JPH02118043A - マンガンとニオブで改良されたチタン‐アルミニウム合金 - Google Patents
マンガンとニオブで改良されたチタン‐アルミニウム合金Info
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- JPH02118043A JPH02118043A JP1139412A JP13941289A JPH02118043A JP H02118043 A JPH02118043 A JP H02118043A JP 1139412 A JP1139412 A JP 1139412A JP 13941289 A JP13941289 A JP 13941289A JP H02118043 A JPH02118043 A JP H02118043A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent
-
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
発明の背景
本発明は、一般にチタンとアルミニウムの合金に係り、
さらに特定的には、化学量論比に関して、かつマンガン
とニオブの添加について改良されているチタン−アルミ
ニウム合金に係る。
さらに特定的には、化学量論比に関して、かつマンガン
とニオブの添加について改良されているチタン−アルミ
ニウム合金に係る。
アルミニウムをチタン金属に添加する際に添加量を次第
に多くしていくと得られるチタン−アルミニウム組成物
の結晶形態が変わることが知られている。少量のアルミ
ニウムはチタンと固溶体を形成し、その結晶形態はαチ
タンの構造のままである。アルミニウムの量が多くなる
(たとえば約25〜35原子%)と金属間化合物T i
a A lが形成される。このT ia A 1は、α
−2といわれる秩序をもった六方晶形を有している。さ
らにアルミニウム濃度が高くなる(たとえば50〜60
原子%範囲のアルミニウム)と、γと呼ばれる秩序をも
った正方晶形を有する別の金属間化合物TiA1が形成
される。
に多くしていくと得られるチタン−アルミニウム組成物
の結晶形態が変わることが知られている。少量のアルミ
ニウムはチタンと固溶体を形成し、その結晶形態はαチ
タンの構造のままである。アルミニウムの量が多くなる
(たとえば約25〜35原子%)と金属間化合物T i
a A lが形成される。このT ia A 1は、α
−2といわれる秩序をもった六方晶形を有している。さ
らにアルミニウム濃度が高くなる(たとえば50〜60
原子%範囲のアルミニウム)と、γと呼ばれる秩序をも
った正方晶形を有する別の金属間化合物TiA1が形成
される。
γ結晶形を有し化学量論比がおよそ1であるチタンとア
ルミニウムの合金は、高モジュラス、低密度、高い熱伝
導率、良好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。
ルミニウムの合金は、高モジュラス、低密度、高い熱伝
導率、良好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。
TiA1化合物、その他のチタン合金およびニッケル基
超合金に対するモジュラスと温度の関係を第1図に示す
。図から明らかなように、TiA1はあらゆるチタン合
金のうちでモジュラスが最良である。TiA1のモジュ
ラスは任意の温度で他のチタン合金より高いばかりでな
く、温度の上昇によるそのモジュラスの減少速度も他の
チタン合金よりTiAlの方が低い。さらにまた、Ti
Alは他のチタン合金が使えなくなる温度より高い温度
でも有用なモジュラスを保持する。TiA1金属間化合
物を基にする合金は、高温で高モジュラスが必要とされ
、しかも周囲環境からの保護が良好であることも要求さ
れる用途で魅力のある軽量材料である。
超合金に対するモジュラスと温度の関係を第1図に示す
。図から明らかなように、TiA1はあらゆるチタン合
金のうちでモジュラスが最良である。TiA1のモジュ
ラスは任意の温度で他のチタン合金より高いばかりでな
く、温度の上昇によるそのモジュラスの減少速度も他の
チタン合金よりTiAlの方が低い。さらにまた、Ti
Alは他のチタン合金が使えなくなる温度より高い温度
でも有用なモジュラスを保持する。TiA1金属間化合
物を基にする合金は、高温で高モジュラスが必要とされ
、しかも周囲環境からの保護が良好であることも要求さ
れる用途で魅力のある軽量材料である。
そのような用途にTiA1を実際に応用するのを制限す
る特性のひとつは、室温で起こることが分かっている脆
性である。また、TiAl金属間化合物を構造要素用途
に利用することができるようにするためにはこの金属間
化合物の室温での強度を改良する必要がある。このTi
Al金属間化合物の室温での延性および/または強度を
改良して高めることは、このような組成物が適している
高めの温度でそれらの使用を可能にするために極めて望
ましいことである。
る特性のひとつは、室温で起こることが分かっている脆
性である。また、TiAl金属間化合物を構造要素用途
に利用することができるようにするためにはこの金属間
化合物の室温での強度を改良する必要がある。このTi
Al金属間化合物の室温での延性および/または強度を
改良して高めることは、このような組成物が適している
高めの温度でそれらの使用を可能にするために極めて望
ましいことである。
軽量かつ高温での使用により考えられる利益に伴って、
使用されることになるTiA1組成物に最も望まれるも
のは、室温での強度および/または延性の組合せである
。金属組成物の用途には最低で1%程度の延性で許容で
きるものもあるが、それより高い延性がある方がずっと
望ましい。ある組成物が有用であるための最低の強度は
約50ksiすなわち約350MP aである。しかし
、この程度の強度をもつ材料は有用性に限界があり、あ
る種の応用にはもっと高い強度が好ましいことが多い。
使用されることになるTiA1組成物に最も望まれるも
のは、室温での強度および/または延性の組合せである
。金属組成物の用途には最低で1%程度の延性で許容で
きるものもあるが、それより高い延性がある方がずっと
望ましい。ある組成物が有用であるための最低の強度は
約50ksiすなわち約350MP aである。しかし
、この程度の強度をもつ材料は有用性に限界があり、あ
る種の応用にはもっと高い強度が好ましいことが多い。
TiAl化合物の化学は論比は、結晶構造を変化させる
ことなくある範囲に亘って変えることができる。アルミ
ニウムa mは約50〜約60原子%で変えることがで
きる。TiA1組成物の性質は、チタン成分とアルミニ
ウム成分の化学量論比が1%またはそれ以−トの程度に
比較的小さく変化しただけでも非常に大きく変わり易い
。また、それらの性質は、同程度に少量の第三元素を添
加しても同様な影響を受ける。
ことなくある範囲に亘って変えることができる。アルミ
ニウムa mは約50〜約60原子%で変えることがで
きる。TiA1組成物の性質は、チタン成分とアルミニ
ウム成分の化学量論比が1%またはそれ以−トの程度に
比較的小さく変化しただけでも非常に大きく変わり易い
。また、それらの性質は、同程度に少量の第三元素を添
加しても同様な影響を受ける。
この度、本発明者は、γ−TiAI金属間化合物にある
組合せの添加元素を配合してこの組成物が第三添加元素
ばかりでなく第四の添加元素も含有するようにすること
によって、この金属間化合物をさらに改良することがで
きるということを発見した。
組合せの添加元素を配合してこの組成物が第三添加元素
ばかりでなく第四の添加元素も含有するようにすること
によって、この金属間化合物をさらに改良することがで
きるということを発見した。
さらに、本発明者は、この第四添加元素を含む組成物が
、望ましい高延性と価値のある耐酸化性とを含めて極め
て望ましい性質を組合せてもっことを発見した。
、望ましい高延性と価値のある耐酸化性とを含めて極め
て望ましい性質を組合せてもっことを発見した。
従来技術
−1−記のT s a A l金属間化合物、TiA1
金属間化合物およびT l 3 A l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しては膨大
な数の文献がある。rTiAl型のチタン合金(Tlt
aniui A11oys orthe TiAl T
ype) Jと題する米国特許第4.294.615号
(A特許)は、TiAl金属間化合物を始めとするアル
ミニウム化チタンクイブ合金について詳細に論じている
。
金属間化合物およびT l 3 A l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しては膨大
な数の文献がある。rTiAl型のチタン合金(Tlt
aniui A11oys orthe TiAl T
ype) Jと題する米国特許第4.294.615号
(A特許)は、TiAl金属間化合物を始めとするアル
ミニウム化チタンクイブ合金について詳細に論じている
。
Aはこの特許の第1欄の第50行目以降で、T i3A
lと比較してTiAlの利点と欠点を論じており、次
のように指摘している。
lと比較してTiAlの利点と欠点を論じており、次
のように指摘している。
rTiAlγTiA1合金系アルミニウムを多く含んで
いればそれだけ軽くなる可能性を何することは明らかで
あった。1950年代の実験室におけるv1究は、アル
ミニウム化チタン合金がおよそ1000℃までの高温で
使用できる可能性をもっていることを示唆していた。L
かし、このような合金を用いたその後の工学的経験によ
ると、これらの合金は要求される高温強度をt)っては
いたが、室温や中程度の1R度すなわち20〜550℃
でほとんどあるいはまったく延性を示さなかった。
いればそれだけ軽くなる可能性を何することは明らかで
あった。1950年代の実験室におけるv1究は、アル
ミニウム化チタン合金がおよそ1000℃までの高温で
使用できる可能性をもっていることを示唆していた。L
かし、このような合金を用いたその後の工学的経験によ
ると、これらの合金は要求される高温強度をt)っては
いたが、室温や中程度の1R度すなわち20〜550℃
でほとんどあるいはまったく延性を示さなかった。
脆過ぎる+A料は容易に製造することができず、また時
々しかないが避けられないちょっとした使用1−のダメ
ージに対して、亀裂を起こしてその後破壊することなく
耐えることができない。そのような材料は、他の金属を
基とする合金を代替するのに何州な工学材料ではない。
々しかないが避けられないちょっとした使用1−のダメ
ージに対して、亀裂を起こしてその後破壊することなく
耐えることができない。そのような材料は、他の金属を
基とする合金を代替するのに何州な工学材料ではない。
」
基本的にTiAlもT L 3 A lも、秩序をもっ
て配列したチタン−アルミニウム金属間化合物ではある
が、TiA1合金系がT ia A 1 (およびT
1の固溶体合金)とは実質的に異なっていることは公知
である。これは、上記の米国特許第4゜294 615
号の第1. l!!l]の底部にも指摘されている。
て配列したチタン−アルミニウム金属間化合物ではある
が、TiA1合金系がT ia A 1 (およびT
1の固溶体合金)とは実質的に異なっていることは公知
である。これは、上記の米国特許第4゜294 615
号の第1. l!!l]の底部にも指摘されている。
「これら2種の秩序をもった相間には実質的な違いがあ
ることが熟練者間では認工されている。T 13A 1
とチタンは、六方晶構造が非常に良く似ているため、そ
の合金化および変態の挙動が似通っている。しかし、T
iAl化合物は原子が正方晶形に配列されており、した
がって合金化の特性がかなり違っている。このような違
いは以前の文献では認1瀧されていないことが多い。」 前記米国特許第4,294,615号は、TiAlをバ
ナジウムおよび炭素と共に合金化して、jすられる合金
の性質のいくつかを改良することについて記載している
。
ることが熟練者間では認工されている。T 13A 1
とチタンは、六方晶構造が非常に良く似ているため、そ
の合金化および変態の挙動が似通っている。しかし、T
iAl化合物は原子が正方晶形に配列されており、した
がって合金化の特性がかなり違っている。このような違
いは以前の文献では認1瀧されていないことが多い。」 前記米国特許第4,294,615号は、TiAlをバ
ナジウムおよび炭素と共に合金化して、jすられる合金
の性質のいくつかを改良することについて記載している
。
米国特許第4,294,615号は、ニオブを含有する
Ti−’45AI−5,ONbという組成の組成物を開
示している。
Ti−’45AI−5,ONbという組成の組成物を開
示している。
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のいくつかは次のものである。
性に関する技術文献のいくつかは次のものである。
1、バンブ(E、S、 Bumps) 、ケスラー(I
l、D、 Kessler)およびハンセン(M、 l
1ansen)著[チタンアルミニウム系(Titan
ium−Alulnum 5ystea+) J、金属
雑誌(Journal of Metals) 、A
I M E会報(TRANSACTIONS AIME
) 、第194巻(1952年6月)第609〜614
頁。
l、D、 Kessler)およびハンセン(M、 l
1ansen)著[チタンアルミニウム系(Titan
ium−Alulnum 5ystea+) J、金属
雑誌(Journal of Metals) 、A
I M E会報(TRANSACTIONS AIME
) 、第194巻(1952年6月)第609〜614
頁。
2、オグデン(tl、R,Ogden) 、メイカス(
D、J、 Maykuth) 、フィンレイ(W、L、
Flnlay)およびジアノ4 (R,1,Ja「
「ee)著r高純度Ti −A1合金の機械的性質(M
echanical Properties of l
llgh Purlty Tl−Al A11oys)
J 、金属雑誌(Journal orMetals
) 、A I M E会報(TRANSACTIONS
AIME)、第197巻(1953年2月)第267
〜272頁。
D、J、 Maykuth) 、フィンレイ(W、L、
Flnlay)およびジアノ4 (R,1,Ja「
「ee)著r高純度Ti −A1合金の機械的性質(M
echanical Properties of l
llgh Purlty Tl−Al A11oys)
J 、金属雑誌(Journal orMetals
) 、A I M E会報(TRANSACTIONS
AIME)、第197巻(1953年2月)第267
〜272頁。
さらに別のふたつの論文には、ニオブで改良されたTi
A1基合金の機械的挙動に関する情報が含まれている。
A1基合金の機械的挙動に関する情報が含まれている。
これらの論文は以下の通り。
3、マツクアラドリュ−(Joscph B、 McA
ndrev)およびケスラー(Il、D、 Kcssl
er)著「高温合金用のベースとしてのTi−36%A
I (Ti−38PetAl as a Ba5e
For lligh Temperature A11
oys) J、金属雑誌(Journal of’ M
etals) 、A I M E会報(TRANSAC
TIONS AIME)、(1956年10月)第13
48〜1353頁。
ndrev)およびケスラー(Il、D、 Kcssl
er)著「高温合金用のベースとしてのTi−36%A
I (Ti−38PetAl as a Ba5e
For lligh Temperature A11
oys) J、金属雑誌(Journal of’ M
etals) 、A I M E会報(TRANSAC
TIONS AIME)、(1956年10月)第13
48〜1353頁。
4、サストリー(S、M、L、 5astry)および
リブジット(11,^、 Llpsitt)著rT i
A lとT l 3 A Iの塑性変形(Pltst
jc Dcf’ormation of’ TiA1
andT13A1)」、チタン80 (Titaniu
m 80) [米国ペンシルベニア州、ワレンデール
(Warrcndalc)のアメリカ金属学会(Aa+
crlcan 5ocioty ror Metals
)発行]、第2巻(1980年)第1231頁。
リブジット(11,^、 Llpsitt)著rT i
A lとT l 3 A Iの塑性変形(Pltst
jc Dcf’ormation of’ TiA1
andT13A1)」、チタン80 (Titaniu
m 80) [米国ペンシルベニア州、ワレンデール
(Warrcndalc)のアメリカ金属学会(Aa+
crlcan 5ocioty ror Metals
)発行]、第2巻(1980年)第1231頁。
上の一文3には、rTi−35%Ai5%cbの試料は
室温での極限引張強さが62,360ps iであり、
Ti−3596AI−7%cbの試料は75,800p
siで糸にはできなかった。」と述べられている。ここ
で述べられている2師の合金の概略の組成は原子%で表
わすとそれぞれTi48A15oNb2とT 14yA
1soNbaである。
室温での極限引張強さが62,360ps iであり、
Ti−3596AI−7%cbの試料は75,800p
siで糸にはできなかった。」と述べられている。ここ
で述べられている2師の合金の概略の組成は原子%で表
わすとそれぞれTi48A15oNb2とT 14yA
1soNbaである。
上の一文4ではTiA1へのニオブ添加の影響に関しで
ある結論が出されているが、その結論を支持する特別な
データは示されていない。その結論とは、「ニオブをT
iA1に添加したときの主たる影響は、双晶形成が変態
の重要なモードになる温度の低下、したがってTiA1
の延性−脆性転移温度の低下である」。特性やその他の
実際のデータを示すことなく挙げられている唯一のニオ
ブ含有チタン−アルミニウム合金はTi−36AI−4
Nbである。これは原子%で表わすと” i47.5A
151Nb1.5に相当し、この組成は以下でさらに明
らかになるように本出願人が教示しかつ特許請求する組
成とは全然異なるものである。
ある結論が出されているが、その結論を支持する特別な
データは示されていない。その結論とは、「ニオブをT
iA1に添加したときの主たる影響は、双晶形成が変態
の重要なモードになる温度の低下、したがってTiA1
の延性−脆性転移温度の低下である」。特性やその他の
実際のデータを示すことなく挙げられている唯一のニオ
ブ含有チタン−アルミニウム合金はTi−36AI−4
Nbである。これは原子%で表わすと” i47.5A
151Nb1.5に相当し、この組成は以下でさらに明
らかになるように本出願人が教示しかつ特許請求する組
成とは全然異なるものである。
米国特許箱4,661.316号には、マンガンを含有
するアルミニウム化チタン組成物ならびにマンガンとた
とえばニオブなどの他の成分とを含有するアルミニウム
化チタン組成物が開示されている6 さらに、アルミニウム化チタンに関する別の論文がふた
つある。
するアルミニウム化チタン組成物ならびにマンガンとた
とえばニオブなどの他の成分とを含有するアルミニウム
化チタン組成物が開示されている6 さらに、アルミニウム化チタンに関する別の論文がふた
つある。
5、冶金学会報A (Mctallurgical T
ransactionsA)刊行のマーチン(Patr
lck L、 Martin) 、、メンディラッタ(
Nadow G、 Mcndlratta)およびリブ
ジット(Harry A、 Llpslu)著、rTi
A1合金およびTiAl+W合金のクリープ変形(Cr
eep Defora+atlon orTiAI a
nd TiAl + W A11oys) J第14A
巻(1983年10月)第2170〜2174頁。
ransactionsA)刊行のマーチン(Patr
lck L、 Martin) 、、メンディラッタ(
Nadow G、 Mcndlratta)およびリブ
ジット(Harry A、 Llpslu)著、rTi
A1合金およびTiAl+W合金のクリープ変形(Cr
eep Defora+atlon orTiAI a
nd TiAl + W A11oys) J第14A
巻(1983年10月)第2170〜2174頁。
6、マーチン(P、L、 Martin) 、リブジッ
ト(Il、A。
ト(Il、A。
Lipsitt) 、ヌーフy (N、T、 NuMc
r)およびウィリアムス(J、C,ν1lliao+s
)著、r T t a A IおよびTiAlのミクロ
組織および特性に及ぼす合金化の効果(The Erl
’ccts orAlloying on the M
lcrostructurc and Propert
ies orTi3Al and TiA1)」、チタ
ン80 (Tltaniua+ 80)、[米国ペンシ
ルベニア州、ワレンデール(Warrendalc)の
アメリカ金属学会(Afflerican 5ocie
ty [’or Metals)発行〕、第2巻、第1
245〜1254頁。
r)およびウィリアムス(J、C,ν1lliao+s
)著、r T t a A IおよびTiAlのミクロ
組織および特性に及ぼす合金化の効果(The Erl
’ccts orAlloying on the M
lcrostructurc and Propert
ies orTi3Al and TiA1)」、チタ
ン80 (Tltaniua+ 80)、[米国ペンシ
ルベニア州、ワレンデール(Warrendalc)の
アメリカ金属学会(Afflerican 5ocie
ty [’or Metals)発行〕、第2巻、第1
245〜1254頁。
発明の詳細な説明
本発明のひとつの目的は、室温での延性とそれに関連す
る性質が改良されたチタン−アルミニウム金属間化合物
の製造方法を提供することである。
る性質が改良されたチタン−アルミニウム金属間化合物
の製造方法を提供することである。
別の目的は、低温と中間の温度でのチタン−アルミニウ
ム金属間化合物の性質を改良することである。
ム金属間化合物の性質を改良することである。
さらに別の目的は、低温と中間の温度で改良された性質
と加工性を有するチタンとアルミニウムの合金を提供す
ることである。
と加工性を有するチタンとアルミニウムの合金を提供す
ることである。
別の目的は、TiAlを基とする組成物の延性と耐酸化
性の組合せを改良することである。
性の組合せを改良することである。
さらに別の目的は、TiA1組成物の耐酸化性を改良す
ることである。
ることである。
また、さらに別の目的は、強度、延性および耐酸化性の
一組の性質を改良することである。
一組の性質を改良することである。
その他の目的は、一部は以下の記載から明らかであり、
一部は以下で指摘する。
一部は以下で指摘する。
本発明の広範な局面のひとつにおいて、本発明の目的は
、化学M論を外れるTiAl基合金を調装し、この化学
ニーを外れる組成物に比較的低濃度のマンガンと低濃度
のニオブを添加することによって達成される。添加後、
このマンガンとニオブを含有し化学量論を外れるTiA
1金属間化合物を急速に凝固させることができる。約1
〜3原子%程度のマンガンと1〜5原子%の程度のニオ
ブとを添加することが考えられる。
、化学M論を外れるTiAl基合金を調装し、この化学
ニーを外れる組成物に比較的低濃度のマンガンと低濃度
のニオブを添加することによって達成される。添加後、
このマンガンとニオブを含有し化学量論を外れるTiA
1金属間化合物を急速に凝固させることができる。約1
〜3原子%程度のマンガンと1〜5原子%の程度のニオ
ブとを添加することが考えられる。
この急速凝固した組成物は静水圧プレスおよび押出によ
って圧密化することができ、本発明の固体組成物が形成
される。
って圧密化することができ、本発明の固体組成物が形成
される。
本発明の合金は、インゴット形態でも製造することがで
き、インゴット冶金法によって加工することができる。
き、インゴット冶金法によって加工することができる。
発明の詳細な説明
実施例1〜3
TiAlの化学量論比に近いいろいろな化学は論比でチ
タンとアルミニウムを含有する3種の別々の融解物(メ
ルト)を調製した。これらの組成、焼きなましくアニー
リング)温度、およびこれらの組成物に対して実施した
試験の結果を表1に挙げる。
タンとアルミニウムを含有する3種の別々の融解物(メ
ルト)を調製した。これらの組成、焼きなましくアニー
リング)温度、およびこれらの組成物に対して実施した
試験の結果を表1に挙げる。
それぞれの実施例で、合金は最初アーク融解によってイ
ンゴットに製造し、このインゴットをアルゴン分圧中で
メルトスピニングによりリボンに加工した。融解の両方
の段階で、望ましくない融解物と容器の反応を避けるた
めに、水冷した銅炉床を融解物の容器として使用した。
ンゴットに製造し、このインゴットをアルゴン分圧中で
メルトスピニングによりリボンに加工した。融解の両方
の段階で、望ましくない融解物と容器の反応を避けるた
めに、水冷した銅炉床を融解物の容器として使用した。
また、チタンは酸素に対する親和力が強いため、熱融解
物が酸素にさらされないように注意した。
物が酸素にさらされないように注意した。
この急速凝固したリボンを排気した鋼製の缶に詰めた後
密封した。次のこの缶を圧力30ks i、950℃(
1740’F)で3時間熱間静水圧プレス(HI P)
にかけた。このHIPにかけた缶を機械加りして圧密化
されたリボンプラグをi!?た。
密封した。次のこの缶を圧力30ks i、950℃(
1740’F)で3時間熱間静水圧プレス(HI P)
にかけた。このHIPにかけた缶を機械加りして圧密化
されたリボンプラグをi!?た。
こうしてHIPにかけたサンプルは、直径が約1インチ
で長さが3インチのプラグであった。
で長さが3インチのプラグであった。
このプラグをビレットの中央の口から軸方向に入れて封
入した。このビレットを975℃(1787’F)に加
熱し、圧延比が約7;1のダイを通して押出した。押出
したプラグをビレットから取出し熱処理した。
入した。このビレットを975℃(1787’F)に加
熱し、圧延比が約7;1のダイを通して押出した。押出
したプラグをビレットから取出し熱処理した。
押出したサンプルを、次に、表Iに示した温度で2時間
焼きなました。この焼きなましの後1000℃で2時間
時効化した。機械加工して、室温での4点曲げ試験用に
1.5X3X25.4+l1m(0,060XO,12
0X1.0インチ)の寸法の試料とした。曲げ試験は、
内側スパンが10mm(0,4インチ)で外側スパンが
20+++11(0゜8インチ)の4点曲げ試験機で実
施した。負荷クロスヘツド変位曲線を記録した。得られ
た曲線に括づいて次の特性が定義される。
焼きなました。この焼きなましの後1000℃で2時間
時効化した。機械加工して、室温での4点曲げ試験用に
1.5X3X25.4+l1m(0,060XO,12
0X1.0インチ)の寸法の試料とした。曲げ試験は、
内側スパンが10mm(0,4インチ)で外側スパンが
20+++11(0゜8インチ)の4点曲げ試験機で実
施した。負荷クロスヘツド変位曲線を記録した。得られ
た曲線に括づいて次の特性が定義される。
1、降伏強さ(耐力)は、クロスヘツド変位が1/10
00インチでの流れ応力である。このクロスヘツド変位
量は、塑性変形の最初の証拠であって弾性変形から塑性
変形への遷移と考えられる。
00インチでの流れ応力である。このクロスヘツド変位
量は、塑性変形の最初の証拠であって弾性変形から塑性
変形への遷移と考えられる。
通常の圧縮法または引張法による降伏強さおよび/また
は破壊強度の測定では、本明細書中で述べるAP+定で
実施した4点曲げ試験で得られる結果より低い結果がi
すられる傾向がある。この4点曲げ試験測定の結果が通
常の圧縮または引張法の結果より高いということはこれ
らの値を比較する際に充分留意しなければならないこと
である。しかし、本明細書中の実施例で行なう1lll
+定結果の比較はΔ1定したすべてのサンプルについて
4点曲げ試験の結果を用いたので、組成または組成物の
加工上の違いによって起こる強度特性の相違を確かめる
のに充分有効である。
は破壊強度の測定では、本明細書中で述べるAP+定で
実施した4点曲げ試験で得られる結果より低い結果がi
すられる傾向がある。この4点曲げ試験測定の結果が通
常の圧縮または引張法の結果より高いということはこれ
らの値を比較する際に充分留意しなければならないこと
である。しかし、本明細書中の実施例で行なう1lll
+定結果の比較はΔ1定したすべてのサンプルについて
4点曲げ試験の結果を用いたので、組成または組成物の
加工上の違いによって起こる強度特性の相違を確かめる
のに充分有効である。
2.破壊強度は破壊時の応力である。
36外側繊維歪みは、試料片の厚み(インチ)をhとし
、破壊時のクロスヘツド変位(インチ)をdとした場合
の9.71hdの値である。冶金学では、この計算値は
破壊時に曲げ試験片の外側の表面が受ける塑性変形の量
を表わす。
、破壊時のクロスヘツド変位(インチ)をdとした場合
の9.71hdの値である。冶金学では、この計算値は
破壊時に曲げ試験片の外側の表面が受ける塑性変形の量
を表わす。
結果を次の表1に掲げた。表Iは1300℃で焼きなま
したサンプルの性質に関するデータを示し、さらにこれ
らのサンプルのデータの一例を第2図に示した。
したサンプルの性質に関するデータを示し、さらにこれ
らのサンプルのデータの一例を第2図に示した。
表 1
本サンプルが測定をするのに充分な延性をもっていなか
ったのでΔII定値が得られなかった。
ったのでΔII定値が得られなかった。
この表のデータから、実施例2の合金12は最良の組合
せの性質を示したことが明らかである。
せの性質を示したことが明らかである。
これによって、TiA1組成物の性質がTi/Al原子
比および使用する熱処理に対して非常に感受性が高いこ
とが確認される。合金12を、以下に記載するように実
施した別の実験に基づいてさらに性質を改良するために
ベースの合金とじて選択した。
比および使用する熱処理に対して非常に感受性が高いこ
とが確認される。合金12を、以下に記載するように実
施した別の実験に基づいてさらに性質を改良するために
ベースの合金とじて選択した。
また、1250℃から1350℃の間の温度で焼きなま
しをすると、望ましい程度の降伏強さ、破壊強度および
外側繊維歪みを有する試験片が得られることも明らかで
ある。しかしながら、1400℃で焼きなましをすると
、1350℃で焼きなました試験片と比べてかなり低い
降伏強さ(約20%低い)、低い破壊強度(約30%低
い)および低い延性(約78%低い)を釘する試験片が
得られる。特性の急激な変化はミクロ組織の劇的な変化
が原因であり、このミクロ組織の変化の原因は1350
℃よりかなり高い温度で広範囲のβ変態が起こるためで
ある。
しをすると、望ましい程度の降伏強さ、破壊強度および
外側繊維歪みを有する試験片が得られることも明らかで
ある。しかしながら、1400℃で焼きなましをすると
、1350℃で焼きなました試験片と比べてかなり低い
降伏強さ(約20%低い)、低い破壊強度(約30%低
い)および低い延性(約78%低い)を釘する試験片が
得られる。特性の急激な変化はミクロ組織の劇的な変化
が原因であり、このミクロ組織の変化の原因は1350
℃よりかなり高い温度で広範囲のβ変態が起こるためで
ある。
実施例4〜13
さらに、チタンとアルミニウムを表示した原子比で含有
すると共に比較的小さい原子%で添加物を含む別の融解
物を調製した。
すると共に比較的小さい原子%で添加物を含む別の融解
物を調製した。
各サンプルは実施例1〜3に関して上に記載したように
して調製した。
して調製した。
組成、焼きなまし温度および組成物に対して行なった試
験の結果を、比較用のベース金属である合金12と比較
して表■に示した。
験の結果を、比較用のベース金属である合金12と比較
して表■に示した。
表
■
◆試験片製造のための機械加工中に破壊。
1200℃で熱処理した実施例4と5では、降伏強さは
tPj定できず、延性はほとんどゼロであることが分か
った。1300℃で焼きなました実施例5の試験片では
、延性は増大したがやはり望ましくない位に低かった。
tPj定できず、延性はほとんどゼロであることが分か
った。1300℃で焼きなました実施例5の試験片では
、延性は増大したがやはり望ましくない位に低かった。
実施例6でも、1250℃で焼きなましだ試験片では上
と同じであった。1300℃と1350℃で焼きなまし
た実施例6の試験片では延性は充分だが降伏強さが低か
った。
と同じであった。1300℃と1350℃で焼きなまし
た実施例6の試験片では延性は充分だが降伏強さが低か
った。
その他の実施例の試験片ではいずれも意味のある程度の
延性はみられなかった。
延性はみられなかった。
表■に挙げた結果から明らかなように、試験用の組成物
を製造するのに用いたパラメーターの組合せは極めて1
夏雑で相互に関連をもっている。ひとつのパラメーター
はチタンとアルミニウムの原子比である。第2図にプロ
ットしたデータから、化学口論比または非化学ご論比が
いろいろな組成で形成された組成物の試験結果に強い影
響を及ぼすことが明らかである。
を製造するのに用いたパラメーターの組合せは極めて1
夏雑で相互に関連をもっている。ひとつのパラメーター
はチタンとアルミニウムの原子比である。第2図にプロ
ットしたデータから、化学口論比または非化学ご論比が
いろいろな組成で形成された組成物の試験結果に強い影
響を及ぼすことが明らかである。
もう−組のパラメーターはベースのTiAl組成物に混
入するのに選択した添加元素である。この組の第一のパ
ラメーターは、ある種の添加元素がチタンまたはアルミ
ニウムを置換できるかどうかという二とである。ある特
定の金属はどちらの機能も果たしiす、ある添加元素が
いかなる役割を果たすかどうかを決定できる簡11iな
規則はない。
入するのに選択した添加元素である。この組の第一のパ
ラメーターは、ある種の添加元素がチタンまたはアルミ
ニウムを置換できるかどうかという二とである。ある特
定の金属はどちらの機能も果たしiす、ある添加元素が
いかなる役割を果たすかどうかを決定できる簡11iな
規則はない。
このパラメーターの意義は、添加元素Xをある原子06
で添加してみると明らかである。
で添加してみると明らかである。
もしXがチタンの置換物として働くのであれば、組成物
T j 4gA I 48X4はa効アルミニウム濃反
か48原子96で宵効チタン濃度が52原子%となる。
T j 4gA I 48X4はa効アルミニウム濃反
か48原子96で宵効チタン濃度が52原子%となる。
反対に、添加元素Xかアルミニウムを置換するのであれ
ば、得られる組成物は9効アルミニウム濃度が52%で
釘効チタン濃度が48原子%となる。
ば、得られる組成物は9効アルミニウム濃度が52%で
釘効チタン濃度が48原子%となる。
したがって、この置換物の性質は非常に小便であるがま
ったくr言できないものである。
ったくr言できないものである。
この組の別のパラメーターは添加元素の濃度である。
友■から明らかなさらに別のパラメーターは焼きなまし
lu度である。ある添加元素に対して最良の強さを示す
焼きなまし温度は異なる添加元素でさまざまであること
が分かる。これは、実施例6の結果を実施例7の結果と
比べてみると分かる。
lu度である。ある添加元素に対して最良の強さを示す
焼きなまし温度は異なる添加元素でさまざまであること
が分かる。これは、実施例6の結果を実施例7の結果と
比べてみると分かる。
さらに、添加元素の濃度と焼きなましの組合せには、も
し特性の増強効果がみられるならばその場合の最適の効
果が、それより高いかまたは低い濃度および/または焼
きなまし温度では所望の特性の改良を青るのに効果が低
くなるような組合せの添加元素4疫と焼きなまし温度で
得られるようになっている組合せが存在し得る。
し特性の増強効果がみられるならばその場合の最適の効
果が、それより高いかまたは低い濃度および/または焼
きなまし温度では所望の特性の改良を青るのに効果が低
くなるような組合せの添加元素4疫と焼きなまし温度で
得られるようになっている組合せが存在し得る。
表■の結果から明らかなように、非化学量論的なTiA
1組成物に第三元素を添加してiりることかできる結果
は極めて予期し難いものであり、はとんどの試験結果は
延性もしくは強度またはその画質に関して9!ましくな
い。
1組成物に第三元素を添加してiりることかできる結果
は極めて予期し難いものであり、はとんどの試験結果は
延性もしくは強度またはその画質に関して9!ましくな
い。
実施例14〜17
添加元素を含むアルミニウム化チタン合金のさらに別の
パラメーターは、添加元素の組合せが、同じ添加元素を
個別に添加して得られるそれぞれの利点を足し合わせて
示すとは限らないということである。
パラメーターは、添加元素の組合せが、同じ添加元素を
個別に添加して得られるそれぞれの利点を足し合わせて
示すとは限らないということである。
さらに、実施例1〜3に関して上に記載したのと同様に
して、表■に示したバナジウム、ニオブおよびタンタル
を添加元素として含有する4つのTEA1基サンプルを
調製した。これらの組成物はそれぞれ同時係属中の米国
特許出願筒138゜476号、第138,408号およ
び第138゜485号で最適の組成物とされたものであ
る。
して、表■に示したバナジウム、ニオブおよびタンタル
を添加元素として含有する4つのTEA1基サンプルを
調製した。これらの組成物はそれぞれ同時係属中の米国
特許出願筒138゜476号、第138,408号およ
び第138゜485号で最適の組成物とされたものであ
る。
4番目の組成物は、バナジウム、ニオブおよびタンタル
をひとつの合金中で組合せた、表■に合金48と表示し
である組成物である。
をひとつの合金中で組合せた、表■に合金48と表示し
である組成物である。
表■から明らかなように、バナジウム、ニオブおよびタ
ンタルを個別に添加すると、実施例14.15および1
6の別々の基準で、それぞれベースのTiA1合金にか
なりの改良をもたらすことができる。しかし、これらの
同じ添加元素をひとつの合金中に組合せても、個々の改
良を加えた形で組合せて示す組成物にはならない。この
場合はまったく逆である。
ンタルを個別に添加すると、実施例14.15および1
6の別々の基準で、それぞれベースのTiA1合金にか
なりの改良をもたらすことができる。しかし、これらの
同じ添加元素をひとつの合金中に組合せても、個々の改
良を加えた形で組合せて示す組成物にはならない。この
場合はまったく逆である。
まず、個別の合金を焼きなますのに使用した73度の1
350℃で焼きなましだ合金48では、試験片を製造す
るために機械加工している間に破壊してしまうほど脆い
材料が生成することが判明した。
350℃で焼きなましだ合金48では、試験片を製造す
るために機械加工している間に破壊してしまうほど脆い
材料が生成することが判明した。
次に、1250℃で焼きなましだ、添加元素を組合せて
含む合金で得られる結果は、それぞれの添加元素を含(
−iする個別の合金で得られる結果よりすっと劣る。
含む合金で得られる結果は、それぞれの添加元素を含(
−iする個別の合金で得られる結果よりすっと劣る。
特に、延性に関しては、バナジウムが実施例14の合金
14で延性を大幅に改良するのに極めてa効であったこ
とが明らかである。しかし、実施例17の合金48でバ
ナジウムを他の添加元素と組合せると、得られると思わ
れた延性の改良がまったく達成されない。実際、このベ
ースの合金の延性は0.1の値に低下する。
14で延性を大幅に改良するのに極めてa効であったこ
とが明らかである。しかし、実施例17の合金48でバ
ナジウムを他の添加元素と組合せると、得られると思わ
れた延性の改良がまったく達成されない。実際、このベ
ースの合金の延性は0.1の値に低下する。
さらに、ニオブを添加した合金40の耐酸化性は、ベー
スの合金の重量損失が31mg/c−であるのに合金4
0のiRW損失が4ag/cjであることから分かるよ
うに大幅に改善されている。この酸化の試験および耐酸
化性の補足試験では、試験すべきサンプルを982℃の
;3度で48時間加熱する。
スの合金の重量損失が31mg/c−であるのに合金4
0のiRW損失が4ag/cjであることから分かるよ
うに大幅に改善されている。この酸化の試験および耐酸
化性の補足試験では、試験すべきサンプルを982℃の
;3度で48時間加熱する。
サンプルを冷却した後酸化物のスケールを掻き取る。加
熱と掻き取りの前後でサンプルの重量をAMJることに
よってff1Wの差を決定することができる。
熱と掻き取りの前後でサンプルの重量をAMJることに
よってff1Wの差を決定することができる。
全重量損失(ダラム)を試験片の表面積(平方センナメ
ートル)で割ることによって重量損失(mg/ cj
)を決定する。この酸化試験は、本明細書中に述べた酸
化または耐酸化性の測定のすべてで用いたものである。
ートル)で割ることによって重量損失(mg/ cj
)を決定する。この酸化試験は、本明細書中に述べた酸
化または耐酸化性の測定のすべてで用いたものである。
タンタルを添加した合金60の場合、1325℃で焼き
なましだサンプルの重量損失は2■/cdと決定された
。これもまたベース合金の31mg/cjというmmf
il失と比べて優れている。言い換えると、個別の添加
基準では、添加元素のニオブもタンタルもベース合金の
耐酸化性を改良するのに極めて有効であった。
なましだサンプルの重量損失は2■/cdと決定された
。これもまたベース合金の31mg/cjというmmf
il失と比べて優れている。言い換えると、個別の添加
基準では、添加元素のニオブもタンタルもベース合金の
耐酸化性を改良するのに極めて有効であった。
しかしながら、これらの添加元素バナジウム、ニオブお
よびタンタルの3つをすべて組合せて含有する実施例1
7の合金48について表■に挙げた結果から明らかなよ
うに、この合金の酸化はベスの合金のほぼ二倍に増大す
る。これは上記のニオブを添加した合金40の7倍であ
り、またタンタルのみを添加した合金60のおよそ15
倍も大きい。
よびタンタルの3つをすべて組合せて含有する実施例1
7の合金48について表■に挙げた結果から明らかなよ
うに、この合金の酸化はベスの合金のほぼ二倍に増大す
る。これは上記のニオブを添加した合金40の7倍であ
り、またタンタルのみを添加した合金60のおよそ15
倍も大きい。
/
表
■
個々の添加元素を使用して得られる個別の利点と欠点は
、これらの添加を別々になんども使用するときに信頼性
良く繰返される。しかし、添加元素を組合せて使用する
場合、ベースの合金中で組合せた添加元素の効果は、こ
れらを同じベースの合金中で個別に使用した場合の添加
元素の効果とまった(異なり得る。たとえば、バナジウ
ムの添加はチタン−アルミニウム組成物の延性に対して
有益な効果をもつことはすでに発見されていて、同時係
属中の米国特許出願第138,476号に開示され議論
されている。さらに、TiAlベース合金の強度に有益
に作用することが分かつていてすてに論じた1987年
12月28日付けで出願された同時係属中の米国特許出
願第138,408号に記載されている添加元素のひと
つは添加元素のニオブである。また、上でJ”Aしたマ
ツクアラドリュ−(MaAnd raw)の論文に示さ
れているように、TiA1ベース合金にニオブを個別に
添加すると耐酸化性を改良することかできる。同様に、
タンタルを個別に添加すると耐酸化性を改良する役にN
γつことかマツクアラドリュ−(MaAndrCW)に
よって教示されている。さらに、同時係属中の米国特許
出願第138.485号には、タンタルの添加が延性を
改良することが開示されている。
、これらの添加を別々になんども使用するときに信頼性
良く繰返される。しかし、添加元素を組合せて使用する
場合、ベースの合金中で組合せた添加元素の効果は、こ
れらを同じベースの合金中で個別に使用した場合の添加
元素の効果とまった(異なり得る。たとえば、バナジウ
ムの添加はチタン−アルミニウム組成物の延性に対して
有益な効果をもつことはすでに発見されていて、同時係
属中の米国特許出願第138,476号に開示され議論
されている。さらに、TiAlベース合金の強度に有益
に作用することが分かつていてすてに論じた1987年
12月28日付けで出願された同時係属中の米国特許出
願第138,408号に記載されている添加元素のひと
つは添加元素のニオブである。また、上でJ”Aしたマ
ツクアラドリュ−(MaAnd raw)の論文に示さ
れているように、TiA1ベース合金にニオブを個別に
添加すると耐酸化性を改良することかできる。同様に、
タンタルを個別に添加すると耐酸化性を改良する役にN
γつことかマツクアラドリュ−(MaAndrCW)に
よって教示されている。さらに、同時係属中の米国特許
出願第138.485号には、タンタルの添加が延性を
改良することが開示されている。
換言すると、バナジウムが個別に用いるとチタン−アル
ミニウム化合物に対して延性を改良するという何列な寄
j)をし得ることと、タンタルを個別に使用すると延性
と耐酸化性を改良し1′4るということはすでに分かっ
ている。これとは別に、ニオブを添加するとチタン−ア
ルミニウムの強度と耐酸化性に対して有利に作用し得る
ことが判明している。しかし、この実施例17から示さ
れるように本出願人は、バナジウム、タンタルおよびニ
オブを一緒に使用して合金組成中に添加元素として組合
せると、その合金組成物はこれらの添加元素によって改
良されず、むしろニオブ、タンタルおよびバナジウムを
添加元素として食合するTiAlの特性は低下するかま
たは損われることを発見した。このことは表■から明ら
かである。
ミニウム化合物に対して延性を改良するという何列な寄
j)をし得ることと、タンタルを個別に使用すると延性
と耐酸化性を改良し1′4るということはすでに分かっ
ている。これとは別に、ニオブを添加するとチタン−ア
ルミニウムの強度と耐酸化性に対して有利に作用し得る
ことが判明している。しかし、この実施例17から示さ
れるように本出願人は、バナジウム、タンタルおよびニ
オブを一緒に使用して合金組成中に添加元素として組合
せると、その合金組成物はこれらの添加元素によって改
良されず、むしろニオブ、タンタルおよびバナジウムを
添加元素として食合するTiAlの特性は低下するかま
たは損われることを発見した。このことは表■から明ら
かである。
これから明らかなように、2種以上の添加元素がTiA
lを個別に改良するならばそれらを一緒にするとTjA
Lをさらに改良するはずだと思われるのにもかかわらず
、そのような添加効果は極めて予期し難いことであり、
実際バナジウム、ニオブおよびタンタルの組合せの場合
、これらの添加元素を組合せて用いると全体的な特性が
多少改良されるにしても現実には特性がIHわれること
か’I’ll明する。
lを個別に改良するならばそれらを一緒にするとTjA
Lをさらに改良するはずだと思われるのにもかかわらず
、そのような添加効果は極めて予期し難いことであり、
実際バナジウム、ニオブおよびタンタルの組合せの場合
、これらの添加元素を組合せて用いると全体的な特性が
多少改良されるにしても現実には特性がIHわれること
か’I’ll明する。
しかしながら、1−の表■から明らかなように、バナジ
ウム、ニオブおよびタンタルを組合せて金白゛する合金
は実施例2のベースのTiAl 12合金より耐酸化性
がずっと劣る。ここでもまた、個別に使用すれば特性を
改良する添加元素を組合せてふくませると、この添加元
素を個別に添加した場合に改良されるその特性が正味で
Jiわれることか1′11明した。
ウム、ニオブおよびタンタルを組合せて金白゛する合金
は実施例2のベースのTiAl 12合金より耐酸化性
がずっと劣る。ここでもまた、個別に使用すれば特性を
改良する添加元素を組合せてふくませると、この添加元
素を個別に添加した場合に改良されるその特性が正味で
Jiわれることか1′11明した。
実施例18〜21
実施例1〜3に関して記載したようにして、それぞれ!
〈■Vに挙げた組成をqするマンガンで改良されたアル
ミニウム化チタンを食付する別の4つのサンプルを調製
した。
〈■Vに挙げた組成をqするマンガンで改良されたアル
ミニウム化チタンを食付する別の4つのサンプルを調製
した。
表■は、[、f!■の合金と改良された合金の両者につ
いて関連すると思われるさまざまな熱処理条件下で実施
した曲げ試験の結果をまとめて示す。
いて関連すると思われるさまざまな熱処理条件下で実施
した曲げ試験の結果をまとめて示す。
表 ■
表■の結果から明らかなように、4点曲げ試験によると
、添加元素のマンガンは、得られる合金の強度と延性に
ある影響を及ぼす。合金37では、1250℃で焼きな
ますと、強度を損うことなく延性が顕著に(60%)改
善される。
、添加元素のマンガンは、得られる合金の強度と延性に
ある影響を及ぼす。合金37では、1250℃で焼きな
ますと、強度を損うことなく延性が顕著に(60%)改
善される。
はとんどの場合、表■の一迎の試験で他の合金の強度と
延性の値はベースの7152A 14s合金より低い。
延性の値はベースの7152A 14s合金より低い。
上記のサンプルは実施例1〜3に記載したようにして調
製した。また、実施例1〜21のサンプルは4点曲げ試
験で検査した。
製した。また、実施例1〜21のサンプルは4点曲げ試
験で検査した。
実施例22および23
1−記実施例1〜に記載したようにして、実施例23の
合金69と実施例22の合金78を調製した。
合金69と実施例22の合金78を調製した。
3種の合金に対して、高温加熱で加熱したサンプルの引
張特性とLfQ損失のデータを決定した。
張特性とLfQ損失のデータを決定した。
サンプルの試験は通常の方法で、通常の試験片を形成し
、これらの試験片を、前の実施例で使用した4点曲げ試
験とは異なる通常の引張試験機で試験した。得られたデ
ータを下記表Vに示す。表Vには、実施例2と19のデ
ータも合わせて示した。
、これらの試験片を、前の実施例で使用した4点曲げ試
験とは異なる通常の引張試験機で試験した。得られたデ
ータを下記表Vに示す。表Vには、実施例2と19のデ
ータも合わせて示した。
そのデータはそれぞれ表1と■に挙げであるものか、ま
たは合金12と54についてM1定した4点曲げ試験の
結果である。表Vには、通常の引張試験片を用いて通常
の引張試験に基づいて2種の合金12と54およびその
他の合金78と69の特性を示しである。さらに、表V
は、合金試料の表面の酸化によるmQ損失に関するデー
タも示しである。
たは合金12と54についてM1定した4点曲げ試験の
結果である。表Vには、通常の引張試験片を用いて通常
の引張試験に基づいて2種の合金12と54およびその
他の合金78と69の特性を示しである。さらに、表V
は、合金試料の表面の酸化によるmQ損失に関するデー
タも示しである。
本この表のデータは、上記の表1〜■に示した4点曲げ
試験ではなく通常の引張試験によるものである。
試験ではなく通常の引張試験によるものである。
実施例2で引張試験片に使用した焼きなまし温度は13
00℃であった。実施例19の合金54の3つのサンプ
ルの場合、サンプルは表Vに記載した3種の温度、すな
わち1250℃、1275℃および1300℃でそれぞ
れ別々に焼きなましだ。この焼きなまし処理をおよそ2
時間続けた後、サンプルを通常の引張試験にかけた。3
つの別個に処理した引張試験片について得られた結果も
表Vに示した。
00℃であった。実施例19の合金54の3つのサンプ
ルの場合、サンプルは表Vに記載した3種の温度、すな
わち1250℃、1275℃および1300℃でそれぞ
れ別々に焼きなましだ。この焼きなまし処理をおよそ2
時間続けた後、サンプルを通常の引張試験にかけた。3
つの別個に処理した引張試験片について得られた結果も
表Vに示した。
一般の冶金学tの慣習によると、引張試験片の伸びによ
って決定される降伏強さは工学目的に対してより一般的
に受入れられる尺度であることが分かるであろう。4点
曲げ試験で得られたデータと通常の引張試験棒の試験で
得られた結果との間の密接な関係は、1988年6月3
日に出願された同時係属中の米国特許出願第201.9
84号に記載されているようにこの種の合金で確立され
ている。
って決定される降伏強さは工学目的に対してより一般的
に受入れられる尺度であることが分かるであろう。4点
曲げ試験で得られたデータと通常の引張試験棒の試験で
得られた結果との間の密接な関係は、1988年6月3
日に出願された同時係属中の米国特許出願第201.9
84号に記載されているようにこの種の合金で確立され
ている。
ここで表Vのデータを考慮すると、実施例23の合金6
9では、強度または延性を実質的に失うことなく耐酸化
性が非常に独特で顕著に改良されることが明らかである
。
9では、強度または延性を実質的に失うことなく耐酸化
性が非常に独特で顕著に改良されることが明らかである
。
これらの試験結果を詳細に検討すると、ベースの合金1
2は有利な延性と組合せて高い降伏強さと引張強さをも
っているが、このベース合金は試験を行なった980℃
という高9Mでは酸化に対する抵抗性に劣ることが明ら
かである。このベースの合金の重量損失は980℃の温
度で48時間加熱した後に31mg/c4である。
2は有利な延性と組合せて高い降伏強さと引張強さをも
っているが、このベース合金は試験を行なった980℃
という高9Mでは酸化に対する抵抗性に劣ることが明ら
かである。このベースの合金の重量損失は980℃の温
度で48時間加熱した後に31mg/c4である。
2原子%のニオブを含有する合金78の耐酸化性を′A
−1定したところ約7 mg / cdであり、これは
4倍以上の改良にtlJ当する。
−1定したところ約7 mg / cdであり、これは
4倍以上の改良にtlJ当する。
2原子%のマンガンを含有する実施例19の合金54は
比較のために示しである。これは大きな強度と延性を示
すが、1′:S温での耐酸化性が非常に低い。酸化によ
る重量損失はベースの合金と比べてほとんど60%高い
ことが判明した。
比較のために示しである。これは大きな強度と延性を示
すが、1′:S温での耐酸化性が非常に低い。酸化によ
る重量損失はベースの合金と比べてほとんど60%高い
ことが判明した。
しかしながら、極めて顕著であると思われた発見は、マ
ンガンとニオブを添加元素として両方とも含有する合金
の引張試験と酸化試験とで得られた結果である。この合
金はベースの合金に極めて近い強度と延性の値をもって
いる。これらの値は2原子?6のマンガンを含有する合
金54の値に良く一致している。
ンガンとニオブを添加元素として両方とも含有する合金
の引張試験と酸化試験とで得られた結果である。この合
金はベースの合金に極めて近い強度と延性の値をもって
いる。これらの値は2原子?6のマンガンを含有する合
金54の値に良く一致している。
しかし、最も驚くべきことは、高温での加熱によるir
j Q tM失が低いことである。その重量屓失値は、
ベースの合金の115未満で、マンガンを含有する合金
の178未満である。
j Q tM失が低いことである。その重量屓失値は、
ベースの合金の115未満で、マンガンを含有する合金
の178未満である。
l−記載■の実施例17から分かるように、個別に用い
るとTiA1組成物のいろいろな特性を改良するかまた
はその改良に寄与するのにq効である添加元素を1つよ
り多く添加すると、その結果は、所望の全体的特性が増
大するより低下するという点で本質的にかんばしくない
。したがって、非、1Sに驚くべきことに、2種の元素
、特定的にはマンガンとニオブをTiAlの4原子%の
濃度まで添加し、作用の異なる2種の添加元素を組合せ
て使用することによって、このTiA1組成物の合金の
望ましい全体的特性が実質的にさらに増大することが見
出されたのである。実際、本明細書中で調製した祠料に
対するすべての試験で達成された最も低い川口を置火と
組合せられた最良の引張特性の組合せがマンガンとニオ
ブを組合せて使用することによって達成される。
るとTiA1組成物のいろいろな特性を改良するかまた
はその改良に寄与するのにq効である添加元素を1つよ
り多く添加すると、その結果は、所望の全体的特性が増
大するより低下するという点で本質的にかんばしくない
。したがって、非、1Sに驚くべきことに、2種の元素
、特定的にはマンガンとニオブをTiAlの4原子%の
濃度まで添加し、作用の異なる2種の添加元素を組合せ
て使用することによって、このTiA1組成物の合金の
望ましい全体的特性が実質的にさらに増大することが見
出されたのである。実際、本明細書中で調製した祠料に
対するすべての試験で達成された最も低い川口を置火と
組合せられた最良の引張特性の組合せがマンガンとニオ
ブを組合せて使用することによって達成される。
酸化試験の結果を第4図にプロットした。
この酸化試験は試験すべき物品を988℃に48時間加
熱することによって実施する。冷却後、この物品の表面
から剥がれ易い酸化物皮膜を掻き取る。掻き取った皮膜
の重量をミリグラムで測定し、その重量を物品の表面積
(平方センナメートル)で割って([方センチメートル
当たりの酸化物量(ミリグラム)を決定する。
熱することによって実施する。冷却後、この物品の表面
から剥がれ易い酸化物皮膜を掻き取る。掻き取った皮膜
の重量をミリグラムで測定し、その重量を物品の表面積
(平方センナメートル)で割って([方センチメートル
当たりの酸化物量(ミリグラム)を決定する。
表■の強度および延性試験結果を第5図と第6図にそれ
ぞれプロットした。
ぞれプロットした。
本発明の合金は、高温で高強度を示すジェットエンジン
その他のガスタービンの要素などの部品として使用する
のに適している。そのような部品はたとえば渦巻きのな
い排気部品、LPTブレードまたは羽根、コンポーネン
ト羽根またはダクトでよい。
その他のガスタービンの要素などの部品として使用する
のに適している。そのような部品はたとえば渦巻きのな
い排気部品、LPTブレードまたは羽根、コンポーネン
ト羽根またはダクトでよい。
本発明は、ガスタービンの部品などを作成するTiAl
合金に耐酸化性添加元素を配合することによって、その
ような部品の1jJ酸化性を改良する方法ら含む。この
t蛋加元素は本明細書中で教示したようにマンガンとニ
オブである。したがって、この方法は、TiAl中に本
明細書中に教示したようにマンガンとニオブを少はでは
あるが釘効量て含ませることによって、高温の大気中で
使用されるTiA11Li2i部材の酸化性を低下させ
ることである。
合金に耐酸化性添加元素を配合することによって、その
ような部品の1jJ酸化性を改良する方法ら含む。この
t蛋加元素は本明細書中で教示したようにマンガンとニ
オブである。したがって、この方法は、TiAl中に本
明細書中に教示したようにマンガンとニオブを少はでは
あるが釘効量て含ませることによって、高温の大気中で
使用されるTiA11Li2i部材の酸化性を低下させ
ることである。
また本発明の合金は、1987年2月4日に出願され本
出願と同じ譲受人に譲渡されている同時係属中の米国時
1;′[出願第010.882号(この出願の明細書は
援用して本明細書中に含まれるものとする)に実質的に
記載されているような強化1(合購造体に使用すること
もできる。
出願と同じ譲受人に譲渡されている同時係属中の米国時
1;′[出願第010.882号(この出願の明細書は
援用して本明細書中に含まれるものとする)に実質的に
記載されているような強化1(合購造体に使用すること
もできる。
第1図は、各種合金のモジュラスと温度との関係を示す
グラフである。 第2図は、さまざまな化学ゴ論のTiA1組成物の4点
曲げ試験による負荷(ポンド)とクロスヘッド変位(ミ
ル)との関係を示すグラフである。 第3図は、T 152A 148M n 2に対して第
2図の関係を示す第2図のグラフと似たグラフである。 第4図は、耐酸化性を比較して示すグラフである。 第5図は、所与のサンプルのいろいろな熱処理における
強度(ksi)を示す棒グラフである。 第6図は、熱処理の温度に対する延性を示す類似のグラ
フである。
グラフである。 第2図は、さまざまな化学ゴ論のTiA1組成物の4点
曲げ試験による負荷(ポンド)とクロスヘッド変位(ミ
ル)との関係を示すグラフである。 第3図は、T 152A 148M n 2に対して第
2図の関係を示す第2図のグラフと似たグラフである。 第4図は、耐酸化性を比較して示すグラフである。 第5図は、所与のサンプルのいろいろな熱処理における
強度(ksi)を示す棒グラフである。 第6図は、熱処理の温度に対する延性を示す類似のグラ
フである。
Claims (17)
- (1)本質的に、 Ti_5_2_−_4_2Al_4_6_−_5_0N
b_1_−_5Mn_1_−_3の概略原子比を有する
チタン、アルミニウム、ニオブおよびマンガンから成る
、ニオブとマンガンで改良されたチタン−アルミニウム
合金。 - (2)融解物から急速に凝固され圧密化されている、請
求項1記載の合金。 - (3)融解物から急速に凝固された後、圧密化され、1
300℃と1350℃の間の温度で熱処理されている、
請求項1記載の合金。 - (4)本質的に、 Ti_5_1_−_4_5Al_4_6_−_5_0N
b_2Mn_1_−_3の概略原子比を有するチタン、
アルミニウム、ニオブおよびマンガンから成る、ニオブ
とマンガンで改良されたチタン−アルミニウム合金。 - (5)融解物から急速に凝固され圧密化されている、請
求項4記載の合金。 - (6)融解物から急速に凝固された後、圧密化され、1
300℃と1350℃の間の温度で熱処理されている、
請求項4記載の合金。 - (7)本質的に、 Ti_5_1_−_4_3Al_4_6_−_5_0N
b_1_−_5Mn_2の概略原子比を有するチタン、
アルミニウム、ニオブおよびマンガンから成る、ニオブ
とマンガンで改良されたチタン−アルミニウム合金。 - (8)融解物から急速に凝固され圧密化されている、請
求項7記載の合金。 - (9)融解物から急速に凝固された後、圧密化され、1
300℃と1350℃の間の温度で熱処理されている、
請求項7記載の合金。 - (10)本質的に、 Ti_5_0_−_4_6Al_4_6_−_5_0N
b_2Mn_2の概略原子比を有するチタン、アルミニ
ウム、ニオブおよびマンガンから成る、ニオブとマンガ
ンで改良されたチタン−アルミニウム合金。 - (11)融解物から急速に凝固され圧密化されている、
請求項10記載の合金。 - (12)融解物から急速に凝固された後、圧密化され、
1300℃と1350℃の間の温度で熱処理されている
、請求項10記載の合金。 - (13)本質的に、 Ti_4_9_−_4_7Al_4_7_−_4_9N
b_2Mn_2の概略原子比を有するチタン、アルミニ
ウム、ニオブおよびマンガンから成る、ニオブとマンガ
ンで改良されたチタン−アルミニウム合金。 - (14)融解物から急速に凝固され圧密化されている、
請求項13記載の合金。 - (15)融解物から急速に凝固された後、圧密化され、
1300℃と1350℃の間の温度で熱処理されている
、請求項13記載の合金。 - (16)原子%で表わした次式 Ti_5_0_−_4_6Al_4_6_−_5_0N
b_2Mn_2に従って、Ti対Alの化学量論比を調
整し、かつ、マンガンおよびニオブをTiAlから形成
された構造部材に組み入れることからなる、前記部材の
耐酸化性の改善方法。 - (17)原子%で Ti_5_0_−_4_6Al_4_6_−_5_0N
b_2Mn_2の組成を有する合金から形成されている
構造部材。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US253,659 | 1981-04-13 | ||
US07/253,659 US4897127A (en) | 1988-10-03 | 1988-10-03 | Rapidly solidified and heat-treated manganese and niobium-modified titanium aluminum alloys |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02118043A true JPH02118043A (ja) | 1990-05-02 |
JP2543982B2 JP2543982B2 (ja) | 1996-10-16 |
Family
ID=22961185
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1139412A Expired - Fee Related JP2543982B2 (ja) | 1988-10-03 | 1989-06-02 | マンガンとニオブで改良されたチタン―アルミニウム合金 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4897127A (ja) |
EP (1) | EP0362470A1 (ja) |
JP (1) | JP2543982B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05200529A (ja) * | 1991-08-29 | 1993-08-10 | General Electric Co <Ge> | アルミニウム化チタンの方向性凝固鋳造法 |
Families Citing this family (22)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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