JPH1036928A - 靱性およびクリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物およびその製造方法 - Google Patents
靱性およびクリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物およびその製造方法Info
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- JPH1036928A JPH1036928A JP8213079A JP21307996A JPH1036928A JP H1036928 A JPH1036928 A JP H1036928A JP 8213079 A JP8213079 A JP 8213079A JP 21307996 A JP21307996 A JP 21307996A JP H1036928 A JPH1036928 A JP H1036928A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 靭性およびクリープ特性に優れ、耐酸化性も
良好なＴｉＡｌ金属間化合物を提供する。 【解決手段】 Ａｌ:27 〜36wt％を含有し、残部Ｔｉお
よび不可避的不純物からなる組成を有し、粉末成形体を
高温、高圧下で処理する反応合成法により製造され、ミ
クロ組織がα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）とγ相（ＴｉＡｌ）か
ら形成される層状のラメラ組織からなり、ラメラ組織中
のラメラ粒の平均径が500 〜3000μm である。必要に応
じて、Ｃｌ、Ｆ、Ｂｒ、ＩあるいはＣｒ、Ｖ、Ｍｎ、さ
らにＭｏ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆを添加することもできる。
良好なＴｉＡｌ金属間化合物を提供する。 【解決手段】 Ａｌ:27 〜36wt％を含有し、残部Ｔｉお
よび不可避的不純物からなる組成を有し、粉末成形体を
高温、高圧下で処理する反応合成法により製造され、ミ
クロ組織がα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）とγ相（ＴｉＡｌ）か
ら形成される層状のラメラ組織からなり、ラメラ組織中
のラメラ粒の平均径が500 〜3000μm である。必要に応
じて、Ｃｌ、Ｆ、Ｂｒ、ＩあるいはＣｒ、Ｖ、Ｍｎ、さ
らにＭｏ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆを添加することもできる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軽量耐熱構造材
料、例えば自動車の内燃機関部品であるバルブ、コンロ
ッド、ピストンピン、リテーナやタービン用部品、ブレ
ード等に使用される靱性およびクリープ特性に優れたＴ
ｉＡｌ金属間化合物に関する。
料、例えば自動車の内燃機関部品であるバルブ、コンロ
ッド、ピストンピン、リテーナやタービン用部品、ブレ
ード等に使用される靱性およびクリープ特性に優れたＴ
ｉＡｌ金属間化合物に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＴｉＡｌ系の金属間化合物は軽量であり
耐熱性に優れていることから、次世代の構造用材料とし
て期待され、研究開発が活発になされてきている。これ
までに常温延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物や、高靱
性、高強度、高延性ＴｉＡｌ金属間化合物が開発されて
きているが、用途によってはさらに高い高温強度が望ま
れており、高温強度、特にクリープ強度はγ粒組織を有
する化合物よりも、α2＋γからなる層状の粗大ラメラ
組織を有する化合物において大きな値が得られるとされ
ている。
耐熱性に優れていることから、次世代の構造用材料とし
て期待され、研究開発が活発になされてきている。これ
までに常温延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物や、高靱
性、高強度、高延性ＴｉＡｌ金属間化合物が開発されて
きているが、用途によってはさらに高い高温強度が望ま
れており、高温強度、特にクリープ強度はγ粒組織を有
する化合物よりも、α2＋γからなる層状の粗大ラメラ
組織を有する化合物において大きな値が得られるとされ
ている。
【０００３】従来の溶解鋳造法によりＴｉＡｌ金属間化
合物を製造した場合には、製造方法を制御することなし
に、上記のラメラ組織を生成することができる。しか
し、溶解鋳造法で得られるＴｉＡｌ金属間化合物には、
鋳造時にるつぼからの汚染が多いこと、またポアなどの
欠陥が多いこと等多くの問題がある。ポアについては、
熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）によりこれらの欠陥を消滅
させることがある程度は可能であるがなお十分とは言え
ず、またこのために製造コストが高くなるなどの問題点
もある。さらに、溶製法にてＴｉＡｌ金属間化合物を製
造した場合、得られた化合物は、高温での耐酸化性が十
分でなく、クリープ特性の一層の改善とともに耐酸化性
の向上が要求されていた。
合物を製造した場合には、製造方法を制御することなし
に、上記のラメラ組織を生成することができる。しか
し、溶解鋳造法で得られるＴｉＡｌ金属間化合物には、
鋳造時にるつぼからの汚染が多いこと、またポアなどの
欠陥が多いこと等多くの問題がある。ポアについては、
熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）によりこれらの欠陥を消滅
させることがある程度は可能であるがなお十分とは言え
ず、またこのために製造コストが高くなるなどの問題点
もある。さらに、溶製法にてＴｉＡｌ金属間化合物を製
造した場合、得られた化合物は、高温での耐酸化性が十
分でなく、クリープ特性の一層の改善とともに耐酸化性
の向上が要求されていた。
【０００４】一方、ＴｉＡｌ金属間化合物の製造方法と
して、粉末冶金法（ＰＭ法）を利用する反応合成法も使
用されている。この方法は、Ｔｉ粉末、Ａｌ粉末、添加
元素の単体または合金粉末を所定の割合で混合し、容器
に収納して真空ポンプ等により脱気したのち、ホットプ
レス、押出成形等で緻密化処理し、ＨＩＰ処理等、高
温、高圧下で処理することによりＴｉＡｌ金属間化合物
とするもので（特公平1-30898 号公報) 、溶解鋳造法の
ようにるつぼを使用しないため、製造工程中の酸化物等
の混入が皆無であり、製品形状に近い形状に成形できる
などの利点もあるため注目されている。
して、粉末冶金法（ＰＭ法）を利用する反応合成法も使
用されている。この方法は、Ｔｉ粉末、Ａｌ粉末、添加
元素の単体または合金粉末を所定の割合で混合し、容器
に収納して真空ポンプ等により脱気したのち、ホットプ
レス、押出成形等で緻密化処理し、ＨＩＰ処理等、高
温、高圧下で処理することによりＴｉＡｌ金属間化合物
とするもので（特公平1-30898 号公報) 、溶解鋳造法の
ようにるつぼを使用しないため、製造工程中の酸化物等
の混入が皆無であり、製品形状に近い形状に成形できる
などの利点もあるため注目されている。
【０００５】しかしながら、反応合成法により製造した
ＴｉＡｌ金属間化合物においては、クリープ特性を向上
させるため、例えば500 μm 以上の平均ラメラ粒径を有
する粗大ラメラ組織を形成させるには、ＨＩＰ処理後に
α領域において長時間の熱処理を行わなければならない
が、例えば１０時間以上の熱処理を行ってもラメラ組織
は300 μm 程度にしか成長しないため、きわめてコスト
高となるという難点があり、クリープ特性を改善する上
で重要な問題となっている。
ＴｉＡｌ金属間化合物においては、クリープ特性を向上
させるため、例えば500 μm 以上の平均ラメラ粒径を有
する粗大ラメラ組織を形成させるには、ＨＩＰ処理後に
α領域において長時間の熱処理を行わなければならない
が、例えば１０時間以上の熱処理を行ってもラメラ組織
は300 μm 程度にしか成長しないため、きわめてコスト
高となるという難点があり、クリープ特性を改善する上
で重要な問題となっている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、多くの利点
をそなえた反応合成法によるＴｉＡｌ金属間化合物にお
いて、粗大ラメラ組織の生成と化合物組成、熱処理との
関係、およびラメラ組織の性状と各種特性との関連につ
いて多角的に実験、検討を加えた結果としてなされたも
のであり、その目的は、靱性、クリープ特性に優れ、さ
らには耐酸化性にも優れたＴｉＡｌ金属間化合物を提供
することにある。
をそなえた反応合成法によるＴｉＡｌ金属間化合物にお
いて、粗大ラメラ組織の生成と化合物組成、熱処理との
関係、およびラメラ組織の性状と各種特性との関連につ
いて多角的に実験、検討を加えた結果としてなされたも
のであり、その目的は、靱性、クリープ特性に優れ、さ
らには耐酸化性にも優れたＴｉＡｌ金属間化合物を提供
することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による靭性およびクリープ特性に優れたＴｉ
Ａｌ金属間化合物は、Ａｌ:27 〜36％を含有し、残部Ｔ
ｉおよび不可避的不純物よりなる組成を有し、粉末成形
体を高温、高圧下で処理する反応合成法により製造され
たものであり、且つミクロ組織がα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）
とγ相（ＴｉＡｌ）から形成されるラメラ組織からな
り、該ラメラ組織中のラメラ粒の平均径が500 〜3000μ
m （平均ラメラ粒径はラメラ粒を結晶粒とみなして切断
法で測定した値）であることを構成上の第１の特徴とす
る。
めの本発明による靭性およびクリープ特性に優れたＴｉ
Ａｌ金属間化合物は、Ａｌ:27 〜36％を含有し、残部Ｔ
ｉおよび不可避的不純物よりなる組成を有し、粉末成形
体を高温、高圧下で処理する反応合成法により製造され
たものであり、且つミクロ組織がα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）
とγ相（ＴｉＡｌ）から形成されるラメラ組織からな
り、該ラメラ組織中のラメラ粒の平均径が500 〜3000μ
m （平均ラメラ粒径はラメラ粒を結晶粒とみなして切断
法で測定した値）であることを構成上の第１の特徴とす
る。
【０００８】第２の特徴は、さらにＣｌ:0.01 〜0.5
％、Ｆ：0.01〜0.5 ％、Ｂｒ:0.01 〜0.5 ％、Ｉ:0.01
〜0.5 ％うちの１種または２種以上を含有すること、第
３の特徴は、Ｃｌ、Ｆ、Ｂｒ、Ｉに加えてさらにＣｒ、
Ｖ、Ｍｎのうちの１種または２種以上以上を合計で0.7
〜10％含有すること、第４の特徴は、Ｃｌ、Ｆ、Ｂｒ、
Ｉに加えてさらにＭｏ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆのうちの１種
または２種以上を合計で0.7 〜10％含有すること、第５
の特徴は、Ｃｌ、Ｆ、Ｂｒ、ＩおよびＣｒ、Ｖ、Ｍｎに
加えてさらにＭｏ、Ｔａ、Ｚ ｒ、Ｈｆのうちの１種ま
たは２種以上を合計で0.7 〜10％含有することにある。
％、Ｆ：0.01〜0.5 ％、Ｂｒ:0.01 〜0.5 ％、Ｉ:0.01
〜0.5 ％うちの１種または２種以上を含有すること、第
３の特徴は、Ｃｌ、Ｆ、Ｂｒ、Ｉに加えてさらにＣｒ、
Ｖ、Ｍｎのうちの１種または２種以上以上を合計で0.7
〜10％含有すること、第４の特徴は、Ｃｌ、Ｆ、Ｂｒ、
Ｉに加えてさらにＭｏ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆのうちの１種
または２種以上を合計で0.7 〜10％含有すること、第５
の特徴は、Ｃｌ、Ｆ、Ｂｒ、ＩおよびＣｒ、Ｖ、Ｍｎに
加えてさらにＭｏ、Ｔａ、Ｚ ｒ、Ｈｆのうちの１種ま
たは２種以上を合計で0.7 〜10％含有することにある。
【０００９】また、本発明による靭性およびクリープ特
性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物の製造方法は、上記。
成分組成を有し、反応合成法により製造されたＴｉＡｌ
金属間化合物を、α領域で0.5 ｈ以上熱処理し、その後
α＋γ領域以下まで冷却し、α相とγ相からなる層状組
織を生成させた後、さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処
理を行うことを構成上の第１の特徴とし、上記成分を有
し、反応合成法により製造されたＴｉＡｌ金属間化合物
を、α＋γ領域で0.5 ｈ以上熱処理し、その後共析温度
以下まで冷却し、α相とγ相からなる層状状織を生成さ
せ、その後さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行う
ことを第２の特徴とする。
性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物の製造方法は、上記。
成分組成を有し、反応合成法により製造されたＴｉＡｌ
金属間化合物を、α領域で0.5 ｈ以上熱処理し、その後
α＋γ領域以下まで冷却し、α相とγ相からなる層状組
織を生成させた後、さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処
理を行うことを構成上の第１の特徴とし、上記成分を有
し、反応合成法により製造されたＴｉＡｌ金属間化合物
を、α＋γ領域で0.5 ｈ以上熱処理し、その後共析温度
以下まで冷却し、α相とγ相からなる層状状織を生成さ
せ、その後さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行う
ことを第２の特徴とする。
【００１０】本発明における合金成分の意義およびその
限定理由について説明すると、Ａｌは、本発明のＴｉＡ
ｌ金属間化合物の主要合金元素ある。Ａｌの好ましい含
有範囲は27〜36％であり、27％未満では完全ラメラ組織
が得られず、常温延性が低下し、36％を越えると、完全
ラメラ組織が得られず、クリープ特性等が劣る。
限定理由について説明すると、Ａｌは、本発明のＴｉＡ
ｌ金属間化合物の主要合金元素ある。Ａｌの好ましい含
有範囲は27〜36％であり、27％未満では完全ラメラ組織
が得られず、常温延性が低下し、36％を越えると、完全
ラメラ組織が得られず、クリープ特性等が劣る。
【００１１】Ｃｌ、Ｆ、ＢｒおよびＩは、耐酸化性を向
上させる。好ましい含有量は、Ｃｌ:0.01 〜0.5 ％、
Ｆ：0.01〜0.5 ％、Ｂｒ:0.01 〜0.5 ％、Ｉ:0.01 〜0.
5 ％の範囲であり、それぞれ下限値未満では効果が十分
ではなく、また、それぞれ上限を越えて含有すると、そ
の効果が飽和するばかりでなく、ポアの原因となり機械
的特性が低下する。さらに好ましいＣｌ、Ｆ、Ｂｒおよ
びＩの含有量は、それぞれ0.01〜0.1 ％の範囲である。
上させる。好ましい含有量は、Ｃｌ:0.01 〜0.5 ％、
Ｆ：0.01〜0.5 ％、Ｂｒ:0.01 〜0.5 ％、Ｉ:0.01 〜0.
5 ％の範囲であり、それぞれ下限値未満では効果が十分
ではなく、また、それぞれ上限を越えて含有すると、そ
の効果が飽和するばかりでなく、ポアの原因となり機械
的特性が低下する。さらに好ましいＣｌ、Ｆ、Ｂｒおよ
びＩの含有量は、それぞれ0.01〜0.1 ％の範囲である。
【００１２】Ｃｒ、ＶおよびＭｎは、常温延性を向上さ
せる機能を有する。好ましくはＣｒ、Ｖ、Ｍｎの１種ま
たは２種以上を合計で0.7 〜10％の範囲で含有させる。
下限値未満では効果が十分ではなく、また上限を越えて
含有すると、その効果が飽和するとともに、密度が増加
し、軽量耐熱合金としての価値が損なわれる。
せる機能を有する。好ましくはＣｒ、Ｖ、Ｍｎの１種ま
たは２種以上を合計で0.7 〜10％の範囲で含有させる。
下限値未満では効果が十分ではなく、また上限を越えて
含有すると、その効果が飽和するとともに、密度が増加
し、軽量耐熱合金としての価値が損なわれる。
【００１３】Ｍｏ、Ｔａ、ＺｒおよびＨｆは、クリープ
特性を向上させる。好ましい含有量は、Ｍｏ、Ｔａ、Ｚ
ｒ、Ｈｆの１種または２種以上を合計で0.7 〜10％の範
囲とする。下限値未満では効果が十分ではなく、また上
限を越えて含有すると、その効果が飽和するとともに、
密度が増加し、軽量耐熱合金としての価値が損なわれ
る。
特性を向上させる。好ましい含有量は、Ｍｏ、Ｔａ、Ｚ
ｒ、Ｈｆの１種または２種以上を合計で0.7 〜10％の範
囲とする。下限値未満では効果が十分ではなく、また上
限を越えて含有すると、その効果が飽和するとともに、
密度が増加し、軽量耐熱合金としての価値が損なわれ
る。
【００１４】なお、本発明のＴｉＡｌ金属間化合物中
に、0.06％以下のＦｅ、0.02％以下のＳｉ、200ppm以下
のＭｇおよび200ppm以下のＮａが添加されても性能が害
されることはない。
に、0.06％以下のＦｅ、0.02％以下のＳｉ、200ppm以下
のＭｇおよび200ppm以下のＮａが添加されても性能が害
されることはない。
【００１５】本発明によるＴｉＡｌ金属間化合物は、粉
末成形体を高温、高圧下で処理する反応合成法により製
造されたものであり、ミクロ組織がα2 相（Ｔｉ3 Ａ
ｌ）とγ相（ＴｉＡｌ）から形成される層状のラメラ組
織からなり、該ラメラ組織中のラメラ粒の平均粒径を50
0 〜3000μm とするのが好ましく、上記成分組成、反応
合成による材料特性と組織性状の組合わせにより、靭性
およびクリープ特性に優れ、さらに耐酸化性にも優れた
ＴｉＡｌ金属間化合物が得られる。ラメラ粒の平均粒径
が500 μm 未満では、靭性、クリープ特性の向上効果が
十分でない。
末成形体を高温、高圧下で処理する反応合成法により製
造されたものであり、ミクロ組織がα2 相（Ｔｉ3 Ａ
ｌ）とγ相（ＴｉＡｌ）から形成される層状のラメラ組
織からなり、該ラメラ組織中のラメラ粒の平均粒径を50
0 〜3000μm とするのが好ましく、上記成分組成、反応
合成による材料特性と組織性状の組合わせにより、靭性
およびクリープ特性に優れ、さらに耐酸化性にも優れた
ＴｉＡｌ金属間化合物が得られる。ラメラ粒の平均粒径
が500 μm 未満では、靭性、クリープ特性の向上効果が
十分でない。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明におけるＴｉＡｌ金属間化
合物の実施の態様の一つは、通常の粉末反応合成法に従
って、反応合成前の粉末混合材を押出等の塑性加工で形
状付与し、ついでＨＩＰ等にて反応合成しＴｉＡｌ金属
間化合物とした後、熱処理を行う。熱処理は、α（α−
Ｔｉ）領域で0.5 ｈ以上加熱し、その後α＋γ領域以下
まで冷却し、α相とγ相からなる層状組織を生成させた
後、さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行い、Ｔｉ
Ａｌ金属間化合物とする。
合物の実施の態様の一つは、通常の粉末反応合成法に従
って、反応合成前の粉末混合材を押出等の塑性加工で形
状付与し、ついでＨＩＰ等にて反応合成しＴｉＡｌ金属
間化合物とした後、熱処理を行う。熱処理は、α（α−
Ｔｉ）領域で0.5 ｈ以上加熱し、その後α＋γ領域以下
まで冷却し、α相とγ相からなる層状組織を生成させた
後、さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行い、Ｔｉ
Ａｌ金属間化合物とする。
【００１７】最初にα領域にて0.5 ｈ以上熱処理すの
は、α相粒を粗大化させ、α相粒を基礎として生成する
ラメラ粒を粗大化するものであり、α領域より高い温度
で熱処理すると高温強度の低いβ相（β−Ｔｉ）が析出
し易く、液相が析出し形状の変化が生じる可能性もあ
る。最初の熱処理温度が共析温度以下（α2 ＋γ領域)
であると、その後の熱処理により粗大ラメラ組織を生成
させることができない。また、熱処理の時間が0.5 ｈ未
満であると、熱処理による効果が不十分となってα相が
得られず、その後のα＋γ領域以下までの冷却によりラ
メラ粒を得ることが難しい。
は、α相粒を粗大化させ、α相粒を基礎として生成する
ラメラ粒を粗大化するものであり、α領域より高い温度
で熱処理すると高温強度の低いβ相（β−Ｔｉ）が析出
し易く、液相が析出し形状の変化が生じる可能性もあ
る。最初の熱処理温度が共析温度以下（α2 ＋γ領域)
であると、その後の熱処理により粗大ラメラ組織を生成
させることができない。また、熱処理の時間が0.5 ｈ未
満であると、熱処理による効果が不十分となってα相が
得られず、その後のα＋γ領域以下までの冷却によりラ
メラ粒を得ることが難しい。
【００１８】α＋γ領域以下まで冷却し、α相とγ相か
らなるラメラ組織を生成させた後、さらにα領域にて0.
5 ｈ以上の熱処理を行うのは、ラメラ組織を粗大化させ
るためである。熱処理時間が0.5 ｈ未満であるとα粒が
粗大化せず、α相粒を基礎として生成するラメラ粒の粒
径が500 μm 以上とならず、高いクリープ強度を得るこ
とが難しい。
らなるラメラ組織を生成させた後、さらにα領域にて0.
5 ｈ以上の熱処理を行うのは、ラメラ組織を粗大化させ
るためである。熱処理時間が0.5 ｈ未満であるとα粒が
粗大化せず、α相粒を基礎として生成するラメラ粒の粒
径が500 μm 以上とならず、高いクリープ強度を得るこ
とが難しい。
【００１９】もう一つの実施態様は、通常の粉末反応合
成法に従って、反応合成前の粉末混合材を押出等の塑性
加工で形状付与し、ついでＨＩＰ等にて反応合成しＴｉ
Ａｌ金属間化合物とした後、熱処理を行う。熱処理は、
まずα＋γ領域で0.5 ｈ以上加熱し、その後共析温度以
下まで冷却し、α相とγ相からなるラメラ組織を生成さ
せた後、さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行い、
ＴｉＡｌ金属間化合物とする。
成法に従って、反応合成前の粉末混合材を押出等の塑性
加工で形状付与し、ついでＨＩＰ等にて反応合成しＴｉ
Ａｌ金属間化合物とした後、熱処理を行う。熱処理は、
まずα＋γ領域で0.5 ｈ以上加熱し、その後共析温度以
下まで冷却し、α相とγ相からなるラメラ組織を生成さ
せた後、さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行い、
ＴｉＡｌ金属間化合物とする。
【００２０】最初にα＋γ領域にて0.5 ｈ以上熱処理す
のは、α相粒を粗大化させ、α相粒を基礎として生成す
るラメラ粒を粗大化するものであり、最初の熱処理温度
が共析温度以下（α2 ＋γ領域) であると、その後の熱
処理により粗大ラメラ組織を生成させることができな
い。また、その時間が0.5 ｈ未満であると、熱処理によ
る効果が不十分となり、α相が得られないため最終的に
粗大ラメラ組織が達成し難い。
のは、α相粒を粗大化させ、α相粒を基礎として生成す
るラメラ粒を粗大化するものであり、最初の熱処理温度
が共析温度以下（α2 ＋γ領域) であると、その後の熱
処理により粗大ラメラ組織を生成させることができな
い。また、その時間が0.5 ｈ未満であると、熱処理によ
る効果が不十分となり、α相が得られないため最終的に
粗大ラメラ組織が達成し難い。
【００２１】α＋γ領域での熱処理後、共析温度以下ま
で冷却し、α相とγ相からなるラメラ組織を生成させた
後、さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行うのは、
ラメラ組織を粗大化させるためである。熱処理時間が0.
5 ｈ未満であるとα相粒が粗大化せず、α相粒を基礎と
して生成するラメラ粒の粒径が500 μm 以上とならず、
高いクリープ強度が得難い。
で冷却し、α相とγ相からなるラメラ組織を生成させた
後、さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行うのは、
ラメラ組織を粗大化させるためである。熱処理時間が0.
5 ｈ未満であるとα相粒が粗大化せず、α相粒を基礎と
して生成するラメラ粒の粒径が500 μm 以上とならず、
高いクリープ強度が得難い。
【００２２】以下、本発明の実施例を比較例と対比して
説明する。
説明する。
実施例１ 48メッシュ以下のスポンジＴｉと、ガスアトマイズ法に
より製造た48メッシュ以下のＡｌ合金粉末を混合し、直
径68mmのアルミニウム製缶に入れて脱気した後、400 ℃
で直径18mmに押出加工し、さらに1300 kgf/cm2の加圧下
で1250℃の温度に2 ｈ保持する条件でＨＩＰ処理を行
い、表１に示す組成を有するＴｉＡｌ金属間化合物を作
製した。これらの化合物を、α領域である1400℃の温度
で3 ｈ熱処理し、その後α＋γ領域である1200℃まで冷
却し、さらにα領域である1400℃の温度で3 ｈの熱処理
を行い、γ−ＴｉＡｌ金属間化合物を作製した。
より製造た48メッシュ以下のＡｌ合金粉末を混合し、直
径68mmのアルミニウム製缶に入れて脱気した後、400 ℃
で直径18mmに押出加工し、さらに1300 kgf/cm2の加圧下
で1250℃の温度に2 ｈ保持する条件でＨＩＰ処理を行
い、表１に示す組成を有するＴｉＡｌ金属間化合物を作
製した。これらの化合物を、α領域である1400℃の温度
で3 ｈ熱処理し、その後α＋γ領域である1200℃まで冷
却し、さらにα領域である1400℃の温度で3 ｈの熱処理
を行い、γ−ＴｉＡｌ金属間化合物を作製した。
【００２３】得られた試験材について、ミクロ組織、80
0 ℃における100 ｈクリープ破断応力、ＫIC（破壊靭
性）、耐酸化性について評価した。耐酸化性について
は、7mm×7mm ×15mmの試片を切り出して高純度アルミ
ナるつぼに入れ、大気中で900 ℃の温度に24ｈ曝して酸
化増量を測定した。その結果を表２に示す。表２に示す
ように、各試験材は、いずれも完全ラメラ組織を持つγ
−ＴｉＡｌ金属間化合物であり、靱性、クリープ特性お
よび耐酸化性ともに優れていた。
0 ℃における100 ｈクリープ破断応力、ＫIC（破壊靭
性）、耐酸化性について評価した。耐酸化性について
は、7mm×7mm ×15mmの試片を切り出して高純度アルミ
ナるつぼに入れ、大気中で900 ℃の温度に24ｈ曝して酸
化増量を測定した。その結果を表２に示す。表２に示す
ように、各試験材は、いずれも完全ラメラ組織を持つγ
−ＴｉＡｌ金属間化合物であり、靱性、クリープ特性お
よび耐酸化性ともに優れていた。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】比較例１ 実施例１と同じ方法で表３に示す組成を有するＴｉＡｌ
金属間化合物を作製し、これらの化合物を実施例１と同
一の条件で熱処理して試験材とし、これらの試験材につ
いて、ミクロ組織を観察し、クリープ破断応力、ＫIC、
耐酸化性を実施例１と同一方法で評価した。結果を表４
に示す。なお、表３において、本発明の条件を外れたも
のには下線を付した。
金属間化合物を作製し、これらの化合物を実施例１と同
一の条件で熱処理して試験材とし、これらの試験材につ
いて、ミクロ組織を観察し、クリープ破断応力、ＫIC、
耐酸化性を実施例１と同一方法で評価した。結果を表４
に示す。なお、表３において、本発明の条件を外れたも
のには下線を付した。
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】表４に示すように、試験材No.18 はＡｌ含
有量が少ないため、完全なラメラ組織が得られず靭性が
劣る。試験材No.19 はＡｌ含有量が多いため完全なラメ
ラ組織とならず靭性、クリープ強度ともに低い。試験材
No.20 は、Ｃｌの含有量が多過ぎるため、靭性がわるく
ポアの発生もみられた。試験材No.21 、試験材No.22
は、それぞれＭｎおよびＭｏの量が多過ぎるため、密度
が大きくなり、軽量化の特性が損なわれた。
有量が少ないため、完全なラメラ組織が得られず靭性が
劣る。試験材No.19 はＡｌ含有量が多いため完全なラメ
ラ組織とならず靭性、クリープ強度ともに低い。試験材
No.20 は、Ｃｌの含有量が多過ぎるため、靭性がわるく
ポアの発生もみられた。試験材No.21 、試験材No.22
は、それぞれＭｎおよびＭｏの量が多過ぎるため、密度
が大きくなり、軽量化の特性が損なわれた。
【００３０】実施例２ 表１の試験材２と同一の組成を有するＴｉＡｌ金属間化
合物を、実施例１と同一の方法で反応合成した。得られ
た化合物を表５に示す条件で熱処理して試験材を作製
し、これらの試験材について、ミクロ組織を観察し、破
壊靭性、クリープ特性を実施例１と同じ方法で評価し
た。その結果を表６に示す。表６に示すように、本発明
に従う試験材No.23 〜39はいづれも、完全ラメラ組織を
持つγ−ＴｉＡｌ金属間化合物であり、靱性、クリープ
特性ともに優れていた。
合物を、実施例１と同一の方法で反応合成した。得られ
た化合物を表５に示す条件で熱処理して試験材を作製
し、これらの試験材について、ミクロ組織を観察し、破
壊靭性、クリープ特性を実施例１と同じ方法で評価し
た。その結果を表６に示す。表６に示すように、本発明
に従う試験材No.23 〜39はいづれも、完全ラメラ組織を
持つγ−ＴｉＡｌ金属間化合物であり、靱性、クリープ
特性ともに優れていた。
【００３１】
【表５】
【００３２】
【表６】
【００３３】比較例２ 表１の試験材２と同一の組成を有するＴｉＡｌ金属間化
合物を、実施例１と同一の方法で反応合成した。これら
の化合物を表７に示す条件で熱処理して試験材とし、こ
れらの試験材について、ミクロ組織を観察し、実施例１
と同じ方法により靭性、クリープ特性を評価した。その
結果を表８に示す。なお、表７において、本発明の条件
を外れたものには下線を付した。
合物を、実施例１と同一の方法で反応合成した。これら
の化合物を表７に示す条件で熱処理して試験材とし、こ
れらの試験材について、ミクロ組織を観察し、実施例１
と同じ方法により靭性、クリープ特性を評価した。その
結果を表８に示す。なお、表７において、本発明の条件
を外れたものには下線を付した。
【００３４】
【表７】
【００３５】
【表８】
【００３６】表８にみられるように、試験材No.40 、試
験材No.41 は、最終の熱処理温度がα＋γ領域の低い温
度で行われたため、層状のラメラ組織が形成されず２相
組織となり、靭性、クリープ強度ともに劣っている。試
験材No.42 は、最終の熱処理がα2 ＋γ領域で行われた
ため、層状のラメラ組織が得られず、特にクリープ強度
が低い。試験材No.43 は、冷却温度が高く、最終の熱処
理温度も適正でないため、ラメラ粒径が小さくクリープ
強度がわるい。試験材No.44 は最初の熱処理温度が低い
ため、適正なラメラ組織が得られずクリープ特性が劣
る。
験材No.41 は、最終の熱処理温度がα＋γ領域の低い温
度で行われたため、層状のラメラ組織が形成されず２相
組織となり、靭性、クリープ強度ともに劣っている。試
験材No.42 は、最終の熱処理がα2 ＋γ領域で行われた
ため、層状のラメラ組織が得られず、特にクリープ強度
が低い。試験材No.43 は、冷却温度が高く、最終の熱処
理温度も適正でないため、ラメラ粒径が小さくクリープ
強度がわるい。試験材No.44 は最初の熱処理温度が低い
ため、適正なラメラ組織が得られずクリープ特性が劣
る。
【００３７】試験材No.45 、No.46 は、最初の熱処理の
時間が短く、十分に粗大なα相とならないため、適正な
ラメラ粒が得られずクリープ強度が低い。試験材No.47
、No.48 は、最後の熱処理の時間が短いため、ラメラ
粒径の大きいラメラ組織が得られず、靭性、クリープ特
性が劣る。試験材No.49 、No.50 は、α相領域において
熱処理を行った後、放冷したままのものであるため、ラ
メラ組織が形成されず、靭性、クリープ強度ともに劣っ
ている。
時間が短く、十分に粗大なα相とならないため、適正な
ラメラ粒が得られずクリープ強度が低い。試験材No.47
、No.48 は、最後の熱処理の時間が短いため、ラメラ
粒径の大きいラメラ組織が得られず、靭性、クリープ特
性が劣る。試験材No.49 、No.50 は、α相領域において
熱処理を行った後、放冷したままのものであるため、ラ
メラ組織が形成されず、靭性、クリープ強度ともに劣っ
ている。
【００３８】
【発明の効果】以上、本発明によれば、例えば、ＫIC値
が２５MPa √m 以上の優れた破壊靭性、800 ℃で1000h
のクリープ試験に置いて１７０MPa を越えるクリープ破
断応力を有し、耐酸化性も良好で、自動車の内燃機関部
品等、軽量耐熱構造材料として好適に使用できるＴｉＡ
ｌ金属間化合物が得られる。
が２５MPa √m 以上の優れた破壊靭性、800 ℃で1000h
のクリープ試験に置いて１７０MPa を越えるクリープ破
断応力を有し、耐酸化性も良好で、自動車の内燃機関部
品等、軽量耐熱構造材料として好適に使用できるＴｉＡ
ｌ金属間化合物が得られる。
Claims (6)
- 【請求項１】 Ａｌ:27 〜36％（質量％、以下同じ）を
含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物よりなる組成を
有し、粉末成形体を高温、高圧下で処理する反応合成法
により製造されたものであり、且つミクロ組織がα2 相
( Ｔｉ3 Ａｌ）とγ相（ＴｉＡｌ）から形成される層状
のラメラ組織からなり、ラメラ組織中のラメラ粒の平均
径が500 〜3000μm であることを特徴とする靱性および
クリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物。但し、平
均ラメラ粒径はラメラ粒を結晶粒とみなして切断法にて
測定した値をいう。 - 【請求項２】 ＴｉＡｌ金属間化合物が、さらにＣｌ:
0.01 〜0.5 ％、Ｆ：0.01〜0.5 ％、Ｂｒ:0.01 〜0.5
％、Ｉ:0.01 〜0.5 ％のうちの１種または２種以上を含
有することを特徴とする請求項１記載の靱性およびクリ
ープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物。 - 【請求項３】 ＴｉＡｌ金属間化合物が、さらにＣｒ、
Ｖ、Ｍｎのうちの１種または２種以上を合計で0.7 〜10
％含有することを特徴とする請求項２記載の靱性および
クリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物。 - 【請求項４】 ＴｉＡｌ金属間化合物が、さらにＭｏ、
Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆのうちの１種または２種以上を合計で
0.7 〜10％含有することを特徴とする請求項２〜３記載
の靱性およびクリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合
物。 - 【請求項５】 請求項１〜４記載の組成を有し、反応合
成法により製造されたＴｉＡｌ金属間化合物を、α領域
で0.5 ｈ以上熱処理し、その後α＋γ領域以下まで冷却
してα相とγ相からなる層状組織を生成させた後、さら
にα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行うことを特徴とす
る平均ラメラ粒径が500 〜3000μm のラメラ組織からな
る靱性およびクリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合
物の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１〜４記載の組成を有し、反応合
成法により製造されたＴｉＡｌ金属間化合物を、α＋γ
領域で0.5 ｈ以上熱処理し、その後共析温度以下まで冷
却し、α相とγ相からなる層状組織を生成させ、その後
さらにα領域にて0.5 ｈ以上の熱処理を行うことを特徴
とする平均ラメラ粒径が500 〜3000μm のラメラ組織か
らなる靱性およびクリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間
化合物の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8213079A JPH1036928A (ja) | 1996-07-24 | 1996-07-24 | 靱性およびクリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8213079A JPH1036928A (ja) | 1996-07-24 | 1996-07-24 | 靱性およびクリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1036928A true JPH1036928A (ja) | 1998-02-10 |
Family
ID=16633205
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8213079A Pending JPH1036928A (ja) | 1996-07-24 | 1996-07-24 | 靱性およびクリープ特性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1036928A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008117802A1 (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-02 | Ihi Corporation | 耐熱部品 |
-
1996
- 1996-07-24 JP JP8213079A patent/JPH1036928A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008117802A1 (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-02 | Ihi Corporation | 耐熱部品 |
| JPWO2008117802A1 (ja) * | 2007-03-26 | 2010-07-15 | 株式会社Ihi | 耐熱部品 |
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