JP2017122279A - チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法及び部材 - Google Patents

チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法及び部材 Download PDF

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Abstract

【課題】特に高い温度で材料の高い強度で均質な機械的性質特に高い延性及び耐クリープ性を得る。
【解決手段】
第１段階で出発材料がＨＩＰ処理を受け、第２段階で素材が高速塊状変形を受け、それから第３段階で合金の共析温度（Ｔｅｕ）の範囲で焼鈍により、γ，β０，α２を持つ微粒形成が行われ、最終寸法に近い寸法を持つ部材が、次の段階で組織及び機械的材料特性を設定するため後続焼鈍及び／又は安定化焼鈍を受ける。
【選択図】図１

Description

本発明は、チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法に関する。
更に本発明は、最終寸法に近い寸法で製造される、チタン−アルミニウム基合金から成る部材に関する。
チタン−アルミニウム基合金は一般に高い強度、小さい密度及び良好な耐食性を持ち、ガスタービン及び航空機推進機構の部材として好んで使用される。
上記の使用分野のために、アルミニウム４０ａｔ．％〜５０ａｔ．％、ニオブ３ａｔ．
％、モリブデン４ａｔ．％未満、及び選択的に少ない濃度で元素マンガン、硼素、珪素、酸素及び窒素、及び残部としてチタンが重要である。
これらの合金はβ固溶体を経てなるべく完全に凝固し、次の冷却の際一連の相変態を行う。原理図（図１）は、温度及びアルミニウム濃度に関係する組織構成を、当業者により使用される温度範囲表示と共に示す。
ブロックの鋳造により又は合金化される金属粉末の高温等方圧縮（ＨＩＰ）によりかつブロックの鋳造及び場合によってはそのＨＩＰにより、続いて押出し及びブロック又は中間製品の後続の鍛造により、続いて熱処理を受ける部材となるように、部材を製造することができる。
チタン−アルミニウム材料は、熱変形のために、合金元素としてのニオブ及びモリブデンにより広げることができる狭い温度範囲を持っているが、部材の変形又は鍛造に関して制限が生じる。緩慢な等温変形によって、部材を少なくとも部分的に成形により製造することは、等温鍛造として当業者に知られているが、これは高い費用を伴う。
場合によっては、上記の技術により製造される部材は、少なくとも均質な組織構造を持っていない。なぜならば、一方では緩慢に等温変形される材料の小さい不同な再結晶ポテンシャルが与えられており、かつ／又は他方では材料の変形可能性にとって重要な元素であるニオブ及び／又はモリブデンの原子の大きい時間消費を必要とする拡散が、変形構造に合わせて調整され、こうして組織に不利な影響を及ぼすことがあるからである。
組織構成の均質化従って時間がかかる焼鈍処理による材料の等方機械的特性の達成は、高い費用を必要とする。
工業的な実際使用のためには、方向に関係なく均質な機械的特性を持つチタン−アルミニウム基合金から成る部材が必要であり、材料の延性、強度及び耐クリープ性が、高い使用温度においても円満に高いレベルにあることが必要である。
従来技術から出発して本発明の基礎になっている課題は、均質で微細かつ均一な組織構造を持つ部材を製造可能な方法を提示し、この部材が円満な形状ですべての方向において延性、強度及び耐クリープ性をほぼ同じに所定の高いレベルで持ち、最終寸法に近い寸法で経済的に製造可能であるようにすることである。
更に本発明は、組織の適切な相構成で所望の機械的特性特に室温及び７００℃の温度における引張り試験において伸び限界Ｒｐ０．２、強度Ｒｍ及び全伸びＡｔを持つ部材をねらっている。
最初にあげた種類の方法において、この課題は次のようにすることによって解決される。
第１段階において、溶融又は粉末冶金で製造される出発材料が、ａｔ．％において次の化学組成
アルミニウム（Ａｌ） ４１〜４８
選択的に
ニオブ（Ｎｂ） ４〜９
モリブデン（Ｍｏ） ０．１〜３．０
マンガン（Ｍｎ） ２．４未満
硼素（Ｂ） １．０未満
珪素（Ｓｉ） １．０未満
炭素（Ｃ） １．０未満
酸素（Ｏ） ０．５未満
窒素（Ｎ） ０．５未満
チタン
及び残部として不純物
で製造され、この出発材料が、少なくとも６０ｍｉｎの間の加熱後少なくとも１０００℃
の温度で少なくとも１５０ＭＰａへ圧力上昇の際、素材となるように等方圧縮され、
それから第２段階においてＨＩＰ素材が、０．４ｍｍ／ｓｅｃより大きい速度で高速塊状変形による高温成形を受け、かつ０．３より大きい局部伸びφとして測定される据込みによる変形を受けるが、ここでφは次のように定義され、
φ＝ｌｎ（ｈｆ／ｈｏ）、
ｈｆ＝据込み後の工作物の高さ、ｈｏ＝据込み前の工作物の高さ
又は後に続く冷却を伴って部材を構成しながら１０００℃〜１３５０℃の範囲にある温度で特に鍛造による同じ大きさの最少変形を伴う他の変形過程を受け、その際７００℃の温度に達するまでの期間は最大でも１０ｍｉｎであり、小さい部分範囲においてのみ動的に回復されるか又は再結晶されるけれども、高い再結晶エネルギポテンシャルを有する変形組織が形成され、
それから第３段階において、所望の材料特性の設定のため部材が熱処理を受け、この熱処理の際合金の共析温度（Ｔｅｕ）特に１０１０℃〜１１８０℃の範囲において、３０ｍｉｎ〜１０００ｍｉｎの期間に、変形組織から、変形及び冷却後の化学的相不平衡から成る組織変えのために蓄えられている変形エネルギ及び駆動力のため、室温で整然とした原子構造を持つ相γ，β０，α２から成る均質な微小球状ミクロ組織が次の構成で形成され、
α２：１００ｎｍ以上の厚さを持ちかつばらばらにされた粗いγ薄片を含むことができる、１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜５０μｍの粒度を持つ球状
β０：１％〜５０％の体積割合を持ちかつ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ、α２相を包囲する球状
γ：１％〜５０％の体積割合を持ちかつ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ、α２相を包囲する球状
次の段階において選択的に、部材の少なくとも１つの別の熱処理特に後続焼鈍及び／又は安定化焼鈍が行われる。
本発明による方法によって、多数の技術的及び経済的利点が得られる。
方法の第１段階において、溶融又は粉末冶金により製造される出発材料は、その高温等方圧縮による圧縮しか必要とせず、それから第２段階において素材が、等温鍛造に比べて高められた温度及びわかったように材料の有利に改善された熱変形能力で、０．４ｍｍ／ｓｅｃの速度及び０．３より大きい据込み度φで高速塊変形を受ける。粗材のこの高速塊変形は、当業者にとって驚くべきことに、高い温度で高い変形速度で行われ、本発明によれば、高い最小変形及び高い冷却速度を持つ後続の冷却が、組織においてさしあたり凍結された高い再結晶ポテンシャルの形成のために必要である。
化学的相不平衡からの駆動力からも形成されるこの再結晶ポテンシャル又は高速変形の結果生じるこの蓄えられるエネルギは、第３段階において、合金の共析温度の範囲における材料の焼鈍の際、特定の相割合を持ちかつ室温度で整然として原子構造を持つ相γ，β０，α２から成る極めて微小球状のミクロ組織への変換を引き起こし、その組織構造は、熱処理によって得られかつ材料の所望の特性を考慮して行われる組織構成のための有利な微粒初期構造として役立つ。
本発明によれば、
出発材料がａｔ．％で次の化学組成
Ａｌ ４２〜４４．５
選択的に
Ｎｂ ３．５〜４．５
Ｍｏ ０．５〜１．５
Ｍｎ ２．２未満
Ｂ ０．０５〜０．２
Ｓｉ ０．００１〜０．０１
Ｃ ０．００１〜１．０
Ｏ ０．００１〜０．１
Ｎ ０．０００１〜０．０２
チタン
及び残部として不純物を含んでいると有利である。
元素の濃度を限定される材料のこのような化学的組成は、組織の変更及び構成に関して方法パラメータにより得られる有利な挙動を強めることができる。
本発明の第３段階において、限定された化学組成を持つ部材が、３０ｍｉｎ〜６００ｍｉｎの期間合金の共析温度（Ｔｅｕ）特に１０４０℃〜１１７０℃の範囲で行われる熱処理を受け、変形組織から空気で冷却後、室温で整然とした原子構造を持つ相γ，β０，α２から成る均質な微小球状ミクロ組織が、次の構成により形成され、
α２：ばらばらにされかつ１００ｎｍ以上の厚さを持つ粗いγ薄片を含むことができる１０％〜３５％の体積割合を持つ１μｍ〜１０μｍの粒度を持つ球状
β０：１５％〜４５％の体積割合を持つ１μｍ〜１０μｍの粒度を持ち、α２相を包囲する球状
γ：１５％〜６０％の体積割合を持つ１μｍ〜１０μｍの粒度を持ち、α２相を包囲する球状
選択的に後の段階において、部材の少なくとも１つの別の熱処理特に後続焼鈍及び／又は安定化焼鈍が行われる。
上記の方法により形成される材料の微粒構成は、等方組織形態において、狭い限界において高い強度を生じるが、特定の使用分野に対して材料の延性及び耐クリープ性は不十分とみなされる。しかしこの微粒構造は、部材の所望の機械的特性を設定するための別の焼鈍処理において、場合によっては十分微細で均質な組織を得るための前提条件をなす。
延性の改善又は靱性の増大及び耐クリープ性の増大に関して特に材料の高温特性を得るために、本発明によれば、第３段階で形成されるミクロ組織を持つ部材が、最適化される高温材料特性を設定するため、合金のαトランサス温度（Ｔα）の近くの範囲で３相空間（α，β，ｙ）において少なくとも３０ｍｉｎ〜最大６０００ｍｉｎの期間行われる少なくとも１つの後続焼鈍を受け、それから部分が少なくとも１０ｍｉｎの期間７００℃の温度に、続いて更になるべく空気で冷却され、このようにして次の相構成が形成される。
α２：球状に過飽和、場合によっては少し微細γ薄片を含み、２５％〜９８％の体積割合を持つ５μｍ〜１００μｍの粒度を持つ、
β０：球状、１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ、
γ：球状、１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ。
特に過飽和のα２粒及び微細であるが最適化されない組織構成は、高い強度値において、低い材料延性及び靱性を生じる。限定された化学的組成により、改善された機械的材料特性が得られるけれども、特性パターンは特定の使用目的にのみ向けられている。
材料の限定された化学的組成は、前述したように、一層狭い寸法及び一層狭い含有量限界を持つ組織成分の有利な割合を得るために使用可能であり、それから生じる利点は機械的特性値の特定の正確な規定に現れる。しかしそれにより最も有利なように、チタン−アルミニウム基合金から成る部材の高温挙動の最適化のための前提条件が与えられる。
α−トランサス温度（Ｔα）の近くでの後続焼鈍の際における焼鈍時間の選択は、所望の相量及び粒度の設定を考慮して行うことができる。例えばβ相は焼鈍時間の増大とともに一般に減少する。
α−トランサス領域での熱処理及び強制冷却後、組織相は実質的に整然としない原子構造を持つ。
製造方法において、部材が、後続焼鈍後、７００℃〜１０００℃の温度範囲場合によっては部材の使用温度以上で、６０ｍｉｎ〜１０００ｍｉｎの期間で少なくとも１つの安定化焼鈍を受け、続いて次の組織成分の設定又は構成のため少なくとも５℃／ｍｉｎなるべく１℃／ｍｉｎ以下の速度で行われる低速冷却又は炉冷却を受ける
α２／γ：なるべく１０ｎｍ〜１μｍの平均薄片間隔を持つα２／γ薄片ミクロ組織を持つ２５％〜９８％の体積割合を持つ５μｍ〜１００μｍの粒度を持つ薄片粒
β０：球状で１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
γ：球状で１％〜５０％の体積割合を持ちかつ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
と、材料の著しく改善された機械的高温特性を持つ組織構成が得られる。
十分な原子拡散が維持される低速冷却を伴う安定化焼鈍によって、粒度の大した変化なしに、薄片状α２／γ組織への過飽和α２粒の変成が行われる。以前過飽和の組織粒における薄片組織は、７００℃の周りの温度範囲において高負荷で材料の耐クリープ性を大いに改善する。
本発明の別の目的は、請求項１又は２に記載の化学組成を持ちチタン−アルミニウム基合金から成る部材であって、最終寸法に近い寸法を持ち、室温で整然とした原子構造を持つ相γ，β０，α２から成る材料の組織で製造され、
α２：球状で、ばらばらにされかつ１００ｎｍ以上の厚さを持つ比較的粗いγ薄片を含むことができる１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜５０μｍの粒度を持つ
β０：球状でα２相を包囲し、１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
γ：球状でα２相を包囲し、１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
なるべく請求項１又は３に記載の方法により設定され、材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
室温における強度及び破断伸び
Ｒｐ０．２：６５０〜９１０ＭＰａ
Ｒｍ ：６８０〜１０１０ＭＰａ
Ａｔ ：０．５％〜３％
７００℃における強度及び破断伸び
Ｒｐ０．２：５２０〜６９０ＭＰａ
Ｒｍ ：６２０〜９７０ＭＰａ
Ａｔ ：１％〜３．５％
部材によって達せられる。
製造の高い経済性をもって製造されるこの部材は、多数の使用目的のために有利に使用可能な材料のすべての方向において同じ特性パターンを持つ微細な球状の均質な組織構造を持っている。
機械的材料特性の改善特に耐クリープ性の向上を行うため、部材が次の相から成る材料の組織を持ち
α２：球状で過飽和し、場合によっては少し微細なγ薄片を含み、５０％〜９５％の体積割合を持つ５μｍ〜８０μｍの粒度を持つ
β０：球状で、１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２０μｍの粒度を持つ
γ：球状で１％〜２８％の体積割合を持つ１μｍ〜２０μｍの粒度を持つ
なるべく請求項４又は５に記載の方法により設定され、材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
室温における（ＡＳＴＭＥ８Ｍ、ＥＮ２００２−１による）強度及び破断伸び
Ｒｐ０．２：６５０〜９４０ＭＰａ
Ｒｍ ：７３０〜１０５０ＭＰａ
Ａｔ ：０．２％〜２％
７００℃における強度及び破断伸び
Ｒｐ０．２：４３０〜６２０ＭＰａ
Ｒｍ ：５９０〜９４０ＭＰａ
Ａｔ ：１％〜２．５％
と有利である。
部材がなるべく請求項６又は７に記載の方法により設定される構成を持つ成分から成る材料の組織を持ち、
α２／γ：なるべく１０ｎｍ〜１ｎｍの平均薄片間隔を持つ（α２／γ）薄片微細構造を持つ２５％〜９８％の体積割合を持つ５μｍ〜１００μｍの粒度を持つ薄片粒
β０：球状で１％〜２５％の体積割合を持つ０．５μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
γ：球状で１％〜５０％の体積割合を持つ０．５μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
室温における（ＡＳＴＭＥ８Ｍ、ＥＮ２００２−１による）強度及び破断伸び
Ｒｐ０．２：７１０〜１０２０ＭＰａ
Ｒｍ ：８００〜１２５０ＭＰａ
Ａｔ ：０．８％〜４％
７００℃における強度及び破断伸び
Ｒｐ０．２：５４０〜７６０ＭＰａ
Ｒｍ ：６３０〜１１４０ＭＰａ
Ａｔ ：１％〜４．５％
と、すべての方向に同じ程度で高いレベルにある材料の延性、強度及び耐クリープ性に関して特別な利点が得られる。
１つの合金組成を含む図により本発明を以下に説明する。
温度及びアルミニウム濃度に関係して組織構成を当業者により使用される温度範囲表示（原理グラフ）により示す。 塊状変形とそれに続く冷却後のＴｉ−Ａｌ基合金の組織を示す。 共析温度（Ｔｅｕ）及び冷却の範囲における焼鈍後の合金の組織を示す。 α−トランサス温度（Ｔα）における焼鈍後の合金の組織を示す。 安定化焼鈍後の合金の組織を示す。
図１に、チタン−アルミニウム基合金の組織構成が、温度及びアルミニウム濃度に関係して概略的に示されている。更に当業者により使用される温度表示がわかる。
図２〜図５に示す組織構成は、合金Ｔｉ，４３．２ａｔ．％Ａｌ，４ａｔ．％Ｎｂ，１
ａｔ．％Ｍｏ，０．１ａｔ．％Ｂに由来している。
この合金はＴｅｕ１１６５℃±７℃のα−トランサス（Ｔｒａｎｓｕｓ）−温度を持ち、これらの温度は差動熱分析により求められた。
組織図は、電子後方散乱コントラストを持つ走査電子顕微鏡において２００倍の拡大で撮影された。
図２は、鍛造型において１．０ｍｍ／ｓｅｃの変形速度でφ＝０．７の変形度で変形及び空気で冷却後の材料の組織を示す。塊状変形のため、部材の冷却後この部材は典型的な一方向変形集合組織を持ち、成分として−方向γ−β０−α２粒を示す。
図３は、共析温度（Ｔｅｕ）の範囲、この場合１１５０℃における熱処理後、続いて冷
却される変形部材の組織を示す。
組織は、約２６％の体積割合を持つ３．７μｍ±２．１μｍの粒度を持つ（最小包囲円
の直径として測って）３．２μｍ±１．９μｍの粒度を持つ球状α２粒と、４９％の体積
割合を持つ５．７μｍの粒度を持つ球状γ粒から成っていた。
図４には、変形され続いて１１５０℃で焼鈍されかつ冷却された部材の組織が、この場合１２４０℃の温度でα−トランサス温度（Ｔα）の範囲における後続焼鈍後及び７００℃で５ｍｉｎ冷却及び空気で更に冷却後に示されている。
求められた組織成分は次のようなものであった。７３％の体積割合を持つ１１．０μｍ±５．８μｍの粒度を持つ球状構成のα２粒、１１％の体積割合を持つ４．５μｍ±２．６μｍの粒度を持つ球状のβ０粒、及び１６％の体積割合を持つ４．２μｍ±２．２μｍの粒度を持つ球状のγ粒。
図５は、共析温度（Ｔｅｕ）における微粒焼鈍、（α＋β＋γ）相空間における高温焼
鈍又は１２４０℃におけるα−トランサス−焼鈍（Ｔα）後、及びこの場合８７５℃にお
ける安定化焼鈍が続く強制冷却、それに続く２℃／ｍｉｎの速度を持つ緩慢冷却後、変形された部材の組織を示す。
ここで焼鈍温度及び／又は焼鈍時間の変化により、組織のミクロ組織及び材料の特性パターンが設定可能であることがわかる。
上記の熱処理後に組織は、６４％の体積割合を持つ７．１μｍ±３．８μｍの粒度を持つ薄片状α／γ組織を持つ球状のα２／γ粒と、２３％の体積割合を持つ２．７μｍ±２．１μｍの粒度を持つ球状γ相から成っていた。
一連の実験の残りの資料のように、この部材において、最も重要な機械的特性が測定された。室温で強度値Ｒｐ０．２は７２０ＭＰ，Ｒｍは８１０ＭＰ以上、破断伸びは１．６％以上であった。
７００℃で、試料における２５０ＭＰａの試験応力及び１００時間の負荷期間でクリープ実験において、０．６５％より小さい値Ａｐが求められた。
本発明は、チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法に関する。
更に本発明は、最終寸法に近い寸法で製造される、チタン−アルミニウム基合金から成る部材に関する。
チタン−アルミニウム基合金は一般に高い強度、小さい密度及び良好な耐食性を有し、ガスタービン及び航空機推進機構の部材として好んで使用される。
上記の使用分野のために、アルミニウム４０ａｔ．％〜５０ａｔ．％、ニオブ３ａｔ．％、モリブデン４ａｔ．％未満、及び選択的に少ない濃度で元素マンガン、硼素、珪素、酸素及び窒素、及び残部としてチタンが重要である。
これらの合金はβ固溶体を経て好ましくは完全に凝固し、次の冷却の際一連の相変態を生ずる。原理図（図１）は、温度及びアルミニウム濃度に関係する組織構成を、当業者により使用される温度範囲表示と共に示す。
ブロックの鋳造により又は合金化される金属粉末の高温等方圧縮（ＨＩＰ）によりかつブロックの鋳造及び場合によってはそのＨＩＰにより、続いて押出し及びブロック又は中間製品の後続の鍛造により、続いて熱処理を受ける部材となるように、部材を製造することができる。
チタン−アルミニウム材料は、熱変形のために、合金元素としてのニオブ及びモリブデンにより広げることができる狭い温度範囲を持っているが、部材の変形又は鍛造に関して制限が生じる。緩慢な等温変形によって、部材を少なくとも部分的に成形により製造することは、等温鍛造として当業者に知られているが、これは高い費用を伴う。
場合によっては、上記の技術により製造される部材は、少なくとも均質な組織構造を持っていない。なぜならば、一方では緩慢に等温変形される材料の小さい不同な再結晶ポテンシャルが与えられており、かつ／又は他方では材料の変形可能性にとって重要な元素であるニオブ及び／又はモリブデンの原子の大きい時間消費を必要とする拡散が、変形構造に合わせて調整され、こうして組織に不利な影響を及ぼすことがあるからである。
組織構成の均質化及びそれによって時間がかかる焼鈍処理による材料の等方機械的特性の達成は、高い費用を必要とする。
工業的な実際使用のためには、方向に関係なく均質な機械的特性を持つチタン−アルミニウム基合金から成る部材が必要であり、材料の延性、強度及び耐クリープ性が、高い使用温度においても円満に高いレベルにあることが必要である。
従来技術から出発して本発明の基礎になっている課題は、均質で微細かつ均一な組織構造を持つ部材の製造可能な方法を提示し、この部材が円満な形状ですべての方向において延性、強度及び耐クリープ性をほぼ同じに所定の高いレベルで持ち、最終寸法に近い寸法で経済的に製造可能であるようにすることである。
更に本発明は、組織の適切な相構成で所望の機械的特性特に室温及び７００℃の温度における引張り試験において伸び限界Ｒｐ０．２、強度Ｒｍ及び全伸びＡｔを持つ部材を目的としている。
最初にあげた種類の方法において、この課題は次のようにすることによって解決される。
第１段階において、溶融冶金又は粉末冶金で製造される出発材料が、ａｔ．％で表される次の化学的組成、
アルミニウム（Ａｌ） ４１〜４８
選択的に
ニオブ（Ｎｂ） ４〜９
モリブデン（Ｍｏ） ０．１〜３．０
マンガン（Ｍｎ） ２．４未満
硼素（Ｂ） １．０未満
珪素（Ｓｉ） １．０未満
炭素（Ｃ） １．０未満
酸素（Ｏ） ０．５未満
窒素（Ｎ） ０．５未満
残部としてのチタン及び不純物を有し、この出発材料を、少なくとも１５０ＭＰａの加圧における、そして少なくとも１０００℃の温度における少なくとも６０分の期間の加熱による等方圧縮して工作物を得、
その後第２段階においてそのＨＩＰ工作物を、０．４ｍｍ／ｓｅｃ超の速度での高速塊状変形による高温成形に供し、そして次のように定義される局部伸びφが０．３超として測定される据込みによる変形に供されるか、
φ＝ｌｎ（ｈ ｆ ／ｈ ｏ ）、
ｈ ｆ ＝据込み後の工作物の高さ、
ｈ ｏ ＝据込み前の工作物の高さ
又は、該据込みによる変形と同じ程度の最小変形をもたらす別の方法であって、部材の形成下に１０００℃〜１３５０℃の範囲の温度で鍛造してから冷却し、その際、７００℃の温度に達するまでの期間が最大で１０ｍｉｎである、該別の方法に供され、その際、小さい部分範囲においてのみ動的に回復されるか又は再結晶できるが、高い再結晶エネルギポテンシャルによる変形組織を有する組織が形成され、
そして所望の材料特性を設定するために第３段階において該部材を熱処理に供し、この熱処理の際、合金の共析温度（Ｔ ｅｕ ）、特に１０１０℃〜１１８０℃の範囲における３０ｍｉｎ〜１０００ｍｉｎの期間に、該変形組織から、変形及び冷却後の化学的相不平衡から成る組織変換のために蓄えられている変形エネルギ及び駆動力に起因して、空冷後、室温で整然とした原子構造を有する相γ，β ０ ，α ２ から成る均質な微細球状ミクロ構造が次の構成、
α ２ ：１００ｎｍ超の厚さを有する、ばらばらになった粗いγ薄片を１％〜５０％の体積割合で含むことができる、１μｍ〜５０μｍの粒度を有する球状の相、
β ０ ：１％〜５０％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２５μｍの粒度を有する、α ２ 相を包囲する球状の相、
γ：１％〜５０％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２５μｍの粒度を有する、α ２ 相を包囲する球状の相、
で、形成されており、そして、
次の段階において、選択的に、部材の少なくとも一回の別の熱処理、特に、部材の後続の焼鈍及び／又は安定化焼鈍が行われる。
本発明による方法によって、多数の技術的及び経済的な利点が得られる。
方法の第１段階において、溶融冶金又は粉末冶金により製造される出発材料は、その高温等方圧縮による圧縮しか必要とせず、それから第２段階において工作物が、等温鍛造に比べて高められた温度及びわかったように材料の有利に改善された熱変形能力で、０．４ｍｍ／ｓｅｃの速度及び０．３より大きい据込み度φで高速塊変形を受ける。粗材のこの高速塊変形は、当業者にとって驚くべきことに、高い温度で高い変形速度で行われ、本発明によれば、高い最小変形及び高い冷却速度を持つ後続の冷却が、組織においてさしあたり凍結された高い再結晶ポテンシャルの形成のために必要である。
化学的相不平衡からの駆動力からも形成されるこの再結晶ポテンシャル又は高速変形の結果生じるこの蓄えられるエネルギは、第３段階において、合金の共析温度の範囲における工作材料の焼鈍の際、特定の相割合を持ちかつ室温度で整然として原子構造を持つ相γ，β０，α２から成る極めて微細球状のミクロ構造への変換を引き起こし、その組織構造は、熱処理によって得られかつ工作材料の所望の特性を考慮して行われる組織構成のための有利な微粒初期構造として役立つ。
本発明によれば、
出発材料がａｔ．％で次の化学的組成、
Ａｌ ４２〜４４．５
選択的に
Ｎｂ ３．５〜４．５
Ｍｏ ０．５〜１．５
Ｍｎ ２．２未満
Ｂ ０．０５〜０．２
Ｓｉ ０．００１〜０．０１
Ｃ ０．００１〜１．０
Ｏ ０．００１〜０．１
Ｎ ０．０００１〜０．０２
残部としてのチタン及び不純物を含む場合が有利である。
元素の濃度を限定される材料のこのような化学的組成は、組織の変更及び構成に関して方法パラメータにより得られる有利な挙動を強めることができる。
本発明の第３段階において、所望の材料特性を設定するために、第３段階において、部材を３０ｍｉｎ〜６００ｍｉｎの期間、合金の共析温度（Ｔ ｅｕ ）、特に１０４０℃〜１１７０℃の範囲における熱処理に供し、その際、空気で冷却後、室温で整然とした原子構造を有する次の相γ，β ０ ，α ２ から成る均質な微細球状ミクロ構造が、該変形組織から形成され、
α ２ ：１００ｎｍ超の厚さを有するばらばらになった粗いγ薄片を１０％〜３５％の体積割合で含むことができる、１μｍ〜１０μｍの粒度を有する球状の相、
β ０ ：１５％〜４５％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜１０μｍの粒度を有するα ２ 相を包囲する球状の相、
γ：１５％〜６０％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜１０μｍの粒度を有する、α ２ 相を包囲する球状の相、
そして選択的にその後の段階において、少なくとも一回の別の熱処理、特に、部材の後続の焼鈍及び／又は安定化焼鈍が行われる。
上記の方法により形成される材料の微粒構成は、等方組織形態において、狭い限界において高い強度を生じるが、特定の使用分野に対して材料の延性及び耐クリープ性は不十分とみなされる。しかしこの微粒構造は、部材の所望の機械的特性を設定するための別の焼鈍処理において、場合によっては十分微細で均質な組織を得るための前提条件をなす。
延性の改善又は靱性の増大及び耐クリープ性の増大に関して特に工作材料の高温特性を得るために、本発明によれば、第３段階で形成されたミクロ構造を有する部材を、高温材料特性を最適に設定するために少なくとも一回の後続の焼鈍に供し、これは、合金のαトランサス温度（Ｔ α ）の近くの範囲の３相空間（α，β，γ）において、少なくとも３０ｍｉｎ〜最大６０００ｍｉｎの期間行われ、その後該部材を、少なくとも１０ｍｉｎの期間７００℃の温度に冷却し、そして引き続いて更に好ましくは空気で冷却して、次のような相を形成させる。
α２：過飽和の、場合によっては少量の微細γ薄片を２５％〜９８％の体積割合で含み、かつ５μｍ〜１００μｍの粒度を有する球状の相、
β ０ ：１％〜２５％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２５μｍの粒度を有する球状の相、
γ：１％〜５０％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２５μｍの粒度を有する球状の相。
特に過飽和のα２粒及び微細であるが最適化されない組織構成は、高い強度値において、低い材料延性及び靱性を生じる。限定された化学的組成により、改善された機械的材料特性が得られるけれども、特性パターンは特定の使用目的にのみ向けられている。
工作材料の限定された化学的組成は、前述したように、一層狭い寸法及び一層狭い含有量限界を持つ組織成分の有利な割合を得るために使用可能であり、それから生じる利点は機械的特性値の特定の正確な規定に現れる。しかしそれにより最も有利なように、チタン−アルミニウム基合金から成る部材の高温挙動の最適化のための前提条件が与えられる。
α−トランサス温度（Ｔα）の近くでの後続焼鈍の際における焼鈍時間の選択は、所望の相量及び粒度の設定を考慮して行うことができる。例えばβ相は焼鈍時間の増大とともに一般に減少する。
α−トランサス領域での熱処理及び強制冷却後、組織相は実質的に整然としない原子構造を持つ。
本発明の製造方法において、後続焼鈍後、部材を７００℃〜１０００℃の温度範囲、場合によっては部材の使用温度以上で、６０ｍｉｎ〜１０００ｍｉｎの期間、少なくとも一回の安定化焼鈍に供し、続いて次の組織成分を調整又は形成するために、少なくとも５℃／ｍｉｎ、好ましくは１℃／ｍｉｎ以下の速度で行われる低速冷却又は炉冷却に供することにより、
α ２ ／γ：好ましくは、１０ｎｍ〜１μｍの、薄片の平均間隔を有し、α ２ ／γ薄片ミクロ構造を２５％〜９８％の体積割合で含み、かつ５μｍ〜１００μｍの粒度を有する薄片粒、
β ０ ：１％〜２５％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２５μｍの粒度を有する球状の成分、
γ：１％〜５０％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２５μｍの粒度を有する球状の成分、
という、材料の著しく改善された機械的高温特性を持つ組織構成が得られる。
十分な原子拡散が維持される低速冷却を伴う安定化焼鈍によって、粒度の実質的な変化を起こすことなく、薄片状α２／γ組織への過飽和α２粒の変成が行われる。以前過飽和の組織粒における薄片組織は、７００℃の周りの温度範囲において高負荷で材料の耐クリープ性を大いに改善する。
本発明の別の目的は、請求項１又は２に記載の化学的組成を有するチタン−アルミニウム基合金から成る部材であって、特に、請求項１又は３に記載の方法によって最終寸法に近い寸法に調整された、室温で整然とした原子構造を有する次の構成の相γ，β ０ ，α ２ から成る材料の組織を有するように製造され、
α２：１００ｎｍ超の厚さを有するばらばらになった比較的粗いγ薄片を１％〜５０％の体積割合で含むことができる１μｍ〜５０μｍの粒度を有する球状の相、
β０：α２相を包囲し、１％〜５０％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２５μｍの粒度を有する球状の相、
γ：α２相を包囲し、１％〜５０％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２５μｍの粒度を有する球状の相、
その際、該材料が、次の範囲にある機械的特性を有する、請求項１又は３に記載の方法によって製造された部材。
室温における強度及び破断伸び
Ｒｐ０．２： ６５０〜９１０ＭＰａ
Ｒｍ ： ６８０〜１０１０ＭＰａ
Ａｔ ： ０．５％〜３％
７００℃における強度及び破断伸び
Ｒｐ０．２： ５２０〜６９０ＭＰａ
Ｒｍ ： ６２０〜９７０ＭＰａ
Ａｔ ： １％〜３．５％
製造の高い経済性をもって製造されるこの部材は、多数の使用目的のために有利に使用可能な工作材料のすべての方向において同じ特性パターンを持つ微細な球状の均質な組織構造を持っている。
機械的材料特性の改善特に耐クリープ性の向上を行うため、部材が次の材料の組織の相、
α ２ ：過飽和の、場合によっては少量の微細なγ薄片を５０％〜９５％の体積割合で有しかつ５μｍ〜８０μｍの粒度を有する球状の相、
β ０ ：１％〜２５％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２０μｍの粒度を有する球状の相、
γ：１％〜２８％の体積割合で含み、かつ１μｍ〜２０μｍの粒度有する球状の相、
その際、該材料が次の範囲にある機械的特性、
室温における（ＡＳＴＭＥ８Ｍ、ＥＮ２００２−１による）強度及び破断伸び
Ｒ ｐ０．２ ： ６５０〜９４０ＭＰａ
Ｒｍ ： ７３０〜１０５０ＭＰａ
Ａｔ ： ０．２％〜２％
７００℃における強度及び破断伸び
Ｒ ｐ０．２ ： ４３０〜６２０ＭＰａ
Ｒｍ ： ５９０〜９４０ＭＰａ
Ａｔ ： １％〜２．５％
である、好ましくは、請求項４又は５に記載の方法によって製造された部材が有利である。
部材が、次の成分から成る材料の組織、
α ２ ／γ：１０ｎｍ〜１ｎｍの、薄片の平均間隔を有する（α ２ ／γ）薄片微細構造を２５％〜９８％の体積割合で有しかつ５μｍ〜１００μｍの粒度を有する薄片粒、
β ０ ：１％〜２５％の体積割合で含み、かつ０．５μｍ〜２５μｍの粒度を有する球状の成分、
γ：１％〜５０％の体積割合で含み、かつ０．５μｍ〜２５μｍの粒度を有する球状の成分、
その際、該材料が、次の範囲にある機械的特性、
室温における（ＡＳＴＭＥ８Ｍ、ＥＮ２００２−１による）強度及び破断伸び
Ｒ ｐ０．２ ： ７１０〜１０２０ＭＰａ
Ｒｍ ： ８００〜１２５０ＭＰａ
Ａｔ ： ０．８％〜４％
７００℃における強度及び破断伸び
Ｒ ｐ０．２ ： ５４０〜７６０ＭＰａ
Ｒｍ ： ６３０〜１１４０ＭＰａ
Ａｔ ： １％〜４．５％
を有する、好ましくは、請求項６又は７に記載の方法によって製造された部材であることにより、すべての方向に同じ程度で高いレベルにある材料の延性、強度及び耐クリープ性に関して特別な利点が得られる。
１つの合金組成を含む図によって本発明を以下に説明する。
温度及びアルミニウム濃度に関係して組織構成を当業者により使用される温度範囲表示（原理グラフ）により示す。 塊状変形とそれに続く冷却後のＴｉ−Ａｌ基合金の組織を示す。 共析温度（Ｔｅｕ）及び冷却の範囲における焼鈍後の合金の組織を示す。 α−トランサス温度（Ｔα）における焼鈍後の合金の組織を示す。 安定化焼鈍後の合金の組織を示す。
図１に、チタン−アルミニウム基合金の組織構成が、温度及びアルミニウム濃度に関係して概略的に示されている。更に当業者により使用される温度表示がわかる。
図２〜図５に示す組織構成は、合金Ｔｉ，４３．２ａｔ．％Ａｌ，４ａｔ．％Ｎｂ，１ａｔ．％Ｍｏ，０．１ａｔ．％Ｂに由来している。
この合金はＴｅｕ１１６５℃±７℃のα−トランサス（Ｔｒａｎｓｕｓ）−温度を有し、これらの温度は差動熱分析により求められた。
組織図は、電子後方散乱コントラストを持つ走査電子顕微鏡において２００倍の拡大で撮影された。
図２は、鍛造型において１．０ｍｍ／ｓｅｃの変形速度でφ＝０．７の変形度で変形及び空気で冷却後の工作材料の組織を示す。塊状変形のため、部材の冷却後この部材は典型的な一方向変形集合組織を持ち、成分として−方向γ−β０−α２粒を示す。
図３は、共析温度（Ｔｅｕ）の範囲、この場合１１５０℃における熱処理後、続いて冷却される変形部材の組織を示す。
組織は、約２６％の体積割合で３．７μｍ±２．１μｍの粒度を有する（最小包囲円の直径として測って）３．２μｍ±１．９μｍの粒度を持つ球状α２粒と、４９％の体積割合で５．７μｍの粒度を持つ球状γ粒から成っていた。
図４には、変形され続いて１１５０℃で焼鈍されかつ冷却された部材の組織が、この場合１２４０℃の温度でα−トランサス温度（Ｔα）の範囲における後続焼鈍後及び７００℃で５ｍｉｎ冷却及び空気で更に冷却後に示されている。
求められた組織成分は次のようなものであった。７３％の体積割合を持つ１１．０μｍ±５．８μｍの粒度を有する球状構成のα２粒、１１％の体積割合で４．５μｍ±２．６μｍの粒度を有する球状のβ０粒、及び１６％の体積割合で４．２μｍ±２．２μｍの粒度を有する球状のγ粒。
図５は、共析温度（Ｔｅｕ）における微粒焼鈍、（α＋β＋γ）相空間における高温焼鈍又は１２４０℃におけるα−トランサス−焼鈍（Ｔα）後、及びこの場合８７５℃における安定化焼鈍が続く強制冷却、それに続く２℃／ｍｉｎの速度を持つ緩慢冷却後、変形された部材の組織を示す。
ここで焼鈍温度及び／又は焼鈍時間の変化により、組織のミクロ構造及び材料の特性パターンが設定可能であることがわかる。
上記の熱処理後に組織は、６４％の体積割合で７．１μｍ±３．８μｍの粒度を有する薄片状α／γ組織を有する球状のα２／γ粒及び２３％の体積割合で２．７μｍ±２．１μｍの粒度を有する球状γ相から成っていた。
一連の実験の残りの資料のように、この部材において、最も重要な機械的特性が測定された。室温で強度値Ｒｐ０．２は７２０ＭＰ，Ｒｍは８１０ＭＰ以上、破断伸びは１．６％以上であった。
７００℃で、試料における２５０ＭＰａの試験応力及び１００時間の負荷期間でクリープ実験において、０．６５％より小さい値Ａｐが求められた。

Claims (10)

  1. チタン−アルミニウム基合金から部材を製造する方法であって、第１段階において、溶融又は粉末冶金で製造される出発材料が、ａｔ．％において次の化学組成
    アルミニウム（Ａｌ） ４１〜４８
    選択的に
    ニオブ（Ｎｂ） ４〜９
    モリブデン（Ｍｏ） ０．１〜３．０
    マンガン（Ｍｎ） ２．４未満
    硼素（Ｂ） １．０未満
    珪素（Ｓｉ） １．０未満
    炭素（Ｃ） １．０未満
    酸素（Ｏ） ０．５未満
    窒素（Ｎ） ０．５未満
    チタン
    及び残部として不純物
    で製造され、この出発材料が、少なくとも６０ｍｉｎの間の加熱後少なくとも１０００℃の温度で少なくとも１５０ＭＰａへ圧力上昇の際、素材となるように等方圧縮され、
    それから第２段階においてＨＩＰ素材が、０．４ｍｍ／ｓｅｃより大きい速度で高速塊状変形による高温成形を受け、かつ０．３より大きい局部伸びφとして測定される据込みによる変形を受けるが、ここでφは次のように定義され、
    φ＝ｌｎ（ｈｆ／ｈｏ）、
    ｈｆ＝据込み後の工作物の高さ、ｈｏ＝据込み前の工作物の高さ
    又は後に続く冷却を伴って部材を構成しながら１０００℃〜１３５０℃の範囲にある温度で特に鍛造による同じ大きさの最少変形を伴う他の変形過程を受け、その際７００℃の温度に達するまでの期間は最大でも１０ｍｉｎであり、小さい部分範囲においてのみ動的に回復されるか又は再結晶されるけれども、高い再結晶エネルギポテンシャルを有する変形組織が形成され、
    それから第３段階において、所望の材料特性の設定のため部材が熱処理を受け、この熱処理の際合金の共析温度（Ｔｅｕ）特に１０１０℃〜１１８０℃の範囲において、３０ｍｉｎ〜１０００ｍｉｎの期間に、変形組織から、変形及び冷却後の化学的相不平衡から成る組織変えのために蓄えられている変形エネルギ及び駆動力のため、室温で整然とした原子構造を持つ相γ，β０，α２から成る均質な微小球状ミクロ組織が次の構成で形成され、
    α２：１００ｎｍ以上の厚さを持ちかつばらばらにされた粗いγ薄片を含むことができる、１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜５０μｍの粒度を持つ球状
    β０：１％〜５０％の体積割合を持ちかつ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ、α２相を包囲する球状
    γ：１％〜５０％の体積割合を持ちかつ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ、α２相を包囲する球状
    次の段階において選択的に、部材の少なくとも１つの別の熱処理特に後続焼鈍及び／又は安定化焼鈍が行われる、方法。
  2. 出発材料がａｔ．％で次の化学組成
    Ａｌ ４２〜４４．５
    選択的に
    Ｎｂ ３．５〜４．５
    Ｍｏ ０．５〜１．５
    Ｍｎ ２．２未満
    Ｂ ０．０５〜０．２
    Ｓｉ ０．００１〜０．０１
    Ｃ ０．００１〜１．０
    Ｏ ０．００１〜０．１
    Ｎ ０．０００１〜０．０２
    チタン
    及び残部として不純物
    を含んでいる、請求項１に記載の方法。
  3. 所望の材料特性を設定するため部材が、第３段階において、３０ｍｉｎ〜６００ｍｉｎの期間合金の共析温度（Ｔｅｕ）特に１０４０℃〜１１７０℃の範囲で行われる熱処理を受け、変形組織から空気で冷却後、室温で整然とした原子構造を持つ相γ，β０，α２から成る均質な微小球状ミクロ組織が、次の構成で形成され、
    α２：ばらばらにされかつ１００ｎｍ以上の厚さを持つ粗いγ薄片を含むことができる１０％〜３５％の体積割合を持つ１μｍ〜１０μｍの粒度を持つ球状
    β０：１５％〜４５％の体積割合を持つ１μｍ〜１０μｍの粒度を持ち、α２相を包囲する球状
    γ：１５％〜６０％の体積割合を持つ１μｍ〜１０μｍの粒度を持ち、α２相を包囲する球状
    選択的に後の段階において、部材の少なくとも１つの別の熱処理特に後続焼鈍及び／又は安定化焼鈍が行われる、請求項２に記載の方法。
  4. 第３段階で形成されるミクロ組織を持つ部材が、最適化される高温材料特性を設定するため、合金のαトランサス温度（Ｔα）の近くの範囲で３相空間（α，β，γ）において少なくとも３０ｍｉｎ〜最大６０００ｍｉｎの期間行われる少なくとも１つの後続焼鈍を受け、それから部材が少なくとも１０ｍｉｎの期間７００℃の温度に、続いて更になるべく空気で冷却され、こうして次のような相構成が形成される、
    α２：球状に過飽和、場合によっては少し微細γ薄片を含み、２５％〜９８％の体積割合を持つ５μｍ〜１００μｍの粒度を持つ、
    β０：球状、１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ、
    γ：球状、１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ、
    請求項１に記載の方法。
  5. 第３段階で形成されるミクロ組織を持つ部材が最適化される高温材料特性を設定するため、３相空間（α，β，γ）における合金のαトランサス温度Ｔα近くの範囲で少なくとも３０ｍｉｎ〜最大６０００ｍｉｎの期間行われる少なくとも１つの後続焼鈍を受け、それから一部が少なくとも１０ｍｉｎより小さい期間に７００℃の温度になるべく空気で冷却され、こうしてつぎのような相構成が形成される、
    αＡ２：球状で過飽和、場合によっては僅かなγ薄片を含み、５０％〜９８％の体積割合を持つ５μｍ〜８０μｍの粒度を持つ
    βＡ０：球状で１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２０μｍの粒度を持つ
    γ：球状で１％〜２８％の体積割合を持つ１μｍ〜２０μｍの粒度を持つ
    請求項３に記載の方法。
  6. 部材が、請求項４に記載の後続焼鈍後、７００℃〜１０００℃の温度範囲場合によっては部材の使用温度以上で、６０ｍｉｎ〜１０００ｍｉｎの期間で少なくとも１つの安定化焼鈍を受け、続いて次の組織成分の設定又は構成のため少なくとも５℃／ｍｉｎなるべく１℃／ｍｉｎ以下の速度で行われる低速冷却又は炉冷却を受ける
    α２／γ：なるべく１０ｎｍ〜１μｍの平均薄片間隔を持つα２／γ薄片ミクロ組織を持つ２５％〜９８％の体積割合を持つ５μｍ〜１００μｍの粒度を持つ薄片粒
    β０：球状で１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
    γ：球状で１％〜５０％の体積割合を持ちかつ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
    請求項４に記載の方法。
  7. 部材が、請求項５に記載の後続焼鈍後、７００℃〜１０００℃の温度範囲、場合によっては部材の使用温度以上で、６０ｍｉｎ〜１０００ｍｉｎ少なくとも１つの安定化焼鈍を受け、続いて組織成分の設定又は構成のため５℃／ｍｉｎ以下なるべく１℃／ｍｉｎ以下の速度で低速冷却又は炉冷却を受ける
    α２／γ：なるべく１０ｎｍ〜３０ｎｍの平均薄片間隔及び４５％〜９０％の体積割合を持つ（α２／γ）薄片微小組織を持つ５μｍ〜８０μｍの粒度を持つ薄片粒
    β０：球状で、１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２０μｍの粒度を持つ
    γ：球状で１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２０μｍの粒度を持つ
    請求項５に記載の方法。
  8. 請求項１又は２に記載の化学組成を持ちチタン−アルミニウム基合金から成る部材であって、最終寸法に近い寸法なるべく請求項１又は３に記載の方法で製造され、室温で整然とした原子構造を持つ次の構成の相γ，β０，α２から成る材料の組織で製造され、
    α２：球状で、ばらばらにされかつ１００ｎｍ以上の厚さを持つ比較的粗いγ薄片を含むことができる１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜５０μｍの粒度を持つ
    β０：球状でα２相を包囲し、１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
    γ：球状でα２相を包囲し、１％〜５０％の体積割合を持つ１μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
    なるべく請求項１又は３に記載の方法により設定され、材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
    室温における強度及び破断伸び
    Ｒｐ０．２：６５０〜９１０ＭＰａ
    Ｒｍ ：６８０〜１０１０ＭＰａ
    Ａｔ ：０．５％〜３％
    ７００℃における強度及び破断伸び
    Ｒｐ０．２：５２０〜６９０ＭＰａ
    Ｒｍ ：６２０〜９７０ＭＰａ
    Ａｔ ：１％〜３．５％
    部材。
  9. 請求項１又は２に記載の化学組成を持ちチタン−アルミニウム基合金から成る部材であって、最終寸法に近い寸法で製造され、次の相から成る材料の組織を持ち
    α２：球状に過飽和し、場合によっては少し微細なγ薄片を含み、５０％〜９５％の体積割合を持つ５μｍ〜８０μｍの粒度を持つ
    β０：球状で、１％〜２５％の体積割合を持つ１μｍ〜２０μｍの粒度を持つ
    γ：球状で１％〜２８％の体積割合を持つ１μｍ〜２０μｍの粒度を持つ
    なるべく請求項４又は５に記載の方法により設定され、材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
    室温における（ＡＳＴＭＥ８Ｍ、ＥＮ２００２−１による）強度及び破断伸び
    Ｒｐ０．２：６５０〜９４０ＭＰａ
    Ｒｍ ：７３０〜１０５０ＭＰａ
    Ａｔ ：０．２％〜２％
    ７００℃における強度及び破断伸び
    Ｒｐ０．２：４３０〜６２０ＭＰａ
    Ｒｍ ：５９０〜９４０ＭＰａ
    Ａｔ ：１％〜２．５％
    部材。
  10. 請求項１又は２に記載の化学組成を持つチタン−アルミニウム基合金から成る母材であって、最終寸法に近い寸法で製造され、なるべく請求項６又は７に記載の方法により設定される構成を持つ成分から成る材料の組織を持ち、
    α２／γ：なるべく１０ｎｍ〜１ｎｍの平均薄片間隔を持つ（α２／γ）薄片微細構造を持つ２５％〜９８％の体積割合を持つ５μｍ〜１００μｍの粒度を持つ薄片粒
    β０：球状で１％〜２５％の体積割合を持つ０．５μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
    γ：球状で１％〜５０％の体積割合を持つ０．５μｍ〜２５μｍの粒度を持つ
    材料が次の範囲にある次の機械的特性を持っている
    室温における（ＡＳＴＭＥ８Ｍ、ＥＮ２００２−１による）強度及び破断伸び
    Ｒｐ０．２：７１０〜１０２０ＭＰａ
    Ｒｍ ：８００〜１２５０ＭＰａ
    Ａｔ ：０．８％〜４％
    ７００℃における強度及び破断伸び
    Ｒｐ０．２：５４０〜７６０ＭＰａ
    Ｒｍ ：６３０〜１１４０ＭＰａ
    Ａｔ ：１％〜４．５％
    部材。
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