JPH0776745A - 高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 常温下において強度および延性の高いＴｉＡ
ｌ系金属間化合物を提供する。 【構成】 ＴｉＡｌ系金属間化合物は、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ
およびＢの含有量がそれぞれ、４２．０原子％≦Ａｌ≦
５０．０原子％、１．０原子％≦Ｖ≦３．０原子％、
１．０原子％≦Ｎｂ≦１０．０原子％、０．０３原子％
≦Ｂ≦２．２原子％であり、残部がＴｉおよび不可避不
純物からなる。このように各化学成分の含有量を特定す
ることによって、ＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₁ ）〜
（Ａ₁₄），（Ａ ₀₁），（Ａ₀₂）の常温強度を向上させる
ことができ、特に、Ｖ、ＮｂおよびＢの同時添加により
それら（Ａ₁ ）〜（Ａ₁₄），（Ａ₀₁），（Ａ₀₂）の常温
伸びを大幅に向上させることができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は高強度高延性ＴｉＡｌ系
金属間化合物に関する。

【０００２】

【従来の技術】ＴｉＡｌ系金属間化合物は軽量で、且つ
優れた耐熱性を有することから、エンジンの回転部品用
構成材料として期待されるが、非常に脆い、といった性
質を有するため、この点改良が急がれている。

【０００３】そこで、常温強度および常温延性の両立を
図るべく、従来より各種ＴｉＡｌ系金属間化合物が提案
されており、例えば、ＮｂおよびＢ、またはＶおよびＢ
を添加したインゴットに１０００℃にて恒温鍛造加工を
施したＴｉＡｌ系金属間化合物が公知である（特開平１
−２９８１２７号公報参照）。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら従来のＴ
ｉＡｌ系金属間化合物は、高温下で恒温鍛造加工を行っ
ていることから、常温下において比較的高い延性と強度
を有するが、未だ実用化段階には至っていない。また、
鋳造に次いで高温下で恒温鍛造を行うことが必須である
から、製造工数および設備コストの増加を来たし、Ｔｉ
Ａｌ系金属間化合物の製造コストの上昇は免れず、その
上金属間化合物の形状自由度も低い、といった問題があ
る。

【０００５】本発明は前記に鑑み、添加元素の種類およ
びそれらの含有量を特定することによって、鋳造のみ、
または鋳造に次ぐ均質化熱処理を行うだけで、常温強度
および常温延性を高い次元で両立させることができ、ま
た製造コストの低減と形状自由度の向上を実現させた前
記ＴｉＡｌ系金属間化合物を提供することを目的とす
る。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明に係る高強度高延
性ＴｉＡｌ系金属間化合物は、Ａｌ、Ｖ、ＮｂおよびＢ
の含有量がそれぞれ、４２．０原子％≦Ａｌ≦５０．０
原子％、１．０原子％≦Ｖ≦３．０原子％、１．０原子
％≦Ｎｂ≦１０．０原子％、０．０３原子％≦Ｂ≦２．
２原子％であり、残部がＴｉおよび不可避不純物からな
ることを特徴とする。

【０００７】

【作用】Ａｌ含有量を前記のように特定すると、鋳造後
またはそれに次ぐ均質化熱処理後において、ＴｉＡｌ系
金属間化合物の金属組織はＬ１₀ 型γ相（ＴｉＡｌ相）
と、α₂ 相（Ｔｉ₃ Ａｌ相）と、微量の金属間化合物相
とより構成される。この場合、主たる相はＬ１₀ 型γ相
であり、その体積分率ＶｆはＶｆ≧８０％にも達する。
このような２相構造の金属組織は、ＴｉＡｌ系金属間化
合物の常温強度および常温延性の向上を図る上で有効で
ある。

【０００８】またＶ、ＮｂおよびＢを同時添加し、それ
らの含有量を前記のように特定すると、鋳造後または鋳
造に次ぐ均質化熱処理後において、ＴｉＡｌ系金属間化
合物の金属組織は微細化すると共に比較的高い硬さを有
する。

【０００９】このようなＡｌならびにＶ、ＮｂおよびＢ
の諸作用によって、ＴｉＡｌ系金属間化合物における常
温強度の大幅な向上が図られる。

【００１０】前記Ｌ１₀ 型γ相の結晶構造は面心正方晶
であって両格子定数ａ，ｃ間にはａ＜ｃの関係が成立す
るため、前記結晶構造の等方性が低く、ＴｉＡｌ系金属
間化合物の常温延性が低くなる、といった問題がある。

【００１１】このような状況下において、Ｖ、Ｎｂおよ
びＢの同時添加ならびにそれらの含有量の特定を行う
と、Ｌ１₀ 型γ相の結晶構造において、両格子定数ａ，
ｃを近似させることができ、これによりＬ１₀ 型γ相の
結晶構造の等方性を向上させ、また前記金属組織の２相
構造化ということもあって、ＴｉＡｌ系金属間化合物の
常温延性を大幅に高めることができる。

【００１２】ただし、Ａｌ含有量がＡｌ＜４２．０原子
％ではα₂ 相の体積分率Ｖｆが高くなり過ぎて、ＴｉＡ
ｌ系金属間化合物の常温延性の低下を来たし、一方、Ａ
ｌ＞５０．０原子％ではα₂ 相の体積分率Ｖｆが低くな
り過ぎて、ＴｉＡｌ系金属間化合物の常温強度の低下を
招来する。

【００１３】またＶ、ＮｂおよびＢの含有量が、それぞ
れＶ＜１．０原子％、Ｎｂ＜１．０原子％、Ｂ＜０．０
３原子％では、前記両格子定数ａ，ｃの近似化を達成す
ることができず、したがってＴｉＡｌ系金属間化合物に
おける常温延性の大幅な向上は望めない。なお、Ｖおよ
びＮｂを単独添加しても、前記両格子定数ａ，ｃは或る
程度接近するが、その程度は小さいのでＴｉＡｌ系金属
間化合物における常温延性向上効果は低い。

【００１４】一方、Ｖ含有量がＶ＞３．０原子％ではマ
トリックスの硬度上昇によりＴｉＡｌ系金属間化合物が
脆化する。またＮｂ含有量がＮｂ＞１０．０原子％では
脆弱な金属間化合物相の体積分率Ｖｆが増加するためＴ
ｉＡｌ系金属間化合物の常温延性の低下を招来し、さら
にＢ含有量がＢ＞２．２原子％では粗大なＢ系金属間化
合物が析出するため、ＴｉＡｌ系金属間化合物の常温延
性が低下する。

【００１５】

【実施例】Ａｌ含有量が４２．０原子％≦Ａｌ≦５０．
０原子％、Ｖ含有量が１．０原子％≦Ｖ≦３．０原子
％、Ｎｂ含有量が１．０原子％≦Ｎｂ≦１０．０原子
％、Ｂ含有量が０．０３原子％≦Ｂ≦２．２原子％であ
り、残部がＴｉおよび不可避不純物からなる各種組成の
素材を調製し、各素材を非消耗型アーク溶解炉を用い
て、Ａｒ雰囲気下で溶解し、次いで各溶湯を水冷銅鋳型
に注入して直径１４mm、長さ１００mmの各種インゴット
を得た。

【００１６】その後各インゴットに真空中、１２００
℃、３時間の条件下で均質化熱処理を施して、実施例に
係る各種ＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₁ ）〜（Ａ₁₄）を
得た。

【００１７】表１は、各ＴｉＡｌ系金属間化合物
（Ａ₁ ）〜（Ａ₁₄）および均熱化熱処理を行わなかった
二種のＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₀₁），（Ａ₀₂）の組
成ならびにＬ１₀ 型γ相の体積分率Ｖｆを示す。これら
ＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₀₁），（Ａ₀₂）はＴｉＡｌ
系金属間化合物（Ａ₄ ），（Ａ₅ ）のインゴットに対応
する。なお、表中、Ｔｉ欄の残部には不可避不純物が含
まれる。

【００１８】

【表１】 比較のため、Ａｌを必須化学成分とし、またＶ、Ｃｒ、
ＮｂおよびＢを選択化学成分とし、残部がＴｉおよび不
可避不純物からなる各種組成の素材を調製し、各素材を
用いて前記同様の溶解、鋳込みおよび均質化熱処理を順
次行って、比較例に係る各種ＴｉＡｌ系金属間化合物
（Ｂ₁ ）〜（Ｂ₆ ）を得た。各ＴｉＡｌ系金属間化合物
の寸法は直径１４mm、長さ１００mmであって、実施例の
場合と同一である。

【００１９】表２は、各ＴｉＡｌ系金属間化合物
（Ｂ₁ ）〜（Ｂ₆ ）の組成およびＬ１₀ 型γ相の体積分
率Ｖｆを示す。なお、表中、Ｔｉ欄の残部には不可避不
純物が含まれる。

【００２０】

【表２】 各ＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₁ ）〜（Ａ₁₄），
（Ａ₀₁），（Ａ₀₂），（Ｂ₁）〜（Ｂ₆ ）についてＸ線
回折を行い、Ｌ１₀ 型γ相の結晶構造における両格子定
数ａ，ｃの比ｃ／ａを求めた。

【００２１】このＬ１₀ 型γ相の結晶構造は図１に示さ
れており、それは面心正方晶である。前記比ｃ／ａは、
Ｘ線回折図において、ａ軸の格子定数ａを反映する（２
００）面の反射による面間隔ｄ₁ と、ｃ軸の格子定数ｃ
を反映する（００２）面の反射による面間隔ｄ₂ との比
ｄ₂ ／ｄ₁ から求められた。

【００２２】また各ＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₁ ）〜
（Ａ₁₄），（Ａ₀₁），（Ａ₀₂），（Ｂ₁ ）〜（Ｂ₆ ）か
らＡＳＴＭ Ｅ８規格に則ってテストピースを製作し、
各テストピースを用いて、常温大気中、歪み速度０．３
％／min （一定）の条件下で引張り試験を行い、各Ｔｉ
Ａｌ系金属間化合物（Ａ₁ ）〜（Ａ₁₄），（Ａ₀₁），
（Ａ₀₂），（Ｂ₁ ）〜（Ｂ₆ ）の常温引張強さおよび常
温伸びを求めた。

【００２３】表３は、各ＴｉＡｌ系金属間化合物
（Ａ₁ ）〜（Ａ₁₄），（Ａ₀₁），（Ａ₀₂），（Ｂ₁ ）〜
（Ｂ₆ ）における両格子定数の比ｃ／ａ、常温引張強さ
および常温伸びをそれぞれ示す。

【００２４】

【表３】 図２は、ＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₄ ）におけるＸ線
回折図を示し、（００２）面および（２００）面による
反射ピークが観察される。

【００２５】図３は、表３に基づいて両格子定数の比ｃ
／ａと常温引張強さとの関係をグラフ化したものであ
り、また図４は、表３に基づいて両格子定数の比ｃ／ａ
と常温伸びとの関係をグラフ化したものである。

【００２６】表１，表３，図３および図４から明らかな
ように、各化学成分の含有量を前記範囲内に設定された
実施例に係るＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₁ ）〜
（Ａ₁₄），（Ａ₀₁），（Ａ₀₂）は、Ｌ１₀ 型γ相の体積
分率ＶｆがＶｆ≧８０％であること、両格子定数ａ，ｃ
が近似していること等に起因して、比較例に係るＴｉＡ
ｌ系金属間化合物（Ｂ₁ ）〜（Ｂ₆ ）に比べて優れた常
温引張強さおよび常温伸びを有し、これにより常温強度
および常温延性を高い次元で両立させることができる。

【００２７】鋳造のみのＴｉＡｌ系金属間化合物
（Ａ₀₁），（Ａ₀₂）は、同一組成で、且つ均質化熱処理
を施されたＴｉＡｌ系金属間化合物（Ａ₄ ），（Ａ₅ ）
に比べ、常温引張強さおよび常温伸びは若干劣るが、両
格子定数の比ｃ／ａは実質的に同一である。

【００２８】また両格子定数の比ｃ／ａは、種々の実験
結果よりｃ／ａ≦１．０１５が適当であることが判明し
た。この場合、両格子定数の比ｃ／ａがｃ／ａ＜１．０
になることはない。

【００２９】なお、表２，表３および図４において、Ｔ
ｉＡｌ系金属間化合物（Ｂ₁ ）と、（Ｂ₂ ）および（Ｂ
₄ ）とを比較すると、ＶまたはＮｂの単独添加により格
子定数の比ｃ／ａが低下して常温伸びが、多少ではある
が上昇することが判る。

【００３０】

【発明の効果】本発明によれば、各化学成分を前記のよ
うに特定することによって、常温強度および常温延性を
高い次元で両立させたＴｉＡｌ系金属間化合物を提供す
ることができる。

【００３１】また、このＴｉＡｌ系金属間化合物は鋳造
のみ、または鋳造に次ぐ均質化熱処理によって得られる
ので、製造コストが比較的安価であると共にその形状自
由度が高い、といった利点を有する。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｌ１₀ 型γ相の結晶構造を示す斜視図である。

【図２】ＴｉＡｌ系金属間化合物のＸ線回折図である。

【図３】両格子定数の比ｃ／ａと常温引張強さとの関係
を示すグラフである。

【図４】両格子定数の比ｃ／ａと常温伸びとの関係を示
すグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ａｌ、Ｖ、ＮｂおよびＢの含有量がそれ
   ぞれ、４２．０原子％≦Ａｌ≦５０．０原子％、１．０
   原子％≦Ｖ≦３．０原子％、１．０原子％≦Ｎｂ≦１
   ０．０原子％、０．０３原子％≦Ｂ≦２．２原子％であ
   り、残部がＴｉおよび不可避不純物からなることを特徴
   とする高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物。
2. 【請求項２】 主たる相がＬ１₀ 型γ相であり、そのＬ
   １₀ 型γ相の結晶構造における両格子定数ａ，ｃの比ｃ
   ／ａがｃ／ａ≦１．０１５である、請求項１記載の高強
   度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物。