(57)【要約】【課題】耐熱性を有する高強度で軽量なＴｉ−Ａｌ系合金を得る技術を提供すること。【解決手段】それぞれ粉末状のＡｌ、ＴｉＮ、Ｔｉを重量比にてＡｌ：ＴｉＮ：Ｔｉ＝１：０．０１〜１．５：ｘ（ただし、ｘは０以上でありＴｉＮの比率との和が０．３以上６．０以下となる値）として混合し、真空または無酸素雰囲気下にてこの混合粉末を加圧しながら６６０℃〜１３５０℃で加熱して得ることを特徴とする耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。【選択図】図２
2020152945.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
それぞれ粉末状のＡｌ、ＴｉＮ、Ｔｉを重量比にてＡｌ：ＴｉＮ：Ｔｉ＝１：０．０１〜１．５：ｘ（ただし、ｘは０以上でありＴｉＮの比率との和が０．３以上６．０以下となる値）として混合し、
真空または無酸素雰囲気下にてこの混合粉末を加圧しながら６６０℃〜１３５０℃で加熱して得ることを特徴とする耐熱軽量高強度焼結体製造方法。
【請求項２】
Ａｌ粉末の平均粒径を１μｍ以上１ｍｍ以下、および／または、ＴｉＮ粉末の平均粒径を５０μｍ以下とすることを特徴とする請求項１に記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法。
【請求項３】
Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂを特性調整用元素とし、
重量比でＡｌ１に対し、
Ｃｒ粉末もしくはＣｒＮ粉末を０．５以下、
Ｎｂ粉末もしくはＮｂＮ粉末を１．０以下、
Ｖ粉末もしくはＶＮ粉末を０．３以下、
Ｚｒ粉末もしくはＺｒＮ粉末を０．３以下、または、
Ｂ粉末もしくはＢＮ粉末を０．１以下、
添加した混合粉末を用いることを特徴とする請求項１または２に記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法。
【請求項４】
特性調整用元素として添加する粉末の平均粒径を１００μｍ以下とすることを特徴とする請求項３記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法。
【請求項５】
加熱に際し、
加圧しながら６６０〜１０００℃の範囲にて加熱する第一工程を経た後、
１０００〜１３５０℃の範囲にて拡散熱処理を施す第二工程を経ることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一つに記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法。
【請求項６】
第一工程と第二工程との間に、鍛造、切削その他の整形工程を含ませることを特徴とする請求項５に記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法。
【請求項７】
加熱温度を１１００〜１３５０℃として、圧延、鍛造、押出しその他の熱間加工工程を含ませることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一つに記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法。
【請求項８】
Ａｌの融点を含み６８０℃までの反応温度領域における圧力より、前記反応温度を超えた温度領域における圧力を高めた加圧とすることを特徴とする請求項１〜７のいずれか一つに記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、製造が容易であって、耐熱性を有する高強度で軽量なＴｉ−Ａｌ系合金を得る方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物は耐熱性がある軽量材料として知られ、比強度、クリープ強度も高いことから航空機エンジン部品などに使用されている。
【０００３】
しかしながら、Ｔｉ−Ａｌ系合金は製造コストが高く、用途が限定されるという問題点があった。高コストの要因として、Ｔｉ自体が高価であるほか、融点が１７００℃程度と高くほとんど全てのるつぼ材と反応してしまい、水冷銅るつぼを用いるスカル溶解といった特殊な溶解鋳造法をとらざるを得ない点があげられる。加えて、素材由来の難切削性や低靭性が影響し、加工費増を招来してしまう。
【０００４】
一方、従来のＴｉ−Ａｌ系合金は、９００℃超にて著しい強度低下が見られ、使用温度範囲がせいぜい１０００℃未満に限定されるという問題点があった。
【０００５】
なお、本願発明と同様にＮを含むＴｉ−Ａｌ系合金も知られているが、Ａｌの溶融温度以下の低温焼結素材に過ぎない（非特許文献１，２）。
また、特許文献１では、Ａｌは焼結助剤として用いられているに過ぎず本願発明と異なる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平８−２２５８７９
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】香山滉一郎ら「反応焼結によるＡｌ−Ｔｉ−Ｎ系合金作成」粉体および粉体冶金，（１９９２），８２３
【非特許文献２】Ａ．Ｋ．Ｒａｙら、’Ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ  ｏｆ  ＴｉＮ  Ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ  ＭＭＣ’，Ｍａｇｅｒ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．，２００２，Ａ３３８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、製造が容易であって（換言すれば製造コストが安く）、耐熱性を有する高強度で軽量なＴｉ−Ａｌ系合金を得る技術を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
請求項１に係る発明は、それぞれ粉末状のＡｌ、ＴｉＮ、Ｔｉを重量比にてＡｌ：ＴｉＮ：Ｔｉ＝１：０．０１〜１．５：ｘ（ただし、ｘは０以上でありＴｉＮの比率との和が０．３以上６．０以下となる値）として混合し、真空または無酸素雰囲気下にてこの混合粉末を加圧しながら６６０℃〜１３５０℃で加熱して得ることを特徴とする耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。
この範囲は、図５に示すＴｉ−Ａｌ−Ｎ系三元状態図の網掛け部となる。
なお、Ｏを不可避的不純物元素として、上限を３ｗｔ％として可能な限り低くするように制御ないし調整することが好ましい。
同様に、Ｐ，Ｓ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，または，Ｈｆは含有元素として許容されるが、これらも上限を各３ｗｔ％、合計１０ｗｔ％として制御ないし調整することが好ましい。
【００１０】
混合するとは均一な状態に混ぜ合わせることをいう。
加熱とは、所定の昇温工程が含まれていてもよいものとする。加熱して焼結体をえる手段は特に限定されないが、ホットプレス、放電プラズマ焼結、ＨＩＰ（熱間等方加圧）を挙げることができる。
焼結体は合金と言い換えることもできる。
Ａｌ１に対し、ＴｉＮが０．０１を下回ると所期の添加効果がえられず、１．５を超えると窒化物量が増えすぎて靭性が低下し実用材料として適当でなくなる。同様に、Ｔｉとしての合計添加量が０．３に満たないと低融点層が生じて高温における機械的特性が不足し、６．０を超えると目的とするＴｉ−Ａｌ系化合物に対してＴｉ（α）量が増加し所期の特性が得られにくくなる。
【００１１】
請求項２に係る発明は、Ａｌ粉末の平均粒径を１μｍ以上１ｍｍ以下、および／または、ＴｉＮ粉末の平均粒径を５０μｍ以下とすることを特徴とする請求項１に記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。
【００１２】
Ａｌの平均粒径が１μｍを下回ると粉末表面積の増加により不純物元素である酸素量が過多となる。一方１ｍｍを超えると焼結時にＡｌと内部まで反応せずＴｉＡｌ３等の化合物の殻を生じて不均一組織となり、後の高温拡散時に空隙等の欠陥要因となる。また、ＴｉＮの平均粒径が５０μｍを超えると粗大なＴｉＮが未反応のまま残留しやすくなり、靭性等の機械的特性の低下を招く。
【００１３】
請求項３に係る発明は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂを特性調整用元素とし、重量比でＡｌ１に対し、Ｃｒ粉末もしくはＣｒＮ粉末を０．５以下、Ｎｂ粉末もしくはＮｂＮ粉末を１．０以下、Ｖ粉末もしくはＶＮ粉末を０．３以下、Ｚｒ粉末もしくはＺｒＮ粉末を０．３以下、または、Ｂ粉末もしくはＢＮ粉末を０．１以下、添加した混合粉末を用いることを特徴とする請求項１または２に記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。
【００１４】
なお、窒化物すなわち、ＣｒＮ（本願ではＣｒＮと表記する際にはＣｒ２Ｎを含むものとする）、ＮｂＮ、ＶＮ、ＺｒＮまたはＢＮを添加する場合には、請求項１に関しては、Ａｌ：ＴｉＮ＋ＣｒＮ＋ＮｂＮ＋ＶＮ＋ＺｒＮ＋ＢＮ＝１：０．００１〜１．０となるように、ＴｉＮの添加量を調整する。
【００１５】
請求項４に係る発明は、特性調整用元素として添加する粉末の平均粒径を１００μｍ以下とすることを特徴とする請求項３記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。
【００１６】
請求項５に係る発明は、加熱に際し、加圧しながら６６０〜１０００℃の範囲にて加熱する第一工程を経た後、１０００〜１３５０℃の範囲にて拡散熱処理を施す第二工程を経ることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一つに記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。
【００１７】
請求項６に係る発明は、第一工程と第二工程との間に、鍛造、切削その他の整形工程を含ませることを特徴とする請求項５に記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。
【００１８】
請求項７に係る発明は、加熱温度を１１００〜１３５０℃として、圧延、鍛造、押出しその他の熱間加工工程を含ませることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一つに記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。
【００１９】
請求項８に係る発明は、Ａｌの融点を含み６８０℃までの反応温度領域における圧力より、前記反応温度を超えた温度領域における圧力を高めた加圧とすることを特徴とする請求項１〜７のいずれか一つに記載の耐熱軽量高強度焼結体製造方法である。
【００２０】
反応温度領域とは、Ａｌの融点である６６０℃を下回り、Ａｌ粉とＴｉ粉との接触界面にてＡｌ−Ｔｉ合金が形成されはじめる温度（条件にも依存するが６００℃程度以上）から６８０℃までをいう。
圧力の目安は、反応温度領域では５ＭＰａ〜２０ＭＰａ、反応温度を超えてからは３０ＭＰａ〜１００ＭＰａの例を挙げることができる。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、耐熱性を有する高強度で軽量なＴｉ−Ａｌ−Ｎ系合金を、容易に製造ないし安価に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】実施例１の合金の光学顕微鏡写真である。
【図２】実施例２の合金の光学顕微鏡写真である。
【図３】各種耐熱合金における温度と比強度との関係を示した相図である。
【図４】比較例の合金の光学顕微鏡写真である。
【図５】Ａｌ−Ｔｉ−Ｎの三元状態図上に請求項１の範囲を図示したものである。
【図６】Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃによる計算例である。
【図７】Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃによる計算例である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
Ａｌ−Ｔｉの二元合金を製造する際には、Ａｌが融解すると、型の隙間から流れ出てしまい、Ａｌ融点を超えた温度での焼結は積極的に検討されてこなかった経緯がある。
加えて、融点を若干下回る温度にて、Ａｌ粉とＴｉ粉との接触界面でＡｌ−Ｔｉ合金が形成され、これが強固な殻となりその後の効率的な反応が進みにくいという側面がある。場合により、殻の中に空隙が残存してしまうこともある。いずれにせよ、Ａｌ融点付近以上の焼結ないし合金形成に関しては、ミクロな組成の不均一性が解消されにくく、機械的特性が期待されるほど発揮されない。
【００２４】
本願発明者らは鋭意検討の結果、従来ＴｉＮ粉末はこれまで比較的安定な化合物としてしか認識されていなかったところ、これにＡｌに対する反応焼結原料としての有用性を発見し本発明をなしたものでる。
具体的には、本願発明者らは、ＴｉＮ粉末を混和して加熱すると、Ａｌの溶融とほぼ同時にＴｉＮが反応して融点上昇を導き、型からの漏れ出しが事実上生じず、また、Ａｌ融点以上の高温域における安定した加圧焼結および拡散処理が可能となることを発見した。
また、ＡｌとＴｉＮとの混合原料に、Ｔｉ粉末が存在していても、ＴｉＮ粉末の存在下では、同様の原理で反応が好適に進行することも確認した。
これらの知見をもとに、以下、本発明の実施例を説明する。
【００２５】
≪実施例１≫
平均粒径約１００μｍのＡｌ粉末１に対し、平均粒径約０．８μｍのＴｉＮ粉末を０．６７の重量割合で混合した後、黒鉛型を使用した放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）を行ない、組織観察、硬さ試験、抗折試験を行なって特性を確認した。
＜ＳＰＳの条件＞
・加圧条件：初期加圧１０ＭＰａ，８００℃到達時以降５０ＭＰａ
・加熱条件：ＲＴ〜６００℃［３０℃／分］→６００℃〜８００℃［１０℃／分］→８００℃×３０分保持→８００℃〜１０５０℃［１０℃／分］→１０５０℃〜１１００℃［２．５℃／分］→１１００℃×６０分保持→その後冷却
【００２６】
＜組織観察＞
光学顕微鏡写真を図１に示した。写真から明らかなように、十分均質であるまではいえず、空隙も見られる。これは、原料粉末の粒子サイズの差が大きく、また、拡散処理温度が低めだったためと考えられた。また、Ａｌ自体の粒径が大きい影響とも考えられた。
なお、細かく観察したところ、ＡｌをベースとするＦＣＣ（面心立方格子構造）相、Ａｌ３Ｔｉ相、および、Ａｌ２Ｔｉ相がマトリックスを構成し、Ｔｉ（Ａｌ）Ｎ複合窒化物が析出する形となっていた。
【００２７】
＜硬さ＞
微小硬さ分布は７５７ＨＶ０．５〜９４６ＨＶ０．５であり、平均値は８３６ＨＶ０．５であった。この値は実用鉄合金の最高硬さ（粉末ハイスの熱処理最高硬さ）に匹敵するレベルであり、高硬度素材であることが確認できた。
【００２８】
＜抗折試験＞
次に、比抗折強度測定をおこなった。
まず、抗折試験をおこない、その結果を表１に示す。
【表１】
2020152945.tif 000003
【００２９】
本試験材（試験材１）の比重は３．７ｇ／ｃｍ３であった（軽合金といえる）。
従って、比抗折強度は次のとおりである。
常温：９７ＭＰａ／（Ｍｇ／ｍ３）、
１０００℃：８６ＭＰａ／（Ｍｇ／ｍ３）
この値は、実用特性として、軽量でありながら鉄合金の最高硬さに匹敵し、耐熱強度も備えているといえる。従って、軽量耐熱耐摩耗材として広い用途に有望な素材であることが確認できた。
【００３０】
≪実施例２≫
平均粒径約７５μｍのＡｌ粉末１に対し、平均粒径約０．８μｍ粒径のＴｉＮ粉末を０．６５、平均粒径約４０μｍのＴｉ粉末を１．８の重量割合として混合し、更に、平均粒径約５μｍのＣｒＮ粉末を０．０３加えてよく混合した後、黒鉛型を使用した放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）を行ない、組織観察、硬さ試験、抗折試験を行って特性を確認した。
＜ＳＰＳの条件＞
・加圧条件：初期加圧１０ＭＰａ，８００℃到達時以降５０ＭＰａ
・加熱条件：ＲＴ〜６００℃［３０℃／分］→６００℃〜８００℃［１０℃／分］→８００℃×３０分保持→８００℃〜１１５０℃［１０℃／分］→１１５０〜１２００℃［２．５℃／分］→１２００℃×６０分保持→その後冷却
【００３１】
＜組織観察＞
光学顕微鏡写真を図２に示した。写真から明らかなように、５０μｍ径程度以下の未固溶ＴｉＮ粒子が若干確認されるものの、大部分はＴｉＡｌ（微量のＣｒを含む）とＴｉ３Ａｌを主体とするマトリックスであり、これに、個々には識別できない微細（１μｍオーダー）なＴｉ２ＡｌＮが析出した状態となっていた。全体として橙色を帯びた比較的均質な組織が形成されているといえる。
【００３２】
＜硬さ＞
微少硬さ分布は４２０ＨＶ０．５〜５４０ＨＶ０．５であり、平均値は４６６ＨＶ０．５であった。この値は、焼入れ焼戻しを施した鉄鋼の硬さに相当する。
【００３３】
＜抗折試験＞
次に、比抗折強度測定をおこなった。
まず、抗折試験をおこない、その結果を表２に示す。
【表２】
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【００３４】
本試験材（試験材２）の比重は４．０３ｇ／ｃｍ３であった（軽合金といえる）。
従って、比抗折強度は次のとおりである。
常温：１４６ＭＰａ／（Ｍｇ／ｍ３）、
１０００℃：１１８ＭＰａ／（Ｍｇ／ｍ３）
図３に、各種耐熱合金における温度と比強度との関係を示した。１０００℃における試験材２の比抗折強度は、図示した従来得られているＴｉＡｌ二元合金の最高値と同等以上であるといえる。
【００３５】
≪比較例≫
次に、比較例として、Ｔｉ−４８ａｔ％Ａｌ合金（二元合金）を説明する。
平均粒径約７５μｍ粒径のＡｌ粉末１に対し、平均粒径約４０μｍのＴｉ粉末を０．５の重量割合で混合した後、黒鉛型を使用した放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）を行ない、組織観察、硬さ試験をおこなった。
を確認した。焼結条件は実施例２と同じとした。
【００３６】
＜組織観察＞
光学顕微鏡写真を図４に示した。一見うまく焼結されているように見えるが詳細に観察したところ、原料のＡｌ粒がほぼそのままとなっており（Ａｌ富化部として残存し）、外殻の化合物領域に覆われた、均質化の不十分なミクロ組織が形成されていることを確認した。
【００３７】
＜硬さ＞
ビッカース硬さ試験を実施した結果、２３４ＨＶ０．５〜４８０ＨＶ０．５であり、平均値は２８５ＨＶ０．５であった。実施例１，２と比較すると硬さは低く、局所的な硬化層が存在してばらつきも大きい。すなわち、本発明（実施例）の方が、均質であり、高硬度であるといえる。
【００３８】
以上の実施例および比較例から、本発明の方法は、従来のＴｉＡｌ合金における特殊な溶解鋳造法によることなく、低コストな製造方法であるといえる。また、得られる合金は、取扱性に優れ均質であって、従来品より高硬度かつ１０００℃程度の高温域において同等以上の比強度を有するものである。
【００３９】
なお、本発明の温度域等について補足する。
図５は、Ａｌ−Ｔｉ−Ｎの三元状態図である。本発明の製造方法における原料の組成範囲は、図中の（１）〜（５）で示した黒丸印（５箇所）を頂点とする五角形内である。なお、図では実施例と比較例の組成点も記している。
【００４０】
焼結体を製造する際の焼結温度ないし熱拡散温度は、６６０℃〜１３５０℃である。６６０℃はＡｌの融点であり、１３５０℃はＴｉ−Ａｌ−Ｎ三元状態図上で液相を生じうる温度である（後述）。
【００４１】
反応焼結原料としてＴｉの全部または一部をＴｉＮで代替することにより、焼結性向上が認められるが、ＣｒＮを添加使用した場合にもその効果が認められ、このほか、Ｃｒ単体、もしくは、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂまたはこれらの窒化物でも同等の効果がみとめられる。この現象は、概略的に言えば、ＴｉとＡｌとの化合物のみからなる粉末の外殻構造を生成する反応に対し、窒素の存在によりＡｌＮなどの微細な窒化物生成反応が加わることによって焼結温度が高温化し、Ａｌ融点付近での焼結反応を生ずるため、最終製品の均一性が得られやすくなると解釈される。
【００４２】
また、このような窒化物を原料に使用すると、製品の強度も向上する。先に示した様に、従来のＴｉＡｌ（代表組成として４８ａｔ％Ａｌ−５２ａｔ％Ｔｉ）合金では、約２５０ＨＶ程度のところ、Ｔｉの重量分率で約１／３をＴｉＮで置換えると、焼結まま製品で約４５０ＨＶ−５００ＨＶとなり、圧縮強度に換算すると２倍強のレベルとなる。
【００４３】
更に、窒化物を原料に使用すると、耐熱性、即ち熱間強度と耐酸化性が向上する。マトリックスを形成するＴｉ−Ａｌ系化合物相のみならず窒化チタン及び合金窒化物の添加で生じる窒素化合物（ＡｌＮ、Ｔｉ２ＡｌＮや準安定相として存在しうるＴｉＮなど）は、従来の熱力学データからいずれも１３５０℃以上まで極めて安定な層であると考えられる。マトリックスのγＴｉＡｌ相などへ侵入窒素による固溶強化と微細窒化物の析出強化の効果をもたらし、同時に耐酸化性も向上させることが確認される。
【００４４】
なお、図６および図７に、Ｔｈｒｍｏ−Ｃａｌｃ（サーモカルクソフトウェア社によるソフトウェア）による計算例を示した。本発明により得られる合金は周辺の領域において、ＴｉＡｌ、Ｔｉ３Ａｌ、ＴｉＡｌ３、ＡｌＮ、Ｔｉ２ＡｌＮ及び平衡しうるマトリックスのＡｌベースのＦＣＣ相、Ｔｉ（α）ベースのＨＣＰ相、更に準安定相として若干量残留しうると考えられるＴｉＮまで含め、主要な構成相が全て約１３５０℃まで安定と考えられる。但し、現実の製品はアルミニウム粉末の表面に形成される酸化相による５ｍａｓｓ％以下の酸素混入があるなどの要因で、一定の誤差を生じうる。
【００４５】
次に、二段階の焼結工程について説明する。第一段階の焼結工程は６６０℃〜１０００℃の所定温度における所定時間の保持であり、第二段階の焼結工程は１０００℃（場合によっては１１００℃）〜１３５０℃の所定温度における所定時間の保持である。
１０００℃以下の短時間加圧焼結では原料粒子サイズに起因する不均一性が残存し、合金化と硬化が十分でない部分が存在しうるため、この段階での焼結体は、目標となる耐熱強度を有するに至っていない。しかしながら、中間体として切削加工や塑性加工を行なうには有利な場合もある。従って、中間体を加工してから拡散処理を行なうのが製品の成形に有利な場合がある。もっとも、第一段階（低温側）の焼結後、そのまま冷却せずに第二段階（高温側）の焼結すなわち、拡散加圧焼結に移行してもよい。
【００４６】
拡散処理、或いは高温側での加圧焼結の目的は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ系耐熱化合物、即ちＴｉＡｌ、Ｔｉ３Ａｌ，Ｔｉ２ＡｌＮ，ＡｌＮ等の耐熱平衡相の析出による耐熱性の付与と高強度化及び均質化の実現である。Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ系では１０００℃程度を境にして平衡する高温相と低温相の種類が若干変わる傾向があるので、約１０００℃以上で保持することが有効である。但し、１３５０℃を超えると液相が生じる危険性があり、拡散処理は１０００〜１３５０℃の範囲とする。
【００４７】
仕様の態様によっては、１１００℃以上の高温領域で熱間鍛造や熱間圧延といった塑性加工が行われうる。この場合も材温が１３５０℃を超えると液相が生じまた組織が粗大化するため、熱間鍛造や熱間圧延は１１００〜１３５０℃の温度範囲で行なうことが望ましい。
【００４８】
次に、特性調整用元素について説明する。Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂは、Ｔｉ−Ａｌ合金に添加すると、酸化性と高温での組織安定性を向上させることが可能であり、これら、または、これらの窒化物を本発明の方法によるＡｌ−Ｔｉ−Ｎ系合金の製造に際し添加すれば、同様の効果が得られるほか、焼結初期にＴｉＮ粉末と同様のＡｌとの反応性を利用できる（焼結性の調整が可能となる）。
【００４９】
Ｃｒの場合は、上述の成形性向上効果が顕著であり、耐酸化性向上効果もあるが、多すぎると低融点化合物を生成しやすくなるため、Ａｌの重量１に対してＣｒ又はＣｒＮを０．５以下とする。
Ｎｂは耐酸化性効果が大きいが、多すぎると比重を大きくし、粗大窒化物を作り好ましくないのでＡｌの重量１に対してＮｂ又はＮｂＮを１．０以下とする。
Ｚｒ，Ｖについては耐酸化性及び熱間強度向上の効果が認められるが、多すぎると比重を大きくし、また粗大窒化物を作り好ましくないのでＡｌの重量１に対してＺｒ又はＺｒＮ、Ｖ又はＶＮとも０．３以下とする。
Ｂについては微量で組織の安定化効果、熱間強度向上効果が認められるが、多すぎると粗大窒化物を作り好ましくないのでＡｌの重量１に対してＢ又はＢＮ０．１以下とする。
【００５０】
なお、これら、特性調整用元素粉末（窒化物を含む）の平均粒径は、１００μｍ以下とするのが好ましい。１００μｍを超えると、その元素の拡散に時間がかかり、製品のミクロ組織が不均質となって、所期の各種特性が得られにくくなるからである
【００５１】
Ｏ（酸素）は微細粉末を使用するのである程度の混入は不可避であるが、多くなりすぎると材料の脆化が顕著となるので最終製品（合金）の組成において３ｗｔ％以下で且つ極力低減する必要がある。
【００５２】
また、Ｐ，Ｓ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ａｇ，Ｍｏ，Ｗ，Ｈｆは、本発明に見られる合金の基本的な作用機序を成立させる範囲で許容されうる。上記の各元素について、０．５ｗｔ％のレベルで顕著な有害性は確認されない。個別の上限として３ｗｔ％、合計で１０ｗｔ％を超える場合には本発明合金の基本特性が維持されにくい。従って、最終製品の組成として、個別に３ｗｔ％以下、合計で１０ｗｔ％以下の範囲で混入または添加する。
【産業上の利用可能性】
【００５３】
本発明によれば、従来の航空機エンジン部品のほか、高温環境下で強度が要求されるおよび／または軽量であることが要求される構造材を安価に提供できる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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