母材がγ相等軸粒およびα2 相等軸粒の
混合組織からなり実質的にラメラ層状組織を含まない場
合に、前記反応合成接合工程の後に、接合体をＴα〜
（Ｔα−１００）℃の温度範囲に所定時間保持する熱処
理を施すか、または接合体を（Ｔα＋１００）〜Ｔα℃
の温度に加熱し、さらにＴα〜（Ｔα−１００）℃の温
度範囲に所定時間保持する熱処理を施すことを特徴とす
る請求項４または５記載のＴｉＡｌ金属間化合物接合体
の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12043495A JP3459138B2 (ja) | 1995-04-24 | 1995-04-24 | ＴｉＡｌ系金属間化合物接合体およびその製造方法 |
| US08/634,401 US5863670A (en) | 1995-04-24 | 1996-04-18 | Joints of Ti-Al intermetallic compounds and a manufacturing method therefor |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12043495A JP3459138B2 (ja) | 1995-04-24 | 1995-04-24 | ＴｉＡｌ系金属間化合物接合体およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08294783A true JPH08294783A (ja) | 1996-11-12 |
| JP3459138B2 JP3459138B2 (ja) | 2003-10-20 |
Family
ID=14786123
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12043495A Expired - Fee Related JP3459138B2 (ja) | 1995-04-24 | 1995-04-24 | ＴｉＡｌ系金属間化合物接合体およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5863670A (ja) |
| JP (1) | JP3459138B2 (ja) |
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| JP2016007624A (ja) * | 2014-06-25 | 2016-01-18 | 国立大学法人大阪大学 | チタン合金の接合方法及び構造物 |
| CN107414086A (zh) * | 2017-08-14 | 2017-12-01 | 陕西理工大学 | 一种碳化物与钛合金层协同强韧化TiAl基合金及其制备方法 |
| JPWO2020235201A1 (ja) * | 2019-05-23 | 2020-11-26 |
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| CN102581467B (zh) * | 2012-02-24 | 2015-06-24 | 华北电力大学 | 一种钛铝基合金和钛合金的异种金属等强度接头连接方法 |
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| ES2728527T3 (es) * | 2014-09-01 | 2019-10-25 | MTU Aero Engines AG | Procedimiento de fabricación de componentes de TiAl |
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| CN112276330B (zh) * | 2020-11-06 | 2022-04-19 | 西北工业大学 | 铌-铌硅金属间化合物复合材料、其制备方法及扩散焊模具 |
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| US4294615A (en) * | 1979-07-25 | 1981-10-13 | United Technologies Corporation | Titanium alloys of the TiAl type |
| US4716020A (en) * | 1982-09-27 | 1987-12-29 | United Technologies Corporation | Titanium aluminum alloys containing niobium, vanadium and molybdenum |
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| DE4222211C1 (ja) * | 1992-07-07 | 1993-07-22 | Mtu Muenchen Gmbh | |
| JP3839493B2 (ja) * | 1992-11-09 | 2006-11-01 | 日本発条株式会社 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物からなる部材の製造方法 |
-
1995
- 1995-04-24 JP JP12043495A patent/JP3459138B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1996
- 1996-04-18 US US08/634,401 patent/US5863670A/en not_active Expired - Fee Related
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| JPWO2020235201A1 (ja) * | 2019-05-23 | 2020-11-26 | ||
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5863670A (en) | 1999-01-26 |
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