JP2817427B2 - 強度および延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法 - Google Patents
強度および延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、ＴｉＡｌ金属間化合
物系Ｔｉ合金の強度および延性を向上させる方法に関す
るものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、軽量にして耐熱姓が要求される
タービンブレードや自動車のターボチャージャローター
などの部材の製造にＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の
適用が提案されており、その中でもＡｌ：４８原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ合
金を真空中、温度：１３００℃に三日間保持後放冷の条
件で焼鈍処理した状態での適用が考えられている。 【０００３】さらに、「日本金属学会講演概要、２３６
〜２３７ページ、平成元年９月１３日発行」には、Ａ
ｌ：４０原子％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純
物からなるＴｉ合金並びにＡｌ：４０原子％を含有し、
残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ合金の試料
を均質化処理後水冷して得られた溶体化処理材を時効処
理することによりα相（Ｔｉ固溶体相およびＴｉ3 Ａｌ
固溶体相の総称）およびγ相（ＴｉＡｌ金属間化合物
相）からなるラメラー組織が得られることが記載されて
いる。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかし、上記公知の熱
処理を施してもＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の強度
および延性を十分に向上させることができなかった。そ
の原因として、上記熱処理を施したＴｉＡｌ金属間化合
物系Ｔｉ合金の平均結晶粒径は２６０μｍ以上と大きく
かつα相およびγ相からなるラメラー組織の縞状γ相の
厚さが厚いことによるためであることが分かったのであ
る。 【０００５】 【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
かかる観点から、ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の平
均結晶粒径を小さくし、かつ上記ラメラー組織の縞状γ
相の厚さを薄くすべく研究を行った結果、Ａｌ：３８〜
５０原子％を含有し、さらにＣｒ，Ｒｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａｇ，Ｃｏの
うちの１種または２種以上を合計で０．１〜５原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、所定の温度に加熱保持し
て溶体化処理を施し、続いて、α相単相温度領域内の所
定の温度に保持する熱処理（以下、α単相化処理とい
う）を施したのち、β相単相温度領域内の所定の温度に
昇温保持する熱処理（以下、β単相化処理という）を繰
り返し行うサイクル熱処理を施すと、組織の結晶粒径が
微細化してＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の強度およ
び延性が向上し、さらに、この微細化した組織を有する
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金に１１５０〜１３００
℃内の所定の温度：Ｔに所定時間保持後冷却のα溶体化
処理を施し、ついで６５０℃〜（Ｔ−１００）℃の範囲
内の所定の温度に所定時間保持後急冷の時効処理を施す
と、ラメラー組織の縞状γ相の厚さが薄くなり、ＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の強度および延性を一層向上
させることができるという知見を得たのである。 【０００６】この発明は、かかる知見に基づいて成され
たものであって、（１）Ａｌ：３８〜５０原子％を含有
し、さらにＣｒ，Ｒｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，
Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａｇ，Ｃｏのうちの１種または
２種以上を合計で０．１〜５原子％を含有し、残りがＴ
ｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡｌ金属間化合物系
Ｔｉ合金を、所定の温度に加熱保持して溶体化処理を施
し、続いてα単相化処理およびβ単相化処理の繰り返し
行うサイクル熱処理を施す強度および延性に優れたＴｉ
Ａｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法、並びに（２）Ａ
ｌ：３８〜５０原子％を含有し、さらにＣｒ，Ｒｕ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａ
ｇ，Ｃｏのうちの１種または２種以上を合計で０．１〜
５原子％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物から
なるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、所定の温度に
加熱保持して溶体化処理を施し、続いてα単相化処理お
よびβ単相化処理の繰り返し行うサイクル熱処理を施
し、さらに１１５０〜１３００℃内の所定の温度：Ｔに
所定時間保持後冷却のα溶体化処理を施し、ついで６５
０℃〜（Ｔ−１００）℃の範囲内の所定の温度に所定時
間保持後急冷の時効処理を施す強度および延性に優れた
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法、に特徴を有
するものである。 【０００７】この発明では、ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔ
ｉ合金を、まず所定の温度に加熱保持して溶体化処理を
十分に行うが、この溶体化処理は、α相単相温度領域内
の所定の温度に保持してα溶体化処理を施してもよい
が、β相単相温度領域内の所定の温度に保持してβ溶体
化処理を施す方が好ましく、上記β相単相温度領域内の
内でも１３００℃超〜１５００℃内の所定の温度である
ことが一層好ましい。１３００℃以下で溶体化処理して
もα相が残り、β溶体化処理したことにはならず、一
方、１５００℃を越えた高温では、液相が現れて不均一
な組織となるので好ましくないことによるものである。 【０００８】かかる溶体化処理を施したのち、この温度
からα相単相温度領域に降温し、α単相化処理して最密
六方晶であるα相とし、再びβ相単相温度領域に昇温
し、β単相化処理して体心立方晶であるβ相とし、α相
単相温度領域→β相単相温度領域→α相単相温度領域→
β相単相温度領域となるように加熱保持および冷却保持
のサイクル熱処理を施すことにより、ＴｉＡｌ金属間化
合物系Ｔｉ合金の結晶構造をα相（最密六方晶）とβ相
（体心立方晶）との間を往復せしめ、それにより結晶粒
を微細化させるのである。 【０００９】このようにして微細化した結晶粒を有する
組織を持ったＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、さら
に１１５０〜１３００℃内の所定の温度：Ｔに所定時間
保持後５０℃／min 以上の冷却速度で冷却のα溶体化処
理を施し、ついで６５０℃〜（Ｔ−１００）℃の範囲内
の所定の温度に所定時間保持後５０℃／min 以上の冷却
速度で急冷の時効処理を施すと、ラメラー組織の縞状γ
相の厚さが一層薄くなり、ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ
合金の強度および延性を一層向上させることができる。 【００１０】ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金のＡｌ含
有量は、３８原子％未満ではラメラー組織を確保するこ
とができず、一方、５０原子％を越えるとβ相単相領域
が存在しなくなるのでこの発明の方法を実施することが
できない。したがって、この発明の方法で用いるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金のＡｌ含有量は、３８〜５０
原子％に定めた。このＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
のサイクル熱処理は、α相単相温度領域とβ相単相温度
領域の間を往復するように加熱冷却を繰り返すことによ
り行われるが、α相単相温度領域→β相単相温度領域へ
の加熱速度およびβ相単相温度領域→α相単相温度領域
への冷却速度は、大きい方が好ましく、いずれも１０℃
／sec 以上であることが一層好ましい。 【００１１】さらに上記結晶粒を微細化したＴｉＡｌ金
属間化合物系Ｔｉ合金のラメラー組織におけるγ相の薄
状化は、α相単相温度領域内の１１５０〜１３００℃内
の所定の温度：Ｔに保持してα溶体化処理を施したの
ち、５０℃／min 以上の冷却速度で６５０℃〜（Ｔ−１
００）℃の時効処理温度まで冷却し、この時効処理温度
に冷却した後、５０℃／min 以上の冷却速度で冷却する
とラメラー組織におけるγ相の厚さが１．２μｍ以下に
薄くすることができ、強度および伸びが大幅に向上す
る。 【００１２】 【実施例】この発明を実施例に基づいて具体的に説明す
る。 【００１３】通常のアーク炉を用い、アルゴン雰囲気中
でそれぞれ表１に示されるような成分組成を有する溶湯
を調製し、セラミック鋳型を用いて遠心鋳造し、たて：
１２mm、横：１２mm、長さ：７０mmの寸法を有するＴｉ
Ａｌ金属間化合物系Ｔｉ合金材（以下、Ｔｉ合金材とい
う）Ａ〜Ｏを作製した。 【００１４】 【表１】 【００１５】このＴｉ合金材Ａ〜Ｏを表２に示される条
件で溶体化処理を施したのち、表２に示されるα相単相
温度領域内の温度に表２に示される時間保持してα単相
化処理し、ついで表２に示されるβ相単相温度領域内の
温度に表２に示される時間保持してβ単相化処理し、こ
のα単相化処理→β単相化処理を１サイクルとして表２
に示されるサイクル数だけ繰り返し、本発明法１〜１５
を実施し、得られたＴｉ合金材の組織および機械的特性
を測定してその結果を表３に示した。 【００１６】 【表２】【００１７】 【表３】 【００１８】さらに、上記本発明法１〜１５を実施した
Ｔｉ合金材をさらに表４および表５に示される条件でラ
メラー層微細化処理を施して本発明法１６〜３０を実施
し、得られたＴｉ合金材の組織および機械的特性を測定
してその結果を表６に示した。 【００１９】さらに比較のために、Ａｌ：４８原子％、
残りＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ合金を、真空
中、温度：１３００℃、３日間保持後空冷の焼鈍処理を
施して従来法を実施し、得られたＴｉ合金材の組織およ
び機械的特性を測定してその結果を表６に示した。 【００２０】 【表４】【００２１】 【表５】 【００２２】 【表６】【００２３】 【発明の効果】表３および表６の結果から、本発明法１
〜１５を施したＴｉ合金材は、いずれも従来法を施しＴ
ｉ合金材よりも平均粒径が小さく、引張り強さおよび伸
びが優れており、さらに本発明法１６〜３０のラメラー
層微細化処理を施すことにより、引張り強さおよび伸び
が一層向上することがわかる。 【００２４】したがって、この発明の製造法を用いるこ
とにより、強度および延性の優れたＴｉＡｌ金属間化合
物系Ｔｉ合金を提供することができ、産業上優れた効果
を奏するものである。 【００２５】なお、この発明の製造法は、Ａｌ：３８〜
５０原子％を含有し、さらにＣｒ，Ｒｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａｇ，Ｃｏの
うちの１種または２種以上を合計で０．１〜５原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金に、さらに、ＹおよびＲｅの
うちの１種または２種：０．０１〜３原子％を含有した
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金、ＹおよびＲｅのうち
の１種または２種：０．０１〜３原子％を含有し、さら
にＳｉ：０．０１〜１原子％およびＣ：０．０１〜０．
２原子％のうちの１種または２種を含有したＴｉＡｌ金
属間化合物系Ｔｉ合金、に対しても同様に優れた効果を
奏するものである。
物系Ｔｉ合金の強度および延性を向上させる方法に関す
るものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、軽量にして耐熱姓が要求される
タービンブレードや自動車のターボチャージャローター
などの部材の製造にＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の
適用が提案されており、その中でもＡｌ：４８原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ合
金を真空中、温度：１３００℃に三日間保持後放冷の条
件で焼鈍処理した状態での適用が考えられている。 【０００３】さらに、「日本金属学会講演概要、２３６
〜２３７ページ、平成元年９月１３日発行」には、Ａ
ｌ：４０原子％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純
物からなるＴｉ合金並びにＡｌ：４０原子％を含有し、
残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ合金の試料
を均質化処理後水冷して得られた溶体化処理材を時効処
理することによりα相（Ｔｉ固溶体相およびＴｉ3 Ａｌ
固溶体相の総称）およびγ相（ＴｉＡｌ金属間化合物
相）からなるラメラー組織が得られることが記載されて
いる。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかし、上記公知の熱
処理を施してもＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の強度
および延性を十分に向上させることができなかった。そ
の原因として、上記熱処理を施したＴｉＡｌ金属間化合
物系Ｔｉ合金の平均結晶粒径は２６０μｍ以上と大きく
かつα相およびγ相からなるラメラー組織の縞状γ相の
厚さが厚いことによるためであることが分かったのであ
る。 【０００５】 【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
かかる観点から、ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の平
均結晶粒径を小さくし、かつ上記ラメラー組織の縞状γ
相の厚さを薄くすべく研究を行った結果、Ａｌ：３８〜
５０原子％を含有し、さらにＣｒ，Ｒｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａｇ，Ｃｏの
うちの１種または２種以上を合計で０．１〜５原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、所定の温度に加熱保持し
て溶体化処理を施し、続いて、α相単相温度領域内の所
定の温度に保持する熱処理（以下、α単相化処理とい
う）を施したのち、β相単相温度領域内の所定の温度に
昇温保持する熱処理（以下、β単相化処理という）を繰
り返し行うサイクル熱処理を施すと、組織の結晶粒径が
微細化してＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の強度およ
び延性が向上し、さらに、この微細化した組織を有する
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金に１１５０〜１３００
℃内の所定の温度：Ｔに所定時間保持後冷却のα溶体化
処理を施し、ついで６５０℃〜（Ｔ−１００）℃の範囲
内の所定の温度に所定時間保持後急冷の時効処理を施す
と、ラメラー組織の縞状γ相の厚さが薄くなり、ＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の強度および延性を一層向上
させることができるという知見を得たのである。 【０００６】この発明は、かかる知見に基づいて成され
たものであって、（１）Ａｌ：３８〜５０原子％を含有
し、さらにＣｒ，Ｒｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，
Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａｇ，Ｃｏのうちの１種または
２種以上を合計で０．１〜５原子％を含有し、残りがＴ
ｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡｌ金属間化合物系
Ｔｉ合金を、所定の温度に加熱保持して溶体化処理を施
し、続いてα単相化処理およびβ単相化処理の繰り返し
行うサイクル熱処理を施す強度および延性に優れたＴｉ
Ａｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法、並びに（２）Ａ
ｌ：３８〜５０原子％を含有し、さらにＣｒ，Ｒｕ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａ
ｇ，Ｃｏのうちの１種または２種以上を合計で０．１〜
５原子％を含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物から
なるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、所定の温度に
加熱保持して溶体化処理を施し、続いてα単相化処理お
よびβ単相化処理の繰り返し行うサイクル熱処理を施
し、さらに１１５０〜１３００℃内の所定の温度：Ｔに
所定時間保持後冷却のα溶体化処理を施し、ついで６５
０℃〜（Ｔ−１００）℃の範囲内の所定の温度に所定時
間保持後急冷の時効処理を施す強度および延性に優れた
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法、に特徴を有
するものである。 【０００７】この発明では、ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔ
ｉ合金を、まず所定の温度に加熱保持して溶体化処理を
十分に行うが、この溶体化処理は、α相単相温度領域内
の所定の温度に保持してα溶体化処理を施してもよい
が、β相単相温度領域内の所定の温度に保持してβ溶体
化処理を施す方が好ましく、上記β相単相温度領域内の
内でも１３００℃超〜１５００℃内の所定の温度である
ことが一層好ましい。１３００℃以下で溶体化処理して
もα相が残り、β溶体化処理したことにはならず、一
方、１５００℃を越えた高温では、液相が現れて不均一
な組織となるので好ましくないことによるものである。 【０００８】かかる溶体化処理を施したのち、この温度
からα相単相温度領域に降温し、α単相化処理して最密
六方晶であるα相とし、再びβ相単相温度領域に昇温
し、β単相化処理して体心立方晶であるβ相とし、α相
単相温度領域→β相単相温度領域→α相単相温度領域→
β相単相温度領域となるように加熱保持および冷却保持
のサイクル熱処理を施すことにより、ＴｉＡｌ金属間化
合物系Ｔｉ合金の結晶構造をα相（最密六方晶）とβ相
（体心立方晶）との間を往復せしめ、それにより結晶粒
を微細化させるのである。 【０００９】このようにして微細化した結晶粒を有する
組織を持ったＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金を、さら
に１１５０〜１３００℃内の所定の温度：Ｔに所定時間
保持後５０℃／min 以上の冷却速度で冷却のα溶体化処
理を施し、ついで６５０℃〜（Ｔ−１００）℃の範囲内
の所定の温度に所定時間保持後５０℃／min 以上の冷却
速度で急冷の時効処理を施すと、ラメラー組織の縞状γ
相の厚さが一層薄くなり、ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ
合金の強度および延性を一層向上させることができる。 【００１０】ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金のＡｌ含
有量は、３８原子％未満ではラメラー組織を確保するこ
とができず、一方、５０原子％を越えるとβ相単相領域
が存在しなくなるのでこの発明の方法を実施することが
できない。したがって、この発明の方法で用いるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金のＡｌ含有量は、３８〜５０
原子％に定めた。このＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金
のサイクル熱処理は、α相単相温度領域とβ相単相温度
領域の間を往復するように加熱冷却を繰り返すことによ
り行われるが、α相単相温度領域→β相単相温度領域へ
の加熱速度およびβ相単相温度領域→α相単相温度領域
への冷却速度は、大きい方が好ましく、いずれも１０℃
／sec 以上であることが一層好ましい。 【００１１】さらに上記結晶粒を微細化したＴｉＡｌ金
属間化合物系Ｔｉ合金のラメラー組織におけるγ相の薄
状化は、α相単相温度領域内の１１５０〜１３００℃内
の所定の温度：Ｔに保持してα溶体化処理を施したの
ち、５０℃／min 以上の冷却速度で６５０℃〜（Ｔ−１
００）℃の時効処理温度まで冷却し、この時効処理温度
に冷却した後、５０℃／min 以上の冷却速度で冷却する
とラメラー組織におけるγ相の厚さが１．２μｍ以下に
薄くすることができ、強度および伸びが大幅に向上す
る。 【００１２】 【実施例】この発明を実施例に基づいて具体的に説明す
る。 【００１３】通常のアーク炉を用い、アルゴン雰囲気中
でそれぞれ表１に示されるような成分組成を有する溶湯
を調製し、セラミック鋳型を用いて遠心鋳造し、たて：
１２mm、横：１２mm、長さ：７０mmの寸法を有するＴｉ
Ａｌ金属間化合物系Ｔｉ合金材（以下、Ｔｉ合金材とい
う）Ａ〜Ｏを作製した。 【００１４】 【表１】 【００１５】このＴｉ合金材Ａ〜Ｏを表２に示される条
件で溶体化処理を施したのち、表２に示されるα相単相
温度領域内の温度に表２に示される時間保持してα単相
化処理し、ついで表２に示されるβ相単相温度領域内の
温度に表２に示される時間保持してβ単相化処理し、こ
のα単相化処理→β単相化処理を１サイクルとして表２
に示されるサイクル数だけ繰り返し、本発明法１〜１５
を実施し、得られたＴｉ合金材の組織および機械的特性
を測定してその結果を表３に示した。 【００１６】 【表２】【００１７】 【表３】 【００１８】さらに、上記本発明法１〜１５を実施した
Ｔｉ合金材をさらに表４および表５に示される条件でラ
メラー層微細化処理を施して本発明法１６〜３０を実施
し、得られたＴｉ合金材の組織および機械的特性を測定
してその結果を表６に示した。 【００１９】さらに比較のために、Ａｌ：４８原子％、
残りＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉ合金を、真空
中、温度：１３００℃、３日間保持後空冷の焼鈍処理を
施して従来法を実施し、得られたＴｉ合金材の組織およ
び機械的特性を測定してその結果を表６に示した。 【００２０】 【表４】【００２１】 【表５】 【００２２】 【表６】【００２３】 【発明の効果】表３および表６の結果から、本発明法１
〜１５を施したＴｉ合金材は、いずれも従来法を施しＴ
ｉ合金材よりも平均粒径が小さく、引張り強さおよび伸
びが優れており、さらに本発明法１６〜３０のラメラー
層微細化処理を施すことにより、引張り強さおよび伸び
が一層向上することがわかる。 【００２４】したがって、この発明の製造法を用いるこ
とにより、強度および延性の優れたＴｉＡｌ金属間化合
物系Ｔｉ合金を提供することができ、産業上優れた効果
を奏するものである。 【００２５】なお、この発明の製造法は、Ａｌ：３８〜
５０原子％を含有し、さらにＣｒ，Ｒｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａｇ，Ｃｏの
うちの１種または２種以上を合計で０．１〜５原子％を
含有し、残りがＴｉおよび不可避不純物からなるＴｉＡ
ｌ金属間化合物系Ｔｉ合金に、さらに、ＹおよびＲｅの
うちの１種または２種：０．０１〜３原子％を含有した
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金、ＹおよびＲｅのうち
の１種または２種：０．０１〜３原子％を含有し、さら
にＳｉ：０．０１〜１原子％およびＣ：０．０１〜０．
２原子％のうちの１種または２種を含有したＴｉＡｌ金
属間化合物系Ｔｉ合金、に対しても同様に優れた効果を
奏するものである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ
６９２ ６９２Ａ
６９３ ６９３Ａ
(56)参考文献 特開 平３−199358（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−197654（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名)
C22F 1/18
C22C 14/00
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求頁１】 Ａｌ：３８〜５０原子％を含有し、さら
に、Ｃｒ，Ｒｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａｇ，Ｃｏのうちの１種または２種以
上を合計で０．１〜５原子％を含有し、残りがＴｉおよ
び不可避不純物からなるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合
金を所定の温度に加熱保持して溶体化処理し、 続いて、α相単相温度領域内の所定の温度に保持する熱
処理およびβ相単相温度領域内の所定の温度に昇温保持
する熱処理を繰り返し行うサイクル熱処理を施すことを
特徴とする強度および延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合
物系Ｔｉ合金の製造法。 【請求項２】 Ａｌ：３８〜５０原子％を含有し、さら
に、Ｃｒ，Ｒｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ａｇ，Ｃｏのうちの１種または２種以
上を合計で０．１〜５原子％を含有し、残りがＴｉおよ
び不可避不純物からなるＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合
金を所定の温度に加熱保持して溶体化処理し、続いて、
α相単相温度領域内の所定の温度に保持する熱処理およ
びβ相単相温度領域内の所定の温度に昇温保持する熱処
理を繰り返し行うサイクル熱処理を施し、さらに１１５
０〜１３００℃内の所定の温度：Ｔに所定時間保持後冷
却のα溶体化処理を施し、ついで６５０℃〜（Ｔ−１０
０）℃の範囲内の所定の温度に所定時間保持後急冷の時
効処理を施すことを特徴とする強度および延性に優れた
ＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法。 【請求項３】 上記溶体化処理温度は、好ましくは、１
３００℃超〜１５００℃内の所定の温度であることを特
徴とする請求項１または２記載の強度および延性に優れ
たＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3060798A JP2817427B2 (ja) | 1991-01-08 | 1991-01-08 | 強度および延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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-
1991
- 1991-01-08 JP JP3060798A patent/JP2817427B2/ja not_active Expired - Lifetime
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