JPH10251778A - 強度・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法 - Google Patents
強度・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH10251778A JPH10251778A JP9055967A JP5596797A JPH10251778A JP H10251778 A JPH10251778 A JP H10251778A JP 9055967 A JP9055967 A JP 9055967A JP 5596797 A JP5596797 A JP 5596797A JP H10251778 A JPH10251778 A JP H10251778A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- intermetallic compound
- phase
- toughness
- strength
- powder
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 宇宙環境で使用される航空機若しくはロケッ
ト等の機器部材、エンジン若しくはタービン等の部品
材、原子炉システムの炉心材料、核融合炉の炉心構造材
料、又は原子炉容器、中性子用導管若しくは中性子遮蔽
容器等の構造材料に最適な強度・靭性に富む金属間化合
物及びその製造方法。 【解決手段】 ９９ａｔ％〜８０ａｔ％のＴｉ及びＡｌ
からなる粒径５００μｍ以下の主成分粉末と、１ａｔ％
〜２０ａｔ％のＶ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及び／又はＷから
なる粒径５００μｍ以下の第３元素粉末とからなる混合
粉末を得、得られた混合粉末を加圧成形し、その粉末成
形体を焼結して成形焼結体を得、得られた成形焼結体を
８００〜１０００℃の高温で恒温鍛造処理又は押出し加
工処理して再結晶させることにより、Ｂ２相を含む相の
平均粒径が２０μｍ以下で、結晶粒径が正６角形に近い
形の等軸粒から構成される強度・靭性に富む金属間化合
物を得る。
ト等の機器部材、エンジン若しくはタービン等の部品
材、原子炉システムの炉心材料、核融合炉の炉心構造材
料、又は原子炉容器、中性子用導管若しくは中性子遮蔽
容器等の構造材料に最適な強度・靭性に富む金属間化合
物及びその製造方法。 【解決手段】 ９９ａｔ％〜８０ａｔ％のＴｉ及びＡｌ
からなる粒径５００μｍ以下の主成分粉末と、１ａｔ％
〜２０ａｔ％のＶ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及び／又はＷから
なる粒径５００μｍ以下の第３元素粉末とからなる混合
粉末を得、得られた混合粉末を加圧成形し、その粉末成
形体を焼結して成形焼結体を得、得られた成形焼結体を
８００〜１０００℃の高温で恒温鍛造処理又は押出し加
工処理して再結晶させることにより、Ｂ２相を含む相の
平均粒径が２０μｍ以下で、結晶粒径が正６角形に近い
形の等軸粒から構成される強度・靭性に富む金属間化合
物を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、宇宙環境で使用される
航空機若しくはロケット等の機器部材、エンジン若しく
はタービン等の部品材、原子炉システムの炉心材料、核
融合炉の炉心構造材料、又は原子炉容器、中性子用導管
若しくは中性子遮蔽容器等の構造材料に最適な強度・靭
性に富む金属間化合物及びその製造方法に関する。
航空機若しくはロケット等の機器部材、エンジン若しく
はタービン等の部品材、原子炉システムの炉心材料、核
融合炉の炉心構造材料、又は原子炉容器、中性子用導管
若しくは中性子遮蔽容器等の構造材料に最適な強度・靭
性に富む金属間化合物及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、Ｔｉ−Ａｌ系材料においては、そ
の比強度が優れていることから、航空機若しくはロケッ
ト等の機器部材、又はエンジン若しくはタービン等の部
品材として、更にその耐熱性、機械的強度特性などが優
れていることから、原子炉システムの炉心材料、又は原
子炉容器、中性子用導管、中性子減速若しくは遮蔽容器
等の機器部材として、その金属間化合物が注目されてい
る。
の比強度が優れていることから、航空機若しくはロケッ
ト等の機器部材、又はエンジン若しくはタービン等の部
品材として、更にその耐熱性、機械的強度特性などが優
れていることから、原子炉システムの炉心材料、又は原
子炉容器、中性子用導管、中性子減速若しくは遮蔽容器
等の機器部材として、その金属間化合物が注目されてい
る。
【０００３】ここで、金属間化合物とは、Ｔｉ−Ａｌを
主成分とし、それにＶ，Ｍｎ等の第３元素を含み、かつ
Ｂ２相を主な構成相とする、又はＢ２相が粒界に遍在し
ている化合物と定義される。
主成分とし、それにＶ，Ｍｎ等の第３元素を含み、かつ
Ｂ２相を主な構成相とする、又はＢ２相が粒界に遍在し
ている化合物と定義される。
【０００４】しかしながら、従来のＴｉ−Ａｌ系金属化
合物は、γ相またはα２相を含むもので、耐熱性等は優
れているものの低温延性及び強度特性が不十分であっ
た。さらに、原子炉システム等において、高エネルギー
の中性子や荷電粒子に暴露される環境では、従来のＴｉ
−Ａｌ系金属化合物では、材料の劣化が著しく、靭性が
低下するという問題があった。
合物は、γ相またはα２相を含むもので、耐熱性等は優
れているものの低温延性及び強度特性が不十分であっ
た。さらに、原子炉システム等において、高エネルギー
の中性子や荷電粒子に暴露される環境では、従来のＴｉ
−Ａｌ系金属化合物では、材料の劣化が著しく、靭性が
低下するという問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる従来
の問題に鑑み、宇宙環境等で使用される航空機、ロケッ
ト、さらに、エンジン、タービン等の部品材料、原子炉
システムの炉心材料、又は原子炉容器、中性子用導管、
中性子減速容器等の構成材料等に用いられる金属間化合
物及びその製造方法の提供を目的とする。
の問題に鑑み、宇宙環境等で使用される航空機、ロケッ
ト、さらに、エンジン、タービン等の部品材料、原子炉
システムの炉心材料、又は原子炉容器、中性子用導管、
中性子減速容器等の構成材料等に用いられる金属間化合
物及びその製造方法の提供を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の金属間化合物
は、Ｂ２相（β）を主な構成相とし、またはＢ２相が粒
界に遍在又は粒界を覆っているものであり、かかる構成
により従来の課題が解決できるものである。以下、本発
明を構成要件等に分けて詳細に説明する。
は、Ｂ２相（β）を主な構成相とし、またはＢ２相が粒
界に遍在又は粒界を覆っているものであり、かかる構成
により従来の課題が解決できるものである。以下、本発
明を構成要件等に分けて詳細に説明する。
【０００７】（金属間化合物）本発明において、使用可
能な金属間化合物とは、前述のとおり、Ｔｉ，Ａｌを主
成分とし、かつ融点まで安定な規則相であるＢ２相を主
構成相とするか、またはＢ２相が粒界に遍在した又は粒
界を覆った化合物であり、双晶変形または変態変形が主
要な変形モードの一つとして働く系であれば該当する。
ここで双晶変形とは、応力下で結晶の原子配列が鏡面対
象となる双晶を伴う塑性変形で、また、変態変形とは、
応力下で相変態を伴って塑性変形する場合を言う。Ｂ２
相が粒界にある場合には結晶粒はγ相又はα２相からな
る。
能な金属間化合物とは、前述のとおり、Ｔｉ，Ａｌを主
成分とし、かつ融点まで安定な規則相であるＢ２相を主
構成相とするか、またはＢ２相が粒界に遍在した又は粒
界を覆った化合物であり、双晶変形または変態変形が主
要な変形モードの一つとして働く系であれば該当する。
ここで双晶変形とは、応力下で結晶の原子配列が鏡面対
象となる双晶を伴う塑性変形で、また、変態変形とは、
応力下で相変態を伴って塑性変形する場合を言う。Ｂ２
相が粒界にある場合には結晶粒はγ相又はα２相からな
る。
【０００８】具体的には、本発明の金属間化合物とは、
Ｔｉ−Ａｌを主成分とし、第３元素として格子位置に入
る置換型のＶ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ等を含む金属間化
合物であり、またはさらにこれに第４元素として格子間
位置に入るＢ，Ｃ等の侵入型元素、あるいはＴｉＣやＹ
2Ｏ3等の微細な炭化物や酸化物が含まれても良い。
Ｔｉ−Ａｌを主成分とし、第３元素として格子位置に入
る置換型のＶ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｗ等を含む金属間化
合物であり、またはさらにこれに第４元素として格子間
位置に入るＢ，Ｃ等の侵入型元素、あるいはＴｉＣやＹ
2Ｏ3等の微細な炭化物や酸化物が含まれても良い。
【０００９】第３元素はＢ２相を安定化する元素であ
り、またその他の微量元素等は粒界における破壊応力を
高める効果があるためである。かかるＴｉ及びＡｌを主
成分とするのは、耐食性に優れ、軽量で、さらには靭性
が比較的優れているという利点があるためである。
り、またその他の微量元素等は粒界における破壊応力を
高める効果があるためである。かかるＴｉ及びＡｌを主
成分とするのは、耐食性に優れ、軽量で、さらには靭性
が比較的優れているという利点があるためである。
【００１０】置換型の添加元素の含有量は、１ａｔ％〜
２０ａｔ％の範囲が好適である、最適には、２ａｔ％〜
１０ａｔ％の範囲である。Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系の場合のＡ
ｌ量は３０〜５０ａｔ％の範囲が好適であり、最適に
は、３５〜４５ａｔ％の範囲であり、またＶ量は５〜１
５ａｔ％の範囲が好適であり、最適には７〜１３ａｔ％
の範囲である。上記の範囲以外では、充分なＢ２相を生
成させることが出来なくなる恐れがあるためである。さ
らに、第３元素の添加量が１ａｔ％未満では、その効果
が十分現れず、２０ａｔ％を越えるとＢ２相の出現する
割合が減少するためである。
２０ａｔ％の範囲が好適である、最適には、２ａｔ％〜
１０ａｔ％の範囲である。Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系の場合のＡ
ｌ量は３０〜５０ａｔ％の範囲が好適であり、最適に
は、３５〜４５ａｔ％の範囲であり、またＶ量は５〜１
５ａｔ％の範囲が好適であり、最適には７〜１３ａｔ％
の範囲である。上記の範囲以外では、充分なＢ２相を生
成させることが出来なくなる恐れがあるためである。さ
らに、第３元素の添加量が１ａｔ％未満では、その効果
が十分現れず、２０ａｔ％を越えるとＢ２相の出現する
割合が減少するためである。
【００１１】また、Ｂ，Ｃ等の侵入型元素または炭化
物、酸化物の添加量は０．００５〜０．５ａｔ％が好適
である。その添加量が０．００５ａｔ％以下ではその効
果が現れ難く、また０．５ａｔ％を越えると脆い相の出
現のおそれがあるためである。
物、酸化物の添加量は０．００５〜０．５ａｔ％が好適
である。その添加量が０．００５ａｔ％以下ではその効
果が現れ難く、また０．５ａｔ％を越えると脆い相の出
現のおそれがあるためである。
【００１２】（粒界における添加物の遍在について）次
に、本発明において、粒界において添加物が遍在してい
ることが望ましい。これは、セラミックス特有の共有結
合に比べて金属特有の金属結合成分を高めて、結晶粒界
の破壊応力を高めるためであり、さらには、粒界クラッ
クの伝搬を押さえるためである。粒界とは、結晶粒の界
面をいうが、必ずしも界面そのものに限らず、微量物が
結晶粒の界面近傍に存在していても良い。
に、本発明において、粒界において添加物が遍在してい
ることが望ましい。これは、セラミックス特有の共有結
合に比べて金属特有の金属結合成分を高めて、結晶粒界
の破壊応力を高めるためであり、さらには、粒界クラッ
クの伝搬を押さえるためである。粒界とは、結晶粒の界
面をいうが、必ずしも界面そのものに限らず、微量物が
結晶粒の界面近傍に存在していても良い。
【００１３】（製造方法について）本発明は、強度・靭
性に富む金属間化合物の製造方法についても、これまで
の考えとは異なる新しい考えを提供するものである。す
なわち、従来の方法は、Ｔｉ−Ａｌ２元合金の組織が中
心でγ相（Ｌ１０）を主とした金属間化合物を製造する
方法であった。本発明では、さらにＢ２相を安定化する
第３元素を加えることにより、より対象性の良いＢ２相
を主な相とする、またはＢ２相を粒界に遍在させる方法
であって、それは強度・靭性に富む金属間化合物の製造
方法として好適である。かかる方法であれば、十分なＢ
２相が得られ、またはＢ２相を粒界に遍在させ、若しく
は粒界を覆うようにさせることが可能である。
性に富む金属間化合物の製造方法についても、これまで
の考えとは異なる新しい考えを提供するものである。す
なわち、従来の方法は、Ｔｉ−Ａｌ２元合金の組織が中
心でγ相（Ｌ１０）を主とした金属間化合物を製造する
方法であった。本発明では、さらにＢ２相を安定化する
第３元素を加えることにより、より対象性の良いＢ２相
を主な相とする、またはＢ２相を粒界に遍在させる方法
であって、それは強度・靭性に富む金属間化合物の製造
方法として好適である。かかる方法であれば、十分なＢ
２相が得られ、またはＢ２相を粒界に遍在させ、若しく
は粒界を覆うようにさせることが可能である。
【００１４】本発明の金属間化合物の製造方法について
は、特に限定されるものではないが、粉末冶金法によっ
て製造される。またメカニカルアロイング法を利用して
粉末冶金用の粉末を製造する製造法は、各元素の粉末を
ボールミルによるエネルギーによって合金化させ、結晶
粒の微細化を図り、得られる金属間化合物の靭性を向上
させる点で好適である。
は、特に限定されるものではないが、粉末冶金法によっ
て製造される。またメカニカルアロイング法を利用して
粉末冶金用の粉末を製造する製造法は、各元素の粉末を
ボールミルによるエネルギーによって合金化させ、結晶
粒の微細化を図り、得られる金属間化合物の靭性を向上
させる点で好適である。
【００１５】粉末冶金法は、メカニカルアロイング法、
プラズマ回転電極法やガスアトマイズ法を利用して粉末
を製造し、その粉末を焼結によって焼結体からなる素材
を形成する。この場合の出発粉末の粒径は３００μｍ以
下が望ましい。
プラズマ回転電極法やガスアトマイズ法を利用して粉末
を製造し、その粉末を焼結によって焼結体からなる素材
を形成する。この場合の出発粉末の粒径は３００μｍ以
下が望ましい。
【００１６】メカニカルアロイング法では、出発粉末の
径は５００μｍ程度でも良いが、小さい粒径のものがよ
り望ましい。また、その焼結体からなる素材を高温恒温
鍛造処理あるいは押出し加工・焼鈍することにより、微
細且つ等軸結晶粒が容易に得られ、金属間化合物の靭性
を向上させることができる点で好適である。高温恒温鍛
造あるいは押出し加工は８００〜１０００℃の比較的低
温で再結晶を完了させるのが好適である。１０００℃以
上では、結晶粒が熱間鍛造中に粗大化するおそれがあ
り、８００℃以下では、再結晶を十分に完了しないおそ
れがあるためである。
径は５００μｍ程度でも良いが、小さい粒径のものがよ
り望ましい。また、その焼結体からなる素材を高温恒温
鍛造処理あるいは押出し加工・焼鈍することにより、微
細且つ等軸結晶粒が容易に得られ、金属間化合物の靭性
を向上させることができる点で好適である。高温恒温鍛
造あるいは押出し加工は８００〜１０００℃の比較的低
温で再結晶を完了させるのが好適である。１０００℃以
上では、結晶粒が熱間鍛造中に粗大化するおそれがあ
り、８００℃以下では、再結晶を十分に完了しないおそ
れがあるためである。
【００１７】本発明の金属間化合物を製造する方法は、
具体的には、次の工程から構成される。 （１） Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及
び／又はＷ）からなる所定成分の合金粉末をメカニカル
アロイング法、プラズマ回転電極法やガスアトマイズ法
等を利用して得る。 （２） 得られた合金粉末を加圧成形し、その粉末成形
体を焼結して成形焼結体を得る。 （３） 得られた成形焼結体を８００〜１０００℃の高
温で恒温鍛造処理又は押出し加工処理して再結晶させる
ことにより、Ｂ２相を含む相の平均粒径が２０μｍ以下
で、結晶粒径が正６角形に近い形の等軸粒から構成され
る強度・靭性に富む金属間化合物を得る。
具体的には、次の工程から構成される。 （１） Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及
び／又はＷ）からなる所定成分の合金粉末をメカニカル
アロイング法、プラズマ回転電極法やガスアトマイズ法
等を利用して得る。 （２） 得られた合金粉末を加圧成形し、その粉末成形
体を焼結して成形焼結体を得る。 （３） 得られた成形焼結体を８００〜１０００℃の高
温で恒温鍛造処理又は押出し加工処理して再結晶させる
ことにより、Ｂ２相を含む相の平均粒径が２０μｍ以下
で、結晶粒径が正６角形に近い形の等軸粒から構成され
る強度・靭性に富む金属間化合物を得る。
【００１８】又は、本発明の金属間化合物を製造する他
の方法は、具体的には、次の工程から構成される。 （１） Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及
び／又はＷ）と第４成分（Ｂ，Ｃ，ＴｉＣ及び／又はＹ
2Ｏ3）とからなる所定成分の合金粉末をメカニカルアロ
イング法、プラズマ回転電極法やガスアトマイズ法等を
利用して得る。 （２） 得られた合金粉末を加圧成形し、その粉末成形
体を焼結して成形焼結体を得る。 （３） 得られた成形焼結体を８００〜１０００℃の高
温で恒温鍛造処理又は押出し加工処理して再結晶させる
ことにより、Ｂ２相を含む相の平均粒径が２０μｍ以下
で、結晶粒径が正６角形に近い形の等軸粒から構成され
る強度・靭性に富む金属間化合物を得る。
の方法は、具体的には、次の工程から構成される。 （１） Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及
び／又はＷ）と第４成分（Ｂ，Ｃ，ＴｉＣ及び／又はＹ
2Ｏ3）とからなる所定成分の合金粉末をメカニカルアロ
イング法、プラズマ回転電極法やガスアトマイズ法等を
利用して得る。 （２） 得られた合金粉末を加圧成形し、その粉末成形
体を焼結して成形焼結体を得る。 （３） 得られた成形焼結体を８００〜１０００℃の高
温で恒温鍛造処理又は押出し加工処理して再結晶させる
ことにより、Ｂ２相を含む相の平均粒径が２０μｍ以下
で、結晶粒径が正６角形に近い形の等軸粒から構成され
る強度・靭性に富む金属間化合物を得る。
【００１９】
【実施例】以下に実施例を挙げて、本発明を具体的に説
明する。
明する。
【００２０】
【実施例１】Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ金属間化合物（Ｔｉが５０
ａｔ％、Ａｌが４０ａｔ％、Ｖが１０ａｔ％）を粉末冶
金法で製造した。用いた原料は、直径５０〜３００μｍ
（平均２５０μｍ）の粉末で、それを熱間圧縮成形した
後に再度粉末化して、プラズマ回転電極法を用いて、直
径２１０〜３００μｍ（平均：２２０μｍ）のより均一
な粉末を製造した。これを、温度：１，０５０℃、圧
力：１，８００ａｔｍ、時間：３ｈｒの条件で熱間静水
圧加工（ＨＩＰ）を施した後、９５０℃の温度で、圧縮
度７８％まで、３．８×１０-4／ｓの歪み速度で恒温鍛
造を施した。これらの処理を通して得られた合金のミク
ロ組織は、ほとんどＢ２相からなる結晶粒から構成さ
れ、その平均直径８μｍの等軸粒である。
ａｔ％、Ａｌが４０ａｔ％、Ｖが１０ａｔ％）を粉末冶
金法で製造した。用いた原料は、直径５０〜３００μｍ
（平均２５０μｍ）の粉末で、それを熱間圧縮成形した
後に再度粉末化して、プラズマ回転電極法を用いて、直
径２１０〜３００μｍ（平均：２２０μｍ）のより均一
な粉末を製造した。これを、温度：１，０５０℃、圧
力：１，８００ａｔｍ、時間：３ｈｒの条件で熱間静水
圧加工（ＨＩＰ）を施した後、９５０℃の温度で、圧縮
度７８％まで、３．８×１０-4／ｓの歪み速度で恒温鍛
造を施した。これらの処理を通して得られた合金のミク
ロ組織は、ほとんどＢ２相からなる結晶粒から構成さ
れ、その平均直径８μｍの等軸粒である。
【００２１】そして、そこから引張試験片を切り出し、
室温から６５０℃の範囲で引張試験を実施し、応力と歪
み曲線を得た。その結果、図１に示すように、γ相を主
構成相とする従来のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物に比べ
て、強度及び引張延性が共に優れた特性が得られた。降
伏応力では全試験温度範囲で約２倍の高い価を示し、ま
た伸びに関しても、特に３００℃以上で従来材に比べて
優れた値を示した。さらに、６００℃における降伏応力
は６８７ＭＰａで、伸びは５８％であった。
室温から６５０℃の範囲で引張試験を実施し、応力と歪
み曲線を得た。その結果、図１に示すように、γ相を主
構成相とする従来のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物に比べ
て、強度及び引張延性が共に優れた特性が得られた。降
伏応力では全試験温度範囲で約２倍の高い価を示し、ま
た伸びに関しても、特に３００℃以上で従来材に比べて
優れた値を示した。さらに、６００℃における降伏応力
は６８７ＭＰａで、伸びは５８％であった。
【００２２】
【比較例１】実施例１において、γ相を主構成相とする
同様な粉末冶金法で製造したＴｉ−Ａｌ系金属間化合物
について、全く同様の条件で引張試験を行い、応力と歪
み曲線を測定した。結果を図１に示す。なお、６００℃
における降伏応力は４３５ＭＰａで、伸びは８．４％で
あった。また、従来の溶解法により製造したＴｉ−Ａｌ
金属間化合物では２％以下である。
同様な粉末冶金法で製造したＴｉ−Ａｌ系金属間化合物
について、全く同様の条件で引張試験を行い、応力と歪
み曲線を測定した。結果を図１に示す。なお、６００℃
における降伏応力は４３５ＭＰａで、伸びは８．４％で
あった。また、従来の溶解法により製造したＴｉ−Ａｌ
金属間化合物では２％以下である。
【００２３】
【発明の効果】本発明によれば、従来の金属間化合物に
比べて、より大きい引張強度及び伸びが得られ、さら
に、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物は中性子、粒子線照射に
対して優れた抵抗性を有することが期待されることか
ら、宇宙環境等で使用される航空機、ロケット、さら
に、エンジン、タービン等の部品、あるいは原子炉シス
テムの炉心材料等の極めて厳しい条件で使用される機器
部材に最適な、強度の高いまた延性に富む、具体的には
室温〜７００℃の温度範囲において強度及び延性に優れ
た、金属間化合物の提供が可能になった。また、結果と
して耐久性や加工性が向上したため、軽量且つ小型の、
更には複雑な形状の部材等にも対応することが可能にな
った。
比べて、より大きい引張強度及び伸びが得られ、さら
に、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物は中性子、粒子線照射に
対して優れた抵抗性を有することが期待されることか
ら、宇宙環境等で使用される航空機、ロケット、さら
に、エンジン、タービン等の部品、あるいは原子炉シス
テムの炉心材料等の極めて厳しい条件で使用される機器
部材に最適な、強度の高いまた延性に富む、具体的には
室温〜７００℃の温度範囲において強度及び延性に優れ
た、金属間化合物の提供が可能になった。また、結果と
して耐久性や加工性が向上したため、軽量且つ小型の、
更には複雑な形状の部材等にも対応することが可能にな
った。
【００２４】また、方法としても、簡便、迅速、かつ均
一な金属間化合物の製造が可能となり、金属間化合物の
コストが低下したり、汎用性が向上するなどの効果も得
られるようになった。
一な金属間化合物の製造が可能となり、金属間化合物の
コストが低下したり、汎用性が向上するなどの効果も得
られるようになった。
【図１】 Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ金属間化合物の引張特性を示
す図である。
す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４１Ｃ ６５０ ６５０Ｂ ６５１ ６５１Ｂ ６８３ ６８３ ６８４ ６８４Ｃ ６８７ ６８７ (72)発明者 沢井 友次 茨城県那珂郡東海村白方字白根２番地の４ 日本原子力研究所東海研究所内 (72)発明者 仲田 清智 茨城県日立市幸町３−１−１ 株式会社日 立製作所日立研究所内
Claims (6)
- 【請求項１】 金属間化合物において、Ｂ２相（β）を
主な相とする、またはＢ２相が結晶粒界に遍在又は結晶
粒界を覆っていることを特徴とする充分な強度・靭性を
有する金属間化合物。 - 【請求項２】 前記金属間化合物は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍ
（Ｍ＝Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ及び／又はＷ）であること
を特徴とする請求項１に記載する強度・靭性に富む金属
間化合物。 - 【請求項３】 前記Ｂ２相を含む相の平均粒径が２０μ
ｍ以下で、結晶粒径が正６角形に近い形の等軸粒である
ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の強度
・靭性に富む金属間化合物。 - 【請求項４】 金属間化合物の製造方法において、前記
金属間化合物の粉末からなる粉末成形体を焼結する工
程、該焼結後、高温恒温鍛造又は熱間押出し加工・熱処
理を施すことを特徴とする強度・靭性に富む金属間化合
物の製造方法。 - 【請求項５】 前記金属間化合物の粉末をメカニカルア
ロイングによって形成することを特徴とする請求項４に
記載の強度・靭性に富む金属間化合物の製造方法。 - 【請求項６】 前記高温恒温鍛造後、熱処理を施すこと
を特徴とする強度・靭性に富む金属間化合物の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9055967A JPH10251778A (ja) | 1997-03-11 | 1997-03-11 | 強度・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9055967A JPH10251778A (ja) | 1997-03-11 | 1997-03-11 | 強度・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10251778A true JPH10251778A (ja) | 1998-09-22 |
Family
ID=13013852
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9055967A Pending JPH10251778A (ja) | 1997-03-11 | 1997-03-11 | 強度・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10251778A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000135543A (ja) * | 1998-10-29 | 2000-05-16 | Toyota Motor Corp | チタン系金属の鍛造方法、エンジンバルブの製造方法およびエンジンバルブ |
| JP2001123233A (ja) * | 1999-10-21 | 2001-05-08 | Tohoku Tokushuko Kk | ＴｉＡｌ基合金自動車用エンジンバルブの製造方法 |
| WO2020158945A1 (ja) * | 2019-02-01 | 2020-08-06 | 国立大学法人東北大学 | チタン合金積層成形体およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-03-11 JP JP9055967A patent/JPH10251778A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000135543A (ja) * | 1998-10-29 | 2000-05-16 | Toyota Motor Corp | チタン系金属の鍛造方法、エンジンバルブの製造方法およびエンジンバルブ |
| US6599467B1 (en) | 1998-10-29 | 2003-07-29 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Process for forging titanium-based material, process for producing engine valve, and engine valve |
| JP2001123233A (ja) * | 1999-10-21 | 2001-05-08 | Tohoku Tokushuko Kk | ＴｉＡｌ基合金自動車用エンジンバルブの製造方法 |
| WO2020158945A1 (ja) * | 2019-02-01 | 2020-08-06 | 国立大学法人東北大学 | チタン合金積層成形体およびその製造方法 |
| JP6785491B1 (ja) * | 2019-02-01 | 2020-11-18 | 国立大学法人東北大学 | チタン合金積層成形体およびその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1666618B2 (en) | Ni based superalloy and its use as gas turbine disks, shafts and impellers | |
| JP6576379B2 (ja) | チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法及び部材 | |
| JP2004068121A (ja) | 粗大結晶粒組織を有する高温クリープ強度に優れたフェライト系酸化物分散強化型鋼の製造方法 | |
| JP2007031836A (ja) | タービンエンジン用の粉末金属回転構成部品及びその処理方法 | |
| EP1201777B1 (en) | Superalloy optimized for high-temperature performance in high-pressure turbine disks | |
| JP2000129414A (ja) | 粒子強化型チタン合金の製造方法 | |
| JP3316084B2 (ja) | 重金属合金及びその製造方法 | |
| US4534808A (en) | Method for refining microstructures of prealloyed powder metallurgy titanium articles | |
| JPH10251778A (ja) | 強度・靭性に富む金属間化合物及びその製造方法 | |
| JPH05117800A (ja) | 酸化物分散強化鉄基合金の製造法 | |
| Zhou et al. | Effect of carbon on high temperature compressive and creep properties of β-stabilized TiAl alloy | |
| US4536234A (en) | Method for refining microstructures of blended elemental powder metallurgy titanium articles | |
| JPH0593233A (ja) | チタンアルミニウム化物／チタン合金微小複合体材料 | |
| RU2119846C1 (ru) | Способ получения материала на основе легированного интерметаллического соединения | |
| JPH10265867A (ja) | 高機能合金とその製造法及び用途 | |
| JPH1180866A (ja) | 低温強度・靭性に富むＴｉＡｌ系金属間化合物及びその製造方法 | |
| JP2852414B2 (ja) | 粒子強化型チタン基複合材料とその製造方法 | |
| JP3332615B2 (ja) | ＴｉＡｌ系金属間化合物基合金及びその製造方法 | |
| JPH03243741A (ja) | Ｔｉ―Ａｌ系焼結体およびその製造方法 | |
| JP3657521B2 (ja) | ＮｉＡｌ金属間化合物の塑性加工方法 | |
| JPH0129864B2 (ja) | ||
| JP2774950B2 (ja) | 低温延性に富む金属間化合物及びその製造方法 | |
| JPH05222476A (ja) | 酸化物分散硬化した析出硬化型ニッケル−クロム系合金 | |
| JPH0627297B2 (ja) | 酸化物分散超合金およびその製造方法 | |
| JPH01275724A (ja) | 分散強化耐熱合金の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040324 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20060223 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060526 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060623 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060928 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20070206 |