(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒの１種を母相とする合金加工材中に固溶されたＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの少なくとも１種から選ばれる窒化物形成用金属元素を内部窒化することによって形成された微細窒化物を母相中に分散含有する該合金加工材であって、該合金加工材は、表面側及び内部側が共に加工組織を維持した構造、又は表面側が加工組織であり内部側が再結晶組織である二層構造、のいずれかであり、該表面側は加工組織を維持したまま窒化物析出粒子が粒成長した組織であることを特徴とする窒化物粒子分散型の高靭性・高強度の高融点金属系合金材料。
【請求項２】
Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒの１種を母相とする合金加工材であって、母相中に窒化物形成用金属元素としてＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの少なくとも１種を固溶する合金加工材を第１段窒化処理として、窒化雰囲気中において該合金の再結晶上限温度以下で、かつ再結晶下限温度−２００℃以上の温度で加熱して、窒化物形成用金属元素の超微細窒化物粒子を分散形成させ、ついで第２段窒化処理として、窒化雰囲気中において、第１段窒化処理で得られた該合金加工材の再結晶下限温度以上の温度で加熱して、第１段窒化処理により分散形成された超微細窒化物粒子を粒成長させ安定化させることを特徴とする窒化物粒子分散型の高靭性・高強度の高融点金属系合金材料の製造方法。
【請求項３】
第３段以降の窒化処理として、窒化雰囲気中において、前段の窒化処理で得られた該合金加工材の再結晶下限温度以上の温度で加熱して、前段の窒化処理によって分散形成された窒化物粒子を更に粒成長させ安定化させることを特徴とする請求項２記載の窒化物粒子分散型の高靭性・高強度の高融点金属系合金材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高温耐熱構造材料、特に、高融点金属であるＭｏ，Ｗ、Ｃｒの１種を母相とする窒化物粒子分散強化型の高靭性・高強度の高融点金属系合金材料とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｍｏ，Ｗ、Ｃｒなどの高融点金属材料は、その高温特性を活かして、航空・宇宙・発熱材、エレクトロニクス分野などで２１世紀のキーマテリアルとして期待されている。
【０００３】
例えば、Ｍｏは、（１）融点が約２６００℃と高い、（２）他の高融点金属に比べて比較的に機械的強度に優れている、（３）熱膨張率が純金属中ではタングステン（Ｗ）についで小さい、（４）電気伝導性・熱伝導性が良好、（５）溶融アルカリ金属や塩酸に対する耐蝕性が良好、などの特徴を有し、（１）鉄鋼材料への合金添加元素、（２）電極、管球用部品（Ｘ線管球、放電灯用電極、ＣＴ電極）、（３）半導体部品（整流器用基板、リード電極、焼結用ボート、ルツボ、ヒートシンク）、（４）耐熱構造部品（炉用発熱体、反射板）などの用途に広く用いられている。また、将来的用途としては、（５）光学部品（レーザー用ミラー）、（６）原子炉用材料（炉壁材料、防護壁材料）などが考えられている。しかし、Ｍｏは、熱濃硫酸や硝酸などの酸化性の酸に対する耐蝕性がない、高温強度があまり期待できない、高温での再結晶による脆化が著しいなどの欠点を有している。
【０００４】
一般に、炉用ヒータや蒸着用ボートなど高温下で使用されるＭｏ板部品には、再結晶温度が高く、再結晶後の強度が高いドープＭｏ材料が使用されている。この材料は、Ｍｏの母相にＡｌ，Ｓｉ，Ｋの１種又は２種以上が添加された材料である。このようなＭｏ板部品材料の製法として、各種の金属の酸化物、炭化物、硼化物、窒化物を０．３〜３重量％を含むドープＭｏ焼結体をトータル加工率で８５％以上の減面加工した後、再結晶温度より１００℃高い温度から２２００℃までの温度範囲にて加熱処理して、再結晶粒を細長く大きく成長させる方法が知られている（特公平６−１７５５６号公報、特公平６−１７５５７号公報）。
【０００５】
また、Ｍｏの高温での再結晶による脆化の欠点を改良した材料として、Ｔｉ，Ｚｒ，およびＣを添加した合金、いわゆるＴＺＭ合金が古くから知られている。ＴＺＭ合金は、Ｍｏに比べて延性−脆性遷移温度が低く（−２０℃近傍）、再結晶温度が高い（１４００℃近傍）ため、高温部材に用いられているが、加工しにくいという欠点の他に１４００℃以上での使用が制限される問題がある。
【０００６】
ところで、Ｍｏを高温材料として利用するためには再結晶温度を高くし、結晶粒の粗大化に伴う材料の脆弱化を抑えることが重要であり、炭化物を分散させたＭｏ−ＴｉＣ合金などでは高温での再結晶が抑制されることが報告されている（H.Kurishita,et.al.,J.Nucl.Mater.223-237,557,1996）。同様に、特開平８−８５８４０号公報には、メカニカルアロイングとＨＩＰを利用して、粒径１０ｎｍ以下のＩＶ族遷移金属炭化物の超微粒子が０．０５モル％以上５モル％以下分散され、結晶粒径が１μｍ以下である再結晶による脆化の少ないＭｏ合金を製造することが開示されている。
【０００７】
さらに、ＭｏにＴｉ、Ｚｒを単独または複合で０．５〜２．０重量％含有する合金をフォーミングガス中で１１００〜１３００℃に加熱して窒化処理して耐熱衝撃性および耐摩耗性を向上させる方法（特公昭５３−３７２９８号公報）や、Ｍｏ−０．０１〜１．０重量％Ｚｒ合金を１０００〜１３５０℃、好ましくは、１１００〜１２５０℃で内部窒化して、高温強度と加工性を向上させる方法（特公平４−４５５７８号公報）、Ｍｏ−０．５〜１．０重量％Ｔｉ合金をＮ2 ガス中１３００℃で内部窒化する方法（日本金属学会誌、４３、６５８、１９７９）等も公知である。また、本発明者らは、希薄Ｍｏ−Ｔｉ合金を約１１００℃で優先窒化し、ナノスケールの超微細ＴｉＮ粒子を分散析出させることで機械的強度を著しく向上できることを報告した（粉末冶金協会講演概要集、平成９年度春季大会、２５５、１９９７）。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
高融点金属は、核融合炉壁材、航空宇宙用材料などの超高温耐熱構造材料として有望視されているが、現在のところ耐熱構造材料としての有効な用途開発や実用化は行われていない。その最も大きな原因は、結晶粒界の脆弱さに起因する低温脆性にある。
【０００９】
圧延などの強加工を受けたＭｏ材料は、結晶粒が圧延方向につぶれて伸びた微細組織をしており、室温以下の比較的低い温度域まで優れた延性を示す。しかし、このＭｏ圧延材料は、ひとたび９００℃以上の高温で使用されると再結晶化が起こる結果亀裂が直線的に伝播しやすい等軸粒組織を呈し、延性・脆性遷移温度は室温付近まで上昇する。そのため、Ｍｏ再結晶材は室温でも床に落としただけで粒界割れを生じる危険性がある。そのために、再結晶をなるべく高い温度まで抑制する必要があり、改良の試みがいろいろとなされているが、満足な解決策はいまだ得られていない。
【００１０】
粉末粒子混合法によりＴｉＣを分散させ、ＨＩＰにより製造した材料は、再結晶温度が約２０００℃と高く、高温強度の高い材料が得られるが、製品のサイズや形状に制約があり、またＨＩＰにより製造した材料は硬いため（Ｈｖ〜５００）、この材料から製品への成形・加工が困難であるという問題点があり、任意形状に予め製品加工した後に粒子分散処理した高強度・高靭性の材料の開発が望まれていた。また、微量のＴｉやＺｒを含有する希薄合金を内部窒化したものはある程度の高温強度が得られるものの、例えば、真空中で１２００℃で１時間加熱するポストアニール処理を行うと、超微細窒化物粒子は消失し、再結晶を抑制することができない。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の課題を解決し、微細窒化物分散粒子の形態（板状、球状）と大きさ分布を制御し、分散粒子により結晶粒界をピン止めして再結晶を阻止することにより靭性、強度を著しく向上させた高融点金属系合金材料を提供するものである。
【００１２】
すなわち、本発明は、Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒの１種を母相とする合金加工材中に固溶されたＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの少なくとも１種から選ばれる窒化物形成用金属元素を内部窒化することによって形成された微細窒化物を母相中に分散含有する該合金加工材であって、該合金加工材は、表面側及び内部側が共に加工組織を維持した構造、又は表面側が加工組織であり内部側が再結晶組織である二層構造、のいずれかであり、該表面側は加工組織を維持したまま窒化物析出粒子が粒成長した組織であることを特徴とする窒化物粒子分散型の高靭性・高強度の高融点金属系合金材料である。
合金材料が比較的薄い場合は、加工材の内部まで加工組織を維持した構造とすることができる。すなわち、この場合は、内部に再結晶組織が存在しない材料となる。また、合金材料が比較的厚い場合は、加工材の内部側が再結晶組織である二層構造とすることができる。
【００１３】
また、本発明は、Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒの１種を母相とする合金加工材であって、母相中に窒化物形成用金属元素としてＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの少なくとも１種を固溶する合金加工材を第１段窒化処理として、窒化雰囲気中において該合金の再結晶上限温度以下で、かつ再結晶下限温度−２００℃以上の温度で加熱して、窒化物形成用金属元素の超微細窒化物粒子を分散形成させ、ついで第２段窒化処理として、窒化雰囲気中において、第１段窒化処理で得られた該合金加工材の再結晶下限温度以上の温度で加熱して、第１段窒化処理により分散形成された超微細窒化物粒子を粒成長させ安定化させることを特徴とする窒化物粒子分散型の高靭性・高強度の高融点金属系合金材料の製造方法である。
【００１４】
上記の製造方法において、さらに３〜４段の窒化処理を行ってもよい。第３段以降の窒化処理は、窒化雰囲気中において、前段の窒化処理によって得られた該合金加工材の再結晶下限温度以上の温度で加熱して、前段の窒化処理によって分散形成された窒化物粒子をさらに粒成長させ安定化させることにより高融点金属系合金材料の再結晶温度をさらに上昇させるものである。
【００１５】
本発明の製造方法において、第１段窒化処理では、希薄合金加工材の加工組織を維持したまま窒素を加工材に拡散することにより母相中に固溶されている窒化物形成用金属元素を優先窒化して超微細窒化物粒子を形成し、母相に分散させる。なお、希薄合金とは固溶体合金の溶質元素の濃度が約５重量％以下の微少量含有される合金をいう。また、優先窒化とは、母相の金属ではなく窒化物形成元素のみが優先的に窒化される現象をいう。
【００１６】
本発明の製造方法は、従来の窒化方法と比べて多段窒化に特徴を有するが、本発明における各段階の窒化はそれぞれに異なる作用をもたらし、窒化物粒子の大きさ、分布、形態の制御による高強度化作用、加工組織中の結晶粒界の移動を阻止し、合金の再結晶を抑制することによって再結晶温度を飛躍的に上昇させる作用、かつ加工組織を維持することによる高靭性化作用が発揮され、これにより、低温（約−１００℃）から高温（約１８００℃）までの広い温度範囲で高強度・高靭性が得られる。
【００１７】
第１段窒化処理の温度は、従来一般的に知られている１１００℃以上の内部窒化処理温度より低い温度で行う。第１段窒化処理の雰囲気は、アンモニア ガス雰囲気、Ｎ2 ガス雰囲気、フォーミングガス雰囲気（水素ガス：窒素ガス＝１：９〜５：５）、およびこれら三者のガスのそれぞれにプラズマ放電させた雰囲気などいずれでもよい。
【００１８】
第２段以降の窒化処理では、希薄合金加工材の加工組織を維持したまま合金加工材の表面側の析出粒子を粒成長させ安定化させる。合金加工材の内部側はこの窒化処理による高温加熱を受け再結晶する。第２段窒化処理の雰囲気は、アンモニアガス雰囲気、Ｎ2 ガス雰囲気、フォーミングガス雰囲気（水素ガス：窒素ガス＝１：９〜５：５）、およびこれら三者のガスのそれぞれにプラズマ放電させた雰囲気などいずれでもよい。第２段窒化処理を例えばＡｒ雰囲気など非窒化雰囲気で行うと、第１段窒化処理で析出した窒化物粒子が母相中で分解し、完全に消失し、ピン止め源がなくなる。
【００１９】
母相中に窒化物形成用金属元素として固溶させるＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａの群から選択される元素は単独で加えても、２種以上を併用してもよい。これらの元素の合計含有量は、０．１〜５．０ｗｔ％以下、より好ましくは１．０〜２．０ｗｔ％％である。０．１ｗｔ％未満であるとＴｉＮ析出粒子が少なすぎて高温環境下の再結晶を阻止することができない。５．０ｗｔ％を超えると窒化後の材料が脆くなり、実用上使用困難である。
【００２０】
窒化物形成用金属元素を含有した固溶体合金は、ＴＺＭ合金（例えば、Ｍｏ−０．５Ｔｉ−０．０８Ｚｒ−０．０３Ｃ）、ＴＺＣ合金（例えば、Ｍｏ−１．２５Ｔｉ−０．３Ｚｒ−０．１５Ｃ）のような窒化物形成用金属元素以外の金属元素、非金属元素、例えば炭素を微量含有する合金でもよい。ＴＺＭ合金やＴＺＣ合金では、優先窒化で（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎの窒化物粒子が析出する。
【００２１】
これらの窒化物形成用金属元素を含有した固溶体合金の製造法は、特に限定されず、母相となる金属粉末と窒化物形成用金属元素を混合し、成型、焼結する粉末冶金方法、溶解凝固法により製造することができる。
【００２２】
以下に、図１を参照して、Ｍｏを母相とし、窒化物形成用金属元素としてＴｉを固溶するＭｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金加工材を３段窒化処理する場合について説明するが、その他のＷ、Ｃｒ合金系についても同様に適用できる。
【００２３】
出発材料のＭｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金の再結晶温度は主に加工度などの合金素材の作製条件に依存し、再結晶上限値ＴＲ´0 と下限値ＴＲ0 の一定の幅を有し、例えば９５０〜１０２０℃位である（図１の▲１▼）。再結晶を起こす温度は加工度が大きいほど低くなる。
【００２４】
第１段の窒化処理は、超微細ＴｉＮの析出を目的とする優先窒化処理である。１０００℃、１ａｔｍＮ2 雰囲気で窒化した場合、超微細ＴｉＮのサイズは幅約１．５ｎｍ、厚さ約０．５ｎｍの平板状である。この出発材料のＭｏ−Ｔｉ合金の優先窒化が顕著に起こる温度は、再結晶下限温度ＴＲ0 より約２００℃低い温度、すなわちＴＲ0 −２００℃（例えば８００℃）以上で、再結晶上限温度ＴＲ´0（例えば１０２０℃）よりわずかに低い温度である。よって、第１段窒化処理の加熱温度は例えば９００℃とする（図１の(2)）。
【００２５】
第１段窒化処理をすると、Ｍｏ−Ｔｉ合金の再結晶下限温度をＴＲ1 （例えば１０００℃）に高めることができる。第１段窒化処理したＭｏ−Ｔｉ合金は、ＴｉＮ析出粒子の量と大きさが材料の表面からの深さにより変化しているため、再結晶温度の下限値ＴＲ1 と上限値ＴＲ´1 （例えば１４００℃）の幅は広がる（図１の▲３▼）。
【００２６】
第２段窒化処理は、ＴｉＮ粒子の成長安定化を目的とするものである。第２段窒化処理の加熱温度は、第１段窒化処理材の再結晶下限温度ＴＲ1 以上で、第１段窒化処理材の再結晶上限温度ＴＲ´1 よりわずかに低い温度にすべきである。よって、第２段窒化処理の加熱温度は、例えば１３００℃とする（図１の▲４▼）。
【００２７】
第２段の窒化処理をすると、Ｍｏ−Ｔｉ合金の再結晶下限温度をＴＲ2 （例えば１１００℃）に高めることができる（図１の▲５▼）。さらに、粒子の大きさは、第２段窒化処理温度が１４００℃、１５００℃、１６００℃と高くなるに従い増加し、析出粒子が成長することが分かる。
【００２８】
第３段の窒化処理は、ＴｉＮ粒子の更なる成長・安定化を目的とするものである。第３段の窒化処理の加熱温度は、第２段窒化処理材の再結晶下限温度ＴＲ2以上で、第２段窒化処理材の再結晶上限温度ＴＲ´2 （例えば１６００℃）よりわずかに低い温度にすべきである。よって、第３段窒化処理の加熱温度は、例えば１５００℃とする（図１の▲６▼）。第３段の窒化処理をすると、Ｍｏ−Ｔｉ合金の再結晶下限温度をＴＲ3 （例えば１５５０℃）に、再結晶上限温度をＴＲ´3（例えば１８００℃）にさらに高めることができる。
【００２９】
上記のように、純Ｍｏの再結晶温度は約９００℃であり、Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金の再結晶温度は１０００℃前後であるが、本発明のＭｏ合金では、多段窒化処理により再結晶温度を約１８００℃まで上昇させることができる。すなわち、高温使用可能温度を従来の約９００℃から約１６００℃まで高めることが可能となった。
【００３０】
上記のように、本発明の多段階窒化処理により、ＴｉＮ粒子を成長させると、第１段窒化処理でＴｉＮが分散した領域では、加工組織を残したまま再結晶を抑制できることが分かった。このように、Ｍｏ母相中に大きさと形態を制御した微細ＴｉＮ粒子を分散析出することにより高強度が得られる。また、成長、安定化した微細ＴｉＮ粒子がＭｏの結晶粒界移動のピン止め点として作用し、加工材の表面部は再結晶が抑止され、加工組織を保持するので高靭性が得られる。
【００３１】
図２は、本発明の高融点金属系合金材料の表面側から内部側への組織の変化と硬さ分布を示す模式図である。加工材の表面側が加工組織を維持したまま窒化物析出粒子が粒成長した組織であり、内部側が再結晶組織である二層構造となっている。また、加工材の表面より約１００μｍの深さまで微細なＴｉ窒化物粒子が分散し、そのため表面側は内部側より硬さが大きく、Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金では、Ｈｖ３００〜５００の値となる。
【００３２】
また、図３は、（ａ）Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金を高温加熱した再結晶材料、（ｂ）Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金に第１段窒化処理および第２段窒化処理した本発明の材料、（ｃ）Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金を予め真空中１５００℃で加熱・再結晶化処理して粗大結晶粒とし、Ｎ2 雰囲気中で１５００℃で２５時間窒化処理した材料、それぞれの３０℃における変位−応力測定におけるクロスヘッドの変位（ｍｍ）と応力（ＭＰａ）との関係を示す。
【００３３】
このように、第１段窒化処理により表面領域のみにナノサイズのＴｉＮ粒子を析出分散させたＭｏ複合材料について、さらに少なくとも第２段窒化処理を行うことにより再結晶温度を更に高め、高靭性・高強度とすることができる。また、本発明の製造方法は、単純な窒化熱処理を採用するだけであり、特別な設備が不要で、安全なＮ2 ガスなどを使用することができ、製品成形後の処理であるから、寸法精度の高い多様な製品形状に適用可能である。
【００３４】
【実施例】
実施例１
高純度のＭｏ粉末及びＴｉＣ粉末を原材料として圧粉体を作製し、これを１８００℃の水素雰囲気中で焼結を行って、Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金焼結体とした。次に熱間・温間圧延、さらに冷間圧延を経て厚さ１ｍｍの板材とし、この板材から角棒状加工材を切り出した。加工材の表面をエメリー紙により研磨後、電解研磨を行った。第１段窒化処理として、１ａｔｍのＮ2 ガス気流中で、Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金が再結晶する上限温度よりわずかに低い１０００℃で、１６時間、優先窒化を行い、加工材の表面部に超微細ＴｉＮ粒子が分散した領域を有する加工材を作製した。
【００３５】
これに第２段窒化処理として、Ｎ2 ガス気流中で１５００℃、２４時間、加熱処理した。得られた加工材について組織観察（ＴＥＭ、光学顕微鏡など）、硬さ試験などによりキャラクタリゼーションを行った。
【００３６】
図４は、第１段窒化処理により超微細ＴｉＮ粒子を分散した加工材の透過電子顕微鏡組織写真を示す。ＴｉＮ粒子の大きさは約１．５ｎｍである。第１段窒化処理により超微細ＴｉＮ粒子をＭｏ母相中に分散析出させ、第２段窒化処理で超微細ＴｉＮ粒子の粒成長（形態と粒子サイズの制御）、微細ＴｉＮの存在部位の拡大などが起こる。
【００３７】
図５は、第２段窒化処理した加工材の透過電子顕微鏡組織写真を示す。第１段窒化処理により超微細ＴｉＮ粒子（大きさは約１．５ｎｍ）を分散させた領域（表面から約１２０μｍ）では、母相の加工組織を保ったまま、ＴｉＮ粒子を大きな（直径約１０〜２０ｎｍ，長さ約４０〜１５０ｎｍ）棒状ＴｉＮ粒子として成長、安定化している。
【００３８】
図６は、第２段窒化処理した加工材を真空中、１５００℃で１時間ポストアニールした場合の表面側（左側）から内部側（右側）へかけての組織の変化を示す光学顕微鏡組織写真である。加工材の表面付近の領域（表面から深さ約１００μｍの範囲）では、粒径の小さい結晶粒の組織が観察された。再結晶していないので、微細な結晶粒の加工組織が保存されている。これは微細なＴｉＮ粒子の分散により結晶粒の成長が抑制された結果と考えられる。
【００３９】
図７は、得られた加工材の曲げ試験による温度と応力の関係を示す。延性−脆性遷移温度は−１２０℃であり、臨界強度（応力）は２４００ＭＰａに達する。
【００４０】
実施例２
ＴＺＭ合金加工材（市販品：Ｐｌａｎｓｅｅ社製、組成Ｍｏ−０．５Ｔｉ−０．０８Ｚｒ−０．０３Ｃ）を１２００℃で２４時間の第１段窒化処理を行い、１６００℃で２４時間の第２段窒化処理を行った。図８は、その加工材の断面の光学顕微鏡写真である。ＴＺＭ合金の再結晶温度は高いので第１段窒化処理の温度を高くすることができる。表面から約３００μｍの深さまで加工組織が保持されているのが分かる。
【００４１】
比較例１
Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金加工材について、第２段窒化処理を行わなかった以外は実施例１と同じ処理を行った。図９は、この加工材を真空中、１２００℃で１時間ポストアニールした場合の表面側から内部側へかけての組織の変化を示す光学顕微鏡組織写真であり、再結晶を起し、結晶粒の粗大化が生じているのが分かる。
【００４２】
【発明の効果】
本発明は、超微細粒子の分散析出を利用して表面側を加工組織、内部側を再結晶組織に高度構造制御することによって、クラック伝播を阻止して高温における靭性、強度を従来材よりも飛躍的に高めた材料である。この新規材料は、簡易な優先窒化処理により作製できる上に、窒化前に製品加工できるために加工処理が容易でかつ省エネルギー的であって、実用化容易な利点を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の窒化処理段階と再結晶温度の関係を示す模式図である。
【図２】本発明の高融点金属系合金材料の表面側から内部側への組織の変化と硬さ分布を示す模式図である。
【図３】本発明のＭｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金加工材と比較例の加工材の変位−応力測定におけるクロスヘッド変位（ｍｍ）と応力（ＭＰａ）との関係を示すグラフである。
【図４】第１段窒化処理した加工材の図面代用透過電子顕微鏡組織写真である。
【図５】第２段窒化処理した加工材の図面代用透過電子顕微鏡組織写真を示す。
【図６】第２段窒化処理した加工材をポストアニールした場合の組織の変化を示す図面代用光学顕微鏡組織写真である。
【図７】Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金を第１段窒化処理し、第２段窒化処理を行った加工材の曲げ試験による温度と応力の関係を示すグラフである。
【図８】実施例２のＴＺＭ合金加工材の加工組織を示す図面代用光学顕微鏡組織写真である。
【図９】Ｍｏ−０．５ｗｔ％Ｔｉ合金加工材をポストアニールした場合の組織の変化を示す図面代用光学顕微鏡組織写真である。
【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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【図８】
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【図９】
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