(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋳造過程およびそれに次ぐ均質化熱処理過程を経て得られたＴｉＡｌ系金属間化合物であって、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り、Ｌ１０  型γ相の体積分率ＶｆがＶｆ≧８０％であり、そのＬ１０  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であることを特徴とする高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物。
【請求項２】
鋳造過程を経て得られたＴｉＡｌ系金属間化合物であって、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り、Ｌ１０  型γ相の体積分率ＶｆがＶｆ≧８０％であり、そのＬ１０  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であることを特徴とする高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物。
【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ＴｉＡｌ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、ＴｉＡｌ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、鋳造過程およびそれに次ぐ均質化熱処理過程を経て得られたＴｉＡｌ系金属間化合物であって、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り、Ｌ１０  型γ相の体積分率ＶｆがＶｆ≧８０％であり、そのＬ１０  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であることを特徴とする。
また本発明に係る高強度高延性ＴｉＡｌ系金属間化合物は、鋳造過程を経て得られたＴｉＡｌ系金属間化合物であって、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り、Ｌ１０  型γ相の体積分率ＶｆがＶｆ≧８０％であり、そのＬ１０  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であることを特徴とする。
【０００７】
【作用】
鋳造後またはそれに次ぐ均質化熱処理後において、Ａｌ含有量を前記のように特定された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、Ｌ１０  型γ相の体積分率ＶｆはＶｆ≧８０％となる。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】
また鋳造後または鋳造に次ぐ均質化熱処理後において、Ｖ、ＮｂおよびＢを同時添加され、且つそれらの含有量を前記のように特定された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、ＴｉＡｌ系金属間化合物の常温延性の低下を来たし、一方、Ａｌ＞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＜０．０３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ＴｉＡｌ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）および均質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】
0003626507.tif 000002
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】
0003626507.tif 000003
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（２００）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ＴｉＡｌ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】
0003626507.tif 000004
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ＴｉＡｌ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、ＴｉＡｌ系金属間化合物（Ｂ１  ）と、（Ｂ２  ）および（Ｂ４  ）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。
【図１】
0003626507.tif 000005
【図２】
0003626507.tif 000006
【図３】
0003626507.tif 000007
【図４】
0003626507.tif 000008