JPH0225534A - チタンアルミニウム合金 - Google Patents
チタンアルミニウム合金Info
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- JPH0225534A JPH0225534A JP1139409A JP13940989A JPH0225534A JP H0225534 A JPH0225534 A JP H0225534A JP 1139409 A JP1139409 A JP 1139409A JP 13940989 A JP13940989 A JP 13940989A JP H0225534 A JPH0225534 A JP H0225534A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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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との合金に関する
。さらに詳しくは、それは化学量論比及びクローム及び
ニオブの添加に関して改造した、チタンとアルミニウム
とのガンマ合金に関する。
。さらに詳しくは、それは化学量論比及びクローム及び
ニオブの添加に関して改造した、チタンとアルミニウム
とのガンマ合金に関する。
金属チタンにアルミニウムをより多量に加えるにつれて
、その結果生成するチタン−アルミニウム組成物の結晶
形が変化することは知られている。
、その結果生成するチタン−アルミニウム組成物の結晶
形が変化することは知られている。
アルミニウムの含有割合が低い場合には、アルミニウム
はチタン中に固溶し、結晶形はアルファチタンの結晶形
のままである。アルミニウムの濃度が高い場合(約25
〜35原子%)、金属間化合物T+ Atが形成され
る。TI3/Vはアルファ2と呼ばれる規則六方晶形を
有する。さらにアルミニウムの濃度が高い場合(50・
〜60原子%のN)、別の金属間化合物T+Mが形成さ
れる。TlNlはガンマと呼ばれる規則正方品形を有す
る。
はチタン中に固溶し、結晶形はアルファチタンの結晶形
のままである。アルミニウムの濃度が高い場合(約25
〜35原子%)、金属間化合物T+ Atが形成され
る。TI3/Vはアルファ2と呼ばれる規則六方晶形を
有する。さらにアルミニウムの濃度が高い場合(50・
〜60原子%のN)、別の金属間化合物T+Mが形成さ
れる。TlNlはガンマと呼ばれる規則正方品形を有す
る。
ガンマ結晶形を保有しかつ約1の化学量論比を持つ、チ
タンとアルミニウムとの合金は、高いモジュラス、低い
密度、高い熱伝導性、良好な耐酸化性及び優れた耐クリ
ープ性を保有する。第1図にTiMのモジュラスと温度
との関係をその他のチタン合金及びニッケルベース超合
金と対比して示す。図から明らかなように、TlAlは
他のどのチタン合金よりも優れたモジュラスを保有する
。TlAlのモジュラスが高温において高いばかりでな
く、温度上昇にともなうモジュラスの低下率がTl14
Jは他のチタン合金より低い。さらに、他のチタン合金
は役に立たなくなるような高い温度で、TlAlはa用
なモジュラスを維持する。T+AI金属間化合物に基ず
く合金は、高温において高いモジュラスが要求されしか
も良好な耐環境性が必要な用途にとって魅力的な軽量材
料である。
タンとアルミニウムとの合金は、高いモジュラス、低い
密度、高い熱伝導性、良好な耐酸化性及び優れた耐クリ
ープ性を保有する。第1図にTiMのモジュラスと温度
との関係をその他のチタン合金及びニッケルベース超合
金と対比して示す。図から明らかなように、TlAlは
他のどのチタン合金よりも優れたモジュラスを保有する
。TlAlのモジュラスが高温において高いばかりでな
く、温度上昇にともなうモジュラスの低下率がTl14
Jは他のチタン合金より低い。さらに、他のチタン合金
は役に立たなくなるような高い温度で、TlAlはa用
なモジュラスを維持する。T+AI金属間化合物に基ず
く合金は、高温において高いモジュラスが要求されしか
も良好な耐環境性が必要な用途にとって魅力的な軽量材
料である。
そのような用途に対してTiMを実際に適用することを
制限するT1Alの特性の一つは、室温において発生す
ることが観測される脆性である。また、金属間化合物T
iNを構造部材用途に利用するには、まず該金属間化合
物の室温における強度を改善しなければならない。T+
N!金属間化合物を改良して室温における延性及び/又
は強度を向上することは、組成物についてそれらに求め
られている高温度での利用を可能にするために極めて要
望が高い。
制限するT1Alの特性の一つは、室温において発生す
ることが観測される脆性である。また、金属間化合物T
iNを構造部材用途に利用するには、まず該金属間化合
物の室温における強度を改善しなければならない。T+
N!金属間化合物を改良して室温における延性及び/又
は強度を向上することは、組成物についてそれらに求め
られている高温度での利用を可能にするために極めて要
望が高い。
軽量及び高温での利用の潜在的な利点とともに、使用さ
れるT+M組成物において最も望まれることは、室温に
おける強度と延性とを合わせ持つことである。該金属組
成物の一部の用途には最小1%台の延性でかまわないが
、より高い延性に対する要望はずっと高い。組成物が有
用であるための最小強度は約50ksi又は約350M
Paである。しかし、この水準の強度を保有する材料は
実用に洪する限界であり、用途によりさらに高い強度が
望まれる。
れるT+M組成物において最も望まれることは、室温に
おける強度と延性とを合わせ持つことである。該金属組
成物の一部の用途には最小1%台の延性でかまわないが
、より高い延性に対する要望はずっと高い。組成物が有
用であるための最小強度は約50ksi又は約350M
Paである。しかし、この水準の強度を保有する材料は
実用に洪する限界であり、用途によりさらに高い強度が
望まれる。
TiN化合物の化学量論比は結晶構造を変化することな
くある範囲で変化させることができる。アルミニウム含
を量は約50〜約60原子%の範囲で変化させることが
できる。TIM組成物の性質は、チタン及びアルミニウ
ム成分の化学量論比に1%ないしそれ以上の比較的小さ
な変化をもたらす結果として、非常に大きく変化する。
くある範囲で変化させることができる。アルミニウム含
を量は約50〜約60原子%の範囲で変化させることが
できる。TIM組成物の性質は、チタン及びアルミニウ
ム成分の化学量論比に1%ないしそれ以上の比較的小さ
な変化をもたらす結果として、非常に大きく変化する。
これらの性質は、同様に比較的少量の第3の元素を添加
することによっても同様に影響を受ける。
することによっても同様に影響を受ける。
本発明者は、ガンマ″rIN金属化合物をさらに改良す
るには、第3添加元素だけでなく第4添加元素をも組成
物が含有するように添加元素を組合わせて加えればよい
ことを見い出した。
るには、第3添加元素だけでなく第4添加元素をも組成
物が含有するように添加元素を組合わせて加えればよい
ことを見い出した。
さらに、本発明者は第4の添加元素を含有する組成物は
望ましいほどに高い延性と有用な耐酸化性とを含む性質
を独特で望ましい組合わせで保有することを発明した。
望ましいほどに高い延性と有用な耐酸化性とを含む性質
を独特で望ましい組合わせで保有することを発明した。
先行技術
T+3/V金属間化合物、TiM金属間化合物及びTI
M3金属間化合物を含むチタンアルミニウム組成物に関
して多くの文献がある。米国特許明細書箱4.294,
615号rTi/V型チタン合金」はTiM金属間化合
物を含むチタンアルミ化合物型合金についての広範な検
討を含む。該特許の第1欄の50行目以後に、TIMの
利点及び欠点をTi34と比較して以下のように論じて
いる。
M3金属間化合物を含むチタンアルミニウム組成物に関
して多くの文献がある。米国特許明細書箱4.294,
615号rTi/V型チタン合金」はTiM金属間化合
物を含むチタンアルミ化合物型合金についての広範な検
討を含む。該特許の第1欄の50行目以後に、TIMの
利点及び欠点をTi34と比較して以下のように論じて
いる。
「TINガンマ合金系はアルミニウムをより多く含存す
るのだからより軽量であるという潜在特性を保有するこ
とは明白であろう。1950年代の研究室における研究
によれば、チタンのアルミニウム化合物合金は約100
0℃までの高温度用途に対する可能性があることを示し
ていた。しかし、その後のそのような合金についての工
業的な経験から、それら合金は必要な高温強度は保有す
るが室温から中程度の温度、すなわち20°〜550℃
の温度においてほとんどあるいは全く延性を保有しない
ということであった。極度に魔性の材料は容易には組立
てることができないうえ、希れではあるが避けられない
使用中の小さな損傷に耐えることができず割れ及び続い
て破損を起こしてしまうこととなる。これらは他の基本
合金を代替するような有用な工業材料ではない。」 TrfiJとTi3Mとは基本的には規則的チタンアル
ミニウム金属間化合物ではあるが、合金系TIMは実質
的にTi3Atと(Tiの固溶体合金とも)異なること
は知られている。上記特許明細書箱4,294.615
号は第1欄の下段に次のように述べている。
るのだからより軽量であるという潜在特性を保有するこ
とは明白であろう。1950年代の研究室における研究
によれば、チタンのアルミニウム化合物合金は約100
0℃までの高温度用途に対する可能性があることを示し
ていた。しかし、その後のそのような合金についての工
業的な経験から、それら合金は必要な高温強度は保有す
るが室温から中程度の温度、すなわち20°〜550℃
の温度においてほとんどあるいは全く延性を保有しない
ということであった。極度に魔性の材料は容易には組立
てることができないうえ、希れではあるが避けられない
使用中の小さな損傷に耐えることができず割れ及び続い
て破損を起こしてしまうこととなる。これらは他の基本
合金を代替するような有用な工業材料ではない。」 TrfiJとTi3Mとは基本的には規則的チタンアル
ミニウム金属間化合物ではあるが、合金系TIMは実質
的にTi3Atと(Tiの固溶体合金とも)異なること
は知られている。上記特許明細書箱4,294.615
号は第1欄の下段に次のように述べている。
「当業者は2種の規則内相の間には実質的な相異のある
ことを認める。T+a/Vの合金化及び変態についての
挙動はチタンの場合とくらべてそれらの六方晶構造が非
常に類似しているので類似する。
ことを認める。T+a/Vの合金化及び変態についての
挙動はチタンの場合とくらべてそれらの六方晶構造が非
常に類似しているので類似する。
しかし、化合物TINは原子の正方配列を保有しており
、そのためやや異なる合金化特性を持つ。このような差
異は以前の文献ではしばしば認識されていない。」 前記特許第4.294.615号には、バナジウムと炭
素とをTtAJに添加して生成する合金について、特性
の改良がもたらされると記述しである。
、そのためやや異なる合金化特性を持つ。このような差
異は以前の文献ではしばしば認識されていない。」 前記特許第4.294.615号には、バナジウムと炭
素とをTtAJに添加して生成する合金について、特性
の改良がもたらされると記述しである。
前記特許第4.294,615号は、また−一45A#
−5,ONbの原子%組成を有する合金T2A−112
を第2表に開示しているが、しかし該組成物が何らの有
用な性質を保有するとは記述してない。
−5,ONbの原子%組成を有する合金T2A−112
を第2表に開示しているが、しかし該組成物が何らの有
用な性質を保有するとは記述してない。
チタンアルミニウム化合物及びそれら化合物の性質を扱
った幾つかの技術文献を以下に記す。
った幾つかの技術文献を以下に記す。
1、イー中ニス・バンプス、エイチφデイー参ケスラー
及びエム・ハンセン、 ′チタニウムーアルミニウム
システム1.ジャーナル オブ メタルス、1952年
り月、609〜614ページ。
及びエム・ハンセン、 ′チタニウムーアルミニウム
システム1.ジャーナル オブ メタルス、1952年
り月、609〜614ページ。
トランズアクションス エイアイエムイー、巻1(1,
E、S、Buips、H,D、Kessler、and
M、Hansan、 ”Tltanlum−AIu
tllnum System 、Journal
of Metals、June、1952.pp
、609−814.TRANSACTIONS AIM
B、Vol、194、) 2、エイ千Qアール会オグデン、ディー−ジエイ・メイ
クス、ダブリュ・エル・フィンレー、及びアール−アイ
中ジャフィー ”メカニカル プロパティーズ オブ
ハイ ピュアリティ −−N アロイズ0ジャーナル
オブ メタルス、1953年り月、267〜272ペー
ジ、トランズアクションス エイアイエムイー、巻19
7゜(2、)1.R,Ogden、D、J、Mayku
th、W、L、Plnlay、and R,1,Jaf
’ree、 ”Mechanical Propert
ies o(’旧gh Purlty 7l−NIA
lloys ” Journal of Metals
、Februar)’、1953.1)I)、267−
272. TRANSACTIONS AIMB、V
ol。
E、S、Buips、H,D、Kessler、and
M、Hansan、 ”Tltanlum−AIu
tllnum System 、Journal
of Metals、June、1952.pp
、609−814.TRANSACTIONS AIM
B、Vol、194、) 2、エイ千Qアール会オグデン、ディー−ジエイ・メイ
クス、ダブリュ・エル・フィンレー、及びアール−アイ
中ジャフィー ”メカニカル プロパティーズ オブ
ハイ ピュアリティ −−N アロイズ0ジャーナル
オブ メタルス、1953年り月、267〜272ペー
ジ、トランズアクションス エイアイエムイー、巻19
7゜(2、)1.R,Ogden、D、J、Mayku
th、W、L、Plnlay、and R,1,Jaf
’ree、 ”Mechanical Propert
ies o(’旧gh Purlty 7l−NIA
lloys ” Journal of Metals
、Februar)’、1953.1)I)、267−
272. TRANSACTIONS AIMB、V
ol。
197.)
3、ジョセフ・ビー・マクアンドリュー、及びエイチ・
デイ−・ケスラー、 “Tt −36Pet AJア
ズ ア ベース フォア ハイテンベレーチャアロイズ
2.ジャーナル オブ メタルス、1956年り0月、
1348〜1353ページ、トランズアクションス エ
イアイエムイー、巻206゜(3、Joseph B、
McAndrev、and IID、Kessler。
デイ−・ケスラー、 “Tt −36Pet AJア
ズ ア ベース フォア ハイテンベレーチャアロイズ
2.ジャーナル オブ メタルス、1956年り0月、
1348〜1353ページ、トランズアクションス エ
イアイエムイー、巻206゜(3、Joseph B、
McAndrev、and IID、Kessler。
”Ti −36Pet M as a Ba5e f
’or lllgh Te+*perature A1
1oys 、 Journal of Metals
、0ctober、1956、pp、1348−135
3.TRANSACT!ONS AIME、Vol、2
06.)上記マクアンドリューの参照文献はTiAj金
属間ガンマ合金を開発中の研究を開示している。マクア
ンドリューは第2表に33〜49kstの引張強さを保
存する合金を、「設計応力がこの水準より十分に下であ
る用途には適切である」と報告している。この記述は第
2表の直ぐ上にある。第4表の上にあるバラグラフでは
、タンタル、銀及びニオブ(コロンビウム)は1200
℃以下の温度に露出した合金に薄い保護酸化物被覆の形
成を起こすので有効な合金成分であることがわかったと
マクアンドリューは述べている。マクアンドリューの第
4図には、1200℃で96時間静止した空気中に露出
した場合における、酸化の深度に対するニオブの公称重
量%がプロットしである。第1353頁の“まとめ“の
真上に、7重量%のニオブを含有するチタン合金の試料
が比較に用いたT1−36Mよりも50%高い破断応力
特性を示すと、報告されている。
’or lllgh Te+*perature A1
1oys 、 Journal of Metals
、0ctober、1956、pp、1348−135
3.TRANSACT!ONS AIME、Vol、2
06.)上記マクアンドリューの参照文献はTiAj金
属間ガンマ合金を開発中の研究を開示している。マクア
ンドリューは第2表に33〜49kstの引張強さを保
存する合金を、「設計応力がこの水準より十分に下であ
る用途には適切である」と報告している。この記述は第
2表の直ぐ上にある。第4表の上にあるバラグラフでは
、タンタル、銀及びニオブ(コロンビウム)は1200
℃以下の温度に露出した合金に薄い保護酸化物被覆の形
成を起こすので有効な合金成分であることがわかったと
マクアンドリューは述べている。マクアンドリューの第
4図には、1200℃で96時間静止した空気中に露出
した場合における、酸化の深度に対するニオブの公称重
量%がプロットしである。第1353頁の“まとめ“の
真上に、7重量%のニオブを含有するチタン合金の試料
が比較に用いたT1−36Mよりも50%高い破断応力
特性を示すと、報告されている。
発明の要約
本発明の一つの目的は、室温における延性及び関連する
特性の改善されたチタンアルミニウム金属間化合物を形
成する方法を提供することである。
特性の改善されたチタンアルミニウム金属間化合物を形
成する方法を提供することである。
もう一つの目的は、チタンアルミニウム金属間化合物の
低中温度における性質を改善することである。
低中温度における性質を改善することである。
もう一つの目的は、改善された性質及び加工性を低中温
度において保有するチタンとアルミニウムとの合金を提
供することである。
度において保有するチタンとアルミニウムとの合金を提
供することである。
もう一つの目的は、″nA1ベース組成物の延性及び耐
酸化性を合わせて改善することである。
酸化性を合わせて改善することである。
さらなるもう一つの目的は、T+/V組成物の耐酸化性
を改善することである。
を改善することである。
さらにもう一つの目的は強度、延性及び耐酸化性を合わ
せて改善することである。
せて改善することである。
その他の目的は以下の説明において一部は自明となりま
た一部は指摘されるであろう。
た一部は指摘されるであろう。
本発明の一般的な一側面において、本発明の目的は、非
化学量論的なTHANベース合金を得ること、そしてこ
の非化学量論組成物に比較的低濃度のクロームと低濃度
のニオブとを添加することにより達成される。添加に続
いてクロームを含有する非化学量論T+/V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%台
のクローム及び1〜5TFjt子%程度のニオブの添加
を意図する。
化学量論的なTHANベース合金を得ること、そしてこ
の非化学量論組成物に比較的低濃度のクロームと低濃度
のニオブとを添加することにより達成される。添加に続
いてクロームを含有する非化学量論T+/V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%台
のクローム及び1〜5TFjt子%程度のニオブの添加
を意図する。
急速に凝固させた組成物は静水圧圧縮成形及び押出加工
のごときにより圧密して本発明の緻密な組成物とするこ
とができる。
のごときにより圧密して本発明の緻密な組成物とするこ
とができる。
本発明の合金はインゴット状に製造することができると
ともにインゴット冶金により処理することができる。
ともにインゴット冶金により処理することができる。
発明の詳しい内容
実施例1〜3
TtAIの化学量論比に近い様々な化学量論比にチタン
とアルミニウムとを含有する三種の別々の溶融物を作成
した。組成、焼なまし温度及び該組成物で実施した試験
の結果は第1表に示す。
とアルミニウムとを含有する三種の別々の溶融物を作成
した。組成、焼なまし温度及び該組成物で実施した試験
の結果は第1表に示す。
各実施例について電気アーク溶解により合金をまずイン
ゴットとした。アルゴンの分圧中で溶融スピニング(I
Ielt spinning )することにより該イン
ゴットをリボン状とした。該両溶融工程において望まし
くない溶融物−容器反応を防ぐために溶融体用の容器と
して水冷銅炉床を用いた。チタンは酸素との親和力が強
いので、高温の金属を酸素に曝さないようにも注意した
。
ゴットとした。アルゴンの分圧中で溶融スピニング(I
Ielt spinning )することにより該イン
ゴットをリボン状とした。該両溶融工程において望まし
くない溶融物−容器反応を防ぐために溶融体用の容器と
して水冷銅炉床を用いた。チタンは酸素との親和力が強
いので、高温の金属を酸素に曝さないようにも注意した
。
急速凝固させたリボンは真空に引いた鋼製缶に詰め込み
密封した。次に、該缶を950℃(1740″F)で3
時間30ksiの圧力で熱間静水圧処理(HIP)した
、熱間静水圧処理した漸は削り取って圧密されたリボン
でできたプラグ状物とした。熱間静水圧処理した試料は
直径が約1インチ長さが約3インチのプラグ状物であっ
た。
密封した。次に、該缶を950℃(1740″F)で3
時間30ksiの圧力で熱間静水圧処理(HIP)した
、熱間静水圧処理した漸は削り取って圧密されたリボン
でできたプラグ状物とした。熱間静水圧処理した試料は
直径が約1インチ長さが約3インチのプラグ状物であっ
た。
該プラグ状物をビレットの中央開口部に軸方向に沿って
入れてその中に密封した。該ビレットを975℃(17
87″F)に加熱し、断面減少率が約7:1になるよう
にダイによって押出加工した。
入れてその中に密封した。該ビレットを975℃(17
87″F)に加熱し、断面減少率が約7:1になるよう
にダイによって押出加工した。
押出加工したプラグをビレットから取り出して熱処理し
た。
た。
押出加工した試料は第1表に示す温度で2時間焼なまし
を施した。焼なましに続いて1000℃で2時間の時効
を行った。1.5X3X25.4am(0,060XO
,120X1.0インチ)の寸法の室温4点曲げ試験用
試験片を削り出した。
を施した。焼なましに続いて1000℃で2時間の時効
を行った。1.5X3X25.4am(0,060XO
,120X1.0インチ)の寸法の室温4点曲げ試験用
試験片を削り出した。
内側スパン10mm(0,4インチ)外側スパン201
1111(0,8インチ)の4点曲げ試験治具により曲
げ試験を実施した。荷重負荷支点(1oad−cros
shead)の変位を示す曲線を記録した。得られた曲
線に基ずき以下の性質が明らかにされた。
1111(0,8インチ)の4点曲げ試験治具により曲
げ試験を実施した。荷重負荷支点(1oad−cros
shead)の変位を示す曲線を記録した。得られた曲
線に基ずき以下の性質が明らかにされた。
1、降伏強さは1/1000インチの荷重負荷支点の変
位に相当する流れ応力である。この量の荷重負荷支点の
変位は塑性変形が起こり始め弾性変形から塑性変形に移
行したことを示すものとみなされる。一般の圧縮又は引
張試験による降伏強さ及び/又は破断強さの測定結果は
、ここで報告する測定値を得るために実施した4点曲げ
の結果より低い値となる傾向がある。4点曲げ測定によ
る結果が、一般の圧縮又は引張試験で得られる値と比較
して高いレベルにあることは記憶しておかなければなら
ない。しかし、ここでの実施例の測定結果の比較は測定
したすべての試料について4点曲げ試験同志の間で行っ
ており、組成あるいは組成物の処理の差に起因する強度
特性の差異を確立するに際してそれらの比較は全く有効
である。
位に相当する流れ応力である。この量の荷重負荷支点の
変位は塑性変形が起こり始め弾性変形から塑性変形に移
行したことを示すものとみなされる。一般の圧縮又は引
張試験による降伏強さ及び/又は破断強さの測定結果は
、ここで報告する測定値を得るために実施した4点曲げ
の結果より低い値となる傾向がある。4点曲げ測定によ
る結果が、一般の圧縮又は引張試験で得られる値と比較
して高いレベルにあることは記憶しておかなければなら
ない。しかし、ここでの実施例の測定結果の比較は測定
したすべての試料について4点曲げ試験同志の間で行っ
ており、組成あるいは組成物の処理の差に起因する強度
特性の差異を確立するに際してそれらの比較は全く有効
である。
2、破断強さは破断を起こした応力である。
3、外側繊維ひずみは、試験片厚さをhインチ、破断時
の荷重負荷支点変位をdインチとして9゜71hdの量
である。金属学的には、計算値は曲げ試験片の外側表面
における破断時の塑性変形量を表わしている。
の荷重負荷支点変位をdインチとして9゜71hdの量
である。金属学的には、計算値は曲げ試験片の外側表面
における破断時の塑性変形量を表わしている。
結果は次の第1表に示した。1000℃で焼なました試
料の性質に関してのデータを第1表に示す。これらの試
料について個々にその他のデータを第2図に示す。
料の性質に関してのデータを第1表に示す。これらの試
料について個々にその他のデータを第2図に示す。
第1表
ガンマ
組成
焼なまし 降伏強さ 破断強さ 外側繊維12 ”
52fiJ4g 85 ”50”50 t+U+定に耐えられるだけの延性が試料になかったの
で、潴淀値は得られなかった。
52fiJ4g 85 ”50”50 t+U+定に耐えられるだけの延性が試料になかったの
で、潴淀値は得られなかった。
実施例2の合金12が特性の最善の組合わせを示してい
ることがこの表のデータから明らかである。T A1組
成物の特性はTi / AJの原子比及び適用する熱処
理に非常に鋭敏であることがこれにより確認できる。下
記のように実施した実験に基ずくさらなる特性改善のた
めの基本合金として合金12を用いた。
ることがこの表のデータから明らかである。T A1組
成物の特性はTi / AJの原子比及び適用する熱処
理に非常に鋭敏であることがこれにより確認できる。下
記のように実施した実験に基ずくさらなる特性改善のた
めの基本合金として合金12を用いた。
1250℃〜1350℃の間の温度における焼なましに
より試験片は降伏強さ、破断強さ及び外側繊維ひずみが
望ましいレベルとなることも明らかである。しかし、1
400℃で焼なました場合には1350℃で焼なました
場合よりも、試験片はかなり低い降伏強さ(約20%低
い)、低い破断強さ(約30%低い)及び低い延性(約
78%低い)を保有する結果となる。特性の急激な低化
は1350℃をかなりに越える温度での多量のベータ変
態のための顕微鏡組織の著しい変化による。
より試験片は降伏強さ、破断強さ及び外側繊維ひずみが
望ましいレベルとなることも明らかである。しかし、1
400℃で焼なました場合には1350℃で焼なました
場合よりも、試験片はかなり低い降伏強さ(約20%低
い)、低い破断強さ(約30%低い)及び低い延性(約
78%低い)を保有する結果となる。特性の急激な低化
は1350℃をかなりに越える温度での多量のベータ変
態のための顕微鏡組織の著しい変化による。
実施例4〜13
所定の原子比にチタンとアルミニウムとを含有するとと
もに比較的小さい原子%で添加物を含有するさらに10
種の別々の溶融物を作成した。
もに比較的小さい原子%で添加物を含有するさらに10
種の別々の溶融物を作成した。
試料はそれぞれ上記実施例1〜3に記載の方法で作成し
た。
た。
組成、焼なまし温度及び組成物について実施した試験の
結果は、比較のための基本合金である合金12と対比し
て第2表に記述する。
結果は、比較のための基本合金である合金12と対比し
て第2表に記述する。
ガンマ
組成
第2表
外側繊維
焼な才し 降伏強さ 破断強さ ひずみ0.9
0.9
G
0.5
0.1
13 20 ”49.5M49.5E’t ”
”1第1表に記載の8の注記を参照のこと。
”1第1表に記載の8の注記を参照のこと。
中試験片を作成するための機械加工中に材料は破損した
。
。
1200℃で熱処理した実施例4及び5は、延性が本質
的に0であると認められたため降伏強さは測定できなか
った。1300℃で焼なましを実施した実施例5の試験
片は延性が増加したが、しかし依然として不当に低かっ
た。
的に0であると認められたため降伏強さは測定できなか
った。1300℃で焼なましを実施した実施例5の試験
片は延性が増加したが、しかし依然として不当に低かっ
た。
1250℃で焼なましをした実施例6は上記と同じであ
った。1300℃及び1350℃で焼なましを実施した
実施例6の試験片は延性はかなり高いが降伏強さは低か
った。
った。1300℃及び1350℃で焼なましを実施した
実施例6の試験片は延性はかなり高いが降伏強さは低か
った。
その他の実施例のいずれの試験片も意味のある水準の延
性を保有するとは認められなかった。
性を保有するとは認められなかった。
試験のための組成物の調製において用いたパラメータの
セットは極めて複雑で相互に関連していることは第2表
に示した結果から明らかである。
セットは極めて複雑で相互に関連していることは第2表
に示した結果から明らかである。
1つのパラメータはチタンのアルミニウムに対する原子
比である。化学量論比又は非化学量論比は、種々の組成
物について形成される試験特性に強い影響があることは
第2図にプロットしたデータから明らかである。
比である。化学量論比又は非化学量論比は、種々の組成
物について形成される試験特性に強い影響があることは
第2図にプロットしたデータから明らかである。
もう一つのパラメータのセットはT+A7基本組成に添
加するべく選択する添加物である。このセットの第1の
パラメータは個々の添加物がチタンとアルミニウムとの
うちのいずれに対して置換原子として作用するかに関係
する。ある金属はいずれの置換原子としても作用するこ
とができ、添加物がいずれの作用をするかを判断するこ
とのできる簡単な規則はない。このパラメータの重要性
は添加物Xをある原子%で添加することを考慮する場合
に明らかである。
加するべく選択する添加物である。このセットの第1の
パラメータは個々の添加物がチタンとアルミニウムとの
うちのいずれに対して置換原子として作用するかに関係
する。ある金属はいずれの置換原子としても作用するこ
とができ、添加物がいずれの作用をするかを判断するこ
とのできる簡単な規則はない。このパラメータの重要性
は添加物Xをある原子%で添加することを考慮する場合
に明らかである。
Xがチタン置換原子として作用するならば、組成物Ti
4B”4gX4において、アルミニウムの有効濃度は4
8原子%であり、チタンの有効濃度は52原子%であろ
う。
4B”4gX4において、アルミニウムの有効濃度は4
8原子%であり、チタンの有効濃度は52原子%であろ
う。
反対にXがアルミニウムの置換原子として作用するなら
ば、生成する組成物は有効アルミニウム濃度が52原子
%となり、有効チタン濃度が48原子%となるだろう。
ば、生成する組成物は有効アルミニウム濃度が52原子
%となり、有効チタン濃度が48原子%となるだろう。
従つて、行われる置換の性質は非常に重要であるが、し
かし予測が極めて困難である。
かし予測が極めて困難である。
このセットのもう一つのパラメータは添加物の濃度であ
る。
る。
第2表から明らかなさらにもう一つのパラメータは焼な
まし温度である。一つの添加物について最潜の強度特性
をもたらす焼なまし温度は添加物によって異なることが
認められる。実施例6に述べた結果と実施例7に述べた
結果とを比較することによりこれは認めることができる
。
まし温度である。一つの添加物について最潜の強度特性
をもたらす焼なまし温度は添加物によって異なることが
認められる。実施例6に述べた結果と実施例7に述べた
結果とを比較することによりこれは認めることができる
。
さらに、添加物に関して濃度と焼なましとの複合効果が
あることがあり、特性に何らかの改善がみられるとすれ
ば最高の効果は添加物濃度と焼なまし温度とのある組合
わせにおいて生起されるものであるから希望する特性改
良を行うには濃度及び/又は焼なまし温度はそれより高
くてもまた低くても効果的でなくなる。
あることがあり、特性に何らかの改善がみられるとすれ
ば最高の効果は添加物濃度と焼なまし温度とのある組合
わせにおいて生起されるものであるから希望する特性改
良を行うには濃度及び/又は焼なまし温度はそれより高
くてもまた低くても効果的でなくなる。
非化学ご論TiMmm物に第3成分を添加して得られる
結果は予測が極めて困難であること、そして延性又は強
度又はその両者に関する試験の大多数の結果は成功とは
言えないことは、第2表の内容から明らかである。
結果は予測が極めて困難であること、そして延性又は強
度又はその両者に関する試験の大多数の結果は成功とは
言えないことは、第2表の内容から明らかである。
実施例14〜17
添加物をも含有するチタンのアルミニウム化合物合金の
さらなるパラメータは、組合わせて用いた添加物がそれ
らの添加物を別々に添加して得られるそれぞれの効果の
寄せ集めの効果を必ずしも示さないことである。
さらなるパラメータは、組合わせて用いた添加物がそれ
らの添加物を別々に添加して得られるそれぞれの効果の
寄せ集めの効果を必ずしも示さないことである。
第3表に示すように、バナジウム、ニオブ及びタンタル
をそれぞれに添加した4種のT+AJ基本試料を上記実
施例1〜3に述べた方法で調製した。
をそれぞれに添加した4種のT+AJ基本試料を上記実
施例1〜3に述べた方法で調製した。
これらの組成は同時係続米国特許出願明細書箱138.
476号、第138,408号及び第138.485号
それぞれに報告されている最善の組成である。
476号、第138,408号及び第138.485号
それぞれに報告されている最善の組成である。
第4の組成は、バナジウム、ニオブ及びタンタルを組合
わせて添加し第3表において合金48と呼称している単
一の合金とした組成である。
わせて添加し第3表において合金48と呼称している単
一の合金とした組成である。
バナジウム、ニオブ及びタンタルそれぞれ単独に添加す
ることにより、実施例14.15及び16に示されるよ
うにそれぞれ個別に実質的に″rt/V基本合金を改良
することができることは第3表から明らかである。しか
し、これらの同じ添加物を一つの合金の中に組合わせて
添加した場合には、個りの添加物の改良効果を加算した
結果とはならない。事実は全く逆である。
ることにより、実施例14.15及び16に示されるよ
うにそれぞれ個別に実質的に″rt/V基本合金を改良
することができることは第3表から明らかである。しか
し、これらの同じ添加物を一つの合金の中に組合わせて
添加した場合には、個りの添加物の改良効果を加算した
結果とはならない。事実は全く逆である。
まず第一に、個別に添加した合金に用いた焼なまし温度
である1350℃で焼なましを施した合金48は脆性材
料に変化してしまい、試験片を作成するための機械加工
中に破損してしまった。
である1350℃で焼なましを施した合金48は脆性材
料に変化してしまい、試験片を作成するための機械加工
中に破損してしまった。
第二に、組合わせ添加物を入れた合金は1250℃で焼
なましを実施した場合に、個々の添加物の別々の合金で
得られるよりも劣る結果を示した。
なましを実施した場合に、個々の添加物の別々の合金で
得られるよりも劣る結果を示した。
特に延性については、バナジウムは実施例14の合金1
4において実質的に延性を改善することに非常に成功し
ていることが明らかである。しかし、実施例17の合金
48においてバナジウムをその他の添加物と組合わせた
場合、バナジウム単独なら達成できる延性の改良が全く
達成されなくなる。事実基本合金の延性は0.1まで低
下してしまう。
4において実質的に延性を改善することに非常に成功し
ていることが明らかである。しかし、実施例17の合金
48においてバナジウムをその他の添加物と組合わせた
場合、バナジウム単独なら達成できる延性の改良が全く
達成されなくなる。事実基本合金の延性は0.1まで低
下してしまう。
さらに、耐酸化性に関しては、ニオブを添加した合金4
0のm R減少は4aglcdであり、基本合金の重量
減少31mg/cdと比較し非常に大幅に改良されてい
る。酸化試験、すなわち耐酸化性の補助的試験は試験用
試料を982℃で48時間加熱することからなる。試料
を冷却してから試料をこすってすべての酸化物膜を取り
除く。加熱及びこすり落としの前後に試料の重さを測定
することにより重量変化を測定した。ダラムで表わした
全重量減少量を平方センナメートルで表わした試料の全
表面積で除して重量減少をg / e−単位で計算する
。この酸化試験は本出願に述べる酸化又は耐酸化性のす
べての測定に用いた試験である。
0のm R減少は4aglcdであり、基本合金の重量
減少31mg/cdと比較し非常に大幅に改良されてい
る。酸化試験、すなわち耐酸化性の補助的試験は試験用
試料を982℃で48時間加熱することからなる。試料
を冷却してから試料をこすってすべての酸化物膜を取り
除く。加熱及びこすり落としの前後に試料の重さを測定
することにより重量変化を測定した。ダラムで表わした
全重量減少量を平方センナメートルで表わした試料の全
表面積で除して重量減少をg / e−単位で計算する
。この酸化試験は本出願に述べる酸化又は耐酸化性のす
べての測定に用いた試験である。
タンタルを添加した合金60に関しては、1325℃で
焼なましを実施した試料の重量減少は211g / c
jであり、基本合金の重量減少3]、mg/c−と再び
比較する。すなわち、ニオブ及びタンタルはそれぞれ単
独に添加するかぎり基本合金の耐酸化性の改良に非常に
効果がある。
焼なましを実施した試料の重量減少は211g / c
jであり、基本合金の重量減少3]、mg/c−と再び
比較する。すなわち、ニオブ及びタンタルはそれぞれ単
独に添加するかぎり基本合金の耐酸化性の改良に非常に
効果がある。
しかし、第3表の実施例17の結果から明らかであるよ
うに、バナジウム、ニオブ及びタンタルの3成分すべて
を組合わせて含有する合金48では酸化は基本合金の約
2倍に増加する。これはニオブを単独で含有させた上記
合金40より7倍大きく、またタンタルを単独で含有さ
せた合金60より約15倍大きい。
うに、バナジウム、ニオブ及びタンタルの3成分すべて
を組合わせて含有する合金48では酸化は基本合金の約
2倍に増加する。これはニオブを単独で含有させた上記
合金40より7倍大きく、またタンタルを単独で含有さ
せた合金60より約15倍大きい。
個別に添加物を用いることにより得られるそれぞれの長
所及び短所はそれらの添加物を個別に何度繰返して用い
ても確実に再現する。しかし、添加物を組合わせて用い
ると基本合金中での組合せた個々の添加物の効果は同一
ベース合金中であってもそれらの添加物を単独に加えた
場合の効果とは全く違ったものになり得る。かくして、
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
対して効果があることを発明した。これは米国特許出願
節138,47G号に開示し検討した。さらに、TiA
j基本合金の強度に対して効果があることがわかった添
加物の一つでありかつ1987年12月28日出願の米
国特許出願節138,408号明細書に説明のある添加
物の一つはニオブである。さらに、TiM基本合金に単
独にニオブを添加することにより耐酸化性が向上するこ
とは前記のマクアンドリューの文献にも示されている。
所及び短所はそれらの添加物を個別に何度繰返して用い
ても確実に再現する。しかし、添加物を組合わせて用い
ると基本合金中での組合せた個々の添加物の効果は同一
ベース合金中であってもそれらの添加物を単独に加えた
場合の効果とは全く違ったものになり得る。かくして、
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
対して効果があることを発明した。これは米国特許出願
節138,47G号に開示し検討した。さらに、TiA
j基本合金の強度に対して効果があることがわかった添
加物の一つでありかつ1987年12月28日出願の米
国特許出願節138,408号明細書に説明のある添加
物の一つはニオブである。さらに、TiM基本合金に単
独にニオブを添加することにより耐酸化性が向上するこ
とは前記のマクアンドリューの文献にも示されている。
同様に、タンタルの単独添加も耐酸化性の向上を支援す
るとマクアンドリューは指摘している。さらに、米国特
許出願節138,485号明細書においてタンタルの添
加によって延性が向上することが開示されている。
るとマクアンドリューは指摘している。さらに、米国特
許出願節138,485号明細書においてタンタルの添
加によって延性が向上することが開示されている。
換言すれば、バナジウムは単独でチタンアルミニウム化
合物の延性の改良に効果的に貢献し得ること、及びタン
タルは単独、で延性と耐酸化性とに貢献し得ることは判
明している。ニオブの添加はチタンアルミニウム合金の
強度及び耐酸化性特性に効果的に貢献し得ることは個別
に判明している。
合物の延性の改良に効果的に貢献し得ること、及びタン
タルは単独、で延性と耐酸化性とに貢献し得ることは判
明している。ニオブの添加はチタンアルミニウム合金の
強度及び耐酸化性特性に効果的に貢献し得ることは個別
に判明している。
しかし、実施例17に示されるように、バナジウム、タ
ンタル及びニオブを同時に用いて添加物として一つの合
金組成物に入れた場合、該合金組成物は該添加物により
改良されず、むしろニオブ、タンタル又はバナジウムを
含有するT+ Mlの特性より実質的に減少又は損失が
ある。これは第3表から明らかである。
ンタル及びニオブを同時に用いて添加物として一つの合
金組成物に入れた場合、該合金組成物は該添加物により
改良されず、むしろニオブ、タンタル又はバナジウムを
含有するT+ Mlの特性より実質的に減少又は損失が
ある。これは第3表から明らかである。
2以上の添加物成分が単独にTi/Vを改良するならば
それらを同時に用いるとTiMをさらに改良するだろう
とみなされるかも知れないが、しかしそのような添加は
予測が極めて困難であり、事実、バナジウム、ニオブ及
びタンタルを組合わせて添加した場合には、特性の全体
としての利得があるよりはむしろ特性の損失に終わるこ
とは明白である。
それらを同時に用いるとTiMをさらに改良するだろう
とみなされるかも知れないが、しかしそのような添加は
予測が極めて困難であり、事実、バナジウム、ニオブ及
びタンタルを組合わせて添加した場合には、特性の全体
としての利得があるよりはむしろ特性の損失に終わるこ
とは明白である。
しかし、バナジウム、ニオブ及びタンタルを組合わせて
含有する合金は実施例2のT+Aj12基本合金よりは
るかに劣る耐酸化性を保有することは第3表から明らか
である。ここでまた、個々に単独では特性を改良する添
加物を組合わせて添加することにより、個々に単独に添
加物を添加するのであれば改良される特性そのものが損
失する結果となることがわかった。
含有する合金は実施例2のT+Aj12基本合金よりは
るかに劣る耐酸化性を保有することは第3表から明らか
である。ここでまた、個々に単独では特性を改良する添
加物を組合わせて添加することにより、個々に単独に添
加物を添加するのであれば改良される特性そのものが損
失する結果となることがわかった。
実施例18〜23
第4表に示すような組成をそれぞれに保有するクローム
により改造したチタンのアルミニウム化合物を含有する
6種の試料を前記実施例1〜3に記載の方法により調製
した。
により改造したチタンのアルミニウム化合物を含有する
6種の試料を前記実施例1〜3に記載の方法により調製
した。
適切と考えられる様々な熱処理条件で処理した標準及び
改造合金のすべてについての曲げ試験結果を第4表にま
とめた。
改造合金のすべてについての曲げ試験結果を第4表にま
とめた。
Cr改改良丁合合金4点曲げ特性
ガンマ
組成
第4表
外側繊維
焼なまし 降伏強さ 破断強さ ひずみ35G
8g
0.9
0.2
0.2
0.7
0.2
0.3
合金化添加物又はドーピング添加物基本合金に付与する
性質に及ぼす効果を決める際に要因の組合わせが重要で
あることを第4表に記載の結果は示している。たとえば
、2原子%のクロームの添加によって合金80は特性の
良好なセットを示す。
性質に及ぼす効果を決める際に要因の組合わせが重要で
あることを第4表に記載の結果は示している。たとえば
、2原子%のクロームの添加によって合金80は特性の
良好なセットを示す。
さらにクロームの添加量を増加することによりさらに改
良できると期待するかも知れない。しかし、3種類の異
なる11M原子比を有する合金に4原子%のクロームを
添加すると、低濃度において効果的であるとわかった添
加物の濃度を増せばさらに効果があるだろうという単純
な推理の成り立たないが示される。事実、クロームのへ
加においては推理とは逆に、少量で良好な効果があるも
のが量を増すと悪い結果となることが示される。
良できると期待するかも知れない。しかし、3種類の異
なる11M原子比を有する合金に4原子%のクロームを
添加すると、低濃度において効果的であるとわかった添
加物の濃度を増せばさらに効果があるだろうという単純
な推理の成り立たないが示される。事実、クロームのへ
加においては推理とは逆に、少量で良好な効果があるも
のが量を増すと悪い結果となることが示される。
第4表において明らかなように、よりクローム含有】の
多い(4原子%)合金49.79及び88のすべては基
本合金に比較し強度が劣っているとともに外側繊維ひず
み(延性)も劣っている。
多い(4原子%)合金49.79及び88のすべては基
本合金に比較し強度が劣っているとともに外側繊維ひず
み(延性)も劣っている。
対11α的に、実施例18の合金は2原子%の添加物を
含有しており、強度は幾分低いが延性は大幅に改良され
ている。また、合金38の外側繊維ひずみ測定値は熱処
理条件によって著しく変化することが観測される。外側
繊維ひずみの著しい増加が1250℃の焼なましにより
達成された。より高温で焼なましを行った場合にはひず
みの減少が観測された。2原子%の添加物を含有した合
金80について同様な改良が観測されたが、この場合1
300℃の焼なましにより最高の延性が得られた。
含有しており、強度は幾分低いが延性は大幅に改良され
ている。また、合金38の外側繊維ひずみ測定値は熱処
理条件によって著しく変化することが観測される。外側
繊維ひずみの著しい増加が1250℃の焼なましにより
達成された。より高温で焼なましを行った場合にはひず
みの減少が観測された。2原子%の添加物を含有した合
金80について同様な改良が観測されたが、この場合1
300℃の焼なましにより最高の延性が得られた。
実施例20では、合金87には2原子%の水準のクロー
ムを用いるとともにアルミニウムの濃度は50原子%に
増加した。46〜48原子%のアルミニウム濃度におい
て2原子%のクロームを添加した組成物について測定さ
れた延性に比べて、より高いアルミニウム濃度において
は延性は少し低下する。合金87では、最適熱処理温度
は約1350℃であることがわかった。
ムを用いるとともにアルミニウムの濃度は50原子%に
増加した。46〜48原子%のアルミニウム濃度におい
て2原子%のクロームを添加した組成物について測定さ
れた延性に比べて、より高いアルミニウム濃度において
は延性は少し低下する。合金87では、最適熱処理温度
は約1350℃であることがわかった。
それぞれ2原子%の添加物を含ぎする実施例18.19
及び20から、最適の焼なまし温度はアルミニウム濃度
の増加につれて上昇することが観謝された。
及び20から、最適の焼なまし温度はアルミニウム濃度
の増加につれて上昇することが観謝された。
このデータから1250℃で熱処理した合金38は室温
特性の最善の組合わせを保有していることがわかった。
特性の最善の組合わせを保有していることがわかった。
アルミニウムが46原子%の合金38についての最適焼
なまし温度は1250℃であるがアルミニウムが48原
子%の合金80の最適焼なまし温度は1300℃である
ことに注意する。
なまし温度は1250℃であるがアルミニウムが48原
子%の合金80の最適焼なまし温度は1300℃である
ことに注意する。
1250℃での処理による合金38の、及び1300℃
での熱処理による合金80のこれらの著しい延性の向上
は、1987年12月28日出願の米国特許出願第3.
38,485号明細書に述べられているごとく、予期し
ていなかった。
での熱処理による合金80のこれらの著しい延性の向上
は、1987年12月28日出願の米国特許出願第3.
38,485号明細書に述べられているごとく、予期し
ていなかった。
T+ N組成物を改造し、て該組成物の特性を改良する
ことは非常に複雑で予測し難い仕事であることは第4表
に示したデータから明らかである。たとえば、TIMの
原子比が適切な範囲にありしかも組成物の焼なまし温度
がクローム添加量に対して適切な範囲にある場合には、
2%水準のクローム添加によって非常に大幅に組成物の
延性が増加することが明らかである。添加物の添加水準
を上げることによって特性の改良効果が大きくなると期
待することがあるかも知れないが実際には逆であり、2
原子%の水準で達成される延性の向上はクロームを4%
水準に上げた場合逆転して失われてしまうことが第4表
のデータから明らかである。さらに、添加物の濃度を上
げることにともなう特性の変化の研究及び試験において
かなり広い焼なまし温度範囲を用いるとともにチタンの
アルミニウムに対する原子比を相当に変化させたにもか
かわらず4%の水準ではTINの特性改良に効果がない
ことが明らかである。
ことは非常に複雑で予測し難い仕事であることは第4表
に示したデータから明らかである。たとえば、TIMの
原子比が適切な範囲にありしかも組成物の焼なまし温度
がクローム添加量に対して適切な範囲にある場合には、
2%水準のクローム添加によって非常に大幅に組成物の
延性が増加することが明らかである。添加物の添加水準
を上げることによって特性の改良効果が大きくなると期
待することがあるかも知れないが実際には逆であり、2
原子%の水準で達成される延性の向上はクロームを4%
水準に上げた場合逆転して失われてしまうことが第4表
のデータから明らかである。さらに、添加物の濃度を上
げることにともなう特性の変化の研究及び試験において
かなり広い焼なまし温度範囲を用いるとともにチタンの
アルミニウムに対する原子比を相当に変化させたにもか
かわらず4%の水準ではTINの特性改良に効果がない
ことが明らかである。
実施例24
下記の組成を保有する合金の試料を作成した。
丁’52M4G”2
該合金の試験試料は2種の異なる製造モード又は方法に
より作成し、引張試験により各試料の特性を測定した。
より作成し、引張試験により各試料の特性を測定した。
用いた試験方法及び得られた結果を下記の第5表に示す
。
。
第5表
合金 組成 焼なまし 降伏強
引張強 塑性伸び第5表には、実施例18と24とに従
って調製した合金試料38についての結果を示しである
。
引張強 塑性伸び第5表には、実施例18と24とに従
って調製した合金試料38についての結果を示しである
。
これらの二つの実施例は二つの明白に異なる合金製造方
法を用いてそれぞれの実情例の合金を作った。さらに、
実施例18の合金38から作成した金属試験片とそれと
は別に実施例24の合金38から作成した金属試験片と
に対して、従前の実施例の試験片に対して用いた試験方
法とは異なる試験方法を、採用した。
法を用いてそれぞれの実情例の合金を作った。さらに、
実施例18の合金38から作成した金属試験片とそれと
は別に実施例24の合金38から作成した金属試験片と
に対して、従前の実施例の試験片に対して用いた試験方
法とは異なる試験方法を、採用した。
実施例18について検討すると、この実施例の合金は前
記実施例1〜3で述べた方法により作成した。これは急
速凝固及び圧密法である。さらに実施例18については
、前記の表のすべてのデータ、特に第4表の実施例1B
のデータを得るために採用した4点曲げ試験は用いなか
った。そのかわり、採用した試験方法はより一般的な引
張試験方法であり、それによると、金属試料から引張試
験片を作成し、かかる試験片を金属が伸びそしてついに
破断するまでの引張試験に供する。たとえば、実施例1
8について、合金38を引張試験片に加工しその引張試
験片を93ksiで試験片が降伏する又は伸びるまで引
張荷重を負荷した。
記実施例1〜3で述べた方法により作成した。これは急
速凝固及び圧密法である。さらに実施例18については
、前記の表のすべてのデータ、特に第4表の実施例1B
のデータを得るために採用した4点曲げ試験は用いなか
った。そのかわり、採用した試験方法はより一般的な引
張試験方法であり、それによると、金属試料から引張試
験片を作成し、かかる試験片を金属が伸びそしてついに
破断するまでの引張試験に供する。たとえば、実施例1
8について、合金38を引張試験片に加工しその引張試
験片を93ksiで試験片が降伏する又は伸びるまで引
張荷重を負荷した。
第5表の実施例18の降伏強さ(ksi )と、4点曲
げ試験により測定した第4表の実施例18の降伏強さ(
ksi )と比較する。一般に金属工学の慣例では、引
張試験片の伸びにより測定した降伏強さが工業的な目的
のためにより一般的に、受入れられている尺度である。
げ試験により測定した第4表の実施例18の降伏強さ(
ksi )と比較する。一般に金属工学の慣例では、引
張試験片の伸びにより測定した降伏強さが工業的な目的
のためにより一般的に、受入れられている尺度である。
同様に、引張強さ108kslは実施例18の引張試験
片が引張られた結果として破断したときの強さである。
片が引張られた結果として破断したときの強さである。
この尺度を第4表の実施例18の破断強さ(ksi )
と比較する。二つの異なる試験は結果的にすべてのデー
タについて二つの異なる尺度となることは明らかである
。
と比較する。二つの異なる試験は結果的にすべてのデー
タについて二つの異なる尺度となることは明らかである
。
ここで再び塑性伸びに関して、前述の第4表に記述した
4点曲げ試験による実施例18の結果と第5表の最後の
欄に記載の実施例18の永久伸び(%)との間には相関
がある。
4点曲げ試験による実施例18の結果と第5表の最後の
欄に記載の実施例18の永久伸び(%)との間には相関
がある。
再び第5表に関連して、実施例24は「処理方法」の欄
にインゴット冶金により製造されたと表示しである。こ
こでいう「インゴット冶金」とは、第5表に記載の比率
で合金38の成分を溶解したものであり、実施例18に
記載の比率に厳密に一致するものを意味する。換言すれ
ば、実施例18及び実施例24の合金38の組成は全く
同一である。これら二つの実施例の間の差異は、実施例
18の合金は急速凝固により作成されているのに対し、
実施例24の合金はインゴット冶金により作成されてい
ることである。繰返すと、インゴット冶金とは成分を溶
解すること及び該成分をインゴットに凝固させることで
ある。急速凝固方法は溶融物をスピニングによってリボ
ンを作成すること及びリボンを完全に緻密に結合した金
属試料に圧密することから成る。
にインゴット冶金により製造されたと表示しである。こ
こでいう「インゴット冶金」とは、第5表に記載の比率
で合金38の成分を溶解したものであり、実施例18に
記載の比率に厳密に一致するものを意味する。換言すれ
ば、実施例18及び実施例24の合金38の組成は全く
同一である。これら二つの実施例の間の差異は、実施例
18の合金は急速凝固により作成されているのに対し、
実施例24の合金はインゴット冶金により作成されてい
ることである。繰返すと、インゴット冶金とは成分を溶
解すること及び該成分をインゴットに凝固させることで
ある。急速凝固方法は溶融物をスピニングによってリボ
ンを作成すること及びリボンを完全に緻密に結合した金
属試料に圧密することから成る。
実施例24のインゴット溶解工程において、直径が約2
インチで厚さが約十インチのほぼホッケー用のバックの
形状のインゴットを作成した。溶解及びホッケーバック
状のインゴットの凝固に続いて、該インゴットを肉厚が
約十インチで縦方向厚さがホッケーパック状のインゴッ
トと同一厚さを保有する鋼製の環体の中に封入した。保
持環体の中にホッケーバック状インゴットを封入する前
に該インゴットを1250℃で2時間加熱して均一化し
た。ホッケーバックと容器環体との組立体を約975℃
に加熱した。加熱した試料と容器環体とをそのもとの厚
さの約半分の厚さになるまで鍛造した。
インチで厚さが約十インチのほぼホッケー用のバックの
形状のインゴットを作成した。溶解及びホッケーバック
状のインゴットの凝固に続いて、該インゴットを肉厚が
約十インチで縦方向厚さがホッケーパック状のインゴッ
トと同一厚さを保有する鋼製の環体の中に封入した。保
持環体の中にホッケーバック状インゴットを封入する前
に該インゴットを1250℃で2時間加熱して均一化し
た。ホッケーバックと容器環体との組立体を約975℃
に加熱した。加熱した試料と容器環体とをそのもとの厚
さの約半分の厚さになるまで鍛造した。
試料の鍛造及び冷却に続いて、実施例18で作成した引
張試験片に相当する引張試験片を作成した。これらの引
張試験片を実施例18において用いたものと同じ通常の
引張試験に供し、その試験の結果得られた降伏強さ、引
張強さ及び塑性伸びを第5表実施例24に記した。第5
表の結果から明らかなように、個々の試験試料は実際に
引張試験に供する前にそれぞれ異なる焼なまし温度で処
理した。
張試験片に相当する引張試験片を作成した。これらの引
張試験片を実施例18において用いたものと同じ通常の
引張試験に供し、その試験の結果得られた降伏強さ、引
張強さ及び塑性伸びを第5表実施例24に記した。第5
表の結果から明らかなように、個々の試験試料は実際に
引張試験に供する前にそれぞれ異なる焼なまし温度で処
理した。
実施例18では、引張試験片に採用した焼なまし温度は
1250℃であった。実施例24の合金38の三つの試
料については、それぞれの試料を第5表に示した122
5℃、1250℃及び1275℃の3温度で別々に焼な
ましを実施した。この約2時間の焼なまし処理に続いて
、これらの試料を通常の引張試験に倶した。三つの別々
に処理した引張試験片について試験結果を第24表に示
した。
1250℃であった。実施例24の合金38の三つの試
料については、それぞれの試料を第5表に示した122
5℃、1250℃及び1275℃の3温度で別々に焼な
ましを実施した。この約2時間の焼なまし処理に続いて
、これらの試料を通常の引張試験に倶した。三つの別々
に処理した引張試験片について試験結果を第24表に示
した。
第5表に示した試験結果からは、急速凝固させた合金に
ついてM1定した降伏強さは、インゴット工程による金
属試験片について測定した降伏強さより幾分高いことが
明らかである。また、インゴット冶金の方法で作成した
試料の塑性伸びは、急速凝固の方法で作成した試料より
も概してより高い延性を示すことも明らかである。実施
例24についての結果は、降伏強さ測定値は実施例18
のそれらより幾分低いが、これらは航空機エンジン及び
その他の産業分野の多くの用途に十分に適格であること
を示している。しかし、延性測定値及び第24表に記載
の測定の結果に基ずけば、合金38はインゴット冶金の
方法により製造された場合に延性が向上するので、高い
延性を必要とする用途には非常に好ましい独特の合金と
なる。−殻内に、インゴット冶金による方法は、溶融体
スピニング又は急速凝固による方法に比較し、て、高価
な溶融体スピニング工程自身のみならず溶融体スピニン
グに後続する圧密工程も必要がないので、はるかに安価
であることは周知である。
ついてM1定した降伏強さは、インゴット工程による金
属試験片について測定した降伏強さより幾分高いことが
明らかである。また、インゴット冶金の方法で作成した
試料の塑性伸びは、急速凝固の方法で作成した試料より
も概してより高い延性を示すことも明らかである。実施
例24についての結果は、降伏強さ測定値は実施例18
のそれらより幾分低いが、これらは航空機エンジン及び
その他の産業分野の多くの用途に十分に適格であること
を示している。しかし、延性測定値及び第24表に記載
の測定の結果に基ずけば、合金38はインゴット冶金の
方法により製造された場合に延性が向上するので、高い
延性を必要とする用途には非常に好ましい独特の合金と
なる。−殻内に、インゴット冶金による方法は、溶融体
スピニング又は急速凝固による方法に比較し、て、高価
な溶融体スピニング工程自身のみならず溶融体スピニン
グに後続する圧密工程も必要がないので、はるかに安価
であることは周知である。
実施例25
クローム添加物及びニオブ添加物を含有する合金の試料
を前記実施例1〜3記載の方法で調製した。試料片につ
いて試験を実施した。その結果を以下の第6表に示した
。
を前記実施例1〜3記載の方法で調製した。試料片につ
いて試験を実施した。その結果を以下の第6表に示した
。
第3表の実施例17かられかるように、個々に単独では
T+M組成物の各種の特性を改良しまた改良に寄与する
成分であっても、実施例17のように2種以上を同時に
組合わせて用いた場合には、望ましい諸特性が全般的に
向上するよりもむしろ低下するというかんばしくない結
果になっている。
T+M組成物の各種の特性を改良しまた改良に寄与する
成分であっても、実施例17のように2種以上を同時に
組合わせて用いた場合には、望ましい諸特性が全般的に
向上するよりもむしろ低下するというかんばしくない結
果になっている。
従って、2種の成分、具体的にはクロームとニオブとを
T+Ajlに対し添加物レベルから4原子%にもってい
くように添加することによって、すなわち2種の異なる
作用をする添加物を組合わせて用いることによって″r
IA1組成物合金の望ましい特性について全般的に実質
的な向上が実現されることを発見することは非常に意外
なことである。事実、急速凝固による方法で作成した材
料についてのすべての試験において達成された最も高い
延性の水準はニオブとクロームとを組合わせて添加に用
いた事例において示されているものである。
T+Ajlに対し添加物レベルから4原子%にもってい
くように添加することによって、すなわち2種の異なる
作用をする添加物を組合わせて用いることによって″r
IA1組成物合金の望ましい特性について全般的に実質
的な向上が実現されることを発見することは非常に意外
なことである。事実、急速凝固による方法で作成した材
料についてのすべての試験において達成された最も高い
延性の水準はニオブとクロームとを組合わせて添加に用
いた事例において示されているものである。
さらに別の試験を該合金に関して実施した。これらの試
験は合金の耐酸化性に関する。この試験において、空気
中で982℃に48時間加熱後のffi量減量減側定し
た。測定は試験片表面積単位平方センナメートル当りの
ミリグラムで行った。試験の結果を第6表に示した。
験は合金の耐酸化性に関する。この試験において、空気
中で982℃に48時間加熱後のffi量減量減側定し
た。測定は試験片表面積単位平方センナメートル当りの
ミリグラムで行った。試験の結果を第6表に示した。
合金12の加熱による重量減少は約31ag/cIfで
あることが第6表のデータから明らかである。
あることが第6表のデータから明らかである。
さらに、前記のクロームを含有する合金80の加熱によ
る重量減少は47II1g/c−であったことが明らか
である。対照的に、1275℃で焼なましを実施した合
金81の加熱による重量減少は約4wg/cjであった
。この重量減少レベルの低下は合金の耐酸化性の向上を
意味する。これは合金81におけるクロームとニオブと
の組合わせ添加により約7倍という非常に著しい向上に
なる。従って、りa−ムとニオブとを含aする合金に関
して判明したことは、それが非常に望ましい水準の延性
を有し、大幅に改善された耐酸化性ともに延性が最高水
準に達することである。
る重量減少は47II1g/c−であったことが明らか
である。対照的に、1275℃で焼なましを実施した合
金81の加熱による重量減少は約4wg/cjであった
。この重量減少レベルの低下は合金の耐酸化性の向上を
意味する。これは合金81におけるクロームとニオブと
の組合わせ添加により約7倍という非常に著しい向上に
なる。従って、りa−ムとニオブとを含aする合金に関
して判明したことは、それが非常に望ましい水準の延性
を有し、大幅に改善された耐酸化性ともに延性が最高水
準に達することである。
酸化試験の結果は第4図にプロットしである。
第6表の強度及び延性の試験結果は第5図及び第6図に
それぞれプロントしである。
それぞれプロントしである。
本発明の合金は、高温度における高強度を必要とするジ
ェットエンジン部品のごとき部品に使用するのに適して
いる。そのような部品の例としては、うずなし排気部品
、LPTブレード又はベーン、コンポーネントベーン又
はダクトがあげられるだろう。
ェットエンジン部品のごとき部品に使用するのに適して
いる。そのような部品の例としては、うずなし排気部品
、LPTブレード又はベーン、コンポーネントベーン又
はダクトがあげられるだろう。
該合金は、1987年2月4日付で出願され本願と同一
の譲受人に譲渡された米国特許出願節010.882号
明細書に記載の強化複合構造体に採用することができる
。
の譲受人に譲渡された米国特許出願節010.882号
明細書に記載の強化複合構造体に採用することができる
。
【図面の簡単な説明】
第1図は各種合金についてモジュラスと温度との関係を
示すグラフである。 第2図は異なる化学量論比のTIV組成物についての4
点曲げ試験における荷重(ボンド)と荷重負荷支点変位
(ミル)との関係を示すグラフである。 第3図は” 5ON148Cr2について第2図に示し
たものと同じ関係を示すグラフである。 第4図は耐酸化性を比較して示すグラフである。 第5図は異なる熱処理を施した試料の強度(ksl )
を示す棒グラフである。 第6図は熱処理温度と延性の関係を示す棒グラフである
。
示すグラフである。 第2図は異なる化学量論比のTIV組成物についての4
点曲げ試験における荷重(ボンド)と荷重負荷支点変位
(ミル)との関係を示すグラフである。 第3図は” 5ON148Cr2について第2図に示し
たものと同じ関係を示すグラフである。 第4図は耐酸化性を比較して示すグラフである。 第5図は異なる熱処理を施した試料の強度(ksl )
を示す棒グラフである。 第6図は熱処理温度と延性の関係を示す棒グラフである
。
Claims (16)
- (1)原子比が概略で、 Ti_5_2_−_4_2Al_4_6_−_5_0C
r_1_−_3Nb_1_−_5であるTi、Al、C
r及びNbを必須成分とする、CrとNbとにより改造
されたチタンアルミニウム合金。 - (2)該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧密して
あることを特徴とする、請求項(1)記載の合金。 - (3)該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧密しさ
らに1250℃〜1350℃で熱処理してあることを特
徴とする、請求項(1)記載の合金。 - (4)原子比が概略で、 Ti_5_1_−_4_5Al_4_6_−_5_0C
r_1_−_3Nb_2であるTi、M、Cr及びNb
を必須成分とする、CrとNbとにより改造されたチタ
ンアルミニウム合金。 - (5)該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧密して
あることを特徴とする、請求項(4)記載の合金。 - (6)該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧密しさ
らに1250℃〜1350℃で熱処理してあることを特
徴とする、請求項(4)記載の合金。 - (7)原子比が概略で、 Ti_5_1_−_4_3Al_4_6_−_5_0C
r_2Nb_1_−_5であるTi、M、Ci及びNb
を必須成分とする、CrとNbとにより改造されたチタ
ンアルミニウム合金。 - (8)該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧密して
あることを特徴とする、請求項(7)記載の合金。 - (9)該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧密しさ
らに1250℃〜1350℃で熱処理してあることを特
徴とする、請求項(7)記載の合金。 - (10)原子比が概略で、 Ti_5_0_−_4_6Al_4_6_−_5_0C
r_2Nb_2であるであるTi、M、Cr及びNoを
必須成分とする、CrとNbとにより改造されたチタン
アルミニウム合金。 - (11)該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧密し
てあることを特徴とする、請求項(10)記載の合金。 - (12)該合金は溶融体から急速凝固させしかも圧密し
さらに1250℃〜1350℃で熱処理してあることを
特徴とする、請求項(10)記載の合金。 - (13)原子比が概略で、 Ti_5_0_−_4_6Al_4_6_−_5_0C
r_2Nb_2であるTi、M、Cr及びNbを必須成
分とする、CrとNbとにより改造されたチタンアルミ
ニウム合金により作成された、高強度高温用途用構造部
材。 - (14)該部材がジェットエンジンの構造部材である、
請求項(13)記載の部材。 - (15)該部材が繊維状強化材により強化されているこ
とを特徴とする、請求項(13)記載の部材。 - (16)該繊維状強化材が炭化ケイ素繊維であることを
特徴とする、請求項(15)記載の部材。
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---|---|
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- 1989-06-01 DE DE3917793A patent/DE3917793C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-06-02 IT IT8920753A patent/IT1229424B/it active
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IT8920753A0 (it) | 1989-06-02 |
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FR2632322A1 (fr) | 1989-12-08 |
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