JPH03104833A - クロムとタンタルで改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金およびその製造方法 - 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】 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る。さ
らに特定的にいうと、本発明は、化学量論比に関して、
およびクロムとタンタルの添加に関して改変（改良）さ
れたチタンとアルミニウムのγ合金に係る。

割合を次第に１曽太しながらアルミニウムを金属チタン
に添加していくと得られるチタン−アルミニウム組或物
の結晶形態が変化することが知られている。アルミニウ
ムの割合（％）が小さいとチタン中で固溶体が形成され
、結晶形態はαチタンの結晶形態のままである。アルミ
ニウム濃度が高くなると（たとえば約２５〜３５原子％
）、金属間化合物Ｔｉ　　Ａｌが形成される。Ｔ　ｉｓ
　Ａ　１はα−２といわれる秩序化された六方品形を有
する。

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とよばれる秩序
化された正方晶形を有する別の金属間化合物ＴｉＡ１が
形成される。このγ化合物の改変が本発明の主題である
。

γ結晶形を有し、化学量論比がほぼ１であるチタンとア
ルミニウムの合金は、高い引張係数（モジュラス）、低
い密度、高い熱伝導率、好ましい耐酸化性、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。このＴｉ
Ａ１は良好な耐クリーブ性をもってはいるが、この耐ク
リープ特性を、他の望ましい特性の組合せを損うことな
く改良することか望ましいと思われる。ＴｉＡ１化合物
、他のチタン合金、およびニッケル基超合金に対する引
張係数（モジュラス）と温度の関係を第３図に示す。図
から明らかなようにＴｆＡ１はチタン合金の中で最も良
好な引張係数（モジュラス）をもっている。ＴｉＡ１は
高温で他のチタン合金より高い引張係数（モジュラス）
をもっているばかりでなく、温度の上昇による引張係数
（モジュラス）の低下率は他のチタン合金よりＴｉＡ１
の方が小さい。さらに、ＴｉＡ１は、他のチタン合金が
役に立たなくなる温度以上の温度でも有用な弓張係数（
モジュラス）を保持している。ＴｉＡ１金属間化合物を
基とする合金は、高温で高い引張係数（モジュラス）が
要求され、しかも環境からの良好な保護も必要とされる
用途で魅力のある軽量の材料である。

ＴｉＡＩの特性の中で、このＴｉＡｌを実際にこのよう
な用途に応用する際の制限となるひとつの特性は室温で
脆性が生じることである。また、この金属間化合物の室
瓜での強度は、このＴｉ−ＡＩ金属間化合物をある種の
｛１１４造部材用途に利用できるようにする前に改良す
ることができる。このような組成物をそれらが適する高
温で使用できるようにするには、このγＴｉＡ１金属間
化合物の室温での延性および／または強度を高めると共
に耐クリープ性を高める改良が極めて望ましい。

軽量かつ高温で使用することの潜在的な利点と共に、使
川すべきＴｉＡｌ組成物に最も望まれるものは、室温で
の強度と延性の組合せである。この金属組成物の用途の
中には１％程度の最低延性が許容されるものもあるが、
それより高い延性の方がずっと望ましい。組成物が有用
であるための最低の強度は約５０ｋｓｉまたは約３５０
ＭＰａである。しかし、この程度の強度をもつ材料はあ
る種の用途にやっと使える程度であり、用途によっては
それより高い強度が好ましいことが多い。

γＴｉＡｌ化合物の化学量論比は、その結晶構造を変化
させることなくある範囲に亘って変えることができる。

アルミニウム含量は約５０〜約６０原子％で変えること
ができる。しかし、γＴｉＡｌ組成物の性質は、成分の
チタンとアルミニウムの化学瓜論比が比較的小さく変化
（１％以上）しても非常に大きく変化し易い。また、そ
の性質は、比較的少量の第三元素を添加しても同様に大
きな影響を受ける。

このたび、本発明者は、γＴｉＡ１金属間化合物に、第
三添加元素だけでなく第四添加元素も含む組成物が得ら
れるように添加元素を組合せて配合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、第四添加元素を含む組成物が、実
質的に改良された強度、望ましく高い延性、価値ある耐
酸化性、および大きく改良された耐クリープ性を含めて
独特に望ましい組合せの性質を有することを発見した。

従来技術 Ｔ　ｉ３Ａｌ金属間化合物、ＴｉＡ１金属間化合物およ
びＴ　ｉＡ　ｌ　ａ金属間化合物を始めとするチタンと
アルミニウムの組成物に関する文献は豊富である。ｒＴ
ｉＡｌ型のチタン合金（Ｔｉｔａｎ１ｕｍ　Ａｌ１ｏｙ
ｓ　ｏｒｔｈｅ　ＴｉＡＩ　Ｔｙｐｅ）Ｊと題する米国
特許第４，２９４．６１５号では、ＴｉＡｌ金属間化合
物を始めとするアルミ化チタン型の合金が詳細に検討さ
れている。この特許の第１欄第５０行以降では、Ｔｉ　
　Ａｌと比較したＴｉＡｌの利点と欠点を検討する際に
次のように指摘されている。

ｒＴ　ｉ　Ａ　１γ合金系はアルミニウム含量が高いの
で潜７ｔ的に軽いということは明らかである。１９５０
年代の実験によって、アルミ化チタン合金が約１０００
℃までノ高温で使用できる可能性が示された。しかし、
その後このような合金で経験的に観察されていることは
、これらは必要な高温強度をもってはいるが室温と中程
度の温度、すなわち２０〜５５０℃ではほとんどまたは
まったく延性を示さないということである。

脆性に過ぎる材料は容易に製造することができないし、
めったにないが避けることのできない使用時のちょっと
した損傷に対して亀裂を発生したりその後破断したりし
ないで耐えることもできない。これらは他の基本的へ合
金の代替として有用な工学材料ではない。」 ＴｉＡ１もＴ　ｉａ　Ａ　１も基本的に秩序化されたチ
タン−アルミニウム金属間化合物であるが、合金系Ｔｉ
Ａ１は（Ｔｉの固溶体合金とはもちろん）Ｔ　ｉａ　Ａ
　１とまったく異なっている。上記米国特許第４．２９
４，６１５号の第１欄の最下行には次のように指摘され
ている。

「当業者は、２種の秩序化された相の間には実質的な違
いがあることを認めている。

Ｔ　ｉａ　Ａ　ｌとチタンは六方品結晶構造が非常に良
く似ているので、その合金化挙動と変態挙動が似ている
。しかし、化合物ＴｉＡｔは正方品系配列の原子を有し
ており、したがって異なる合金化特性をもっている。

このような違いは以前の文献ではあまり認識されていな
い。」 上記米国特許第４，２９４．６１５号には、ＴｉＡ１を
バナジウムおよび炭素と合金化して、得られる合金のい
くつかの性質を改良することが記載されている。この米
国特許第４，２９４．６１５号の表２には、タングステ
ンを含有するＴｉＡｌ４ｆｌ戊物が２種類開示されてい
る。しかし、米国特許第４，２９４，６１５号には、ク
ロムまたはタンタルを含有するＴｉＡ１組成物はまった
く開示されていない。まして、クロムとタンタルを組合
せて含有するＴｉＡ１組成物はまったく開示されていな
い。

チタン−アルミニウム化合物並びにこれらの化合物の特
性を扱った技術文献は次に挙げるようにたくさんある。

１．バンブス（２．Ｓ．　Ｂｕｍｐｓ）　、ケスラー（
ＩＩ．Ｄ．　Ｋｅｓｓｌｅｒ）およびハンセン（Ｍ．　
Ｈａｎｓｅｎ）著、「チタン−アルミニウム系（ＴＩｔ
ａｎ１ｕａ＋−ＡｌｕｍｉｎｕＩｎ　Ｓｙｓｔｅｍ）」
、金属雑誌（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ’　Ｍｅｔａｌｓ）
　、１　９　５　２年６月、ｍ　６　０　９〜６１４頁
、アメリカ鉱山冶金学会誌（ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮＳ
　ＡＩＭＢ）　、第１９４巻。

２，オグデン（ＩＩ．Ｒ．　Ｏｇｄｅｎ）　、メイカス
（Ｄ．Ｊ．　Ｍａｙｋｕｔｈ）　，フィンレイ（Ｖ．Ｌ
．　Ｐｉｎｌａｙ）およびジャフィ−（Ｒ．Ｉ．　Ｊａ
ｒｆ’ｅｃ）著、「高純度Ｔ　ｉ　−Ａ　１合金の機械
的性質（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ
　ｏｆ’　ＨｉｇｈＰｕｒｉｔｙ　Ｔｌ−ＡＩ　ＡＩｌ
ｏｙｓ）　Ｊ　、金属雑誌（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ’　
Ｍｅｔａｌｓ）　、１　９　５　３年２月、第２６７〜
２７２頁、アメリカ鉱山冶金学会誌（ＴＲＡＮＳＡＣＴ
ＩＯＮＳ　ＡＩＭＥ）、第１９７巻。

３．マツクアンドリュ−　（Ｊｏｓａｐｈ　Ｂ．　Ｍｃ
Ａｎｄｒｅｗ）およびケスラー（Ｈ．Ｄ．　Ｘｅｓｓｌ
ｅｒ）著、高温合金用基材としてのＴｉ−３６％Ａ　ｌ
　　（ＴＩ−３８　Ｐｅｔ　Ａｌ　ａｓ　ａ　ＢａｓＣ
ｒｏｒ　Ｈｉｇｈ　ＴｅＩＩｌｐｅｒａｔｕｒｅ　Ａｌ
ｌｏｙｓ）　Ｊ　、金属雑誌（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｒ　
Ｍｅｔａｌｓ）　、１　９　５　６年■０月、第１３４
８〜１３５３真、アメリカ鉱山冶金学会誌（ＴＲＡＮＳ
ＡＣＴＩＯＮＳ　ＡＩＭＢ）　、第２０６巻。

４，マーチン（Ｐａｔｒｌｃｋ　Ｌ．　Ｍａｒｔｌｎ）
　、メンディラッタ（Ｍａｄａｎ　Ｇ．　Ｍｅｎｄｌｒ
ａｔｔａ）およびリスピット（Ｉｌａｒｒｙ　Ａ．　Ｌ
ｉｓｔ）ｌｔｔ）著、ｒＴ　ｉ　Ａ　ｌ合金およびＴ　
ｉ　Ａ　Ｉ　＋Ｗ合金のクリープ変形（Ｃｒｅｅｐ　Ｄ
ｅ『ｏｒＩｌｌａｔｊｏｎ　ｏｒ　ＴｉＡｌ　ａｎｄ　
ＴＩＡＩ　＋　Ｗ　Ａｌｌｏｙｓ）　Ｊ　、冶金学会誌
（Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏ
ｎｓ）　Ａ，第１４Ａ巻（１９８３年１０月）、第２１
７１〜２１７４頁。

５，マーチン（Ｐ．Ｌ．　Ｍａｒｔ１ｎ）　％　リスピ
ット（Ｈ．Ａ．Ｌｉｓｐｉｔｔ）　、ヌーフ７−（Ｎ．
Ｔ．　Ｎｕｈｌ’ｅｒ）およびウィリアムズ（Ｊ．Ｃ．
　Ｗｌｌｌｌａｍｓ）著、ｒ　Ｔ　ｌａ　Ａ　ｌおよび
ＴｉＡＩのミクロ組織および性質に及ぼす合金化の効果
（Ｔｈｅ　［Ｅｆｒｅｃｔｓ　ｏ『ＡＩＩｏｙｉｎｇｏ
ｎ　ｔｈｅ　Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｃ　ａｎｄ　
Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ’　Ｔｌ３Ａｌ　ａｎｄ　
ＴＩＡＩ）ｊ　、チタン（Ｔｌｔａｎ１ｕａ）　８　０
　［米国ペンシルベニア州、ワーレンデイル（ｗａｒｒ
ｃｎｄａｌｅ）のアメリカ金属学会（Ａｍｅｒｉｃａｎ
　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｆｏｒ　Ｍｅｔａｌｓ）発行、第２
巻、第１２４５〜１２５４頁。

ハシアノト（　ｌ｛ａｓｈ　Ｉａｎｏｔｏ）の米国特許
第４，６６１，３１６号には、ＴｉＡ１に、０．１〜５
，ＯＩＴｆ１１８％のマンガンを、またはマンガンと他
の元素とを組合せて添加することが教示されている。

このハシアノト（Ｈａｓｈｉａｎｏｔｏ）の特許は、ク
ロム、またはクロムを含む元素の組合せ、特にクロムと
タンタルの組合せをＴｉＡ１に添加することを教示して
いない。

ジャフ｛−　（Ｊａｆｒｅｅ）のカナダ特許第６２，８
８４号の表１には、ＴｉＡＩ中にクロムを含有する組或
物が開示されている。また、このジャフィ−　（Ｊａｒ
『ｅｅ）のカナダ特許の表１には、ＴｉＡＩ中にタンタ
ルを含有する別の組或物、およびＴｉＡｔ中に添加元素
を含有する約２６種の他のＴｉＡｌ組或物も開示されて
いる。このジャフィー（　Ｊａｆ　ｒｃｃ）のカナダ特
許には、クロムと他の元素またはタンタルと他の元素を
組合せて含有するＴｉＡｌ組成物はまったく開示されて
いない。特に、クロムとタンタルを組合せて含ａするＴ
１Ａ１組成物については開示がないだけでなく、暗示ま
たは示唆すらない。

発明の簡単な説明 本発明のひとつの目的は、室温における延性、強度およ
び関連する性質が改良され、さらに高温で秀れた耐クリ
ープ性を示すγ−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。

別の目的は、低温および中間的な温度におけるチタン−
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
。

また別の目的は、低温および中間的な温度で改良された
性質と加工性を有し、かつ高温で耐クリ−ブ性を示すチ
タンとアルミニウムの合金を提供することである。

もうひとつ別の目的は、ＴｉＡ１ベース組成物の延性と
耐酸化性の組合せを改良することである。

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。

またさらに別の目的は、強度、延性、クリープ特性およ
び耐酸化性の性質の組を改良することである。

その他の目的の一部は以下の説明から明らかであろうし
一部はそのつと指摘する。

本発明の目的は、その広い局面のひとつにおいて、非化
学量論的なＴｉＡ１ベース合金を調製し、比較的低濃度
のクロムと低濃度のタンタルを非化学は論的組或物に添
加することによって達或される。添加の後、クロムを含
有する非化学量論的ＴｉＡ１金属間化合物を急速凝固さ
せてもよい。

約１〜３原子％の程度のクロムと１〜６原子％の程度の
タンタルを添加することが考えられる。

この急速凝固させた組成物は等方圧プレスおよび押出に
よって圧密化して本発明の固体組或物を形成することが
できる。

本発明の合金はまたインゴット形態で製造してもよく、
インゴット冶金法によって加工してもよい。

発明の詳細な説明 γＴｉＡ１にタンタルとクロムを一緒に添加することを
含む本発明の基礎となった発見に至るまでに従来技術と
本発明の技術に関する一連の研究を行なった。最初の２
４個の実施例は従来技術の研究に関するものであり、後
の実施例は本発明の研究に関するものＴある。

実施例１〜３ ＴｉＡ１に近い化学量論比でチタンとアルミニウムを含
有する３種のメルトを調製した。組成、焼きなまし温度
、およびこれらの組成物に対して行なった試験の結果を
表１に示す。

各実施例とも、合金は最初電気アーク融解によってイン
ゴットを製造した。このインゴットをアルゴン分圧中で
溶融紡糸によって加工してリボンにした。両方の融解過
程で、メルトと容器の望ましくない反応を避けるために
メルトの容器として水冷した銅製炉床を使用した。また
、チタンは酸素に対する親和性が強いため熱い金属が酸
素にさらされることのないように注意した。

急速凝固したリボンを、排気したスチール缶に詰めて密
封した。次にこの缶を３Ｑｋｓｉの圧力下９５０℃（１
７４０°Ｆ）で３時間熱間等方圧プレス（Ｈ　Ｉ　Ｐ）
にかけた。このＨＩＰ缶を機械加工して圧密化されたリ
ボンプラグを取出した。

このＨＩＰで得られたサンプルは、直径が約１インチで
長さが３インチのプラグであった。

このプラグをビレットの中央開口内の軸方向に入れて密
封した。このビレットを９７５℃（１７８７°Ｆ）に加
熱し、ダイを通して押出した。圧下率は約７対１であっ
た。こうして押出したプラグをビレットから取出して熱
処理した。

この抑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。焼きなましに続いて１０００℃で２時間
特効処理した。４点曲げ試験用の試片を室温で機械加工
して１．５Ｘ３Ｘ２５．４■量（０．０６０ＸＯ．１２
０Ｘ１．０インチ）の寸法にした。抽げ試験は、内側の
スパンが１０ｍｍ（Ｏ、４インチ）で外側のスパンが２
０ｍｍ（０．８インチ）の４点曲げ試験機で実施した。

負荷一クロスヘッド変位曲線を記録した。得られる曲線
に基づいて次の特性が定義される。

（１）降伏強さはクロスヘッド変位が１／１０００イン
チの時の流れ応力である。クロスヘッド変位のこの量は
、塑性変形の最初の形跡および弾性変形から塑性変形へ
の遷移と考えられる。従来の圧縮法または引張法による
降伏強さおよび／または破壊強さの測定では、本明細書
に記載の測定をする際に行なった４点曲げ試験で得られ
る結果より低い結果が得られる傾向がある。４点曲げ測
定で得られる結果の方が高いということは、これらの値
を従来の圧縮法または引張法で得られた値と比較する時
に留意しなければならない。しかし、本明細書中の実施
例の多くで行なった測定拮果の比較は４点曲げ試験のも
のであり、この技術で測定したすべてのサンプルに関し
てそのような比較は、組成の相違または組成物の加工法
の相違に基づく強度特性の相違を確立するのに極めてａ
効である。

（２）破壊強さは破断に至る応力である。

（３）外部繊維歪みは９．７１ｈｄの大きさであって、
「ｈ」は試片の厚み（インチ）、ｒｄＪは破断時のクロ
スヘッド変位（インチ）である。冶金学的にいうと、こ
の計算値は、破断時に曲げ試験片の外部表面が受ける塑
性変形の量を表わす。

結果をまとめて次の表Ｉに示す。表工は１３００℃で焼
きなましたサンプルの性質に関するデータを含んでおり
、特にこれらのサンプルに関するさらに別のデータが第
２図に示されている。

表 ■ この表のデータから明らかなように、実施例２の合金１
２は最も良好な組合せの性質を示した。

これによって、Ｔｉ−ＡＩ組成物の性質はＴｉ／Ａｌの
原子比および加えた熱処理に対して極めて敏感であるこ
とが確認される。合金ｌ２を、以下に記載するようにし
て行なったさらに進んだ実験に基づいてさらに性質を改
良するためのベース合金として選択した。

また、１２５０℃と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、破壊強さおよび外
部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、１４００℃で焼きなましすると、１３５０
℃で焼きなましだ試験片よりかなり低い降伏強さ（約２
０％低い）、低い破壊強さ（約３０％低い）、および低
い延性（約７８％低い）を有する試験片が得られる。性
質の急激な低下はミクロ組織の劇的な変化に起因し、こ
れは１３５０℃よりかなり高い温度で広範囲に亘るβ変
態が起こることに起因している。

尖施例４〜１３ 表に示す原子比のチタンとアルミニウムを含有し、さら
に比較的に小さい原子割合の添加元素を含む追加のメル
ト１０種を製造した。

各サンプルは、実施例１〜３に関して上記したようにし
て製造した。

組成、焼きなまし温度、およびこれらの組成物に対して
行なった試験の試験結果を、比較用のべ−ス合金として
合金１２を用いてこれと比較して表■に示す。

表 ■ ＊：表■の脚注＊参照。

＋：材料は試験片を製造するために機械加工しているう
ちに破断した。

１２００℃で熱処理した実施例４と５では、降伏強さは
測定不可能であり、延性はほとんどゼロであることが判
明した。１３００℃で焼きなました実施例５の試験片で
は延性が増大したがやはり望ましくない程に低かった。

実施例６でも１２５０℃で焼きなました試験片について
は同様であった。１３００℃と１３５０℃で焼きなまし
た実施例６の試験片では、延性が大きくなったが降伏強
さは低かった。

その他の実施例の試験片もすべて、意味のある程度の延
性をもつものはないことが判明した。

表■に挙げた結果から明らかなように、試験用の組成物
を製造する際に関係する各種パラメーターは極めて複雑
であり相互に関連している。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
したデータから明らかなように、化学量論比または非化
学量論比はいろいろな組成物で見られる試験特性に対し
て大きな影響を及ぼす。

別の一組のパラメーターは、ベースのＴｉＡｌ組成物中
に含ませるために選択される添加元素である。この組の
バラメーターの中で第一のものは特定の添加元素がチタ
ンまたはアルミニウムの代わりに機能するかどうかとい
うことに関係している。特定の金属がどちらかの代わり
に機能するかもしれないし、ある添加元素がどの役割を
果たすのかを決定できる簡単な規則はない。このバラメ
ーターの意義は、ある原子割合の添加元素Ｘを添加する
ことを考えれば明らかである。

もしＸがチタンの代わりに機能するならば、組成物Ｔ　
Ｉ　４ａＡ　１　４８Ｘ　４の有効アルミニウム濃度は
４８原子％で、有効チタン濃度は５２原子％となる。

逆に添加元素Ｘがアルミニウムの代わりとして機能する
ならば、得られる組成物は有効アルミニウム濃度が５２
原子％で、有効チタン濃度が４８原子％である。

したがって、どのような置換が起こるかというのは非常
に重要ではあるが、極めて予測し難くもある。

この棟のバラメーターの別のものは添加元素の濃度であ
る。

表■から明らかなもうひとつ別のパラメーターは焼きな
まし温度である。ある添加元素で最良の強度特性を生じ
る焼きなまし温度は添加元素によっていろいろであるこ
とが分かる。これは実施例６で得られた結果と実施例７
で得られた結果を比較すると分かる。

さらに、添加元素について濃度と焼きなましの組合され
た効果があるかもしれない。すなわち、なんらかの特性
の増大が見られる場合その最適な特性増大が添加元索濃
度と焼きなまし温度のある組合せで起こり得、それより
高いか低い濃度および／または焼きなまし温度では所望
の特性改良の効果が少なくなってしまう。

表■の内容から明らかになることは、非化学量論的なＴ
ｉＡ１組成物に第三元素を添加して得られる結果は極め
て予測し難いことと、ほとんどの試験結果は延性または
強度または両者に関して満足のいくものではないという
ことである。

実施例１４〜１７ 添加元素を含むγ−アルミ化チタン合金のさらに別のパ
ラメーターは、添加元素を組合せても、同じ添加元素を
それぞれ別々に含ませて得られるそれぞれの利点の加法
的結合には必ずしもならないということである。

実施例１〜３に関して記載したのと同様にして、表■に
挙げたようにバナジウム、ニオブおよびタンタルを個別
に添加したＴｉＡ１ベースの別の４挿のサンプルを製造
した。これらの組成物は、それぞれ同時係属中の米国特
許出願第１３８．４７６号、第１３８，４０８号および
第１３８，４８５号に記載されている最適な組成物であ
る。

４番目の組成物は単一の合金にバナジウム、ニオブおよ
びタンタルを組合せて配合した組成物であり、表■に合
金４８と表示してある。

表■から、尖施例１４、１５および１６にそれぞれ示さ
れているようにバナジウム、ニオブおよびタンタルを個
別に添加すると、ベースのＴｉＡ＋合金を実質的に改良
できることは明らかである。しかし、同じこれらの添加
元素を一緒に単一の合金に配合するとそれぞれの改良の
加法的結合にはならない。事実はまったく逆である。

まず最初に、個別添加の場合の合金を焼きなますのに使
用した１３５０℃の温度で焼きなました合金４８では、
試験片を作成するための機械加工の際に破断する程脆性
な材料が生成することが判明した。

第二に、添加元素を組合せて含む１２５０’Ｃで焼きな
ました合金で得られた結果は、添加元素を個別に含有す
るそれぞれの合金で得られた結果よりひどく劣っている
。

特に、延性に関して、実施例１４の合金１４でバナジウ
ムはその延性を実質的に改良するのに非常に良好であっ
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、達成される
と思われた延性の改良はまったく得られない。実際、こ
のベース合金の延性は０．１の値にまで低下する。

さらに、耐酸化性に関して、合金４０の添加元素二オブ
は、ベース合金の重量損失が３１■／ｃｄであるのに対
して合金４０のＭｍ損失は４ｍｇ／ｃｊと極めて顕著な
改良を明らかに示している。酸化試験およびそれと相補
的な耐酸化性試験では試験するサンプルを４８時間９８
２℃の温度に加熱する。サンプルを冷却した後、あらゆ
る酸化物スケルを掻き取る。加熱・掻き取りの前と後に
サンプルを秤量することによって重量の差をＭｊ定する
ことができる。市；３　ｊｐ失は、全重量損失（ダラム
）を試片の表面積（平方センナメートル）で割って■／
ｃＪで決定される。この酸化試験は、本明細書に記載す
る酸化性または耐酸化性の測定すべてで使用したもので
ある。

添加元素としてタンタルを含有する合金６０の場合、１
３２５℃で焼きなましたサンプルの重量損失は２■／ｃ
ｉと決定され、これもベース合金の３１ａ＋ｇ／ｃａｒ
の重量損失と比較される。いい換えると、個別の添加の
場合、添加元素のニオブとタンタルはいずれもベース合
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、３種の添加元素、バナジウム、ニオブおよびタ
ンタルをすべて組合せて含有する表■の実施例１７、す
なわち合金４８に対して挙げた結果から明らかなように
、酸化性はベース合金の約二倍に増大している。一方、
このベース合金の値は、添加元素としてニオブをｌｉ独
で含有する合金４０より７倍大きく、添加元素としてタ
ンタルを単独で含有する合金６０より約１５倍も大きい
。

別個の添加元素を使用して得られるそれぞれの利点と欠
点は、これらの添加元素を個別になんとも使用したとき
に信頼性よく反復される。しかし、添加元素を組合せて
使用すると、ベース合金中で組合せられたある添加元素
の効果は、同じベース合金中でその添加元素を個別に使
用した場合の効果とはまったく異なったものとなり得る
。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であることが発見されており
、これは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。また、上述したように，Ｔ
ｉＡ１ベース合金の強度に対して有益であることが発見
され、１９８７年１２月２８日に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二オブである。さらに、上で
議論したマツクアンドリュ−（ＭｃＡｎｄｒｏｗ）の論
文に示されているように、ＴｔＡｌベース合金に添加元
素のニオブを個別に添加すると耐酸化性が改良され得る
。同様に、耐酸化性を改良する際に補助としてタンタル
を個別に添加することがマツクアンドリュ−（ＭｅＡｎ
ｄｒｅｖ）によって教示されている。さらにまた、同時
係属中の米国特許出願第１３８，４８５号には、タンタ
ルを添加すると延性が改良されることが開示されている
。

いい換えると、バナジウムは独立してγ−チタン−アル
ミニウム化合物に有利な延性改良効果をもたらすことが
できるということ、およびタンタルは独立して延性と酸
化性の改良に寄与することができるということが判明し
ている。これとは別に、添加元素のニオブはチタン−ア
ルミニウムの強度および耐酸化性に対して有益に寄与す
ることができるということが判明している。しかし、本
発明者は、この実施例１７に示されているように、バナ
ジウム、タンタルおよびニオブを一賭に使用して合金組
成物中に添加元素として配合すると、その合金組成物は
その添加による利益を受けることはなく、むしろ添加元
素のニオブ、タンタルおよびバナジウムを含有するＴｉ
Ａ１の性質は確実に低下または損失することを発見した
のである。

これは表■から明らかである。

このことから明らかなように、２種以上の添加元素がそ
れぞれ独立にＴｆＡ１を改良する場合、それらを一緒に
使用すればＴｉＡｌをさらに改良するはずであるように
見えるかもしれないが、そのような添加は極めて予測し
難く、それどころか、尖際バナジウム、ニオブおよびタ
ンタルを組合せて添加した場合、添加元素を組合せて使
用すると全体としての性質の有益な向上が得られるどこ
ろか性質の疋味の損失が起こることが分かる。

しかし、上記表■から明らかなように、添加元素のバナ
ジウム、斗オブおよびタンタルを組合せて含有する合金
はその耐酸化性が実施例２のＴｉＡｌベース合金１２よ
りひどく劣る。ここでもまた、個別には性質を改良する
添加元素を組合せてふくませると、その添加元素を個別
に含ませた時に改良されるその性質がまさしく損失する
ことがｉ１１明した。

実施例１８〜２３ 実地例１〜３に関連して上記したのと同様にして、それ
ぞれ表■に示した組成を有する、クロムで改変されたア
ルミ化チタンを含有する別の６９２のサンプルを製造し
た。

表■は、標準のものと改変されたものと両方の合金すべ
てに対して、関連すると思われたさまざまな熱処理条件
下で行なった曲げ試験の結果をまとめて示す。

表 ■ 表■に挙げた結果は、さらに、合金化添加元素がベース
合金に付与される性質に及ぼす効果を決定する際の各種
要因の臨界性を立証している。たとえば、合金８０は２
原子％のクロム添加で良好な性質の組合せを示している
。これからクロムをさらに添加すればさらに改良される
と期待されるかもしれない。しかし、３種の異なるＴｉ
Ａ１原子比を有する合金に４原子％のクロムを添加した
ところ、これより低めの濃度で有益であることが判明し
たある添加元素の濃度を増大させても、あるものが良好
である場合その量を増やすとさらに良くなるはずである
という単純な推論には従わないことが立証された。事実
、添加元素のクロムの場合にはまったく反対のことが起
こるのであって、ある量で良好であっても量を増やすと
それより悪くなることが立証されている。

表■から明らかなように、「より多くの」（４原子％）
クロムを含有する合金４９、７９および８８は、いずれ
も、ベースの合金と比較して強度が劣っており、しかも
外部繊維歪み（延性）も劣っでいる。

対照的に、実施例１８の合金３８は２原子％の添加元素
を含有しており、強度は多少低下しているものの延性は
大幅に改良されている。また、合金３８の測定された外
部繊維歪みは熱処理条件と』（に大きく変化しているこ
とが分かる。外部繊維歪みの顕著な増大は１２５０℃で
の焼きなましで達成された。それより高い温度で焼きな
ました場合は低下した歪みが観察された。同様な改良は
、やはり添加元素を２原子％しか含有しない合金８０で
も観察された。ただし、この場合最高の延性が達成され
る焼きなまし温度は１３００℃であった。

実施例２０の合金８７では２原子％の量のクロムを使用
しているが、アルミニウムの濃度が５０原子％に増大し
ている。アルミニウムの濃度がこのように高いと、その
延性は、４６〜４８原子％の範囲のアルミニウムと２原
子％のクロムを含む組成物で測定された延性より多少低
下する。合金８７の場合、最適の熱処理温度は約１３５
０℃であることが判明した。

それぞれ添加元素を２原子％含有する実施例１８、１９
および２０では、最適の焼きなまし温度はアルミニウム
濃度の増大に伴って上昇することが観察された。

このデータから、１２５０℃で熱処理された合金３８は
最良の組合せの室温特性を示すことが決定された。アル
ミニウムが４６原子％である合金３８では最適の焼きな
まし温度が１２５０℃であるが４８原子％のアルミニウ
ムを含む合金８０の最適な温度は１３００℃であること
に注意されたい。合金８０で得られたデータをベースの
合金に対してプロットして第２図に示す。

このように１２５０℃で処理した合金３８と１３００℃
で熱処理した合金８０の延性が顕著に１曽大したことは
、１９８７年１２月２８日に出願された同時係属中の米
国特許出願第１３８．　　４１１１５号に説明されてい
るように、予期されなかったことである。

表■に含まれているデータから明らかなことは、ＴｉＡ
１組成物の性質を改良するためのその組成物の改変は非
常に複雑であり予測できないということである。たとえ
ば、２原子％の濃度のクロムは、ＴｉＡ１の原子比が適
当な範囲にありこの組成物の焼きなまし温度がクロムの
添加に対して適当な範囲にある組成物の延性を極めて顕
著に増大させることが明らかである。また、添加元素の
濃度を増加すれば性質を改良する上でより大きな効果が
期待されるかもしれないが、２原子％の濃度で達成され
る延性の増大はクロムを４原子％の濃度まで増加させる
と逆転するかまたは失われるので、本当はまったＳ逆で
あるということも表■のデータから明らかである。さら
に、より高濃度の添加元素の添加に伴う性質の変化を試
験する際に、チタンとアルミニウムの原子比をかなり大
幅に変化させ、またかなり広い範囲の焼きなまし温度を
使用しても、ＴｉＡ１の性質を改良するのに４原子％の
濃度は有効でないことが明らかである。

実施例２４ 次の組成を有する合金サンプルを製造した。

Ｔ　ｌ　５２Ａ　１　４８　Ｃ　ｒ　２この合金の試験
用サンプルは２８類の製造法で調製し、各サンプルの性
質は引張試験で測定した。

使用した方法と得られた結果をすぐ下の表Ｖに示す。

表　　　　Ｖ 表Ｖには、実施例１８と２４に従って製造した合金サン
プル３８についての結果を挙げた。これらの実施例では
それぞれの合金を形或するのに異なる２種の製法を使用
した。さらに、実施例１８の合金３８から調製した金属
試片およびそれとは別に実施例２４の合金３８から調製
した金属試片に対して使用した試験法は、前の実施例の
試片に対して使用した試験法とは異なっている。

そこで、まず実施例１８をみると、この実施例の合金は
丈施例１〜３に関して上に記載した方法で製造した。こ
れは、急速凝固・圧密化法である。

さらに、実施例１８で使用した試験は、すでに挙げた表
で示した他のデータ、特に上記表■の実施例１８に示し
たデータの場合に使用した４点曲げ拭験ではなかった。

むしろ使用した試験法はより普遍的な引張試験であった
。この試験法では、金属サンプルを引張試験棒として製
造し、金属が伸びて最後に破断するまで引張試験にかけ
る。たとえば、ふたたび表Ｖの実施例１８に関していう
と、合金３８から引張拭験棒を製造し、この試験棒に引
張力をかけたところ、この棒は９３ｋｓｉで降伏すなわ
ち伸張した。

表Ｖの実施例１８に挙げた引張試験棒で測定した降伏強
さ（ｋｓｉ）は、４点曲げ試験で測定した表■の実施例
１８の降伏強さ（ｋｓｆ）に匹敵する。一般に、冶金学
上の習慣では、引張拭験捧の伸びで決定される降伏強さ
の方が普通に使用されており工学的目的に対してより一
般的に受け入れられている尺度である。

同様に、引張強さ１０８ｋｓｉは、表Ｖの実施例１８の
引張試験棒が引張られた結果として破断する時の強さを
表わす。この測定値は表■の実施例１８の破壊強さ（ｋ
ｓｉ）に相当する。明らかに、すべてのデータで、２種
類の異なる試験では２つの異なる測定値が得られる。

次に、塑性伸びに関してみると、ここでも、前記表■の
実施例１８に挙げた４点曲げ試験で測定された結果と、
上の表Ｖの実施例１８の一番右の欄に挙げた塑性伸び（
％）との間にはある相関がある。

ここで、ふたたび表Ｖをみると、実施例２４は「加工方
法」の欄にインゴット冶金法で製造したとされている。

ここで使用する「インゴット冶金法」という用語は、合
金３８の成分を表Ｖに示した割合で、しかも夫施例１８
に示した割合に正確に相当する割合で融解することを意
味する。いい換えると、実施例１８の合金３８と実施例
２４の合金３８の組或はまった《同一である。これら２
つの実施例の相違点は、実施例１８の合金が急速凝固法
で製造されたのに対して実施例２４の合金がインゴット
冶金法で製造されたことである。もう一度いうと、イン
ゴット冶金法では、成分を融解し、その戊分を凝固させ
てインゴットにする。

急速凝固法では、溶融紡糸法でリボンを形或した後この
リボンを圧密化して充分密に凝集した金属サンプルにす
る。

尖施例２４のインゴット融解法では、直径が約２′で厚
さが約１／２′の寸法のホッケーバック状の形状のイン
ゴットを製造する。このホッケーバック状のインゴット
を融解・凝固させた後、ホッケーバック状インゴットの
垂直厚みに相当する垂直厚みをもち壁厚が約１／２′の
スチール製の環の中にインゴットを封入した。この保持
リング内に封入する前にホッケーパックインゴットを２
時間１２５０℃に加熱して均質化した。このホッケーバ
ックと収容リングの全体を約９７５℃の温度に加熱した
。こうして加熱したサンプルと収容リングを、元の厚み
のほぼ半分の厚みに鍛造した。

試片の鍛造・冷却後、実施例１８で製造した引張試験片
に相当する引張試験片を製造した。これらの引張試験片
を実施例１８で使用したのと同じ通當の引張試験にかけ
た。これらの試験で得られた降伏強さ、引張強さおよび
塑性伸びの測定値を表Ｖの尖施例２４の欄に示した。表
■の結果から明らかなように、それぞれの試験サンプル
は実際の引張試験を実施する前に異なる温度で焼きなま
しだ。

表■の実施例１８では引張試験片に対して使用した焼き
なまし温度は１２５０℃であった。表Ｖの実施例２４の
合金３８の３つのサンプルは、それぞれ表Ｖに示した３
つの異なる温度、すなわち１２２５℃、１２５０℃およ
び１２７５℃で焼きなました。焼きなまし処理をおよそ
２時間実施した後、サンプルを通常の引張試験にかけた
。その結果は、３つの別々に処理した引張試験片につい
て表Ｖに示した。

ここで、表Ｖに示した試験結果をふたたび参照すると、
急速凝固で製造された合金で測定される降伏強さは、イ
ンゴット法で加工された金属試片でｉ１Ｉ１定される降
伏強さより多少高いことが明らかである。また、インゴ
ット冶金法で製造されたサンプルの塑性伸びが、一般に
、急速凝固法で製造されたサンプルより高い延性をもっ
ていることも明らかである。実施例２４について挙げた
結果は、降伏強さの測定値は実施例１８の測定値よりい
くらか低いものの、航空機エンジンやその他多くの産業
用途に応用するのに充分であることを立証している。し
かし、実施例２４について表Ｖに挙げた延性の刈定値に
よると、インゴット冶金法で製逍された合金３８は、延
性の向上により、より高い延性が要求される用途で極め
て望ましいユニクな合金となる。一般に、インゴット冶
金法は、高価な溶融紡糸工程そのものも、溶融紡糸の後
に必要とされる圧密化工程も必要としないので、溶融紡
糸法または急速凝固法よりずっと安価であることがよく
知られている。

実施例２５ 実施例２４に関して記載したのとほぼ同様なインゴット
冶金法で合金のサンプルを製造した。メルトの成分組成
は次式で表わされる。

Ｔ　ｌ　４８Ａ　１　４ｓ　Ｃ　ｒ　２　Ｔ　ａ　２こ
れらの成分からメルトを形成し、そのメルトを鋳造して
インゴットにした。

このインゴットの寸法は、直径が約２インチ、厚さが約
１７２インチであった。

このインゴットを１２５０℃に２時間加熱して均質化し
た。

ほぼホッケーバック状形態のインゴットを、ホッケーパ
ックインゴットの垂直厚みに相当する垂直厚みを有し壁
厚が約１／２インチである環状のスチール製バンドで側
面から封入した。

このホソケーパックインゴットと環状の保持リングの全
体を約９７５℃の温度に加熱した後、この温度で鍛造し
た。鍛造によって、ホッケーパックインゴットの厚みは
その元々の厚みの半分に低下した。

鍛造したインゴットを冷却した後、このインゴットを磯
城加工して、３種の異なる熱処理用のピンを３個作成し
た。この３個のピンを下記表■に示す３種の異なる温度
で２時間それぞれ別個に焼きなました。それぞれの焼き
なましの後３つのピンを１０００℃で２時間時効処理し
た。

焼きなましおよび時効処理の後、各ピンを機械加工して
通常の引張試験棒を作成し、得られた３つの試験棒に対
して通常の引張試験を実施した。

この引張試験の結果を表■に示す。

表　　　■ 合金の引張特性および耐酸化性 ＊ ：実施例２Ａは二の実施例で使用した合金の組成の点で
上記実施例２に相当する。

しかし、実施例２Ａの合金１２Ａは、実施例２の合金１
２の急速凝固法ではなくてインゴット冶金法で製還した
。引張特性と伸び特性は、実施例２の合金１２に対して
使用した４Ａ曲げ試験ではなくて引張試験棒法で試験し
た。

表から明らかなように、合金１４０の５つのサンプルは
それぞれ５つの異なる温度、すなわち１２５０℃、１２
７５℃、１３００℃、１３２５℃および１３５０℃で別
々に焼きなました。これらのサンプルの降伏強さはベー
ス合金１２と比べて大幅に改良されている。たとえば、
１３００℃で焼きなましたサンプルは降伏強さが約１７
％、破壊強さが約１２％向上していた。この強度の向上
は延性をまったく損うことがなく実現した。

しかしながら、やはり表■の結果が示しているように、
耐酸化性も顕若に改良されていた。この改良は、重量損
失を引起こす酸化の低減として約９４％である。この表
■のデータを第１図にプロットして示す。

この大幅に改良された強度、極めて望ましい延性および
顕著に改良された耐酸化性が組合される結果、この合金
は、ユニークなγ−アルミ化チタン組成物となる。

さらに、実施例２５の合金１４０に対してクリ−プ歪み
の試験を実施した。Ｔ　１　４ｇ　Ａ　ｌ　４８　Ｃ　
ｒ　２’　Ｔ　ａ　２のクリープを示すデータをＴ　１
　５ｏＡ　Ｉ　４８Ｃｒ２のクリープデータと比較して
プロットしたのが第４図である。合金１４０の場合は８
００時間後サンプルが破断する前に試験を中止した。第
４図のプロットから明らかなように、タンタルを含有す
るサンプルは、アルミニウムを含有するがタンタルを含
有しないサンプルと比較してクリープ特性が秀れている
。

したがって、この実施例で得られた結果が実施例１７で
得られた結果とまったく対照的であることは容易に分か
る。尖施例１７では、多数の添加元素を組合せてγＴＥ
Ａ１合金に添加すると、その添加元素を個別に使用した
時の有益な影響がｒ［］殺されて消失した。対照的に、
この実施例では、複数の添加元素を加えると、個別に添
加した時に見られた結果を越える全体的な効果が達成さ
れた。

実施例２６〜３０ さらに、実施例２４に記載したようにして、別のサンプ
ルを５種類作成した。これらのサンプルの組成を表■に
挙げる。

表　　　■ 合金の引張特性 表■には、これらのクロムとタンタルを含有するγＴｉ
Ａ１組成物の引張試験の結果も挙げた。

一般にこれらの合金の強度の値が実施例２Ａのものより
改良されていることが明らかである。延性の値はある範
囲に亘って変化していたが、これらの組成物で有意義で
有益な延性の値が達成可能なことを示していた。

実施例３１ 次の組成を有する合金の３０〜３５ボンドのメルトを製
造した。

Ｔ　１　４７Ａ　ｌ　４７Ｃ　ｒ　２　Ｔ　ａ　４ｖＩ
られた材料を誘導加熱した後、黒鉛製金型に注いだ。こ
のインゴットは直径が約２．７５インチで長さが約２．
３６インチであった。

このインゴットからサンプルを切出し、１１７５℃、ｌ
　５Ｋｓ　ｉで３肪間ＨＩＰ処理した。次に、ＨＩＰ処
理したサンプルを２４時間以内の間１２００℃で均質化
した。

次いで、サンプルを歪みのかかる速度を０．　　１イン
チ／分として１１７５℃で等温鍛造した後、その厚みを
元の厚みの２５％まで低下させた（すなわち２インチか
ら０．　　５インチになった）。

次にサンプルを１２７５℃で２時間焼きなました。その
後、このサンプルの室温引張特性を測定した。その結果
を表■に示す。

表　　　　■ Ｔ　Ｉ　４７Ａ　Ｉ　４７　Ｃ　ｒ　２　Ｔ　ａ　４の
引張特性＊ ：引張と伸びの２つの値は同じ合金のサンプルに対して
行なった二回の試験による。

上の実施例から明らかなように、ＴｉＡｌに対するクロ
ムとタンタルの添加の望ましい効果は、次式に従ってタ
ンタルを２部添加する場合一猪になって発Ｆ１（される
。

引張強さの極めて顕著な増大が延性の損失を伴うことな
く得られる。実際、塑性延び２，７３％を示したサンプ
ルでは向上さえしたのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、１３００″Ｃで焼きなました後の本発明の合
金をベース合会に対して比較したデータを示す棒グラフ
である。 第２図は、化学量論の異なるＴｉＡ１組成物とＴ　ｌ　
ｓｏＡ　ｌ　４８　Ｃ　ｒ　２に対して４点曲げ試験で
測定した負荷（ボンド）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、各種合金に対する引張係数（モジュラス）と
温度の関係を示すグラフである。 第４図は、クリープ試験（８００゜Ｃ，１１０ｋｓｉ　
，アルゴン）をうけた２種の金属のクリープ歪み（％）
を時間に対してプロットしたグラフである。 ００ｏ う＆痕　（０こ）

Claims (20)

【特許請求の範囲】
1. （１）本質的に、次の平均原子比 Ｔｉ＿５＿２＿−＿４＿１Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿１＿−＿３Ｔａ＿１＿−＿６のチタン、アルミニウ
   ム、クロムおよびタンタルから成る、クロムとタンタル
   で改変されたチタン−アルミニウム合金。
2. （２）本質的に、平均原子比 Ｔｉ＿５＿１＿−＿４＿３Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿１＿−＿３Ｔａ＿２＿−＿４のチタン、アルミニウ
   ム、クロムおよびタンタルから成る、クロムとタンタル
   で改変されたチタン−アルミニウム合金。
3. （３）本質的に、次の平均原子比 Ｔｉ＿５＿１＿−＿４＿２Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿２Ｔａ＿１＿−＿６のチタン、アルミニウム、クロ
   ムおよびタンタルから成る、クロムとタンタルで改変さ
   れたチタン−アルミニウム合金。
4. （４）本質的に、平均原子比 Ｔｉ＿５＿０＿−＿４＿４Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿２Ｔａ＿２＿−＿４のチタン、アルミニウム、クロ
   ムおよびタンタルから成る、クロムとタンタルで改変さ
   れたチタン−アルミニウム合金。
5. （５）本質的に、平均原子比 Ｔｉ＿５＿０＿−＿４＿４Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿２Ｔａ＿１＿−＿６のチタン、アルミニウム、クロ
   ムおよびタンタルから成る、クロムとタンタルで改変さ
   れたチタン−アルミニウム合金。
6. （６）本質的に、次の平均原子比 Ｔｉ＿４＿９＿−＿４＿６Ａｌ＿４＿７＿−＿４＿８Ｃ
   ｒ＿２Ｔａ＿２＿−＿４のチタン、アルミニウム、クロ
   ムおよびタンタルから成る、クロムとタンタルで改変さ
   れたチタン−アルミニウム合金。
7. （７）前記合金がインゴット冶金法によって製造された
   ものである、請求項１記載の合金。
8. （８）前記合金がインゴット冶金法によって製造された
   ものである、請求項２記載の合金。
9. （９）前記合金がインゴット冶金法によって製造された
   ものである、請求項３記載の合金。
10. （１０）前記合金がインゴット冶金法によって製造され
    たものである、請求項４記載の合金。
11. （１１）前記合金がインゴット冶金法によって製造され
    たものである、請求項５記載の合金。
12. （１２）前記合金がインゴット冶金法によって製造され
    たものである、請求項６記載の合金。
13. （１３）前記合金が１２５０〜１３５０℃で熱処理され
    ている、請求項５記載の合金。
14. （１４）前記合金が１２５０〜１３５０℃で熱処理され
    ている、請求項６記載の合金。
15. （１５）前記合金が１２５０〜１３５０℃で熱処理され
    ている、請求項７記載の合金。
16. （１６）前記合金が１２５０〜１３５０℃で熱処理され
    ている、請求項８記載の合金。
17. （１７）本質的に、次の平均原子比 Ｔｉ＿５＿０＿−＿４＿４Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
    ｒ＿２Ｔａ＿２＿−＿４のチタン、アルミニウム、クロ
    ムおよびタンタルから成るクロムとタンタルで改変され
    たチタン−アルミニウムγ合金で形成されている、高強
    度および高温で使用される構造部材。
18. （１８）部材がジェットエンジンの構造部材である、請
    求項１７記載の部材。
19. （１９）部材が繊維状強化材で強化されている、請求項
    １７記載の部材。
20. （２０）繊維状強化材が炭化ケイ素フィラメントである
    、請求項１９記載の部材。