JPH0790433A

JPH0790433A - 高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金

Info

Publication number: JPH0790433A
Application number: JP5264365A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Kawaura; 宏之川浦; Kazuaki Nishino; 和彰西野; Yoji Awano; 洋司粟野
Original assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 1993-09-27
Filing date: 1993-09-27
Publication date: 1995-04-04

Abstract

(57)【要約】【目的】常温延性および靱性に優れ、かつ安定した強
度を有するＴｉ−Ａｌ系合金を提供する。【構成】重量％でＡｌ：３０〜３８％、Ｂ：０．４〜
２％を含み、残部がチタンと不可避物質とからなること
を特徴とする高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、常温延性および靱性に
優れたＴｉ−Ａｌ系合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】ターボチャージャーロータ等の回転系部
品やエンジンバルブのような動弁系部品は、近年、エン
ジン等の高性能化、高効率化に伴って、ますます軽量
化、耐熱性に優れていることが要求されており、これに
応じてこれら部品用材料の研究・開発が盛んに行われて
いる。

【０００３】従来、これら部品用材料としては、Ｎｉ基
の超合金が主流で、その他にＴｉ合金やセラミックス材
料等が用いられているが、このＮｉ基の合金は重量が重
いという欠点があり、また、Ｔｉ合金は耐熱性の点で、
セラミックス材料は靱性の点でそれぞれ劣り、上記部品
の材料としては信頼性に欠けるという難点がある。

【０００４】そこで、近年、ＴｉＡｌ金属間化合物をベ
ースにしたＴｉ−Ａｌ系合金が、新しい軽量耐熱材料と
して注目されており、エンジン部品等への適用が検討さ
れている。しかし、このＴｉ−Ａｌ系合金は、常温延性
に乏しく、これが実用化の最大のネックの一つとなって
いる。このため、溶解鋳造法、粉末冶金法などの種々の
製造プロセスを通して、合金成分や組織制御による延性
の改善が検討されている。

【０００５】その一つとして、重量％でＡｌ：３２〜３
８％に加えてＢ：0.０５〜0.２０％を含有し、残部が実
質的にＴｉからなる「Ｔｉ−Ａｌ系合金」（特開昭６３
−１２５６３４号公報）が提案されている。この合金
は、高い耐熱性と比強度を有するＴｉ−Ａｌ系合金の延
性が高められ、塑性加工が容易になるとしている。

【０００６】また、チタン、アルミニウム、クロムおよ
びボロンを、原子分率成分式でＴｉ_xＡｌ_1-(X+y+z)Ｃ
ｒ_yＢ_z（0.47≦ｘ≦0.51、0.01≦ｙ≦0.04、0.50≦ｘ
＋ｙ≦0.54、0.0001≦ｚ≦0.01）で含有してなる「金属
間化合物ＴｉＡｌ−Ｃｒ基合金」（特開平３−１９７６
３１号公報）が提案されている。この合金は、組織の大
幅な微細化がなされ圧縮変形特性を向上させると同時
に、クロム及びボロンの添加によるＴｉＡｌの固溶体強
化も可能なことから、機械的性質を総じて向上させるこ
とができ、圧縮応力が支配的な圧延、鍛造といった加工
プロセスへの適用に有利になったとしている。

【０００７】また、重量百分率で、Ａｌ：３１〜３４
％、Ｆｅ：１.5〜３.0％、Ｖ：0.５〜２.0％、Ｂ：0.１
８〜0.３５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物
からなる「精密鋳造用チタンアルミナイド」（特開平４
−８８１４０号公報）が提案されている。これより、Ｔ
ｉ−Ａｌ系特有のラメラー粗大粒組織が消滅し、微細な
ウィスカー状のＴｉＢが均一に分散したミクロ組織とな
るため、薄肉鋳物での割れが発生しずらくなり、且つ鋳
放し状態での常温強度を５００ＭＰａ以上に高めること
ができるとしている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記特
開昭６３−１２５６３４号公報に記載のＴｉ−Ａｌ系合
金は、化合物の粒界を強化し、延性を高めるとともに結
晶粒を微細化して強度向上にも寄与するとしているが、
０．００５〜０．２０重量％を含有する程度のＢ量で
は、結晶粒の微細化の効果は極めて少なく、粗大等軸晶
と柱状晶が混在した組織であり、強度特性のばらつきが
大きく、著しく低い特性を示す場合があるという問題を
有している。なお、このＴｉ−Ａｌ系合金では、Ｂの含
有量が0.２重量％を越えると脆い硼化物の生成を招いて
延性が低下するとしている。

【０００９】また、特開平３−１９７６３１号公報に記
載の金属間化合物ＴｉＡｌ−Ｃｒ基合金は、０．０１〜
１．０原子％Ｂの添加で固溶強化、析出強化などにより
強度の増加が得られるとしているが、該範囲内のＢの添
加では依然として結晶粒は粗大粒であり、中には強度特
性に優れた部品も存在するが、著しく強度に劣る場合が
あるという問題を有している。なお、この金属間化合物
ＴｉＡｌ−Ｃｒ基合金では、Ｂの含有量が0.３原子％を
超えると析出物の粗大化起こり微細化による変形能が損
なわれ、１.0原子％を超えるとさらに強度が低下すると
している。

【００１０】また、特開平４−８８１４０号公報に記載
の精密鋳造用チタンアルミナイドは、０．１８〜０．３
５重量％のＢの添加でウィスカー状のＴｉＢ（チタンボ
ライド）が微細に均一に分散・晶出されたチタンアルミ
ナイド合金が鋳造されるとしているが、ウィスカー状の
ＴｉＢの分散・晶出では、微細等軸晶組織とはならず、
強度特性のばらつきも大きく、著しく低い特性を示す場
合もあるという問題を有している。なお、この精密鋳造
用チタンアルミナイドでは、Ｂの含有量が0.３５重量％
を超えると、得られるチタンアルミナイド合金の硬度が
硬くなりすぎて靱性が発現されにくくなり不適であると
している。

【００１１】以上のように、上記従来技術では、何の添
加元素の選択にもよらず、ばらつきが大きく、安定した
延性を有しておらず、さらなる微細化によって組織制御
する必要がある。また、ターボチャージャーロータなど
の薄肉複雑形状部品は、鍛造や切削では成形が困難また
は不可能であるという問題を有している。

【００１２】そこで、本発明者らは、上述の如き従来技
術の問題点を解決すべく鋭意研究し、各種の系統的実験
を重ねた結果、本発明を成すに至ったものである。

【００１３】（発明の目的）本発明の目的は、常温延性
および靱性に優れ、かつ安定した強度を有するＴｉ−Ａ
ｌ系合金を提供するにある。

【００１４】本発明者らは、上記の従来技術の問題に対
して、以下のことに着眼した。すなわち、Ｔｉ−Ａｌ系
合金の結晶粒を微細にすることにより、鋳放しのまま
で、ばらつきの極めて小さい安定した強度を有する高靱
性、高延性のＴｉ−Ａｌ系合金を容易に得ることができ
る。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明の高延性Ｔｉ−Ａ
ｌ系合金は、重量％でＡｌ：３０〜３８％、Ｂ：０．４
〜２％を含み、残部がチタンと不可避物質とからなるこ
とを特徴とする。

【００１６】

【作用】本発明のＴｉ−Ａｌ系金属間化合物が優れた効
果を発揮するメカニズムについては、未だ必ずしも明ら
かではないが、次のように考えられる。

【００１７】本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、Ｂ（硼素）
を特定量含有させることによって組織の結晶粒を微細化
することにより、強度や延性などの物性が向上する。

【００１８】アルミニウム（Ａｌ）の含有量は、３０重
量％以上３８重量％以下である。金属間化合物ＴｉＡｌ
（γ相）を与える化学量論組成はＴｉ−３６％Ａｌであ
り、Ｔｉ−Ａｌ二元合金においてＴｉＡｌが単相で存在
するのは、Ａｌ：３４〜４２重量％の範囲である。しか
し、Ａｌの含有量が３８重量％を超えると延性が低下す
る。一方、Ａｌの含有量が３４重量％よりも少ないＴｉ
リッチの組成になると、Ｔｉ₃ Ａｌ（α₂ 相）が生成す
る。このＴｉ₃ Ａｌは、それ自身は脆い物質であるが、
微量であれば延性の向上に役立つ。しかし、Ａｌの含有
量が３０重量％未満の場合は、α₂ 相が多量に析出し、
脆くなるため不適である。

【００１９】硼素の含有量は、０．４重量％以上２．０
重量％以下である。上記のアルミニウム組成では、Ｔｉ
ＡｌとＴｉ₃ Ａｌの層状組織を形成する。硼素は、結晶
粒を微細にする効果があるため、強度および延性が向上
する。すなわち、該硼素の含有量が上記範囲内の場合に
は、棒状および／または塊状のＴｉＢ₂が晶出し、それ
が核となって多くの結晶粒が形成され、微細化が生じる
と考えられる。この元素の含有量が０．４重量％未満の
場合は、これら強度向上効果や延性向上効果が少ない。
また、該含有量が２．０重量％を超える場合は、晶出物
がネットワーク状に形成し、延性が低下する。また、硼
素を添加すると鋳造性が向上するので、欠陥などが減少
し、さらに強度が向上する。

【００２０】以上により、本発明のＴｉ−Ａｌ系合金
は、常温延性および靱性に優れたものとすることがで
き、かつ安定した強度有するものと考えられる。

【００２１】

【発明の効果】本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、常温延性
および靱性に優れ、かつ安定した強度を有する。

【００２２】

【実施例】以下に、前記本発明の高延性Ｔｉ−Ａｌ系合
金をさらに具体的にした具体例（発明）について、説明
する。

【００２３】本発明のＴｉ−Ａｌ系合金において、Ａｌ
は原子比でＴｉ：Ａｌ＝１：１の組成よりも数％Ｔｉ−
ｒｉｃｈ側の組成において最も引張強度特性が高い。従
って、より高い引張強度特性を得るためには、Ａｌの含
有量を３２〜３６重量％とすることが好ましい。

【００２４】また、第三元素としての硼素（Ｂ）は、0.
４〜２.0重量％を含有してなるが、この含有量は０．５
〜１．２重量％とすることが好ましい。該含有量を上記
好適範囲とすることにより、作製物間のばらつきが小さ
い、安定して優れた強度特性を有する鋳物を得ることが
できる。

【００２５】本発明の高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金は、重量
％でＡｌ：３０〜３８％、Ｂ：０．４〜２％を含み、残
部がチタンと不可避物質とからなるが、本発明の作用お
よび効果を阻害しない範囲で、さらに第四元素として希
土類元素の一種以上を0.０１〜３.0重量％含有させるこ
とが好ましい。これにより、上記層状組織の層間隔が微
細になり、強度および延性をより向上させることができ
る。すなわち、上記のアルミニウム組成では、ＴｉＡｌ
とＴｉ₃ Ａｌの層状組織を形成する。希土類元素は、こ
の層状組織の層間隔を小さくするとともに、結晶粒を微
細にする効果があるため、強度および延性を向上させる
効果を奏する。この元素の含有量が０．０１重量％未満
の場合は、これら強度向上効果や延性向上効果が少な
い。また、該含有量が３．０重量％を超える場合は、粒
界に多量の第三相の晶出物の生成を招き延性が低下す
る。なお、該希土類元素の含有量は、０．０１〜３．０
重量％とすることがより好ましい。該含有量を上記好適
範囲とすることにより、ＴｉＡｌとＴｉ₃ Ａｌの層状組
織の層間隔をより小さくすることができるとともに、結
晶粒をより微細にすることができるため、より高強度で
常温延性により優れた高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金とするこ
とができる。

【００２６】なお、この第四元素としての希土類元素
は、ランタン系列元素の一種以上であることが好まし
い。これは、ランタン系列元素は、前記本発明の効果を
より奏しやすく、また製造上ミッシュメタル等の混合物
の形で供給しやすく安価で取扱いも簡単だからである。
また、このランタン系列元素は、その一種以上を0.０１
〜３.0重量％以上を含有させることが好ましいが、さら
にこの含有量が0.０３〜0.５重量％である場合には、層
状組織の層間隔を小さくする効果、および結晶粒の微細
化効果をより効果的に奏することができ、また粒界への
晶出物を生成させることがないので好適である。

【００２７】また、第四元素としての希土類元素は、セ
リウムとランタン系列元素の一種以上とからなるもので
あることがより好ましい。この場合、セリウムとランタ
ン系列元素の一種以上と共存させることにより、単独で
含有させた場合に比べＴｉ−Ａｌ／Ｔｉ₃ Ａｌ層状組織
の層間隔がさらに小さくなるので、より高強度で常温延
性に優れた高靱性Ｔｉ−Ａｌ系合金とすることができ
る。さらにこの場合、セリウムは、ランタンと同等また
はそれ以上の効果があるので、ほぼ同量またはそれ以上
含有させるのが好ましい。このとき、ミッシュメタル等
の混合物の形態で添加してもよい。セリウムとランタン
系列元素の一種以上を単独で，または両者を含む混合物
の形態で添加する場合には、その含有量は0.０３〜0.５
重量％であることが好ましい。

【００２８】本発明の高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金は、重量
％でＡｌ：３０〜３８％、Ｂ：０．４〜２％を含み、残
部がチタンと不可避物質とからなるが、本発明の作用お
よび効果を阻害しない範囲で、さらに第四元素としてモ
リブデン（Ｍｏ）またはバナジウム（Ｖ）の一種以上を
0.０１〜３.0重量％含有させることが好ましい。これに
より、ＴｉＡｌ相自身の靱性が向上するとともに結晶粒
の微細化効果が顕著になる。この元素の含有量が０．０
１重量％未満の場合は、これら強度向上効果や延性向上
効果が少ない。また、該含有量が３．０重量％を超える
場合は、粒界に多量の第三相の晶出物が晶出してしまい
脆くなる。なお、該元素の含有量は、０．０１〜３．０
重量％とすることがより好ましい。該含有量を上記好適
範囲とすることにより、晶出物がさらに微細に分散・晶
出することにより、より多くの結晶粒を形成し、微細結
晶粒組織となる。さらに、。ＴｉＡｌ相またはＴｉ₃Ａ
ｌ相に固溶することにより、固溶強化するとともに、晶
出物にも固溶し、析出強化を生み、より高い強度を発現
することができる。

【００２９】本発明の好適な高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金
は、第四元素として、希土類元素の一種以上を0.０１〜
３.0重量％、またはモリブデン（Ｍｏ），バナジウム
（Ｖ）の一種以上を0.０１〜３.0重量％含有させること
により、さらにＴｉＡｌの固溶体強化を可能にするとと
もに、高温における耐酸化性を向上させることができ
る。

【００３０】本発明の高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金は、所定
量のＡｌと硼素を含み、残部がチタンと不可避物質とか
らなるが、本発明の作用及び／又は効果を阻害しない範
囲で、上記以外の他の元素を含有させることができる。
例えば、常温延性を向上させる目的で、バナジウム
（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、ニオブ
（Ｎｂ）などの遷移金属の一種以上を所定量含有させる
ことができる。また、耐酸化性を向上させる目的で、珪
素（Ｓｉ）を含有させることができる。

【００３１】本発明の高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金は、組織
を微細化するので、引張強度特性を向上させるととも
に、圧延、鍛造などの塑性加工性を向上させることがで
きる。また、第三元素としての硼素の含有量、さらには
第四元素の含有量は、何れも微量であるので、ＴｉＡｌ
のもつ従来の軽量性という特徴を損なうことがないの
で、自動車部品のみならず航空機部材への適用も可能と
なり、工業的に有用な合金である。

【００３２】本発明の高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金の製造方
法について、簡単に説明すると以下のようである。すな
わち、本発明の高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金の製造方法の一
例としては、先ず、ＴｉとＡｌおよび硼素を、或いはさ
らに必要に応じて希土類元素の一種以上、モリブデン
（Ｍｏ），バナジウム（Ｖ）の一種以上、さらにはその
他の所望の添加元素物質を、目標組成となるように準備
する。この場合、それぞれ単独の元素物質であっても、
これら元素を含む物質であっても、あるいは上記元素を
二種以上含む混合物質や化合物質などであっても、さら
にはこれらの混合物や化合物などであってもよい。例え
ば、硼素の添加方法としては、。ＴｉＢ₂粉末、Ａｌ−
Ｂ母合金など硼化物を形成するものであればよい。

【００３３】次に、これら原料物質を溶解する。この場
合、ＴｉＡｌ合金の溶解には、真空アーク溶解法、プラ
ズマビーム溶解法、電子ビーム溶解法などの何れの方法
を用いてもよい。なお、溶解法として高周波るつぼ溶解
法を採用した場合、成分調整が容易で均質な合金を作製
し易く、溶解温度の制御がし易く、好適である。るつぼ
としては、カルシアるつぼが好適である。

【００３４】次に、溶解した原料物質を溶製し、本発明
にかかるＴｉ−Ａｌ系合金を得る。溶製プロセスとして
は、溶解鋳造法、粉末冶金法、加工熱処理法などの方法
を採用することができる。なお、溶製プロセスとして、
溶解鋳造法を採用した場合は、複雑形状部品を容易に得
ることができ、好適である。

【００３５】本発明の好適な高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金の
製造方法は、ＴｉとＡｌおよびＢを、或いはさらに必要
に応じて所望の添加元素物質を，目標組成となるように
準備する原料物質準備工程と、該原料物質を高周波溶解
した後金型またはセラミック鋳型等の所定形状の鋳型に
注湯し鋳造する鋳造工程と、からなることを特徴とす
る。この方法により、重量％でＡｌ：３０〜３８％、
Ｂ：0.４〜２.0％（より好適には０．５〜１．２％）を
含み、残部がチタンと不可避物質とからなるＴｉ−Ａｌ
系合金鋳物を得ることができる。

【００３６】Ｔｉ−Ａｌ系合金鋳物は、中心から鋳型壁
に向かって指向凝固し易く、数ｍｍサイズの粗大な柱状
晶組織となって凝固する。また、この柱状晶の成長方向
は、ＴｉＡｌ／Ｔｉ₃ Ａｌ層状組織の層界面に対してほ
ぼ垂直である。Ｔｉ−Ａｌ系合金鋳物の強度は、この層
状組織の結晶方位に影響を受けて大きくばらつく。ま
た、柱状晶組織でなくても、粗大な等軸状組織に対して
もその程度により強度がばらつく。このため、ばらつき
をなくすために、結晶粒を微細にする必要がある。Ｃ、
Ｎ、Ｂを添加すると結晶粒は微細になるが、Ｃ、Ｎを添
加すると、ＴｉＡｌとＴｉ₃ＡｌにＣ、Ｎが固溶してし
まうため、脆くなる。しかし、Ｂは、ＴｉＡｌとＴｉ₃
Ａｌには固溶しないので、脆化を引き起こすことなく、
延性を向上させることができる。このとき、Ｂを０．４
重量％以上添加すると塊状のＴｉＢ₂が晶出し、結晶の
核となって多くの結晶粒を形成し微細化する。該含有量
が０．４重量％未満であると、ウィスカー状のＴｉＢ₂
が晶出するが、微細化効果の程度は極めて少ない。

【００３７】なお、安定した強度を有するＴｉ−Ａｌ系
合金を溶製するためには、この層状組織の結晶粒径をよ
り小さくするとよく、さらには柱状晶組織から等軸晶組
織に組織制御することにより、強度特性をより安定した
ものとすることができる。

【００３８】（実施例）

【００３９】第１実施例先ず、純度９９.9％のスポンジチタンと純度９９.99 ％
のアルミニウムに、硼化物形成元素を目標組成に秤量
し、１０^-4 torr 以下の真空に排気した後、Ａｒ雰囲気
下で高周波溶解法により金型に鋳込んだ。次いで、鋳放
しのままで本実施例にかかるＴｉ−Ａｌ系合金を得た
（試料番号：１〜１１）。本実施例にかかるＴｉ−Ａｌ
系合金鋳物の凝固組織を観察した結果、試料番号１〜試
料番号１１は何れも微細等軸晶組織であった。このＴｉ
−Ａｌ系合金のインゴットから平行部径４ｍｍ、長さ１
６ｍｍの引張試験片を取り出し、それぞれ３点について
常温引張試験を行った。破断伸びは、試験片平行部に２
枚の歪ゲージをはりつけ、その出力から求めた。得られ
た結果を、表１に示す。

【００４０】

【表１】

【００４１】また、上記実施例の試料番号５のＴｉ−Ａ
ｌ系合金の表面のマクロ金属組織を示す写真図を、図１
に示す。同図より明らかのように、全面が微細な等軸晶
組織であることが分かる。次いで、この鋳造組織を、光
学顕微鏡（倍率：１００倍）で観察した。その結果を、
すなわちＴｉ−Ａｌ系合金の金属組織を示す光学顕微鏡
写真図を、図２に示す。同図より明らかのように、Ｔｉ
−Ａｌ系合金は、鋳放しのままで１００μｍ程度の結晶
粒を有する層状組織であることが分かる。また、試料番
号５のインゴット中に観察された晶出物の金属組織を、
走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）により観察し
た。その結果を、図３に示す。同図より、棒状および塊
状の晶出物が観察された。また、Ｘ線回折の結果、この
晶出物がＴｉＢ₂であることが分かった。また、この晶
出物が組織中に上記層状組織とはランダムに存在するこ
とから、液相から晶出したものと考えられる。すなわ
ち、このＴｉＢ₂が液相から晶出する際に、核となって
多くの結晶を形成し、結晶粒が微細になるものと考えら
れる。

【００４２】また、試料番号１〜４について、Ｂの含有
量が０．４７〜０．５１重量％のとき、破断強さおよび
破断伸びはＡｌ含有量が３３．５重量％で最大値を示す
ことが分かる。また、試料番号５〜１１について、Ａｌ
含有量が３３．４〜３３．８重量％のときのＢ含有量と
結晶粒径との関係を、図４に示す。同図より、何れの組
成においても結晶粒径は１００μｍ程度に安定している
ことが分かる。また、試料番号５〜１１について、Ａｌ
含有量が３３．４〜３３．８重量％のときのＢ含有量と
引張破断強さとの関係を図５に、およびＢ含有量と破断
伸びとの関係を図６に、それぞれ示す。同図より、本実
施例の範囲の場合、引張破断強さおよび破断伸びにおい
て優れた効果が得られていることが分かる。さらに、こ
の強さおよび伸びは試験片間のばらつきも少なく、この
点でも優れた効果を奏していることが分かる。

【００４３】また、試料番号１〜１１について、８００
〜９００℃の曲げクリープ試験を行った。その結果、一
般に結晶粒が微細になると高温強度特性は低下すると言
われているが、本実施例の試料番号１〜１１のＴｉ−Ａ
ｌ系合金は、上記曲げクリープ試験においても特性が低
下しないことが確認された。

【００４４】（比較例１）比較のために、硼素を添加し
ない他は、上記第１実施例と同様にして、表１に示す組
成の比較用ＴｉＡｌ系合金鋳物を作製し（試料番号：Ｃ
１〜Ｃ４）、同様の評価試験を行った。その結果を、表
１に併せて示す。また、本比較例にかかる比較用ＴｉＡ
ｌ系合金鋳物の凝固組織を観察した結果、試料番号Ｃ１
〜試料番号Ｃ４は何れも柱状晶組織であった。表１から
明らかのように、破断強さおよび破断伸びＡｌ含有量が
３３．８重量％で最大値を示すが、柱状晶組織のため試
験片間でのばらつきが大きいことが分かる。

【００４５】また、試料番号Ｃ２の比較用合金につい
て、上記第１実施例と同様に表面のマクロ金属組織を示
す写真図を、図７に示す。同図より明らかのように、鋳
型壁から中心にむかった柱状晶組織であることが分か
る。また、この柱状晶組織は、平均で径０．５ｍｍ、長
さ２〜３ｍｍの粗大な結晶粒から形成されていることが
分かる。さらに、該比較用合金の鋳造組織を観察した。
該比較用合金の金属組織を示す光学顕微鏡写真図（倍
率：１００倍）を、図８に示す。同図より明らかのよう
に、比較用ＴｉＡｌ系合金は、鋳放しのままで５００μ
ｍ以上の粗大な結晶粒を有する層状組織であることが分
かる。

【００４６】（比較例２）比較のために、ＴｉＡｌ系合
金の硼素含有量が本発明の範囲以外となるように硼素を
添加した他は、上記第１実施例と同様にして、表１に示
す組成の比較用ＴｉＡｌ系合金鋳物を作製し（試料番
号：Ｃ５〜Ｃ９）、同様の評価試験を行った。その結果
を、表１に併せて示す。本比較例にかかる比較用ＴｉＡ
ｌ系合金鋳物の凝固組織を観察した結果、硼素含有量が
本発明より少ない試料番号Ｃ５〜試料番号Ｃ７では、何
れも完全な等軸晶組織ではなく、柱状晶組織と等軸晶組
織が混在している。このため、上記第１実施例のＴｉ−
Ａｌ系合金に相当するような強さや伸びを示す試験片も
あるが、ばらつきが大きく、かなり低い値を示す試験片
もある。また、この場合、鋳造組織中には、ウィスカー
状のＴｉＢ₂が観察された。このウィスカー状のＴｉＢ
₂は、結晶の核とはなりえず、微細化が起こらないもの
と考えられる。また、硼素含有量が本発明より多い試料
番号Ｃ８および試料番号Ｃ９の比較用ＴｉＡｌ系合金鋳
物の凝固組織は、微細等軸晶組織ではあるが、強さおよ
び伸びは、上記第１実施例に比べて低い値を示している
ことが分かる。これは、上記第１実施例のＴｉ−Ａｌ系
合金に観察される棒状および塊状のＴｉＢ₂が、本比較
例ではネットワーク状に晶出しているため、この晶出物
に沿って亀裂が進展し、強さや伸びが低下しているもの
と考えられる。

【００４７】第２実施例上記第１実施例の原料に希土類元素のＬａ元素およびＣ
ｅ元素を目標組成に秤量し加えた他は、上記第１実施例
と同様にして、表２に示す組成の比較用ＴｉＡｌ系合金
鋳物を作製し（試料番号：１２〜２３）、同様の評価試
験を行った。その結果を、表３に示す。本実施例にかか
るＴｉ−Ａｌ系合金鋳物の凝固組織を観察した結果、試
料番号１２〜試料番号２３は何れも微細等軸晶組織であ
った。

【００４８】

【表２】

【００４９】

【表３】

【００５０】表３より明らかのごとく、本実施例の場合
さらに破断強さおよび破断伸びが向上することが分か
る。これは、ＬａおよびＣｅ元素を添加することによ
り、層状組織がさらに微細化されたためと考えられる。
また、試料番号２１〜試料番号２３に示すように、Ｌａ
およびＣｅ元素は複合添加しても破断強さおよび破断伸
びの向上効果が発現することが分かる。また、ミッシュ
メタルなどの安価な化合物または混合物を用いても同様
の効果向上が見られる。なお、本実施例のＬａ、Ｃｅ元
素に代えて、他のＮｄなどの希土類元素を用いても同様
の効果が確認できる。

【００５１】第３実施例上記第１実施例の原料にさらにＭｏ元素またはＶ元素を
目標組成に秤量し加えた他は、上記第１実施例と同様に
して、表２に示す組成の比較用ＴｉＡｌ系合金鋳物を作
製し（試料番号：２４〜２７）、同様の評価試験を行っ
た。その結果を、表３に示す。本実施例にかかるＴｉ−
Ａｌ系合金鋳物の凝固組織を観察した結果、試料番号２
４〜試料番号２７は何れも微細等軸晶組織であった。本
実施例においてＭｏ元素またはＶ元素を添加することに
より、結晶粒径がさらに微細になるとともに、ＴｉＡｌ
相自身の靱性が向上し、さらに強度特性が向上する。な
お、Ｍｏ元素またはＶ元素は、該元素を含む化合物また
は混合物の形で添加することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１実施例において得られたＴｉ−Ａ
ｌ系合金（試料番号５）の金属組織を示す写真図（倍
率：１倍）である。

【図２】本発明の第１実施例において得られたＴｉ−Ａ
ｌ系合金（試料番号５）の金属組織を示す光学顕微鏡写
真図（倍率：１００倍）である。

【図３】本発明の第１実施例において得られたＴｉ−Ａ
ｌ系合金（試料番号５）の金属組織を示す走査型電子顕
微鏡写真図（倍率：２０００倍）である。

【図４】本発明の第１実施例において得られたＴｉ−Ａ
ｌ系合金の性能評価試験結果を示す図で、硼素含有量と
結晶粒径との関係を示す線図である。

【図５】本発明の第１実施例において得られたＴｉ−Ａ
ｌ系合金の性能評価試験結果を示す図で、硼素含有量と
引張破断強さとの関係を示す線図である。

【図６】本発明の第１実施例において得られたＴｉ−Ａ
ｌ系合金の性能評価試験結果を示す図で、硼素含有量と
破断伸びとの関係を示す線図である。

【図７】第１実施例の比較例において得られた比較用合
金（試料番号Ｃ２）の金属組織を示す光学顕微鏡写真図
（倍率：４００倍）である。

【図８】第１実施例の比較例において得られた比較用合
金（試料番号Ｃ２）の金属組織を示す光学顕微鏡写真図
（倍率：１００倍）である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＡｌ：３０〜３８％、Ｂ：０．
４〜２％を含み、残部がチタンと不可避物質とからなる
ことを特徴とする高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金。
【請求項２】重量％でＡｌ：３０〜３８％、Ｂ：０．
４〜２％、希土類元素の一種以上：0.０１〜３.0％を含
み、残部がチタンと不可避物質とからなることを特徴と
する高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金。
【請求項３】重量％でＡｌ：３０〜３８％、Ｂ：０．
４〜２％、ＭｏまたはＶの一種以上：0.０１〜３.0％を
含み、残部がチタンと不可避物質とからなることを特徴
とする高延性Ｔｉ−Ａｌ系合金。