JPH0219438A - 高強度で耐酸化性のαチタン合金 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 度及び耐酸化性を発揮するαチタン合金に関する。

更に詳しくは、本発明はアルミニウム、タンタル又はハ
フニウムを含み、そして高温での良好な耐酸化性と結び
付いた高いクリープ及び引張強さを有するクチン基合金
に関する。

発明の背景 チタン金属が、比較的高い高温での強度及び比較的低い
密度を有することか良く知られている。

高温での強度と低密度の組合せが、チタン基合金を断続
的に又は連続的に高温環境に直面する航空発動機その他
の用途に使用する場合に魅力的なものとしている。高度
のチタン基合金に求められる使用温度は、約７００℃で
ある。７００℃で効果のあるチタン基合金は航空発動機
において広範な用途を得て、様々な構造用途においてよ
り稠密なニッケル基合金の代りとなろう。しかし、高い
高温強度の達成には限界があった。基質金属の脆化を起
さずに一定レベルを超えてチタンを強化する添加剤を見
い出すことができないためであった。

アルミニウム又はスズ等の強化添加剤が六方晶チタンに
対して適量を超えてなされた場合、金属の延性の低下及
び事実上の脆化をもたらす。そのほか、合金中に少量の
立方晶β相を生成させてチタン合金に延性を与えるため
になされる合金添加が、高温強度の低下をもたらすこと
が知られている。

従って、この技術において求められているのは、合金の
脆化を起さずに六方晶αチタン基合金に可成りの強度を
付与する合金元素を付は加える能力である。

先行技術 代表的な通用のチタン基合金は、重量パーセントでの組
成が６％アルミニウム、２％スズ、４％ジルコニウム、
２％モリブデン、約０．１％ケイ素及び残部チタンであ
るＴｉ６２４２Ｓの様な合金を包含する。そのほかの現
在流通しているチタン基合金は、Ｔ１５３３１Ｓである
。この合金は、ＩＮ！８２９としても知られている。こ
の合金の重量％での組成は、５．５％アルミニウム、３
．５％スズ、３％ジルコニウム、１％ニオブ、０．２５
％モリブデン、０．３％ケイ素及び残部チタンである。

これらの合金は、高温用途で最適な合金の大勢を占める
相が、固溶体の状態でアルミニウムを含む最密六方晶の
チタンであろうという認識から開発さ軌た。

Ｔｌ［１２４２Ｓ合金は、ニス争アール・シーグル、ジ
ー・ニス・ホール及びエイチ・ビー・ボンバーガー（Ｓ
、Ｒ，Ｓｅａｇｌｃ、Ｇ、Ｓ、Ｈａｌｌ　ａｎｄ　Ｉｌ
、Ｉ３．Ｂｏｍｂｅｒｇｅｒ　）により、ｒＴｌ−８Ａ
Ｉ！−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０，０９ＳＬの高温特
性」、メタルスーエンジニアリング・クオータリイ、１
９７５年２月、４８乃至５４頁（”Ｈｌｇｈ　Ｔｅｆｆ
１ｐｅｒａｔｕｒｅ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｒＴｉ
−［ｆ　Ａｊ！−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０，０９Ｓ
ｉ”　Ｉｎ　Ｍｅｔａｌｓ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ　
Ｑｕａｒｔｅｒｌｙ、Ｐｅｂｒｕａｒｙ　１９７５．ｐ
ｐ、４ｇ−５４）に記載されている。Ｔｉ［１２４２３
組成物は、本発明に重要な元素、具体的にはタンタルと
ハフニウムが６２４２合金に不在である点で、本発明の
範囲外である。Ｔｌ５３３１３合金が１９８０年８月２
８０に英国バーミンガム（Ｂｌｒｍｉｎｇｈａｍ）のア
イ・エム・アイ・チタニウム等リミテッド（ＩＭＩ　Ｔ
ｉｔａｎｉｕｍ　Ｌｉｍ１ｔｅｄ）が発行した「ＩＨ１
千タレタン８２９　　（”ＩＭＩ　Ｔｉｔａｎｉｕｍ　
８２９″）という題の論文に記述されている。Ｔｌ５３
３１９組成物は、本発明に重要な元素、即ちタンタルと
ハフニウムを欠くので、本発明の範囲外である。

αチタンの強化度はＴｉ３ＣＭ、　Ｓｎ）に対応する組
成物に基づく規則正しい六方晶相（α２と呼ぶ）の析出
開始によって制限される。α２の析出開始は、エフ・ニ
ー・クロスリー及びダブリユウ・エフφカル−（Ｆ、Ａ
、Ｃｒｏｓｓｌｃｙ　ａｎｄ　Ｗ、Ｐ、Ｃａｒｃｖ）に
より「６乃至１０パーセントＮ範囲におけるＴＩ−Ｍ合
金の脆化」、ジャーナル・オブ・メタルス、１９５７年
１月、４３乃至４６頁（“［Ｅｍｂｒｉｔｔｌｃｍｃｎ
ｔ　ｏｆ’　Ｔｉ−／Ｖ　Ａ１１ｏｙｓ　ｉｎ　ｔｈｅ
　６　ｔｏ　１０　Ｐｅｔ　　Ａｔ！　Ｒａｎｇｃ　　
、　Ｉｎ　ｔｈｅ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ’　Ｍｅｔａ
ｌｓ　ｏｆＪａｎｕａｒｙ　１９５７　ａｔ　ｐａｇｅ
ｓ　４３−４８　）に示されている様な脆性挙動をもた
らす。クロスリーとカル−は、８重量パーセント量のア
ルミニウム添加で脆化が存在することを示した。この脆
化の結果、アルミニウム添加により達成し得る強化の量
に限界がある。研究者らは、脆化を回避するためにアル
ミニウムと協働して作用する他の添加剤を探し求め、そ
してまた他の元素の脆化挙動への影響を定量しようと試
みた。

チタン及びチタン・アルミニウム合金に対するジルコニ
ウムとハフニウムの添加効果が、ニー・ジー・イングラ
ム（Ａ、Ｇ、　ＩＢｒａｍ）及び彼の共同研究者によっ
て研究された。ジルコニウムとハフニウムは、チタンと
連続固溶体を形成する。これらの研究者によって、ジル
コニウムとハフニウムが両方共にほぼ同程度に引張挙動
を改良することが示された。これは、ニー・ジー・イン
グラム、デイ−・エフ・ウィリアムス及びジー・アール
・オグデン（Ａ、Ｇ、ｌＩＩｌｇｒａｍ、Ｄ、Ｎ、Ｗｉ
ｌｌ＋ａａ＋ｓ　ａｎｄ　Ｇ、Ｒ，Ｏｇｄｅｌ）の「二
元チタン−ジルコニウム及びチタン−ハフニウム合金の
引張特性」、ジャーナル・オブ・ザφレス争コモン・メ
タルス、４巻、１９６２年、２１７乃至２２５頁（Ｔｅ
ｎ５ｌｌｅ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ’　Ｂｌｎａｒ
ｙ　ＴｉｔａｎｉｕｌＩ−Ｚｉｒｃｏｎｊｕｍ　ａｎｄ
　ＴｌｔａｎｉｕＩｌｌ−１！ａｆ’ｎｉｕｍ　Ａ１１
ｏｙｓ　”　、　ｉｎ　ｔｈｅ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ
’　ｔｈｅ　ＬｅｓｓＣｏｍｍｏｎ　Ｍｅｔａｌｓ、Ｖ
ｏｌｕｍｅ　４，１９０２．ａｔ　ｐａｇｅｓ　２１７
−２２５）の論文中で報告されている。これらの二元合
金の研究において、チタン・ジルコニウム二元合金への
ジルコニウムの添加が約１０原子パーセントまでであり
、そしてチタンφハフニウムニ元合金へのハフニウムの
添加が約１０原子パーセント量までであることが示され
た。これらの二元合金は１０原子パーセント量を超える
ノ１フニウム濃度で高強度を有するが、１０原子パーセ
ント量を超えるハフニウムの添加が脆性準安定相である
ω相の析出をもたらし、そしてこの析出がチタン−／＼
フニウムニ元合金の延性の低下をもたらす。本発明の実
施例において述べるように、本発明の合金中で使用する
ハフニウムの濃度は１０原子パーセントより可成り少な
い。

ジルコニウム添加及びハフニウム添加のチタン−アルミ
ニウム基合金の性質に対する影響が、ニー・ジー・イン
グラム、デイ−・エフ・ウィリアムス及びエイチ・アー
ル・オグデンにより、１チタン−アルミニウム合金の引
張及びクリープ特性に対するジルコニウム及びハフニウ
ム三元６加の影響」、トランザクションズ・オブやエイ
争ニス・エム、５５巻、１９６２年、２０２乃至２１３
頁（”Ｅｒｒｅａｔ　ｏｆ　Ｚｌｒｃｏｎｉｕｍ　ａｎ
ｄ　ｌ１ａｆｎｉｕＩＩＴｅｒｎａｒｙ　Ａｄｄｉｔｉ
ｏｎｓ　ｏｎ　ｔｈｅ　Ｔｅｎ５１１ｅ　ａｎｄ　Ｃｒ
ｅｅｐ　Ｐｒｏｐｅｒｔｌｅｓ　ｏｆ’　Ｔｉｔａｎｉ
ｕＩｌ−Ａ１ｕｍ１ｎｕａ＋　Ａｌｔｏｙｓ　’　１ｎ
　ｔｈｅ　Ｔｒａｎｓａｃｔｌｏｎｓ　ｏｆ’　ＡＳＭ
、Ｖｏｌｕｍｅ　５５．１９６２．ａｔ　ｐａｇｅｓ　
２０２−２１３）に報告されている。これらの研究にお
いて、夫々６．５重量パーセントのアルミニウム及び８
重量パーセントのアルミニウムを含むジルコニウム・ア
ルミニウム二元合金への５重量パーセントのハフニウム
又はその代りのジルコニウムの添加について報告がなさ
れた。得られた合金のクリープ及び引張特性について研
究がなされ、そして前記論文の２１０頁に述べられた結
論は次のとおりである。

ｒＴＩ−Ｍ合金へのハフニウム添加の有益な効果は、ジ
ルコニウムのそれよりも幾分少ない。」以下の本発明の
説明において、本発明者らの知見はこのＡＳＭの論文に
報告された知見と正反対である。

ケイ素の存在下でのハフニウムの有益な効果が、グーシ
ー（Ｇｏｏｓｅｙ）により米国特許第３，６６６゜４５
３号明細書に記載されている。グーシーは、ケイ素の存
在下でハフニウムがクリープ抵抗及び安定性を改良する
ことを示した。しかし、彼はケイ素を含まない合金にハ
フニウムが添加された場合、強度に改善がないことを見
い出した。米国特許第３，６６６．５４３号明細書には
、下記の記載がある。

「例えばチタン、５％アルミニウム、３％スズ及び２％
ジルコニウム、又はチタン、３％アルミニウム、６％ス
ズ及び２％ジルコニウム等のケイ素を欠く合金にハフニ
ウムを添加した場合、５％までのハフニウム含量では引
張特性の改良が殆どない。」及び 「ハフニウムの添加により、上記合金の５４０℃におけ
るクリープ強さは改善されず、公知の合金のクリープ強
さよりも劣る。」 これとは対照的に、本発明の合金はケイ素含量に左右さ
れずにハフニウムの添加に起因する顕著に改良された耐
クリープ性を示す。米国特許第３゜６６６．４５３号の
合金は４．５乃至６．５の重量パーセントのアルミニウ
ム当量を有するものに限定され、ここでアルミニウム当
量はアルミニウムの重量パーセントとスズの重量パーセ
ントの１／３の和と定義される。この重量パーセントの
アルミニウム当量は、スズの原子重量がアルミニウムの
原子重量の約２．５倍であるため、スズの置換に関して
１／３の係数を用いる。原子パーセント基準で、米国特
許第３，６６６．４５３号はアルミニウム＋スズの原子
パーセントが７．７乃至１１である合金に限定される。

本発明者らの知見では、これはケイ素含量に左右されず
に７１フニウムが示す予期しない有益な効果を発現する
のに必要な口よりも少ない。

二元合金化のためのチタンへの添加により得られる合金
の室温及び６００℃での強度に及ぼす効果が、ササツ・
ヒサオキ及びキムテ・ヒロゾーにより、「αチタン合金
の固溶強化」、チタン８０：科学及び技術、エイチ・キ
ムテ及びオー・イズミ編、ザ・メタラージカル・ソサエ
ティ・オブ・エイ・アイ・エム・イー、１９８０年、１
１４７乃至１１５４頁（“５ｏｌｉｄ−８ｏ１ｕｔｌｏ
ｎ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｏｒ　Ａｌｐｈａ　Ｔ
ｉｔａｎｉｕｍ　Ａ１１ｏｙｓ　”　Ｉｎ　Ｔｉｔａｎ
ｉｕｍ　８０：５ｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｔｅｃｈｎｏ
ｌｏｇｙ、１１．ＫＩｍｕｒａ　ａｎｄ　Ｏ，Ｉｚｕｍ
ｉ、ｅｄｉｔｏｒｓ、Ｔｈｅ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃ
ａｌ　５ｏｃｉｅｔｙ　ｏ［’　ＡＩＭＥ、１９８ｏ、
ａｔ　ｐａｇｅＳ　１１４７−１１５４）という届の論
文で報告されている。この研究において、ササツとキム
テはチタンと、ジルコニウム、ハフニウム、アルミニウ
ム、インジウム、スズ、ニオブ、タンタル、バナジウム
及び銀の夫々の元素との二元合金を評価した。この文献
の第４図には、ササツとキムテが行なった実験において
、ハフニウムとタンタルの何れによってもチタンが強化
される割合は高くないことを示す証拠が開示されている
。

工業用並びに手工業用チタン合金の概要が、マシュウ拳
ドナシー・ジュニア（Ｍａｔｔｂｅｗ　ＤｏｎａｃｂＬ
ｃ、Ｊｒ、）により、「チタン及びチタン合金資料書」
（”Ｔｉｔａｎｉｕｍ　ａｎｄ　Ｔｉｔａｎｌｕａｉ　
Ａ１１ｏｙｓ　５ｏｕｒｃｅ　Ｂｏｏｋ’）という題の
マシュウ・ジエー・ドナシー・ジュニアの［チタン及び
チタン合金概説Ｊ　（“Ｉ　Ｂ　ｒｏｄｕｅｔｉｏｎ　
ｔｏ　Ｔｉｔａｎｌｕｍ　ａｎｄ　Ｔｌｔａｎｉｕｍ　
Ａ１１ｏｙｓ”　）の項に提示されている。この本はマ
シュウ・ジエー・ドナシー・ジュニアにより編集され、
そして１９８２年にジ・アメリカン・ソサエティ・フォ
ー６メタルス（ｔｈｏ　Ａａ＋ｏｒｉｃａｎ　５ｏｃｌ
ｅｔｙ　ｆ’ｏｒ　Ｍｅｔａｌｓ　）により出版され、
引用した項は３乃至１９頁にある。この項において、ハ
フニウムを含む組成物は何ら記述されていない。タンタ
ルを含む１つの組成物がこの項の表３に掲載され、そし
てこれは明確にはＴｌＢ２１１と表示される合金である
。この合金の重量パーセントでの組成は、６％Ｍ、２％
Ｎｂ。

１．０％Ｔａ、　　０．　８％ＭＯ及び残部チタンであ
る。

本発明者らが行ない、そして以下に記述される研究から
Ｔ１０２１１合金のアルミニウムとスズの含量が、良好
な高温クリープ抵抗に必要な量より少ないというのが本
発明者らの結論である。そのほが、本発明者らの研究か
ら合金ＴＩ［１２１１のニオブ量が良好な高温特性に許
容される量よりも過剰であるというのが本発明者らの結
論である。

前記Ｔｉ６２１１合金が、そのほかニス・アール・シー
グル及びエル・ジエー・パードロ（Ｓ、Ｒ，Ｓｉｅｇｌ
ｅａｎｄ　Ｌ、Ｊ、Ｂａｒｔｌｏ　）により「チタン合
金の物理冶金及び金属組織学Ｊ　　（”Ｐｈｙｓｌｃａ
ｌ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　ａｎｄ　Ｍｅｔａｌｌｏｇ
ｒａｐｈｙ　ｏｆ’　Ｔｌｔａｎｌｕｍ　Ａ１１ｏｙｓ
’　）という題の項に記述されている。゛この項もまた
、編者としてマシュウφジエー・ドナシー・ジュニアに
よって編集され、そして１９８２年にジ・アメリカン・
ソサエティ・フォー・メタルスにより出版された「チタ
ン及びチタン合金資料書」という題の本、とりわけ２３
乃至３２頁にある。この項の２４頁には、Ｔｉ８２１１
のアルミニウム含量を低くして設計することにより、水
による応力腐食を防止することが記述されている。２４
頁に次の記載がある。

「この知見により、Ｔｌ−６／Ｖ−２Ｎｂ（Ｔａ−ＩＭ
ｏの様な合金が海洋環境中での応用のために最近開発さ
れた。」 希土類金属又はイツトリウム化合物の分散質の組み込み
が、ニス・エムφエル・サストリイ、ティー〇シー・ペ
ン、ピーージエー・メシュター及びジエーーイーφオニ
ール（Ｓ、Ｍ、Ｌ　５ａｓｔｒｙ、Ｔ、Ｃ，Ｐａｎｇ、
Ｐ、Ｊ、Ｍｃｓｃｈｔａｒ　ａｎｄ　Ｊ、Ｅ、Ｏ’　Ｎ
ｅａｌ）により、「チタン合金の急速凝固加工」、ジャ
ーナル・オブ・メタルス、１９８３年９月発行、２１乃
至２７頁（“Ｒａｐｌｄ　５ｏ１１ｄｌｆ’１ｃａｔｌ
ｏｎ　Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　ｏｆ’　Ｔｉｔａｎｊｕ
ｍ　ａｌｌｏｙｓ　　、　ｉｎ　ｔｈｅ　Ｊｏｕｒｎａ
ｌ　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ　ｐｕｄｌｔｓｈａｄ　ｉｎ　
Ｓｏｐｔｃｍｂｅｒ　１９８３　ａｔ　ｐａｇｅｓ　２
１−２７　）に記述されている。希土類及びイツトリウ
ムの添加について記述されているが、タンタル及びハフ
ニウムの利点は認知されていない。また、サストリイら
は２６頁において分散質の粗大化を防ぐために約８５０
℃以上の温度で加工することを明確に禁＋Ｉｌている。

彼らの述べていることを一部引用すると、 「・・・例えば、必要とする大きさ及び分布の分散質を
Ｔｌ−Ｒｅ１合金中に生成させるため、過剰の分散質粗
大化を避けるために約８５０℃未満で圧密化を行なう必
要がある。」 これとは対照的に、以下に記載される本発明の合金は、
全てβ変態点以上、従って約１０００℃以上で溶体化処
理される。

発明の摘要 従って、本発明の１つの目的は７００℃までの温度範囲
で有効に使用し得る合金を提供することにある。

本発明のもう１つの目的は、室温で満足し得る延性を有
する上記の様な合金を提供することにある。

本発明の更にもう１つの目的は、良好な耐環境性を有す
る上記の様な合金を提供することにある。

他の目的は、一部明らかであり、そして一部以下の記載
の中で指摘される。

その１つの広い観点において、優勢な量のマトリックス
相がチタンの最密六方晶相であり、そしてこの相が固溶
元素であるアルミニウム、スズ、ハフニウム及びタンタ
ルによって強化されているチタン基合金組成物を提供す
ることによって、本発明の目的は達成し得る。

そのもう１つの広い観点において、本発明の目的は、す
べりを分散させるか又は多くの微細な空隙を核生成させ
ることで延性を改良するためにチタン基合金中に希土類
化合物分散質を組み込み、そしてこれによっである一定
レベルの延性に対してより多量のアルミニウム及びスズ
を組み込むことを可能にすることによって達成される。

一般に、本発明合金は溶融物として直接調製しそれから
凝固すればよい場合に有用な合金である。

上記合金は、製造法に急速凝固工程が含まれる場合にい
くつかの優れた性質を持つ。

希土類含量が０．１原子％を超える場合、急速凝固工程
を含めることが好ましい。急速凝固の使用は、成分の溶
解限度を最大限とする傾向があり、また合金の偏析を最
小限とする傾向があり、そして分散質を生成させる傾向
がある。

発明の詳細 な説明者らは、六方晶結晶構造を有するマトリックス相
（α相マトリックスとしても知られている）を含むチタ
ン基合金が立方晶結晶相（βチタンマトリックスとして
も知られている）を含むチタン基合金よりも低い拡散係
数及び高い弾性率を有することを見い出した。また、本
発明者らは前記の低い拡散係数が本質的に高いクリープ
抵抗及び良好なミクロ構造安定性をもたらすことを見い
出した。更に、本発明者らは前記の高い弾性率がチタン
基合金に多数の様々な利用可能な強化機構に由来する本
質的に高い強化率を与えることを見い出した。

本発明者らは、以下に説明する量でタンタル及びハフニ
ウムを添加すれば、α相の固溶強化が起ることを見い出
した。

αチタンマトリックス中で高い溶解度を存する元素はほ
んの僅かであることが知られている。これらの元素に、
アルミニウム、スズ、ガリウム、酸素及び窒素が包まれ
る。また、本発明者らはβ相チタンの生成をもたらさず
に、限られた量の、そして典型的には約３原子パーセン
ト未満の他の元素群をαチタンマトリックスに添加し得
ることを見い出した。これらの元素は、ニオブ、タンタ
ル、バナジウム、タングステン及びモリブデンである。

本発明者は高温クリープ抵抗を得るためにチタンに対す
る添加物質として特に選ばれたのが、ジルコニウムとニ
オブであることを良く知っていた。

しか゛し、本発明者らはジルコニウム及びニオブの代り
にハフニウム及びタンタルを添加すると従来のジルコニ
ウム及びニオブ含有合金より高温クリープ抵抗を有する
合金が生成する結果となることを見い出した。本発明者
らはこれが起る理由について気付いていないが、しかし
チタン基合金が従来のジルコニウムとニオブの添加によ
るよりもハフニウムとタンタルの組の添加によって改良
されることを見い出した。

また、本発明者らは、低温でのチタン基金属の引張破壊
を誘発するために、αチタンマトリックス基質への分散
質としてイツトリウム又は希土類金属酸化物を随意に添
加してもよいことを見い出した。微細な酸化物粒子の存
在が、粒子周囲の空隙を核生成させることにより破壊を
生起すると考えられる。破壊は、粒子周囲で核生成する
空隙が結合するときに起るものと考えられる。本発明者
らは、随意の分散質を含むαチタンマトリックスについ
て得られる延性の方が、局在したすべり帯での絶え間な
いすべりによって破壊が生ずるマトリックスよりも延性
に富むことを見い出した。

本明細書中に記述した合金の開発における比較の対照と
して用いた合金は、先行技術の項で論じた２種の市場入
手可能で、そして現在流通しているＴｌＢ２４２Ｓ及び
Ｔｌ５３３１Ｓである。１つの原子種による他の原子種
の置換が等重量置換によって達成されないため、そして
中間相の成長の開始が原子の観点から見易いことから、
本明細書中ではそれらの組成を原子パーセントで記載す
る。原子パーセントでのこれら技術の現状に属する合金
の組成を、下記表１に掲載した。

表１ 通用の合金の組成、原子％ 合金　　　ＴＩ　　　Ｍ　　　Ｚｒ　　　ｉｆｆ　　Ｓ
ｎ　　　Ｎｂ　　　Ｔａ　　Ｎｏ　　　他ＴｌＢ２４２
Ｓ　　　８５．４　１０．Ｅｉ　　２．１　　　　２．
０−１．０　　０．２ＳＬＴｉ５３３１Ｓ　　　８８．
１　　９．７　１．［ｔ　　　−１，４０，５−０，１
０，５ＳＬ例Ａ及びＢ これらの合金Ｔｉ８２４２Ｓ及びＴＩ　５３３１９は、
現時点で市場入手可能な最も高度の耐熱チタン合金の代
表である。両合金は、六方晶α相を安定化する目的で存
在するものと見なされるアルミニウム及びスズ添加剤を
含む。これらの従来の合金は、さらに固溶強化のための
ジルコニウム、ひずみ時効のためのケイ素、モして固溶
強化及び存在し得る少量の立方晶β相の安定化のための
ニオブを含む。

Ｔｉ（ｉ２４２ｓ合金は約１原子パーセントのモリブデ
ンを含み、そしてこの合金は０．　５原子パーセントの
ニオブ及び０．１原子パーセントのモリブデンを含むＴ
１５３３１Ｓよりβ相を多く含む。

例１乃至１０ 表２に掲載した１０種類の実験合金組成物を調製した。

表２ 急速凝固溶融抽出により製造した 状態の実験合金の組成（原子％） ＴＩ ８５．７ ８１．７ ８０．２ ７６．８ ８３．１ ８３．１ １１．１ １３．３ １４．７ １Ｂ、９ ２０．４ １２．１ ８　８１．７　１４．５　−　　１．５　　１．１９　
８４．７　１０．３　１．６　　０．７　　１．３　　
０．５１０　８２．８　１２．７　０．７　　０．７１
．１ ０．７ １．０ ０．７ ０．２ ０．１ 他 ０．４Ｅｒ Ｏ、５Ｔｂ Ｏ，ＢＥｒ Ｏ、３１Ｅｒ Ｏ，３Ｅｒ ＪＥｒ ＪＥｒ ＪＳｉ Ｏ１５Ｙ Ｏ，［１Ｅｒ Ｏ，５ＳＩ Ｏ，２Ｐｒ ｏ、ａｓｔ これら前記合金１乃至１０を、急速凝固溶融抽出によっ
て調製した。溶融抽出後、集めた試料を熱間等圧成形法
（ＨＩＰｐｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ　）により８４０℃
、３０ｋｓｉで３時間圧密した。熱間等圧成形後、試料
を８：１比、８４０℃で押出した。押出後、試料をβ変
態点より上で２時間溶体化処理した。β溶体化処理後、
試料を６００℃と７５０℃の間で時効させた。

この表２に関して、表中に掲載した合金は該して２つの
類型に属す。例１乃至５の合金はＴｌ５３３１Ｓ合金に
類似するが、しかし酸化物分散質を生成させるために希
土類金属を添加して製造した。これらの合金は、固溶強
化を得るためにジルコニウムとニオブを含む。１乃至５
の合金は、Ｔ１５３３１Ｓに類似する従来型の一連の合
金であるが、しかしこれらの一連の合金１乃至５は和（
＃＋Ｓｎ）としても表わされるアルミニウムとスズの組
についてますます高レベルで含む。

これとは対照的に、６乃至１ｏの合金は本発明組成物を
代表する合金である。合金６乃至８はジルコニウムとニ
オブを含まず、ハフニウムとタンタルを含む。含まれた
ハフニウムとタンタルは、アルミニウム及びスズ含量に
より与えられる強化を超える固溶強化を与えるものと考
えられる。

合金９及び１０は、強化のためにタンタル及び／又はハ
フニウムを含むが、そのほかにジルコニウム及びニオブ
元素を含む従来からの合金に比較すれば少ない量で従来
からの強化元素ジルコニウムとニオブを含む。両群の合
金、即ち群１乃至５及び第２の群６乃至１０において、
合金はアルミニウムとスズの合計量の増加する順に列記
しである。合金を、前述の様に調製した。

調製した合金を、６５０℃の温度、２０ｋｓｉの応力で
のクリープ特性について試験した。各クリープ試験の試
験片は０．２ｃｍ（０，０８インチ）のゲージ径を有し
ていた。

比較の対照として、従来からの合金であるＴ１６２４２
ＳとＴｌ５３３１Ｓを例Ａ及びＢと同様に従来の方法で
調製し、そして前記の方法で試験した。クリープ試験の
結果を表３に掲載した。

表３ Ｔ１合金のクリープ抵抗（６５０℃、２０ｋｓ＋）例　
　合金 Ａ　　　ＴｌＧ２４２Ｓ Ｂ　　　ＩＭＩ８２９ 原子％（／Ｖ＋５ｎ） １２、６ １１、１ 合金　１　　　　　１２．３ 合金　２　　　　　１４．４ 合金　３　　　　　１５．８ 合金　４　　　　　１７．９ 合金　５　　　　　２１．５ 合金　６　　　　　１１．１ 合金　７　　　　　１３．４ 合金　８　　　　　１５．６ 合金　９　　　　　１１．６ 合金１０　　　　　１３．８ ０．５％クリープ までの時間 ４．７ ６．３．８．２ （２回の試験） ２２．８ ４３．９ ５１．７ ３７゜０ ６７．１ １０８．３ ５３．７ 表３に記載した試験結果を、更に第１図にプロットした
。第１図において、アルミニウムとスズの合計の原子パ
ーセントを横軸に、０．５％クリブまでの時間を縦軸に
プロットした。図の説明から明らかな様に、例１乃至５
の組成物のクリプ特性を口でプロットすると傾斜の低い
直線を形成し、例６乃至８の組成物のクリープ特性を◆
でプロットすると図の上方に傾斜の高い直線に沿って配
列している。第１図にプロットしたデータから、例６乃
至８の材料のクリープ抵抗が例１乃至５の材料にくらべ
て著しい増加を示している。第１図のプロットが実際に
アルミニウムとスズの合計百分率のクリープ抵抗に対す
るプロットであることを理解することが重要である。従
って、これかられかることは、固溶強化のために７１フ
ニウムとタンタルを用いた例６，７及び８の合金が、ニ
オブ、モリブデン及びジルコニウムの組を用いた現在流
通している合金よりもクリープ抵抗について著しく向上
していることである。すなわち、ある一定のアルミニウ
ムとスズの合計量について言えば、この量のアルミニウ
ムとスズを含む組成物のクリープ抵抗は、ニオブとジル
コニウムの組を含む合金においてよりもハフニウムとタ
ンタルの組を含む合金において大きい。このノ＼フニウ
ム及びタンタル含有合金のクリープ特性の変化は、合金
がアルミニウムとスズの強化効果に依存するため極めて
重要である。しかし従来からのニオブとジルコニウムを
含む合金の場合、高濃度のアルミニウムとスズが存在す
ると、α２相ともいわれる規則正しい六方晶相ＴＩ３　
　（＃、　Ｓｎ）の析出に起因する脆化が起るために、
合金に添加し得るアルミニウムとスズの量は制限される
。

換言すれば、ある一定の量のアルミニウムとスズの組に
ついて、この量を含む合金は、そのほかに従来からのジ
ルコニウム及びニオブ強化元素の組より寧ろ強化元素と
してハフニウムとタンタルの組を含む場合に改良された
クリープ抵抗を有することが分る。

第１図は、本発明者らの知見と米国特許節３゜６６６．
５４３号の知見とを区別する助けとなる。

第１図に関して、ケイ素含量に左右されないでハフニウ
ムとタンタルの有益な効果を見るには、アルミニウムと
スズの合計量を約１１％より多くすることが必要である
。これは、グーシーにより特定された値より実質的に高
い。

表に掲載した結果かられかるように、従来からのジルコ
ニウムとニオブの添加に追加してハフニウムとタンタル
の組を含む例１０の合金は、タンタル及び／又はハフニ
ウムの組を含む合金はど大きな強度の改善を示さない。

このような結果となる理由は、ニオブとタンタルの合計
量がαチタンの溶解限度を超えるため、弱い立方晶βチ
タン相の析出を開始させることにある。例１０の合金の
組成は、合金中に有効に含ませることのできるニオブの
量についておよその上限を設定する。

例１１．１２および１３ 表４に掲載した成分含量を有する様に、３種類のそのほ
かの合金組成物を調製した。

表４ 急速凝固不活性ガス噴霧により調製 した実験合金の原子％による組成 合金　ＴＩ　　　Ｍ　　　Ｚｒ　　　ＩＩＩ’　　　Ｓ
ｎ　　　Ｎｂ　　　Ｔａ　　　Ｎ。

１１　８４．７　１１．９　１．２　　−　　１．１　
　０．５　　−　　０．１１２　８１．９　１３．６　
−　　１．４　　１！　　　−０，８−１３８１，９１
２Ｊ　　１．７　　０．７　　１．４　　０．８　　−
　　０．１他 ０．５Ｅｒ Ｏ０４Ｙ Ｏ，Ｂ１１ ０．８Ｅｒ Ｏ，５Ｓｉ これらの合金組成物を調製し、そして不活性ガス噴霧に
よって細粉へと微粒化した。これらの細粉を、例１乃至
１０の合金に関して記載した方法により、これらの試料
の熱間等圧成形、押出及びβ熱処理に従って圧密し、押
出し、そして熱処理した。圧密及び熱処理後、例１１．
１２及び１３の合金試料について引張試験片を調製し、
モして引張試験を行なった。そのほかに、Ｔｉ６２４２
Ｓ３合金について、この合金を最良の高温強度にするた
めにβ熱処理した後に類似の試験を行なった。これらの
試験の結果を表５に掲載し、そして第２図に示した。

表５ 不活性ガス噴霧粉から調製した実験合金組成物と従来法
により加工したＴｌＧ２４２Ｓの引張強さ合金　　？？
、６　　　０　、２％降伏強さ　引張強、さ　　莢座ｙ
ＴｌＧ２４２Ｓ　　室温　　　　１６９，８　　　１７
７．０　　　０．６Ｔ　Ｇ２４２Ｓ　　室温　　　　１
６８．０　　　１７３．５　　　　１．１Ｔｉ６２４２
Ｓ　　室温　　　　１５２．８　　　１６Ｂ、３　　　
　４．７ＴＩ０２４２Ｓ　　　２００℃　　　　１２８
．７　　　　１３９．０　　　　　１．４Ｔ４（ｆ２４
２ｓ　　４００℃　　　　９１．４　　　　１０８．３
　　　　　４．８Ｔｔ６２４２Ｓ　　　４００℃　　　
　＋１４．２　　　　１３２．５　　　　　２．９Ｔ’
Ｇ２４２Ｓ　　　５００℃　　　　１０８．２　　　　
１２４．８　　　　　３．３Ｔｉ６２４２Ｓ　　　５４
０℃　　　　８９Ｊ　　　　　１０１．３　　　　１２
．９ＴｉＧ２４２Ｓ　　　６００℃　　　　７９．８　
　　　　９０．６　　　　　９．７Ｔ１Ｇ２４２９　　
６００℃　　　　７９，４　　　　　９０．２　　　　
　９．７Ｔ１Ｂ２４２８　　６００℃　　　　９１．４
　　　　　９９．８　　　　１７．０Ｔｉ６２４２Ｓ　
　　６２５℃　　　　８９．６　　　　　９８．０　　
　　１８．９Ｔｉ［１２４２Ｓ　　　［ｉ５０℃　　　
　７０．５　　　　　７８．４　　　　１１．４ＴＩＧ
２４２８　　６５０℃　　　　８９．８　　　　　７Ｂ
、５　　　　２１．２ＴｉＧ２４２Ｓ　　　６５０℃　
　　　７７．４　　　　　８７．４　　　　１５．ｌＴ
ｉ６２４２Ｓ　　　８７５℃　　　　４９．７　　　　
　５８．２　　　　２２．４ＴｉＢ２４２８　　７００
℃　　　　４２．８　　　　　５２．０　　　　３８．
１１１　　　　室温　　　　１３４．０　　　１３８．
７　　　　３．５Ｉｔ　　　　Ｂ５０℃　　　　７０４
　　　　　８２．８　　　　１４．７１２　　　　室温
　　　　１５４．ＯＬＧ２．７　　　　４．５１２　　
　５４０℃　　　　１０２．１　　　　１１３．８　　
　　　１．８１２　　　６５０℃　　　　８９Ｊ　　　
　　１０３．８　　　　１４．９１２　　　７００℃　
　　　８０．９　　　　９０．９　　　　１７．２１３
　　　　室温　　　　１５０．４　　　１５５．１　　
　　３．５１３　　　５４０℃　　　　９Ｌ、３　　　
　１１３．８　　　　１４．７１３　　　８５０℃　　
　　８０．２　　　　９５．９　　　　２０．８１３　
　　７００℃　　　　７０．８　　　　　７９Ｊ　　　
　　２８．２例１１に関して言うと、この合金はジルコ
ニウム及びニオブ強化添加剤を含む従来法で強化された
合金であると見られる。なお例１１の合金は希土類化合
物分散質を形成だめのエルビウムを含む。

表５に掲載した引張試験の結果から前述した様にニオブ
及びジルコニウムで強化された例１１の合金の値は比較
的低く、６５０℃でＴｌ　Ｂ２４２８合金とほぼ等しい
ことが明らかである。

次に例１２に関して、表から、この合金が強化元素とし
てタンタルとハフニウムの組を使用する組成物であると
見られる。また、例１２の合金は化合物分散質を形成た
めのイツトリウムを含む。

表５のデータから例１２の合金が７００℃で、この温度
でのＴｉＢ２４２Ｓの降伏強さよりも８９％高い降伏強
さを有することも分る。

次に例１３に関し、この組成物は強化元素としてのハフ
ニウムの使用及び希土類分散質を形成するためのエルビ
ウムの使用に依存する。表５にプロットしたデータから
、例１３の合金が７００℃でＴｉ６２４２Ｓの降伏強さ
よりも約６５％高い降伏強さを有することが明らかであ
る。

例１１．１２及び１３の合金について、クリープ特性の
試験を行ない、そして予期せぬ良好なりリープ特性を示
すことが分った。これに関連して、例１１．１２及び１
３並びに７１８２４２８合金及びＴ１５３３１Ｓについ
て、６５０℃の温度、２０ｋｓｉの応力値でクリープ試
験を行なった。クリープ試験の結果を表６に掲載し、そ
して第３図に棒グラフとして示した。

表６ 不活性ガス噴霧粉から調製した実験合金組成物及び従来
法により加工したＴｉ［１２４２Ｓ及びＴｌ５３３１Ｓ
のクリープ抵抗Ｔ１０２４２Ｓ Ｔ１５３３１Ｓ Ｔｉ５３３１Ｓ １．４ ３．１５ ４．７ １．０ １３．５ ３．１ ４．７ ６．３ ８．２ ５．５ ８２．７ １８．４ ８．０ １１．１ １３．２ １７．７ ２５９．５ ６４．２ １１．７ ２１．０ ２２．２ ４７．７ ７３８．８ １８１．９ 表６のデータ及びこのデータをまとめた第３図から、本
発明の合金が、従来からの先行技術に属する合金に比べ
て他の例を見ないほど顕著に改良されたクリープ抵抗を
示すことが明らかである。

例１３の合金に関して、０．５％クリープまでの時間は
、Ｔｉ５３３１８合金の約２倍、そしてＴｉＢ２４２Ｓ
合金の約４倍である。更に顕著なのは、例１２の合金の
０．５％クリープまでの時間がＴｉ５３３１８合金の１
０倍、そしてＴｉＢ２４２Ｓ合金の１７倍を超えること
である。従来からの合金のクリープ抵抗の倍増は、それ
自体者しい効果であり、そしてもちろんこれは例１３の
合金に当てはまることである。

しかるに、このクリープ抵抗が１０倍ないし１７倍に増
加することが、最も顕著な効果である。

例１４及び１５ ２種類のそのほかの組成物を調製した。これらの組成物
の調製及び試験により判明したことはαチタン基合金に
対するハフニウム及びタンタルの添加により前述のとお
りの効果を奏するに必要なものは、イツトリウム又は希
土類金属化合物が分散質として存在するこ・とではなく
、ケイ素の存在でもなく、また急速凝固でもない。

これら例１４及び１５に関する２種の組成物の合金は、
表７に掲載したものである。

表７ アーク溶融及びプレス鍛造により調製 した実験合金の原子％による組成 合金　ＴＩ　　　Ｍ　　　Ｚｒ　　　Ｈ１’　　　Ｓｎ
　　　Ｎｂ　　　Ｔａ　　　Ｎｏ　　　他１４　８４．
７　１２．２　１Ｊ　　　−１，２０，５−０，１１５
８２，７１３，［ｉ　　−１，５１，２−１，００，１
例１４の合金は、従来からのジルコニウム及びニオブの
添加により強化されたαチタン合金である。例１５の合
金は、ハフニウム及びタンタルにより強化された本発明
のαチタン合金である。

これらの合金を、同じ工程及び同じ方法により調製した
。これらを、まず従来からのボタンのアーク溶融により
溶融した。その後、このボタンをプレス鍛造した。この
鍛造の後、β溶体化処理し、その後６００℃で鍛造の時
効熱処理をした。これらの合金について、６５０℃、３
０ｋｓｉの応力で、応力破断試験を行なった。これらの
試験の結果を、表８に掲載した。

表８ Ｔｉ合金の６５０℃、３０ｋｓｉでの応力破断抵抗合金
　　　　原子％（＃＋Ｓｎ）　　　　破断までの時間１
４　　　　　１３．４　　　　　　　　８．５１５　　
　　　１４．８　　　　　　　４８゜５表８から、ハフ
ニウムとタンタルの組で強化された合金が、従来からの
ジルコニウムとニオブの組により強化された合金の５倍
を超える応力破断寿命を示すことが分る。また表７と表
８から、例１５の合金が例１４の合金よりも高いアルミ
ニウムとスズの合計含量を有することが分る。合金１５
のアルミニウムとスズの合計含量は高＜１４゜８％であ
り、合金１４のそれは１３．４％である。

第１図にプロットしたデータから、合金中の高濃度のア
ルミニウムとスズの存在が合金の改良された破断抵抗に
ある程度貢献すると結論することが合理的である。この
結論に基づいて、合金１５のアルミニウムとスズの合計
濃度が合金１４のアルミニウムとスズの合計濃度よりも
大であるから、合金１５の破断抵抗が合金１４の破断抵
抗よりも幾分高いと予想することができる。

しかし、このアルミニウムとスズの合計濃度の差は第１
図の例６乃至８の合金に関するクリープ寿命曲線の傾斜
を用いて近似する程度に校正し得る。この校正を用いて
、例１５の合金が（実際の１４．８％よりも寧ろ）１３
．４％のアルミニウムとスズの合計口を６するとした場
合、その破断寿命は（１４，８％の）高いアルミニウム
とスズの合計量を有する合金の破断寿命の約７５％とな
る。１３．４％の低いアルミニウムとスズの合計濃度は
、第１図の上側の線の校正を用いるとすれば、約３６時
間（合金１５について実際に測定された４８．５時間の
約３／４）の破断寿命に対応する。

従って、その高いアルミニウムとスズの合計濃度につい
て校正しても、例１５の合金の破断寿命はそれでも合金
１４について測定された８、５時間の破断寿命よりも４
倍も大である。

従って、これは結論的に言えば、例１５の合金の応力破
断が合金１４の寿命とは対照的に改善される主な原因が
、例１５の合金中に存在するハフニウムとタンタルの組
にあることを示している。

本発明の組成物のそのほかの特徴は、他に例を見ないほ
ど顕著な耐酸化性を示すことである。これに関連して、
例１２及び１３の合金の５４０℃、６５０℃及び７００
℃における耐酸化性を測定した。これらの試験の結果を
、第４図及び第５図に示した。これらの図において、単
位面積あたりの重量変化の二乗を、表示した温度におけ
る合金の暴露時間に対してプロットした。この研究及び
この研究から明らかとなったデータから、ある一定の温
度における重量変化の速度が下記の関係に従うことを見
い出した。

（重量変化／単位面積）２−ｋ（暴露時間）この式でｋ
は放物線速度定数と呼ばれ、そして温度の関数である。

第６図に、放物線速度定数を温度の逆数に対してプロッ
トした。比較の対照として、多数の他の組成物の速度定
数を同様に第６図にプロットした。

速度定数をプロットした組成物は、次のとおりである：
γ結晶形の５０原子％アルミニウム化合物ＴＩＮ、α２
結晶形の２５原子％アルミニウム化合物’ｒｈ　Ｍ、　
１６．５原子％アルミニウムαチタン合金。

一般に、耐酸化性が合金のアルミニウム含量の関数であ
ると予想されることが知られている。予想に反して、研
究の結果によれば例１２及び１３の合金は、６５０℃及
び７００℃でＴｈ　Ｍ組成物より良好な耐酸化性を有す
る。

表４かられかるように合金１２が１３．６原子％のアル
ミニウム濃度を有し、そして合金１３が１２．３原子％
のアルミニウム濃度を有する。その式から、Ｔ１３ＡＪ
は２５原子％のアルミニウム濃度を有する。

合金１２及び１３のアルミニウム含量におけるＴＩＮＩ
　ａのアルミニウム含量は、重量基準で夫々６重鑓％及
び８重量％である。

本発明の希土類含有組成物の耐酸化性にその様な顕著な
改善が見られることは以外なことであった。

この特異な性質及び本発明の組成物の特徴をより良く説
明するために、いくつかのアルミニウム含をチタン合金
について、アルミニウムの重量パーセント含量を基準と
して、そしてこれまでに十分に確かめられている放物線
酸化速度定数に基づいて耐酸化性の比較を行なった。結
果を表９に示表９ 様々なアルミニウム含量を有するチタン合金の７００℃
での放物線酸化速度定数 よる「アルミ化チタンの酸化」　（“０ｘｉｄａｔｉｏ
ｎ　ｏｒＴｌｔａｎｉｕ＋＊　Ａｌｕｍｉｎｌｄｅｓ”
　）という題の論文から引用した。

月２乃至５日、ケンブリッジ、エム・エイ、アール・ア
イ・ジャフェ及びエイチ・エム・パート編、２５５５乃
至２５７１頁、ブレナム拳プレス、置注（＊）これらの
データ値は、フランスのカン７（Ｃａｎｎｅｓ）で１９
８８年６月６乃至９日にソシエテ・フランセーズ、・ド
・メタラージ−（Ｓｏｃｌｃｔｅ　Ｆｒａｎｃａｌｓｅ
　、ｄｅ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｌｅ）により開催された
で提示され、発行されたエイ・アイ・カベチ、ジー・ウ
ェルシュ及びジー・イー・ワシエレウスキ−（Ａ、１．
Ｋａｈｖｅｃｌ、Ｇ、Ｗｅｌｓｃｈ　Ｇ、Ｅ、Ｗａｓｌ
ｅｌｅｗｓｋｉ）に、Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ、ＭＡ、、ｂ
ｙ　Ｒ，１，Ｊａ［’ｆ’ｅ　ａｎｄ　Ｉｌ、Ｍ、Ｂｕ
ｒｔｅ、ｅｄｓ、、ｐｐ、２５５５−２５７１．Ｐｌｅ
ｎｕｍ　Ｐｒｅｓｓ、ＮＹ、１９７３］に発表されたク
ラウス・ルーディンガーとハンス・ワイガンド（Ｋｌａ
ｕｓ　Ｒｕｄｉｎｇｅｒ　ａｎｄ　ｌ１ａｎｓ　Ｗｅｉ
ｇａｎｄ　）の「商業的チタン合金の発錆挙動について
」　（“０ｎｔｈｅ　Ｓｃａｌｉｎｇ　Ｂｅｈａｖｉｏ
ｒ　ｏｆ’　ＣｏＩｌｍｅｒｃｉａｌ　Ｔｉｔａｎｌｕ
ｍＡｌｌｏｙｓ”）という題の論文から計算した。

表９に掲載したデータから、希土類を添加した本発明の
合金が、同一のアルミニウム含量を有するが希土類元素
を含まない合金に比べて、６乃至１５倍の耐酸化性値を
有することが明らかである。

その結果が第７図にもプロットされ、そしてこのプロッ
トは酸化速度に予想外の差があることを図示している。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明に従って得られる合金の６５０℃、２
０ｋｓｌでのクリープ抵抗を示す図である。 第２図は、温度に対する降伏強さの変化を示す図である
。 第３図は、図中に示した各％塑性クリープに至るまでの
時間を基準に比較したいくつかの合金の６５０℃、２０
ｋｓｌでのクリープ抵抗を示す図である。 第４図は、本発明合金（例１２）の酸化を示す図である
。 第５図は、本発明合金（例１３）の酸化を示す図である
。 第６図は、本発明合金と従来合金について、放物線速度
ｋを温度の逆数に対してプロットした図である。 第７図は、本発明合金と従来合金について、放物線速度
ｋをＮの原子％に対してプロットした図である。

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. （１）原子パーセントで次の成分： 成分濃度 ▲数式、化学式、表等があります▼ を必須成分とする組成物としてのチタン基合金。
2. （２）急速凝固を受けている請求項１記載の組成物。
3. （３）原子パーセントで次の成分： ▲数式、化学式、表等があります▼ を必須成分とするチタン基合金。
4. （４）急速凝固を受けている請求項３記載の合金。
5. （５）原子パーセントで次の成分： ▲数式、化学式、表等があります▼ を必須成分とするチタン基合金。
6. （６）急速凝固を受けている請求項５記載の合金。
7. （７）原子パーセントで次の成分： ▲数式、化学式、表等があります▼ を含むチタン基合金。
8. （８）急速凝固を受けている請求項７記載の合金。
9. （９）原子パーセントで次の成分： ▲数式、化学式、表等があります▼ を含むチタン基合金。
10. （１０）急速凝固を受けている請求項９記載の合金。