JPH05239571A - Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法Info
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- JPH05239571A JPH05239571A JP4044937A JP4493792A JPH05239571A JP H05239571 A JPH05239571 A JP H05239571A JP 4044937 A JP4044937 A JP 4044937A JP 4493792 A JP4493792 A JP 4493792A JP H05239571 A JPH05239571 A JP H05239571A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 所定の均質化処理を行なうことにより、常温
延性及び高温耐酸化性に優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物の製造方法を提供することにある。 【構成】 Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混合，脱気及び
真空封入を行った後に、この封入された混合粉末を反応
合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形された混合体
を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を行なって、Ａ
ｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質ＴｉからなるＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の
製造方法であって、前記反応合成後に、非酸化性雰囲気
中にて、Ｔｉ3Ａｌが消失する１１７０℃以上１４００
℃未満の温度範囲で、０.２時間以上均質化熱処理を施
すことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方
法。
延性及び高温耐酸化性に優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物の製造方法を提供することにある。 【構成】 Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混合，脱気及び
真空封入を行った後に、この封入された混合粉末を反応
合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形された混合体
を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を行なって、Ａ
ｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質ＴｉからなるＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の
製造方法であって、前記反応合成後に、非酸化性雰囲気
中にて、Ｔｉ3Ａｌが消失する１１７０℃以上１４００
℃未満の温度範囲で、０.２時間以上均質化熱処理を施
すことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方
法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車分野，航空宇宙
分野，産業機械分野等の軽量耐熱或は高比剛性が要求さ
れる分野に使用されるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造
方法に関する。
分野，産業機械分野等の軽量耐熱或は高比剛性が要求さ
れる分野に使用されるＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、例えば自動車分野においては、軽
量化や高性能化が求められ、その内燃機関（エンジン）
用部品においても軽量化が要求されている。例えばエン
ジンバルブにおいては、従来より、鋼或はＮｉ合金が使
用されているが、これらは密度が約８g／cm3と大きなも
のである。従って、このバルブを軽量化すれば、バルブ
の慣性質量を小さくすることができるので、エンジンの
高回転化が可能となり、よって自動車の高性能化が図ら
れるものと期待されている。
量化や高性能化が求められ、その内燃機関（エンジン）
用部品においても軽量化が要求されている。例えばエン
ジンバルブにおいては、従来より、鋼或はＮｉ合金が使
用されているが、これらは密度が約８g／cm3と大きなも
のである。従って、このバルブを軽量化すれば、バルブ
の慣性質量を小さくすることができるので、エンジンの
高回転化が可能となり、よって自動車の高性能化が図ら
れるものと期待されている。
【０００３】そこで、軽量でしかも耐熱性を備えた材料
として、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物が注目されている。
例えば排気バルブの作動温度付近の８００℃におけるＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物の高温強度は、代表的なバルブ
鋼であるＳＵＨ３５のものとほぼ同等であり、しかも密
度は約１／２である。このため、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化
合物は有力な軽量耐熱材料と考えられている。
として、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物が注目されている。
例えば排気バルブの作動温度付近の８００℃におけるＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物の高温強度は、代表的なバルブ
鋼であるＳＵＨ３５のものとほぼ同等であり、しかも密
度は約１／２である。このため、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化
合物は有力な軽量耐熱材料と考えられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｔｉ−
Ａｌ系金属間化合物は、主に以下の理由によりその実用
化が阻害されている。 難加工材のため、部品への形状付与が困難であるこ
と。
Ａｌ系金属間化合物は、主に以下の理由によりその実用
化が阻害されている。 難加工材のため、部品への形状付与が困難であるこ
と。
【０００５】耐酸化性が必ずしも十分ではないこと。 常温延性が乏しいこと。 そこで、これらの課題を克服するために、近年では種々
の研究開発が行われている。例えばＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物の形状付与の困難性の低減（特公平１−３０８
９８号公報参照）や耐酸化性の向上（特願平３−１８
４５３号参照）の研究等である。この研究の内容は、具
体的には、Ｔｉ粉末或はＴｉ合金粉末とＡｌ粉末或はＡ
ｌ合金粉末とを、混合し脱気し更に真空封入した後に、
真空封入した混合粉末を反応合成温度以下で塑性変形
し、塑性変形した混合体を反応合成温度以上に加熱して
反応焼結することによってＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を
製造する技術に関するものである。
の研究開発が行われている。例えばＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物の形状付与の困難性の低減（特公平１−３０８
９８号公報参照）や耐酸化性の向上（特願平３−１８
４５３号参照）の研究等である。この研究の内容は、具
体的には、Ｔｉ粉末或はＴｉ合金粉末とＡｌ粉末或はＡ
ｌ合金粉末とを、混合し脱気し更に真空封入した後に、
真空封入した混合粉末を反応合成温度以下で塑性変形
し、塑性変形した混合体を反応合成温度以上に加熱して
反応焼結することによってＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を
製造する技術に関するものである。
【０００６】しかしながら上述した反応焼結法の技術に
よっても、前記の常温延性については十分に改善され
ておらず、また、の耐酸化性についても９５０℃を越
える高温では局部的に酸化されることがあり、必ずしも
十分でない。本発明は、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の特
性の改善について多面的に研究を実施した結果として得
られたものであり、その目的は、所定の均質化処理を行
なうことにより、常温延性に優れしかも高温における耐
酸化性に優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法を
提供することにある。
よっても、前記の常温延性については十分に改善され
ておらず、また、の耐酸化性についても９５０℃を越
える高温では局部的に酸化されることがあり、必ずしも
十分でない。本発明は、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の特
性の改善について多面的に研究を実施した結果として得
られたものであり、その目的は、所定の均質化処理を行
なうことにより、常温延性に優れしかも高温における耐
酸化性に優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法を
提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この目的を達成するため
の請求項１の発明は、Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混
合，脱気及び真空封入を行った後に、この封入された混
合粉末を反応合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形
された混合体を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を
行なって、Ａｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質Ｔｉからな
るＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金
属間化合物の製造方法であって、前記反応合成後に、非
酸化性雰囲気中にて、Ｔｉ3Ａｌが消失する１１７０℃
以上１４００℃未満の温度範囲で、０.２時間以上均質
化熱処理を施すことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物の製造方法を要旨とする。
の請求項１の発明は、Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混
合，脱気及び真空封入を行った後に、この封入された混
合粉末を反応合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形
された混合体を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を
行なって、Ａｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質Ｔｉからな
るＴｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金
属間化合物の製造方法であって、前記反応合成後に、非
酸化性雰囲気中にて、Ｔｉ3Ａｌが消失する１１７０℃
以上１４００℃未満の温度範囲で、０.２時間以上均質
化熱処理を施すことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物の製造方法を要旨とする。
【０００８】請求項２の発明は、添加元素ＸとしてＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｖのうち少なくとも一種以上を反応合成後の
最終組成で０.５〜３ａｔ％、及び／又は添加元素Ｙと
してＮｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ，Ｓｉのうち少なくとも一種
以上を反応合成後の最終組成で０.５〜３ａｔ％含むＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造することを特徴とする前
記請求項１記載のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法
を要旨とする。
ｎ，Ｃｒ，Ｖのうち少なくとも一種以上を反応合成後の
最終組成で０.５〜３ａｔ％、及び／又は添加元素Ｙと
してＮｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ，Ｓｉのうち少なくとも一種
以上を反応合成後の最終組成で０.５〜３ａｔ％含むＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造することを特徴とする前
記請求項１記載のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法
を要旨とする。
【０００９】請求項３の発明はＴｉ−Ｘ合金粉末，Ａｌ
−Ｘ合金粉末，Ｔｉ−Ｙ合金粉末，Ａｌ−Ｙ合金粉末，
Ｔｉ−Ｘ−Ｙ合金粉末，Ａｌ−Ｘ−Ｙ合金粉末のうちの
少なくとも一種以上を用いて、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合
物を製造することを特徴とする前記請求項２記載のＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物の製造方法を要旨とする。
−Ｘ合金粉末，Ｔｉ−Ｙ合金粉末，Ａｌ−Ｙ合金粉末，
Ｔｉ−Ｘ−Ｙ合金粉末，Ａｌ−Ｘ−Ｙ合金粉末のうちの
少なくとも一種以上を用いて、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合
物を製造することを特徴とする前記請求項２記載のＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物の製造方法を要旨とする。
【００１０】ここで、各請求項の数値を規定する理由を
説明する。 １）温度：１１７０〜１４００℃ 下限未満では、不均質粗大粒を、全て均質な（Ｔｉ3Ａ
ｌ（α2）＋ＴｉＡｌ（γ））組織に変えられず、延性
が改良できないことがある。また、上限を越えると、材
料の一部が溶解したり或は結晶粒が急激に粗大化し、強
度の低下を招く。
説明する。 １）温度：１１７０〜１４００℃ 下限未満では、不均質粗大粒を、全て均質な（Ｔｉ3Ａ
ｌ（α2）＋ＴｉＡｌ（γ））組織に変えられず、延性
が改良できないことがある。また、上限を越えると、材
料の一部が溶解したり或は結晶粒が急激に粗大化し、強
度の低下を招く。
【００１１】２）温度：０.２時間以上 下限未満では、不均質粗大粒を、全て均質な（α2＋
γ）組織に変えられず、延性や耐酸化性が改良できない
ことがある。尚、通常では、２５０時間を越えると延性
や耐酸化性の向上が飽和してしまうので不経済である。
γ）組織に変えられず、延性や耐酸化性が改良できない
ことがある。尚、通常では、２５０時間を越えると延性
や耐酸化性の向上が飽和してしまうので不経済である。
【００１２】３）Ａｌ：４０〜５０ａｔ％ 上下限の範囲外においては、いずれも延性が低下する。 ４） Ｘ：０．５〜３ａｔ％ この範囲内の添加量にて常温延性の向上に効果がある
が、下限未満ではその効果が見られず、一方、上限を越
えるとその効果が飽和するとともに、密度を大きくする
悪作用がある。尚、このうち、Ｍｎは、この範囲内にて
ポアの発生を防ぐ効果がある。
が、下限未満ではその効果が見られず、一方、上限を越
えるとその効果が飽和するとともに、密度を大きくする
悪作用がある。尚、このうち、Ｍｎは、この範囲内にて
ポアの発生を防ぐ効果がある。
【００１３】５） Ｙ：０．５〜３ａｔ％ この範囲内の添加量にて耐酸化性の向上に効果がある
が、下限未満ではその効果が見られず、一方、上限を越
えるとその効果が飽和するとともに、密度を大きくする
悪作用がある。
が、下限未満ではその効果が見られず、一方、上限を越
えるとその効果が飽和するとともに、密度を大きくする
悪作用がある。
【００１４】つまり、常温延性は前記Ｘ成分の添加によ
って一層向上し、高温耐酸化性についてはＹ成分を添加
したときに改善が顕著に見られ、それらを組み合わせた
場合に、特に優れた常温延性及び高温耐酸化性が達成さ
れる。また、各Ｘ，Ｙ成分を添加する場合には、Ｘ，Ｙ
成分とＴｉ，Ａｌとの合金粉末のかたちで添加すると、
金属間化合物が均質になり易いので好適である。
って一層向上し、高温耐酸化性についてはＹ成分を添加
したときに改善が顕著に見られ、それらを組み合わせた
場合に、特に優れた常温延性及び高温耐酸化性が達成さ
れる。また、各Ｘ，Ｙ成分を添加する場合には、Ｘ，Ｙ
成分とＴｉ，Ａｌとの合金粉末のかたちで添加すると、
金属間化合物が均質になり易いので好適である。
【００１５】尚、上述した均質化熱処理は、反応合成
後、引き続いて、例えばＨＩＰ（熱間静水圧圧縮）中で
行うこともできる。
後、引き続いて、例えばＨＩＰ（熱間静水圧圧縮）中で
行うこともできる。
【００１６】
【作用】本発明は、反応焼結法で得られるＴｉ−Ａｌ系
金属間化合物の延性や耐酸化性の改善について多面的に
研究を実施した結果として得られたものであり、以下に
示す様に、反応焼結後の熱処理を制御することにより、
組成が均質で常温延性及び高温耐酸化性に優れたＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物を製造することができる。
金属間化合物の延性や耐酸化性の改善について多面的に
研究を実施した結果として得られたものであり、以下に
示す様に、反応焼結後の熱処理を制御することにより、
組成が均質で常温延性及び高温耐酸化性に優れたＴｉ−
Ａｌ系金属間化合物を製造することができる。
【００１７】反応焼結法により作製されたＴｉ−Ａｌ材
において、常温延性が乏しいものや高温耐酸化性に劣る
ものを詳細に調査検討したところ、金属組織中にα
2（Ｔｉ3Ａｌ）相に取り囲まれたα−Ｔｉ相、或はＴｉ
−リッチなα2相からなる５０μm以上の粗大な不均質粒
（以下、粗大粒と略す）が存在し、これら粗大粒が破壊
の起点となり本材の延性を低下させていることや、粗大
粒の部分で酸化が進行し易いことが明かとなった。
において、常温延性が乏しいものや高温耐酸化性に劣る
ものを詳細に調査検討したところ、金属組織中にα
2（Ｔｉ3Ａｌ）相に取り囲まれたα−Ｔｉ相、或はＴｉ
−リッチなα2相からなる５０μm以上の粗大な不均質粒
（以下、粗大粒と略す）が存在し、これら粗大粒が破壊
の起点となり本材の延性を低下させていることや、粗大
粒の部分で酸化が進行し易いことが明かとなった。
【００１８】この粗大粒は、本プロセスにおいて、Ｔｉ
粉末とＡｌ粉末とを、混合，脱気及び真空封入後、封入
した混合粉末を反応合成温度以下で塑性変形し、塑性変
形した混合体における５０μm以上のＴｉ粒に対応して
いる。これによって、本材の延性や耐酸化性を向上させ
るためには、粗大粒を消失させればよいことが明瞭とな
った。
粉末とＡｌ粉末とを、混合，脱気及び真空封入後、封入
した混合粉末を反応合成温度以下で塑性変形し、塑性変
形した混合体における５０μm以上のＴｉ粒に対応して
いる。これによって、本材の延性や耐酸化性を向上させ
るためには、粗大粒を消失させればよいことが明瞭とな
った。
【００１９】そこで、本発明では、反応合成後、非酸化
性雰囲気中にて、α2相が消失する温度つまり１１７０
℃以上で１４００℃未満の温度範囲（図１の状態図参
照）で０.２時間以上にわたり、均質化熱処理を施すこ
とにより、α−Ｔｉ相或はＴｉ−リッチなα2からなる
粗大粒を消失させ、それによって、常温延性及び高温耐
酸化性を改善するものである。
性雰囲気中にて、α2相が消失する温度つまり１１７０
℃以上で１４００℃未満の温度範囲（図１の状態図参
照）で０.２時間以上にわたり、均質化熱処理を施すこ
とにより、α−Ｔｉ相或はＴｉ−リッチなα2からなる
粗大粒を消失させ、それによって、常温延性及び高温耐
酸化性を改善するものである。
【００２０】また、一般に金属間化合物中での拡散は遅
いため、不均質な粗大粒を均質相に変えるには極めて長
時間を要し不経済である。ところで、Ｔｉ−Ａｌ系平衡
状態図によれば（Binary Alloy Phase Diagram,ASM,198
6,p.193）、Ｔｉ−リッチなα2相は約１１７０℃で消失
しβ相に変わる。このβ相はbccの不規則構造であるた
め、hcpの規則結晶構造であるα2相に比べて拡散が極め
て速いことが予想される。また、hcp構造を有し拡散が
遅いα−Ｔｉ相も１１７０℃ではβ相に変わることが、
図１の状態図から分かる。これにより、１１７０℃以上
に保持することにより不均質な粗大粒中の拡散を速やか
にさせ、本材の均質状態（室温ではα2＋γ）が短時間
で実現される。
いため、不均質な粗大粒を均質相に変えるには極めて長
時間を要し不経済である。ところで、Ｔｉ−Ａｌ系平衡
状態図によれば（Binary Alloy Phase Diagram,ASM,198
6,p.193）、Ｔｉ−リッチなα2相は約１１７０℃で消失
しβ相に変わる。このβ相はbccの不規則構造であるた
め、hcpの規則結晶構造であるα2相に比べて拡散が極め
て速いことが予想される。また、hcp構造を有し拡散が
遅いα−Ｔｉ相も１１７０℃ではβ相に変わることが、
図１の状態図から分かる。これにより、１１７０℃以上
に保持することにより不均質な粗大粒中の拡散を速やか
にさせ、本材の均質状態（室温ではα2＋γ）が短時間
で実現される。
【００２１】
【実施例】以下、本発明を具体化した実施例を、比較例
とともに説明する。 （実施例１）Ｎａ法で作製されたスポンジチタン粉末
（１４９μm以下）と、ヘリウムガスアトマイズ法で作
製されたＡｌ合金粉末（１４９μm以下）とを、最終組
成でＴｉ−４８ａｔ％Ａｌとなる様に混合後、アルミニ
ウム容器に挿入し、本容器内を加熱しながら真空排気し
脱気処理を実施した。その後、容器ごと熱間押出を行っ
た。押出温度は４３０℃、押出比は４５０とした。得ら
れた押出材からアルミニウム容器を外削除去し、反応合
成用素材とした。
とともに説明する。 （実施例１）Ｎａ法で作製されたスポンジチタン粉末
（１４９μm以下）と、ヘリウムガスアトマイズ法で作
製されたＡｌ合金粉末（１４９μm以下）とを、最終組
成でＴｉ−４８ａｔ％Ａｌとなる様に混合後、アルミニ
ウム容器に挿入し、本容器内を加熱しながら真空排気し
脱気処理を実施した。その後、容器ごと熱間押出を行っ
た。押出温度は４３０℃、押出比は４５０とした。得ら
れた押出材からアルミニウム容器を外削除去し、反応合
成用素材とした。
【００２２】この押出材（下記表１の試料No.１〜４）
について、ＨＩＰにて反応合成（５６０℃）を行い、Ｔ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物とした後、引き続いてＨＩＰ中
にて、均質化処理を実施した。尚、ＨＩＰ条件は、雰囲
気はアルゴンガス，圧力は１５０MPaとした。また、一
部の試料（表１の試料No.２，３）についてはＨＩＰ
後、更に真空中にて加熱して均質化処理を実施した。こ
の処理条件等を下記表１に示す。
について、ＨＩＰにて反応合成（５６０℃）を行い、Ｔ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物とした後、引き続いてＨＩＰ中
にて、均質化処理を実施した。尚、ＨＩＰ条件は、雰囲
気はアルゴンガス，圧力は１５０MPaとした。また、一
部の試料（表１の試料No.２，３）についてはＨＩＰ
後、更に真空中にて加熱して均質化処理を実施した。こ
の処理条件等を下記表１に示す。
【００２３】そして、前記製造方法によって得られたＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物について、引張試験片を作製し
（平行部径：φ５mm、標点間距離：１５mm）、常温にて
引張試験（ひずみ速度：１０-3／秒）を実施した。ま
た、高温酸化試験（９５０℃×５０時間）を大気中にて
実施した。この試験の結果を下記表２に示す。
ｉ−Ａｌ系金属間化合物について、引張試験片を作製し
（平行部径：φ５mm、標点間距離：１５mm）、常温にて
引張試験（ひずみ速度：１０-3／秒）を実施した。ま
た、高温酸化試験（９５０℃×５０時間）を大気中にて
実施した。この試験の結果を下記表２に示す。
【００２４】この表２から明らかな様に、本実施例の試
料No.１〜４のものは、常温引張強さが全て３７０MPa以
上で、しかも常温伸びが０.５２％以上であり、強度と
延性に優れ好適である。更に、酸化増量も１３g／m2以
下と少なく耐酸化性にも優れている。
料No.１〜４のものは、常温引張強さが全て３７０MPa以
上で、しかも常温伸びが０.５２％以上であり、強度と
延性に優れ好適である。更に、酸化増量も１３g／m2以
下と少なく耐酸化性にも優れている。
【００２５】（実施例２）ＰＲＥＰ（Plasma Arc Rotat
ing Electrode Process）法で作製されたＴｉ粉末（２
５０μm以下）と、アルゴンガスアトマイズ法で作製さ
れたＡｌ粉末（１４９μm以下）とを、最終組成でＴｉ
−４８ａｔ％Ａｌとなる様に混合後、アルミニウム容器
に挿入し、本容器内を加熱しながら真空排気し脱気処理
を実施した。混合後、アルミニウム容器に挿入し、本容
器内を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施した。そ
の後、容器ごと熱間押出を行った。押出温度は４００
℃、押出比は４５０とした。得られた押出材からアルミ
ニウム容器を外削除去し、反応合成用素材とした。
ing Electrode Process）法で作製されたＴｉ粉末（２
５０μm以下）と、アルゴンガスアトマイズ法で作製さ
れたＡｌ粉末（１４９μm以下）とを、最終組成でＴｉ
−４８ａｔ％Ａｌとなる様に混合後、アルミニウム容器
に挿入し、本容器内を加熱しながら真空排気し脱気処理
を実施した。混合後、アルミニウム容器に挿入し、本容
器内を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施した。そ
の後、容器ごと熱間押出を行った。押出温度は４００
℃、押出比は４５０とした。得られた押出材からアルミ
ニウム容器を外削除去し、反応合成用素材とした。
【００２６】この押出材（表１の試料No.５）につい
て、ＨＩＰ中にて反応合成後、引き続いて真空中で加熱
して均質化処理を実施した。尚、ＨＩＰ条件は、雰囲気
はアルゴンガスで、圧力は１５０MPaとした。その後、
１２００℃で真空中にて均質化処理を実施した。この処
理条件等を表１に示す。
て、ＨＩＰ中にて反応合成後、引き続いて真空中で加熱
して均質化処理を実施した。尚、ＨＩＰ条件は、雰囲気
はアルゴンガスで、圧力は１５０MPaとした。その後、
１２００℃で真空中にて均質化処理を実施した。この処
理条件等を表１に示す。
【００２７】得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物につい
て、前記実施例１と同様に、常温にて引張試験を実施し
た。この試験の結果を表２に示す。この表２から明らか
な様に、試料No.５のものは、常温引張強さが３９３MPa
で、しかも常温伸びが０.８９％であり、強度と延性に
一層優れ好適である。
て、前記実施例１と同様に、常温にて引張試験を実施し
た。この試験の結果を表２に示す。この表２から明らか
な様に、試料No.５のものは、常温引張強さが３９３MPa
で、しかも常温伸びが０.８９％であり、強度と延性に
一層優れ好適である。
【００２８】（実施例３）ヘリウムガスアトマイズ法で
製作されたＡｌ粉末或はＡｌ−Ｘ−Ｙ合金粉末（２９７
μm以下）と、Ｎａ法で作製されたスポンジチタン粉末
（１４９μm以下）とを、最終組成で表１の試料No.６〜
２２となる様に混合後、アルミニウム容器に挿入し、本
容器内を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施した。
その後、容器ごと熱間押出を行った。押出温度は４５０
℃、押出比は３５０とした。得られた押出材からアルミ
ニウム容器を外削除去し、反応合成用素材とした。
製作されたＡｌ粉末或はＡｌ−Ｘ−Ｙ合金粉末（２９７
μm以下）と、Ｎａ法で作製されたスポンジチタン粉末
（１４９μm以下）とを、最終組成で表１の試料No.６〜
２２となる様に混合後、アルミニウム容器に挿入し、本
容器内を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施した。
その後、容器ごと熱間押出を行った。押出温度は４５０
℃、押出比は３５０とした。得られた押出材からアルミ
ニウム容器を外削除去し、反応合成用素材とした。
【００２９】この押出材（表１の試料No.６〜２２）に
ついて、ＨＩＰ（１３００℃×１０時間）にて反応合成
を行いＴｉ−Ａｌ系金属間化合物とした。つまり反応合
成と均質化処理を連続して一連の処理として行った。こ
の処理条件を表１に示す。そして、得られたＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物について、前記実施例１と同様に、常温
にて引張試験を実施し、また高温酸化試験を実施した。
この試験の結果を表２に示す。
ついて、ＨＩＰ（１３００℃×１０時間）にて反応合成
を行いＴｉ−Ａｌ系金属間化合物とした。つまり反応合
成と均質化処理を連続して一連の処理として行った。こ
の処理条件を表１に示す。そして、得られたＴｉ−Ａｌ
系金属間化合物について、前記実施例１と同様に、常温
にて引張試験を実施し、また高温酸化試験を実施した。
この試験の結果を表２に示す。
【００３０】この表２から明らかな様に、試料No.６〜
２２のものは、常温引張強さが全て３８２MPa以上で、
しかも常温伸びが０.５３％以上であり、強度と延性に
優れ好適である。更に、酸化増量も１５g／m2以下と少
なく耐酸化性にも優れている。特に、表中にＸで示すＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｖを所定量（０.５〜３ａｔ％）添加したも
の（試料No.８〜１３，No.１９〜２２）では、常温引張
強さが全て４１５MPa以上で、しかも常温伸びが１.１２
％以上であり、強度と延性に一層優れ好適である。 ま
た、表中にＹで示すＮｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ，Ｓｉを添加
したもの（試料No.１４〜２１）では、常温引張強さが
全て４０２MPa以上で、しかも常温伸びが０.６６％以上
であり、強度と延性に優れ好適であるとともに、酸化増
量が６g／m2以下と小さく耐酸化性も極めて優れてい
る。
２２のものは、常温引張強さが全て３８２MPa以上で、
しかも常温伸びが０.５３％以上であり、強度と延性に
優れ好適である。更に、酸化増量も１５g／m2以下と少
なく耐酸化性にも優れている。特に、表中にＸで示すＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｖを所定量（０.５〜３ａｔ％）添加したも
の（試料No.８〜１３，No.１９〜２２）では、常温引張
強さが全て４１５MPa以上で、しかも常温伸びが１.１２
％以上であり、強度と延性に一層優れ好適である。 ま
た、表中にＹで示すＮｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔａ，Ｓｉを添加
したもの（試料No.１４〜２１）では、常温引張強さが
全て４０２MPa以上で、しかも常温伸びが０.６６％以上
であり、強度と延性に優れ好適であるとともに、酸化増
量が６g／m2以下と小さく耐酸化性も極めて優れてい
る。
【００３１】（実施例４）ＰＲＥＰ法で作製されたＴｉ
−４ａｔ％Ｖ合金粉末（２５０μm以下）と、アルゴン
ガスアトマイズ法で作製されたＡｌ合金粉末（１４９μ
m以下）とを、最終組成でＴｉ−４８ａｔ％Ａｌ−２ａ
ｔ％Ｖとなる様に混合後、アルミニウム容器に挿入し、
本容器内を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施し
た。その混合後、アルミニウム容器に挿入し、本容器内
を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施した。その
後、容器ごと熱間押出を行った。押出温度は４４０℃、
押出比は３５０とした。得られた押出材からアルミニウ
ム容器を外削除去し、反応合成用素材とした。
−４ａｔ％Ｖ合金粉末（２５０μm以下）と、アルゴン
ガスアトマイズ法で作製されたＡｌ合金粉末（１４９μ
m以下）とを、最終組成でＴｉ−４８ａｔ％Ａｌ−２ａ
ｔ％Ｖとなる様に混合後、アルミニウム容器に挿入し、
本容器内を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施し
た。その混合後、アルミニウム容器に挿入し、本容器内
を加熱しながら真空排気し脱気処理を実施した。その
後、容器ごと熱間押出を行った。押出温度は４４０℃、
押出比は３５０とした。得られた押出材からアルミニウ
ム容器を外削除去し、反応合成用素材とした。
【００３２】この押出材（表１の試料No.２３）につい
て、ＨＩＰ中にて反応合成後、引き続いて均質化処理を
実施した。尚、ＨＩＰ条件は、雰囲気はアルゴンガス
で、圧力は１５０MPaとした。その後、１２００℃で真
空均質化処理を実施した。この処理条件等を表１に示
す。
て、ＨＩＰ中にて反応合成後、引き続いて均質化処理を
実施した。尚、ＨＩＰ条件は、雰囲気はアルゴンガス
で、圧力は１５０MPaとした。その後、１２００℃で真
空均質化処理を実施した。この処理条件等を表１に示
す。
【００３３】そして、得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物について、前記実施例１と同様に、常温にて引張試験
を実施した。この試験の結果を表２に示す。この表２か
ら明らかな様に、試料No.２３のものは、常温引張強さ
が４３５MPaで、しかも常温伸びが１.２０であり、強度
と延性に非常に優れ好適である。
物について、前記実施例１と同様に、常温にて引張試験
を実施した。この試験の結果を表２に示す。この表２か
ら明らかな様に、試料No.２３のものは、常温引張強さ
が４３５MPaで、しかも常温伸びが１.２０であり、強度
と延性に非常に優れ好適である。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】（実施例５）ヘリウムガスアトマイズ法で
製作したＡｌ粉末（２９７μm以下）と、Ｎａ法で作製
されたスポンジチタン粉末（１４９μm以下）とを、最
終組成で表３の試料No.２４〜２７となる様に混合後、
アルミニウム容器に挿入し、本容器内を加熱しながら真
空排気し脱気処理を実施した。その後、容器ごと熱間押
出を行った。押出条件の加熱温度は４５０℃、押出比は
３５０とした。得られた押出材からアルミニウム容器を
外削除去し、反応合成用素材とした。
製作したＡｌ粉末（２９７μm以下）と、Ｎａ法で作製
されたスポンジチタン粉末（１４９μm以下）とを、最
終組成で表３の試料No.２４〜２７となる様に混合後、
アルミニウム容器に挿入し、本容器内を加熱しながら真
空排気し脱気処理を実施した。その後、容器ごと熱間押
出を行った。押出条件の加熱温度は４５０℃、押出比は
３５０とした。得られた押出材からアルミニウム容器を
外削除去し、反応合成用素材とした。
【００３７】この押出材（表３の試料No.２４〜２７）
について、ＨＩＰ（１３００℃×１０時間）にて反応合
成を行いＴｉ−Ａｌ系金属間化合物とした。つまり、反
応合成と均質化処理を連続して一連の処理として行っ
た。その処理条件等を表３に示す。
について、ＨＩＰ（１３００℃×１０時間）にて反応合
成を行いＴｉ−Ａｌ系金属間化合物とした。つまり、反
応合成と均質化処理を連続して一連の処理として行っ
た。その処理条件等を表３に示す。
【００３８】そして、得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物について、前記実施例１と同様に、常温にて引張試験
を実施し、また高温酸化試験を実施した。この試験の結
果を表４に示す。この表４から明らかな様に、試料No.
２４〜２７のものは、いずれも常温引張強さが３９７MP
a以上で、しかも常温伸びが０.５５％以上で、更に酸化
増量が１０g／m2以下であり好ましいが、Ｘ成分やＹ成
分の添加量が少ない試料No.２４，２６の場合には、必
ずしも顕著な延性や耐酸化性の性能の向上は見られな
い。尚、添加量の多い試料No.２５，２７の場合には、
効果が飽和していた。
物について、前記実施例１と同様に、常温にて引張試験
を実施し、また高温酸化試験を実施した。この試験の結
果を表４に示す。この表４から明らかな様に、試料No.
２４〜２７のものは、いずれも常温引張強さが３９７MP
a以上で、しかも常温伸びが０.５５％以上で、更に酸化
増量が１０g／m2以下であり好ましいが、Ｘ成分やＹ成
分の添加量が少ない試料No.２４，２６の場合には、必
ずしも顕著な延性や耐酸化性の性能の向上は見られな
い。尚、添加量の多い試料No.２５，２７の場合には、
効果が飽和していた。
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】（比較例１）前記実施例１で得られた押出
材（下記表５の試料No.２８〜３０）を用いて、ＨＩＰ
中で反応合成後に均質化処理を実施した。この処理条件
を表５に示す。そして、得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物について、前記実施例１と同様に、常温にて引張試
験を実施し、また高温耐酸化性試験を実施した。この結
果を表６に示す。
材（下記表５の試料No.２８〜３０）を用いて、ＨＩＰ
中で反応合成後に均質化処理を実施した。この処理条件
を表５に示す。そして、得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物について、前記実施例１と同様に、常温にて引張試
験を実施し、また高温耐酸化性試験を実施した。この結
果を表６に示す。
【００４２】この表６から明らかな様に、比較例１の試
料No.２８のものは、ＨＩＰ温度が低いために常温伸び
が０.１２と小さく、延性が低いので好ましくなく、更
に、酸化増量も２０g／m2と大きく耐酸化性が悪い。ま
た、試料No.２９のものは、ＨＩＰ温度が高いために常
温引張強さが２９０MPaと小さく、強度が低いので好ま
しくない。更に、試料No.３０のものは、ＨＩＰ温度の
処理時間が短いために常温伸びが０.３３と小さく、延
性が低いので好ましくなく、更に、酸化増量も２３g／m
2と大きく耐酸化性が悪い。
料No.２８のものは、ＨＩＰ温度が低いために常温伸び
が０.１２と小さく、延性が低いので好ましくなく、更
に、酸化増量も２０g／m2と大きく耐酸化性が悪い。ま
た、試料No.２９のものは、ＨＩＰ温度が高いために常
温引張強さが２９０MPaと小さく、強度が低いので好ま
しくない。更に、試料No.３０のものは、ＨＩＰ温度の
処理時間が短いために常温伸びが０.３３と小さく、延
性が低いので好ましくなく、更に、酸化増量も２３g／m
2と大きく耐酸化性が悪い。
【００４３】（比較例２）ヘリウムガスアトマイズ法で
製作したＡｌ粉末（２９７μm以下）と、Ｎａ法で作製
されたスポンジチタン粉末（１４９μm以下）とを、最
終組成で表５の試料No.３１，３２となる様に混合後、
アルミニウム容器に挿入し、本容器内を加熱しながら真
空排気し脱気処理を実施した。その後、容器ごと熱間押
出を行った。押出温度は４５０℃、押出比は３５０とし
た。得られた押出材からアルミニウム容器を外削除去
し、反応合成用素材とした。
製作したＡｌ粉末（２９７μm以下）と、Ｎａ法で作製
されたスポンジチタン粉末（１４９μm以下）とを、最
終組成で表５の試料No.３１，３２となる様に混合後、
アルミニウム容器に挿入し、本容器内を加熱しながら真
空排気し脱気処理を実施した。その後、容器ごと熱間押
出を行った。押出温度は４５０℃、押出比は３５０とし
た。得られた押出材からアルミニウム容器を外削除去
し、反応合成用素材とした。
【００４４】この押出材（表５の試料No.３１，３２）
について、ＨＩＰ（１３００℃×１０時間）にて反応合
成を行いＴｉ−Ａｌ系金属間化合物とした。つまり、反
応合成と均質化処理を連続して一連の処理として行っ
た。その処理条件等を表５に示す。
について、ＨＩＰ（１３００℃×１０時間）にて反応合
成を行いＴｉ−Ａｌ系金属間化合物とした。つまり、反
応合成と均質化処理を連続して一連の処理として行っ
た。その処理条件等を表５に示す。
【００４５】そして、得られたＴｉ−Ａｌ系金属間化合
物について、前記実施例１と同様に、常温にて引張試験
を実施し、更に高温耐酸化性試験を実施した。この試験
の結果を表６に示す。この表６から明らかな様に、比較
例２の試料No.３１，３２のものは、Ａｌの含有量が前
記所定範囲外であるために、常温伸びが０.２２％以下
であり、延性が低いので好ましくなく、更に試料No.３
１のものは酸化増量も１８g／m2と大きく耐酸化性が悪
い。
物について、前記実施例１と同様に、常温にて引張試験
を実施し、更に高温耐酸化性試験を実施した。この試験
の結果を表６に示す。この表６から明らかな様に、比較
例２の試料No.３１，３２のものは、Ａｌの含有量が前
記所定範囲外であるために、常温伸びが０.２２％以下
であり、延性が低いので好ましくなく、更に試料No.３
１のものは酸化増量も１８g／m2と大きく耐酸化性が悪
い。
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】つまり、本実施例のＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物の製造方法によれば、上述した所定組成の材料を所
定の条件にて均質化処理を行なうので、常温引張強度や
伸びの性質が優れるとともに、高温耐酸化性に優れたＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造することができる。それ
に対して、比較例のものは、その様な組成の材料又は条
件にて均質化処理を行わないので、常温引張強度や伸び
の性質に劣り、常温延性が高くなく、しかも高温耐酸化
性がそれほど高くないので各種の構造材料として必ずし
も好ましくない。
合物の製造方法によれば、上述した所定組成の材料を所
定の条件にて均質化処理を行なうので、常温引張強度や
伸びの性質が優れるとともに、高温耐酸化性に優れたＴ
ｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造することができる。それ
に対して、比較例のものは、その様な組成の材料又は条
件にて均質化処理を行わないので、常温引張強度や伸び
の性質に劣り、常温延性が高くなく、しかも高温耐酸化
性がそれほど高くないので各種の構造材料として必ずし
も好ましくない。
【００４９】尚、本発明は、上記実施例に何等限定され
ず、本発明の要旨の範囲内において各種の態様で実施で
きることは勿論である。
ず、本発明の要旨の範囲内において各種の態様で実施で
きることは勿論である。
【００５０】
【発明の効果】以上詳述したことから明らかな様に、請
求項１のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法では、所
定組成のＡｌ及びＴｉの反応合成後に、非酸化性雰囲気
中にて１１７０以上１４００℃未満の温度範囲で均質化
処理を行なうので、常温延性や高温耐酸化性が大きく優
れた軽量耐熱材料が得られる。
求項１のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法では、所
定組成のＡｌ及びＴｉの反応合成後に、非酸化性雰囲気
中にて１１７０以上１４００℃未満の温度範囲で均質化
処理を行なうので、常温延性や高温耐酸化性が大きく優
れた軽量耐熱材料が得られる。
【００５１】また、請求項２の発明では、前記Ｘ成分を
加えるので、一層常温延性が向上するという利点がある
とともに、前記Ｙ成分を加えるので、一層高温耐酸化性
が向上するという利点がある。その上、請求項３の発明
では、材料として前記Ｘ，Ｙ成分を含む種々の合金を使
用するので、得られる金属間化合物が容易に均質化して
常温延性や高温耐酸化性の優れた化合物が得られる。
加えるので、一層常温延性が向上するという利点がある
とともに、前記Ｙ成分を加えるので、一層高温耐酸化性
が向上するという利点がある。その上、請求項３の発明
では、材料として前記Ｘ，Ｙ成分を含む種々の合金を使
用するので、得られる金属間化合物が容易に均質化して
常温延性や高温耐酸化性の優れた化合物が得られる。
【図１】 Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の状態図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｔｉ系材料とＡｌ系材料との混合，脱気
及び真空封入を行った後に、この封入された混合粉末を
反応合成温度以下で塑性変形し、更に塑性変形された混
合体を反応合成温度以上に加熱して反応焼結を行なっ
て、Ａｌ：４０〜５０ａｔ％残部実質ＴｉからなるＴｉ
−Ａｌ系金属間化合物を製造するＴｉ−Ａｌ系金属間化
合物の製造方法であって、 前記反応合成後に、非酸化性雰囲気中にて、Ｔｉ3Ａｌ
が消失する１１７０℃以上１４００℃未満の温度範囲
で、０.２時間以上均質化熱処理を施すことを特徴とす
るＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法。 - 【請求項２】 添加元素ＸとしてＭｎ，Ｃｒ，Ｖのうち
少なくとも一種以上を反応合成後の最終組成で０.５〜
３ａｔ％、及び／又は添加元素ＹとしてＮｂ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｔａ，Ｓｉのうち少なくとも一種以上を反応合成後
の最終組成で０.５〜３ａｔ％含むＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物を製造することを特徴とする前記請求項１記載の
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法。 - 【請求項３】 Ｔｉ−Ｘ合金粉末，Ａｌ−Ｘ合金粉末，
Ｔｉ−Ｙ合金粉末，Ａｌ−Ｙ合金粉末，Ｔｉ−Ｘ−Ｙ合
金粉末，Ａｌ−Ｘ−Ｙ合金粉末のうちの少なくとも一種
以上を用いて、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物を製造するこ
とを特徴とする前記請求項２記載のＴｉ−Ａｌ系金属間
化合物の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4044937A JPH05239571A (ja) | 1992-03-02 | 1992-03-02 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4044937A JPH05239571A (ja) | 1992-03-02 | 1992-03-02 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05239571A true JPH05239571A (ja) | 1993-09-17 |
Family
ID=12705400
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4044937A Pending JPH05239571A (ja) | 1992-03-02 | 1992-03-02 | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05239571A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007135806A1 (ja) * | 2006-05-18 | 2007-11-29 | Osaka Titanium Technologies Co., Ltd. | チタン系合金球状粉末の製造方法 |
| WO2013013518A1 (zh) * | 2012-01-18 | 2013-01-31 | 深圳市新星轻合金材料股份有限公司 | 一种密封圈及其制备方法 |
| RU2698081C1 (ru) * | 2019-03-26 | 2019-08-21 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова" (АлтГТУ) | Способ получения монофазного интерметаллидного сплава с высокой степенью однородности на основе титана |
| CN117753990A (zh) * | 2023-12-25 | 2024-03-26 | 南京理工大学 | 一种消除电子束选区熔化成形TiAl合金分层不均匀微观组织的方法 |
-
1992
- 1992-03-02 JP JP4044937A patent/JPH05239571A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007135806A1 (ja) * | 2006-05-18 | 2007-11-29 | Osaka Titanium Technologies Co., Ltd. | チタン系合金球状粉末の製造方法 |
| WO2013013518A1 (zh) * | 2012-01-18 | 2013-01-31 | 深圳市新星轻合金材料股份有限公司 | 一种密封圈及其制备方法 |
| GB2503388A (en) * | 2012-01-18 | 2013-12-25 | Shenzhen Sunxing Light Alloys Materials Co Ltd | Sealing ring and preparation method therefor |
| GB2503388B (en) * | 2012-01-18 | 2015-01-14 | Shenzhen Sunxing Light Alloys Materials Co Ltd | Sealing ring and preparation method thereof |
| RU2698081C1 (ru) * | 2019-03-26 | 2019-08-21 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова" (АлтГТУ) | Способ получения монофазного интерметаллидного сплава с высокой степенью однородности на основе титана |
| CN117753990A (zh) * | 2023-12-25 | 2024-03-26 | 南京理工大学 | 一种消除电子束选区熔化成形TiAl合金分层不均匀微观组织的方法 |
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