JPH1192843A

JPH1192843A - 焼結Ｔｉ合金材料

Info

Publication number: JPH1192843A
Application number: JP9250811A
Authority: JP
Inventors: Taku Saito; 卓斎藤; Tadahiko Furuta; 忠彦古田; Hiroyuki Takamiya; 博之高宮
Original assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 1997-09-16
Filing date: 1997-09-16
Publication date: 1999-04-06
Anticipated expiration: 2017-09-16
Also published as: US6117204A; JP3306822B2

Abstract

(57)【要約】【課題】強度、剛性、耐摩耗性に優れ、安価な焼結Ｔ
ｉ合金材料を提供する。【解決手段】Ｔｉ合金を主成分とするマトリックスと
該マトリックス中に分散保持されているＴｉＢとを有す
る燒結Ｔｉ合金材料であって、その組成は、少なくと
も、０．１〜８．０重量％Ｂと３．０〜３０．０重量％
Ｍｏとを含有し、かつＴｉが５０重量％以上と残部不可
避物質とからなることを特徴とする。焼結促進相として
働く一時的なＴｉ−Ｍｏ‐Ｂの液相により緻密な焼結体
が得られ、高剛性、高強度、耐摩耗性等の優れた特性を
発揮する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、焼結Ｔｉ合金材料に
関し、さらに詳しくは、高密度でかつ高剛性、高強度、
耐摩耗性等の特性に優れ、高強度部品等の各種部品とし
て好適な焼結Ｔｉ合金材料に関するものである。

【０００２】

【従来技術】Ｔｉ合金は、高い比強度、比靭性を有する
ため、軍事、宇宙、航空機やレーシングカー等の強度部
品に適用されている。しかし、素材価格が高い、溶解、
鋳造が難しい、歩留まりが低いなどの理由から、これま
で量産部品に適用することは困難とされてきた。

【０００３】最近では、Ｔｉ合金の高コスト、低生産性
を解決し、さらに高強度、高疲労強度化を実現させた焼
結Ｔｉ合金材料が開発されている。例えば、α型、α＋
β型、β型のチタン合金からなるマトリクスと５〜５０
体積％のＴｉＢ固溶体とからなるチタン基複合材料およ
びその製造方法が報告されている（特開平５−５１４
２）。。この方法では、Ｔｉ合金と本質的に反応しにく
いＴｉＢ固溶体を強化粒子として選定し、強度、剛性、
疲労強度、耐摩耗性、耐熱性を向上させることに成功し
ている。

【０００４】さらに、ＴｉＢ固溶体を均―に分散させ、
量産部品に適用可能な製造プロセスとして、Ｔｉ粉末の
形状を制御して粉末の充填密度を所定の値に向上させる
ことにより残留空孔の微細化を図る方法を提案してい
る。これにより安価なＴｉ粉末を用いた場合でも、特性
を悪化させる不純物や介在物を逆に、特性向上剤として
積極的に利用し優れた機械的性質を持つ焼結Ｔｉ合金材
料が得られるとしている。この方法によると、詳細な理
由は定かではないが、安価な焼結方法で、１．８重量％
のＢを添加した場合で、焼結のままで９９％以上の緻密
な焼結体が、３．６重量％のＢを添加した場合でも９６
％以上の焼結体密度が得られ、優れた強度、剛性、疲労
強度を持つ焼結体得られる。

【０００５】また、安価にかつ生産性よく高密度化でき
る方法として、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｖ、Ｏ量を限定し、
残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる高密度粉末焼
結用Ｔｉ合金（特開平５−１７１３２１）が提案されて
いる。この方法では、低温短時間で緻密に焼結させるた
めに、Ｔｉ合金中で拡散速度の速いＦｅと拡散速度の遅
いＭｏとを組み合わせている。これは、Ｆｅのみの添加
ではカーケンドル効果により合金成分側に気孔が生成さ
れやすいことから、これを抑制するために拡散速度の遅
いＭｏとを組み合わせている。さらにＡｌとＶとを適量
添加し、かつ０の含有量をコントロールすることによ
り、望ましい強度を有する焼結Ｔｉ合金の開発に成功し
ている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】特開平５−５９４２で
は、１．８重量％のＢの添加までは、これまでのＴｉ合
金では得られなかった強度、剛性、疲労強度が安価な製
造プロセスでしかも焼結のままで得られる。しかし、
１．８重量％以上のＢを添加すると、次第に焼結体密度
は低下し、それに伴い、強度レベルも低下するという問
題点を有している。

【０００７】また、特開平５−１７１３２１では、Ｆ
ｅ、Ｍｏの添加量を適性化することにより、低温短時間
で級密化を促進させ、望ましい強度を有する焼結Ｔｉ合
金を安価に製造する方法を提案している。しかし、この
方法もＴｉ合金の欠点である剛性の低さを改善するまで
には至っていない。従って、自動車部品のように、剛性
設計を必要とする部品には、適用できないという問題点
を有している。

【０００８】また、特公平１‐２９８６４では焼結Ｔｉ
合金を緻密化させるために、焼結後にＨＩＰ処理を行う
方法が提案されている。このような方法では、大幅なコ
ストアップが避けられず、自動車部品のような安価な量
産部品には適用できないという問題点を有している。そ
の他の緻密化の方法としては、焼結中に低融点の液相、
例えば、Ｔｉ‐Ｆｅ、Ｔｉ−ＮｉやＴｉ−Ｃｏなどの液
相を活用した活性化焼結法が挙げられる。これらの液相
を利用した場合、緻密化できる条件では、液相が焼結後
凝固した相が一般的に脆く、十分な強度特性が得られな
い欠点を有している。また、組成偏析に起因する多量の
液相が流失孔となり、高密度な焼結体が得られない場合
もある。

【０００９】そこで、本発明者らは、前記した従来の方
法の問題点を解決すべく鋭意研究し、各種系統的実験を
重ねた結果、本発明を成すに至ったものである．本発明
の目的は、強度、剛性、耐摩耗性に優れ、安価な焼結Ｔ
ｉ合金材料およびその実用的な製造方法を提供するにあ
る。本発明者らは、この目的を達成するために、単に溶
製Ｔｉ合金用の組成をそのまま用いるのではなく、焼結
Ｔｉ合金材料独自の合金組成選定を行った。すなわち、
Ｔｉ合金中における構成元素間の相互作用エネルギー、
拡散係数、βＴｉ合金への固溶度を考慮した。

【００１０】そして、焼結温度直下で生成する一時的な
Ｔｉ−Ｍｏ‐Ｂを主とする液相を焼結促進相として用い
ることを考えた。この焼結促進相はその構成元素にＢを
持つ。このＢは焼結後、Ｔｉ合金中の強化粒子として唯
一有効なＴｉＢと成ることができ、得られる焼結Ｔｉ合
金材料の強度、剛性、耐磨耗性を向上させる。本発明は
このように従来とは全く異なった新しい視点に立ったア
プローチから問題を解決することに着眼し、本発明を成
すに至ったものである。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明の焼結Ｔｉ合金材
料は、Ｔｉ合金を主成分とするマトリックスと該マトリ
ックス中に分散保持されているＴｉＢとを有する燒結Ｔ
ｉ合金材料であって、その組成は、少なくとも、０．１
〜８．０重量％Ｂと３．０〜３０．０重量％Ｍｏとを含
有し、かつＴｉが５０重量％以上と残部不可避物質とか
らなることを特徴とする。

【００１２】本発明の焼結Ｔｉ合金材料は、優れた強
度、剛性、耐摩耗性、疲労特性を発揮する。これは本発
明の焼結Ｔｉ合金が強度、剛性、耐摩耗性および耐熱性
を高めるＴｉＢ固溶体を多量に含むことができ、しかも
Ｔｉ合金と本質的に反応しにくいこのＴｉＢ固溶体を多
量に含む場合においても、高密度な焼結Ｔｉ合金材料が
得られることに成功しているためである。

【００１３】高密度の焼結Ｔｉ合金が得られる緻密化の
メカニズムについては、未だ、必ずしも明らかではない
が、次のように考えられる。先ず、始めに焼結温度（１
５７３Ｋ）付近でのＴｉ合金中における各構成元素間の
相互作用エネルギーを考えてみる。熱力学データベース
により計算した１５７３ＫにおけるβＴｉ合金中での各
元素間の相互作用エネルギーは、Ｔｉ‐Ｂ：−６４．８
ＫＪ／ｍｏｌ、Ｔｉ‐Ｍｏ：２ＫＪ／ｍｏｌ、Ｍｏ−
Ｂ：−６０．５ＫＪ／ｍｏｌとなる。この結果から以下
の点を読み取ることができる。すなわち、Ｔｉ‐Ｂ、Ｍ
ｏ‐ＢはβＴｉ合金に対して親和性が高く、その引き合
う力はＴｉ‐Ｂが最も強い。一方、Ｔｉ‐Ｍｏは反発性
となっている。このことは、ＭｏがＴｉ中においてＢと
共存している場合、Ｔｉとは固溶体を形成しにくいこと
を示している。

【００１４】次に、各元素のＴｉ中への固溶度、および
Ｔｉ中での拡散係数の温度依存性について考えてみる。
この考察には、図１に示すＴｉとＢの状態図、図２に示
すＭｏとＴｉの状態図を利用する。ＢとＭｏのＴｉ中へ
の固溶度は、図１、図２の状態図からも明らかなよう
に、Ｂ（ｐｐｍ）＜＜Ｍｏである。すなわちＢのＴｉへ
の固溶度はｐｐｍオーダーであるのに対し、Ｔｉ−Ｍｏ
は全率固溶体型であるためＢは１５７３Ｋの高温でもβ
Ｔｉ相中へはほとんど固溶しない。Ｂの拡散係数は、詳
細なデータが無いため不明ではあるが、その極めて小さ
い固溶度から考えると、βＴｉ相中で長距離拡散するこ
とは困難と判断される。Ｍｏの拡散係数は、Ｔｉの自己
拡散係数よりもはるかに小さく、１０^-10のオーダーで
あり、Ｔｉの１／１０である。

【００１５】以上の焼結温度（１５７３Ｋ）付近での各
元素の挙動から、焼結温度直下における粒界近傍での各
元素の分配を考えると、βＴｉ相中でほとんど動くこと
ができないＢは、Ｔｉ粉末の表面でＴｉと反応し、Ｔｉ
Ｂを形成し始める。Ｍｏは、Ｔｉとの相互作用から、粒
界に凝集されることになる。図３は、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃ
ａｌｃのデータベースに基づいて計算した、Ｔｉ−Ｍｏ
擬二元系の垂直断面図上におけるＢ量と固相線［（β＋
ＴｉＢ）／（β＋ＴｉＢ＋Ｌｉｑｕｉｄ）相境界］との
関係を示したものである。（β＋ＴｉＢ）／（β＋Ｔｉ
Ｂ＋Ｌｉｑｕｉｄ）相境界は、Ｂ、Ｍｏ量により変化
し、高Ｂほど、低Ｍｏ量まで（β＋ＴｉＢ＋Ｌｉｑｕｉ
ｄ）相が安定となる。例えば、１２Ｂの（β＋ＴｉＢ）
／（β＋ＴｉＢ＋Ｌｉｑｕｉｄ）相境界を見てみると、
１５７３Ｋでは、約１５％のＭｏにて（β＋ＴｉＢ）と
（β＋ＴｉＢ＋Ｌｉｑｕｉｄ）との相境界が認められ
る。同様に、１０Ｂでは１５７３Ｋにおいて、約２０％
にて（β＋ＴｉＢ）と（β＋ＴｉＢ＋Ｌｉｑｕｉｄ）と
の相境界が認められる。このことは、Ｂを含む系におい
て、粒界に凝集しているＢリッチな部分に置いて、焼結
温度直下でＴｉ−Ｍｏ−Ｂの局所的な液相が粒界に現出
することを意味している。

【００１６】この局所的に生成する液相は、焼結に伴う
Ｍｏの拡散とともに次第に消失していき、通常の液相焼
結で懸念される、脆化相や流出孔は生成されない。すな
わち、Ｔｉ−Ｍｏ‐Ｂ系Ｔｉ合金材料の場合、このテン
ポラリーな液相が、緻密化を促進させる作用を有してい
る。この発明は、このような知見に基づいてなされたも
のであり、ＴｉとＭｏ、Ｂとの相互作用を利用してい
る。すなわち、本発明は、ＴｉとＭｏとＢとの相互作用
により、焼結温度直下において生成されるＴｉ−Ｍｏ−
Ｂの一時的な液相を焼結促進相として緻密化させること
を特徴とする焼結Ｔｉ合金材料である。

【００１７】本発明の焼結Ｔｉ合金材料を構成するＢの
含有量は、０．１〜８．０重量％（以下、特に明記しな
い場合％は重量％を意味する。）である。Ｂ量が０．１
％未満では、粒界近傍に緻密化に必要十分な液相が供給
されず、Ｂ含有量が８．０％を越えると、多量のＴｉＢ
粒子が析出し、緻密化が不十分であるとともに、靭性が
低下する。

【００１８】Ｍｏの含有量は、３．０〜３０．０％であ
る。Ｍｏ量が３％未満では、粒界近傍に緻密化に必要十
分な液相が供給されず、Ｍｏ含有量が３０．０％を越え
ると焼結過程で成分の均質化が不十分となり、高温、長
時間の焼結が必要となることから、量産部品には不向き
である。しかも多量のＭｏの添加により、比重が大きく
なることから、比強度、比剛性が低下する。

【００１９】本発明の焼結Ｔｉ合金材料に、Ｆｅ、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＣｕの少なくとも１種を含有させること
ができる。Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏおよびＣｕの少なくとも１
種を含む焼結Ｔｉ合金材料も、基本的には、ＴｉとＭｏ
とＢとの相互作用により、焼結温度直下において生成さ
れる一時的な液相を焼結促進相として活用し、得られる
焼結Ｔｉ合金材料を緻密化させるものである。

【００２０】配合されるＦｅ、Ｎｉ、ＣｏおよびＣｕ
は、さらなる低コスト化、生産性の向上を目的としてい
る。低温短時間で緻密な焼結Ｔｉ合金材料を得るための
合金組成の検討を種々行った結果、Ｔｉ合金中において
Ｍｏとの相互作用エネルギーにおいて反発的な関係を持
ち、しかも、Ｍｏよりも格段に速い拡散速度を有すると
ともに、Ｔｉへの固溶度が大きな元素をＭｏと同時に添
加すればよいという結論を得た。そして、Ｆｅ、Ｎｉ、
Ｃｏ、Ｃｕの少なくとも１種を配合することによりその
目的が達成されることがわかった。

【００２１】Ｔｉ−Ｆｅ−Ｍｏ‐Ｂ系材料の作用につい
てより具体的に説明する。焼結温度（１５７３Ｋ）付近
でのβＴｉ合金中でのＦｅの関与する２元素間の相互作
用エネルギーは、Ｔｉ‐Ｆｅ：‐２４．５ＫＪ／ｍｏ
ｌ、Ｆｅ−Ｍｏ：２２．４ＫＪ／ｍｏｌ、Ｆｅ−Ｂ：−
８．８ＫＪ／ｍｏｌとなる。Ｔｉ‐Ｆｅ、Ｆｅ‐Ｂはβ
Ｔｉ合金に対して親和性が高く、Ｆｅ−Ｍｏは反発する
関係を有している。βＴｉ合金中におけるＦｅ−Ｍｏ間
の反発力は大きく、Ｆｅ原子はＭｏ原子と同居している
よりも、Ｔｉ原子と同居している方が安定となり、Ｔｉ
‐Ｆｅの固溶体を形成しやすいことを意味している。ま
た、Ｆｅは、Ｍｏの１００倍以上の拡散速度を有してい
る。

【００２２】すなわちＦｅは、昇温過程ではＭｏと反発
しあい、粒界が形成され始めると、粒界から排出され、
２元素間の相互作用エネルギーが負であるＴｉと結合
し、固溶体を形成し始める。そしてＴｉ粉末の境界にお
いて、β相中でほとんど動くことができないＢは、Ｔｉ
粉末の表面でＴｉと反応し、ＴｉＢを形成し始める。Ｍ
ｏは、Ｆｅ、Ｔｉとの相互作用から、粒界に凝集される
ことになる。

【００２３】すなわち、図４に（Ｔｉ−４Ｆｅ）−Ｍｏ
擬二元系の垂直断面図上におけるＢ量と固液相境界との
関係を示す線図に示す如く、焼結温度付近においてＦｅ
を含むβＴｉとＴｉＢ、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｍｏ‐Ｂ系の液が
平衡し、Ｔｉ‐Ｆｅ‐Ｍｏ−Ｂ系Ｔｉ合金材料におい
て、焼結温度付近で、緻密化させる作用を有するＴｉ‐
Ｆｅ‐Ｍｏ−Ｂの局所的な液相が粒界に現出することを
意味している。この場合、Ｆｅを含むβＴｉ相が平衡相
となることから、Ｆｅ等を含まない焼結Ｔｉ合金材料よ
り、より低温でβ＋ＴｉＢ＋Ｌｉｑｕｉｄ相が安定とな
る。この局所的に生成する液相は、焼結に伴うＭｏの拡
散とともに次第に消失していく。このＦｅ等を含む焼結
Ｔｉ合金材料は、このような知見に基づいてなされたも
のである。

【００２４】焼結Ｔｉ合金材料に含有されるＦｅの含有
量は、１．０〜７．０％であるのが好ましい。Ｆｅ量が
１％未満では、粒界近傍に緻密化に必要十分な液相が、
供給されず、Ｆｅ含有量が７．０％を越えると、靭性の
低下を招く。Ｎｉ、Ｃｏ、ＣｕもＦｅと同じ作用を呈す
る。Ｎｉの含有量は、１．０〜７．０％であるのが好ま
しい。Ｎｉ量が１％未満では、粒界近傍に緻密化に必要
十分な液相が、供給されず、Ｎｉ含有量が７．０％を越
えると、Ｔｉ−Ｎｉ系の金属間化合物が析出し、靭性の
低下を招く。

【００２５】Ｃｏの含有量は、１．０〜８．５％である
のが好ましい。Ｃｏ量が１％未満では、粒界近傍に緻密
化に必要十分な液相が供給されず、Ｃｏ含有量が８．５
％を越えると、Ｔｉ−Ｃｏ系の金属間化合物が析出し、
靭性の低下を招く。Ｃｕの含有量は、１．０〜８．０％
であるのが好ましい。Ｃｕ量が１％未満では、粒界近傍
に緻密化に必要十分な液相が供給されず、Ｃｕ含有量が
７．０％を越えると、Ｔｉ−Ｃｏ系の金属間化合物が析
出し、靭性の低下を招く。

【００２６】本発明の焼結Ｔｉ合金材料に、さらにＡｌ
を含有させることができる。Ａｌは、αＴｉ相を固溶強
化させ、強度向上とともに、ヤング率向上効果の高い元
素である。さらに、Ａｌ添加させることにより、βＴｉ
合金において脆化の要因となるω相の生成を抑制する作
用がある。Ａｌを含有する焼結Ｔｉ合金材料は強度−靭
性が共に優れている。好ましいＡｌの含有率は０．５％
から７．０％である。Ａｌの含有量が０．５％未満で
は、強度向上効果が得られず、また、Ａｌ含有量が７．
０％を超えると、Ｔｉ₃Ａｌが析出し、靱性が低下す
る。従って、Ａｌの組成範囲は０．５％から７．０％が
好ましい。

【００２７】Ａｌを含有する焼結Ｔｉ合金材料として
は、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏあるいはＣｕが含有されいるもの
が好ましい。具体的には、少なくとも、０．１〜８．０
％Ｂと、３．０〜２０．０％Ｍｏと、１．０〜７．０％
Ｆｅ、１．０〜７．０％Ｎｉ、１．０〜８．５％Ｃｏ、
１．０〜８．０％Ｃｕの１種以上とを含有し、さらに、
０．５〜７．０％Ａｌを含み、かつＴｉが５０％以上と
残部不可避物質と、からなる合金材料を挙げることがで
きる。

【００２８】本発明の焼結Ｔｉ合金材料に、さらにＶ、
Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎを含有させることができ
る。Ｓｎは、中性型元素である。αＴｉ相を固溶強化さ
せ、引張、疲労強度向上とともに、ヤング率向上効果の
高い元素である。Ｚｒは、全率固溶型の中性型元素であ
る。Ｓｎと同様に、固溶強化し、強度向上とともに、ヤ
ング率を向上させる元素である。Ｖ、、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍ
ｎはβＴｉ層安定化元素である。特に、靱性低下の要因
となるＴｉ₃Ａｌの生成を抑制する作用があるため、Ａ
ｌをより多く含有させ得る効果を有している。また、熱
処理特性を向上させるとともに、熱間、温間加工性を改
善する効果も有している。

【００２９】Ｓｎの含有量は、１．０〜５．０％が好ま
しい。Ｓｎ量が１％未満では、強化作用、β安定化作用
が不十分であり、５．０を越えると、密度が大きくなる
こと、およびＴｉ₃Ａｌが析出するため靭性が低下す
る。Ｚｒの含有量は、１．５〜６．０％が好ましい。Ｚ
ｒ量が１．５％未満ではその効果が不十分であり、６．
０％を越えると、Ｔｉ、Ｓｉとの微細な金属間化合物が
多量に析出し、靭性の低下を招く。

【００３０】Ｖの含有量は、１．０〜１２．０％が好ま
しい。Ｖ量が１％未満では強化作用、β安定化作用が不
十分であり、１２．０％を越えると、β安定化作用が強
すぎ、靭性の低下を招く。Ｎｂの含有量は、１．０〜
４．０％が好ましい。Ｎｂは、Ｍｏと共存することによ
り、高温における強度特性を向上させる作用を有する。
Ｎｂ量が１％未満ではその効果が不十分であり、４．０
％を越えると、β安定化作用が強すぎ、靭性の低下を招
く。

【００３１】Ｃｒの含有量は、１．０〜１０．０％が好
ましい。Ｃｒ量が１％未満では、強化作用、β安定化作
用が不十分であり、１０．０％を越えると、β安定化作
用が強すぎ、靱性の低下を招く。Ｍｎの含有量は、１．
０〜６．０％が好ましい。Ｍｎ量が１％未満では、強化
作用、β安定化作用が不十分であり、６．０％を越える
と、β安定化作用が強すぎ、靱性の低下を招く。

【００３２】Ｖ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎを含有
するより好ましい焼結Ｔｉ合金材料としては、少なくと
も、０．１〜８．０％Ｂと、３．０〜３０．０％Ｍｏ
と、１．０〜７．０％Ｆｅ、１．０〜７．０％Ｎｉ、
１．０〜８．５％Ｃｏ、１．０〜８．０％Ｃｕの１種以
上と、０．５〜７．０％Ａｌとを含み、さらに０．５〜
１２．０％Ｖ、１．０〜５．０％Ｓｎ、１．５〜６．０
％Ｚｒ、１．０〜４．０％Ｎｂ、１．０〜１０．０％Ｃ
ｒ、１．０〜６．０％Ｍｎの１種以上とを含有し、かつ
Ｔｉが５０重量％以上と残部不可避物質と、からなる合
金材料を挙げることができる。

【００３３】この焼結Ｔｉ合金材料は、焼結過程中に生
成するＴｉ−Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの１種以上‐Ｍｏ
−Ｂの液相を焼結促進相として用いる焼結Ｔｉ合金材料
であって、特に、強度−靭性が優れそれらのバランスが
よい。本発明の高密度焼結Ｔｉ合金材料の製造方法は、
全体を１００％としたとき、５０％以上のＴｉ粉末と、
少なくとも、０．１〜８．０％Ｂと３．０〜３０．０％
Ｍｏとを含有するＢとＭｏの要素粉末あるいは合金粉末
とを少なくとも含む焼結用粉末を調製する焼結用粉末調
製工程と、該焼結用粉末を所定形状に成形してて成形体
とする成形工程と、該成形体を焼結温度に加熱して焼結
体とする焼結工程と、を実施することを特徴とする。

【００３４】焼結用粉末調製工程は、先ずＴｉ粉末とＦ
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの１種以上とＢ、Ｍｏとを含む要
素粉未あるいは母合金粉末をそれぞれ準備し、これら原
料粉末を混合して成形原料となる混合粉末（焼結用粉
末）とする工程である。本工程において周知の粉未混合
方法を採用することができるため、なんら特殊な手段を
実施することなく、各原料紛末の均一な混合粉末を得る
ことができる。

【００３５】次の成形工程は調製された焼結用粉末を成
形型内等で所定形状に成形して成形体とする工程であ
る。焼結用粉末の成形は、周知の金属粉末成形手法を利
用し、通常圧力で実施することにより、取り扱いに十分
な強度を持つた所望の形状の成形体を容易に得ることが
できる。次の焼結工程は、得られた成形体を加熱して焼
結する工程である。成形体の焼結は、真空または、保護
性の炉内で通常の温度・時間内にて実施することができ
る。このとき、焼結温度直下の温度において、焼結促進
相として有効に働く一時的なＴｉ−Ｍｏ‐Ｂの液相が形
成する。従つて、本工程により、意図する密度を有した
焼結体が得られ、所望の形状のパルク材とすることがで
きる。また、本製造方法は、通常の粉未治金技術に沿っ
た製造方法であり。入手の容易な原料粉末と既設の設備
を用いることができるので、高密度焼結Ｔｉ合金材料を
安価に製造することができる。

【００３６】なお、前記焼結用粉末調製工程において、
さらにＭｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｖ、Ｓ
ｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＣｒおよびＭｎの少なくとも１種を含
む焼結用粉末とすることができる。特に、Ｆｅ、Ｍｏと
を含む焼結用粉末の調製にあたり、Ｆｅ、ＭｏをＦｅと
Ｍｏとの合金として添加したり、あるいは各構成合金元
素を硼化物として添加することもできる。

【００３７】本発明の焼結Ｔｉ合金材料の製造方法にお
いて、焼結用粉末の素材となる要素粉末、合金粉末のい
ずれの場合においても、一時的な液相が形成されるメカ
ニズムには影響を及ほさない。従って、出発原料の種類
を限定するものではない。しかしながら、材料の製造コ
スト、生産性の観点から合金粉末を使用した方が、より
現実的で安価な製造法になると考えられる。その意味に
おいて、Ｆｅ、ＭｏをＦｅとＭｏとの合金、各構成合金
元素を硼化物として添加することが望ましい。

【００３８】Ｆｅ−Ｍｏ合金は、溶解原料として、一般
的な材料であり、また粉砕性にも優れていることから、
なんら特殊な溶解法や粉砕法は必要とはしない。また、
各種硼化物粉末においても、一般的に市販されているも
のであり、なんら特殊な溶解法を必要とはしない。これ
より、なんら特殊な手段を行うことなく、低コストで所
望の焼結Ｔｉ合金材料を得ることができる。

【００３９】

【発明の効果】本発明の焼結Ｔｉ合金材料は、Ｔｉ合金
を主成分とするマトリックスと該マトリックス中に分散
保持されているＴｉＢとを有する燒結Ｔｉ合金材料であ
って、その組成は、少なくとも、０．１〜８．０％Ｂと
３．０〜３０．０％Ｍｏとを含有し、かつＴｉが５０％
以上と残部不可避物質とからなる。この焼結Ｔｉ合金材
料は高密度で、しかも高剛性、高強度、耐摩耗性等の特
性に優れている。すなわち、Ｔｉ合金中で唯一熱力学的
に安定なＴｉＢ粒子を多量に複合化した場合でも、焼結
温度直下の温度において、焼結促進相として有効に働く
一時的ななＴｉ‐Ｍｏ―Ｂの液相を形成させることによ
って、緻密な焼結体が得られることから、高剛性、高強
度、耐摩耗性等の優れた特性を発揮することができる。

【００４０】Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏよりなる本発明の焼結Ｔｉ
合金材料にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの少なくとも１種を
含有させた焼結Ｔｉ合金材料は、高密度で、しかも高剛
性、高強度、耐摩耗性等の特性に優れている。すなわ
ち、Ｔｉ合金中で唯一熱力学的に安定なＴｉＢ粒子を多
量に複合化した場合でも、焼結温度直下の温度におい
て、焼結促進相として有効に働く一時的なＴｉ−Ｆｅ、
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの１種以上‐Ｍｏ‐Ｂの液相を形成さ
せることによって、緻密な焼結体が得られることから、
高剛性、高強度、耐摩耗性等の優れた特性を発揮するこ
とができる。特に、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕを含有して
いるので、より低温で、（β＋ＴｉＢ＋Ｌｉｑｕｉｄ）
相が安定となることから、短時間で高密度焼結Ｔｉ合金
材料を得ることができる。

【００４１】Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏよりなる本発明の焼結Ｔｉ
合金材料にＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの少なくとも１種及
びＡｌを含有させた焼結Ｔｉ合金材料は、高密度で、し
かも高剛性、高強度、耐摩耗性等の特性に優れている。
すなわち、Ｔｉ合金中で唯一熱力学的に安定なＴｉＢ粒
子を多量に複合化した場合でも、焼結温度直下の温度に
おいて、焼結促進相として有効に働く一時的なＴｉ−Ｆ
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの１種以上−Ｍｏ−Ｂの液相を形
成させることによって、緻密な焼結体が得られることか
ら、高剛性、高強度、耐摩耗性等の優れたを発揮するこ
とができる。しかも、Ａｌを添加することにより、特
に、強度−靭性バランスに優れた高密度焼結Ｔｉ合金材
料を得ることができる。

【００４２】さらにＳｎ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎ
を１種以上含有した焼結Ｔｉ合金材料は、高密度で、し
かも高剛性、高強度、耐摩耗性等の特性に優れた焼結Ｔ
ｉ合金材料である。Ｓｎ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎ
を１種以上含有しているので、特に、靱性低下の要因と
なるＴｉ₃Ａｌやω相の生成を抑制する。このため、強
度−靱性バランスに優れた高密度焼結Ｔｉ合金材料を得
ることができ、しかも熱間、温間加工性を改善する効果
も得ることができる。

【００４３】原料粉末としてＦｅ−Ｍｏ合金や硼化物を
使用することにより、低コストで所望の焼結Ｔｉ合金材
料を得ることができる。

【００４４】

【発明の実施態様】Ｔｉ合金は、軽量、高強度材料とし
て、航空、宇宙、軍事の分野では多用されている材料で
ある。しかし、製造コストが著しく高価なため、量産部
品、特に鋼を多用している量産専用部品に適用された例
はない。また、鋼に比較して剛性が低い（約半分）、耐
摩耗特性に劣るなどの、コストだけでなく特性の面にお
いても、自動車部品の設計者のニーズを満足するもので
はなかった。

【００４５】本発明の焼結Ｔｉ合金材料は、これらニー
ズを満足することができる。従って、本発明の焼結Ｔｉ
合金材料は、このような要求を課せられるような部品等
に適用することができ、例えば、自動車エンジン部品、
各種スポーツ用部品、工具類などへの適用が可能であ
る。具体的な適用例として、自動車エンジン部品では、
バルプリテナー、パルプリフタ、コネクテイングロッド
などが挙げられる。また、代表的なスポーツ用部品とし
ては、ゴルフヘッド、アイアン、パターなどが挙げられ
る。

【００４６】バルプリテナー、バルブリフター、コネク
ティングロッドは、自動車用部品としての製造プロセス
上、量産性はもちろんのこと、優れた冷間、温間、熱間
加工性が要求される。さらに、その機能を満足するため
に、高強度、特に、高疲労強度が要求される。よって、
少なくとも、０．１８〜５．４％Ｂ、３．０〜３０．０
％Ｍｏと、１．０〜７．０％Ｆｅ、１．０〜７．０％Ｎ
ｉ、１．０〜８．５％Ｃｏ、１．０〜８．０％Ｃｕの１
種以上と、０．５〜７．０％Ａｌを含み、さらに０．５
〜１２．０％Ｖ、１．０〜５．０％Ｓｎ、１．５〜６．
０％Ｚｒ、１．０〜４．０％Ｎｂ、１．０〜１０．０％
Ｃｒ、１．０〜６．０％Ｍｎの１種以上とを含有し、か
つＴｉが５０％以上と残部不可避物質からなる焼結Ｔｉ
合金材料が好適なものとなる。

【００４７】ゴルフヘッド、アイアン、パターは、製造
プロセス上、優れた熱間加工性が要求される。よって、
本発明の、少なくとも、０．１〜８．０％Ｂ、３．０〜
２０．０％Ｍｏと、１．０〜７．０％Ｆｅ、１．０〜
７．０％Ｎｉ、１．０〜８．５％Ｃｏ、１．０〜８．０
％Ｃｕの１種以上と、０．５〜７．０％Ａｌを含み、さ
らに０．５〜１２．０％Ｖ、ｌ．０〜５．０％Ｓｎ、
１．５〜６．０％Ｚｒ、１．０〜４．０％Ｎｂ、１．０
〜１０．０％Ｃｒ、１．０〜６．０％Ｍｎの１種以上と
を含有し、かつＴｉが５０％以上と残部不可避物質から
なる焼結Ｔｉ合金材料が最適である。

【００４８】複合化により、高強度、高剛性化を図るこ
とは、良く知られている概念である。しかし、金属基複
合材料、特にＴｉ合金複合材料の場合においては、マト
リクスであるＴｉが活性な金属であるため、強化相とマ
トリクスとが反応して、界面に脆弱な反応相が形成さ
れ、その脆弱相に、強化相とマトリクスであるＴｉとの
熱膨張差に起因するクラックが発生するなど、これま
で、理想的な複合則から計算される理論値を大きく下回
る材料しか得られなかった。

【００４９】これに対して、本発明者らは、ＴｉＢ粒子
が唯一有効な粒子であり、緻密な焼結体が得られる範囲
では、ほぼ複合則に一致した特性が得られることなどを
明らかにしてきた。さらに、本発明により、Ｔｉ合金と
の相互作用などを考えることにより、ＴｉＢ粒子を４４
体積％まで複合化させても緻密な焼結体が得られる高密
度焼結Ｔｉ合金材料を実現するに至った。

【００５０】本発明において、少なくともＢ、Ｍｏを含
有することにより、焼結過程中に焼結促進相としてＴｉ
−Ｍｏ―Ｂの液相が生成する。相互作用エネルギーや拡
散、固溶度といった物理現象を利用して一時的な液相を
生成させ、緻密化させたという報告例はこれまでにはな
い。本発明の焼結Ｔｉ合金材料において、低コスト化、
生産性の向上を目的として、低温短時間で緻密な焼結Ｔ
ｉ合金材料を得るための合金組成としては、ＢとＭｏと
ともにＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕを少なくとも１種以上含
む、焼結Ｔｉ合金材料が好ましい。さらに、上記ＢとＭ
ｏとともにＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕを少なくとも１種以
上含む焼結Ｔｉ合金材料にＡｌ、さらには、Ｖ、Ｓｎ、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎを１種以上含む要素粉末、ある
いは母合金粉未添加させると、優れた強度−靭性バラン
スを有する高密度焼結Ｔｉ合金材料を得ることができる
ので、より好ましい。

【００５１】次に、焼結Ｔｉ合金材料の製造方法につい
て述べる。先ず、焼結Ｔｉ合金材料の製造方法として、
Ｔｉ粉末とＢ、Ｍｏとを含む要素粉末、あるいは母合金
粉末と、生産性を考えた場合には、さらにＦｅ、Ｎｉ、
Ｃｏ、Ｃｕの１種以上とを含む要素粉未、あるいは母合
金粉末、さらに優れた強度−靭性バランスを得るため
に、Ｖ、Ｓｎ、を、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎを１種以上含む要
素粉末、あるいは母合金粉末とを混合して焼結用粉末と
し（焼結紛末調製工程）、次に、この焼結用粉末を所定
形状に成形して成形体とし（成形工程）、この成形体を
加熱して焼結して焼結体（焼結工程）とする。この焼結
用粉末は、焼結温度直下の温度において、焼結促進相と
して有効に働く一時的なＴｉ−Ｍｏ−ＢあるいはＴｉ−
Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの１種以上−Ｍｏ‐Ｂの液相を
焼結促進相として活用し、高密度の焼結Ｔｉ合金材料を
安価に製造することができる。

【００５２】焼結用粉末調製工程において用いるＴｉ粉
末は、市販のもの何れを使用してもよい。例えば、スポ
ンジチタン粉末、水素化脱水素粉末、水素化チタン粉
末、アトマイズチタン粉末などの粉末を、入手のまま使
用することができる。なお、該粉末の粒径は、市販のも
のは；約１５０μｍ（−＃１００）以下に調整したもの
が多い。Ｔｉ粉末の粒径が４５μｍ（‐＃３２５）以下
の場合は、焼結体の緻密化を容易にするのでより好まし
い。

【００５３】また、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの１種以上
とＶ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎの１種以上と、
Ｂ、Ｍｏを含む要素粉末、あるいは母合金粉末は、市販
のもの、公知の方法により作製されたものなど、何れを
使用してもよい。特に、Ｔｉ−Ｆｅ‐Ｍｏ‐Ｂの液相を
焼結促進相として活用する焼結Ｔｉ合金材料を安価に製
造する場合、Ｆｅ、ＭｏをＦｅとＭｏとの合金で添加す
ることあるいは、各構成元素を硼化物として添加するこ
とが実用的で望ましい。なお、該合金粉末、硼化物粉末
は数μｍ程度のものを用いるのが好ましく、それより大
きな粉末を入手した場合には、ボールミル、振動ミル、
アトライターなどの各種粉砕機で所望の粒度まで粉砕、
調整して用いるのが好ましい。

【００５４】なお、焼結用粉末調製工程で使用される混
合方法は、特に制約されるものではない。Ｖ型混合機、
ボールミル、振動ミルなどを用いることができる。但
し、硼化物粒子が、二次粒子などの凝集の激しい粉末で
ある場合には、アトライターなどの高エネルギーボール
ミルにて不活性ガス雰囲気中で攪幹混合処理することが
緻密化を活性化させるのに対して効果的である。

【００５５】成形方法としては、所望の形状を得ること
ができる方法であればどのような方法でもよく、金型成
形、ＣＩＰ成形、ＲＩＰ成形など何れの方法を用いても
よい。なお、成形圧力は、取り扱いに十分な成形体強度
が得られれば、特に特定するものではない。焼結工程に
おいて、雰囲気は、真空中、不活性ガス雰囲気であるこ
とが望ましい。また、焼結は、１２００℃〜１３００℃
の温度範囲で、１〜１６時間程度行うことが好ましい。
１２００℃未満および１時間未満の焼結では、粒界近傍
に緻密化に必要な十分な液相が供給されず、１３００℃
を越える温度および１６時間以上の焼結では、エネルギ
ー的に不経済である。

【００５６】なお、焼結工程後、熱間加工を施してなる
ことがより好ましい。熱間加工方法としては、ＨＩＰ処
理、熱間鍛遼、押出し、スエージ加工などが用いられ
る。加工温度は、７００℃〜１２００℃の範囲で行うこ
とが望ましい。７００℃未満の加工では、変形抵抗が大
きく、１２００℃を越える場合には、酸化が激しく、そ
の後の材料特性に悪影響を与えたり、熱間加工時に表面
に微細な割れが形成される可能性があるため好ましくな
い。

【００５７】

【実施例】以下に、本発明の実施例を説明する。第１実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃
３２５）、Ｍｏ粉末（平均粒径：３μｍ）ＴｉＢ₂粉末
（平均粒径：２μｍ）を用意した。次に、水素化・脱水
素Ｔｉ粉末、Ｍｏ粉末、ＴｉＢ₂粉末を、表１の割合で
配合して焼結用粉末とし、この使用結粉末を圧力４ｔｏ
ｎ／ｍｍ²でφ２０ｍｍ×１００ｍｍの形状にＣＩＰ成
形し、次いでこの成形体を１×１０^-5ｔｏｒｒの真空中
にて１３００℃で８ｈｒの焼結を行った。さらに、熱間
スェージ装置を用い、１１００℃の温度にて、φ１２ｍ
ｍまでのダイスを使いながら熱間加工を施した（試料番
号：１）。

【００５８】

【表１】

【００５９】第２実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃
３２５）、Ｆｅ−６８Ｍｏ粉未（平均粒径：９μｍ）、
ＴｉＢ₂粉未（平均粒径：２μｍ）を用意した。次に、
水素化・脱水素Ｔｉ粉末、Ｆｅ−６８Ｍｏ粉末、ＴｉＢ
₂粉末を、表１の割合で配合して焼結用粉末とした。こ
の焼結用粉末を用いて実施例１と同じ条件でＣＩＰ成形
し、同じ条件で焼結を行つた。さらに、実施例１と同じ
条件で熱間加工を施した（試料番号：２）。第３実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃
３２５）、Ｆｅ−６８Ｍｏ粉末（平均粒径：９μｍ）、
Ａｌ−５０Ｖ粉末（平均粒径：９μｍ）、Ａｌ−４０Ｖ
粉末（平均粒径：９μｍ）、ＴｉＢ₂粉末（平均粒径：
２μ）を用意した。次に、これら粉末を表１の割合で配
合して十分に混合し焼結用粉末を得た。

【００６０】この焼結用粉末を用いて実施例１と同じ条
件でＣＩＰ成形し、同じ条件で焼結を行つた。さらに、
実施例１と同じ条件で熱間加工を施した（試料番号：
３、４）。第３実施例の試料番号：３の焼結温度直下に
おいて生成する液相の凍結写真を図５に示す。また、凍
結組織をＥＰＭＡにより、局所分析した。その結果、凍
結された液相はＴｉ−Ｆｅ‐Ｍｏ‐Ｂで構成されてお
り、状態図から予想される、液相の凍結組織であること
が確認された。

【００６１】図６は、熱間加工後得られた材料の組織で
ある。図から明かの如く、その組織は、βＴｉ相中に微
細なαＴｉ相が析出したマトリクス中にＴｉＢ粒子が均
一に複合化された組織を呈している。第４実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃
３２５）、Ｍｏ粉末（平均粒径：３μｍ）、Ａｌ−５０
Ｖ粉末（平均粒径：９μｍ）、ＴｉＢ₂粉末（平均粒
径：２μ）を用意した。次に、これら粉末を表１の割合
で配合して十分に混合し焼結用粉末を得た。

【００６２】この焼結用粉末を用いて実施例１と同じ条
件でＣＩＰ成形し、同じ条件で焼結を行つた。さらに、
さらに、熱間押出し装置を用い、１１００℃の温度に
て、φ６までの熱間加工を施した（試料番号：５）。第５実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（‐＃
３２５）、Ｆｅ−６８Ｍｏ粉末（平均粒径：９μｍ）、
Ａｌ−５０Ｍｏ粉末（平均粒径：９μｍ）、ＴｉＢ₂粉
未（平均粒径：２μ）を用意した。これら粉末を配合
し、十分に混合して表１に示す焼結用粉末を調製した。

【００６３】この焼結用粉末を用いて実施例１と同じ条
件でＣＩＰ成形し、同じ条件で焼結を行つた。さらに、
実施例１と同じ条件で熱間加工を施した（試料番号：
６）。第６実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃
３２５）、Ｍｏ粉末（平均粒径：３μｍ）、Ｃｏ粉末
（平均粒径：３μｍ）、Ｎｉ粉末（平均粒径：３μ
ｍ）、Ａｌ‐５０Ｖ粉末（平均粒径：９μｍ）、ＴｉＢ
₂粉末（平均粒径：２μ）を用意した。次に、これら粉
末を配合し、十分に混合して表１に示す焼結用粉末を調
製した。

【００６４】この焼結用粉末を用いて実施例１と同じ条
件でＣＩＰ成形し、同じ条件で焼結を行つた。さらに、
実施例１と同じ条件で熱間加工を施した（試料番号：
７、８）。第７実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉未（‐＃
３２５）、Ｍｏ粉未（平均粒径：３μｍ）、Ｃｕ粉末
（平均粒径：３μｍ）、ＴｉＢ₂粉末（平均粒径：２
μ）を用意した。次に、これら粉末を配合し、十分に混
合して表１に示す焼結用粉末を調製した。

【００６５】この焼結用粉末を用いて実施例１と同じ条
件でＣＩＰ成形し、同じ条件で焼結を行つた。さらに、
実施例１と同じ条件で熱間加工を施した（試料番号：
９）。第８実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（‐＃
３２５）、ＦｅＢ粉末（平均粒径：３μｍ）ＭｏＢ粉末
（平均粒径：２μ）を用意した。次に、これら粉末を配
合し、十分に混合して表１に示す焼結用粉末を調製し
た。

【００６６】この焼結用粉末を用いて実施例１と同じ条
件でＣＩＰ成形し、同じ条件で焼結を行つた。さらに、
実施例１と同じ条件で熱間加工を施した（試料番号：１
０）。第９実施例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（‐＃
３２５）、Ｆｅ−６８Ｍｏ粉末（平均粒径：９μｍ）、
Ａｌ−５０Ｖ粉末（平均粒径：９μｍ）、Ｍｏ粉末（平
均粒径：９μｍ）、ＴｉＢ₂粉未（平均粒径：２μ）を
用意した。次に、水素化・脱水素Ｔｉ粉末、Ｆｅ−６８
Ｍｏ粉末、Ａｌ−５０Ｖ粉末、Ａｌ−４０Ｖ粉末、Ｍｏ
粉末、ＴｉＢ₂粉未を表２の試料番号１１、１２の割合
で配合し、十分に混合して２種の焼結用粉末を調整し
た。

【００６７】次にこれらの焼結用粉末を圧力４ｔｏｎ／
ｍｍ²でφ２０ｍｍ×１００ｍｍの形状にＣＩＰ成形
し、次いでこの成形体を１×１０^-5ｔｏｒｒの真空中に
て１３００℃で４ｈｒの焼結を行った。（試料番号：１
１、１２）

【００６８】

【表２】

【００６９】第１比較例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（‐＃
３２５）、Ａｌ−４０Ｖ粉末（平均粒径：９μｍ）、Ｔ
ｉＢ₂粉末（平均粒径：２μ）を用意した。次に、これ
ら粉末を用いて表１のＣ１の割合で配合し、十分に混合
して焼結用粉末を調製した。次にこの焼結用粉末を圧力
４ｔｏｎ／ｍｍ²でφ２０ｍｍＸ１００ｍｍの形状にＣ
ＩＰ成形し、次いでこの成形体を１×１０^-5ｔｏｒｒの
真空中にて１３００℃で８ｈｒの焼結を行った。さら
に、ＨＩＰ装置を用い、９３０℃ｘ３ｈｒの温度と時間
にて緻密化を試みた（試料番号：Ｃ１）。

【００７０】図７は、ＨＩＰ処理後得られた材料の組織
である。図から明かの如く、その組織は、α＋β相中に
ＴｉＢ粒子が複合化された組織を呈している。緻密化が
十分進行しておらず、ＨＩＰ処理後も残留空孔が残存し
ている。第２比較例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（‐＃
３２５）、Ｆｅ−６８Ｍｏ粉末（平均粒径：９μｍ）、
Ａｌ−５０Ｖ粉末（平均粒径：９μｍ）、Ａｌ−４０Ｖ
粉末（平均粒径：９μｍ）、ＴｉＢ₂粉末（平均粒径：
２μ）、ＴｉＣ粉末（平均粒径：３μ）を用意した。次
に、これらの粉末を用いて表１のＣ２、Ｃ３、Ｃ４の割
合で配合し、十分に混合して３種類の焼結用粉末を調製
した。

【００７１】次にこれらの焼結用粉末をを圧力４ｔｏｎ
／ｍｍ²でφ２０ｍｍ×１００ｍｍの形状にＣＩＰ成形
し、次いでこの成形体を１×１０‐⁵ｔｏｒｒの真空中
にて１３００℃で８ｈｒの焼結を行った。さらに、熱間
鍛造および熱間スェージ装置を用い、１１００℃の温度
にて、φ１２までのダイスを使いながら熱間加工を施し
た（試料番号：Ｃ２、Ｃ３、Ｃ４）。’ 第３比較例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（‐＃
３２５）、Ａｌ４０Ｖ粉末（平均粒径：９μｍ）、Ｆｅ
粉末（平均粒径：３μｍ）ＴｉＢ₂粉末（平均粒径：２
μ）を用意した。次に、これら粉末を表１のＣ５の割合
で配合し十分に混合して焼結用粉末を調製した。

【００７２】次に、この焼結用粉末を圧力４ｔｏｎ／ｍ
ｍ²でφ２０ｍｍ×１００ｍｍの形状にＣＩＰ成形し、
次いでこの成形体を１×１０‐⁵ｔｏｒｒの真空中にて
１３００℃で８ｈｒの焼結を行った。さらに、熱間スェ
ージ装置を用い、１１００℃の温度にて、φ１２までの
ダイスを使いながら熱間加工を施した（試料番号：Ｃ
５）。第４比較例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（−＃
３２５）、Ｆｅ−Ｍｏ粉末（平均粒径：３μｍ）、Ｆｅ
粉末（平均粒径：３μｍ）、ＴｉＢ₂粉末（平均粒径：
２μ）を用意した。次にこれら粉末を表１のＣ６の割合
で配合し十分に混合して焼結用粉末を調製した。

【００７３】次に、この焼結用粉末を圧力４ｔｏｎ／ｍ
ｍ²でφ２０ｍｍ×１００ｍｍの形状にＣＩＰ成形し、
次いでこの成形体を１×１０‐⁵ｔｏｒｒの真空中にて
１３００℃で８ｈｒの焼結を行つた。さらに、熱間スェ
ージ装置を用い、１１００℃の温度にて、φ１２までの
ダイスを使いながら熱間加工を施した（試料番号：Ｃ
６）。

【００７４】上記のようにして準備した実施例（１）〜
（８）、比較例（１）〜（４）について、焼結後の密度
をアルキメデス法により測定した。これらの密度を合わ
せて表１に示す。また、各種熱間加工した後の試料を、
６５０℃×ｌｈｒ、Ａ．Ｃ．の熱処理を施し、その後、
引張強度、伸び、ヤング率を測定した。得られたこれら
強度、伸びおよびヤング率も合わせて表１に示す。

【００７５】表１に示す結果からも明らかなように、本
発明にかかる実施例のＴｉ合金材料は、相対密度が９
８．５％以上という高い密度、１３５０ＭＰａ以上の高
い引張強度、１３０ＧＰａ以上の高いヤング率を持つ。
そして組成を最適化することにより、２０００ＭＰａの
引張強度、１８０ＧＰａのヤング率が得られることが判
明した。

【００７６】さらに、本発明にかかる実施例の燒結Ｔｉ
合金材料はいずれも熱間スェージ加工、熱間押出加工が
できることが確かめられ優れた加工性を持つことが明ら
かである。一方、発明の範囲外の組成における燒結Ｔｉ
合金材料においては、緻密化が不十分なため熱間延性に
乏しく、所望の棒材が得られなかったたり、熱間加工が
可能であつたとしても、強度、靱性がかなり低くなって
いる。第５比較例原料粉末として、市販の水素化・脱水素Ｔｉ粉末（‐＃
３２５）、Ａｌ−４０Ｖ粉末（平均粒径：９μｍ）、Ｔ
ｉＢ₂粉未（平均粒径：２μ）を用意した。次に、水素
化・脱水素Ｔｉ粉末、Ａｌ−４０Ｖ粉末、ＴｉＢ₂粉未
を表２のＣ５の割合で配合し、十分に混合して２種の焼
結用粉末を調整した。

【００７７】次に、この焼結用粉末を圧力４ｔｏｎ／ｍ
ｍ²でφ２０ｍｍ×１００ｍｍの形状にＣＩＰ成形し、
次いでこの成形体を１×１０^-5ｔｏｒｒの真空中にて１
３００℃で４ｈｒの焼結を行った。（試料番号：Ｃ７）表２、表３は、本発明のさらなる進歩性、現実性を示す
実施例（９）および本発明の範囲外の組成である比較例
（５）を示したものである。実用化を考えた場合、より
短時間で所望の焼結対密度が得られることが望ましい。
そこで、焼結時間を４ｈｒとして、焼結体密度の比較を
行った。本実施例の方が緻密な焼結体が得られているこ
とがわかる。なお、本発明の範囲外の組成である比較例
Ｃ５の材料では、９２％相対密度しか得られていない。

【００７８】

【表３】

【００７９】このことより、Ｔｉ合金中においてＭｏと
の相互作用エネルギーにおいてリパルシブな関係を持
ち、しかも、Ｍｏよりも格段に速い拡散速度を有すると
ともに、Ｔｉへの固溶度が大きな元素をＭｏと同時に添
加すればよいというより現実性の高い高密度焼結Ｔｉ合
金材料が得られることが本実施例により明らかである。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＴｉとＢとの状態図を示す。

【図２】ＴｉとＭｏとの状態図を示す。

【図３】Ｔｉ−Ｍｏ擬二元系の垂直断面図上における
Ｂ量と固液相境界との関係を示す線図である。

【図４】（Ｔｉ−４Ｆｅ）−Ｍｏ擬二元系の垂直断面
図上におけるＢ量と固液相境界との関係を示す線図であ
る。

【図５】実施例３の焼結温度直下において生成する液
相の凍結写真を示す。

【図６】実施例３の熱間加工後得られた材料の組織を
示す顕微鏡写真図である。

【図７】比較例１のＨＩＰ処理後得られた材料の組織
を示す顕微鏡写真図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｔｉ合金を主成分とするマトリックスと
該マトリックス中に分散保持されているＴｉＢとを有す
る燒結Ｔｉ合金材料であって、その組成は、少なくと
も、０．１〜８．０重量％Ｂと３．０〜２０．０重量％
Ｍｏとを含有し、かつＴｉが５０重量％以上と残部不可
避物質とからなることを特徴とする焼結Ｔｉ合金材料。