JP2686212B2 - アルミニウム化チタン鋳造品の製造法 - Google Patents

アルミニウム化チタン鋳造品の製造法

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JP2686212B2 JP4338235A JP33823592A JP2686212B2 JP 2686212 B2 JP2686212 B2 JP 2686212B2 JP 4338235 A JP4338235 A JP 4338235A JP 33823592 A JP33823592 A JP 33823592A JP 2686212 B2 JP2686212 B2 JP 2686212B2
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C14/00—Alloys based on titanium

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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は一般に、改良された強度
と延性に加えて改良された鋳造性を有するガンマ−アル
ミニウム化チタン（ＴｉＡｌ）合金に係り、特に、低濃
度のクロムと高濃度のニオブによってドープされたＴｉ
Ａｌの鋳造品に係る。
【０００２】
【発明の背景】鋳造品を作成する際、一般に、鋳造しよ
うとする溶融金属は高い流動特性をもっていることが望
ましい。溶融金属がそのような流動性をもっていると、
金型内での自由流動が容易になり、金型の薄い断面部分
を満たすことができ、しかも金型の複雑な構造部分にも
早期の凝固を起こすことなく入ることが可能である。こ
の点、液体金属の粘度が低くて、金型の鋭く角張ってい
る隅の部分に入ることができ、そのため、得られた鋳造
製品が使用した金型の形状に極めて近い形状をもつこと
は一般に望ましいことである。
【０００３】また、鋳造品は、良好な強度特性と延性を
組合せてもつのが好ましい。アルミニウム化チタン自身
に関しては、アルミニウムをチタン金属に添加する際ア
ルミニウムの割合を次第に多くしていくと、得られるチ
タン・アルミニウム組成物の結晶形が変化することが知
られている。アルミニウムの割合が小さいとアルミニウ
ムがチタンに固溶した固溶体となり、結晶形はαチタン
の結晶形のままである。アルミニウムの濃度が高くなる
と（たとえば、約２５〜３０原子％）、金属間化合物Ｔ
ｉ3 Ａｌが形成される。このＴｉ3 Ａｌはα−２といわ
れる規則的な六方晶の結晶形をもっている。さらにアル
ミニウム濃度が高くなると（たとえば、アルミニウムが
５０〜６０原子％の範囲）、γといわれる規則的な正方
晶の結晶形を有する別の金属間化合物ＴｉＡｌが形成さ
れる。このγアルミニウム化チタンが本発明の主題であ
る。
【０００４】γ結晶形と約１という化学量論比を有する
チタン・アルミニウム合金は、高いモジュラス（弾性
率）、低い密度、高い熱伝導率、有利な耐酸化性および
良好な耐クリープ性を有する金属間化合物である。Ｔｉ
Ａｌ化合物および他のチタン合金ならびにニッケル基超
合金のモジュラスと温度の関係を図２に示す。図から明
らかなように、γＴｉＡｌはチタン合金の中で最高のモ
ジュラスをもっている。γＴｉＡｌはそのモジュラスが
高温で他のチタン合金より高いばかりでなく、温度の上
昇によるモジュラスの低下率はγＴｉＡｌの方が他のチ
タン合金より小さい。さらに、γＴｉＡｌは、他のチタ
ン合金が有用でなくなるような温度より高い温度でも有
用なモジュラスを保持している。ＴｉＡｌ金属間化合物
を基材とする合金は、高温で高いモジュラスが必要とさ
れ、かつ環境に対する良好な保護も要求される用途に対
して魅力のある軽量材料である。
【０００５】鋳造後の製品を鍛造したりまたは他の方法
で機械的に加工するとそのミクロ組織が変わり、改良さ
れることもあるということが認められている。同様に鋳
造製品に求められており、極めて望ましいものは最低で
０．５％以上の延性である。製品が適度な一体性を示す
にはこの程度の延性が必要である。また、組成物が広く
有用であるための最低の室温強度は約５０ｋｓｉすなわ
ち約３５０ＭＰａである。しかし、この程度の強度を有
する材料ではある種の用途に対しては充分とはいえず、
用途によってはより高い強度が好ましいことが多い。
【０００６】γＴｉＡｌ化合物の化学量論比は結晶構造
を変えることなくある範囲に渡って変化させることがで
きる。すなわち、アルミニウム含量は約５０原子％から
約６０原子％まで変えることができる。しかし、チタン
成分とアルミニウム成分の化学量論比が比較的少しだけ
（１％またはそれ以上）変化してもγＴｉＡｌ組成物の
性質は非常に大きく変化し易い。また、これらの性質
は、同様に比較的少量の第三元素や第四元素を添加元素
すなわちドーピング剤として添加しても同じように大き
な影響を受ける。
【０００７】アルミニウム化チタンに対して求められて
いる特性のひとつは、このアルミニウム化物が望ましい
形状・形態に鋳造でき、鋳造状況の状態で望ましい組合
せの性質をもつことができる可能性、または鋳放し材料
の最小限の加工で望ましい組合せの性質を獲得できる可
能性である。
【０００８】
【従来の技術】ＴｉＡｌ3 金属間化合物、γＴｉＡｌ金
属間化合物およびＴｉ3 Ａｌ金属間化合物を始めとする
チタン・アルミニウム組成物に関する文献は豊富であ
る。「ＴｉＡｌ型チタン合金(Titanium Alloys of the
TiAl Type)」と題する米国特許第４，２９４，６１５号
では、γＴｉＡｌ金属間化合物を始めとするアルミニウ
ム化チタン型合金が集中的に論じられている。この特許
の第１欄の第５０行以降では、Ｔｉ3 Ａｌと比較してγ
ＴｉＡｌの利点と欠点を論じる際に、次のように指摘さ
れている。「ＴｉＡｌγ合金系はアルミニウムを多く含
有しているのであるから、より軽い可能性があることは
明らかである。１９５０年代の実験研究により、アルミ
ニウム化チタン合金は約１０００℃までの高温で使用で
きる可能性があることが示された。しかし、これらの合
金を用いてその後得られた工学上の経験・知識による
と、これらの合金は充分な高温強度をもってはいたが、
室温および中程度の温度、すなわち２０〜５５０℃で延
性がほとんどまたはまったくなかった。脆性に過ぎる材
料は容易に製造することができないし、めったにないこ
とだが避けることのできない使用中のちょっとした損傷
をうけた際に、亀裂を起こしてその後機能を停止してし
まうことなく耐えることもできない。このような材料は
他のベース合金の代替となる有用な工学材料ではな
い。」基本的にγ合金系ＴｉＡｌもＴｉ3 Ａｌも規則的
なチタン・アルミニウム金属間化合物ではあるが、Ｔｉ
Ａｌが（Ｔｉの固溶体合金とはもちろん）Ｔｉ3 Ａｌと
実質的に異なっているということは公知である。前記の
米国特許第４，２９４，６１５号の第１欄の最下部では
次のように指摘されている。「充分な知識をもっている
当業者には、これら２種の規則相の間には実質的な違い
があることが分かっている。Ｔｉ3 Ａｌとチタンの六方
晶の結晶構造は極めてよく似ているので、それらの合金
化および変態の様子は似ている。しかし、化合物ＴｉＡ
ｌは原子が正方晶の配列をとっており、したがって合金
化特性もかなり違っている。このような違いは先行文献
では認識されてないことが多い。」チタン・アルミニウ
ム化合物およびこれらの化合物の特性に関する技術文献
をいくつか以下に挙げる。 １． バンプス(E.S. Bumps)、ケスラー(H.D. Kessler)
およびハンセン(M. Hansen) 著、「チタン−アルミニウ
ム系(Titanium-Alminum System) 」、金属雑誌(Journal
of Metals) 、１９５２年６月、第６０９〜６１４頁、
米国機械学会誌(TRANSACTIONS AIME) 、第１９４巻。 ２． オグデン(H.R. Ogden)、メイカス(D.J. Maykut
h)、フィンレイ(W.L. Finlay) およびジャフィー(R.I.
Jaffee) 著、「高純度Ｔｉ−Ａｌ合金の機械的性質(Mec
hanical Properties of High Purity Ti-Al Alloys)
」、金属雑誌(Journalof Metals) 、１９５３年２月、
第２６７〜２７２頁、米国機械学会誌(TRANSACTIONS AI
ME) 、第１９７巻。 ３． マカンドリュー(Joseph B. McAndrew)およびケス
ラー(H.D. Kessler)著、「高温合金基材としてのＴｉ−
３６％Ａｌ(Ti-36 Pct Al as a Base for High Tempera
ture Alloys)」、金属雑誌(Journal of Metals) 、１９
５６年１０月、第１３４５〜１３５３頁、米国機械学会
誌(TRANSACTIONS AIME) 、第２０６巻。 ４． バリニョフ(S.M. Barinov)、ナルトバ(T.T. Nart
ova)、クラシュリン(YuL. Krasulin)およびモグトバ(T.
V. Mogutova) 著、「チタン・アルミニウムの強度と破
壊靱性の温度依存性(Temperature Dependence of the S
trength and Fracture Toughness of Titanium Aluminu
m)」、ソビエト連邦科学アカデミー会報(Izv. Akad. Na
uk SSSR)、金属(Met.)、第５巻、１９８３年、第１７０
頁。
【０００９】この文献４の表Ｉには、チタン−３６アル
ミニウム−０．０１ホウ素の組成物が報告されており、
この組成物は改良された延性をもっているとされてい
る。この組成物は原子％ではＴｉ50Ａｌ49.97 Ｂ0.03に
相当する。 ５． サストリー(S.M.L. Sastry) およびリスピット
(H.A. Lispitt)著、「ＴｉＡｌとＴｉ3 Ａｌの塑性変形
(Plastic Deformation of TiAl and Ti 3 Al) 」、チタ
ン(Titanium)８０、米国金属学会(American Society of
Metals)刊、ウォーレンデール(Warrendale)、ペンシル
ベニア州、第２巻（１９８０年）第１２３１頁。 ６． マーチン(Patrick L. Martin) 、メンディラッタ
(Madan G. Mendiratta)およびリスピット(Harry A. Lis
pitt)著、「ＴｉＡｌ合金およびＴｉＡｌ＋Ｗ合金のク
リープ変形(Creep Deformation of TiAl and TiAl + W
Alloys) 」、金属学会誌Ａ(Metallurgical Transaction
s A)、第１４Ａ巻（１９８３年１０月）第２１７１〜２
１７４頁。 ７． ツジモト(Tokuzo Tsujimoto)著、「ＴｉＡｌ金属
間化合物合金の研究、開発および展望(Research, Devel
opment, and Prospects of TiAl IntermetallicCompoun
d Alloys)」、チタンとジルコニウム(Titanium and Zir
conium)、第３３巻、第３，１５９号（１９８５年７
月）第１〜１３頁。 ８． リスピット(H.A. Lispitt)著、「アルミニウム化
チタン−概観(TitaniumAluminides - An Overview)
」、材料研究学会シンポジウム記録(Mat. Res. Soc. S
ymposium Proc.)、材料研究学会(Materials Research S
ociety)、第３９巻（１９８５年）第３５１〜３６４
頁。 ９． ワング(S.H. Whang)他著、「Ｌｌo ＴｉＡｌ化合
物合金における急速凝固の効果(Effect of Rapid Solid
ification in Ll o TiAl Compound Alloys) 」、急速凝
固による構造用金属の性質向上に関する米国金属学会シ
ンポジウム記録(ASM Symposium Proceedings on Enhanc
ed Properties in Struc. Metals Via Rapid Solidific
ation)、マテリアルズ・ウィーク(Materials Week)、
（１９８６年１０月）第１〜７頁。 １０．ソビエト連邦科学アカデミー会報(Izvestiya Aka
demii Nauk SSSR)、金属(Metally.)、第３号（１９８４
年）第１６４〜１６８頁。 １１．マーチン(P.L. Martin) 、リスピット(H.A. Lisp
itt)、ヌーファ(N.T. Nuhfer) およびウィリアムズ(J.
C. Williams) 著、「Ｔｉ3 ＡｌとＴｉＡｌのミクロ組
織と性質に対する合金化の効果(The Effects of Alloyi
ng on the Microstructure and Properties of Ti 3 Al
and TiAl)」、チタン(Titanium)８０、米国金属学会(A
merican Society of Metals)刊、ウォーレンデール(War
rendale)、ペンシルベニア州、第２巻（１９８０年）第
１２４５〜１２５４頁。 １２．ラーセン(D.E. Larsen) 、アダムズ(M.L. Adam
s)、カンペ(S.L. Kampe)、クリストドゥルー(L. Christ
odoulou)およびブライアント(J.D. Bryant) 著、「不連
続に強化されたＸＤTMアルミニウム化チタン複合材にお
ける破壊靱性に対するマトリックス相形態学の影響(Inf
luence of Matrix Phase Morphology on Fracture Toug
hness in a Discontinuously Reinforced XDTM Titaniu
m AluminideComposite)」、スクリプタ・メタリュール
ジカ・エ・マテリアリア(Scripta Metallurgica et Mat
erialia)、第２４巻（１９９０年）第８５１〜８５６
頁。 １３．ブライアント(J.D. Bryant) 、クリストドン(L.
Christodon) およびメイサノ(J.R. Maisano)著、「近γ
アルミニウム化チタンのコロニーサイズに対するＴｉＢ
2 添加の効果(Effect of TiB2 Additions on the Colo
ny Size of NearGamma Titanium Aluminides)」、スク
リプタ・メタリュールジカ・エ・マテリアリア(Scripta
Metallurgica et Materialia)、第２４巻（１９９０
年）第３３〜３８頁。
【００１０】その他の特許もたくさんがＴｉＡｌ組成物
に関連している。たとえば、ジャフィー(Jaffee)の米国
特許第３，２０３，７９４号はさまざまなＴｉＡｌ組成
物を開示している。同様に、ジャフィー(Jaffee)のカナ
ダ特許第６２１８８４号もＴｉＡｌのいろいろな組成物
を開示している。ハシモト(Hashimoto) の米国特許第
４，６６１，３１６号は各種添加元素を含有するアルミ
ニウム化チタン組成物を教示している。本出願の譲受人
に譲渡されている米国特許第４，８４２，８２０号はホ
ウ素を配合して三元ＴｉＡｌ組成物を形成すると共に延
性と強度を改良することを教示している。サストリー(S
astry)の米国特許第４，６３９，２８１号は、ＴｉＡｌ
を始めとするチタン基合金に、ホウ素、炭素、窒素およ
びこれらの混合物またはこれらとケイ素との混合物から
なる繊維状分散質を含ませることを教示している。ニシ
ヤマ(Nishiyama) の欧州特許出願第０２７５３９１号は
０．３重量％までのホウ素を含有しており、ニッケルと
ケイ素が存在するときは０．３重量％のホウ素を含有す
るＴｉＡｌ組成物を教示している。
【００１１】ナグル(Nagle) の米国特許第４，７７４，
０５２号は、アルミニウム化チタンを始めとするマトリ
ックス材料に第二相物質を分与するためにホウ素化物を
始めとするセラミックスを発熱反応によってマトリック
ス中に配合する方法に係る。本出願人の所有するたくさ
んの特許がアルミニウム化チタンおよびそのようなアル
ミニウム化物の性質を改良するための方法と組成物に関
わっている。これらの特許の中には、米国特許第４，８
３６，９８３号、第４，８４２，８１９号、第４，８４
２，８２０号、第４，８５７，２６８号、第４，８７
９，０９２号、第４，８９７，１２７号、第４，９０
２，４７４号、第４，９２３，５３４号、第４，８４
２，８１７号、第４，９１６，０２８号、第４，９２
３，５３４号、第５，０３２，３５７号、および第５，
０４５，４０６号がある。本出願人所有のこれら特許を
援用する。
【００１２】本出願人所有の米国特許第５，０２８，４
９１号では、クロムとタンタルの添加によってアルミニ
ウム化チタンを改良することが教示されている。米国特
許第４，８４２，８１９号にはクロムを含有するＴｉＡ
ｌが教示されている。米国特許第４，８７９，０９２号
にはＣｒとＮｂを含有するＴｉＡｌが教示されている。
【００１３】
【発明の概要】本発明の広い局面のひとつにおいて、本
発明の目的は、４６〜４８原子％のアルミニウム、１〜
３原子％という低濃度のクロム、および６〜１４原子％
という高濃度のニオブを含有するγＴｉＡｌの溶融物を
調製し、この溶融物を鋳造することによって達成するこ
とができる。
【００１４】
【詳細な説明】以下に述べる発明の詳細な説明は、添付
の図面を参照すると、より明瞭に理解できる。上で詳細
に議論したように、金属間化合物のγＴｉＡｌは、その
脆性を除けば、軽量、高温での高強度および比較的低い
コストのために、産業上多くの用途をもつであろうとい
うことは周知である。この組成物は、もし長年の間この
材料を産業上利用するのを妨げていた基本的な性質の欠
陥がなかったならば、今日多くの産業に利用されていた
であろう。
【００１５】さらに、鋳造したγＴｉＡｌが多くの欠点
（そのうちのいくつかは同様に上で議論した）をもって
いることが認められている。これらの欠点としては、生
成した鋳造品の脆性、生成した鋳造品のかなり低い強
度、ならびに鋳造製品の細部や鋭い角および隅の鋳造が
できるように十分な溶融状態での低い流動性がある。本
発明者は、このたび、鋳造法を修正することによって、
γＴｉＡｌの鋳造性が大きく改善され得ると共に鋳造製
品が大幅に改良され得ることを見出だした。
【００１６】γＴｉＡｌの性質の改良がより充分に理解
できるように、いくつかの合金例を提示・議論して関連
の背景技術を示す。その後で本発明の新規な加工法に関
する合金例を挙げる。合金例１〜３ ＴｉＡｌの化学量論比に近いさまざまな二元化学量論比
でチタンとアルミニウムを含有する３つの溶融物をそれ
ぞれ調製した。これら３種の組成物のミクロ組織を観察
するためにそれぞれ別々に鋳造した。サンプルからバー
を切り出し、そのバーをそれぞれ１０５０℃で３時間４
５ｋｓｉの圧力の下でＨＩＰ（熱間静水圧プレス）し
た。次に、それぞれのバーを１２００〜１３７５℃の範
囲のいろいろな温度で熱処理した。この熱処理したサン
プルから通常の試験棒を製造し、降伏強さ、破壊強度お
よび塑性伸びを測定した。凝固組織に関する観察結果、
熱処理温度および試験で得られた値を表Ｉに示す。
【００１７】
【表１】 表 Ｉ 降伏 破壊 塑 性 合金例 合 金 組 成 熱処理温度 強さ 強度 伸 び 番 号 （原子％） 凝固組織 ℃ ksi ksi ％ １ Ｔｉ−４６Ａｌ 大きい等軸 １２００ ４９ ５８ ０．９ １２２５ ＊ ５５ ０．１ １２５０ ＊ ５６ ０．１ １２７５ ５８ ７３ １．８ ２ Ｔｉ−４８Ａｌ 柱状 ＨＩＰのまま ５７ ６９ ０．９ １２５０ ５４ ７２ ２．０ １２７５ ５１ ６６ １．５ １３００ ５６ ６８ １．３ １３２５ ５３ ７２ ２．１ ３ Ｔｉ−５０Ａｌ 柱状−等軸 ＨＩＰのまま ４０ ５３ １．３ １２５０ ３３ ４２ １．１ １３２５ ３４ ４５ １．３ １３５０ ３３ ３９ ０．７ １３７５ ３４ ４２ ０．９ ＊−試験片は弾性破断した。 表Ｉから明らかなように、３種の組成物は３つの異なる
濃度、すなわち４６原子％、４８原子％、５０原子％の
アルミニウムを含有している。これら３種の溶融物の凝
固組織も表Ｉに示してあり、表から明らかなように溶融
物の凝固に際して３つの異なる組織が生成した。このよ
うな鋳造品における結晶形の違いは、γＴｉＡｌ組成物
の化学量論のちょっとした違いにより結晶形と性質が急
激に変化することを部分的に立証している。これら３つ
の鋳造品でＴｉ−４６Ａｌが最も良好な結晶形をもって
いることが判明した。
【００１８】溶融物の調製と凝固に関して、それぞれの
インゴットはアルゴン雰囲気中で電気アーク融解させ
た。溶融物と容器の望ましくない反応を避けるために、
溶融物の容器として水冷炉床を使用した。チタンは酸素
に対する親和性が強いので熱い金属が酸素にさらされる
のを防ぐように注意した。それぞれの鋳造構造物からバ
ーを切り出した。これらのバーを１０５０℃で３時間４
５ｋｓｉの圧力でＨＩＰし、それぞれ表Ｉに示した温度
で熱処理した。
【００１９】熱処理は、表Ｉに示した温度で２時間実施
した。表Ｉに挙げた試験データから明らかなように、４
６原子％のアルミニウムを含む合金と４８原子％のアル
ミニウムを含む合金は、５０原子％のアルミニウムを配
合して製造した合金組成物と比較して、概して優れた強
度と概して優れた塑性伸びを示した。全体として最も良
好な延性をもつ合金は４８原子％のアルミニウムを含む
ものであった。合金例４〜６ 本発明者は、少量のクロムを添加することによってγＴ
ｉＡｌ化合物を実質的に延性にすることができることを
発見した。この発見は米国特許第４，８４２，８１９号
の主題である。
【００２０】各種濃度のアルミニウムと共に低濃度のク
ロムを含有する一連の合金組成物を溶融物として製造し
た。これらの実験で鋳造した合金組成物を下記表ＩＩに
示す。製造法は上記合金例１〜３に関連して記載したの
とほぼ同じである。
【００２１】
【表２】 表 ＩＩ 熱処理 降伏 破壊 塑 性 合金例 合 金 組 成 温度 強さ 強度 伸 び 番 号 （原子％） 凝固組織 ℃ ksi ksi ％ ４ Ｔｉ−46Ａｌ-2Ｃｒ 大きい等軸 １２２５ ５６ ６４ ０．５ １２５０ ４４ ５３ １．０ １２７５ ５０ ５９ ０．７ ５ Ｔｉ−48Ａｌ-2Ｃｒ 柱状 １２５０ ４５ ６０ ２．２ １２７５ ４７ ６３ ２．１ １３００ ４７ ６２ ２．０ １３２５ ５３ ６８ １．９ ６ Ｔｉ−50Ａｌ-2Ｃｒ 柱状−等軸 １２７５ ５０ ６０ １．１ １３２５ ５０ ６３ １．４ １３５０ ５１ ６４ １．３ １３７５ ５０ ５８ ０．７ 凝固した構造物の結晶形を観察した。表ＩＩから明らか
なように、クロムを添加しても表Ｉに挙げた鋳造材料の
組織の凝固モードは改善されなかった。特に、４６原子
％のアルミニウムと２原子％のクロムを含有する組成物
は大きな等軸の結晶粒子構造をもっていた。合金例１の
組成物と比較して見ると、合金例１の組成物も４６原子
％のアルミニウムを含んでおり、同様に大きな等軸結晶
構造をもっていた。同様に、合金例５と６で、表Ｉの合
金例２と３に挙げた二元組成物に２原子％のクロムを添
加しても、クロム含有組成物の凝固組織は二元合金より
良くはならなかった。
【００２２】それぞれの鋳造構造物から切り出したバー
をＨＩＰ処理し、それぞれ表ＩＩに示した温度で熱処理
した。こうして別々に熱処理したサンプルから試験棒を
作成し、降伏強さ、破壊強度および塑性伸びを測定し
た。一般に、４６原子％のアルミニウムを含有する材料
はアルミニウムを４８原子％または５０原子％含有する
材料より多少低い延性をもっていることが判明したが、
その他の点ではこれら３つの材料は引張り強さがほぼ同
等であった。合金例７〜１７ 各種濃度のアルミニウムと共にさまざまな濃度のニオブ
を添加した一連の合金組成物を溶融物として製造した。
このような組成物を全部で１１種製造した。これらが下
記表の合金例７〜１７を構成する。製造法は合金例１〜
６に関連して前記したのとほぼ同じである。組成ならび
に凝固した組成物の凝固組織と共に強度特性および延性
特性を下記表ＩＩＩに示す。
【００２３】
【表３】 表ＩＩＩ 合 熱処理 降伏 破壊 金 凝固 温度 強さ 強度 塑性伸び 例 原 子 組 成 組織 ℃ ｋｓｉ ｋｓｉ ％ ７ Ｔｉ−48Ａｌ− 6Ｎｂ 柱状 １２７５ ５８ ６９ １．２ １３００ ５４ ６８ １．６ １３２５ ５３ ７０ １．９ ８ Ｔｉ−50Ａｌ− 6Ｎｂ 柱状 １３２５ ３４ ４４ １．４ １３５０ ４０ ４８ ０．９ １３７５ ４３ ５２ １．１ ９ Ｔｉ−44Ａｌ−10Ｎｂ 微細な １２５０ １０９ １０９ ０．２ 等軸 １３００ − １００ ０．１ １３５０ − １０２ ０ 10 Ｔｉ−46Ａｌ−10Ｎｂ 等軸 １２５０ ９８ ９９ ０．３ １３００ ９０ ９０ ０．２ １３５０ − ７６ ０．１ 11 Ｔｉ−48Ａｌ−10Ｎｂ 柱状 １２７５ ６２ ６９ ０．７ １３００ ６０ ７１ １．２ １３２５ ５９ ７１ １．２ 12 Ｔｉ−43Ａｌ−12Ｎｂ 微細な １２５０ − １０２ ０．１ 等軸 １３００ − １１１ ０．１ １３５０ − １１１ ０．１ 13 Ｔｉ−44Ａｌ−12Ｎｂ 微細な １２５０ − ９６ ０ 等軸 １３００ − １０５ ０．１ １３５０ − １１７ ０ 14 Ｔｉ−46Ａｌ−12Ｎｂ 等軸 １２５０ − ９６ ０．１ １３００ − ９５ ０．１ １３５０ − １００ ０．１ 15 Ｔｉ−50Ａｌ−12Ｎｂ 柱状 １３２５ ４５ ５０ ０．６ １３５０ ４５ ５３ １．０ １３７５ ４７ ５７ １．２ 16 Ｔｉ−44Ａｌ−16Ｎｂ 微細な １２７５ − ９８ ０ 等軸 １３００ − ９２ ０ １３５０ １０４ １０４ ９２ 17 Ｔｉ−48Ａｌ−16Ｎｂ 等軸 １２７５ − ６１ ０ １３００ − ５９ ０ １３２５ ６４ ６８ ０．３合金 例７〜１７の合金は各々鋳造とＨＩＰ処理によって
製造したものであり、この意味で、やはり鋳造とＨＩＰ
処理によって製造した前記合金例１〜６の合金と似てい
る。
【００２４】別の問題であるが、ＴｉＡｌ合金に比較的
高濃度のニオブを添加した一組の例が１９９１年５月２
日付けで出願された同時係属中の米国特許出願第０７／
６９５，０４３号に記載されている。この同時係属中の
出願の合金は、本出願の鋳造・ＨＩＰ加工とは違って鍛
造加工によって製造したものである。そこで、本出願に
戻って、本出願の上記表ＩＩＩの合金例１０と１４は、
４６原子％のアルミニウムを含有しているという点で、
すでに挙げた本出願の合金例１と４に相当する。これら
の合金例ではいずれも凝固組織が等軸であったので、ニ
オブの添加は凝固組織に影響しないということが分か
る。さらに、これらの合金例１０と１４では、合金例１
と４で得られた結果と比べて強度が大きく増大している
が、同時に延性はひどく低下してほとんど受け入れられ
ない程度になる。
【００２５】上記表ＩＩＩの合金例７、１１および１７
は、それぞれの合金例でアルミニウム濃度が４８原子％
である点で、前記合金例２と５に相当している。表に示
した結果から、合金例７と１１の凝固組織は柱状であ
り、したがって前記合金例２と５で見られた組織と同じ
であるので、ニオブを添加しても凝固組織にはあまり影
響がないことが分かる。しかし、合金例１７で１６原子
％のニオブを添加すると、凝固組織が柱状から等軸に変
化する。
【００２６】これらの合金例７、１１および１７では、
ニオブを添加しても強度の増大は充分とはいえず、しか
もこの強度の増大はそれに伴って合金の密度が増大する
ために是認できるものではない。また、これらのニオブ
の添加によって延性も低下した。しかし、（合金例７と
１１の場合）６原子％と１０原子％のニオブの添加では
１より高い延性のレベルを維持することができる。対照
的に、合金例１７で１６原子％のニオブを添加すると延
性は大きく損なわれ、許容できない程度に低くなる。
【００２７】次に、合金例８と１５は、それぞれのアル
ミニウム濃度が５０原子％であるという点で、前記合金
例３と６に相当する。合金例８と１５に関して表ＩＩＩ
に示した結果から分かるように、合金例８と１５に示し
た程度のニオブを添加しても強度も延性も意味のあるほ
どには増大しない。まとめると、ニオブは、強度を増大
させ、約１６原子％という非常に高濃度の時を除いて延
性を少しだけ低下させた。これらの特性は、４６原子％
以下の濃度でアルミニウム濃度に対する感受性が極めて
高い。
【００２８】たとえば、上記データから、添加元素とし
てニオブのみを含有し４６原子％以下のアルミニウムを
含む組成物は非常に高強度であるが脆性となる傾向があ
ることが注目される。また、アルミニウム濃度が５０原
子％以上では合金が弱くなることが分かる。したがっ
て、添加元素としてニオブが存在するだけである場合、
約４８原子％のアルミニウムを有する合金が最適の組成
物であることが認められる。
【００２９】さらに、アルミニウム濃度に対する特性の
感受性は、ニオブを添加した組成物の場合の方が、合金
例１〜３の二元組成物の場合または合金例４〜６のクロ
ムを含有する例の場合よりずっと強いことが分かる。さ
らに、上記データから明らかなように、ニオブを含有す
る組成物の特性は熱処理の温度による影響をあまり受け
ない。合金例１８〜２４ さらに、各種濃度のアルミニウムと共にクロムとニオブ
の添加元素を両方ともいろいろな濃度で含有する一連の
合金組成物を溶融物として製造した。そのような組成物
を全部で７種製造した。これらは下記表ＩＶの合金例１
８〜２４を構成する。製造法は前記合金例１〜１７に関
連して上記したのとほとんど同じである。組成、および
凝固した組成物の凝固組織、ならびに強度特性と延性特
性を下記表ＩＶに示す。
【００３０】
【表４】 表 ＩＶ 合 熱処理 降伏 破壊 塑 性 金 合 金 組 成 凝固 温度 強さ 強度 伸 び 例 （原子％） 組織 ℃ ksi ksi ％ 18 Ｔｉ−48Ａｌ-2Ｃｒ-6Ｎｂ 大きい ＨＩＰ ５７ ６９ １．９ 等軸 のまま １２５０ ５２ ６２ １．３ １３００ ５７ ６７ １．１ １３２５ ６３ ７７ １．８ １３５０ ６３ ７６ １．５ 19 Ｔｉ−44Ａｌ-2Ｃｒ-8Ｎｂ 微細な １２００ ８１ ９６ ０．５ 等軸 １２２５ ８５ ８８ ０．３ １２７５ ８２ ８７ ０．３ 20 Ｔｉ−46Ａｌ-2Ｃｒ-8Ｎｂ 等軸 １２２５ ７１ ８０ ０．６ １２５０ ７０ ８０ ０．７ １２７５ ６９ ７９ ０．６ １３００ ７０ ８２ ０．８ 21 Ｔｉ−47Ａｌ-2Ｃｒ-8Ｎｂ 柱状 １２５０ ５９ ６９ ０．８ １２７５ ５７ ６８ ０．８ １３００ ５８ ７１ １．１ １３２５ ６１ ７５ １．２ １３５０ ６７ ７８ １．１ 22 Ｔｉ−46Ａｌ-2Ｃｒ-12 Ｎｂ 等軸 １２２５ − ７３ ０．１ １２５０ ７０ ７７ ０．７ １２７５ ６５ ７４ ０．６ １３００ ６４ ７２ ０．６ １３２５ ６４ ７６ ０．７ 23 Ｔｉ−48Ａｌ-2Ｃｒ−12Ｎｂ 柱状 ＨＩＰ ６４ ７７ １．２ のまま １２５０ ６０ ７４ １．３ １３００ ７８ ９１ １．２ １３２５ ８５ ９５ １ １３５０ ７４ ８９ １．５ 24 Ｔｉ−46Ａｌ-2Ｃｒ−16Ｎｂ 微細な １２２５ − ７０ ０ 等軸 １２５０ − ６７ ０．１ １２７５ − ５９ ０ １３００ − ６０ ０ １３２５ − ５８ ０ すでに示したように、合金例１８〜２４の合金は合金例
１〜１７と同様に鋳造・ＨＩＰ加工によって製造され
る。
【００３１】前記の合金例から分かるように、サンプル
４〜６は二元合金にクロムを添加しただけの組成物であ
り、合金例７〜１７は二元合金にニオブを添加しただけ
の組成物に関する。表ＩＶの合金例はクロムとニオブを
両方添加した組成物に関する。しかし、合金例１８〜２
４の組成物は、添加元素の種類が同定されているだけで
なく、クロムとニオブを組み合わせて添加した組成物で
ある。すなわち、クロムは低濃度で、ニオブは高濃度で
ある。表ＩＶに挙げた組成から明らかなように、各合金
例のクロムは２原子％のレベルに保たれているが、ニオ
ブ濃度は６〜１６原子％にわたって変化している。
【００３２】ここで、個々の合金例で得られたデータを
考察すると、合金例１８と２３は４８原子％のアルミニ
ウムを含有している。この２つの合金例でニオブが６原
子％から１２原子％に増大すると、組成物の強度は増大
するが、同時にこれらの組成物の延性は低下する。さ
て、合金例２０、２２および２４で得られたデータに関
して見ると、これら３つの合金例は共通して４６原子％
のアルミニウムを含んでいる。これらの合金例で、ニオ
ブ濃度を増大すると強度は多少増大するが、同時に延性
が低下し、この低下はニオブ濃度が１６原子％になると
特に激しくなることが観察される。
【００３３】合金例１９、２０および２１を考え合わせ
て見ると明らかなように、クロムとニオブの濃度は増大
していないがアルミニウム濃度が４４原子％から４７原
子％まで増大している。このようにアルミニウム濃度が
増大すると柱状組織の生成が促進される傾向があり、４
７原子％のアルミニウムレベルの組成物は柱状組織であ
る。
【００３４】さらに、合金例１９、２０、２１の組成物
で、アルミニウム濃度が増大すると、強度が低下し、同
時に延性が増大する。次に、合金例２２と２３の結果を
比較して見ると、この場合クロム濃度とニオブの濃度は
一定に保たれているが、アルミニウム濃度が４６原子％
から４８原子％まで増大している。アルミニウム濃度の
増大に関する合金例１９、２０、２１に対して上記した
観察は、合金例２２と２３に対する結果の比較にも当て
はまる。すなわち、アルミニウム濃度が増大すると、柱
状組織が生成し易くなると共に延性が増大する。しか
し、合金例２２と２３で、特に高めの熱処理温度では、
強度は低下することなく、むしろ増大することが観察さ
れる。このことは、アルミニウム４８原子％が最適レベ
ルであるという知見を立証している。
【００３５】さらに、合金例１８、２１、２３で得られ
た結果の比較から明らかなように、アルミニウム４８原
子％で（合金例２１は４７原子％）最高レベルの延性が
達成される。また、高めのレベルの延性に伴ってかなり
の強度が得られることが明らかである。一般に、望まし
いアルミニウム濃度レベルは４６〜４８原子％であり、
この範囲の上限が最適である。
【００３６】合金例２３が立証しているように、特性は
熱処理によって影響を受け、１３００〜１３５０℃の範
囲の熱処理で強度と延性の両方を改良することができ
る。合金例２と合金例２３で得られた結果から性質を比
較したのが図１である。合金例２４に記載した結果から
明らかなように、１６原子％のニオブでは高過ぎ、した
がって望ましいレベルの性質は約６〜１４原子％の範囲
のニオブ添加で達成される。これらの合金例全部でクロ
ム濃度は低いレベルに保った。これらの実験に基づいて
クロム濃度の値は１〜３原子％と決定された。すなわ
ち、本発明の実施例は、上記合金例のうち番号１８、２
０、２１、２２、２３のものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施により達成される性質の改良を示
すグラフである。
【図２】一群の合金に対してモジュラスと温度の関係を
示すグラフである。

Claims (6)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 原子％で、次の組成 Ｔｉ−Ａｌ４６−４８Ｃｒ１−３Ｎｂ６−１４ を有する合金溶融物を鋳造し、そして該鋳造品を熱間静
    水圧プレス処理することからなるアルミニウム化チタン
    鋳造品の製造法。
  2. 【請求項２】 原子％で、次の組成 Ｔｉ−Ａｌ４８Ｃｒ１−３Ｎｂ６−１４ を有する合金溶融物を鋳造し、そして該鋳造物を熱間静
    水圧プレス処理することからなるアルミニウム化チタン
    鋳造品の製造法。
  3. 【請求項３】 原子％で、次の組成 Ｔｉ−Ａｌ４６−４８Ｃｒ２Ｎｂ６−１４ を有する合金溶融物を鋳造し、そして該鋳造物を熱間静
    水圧プレス処理することからなるアルミニウム化チタン
    鋳造品の製造法。
  4. 【請求項４】 原子％で、次の組成 Ｔｉ−Ａ１４６−４８Ｃｒ２Ｎｂ８−１２ を有する合金溶融物を鋳造し、そして該鋳造物を熱間静
    水圧プレス処理することからなるアルミニウム化チタン
    鋳造品の製造法。
  5. 【請求項５】 原子％で、次の組成 Ｔｉ−Ａｌ４８Ｃｒ１−３Ｎｂ８−１２ を有する合金溶融物を鋳造し、そして該鋳造物を熱間静
    水圧プレス処理することからなるアルミニウム化チタン
    鋳造品の製造法。
  6. 【請求項６】 原子％で、次の組成 Ｔｉ−Ａｌ４８Ｃｒ２Ｎｂ８−１２ を有する合金溶融物を鋳造し、そして該鋳造物を熱間静
    水圧プレス処理することからなるアルミニウム化チタン
    鋳造品の製造法。
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