JPH03115539A - 炭素、クロムおよびニオブで改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金 - 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】 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、化学量論比の点で、ま
たある組合せの添加元素の添加の点で改変（改良）され
たチタンとアルミニウムのγ合金に係る。

アルミニウムの割合を次第に増大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
ミニウム組成物の結晶形が変化することが知られている
。アルミニウムの割合（％）が小さいとチタン中で固溶
体が形成され、結晶形はαチタンの結晶形のままである
。アルミニウム濃度がそれより高くなると（たとえば約
２５〜３５原子％）、金属間化合物Ｔ　ｉａ　Ａ　１が
形成される。Ｔ　ｉ　ａ　Ａ　１はα−２といわれる秩
序化された六方晶形を有する。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ＴｉＡｌが形成される。

γ結晶形を存し、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。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モジュラ
スと温度の関係を第２図に示す。図から明らかなように
Ｔｉ−Ａｌはチタン合金の中で最も良好なモジュラスを
もっている。ＴｉＡｌは高温で他のチタン合金より高い
モジュラスをもっているばかりでなく、温度上昇に伴う
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
立たなくなる温度より高い温度でも有用なモジュラスを
保持している。

ＴｉＡ１金属間化合物を基材とする合金は、高温で高い
モジュラスが要求され、しかも環境からの良好な保護も
必要とされるような用途で魅力のある軽量材料である。

ＴｉＡｌの特性の中で、ＴｉＡ１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温で
の強度は、このＴｉＡｌ金属間化合物をある種の構造部
材用途に利用できるようにするまでに改良が必要である
。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ＴｉＡ１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
用すべきＴｉＡ１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ａ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、γＴｉＡ１４（１成物の性質は、成
分のチタンとアルミニウムの化学ｍ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金属間化合物に添加
元素を組合せて配合して、それらの添加元素を組合せて
倉荷する組成物を得ることによって、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、これらの添加元素を組合せて含む
組成物が、かなり高い強度、極めて高い延性、および価
値のある耐酸化性を始めとしているいろな性質を独特な
望ましい組合せで示すことを発見した。

従来技術 Ｔ　ｉ　３Ａ　Ｉ金属間化合物、ＴｉＡｌ金属間化合物
およびＴ　ｉ　Ａ　１３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。

ｒＴｉＡＩ型のチタン合金（Ｔｉｔａ、ｎｌｕｍ　Ａ１
１ｏｙｓ　ｏｆ’　ｔｈｅ　ＴｌＡｌ　Ｔｙｐｅ）Ｊと
題する米国特許節４゜２９４．６１５号では、ＴｉＡ１
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、Ｔ　１　ａ　Ａ　Ｉと比較したＴｉＡ１の利点と欠
点を検討する際に次のような指摘がなされている。

ｒＴ　ｉ　Ａ　ｌγ合金系はアルミニウム含量が高いの
で潜在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℃
までの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、
これらは必要とされる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、使用中
めったにないが避けることのできないちょっとした損傷
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な合金の代替
として有用な工学材料ではない。」 ＴｉＡ１もＴ　ｔ　ａ　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Ｔ
ｉＡ１は（Ｔｔの固溶体合金とはもちろん）Ｔ　ｉ　ａ
　Ａ　ｌとまったく異なっている。上記米国特許節４，
２９４，６１５号の第１欄の最下行では次のように指摘
されている。

「熟練者は２粍の秩序化された相の間に実質的な違いが
あることを認識している。

Ｔ　ｉ　ａ　Ａ　ｌとチタンは六方晶結晶構造が非常に
良く似ているので、その合金化挙動と変態挙動が類似し
ている。しかし、化合物ＴｉＡｌ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認識されていない
ことが多い。」 上記米国特許節４，２９４，６１５号には、ＴｉＡｌ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。

この米国特許節４，２９４．６１５号の表２には、原子
％でＴｉ−４５ＡＩ−５，ＯＮｂの組成を有する合金Ｔ
２Ａ−１１２も開示されている。

しかし、この特許には有益な性質をもった組成物は記載
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（Ｈ，Ｓ、　Ｂｕｍｐｓ）　、ケスラー（
Ｉｌ、Ｄ、　Ｋｅｓｓｌａｒ）およびハンセン（Ｍ、　
ｌ１ａｎｓｅｎ）著、「チタン−アルミニウム系（Ｔｉ
ｔａｎｉｕｍ−Ａｌｕｍｉｎｕｍ　Ｓｙｓｔｅｍ）」、
金属雑誌（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｌ’　Ｍｅｔａｌｓ）　
、１９５２年６月、第６０９〜６１４頁、アメリカ鉱山
冶金学会誌（ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮＳ　ＡＩＭＥ）　
、第１９４巻。

２、オグデン（１！、Ｒ，Ｏｇｄｅｎ）　、メイカス（
Ｄ、Ｊ、　Ｍａｙｋｕｔｈ）　、フィンレイ（Ｗ、Ｌ、
　Ｐｉｎｌａｙ）およびジャフィー（Ｒ，１，Ｊａ［’
ｒｅｅ）著、「高純度Ｔ　ｉ　−Ａ　１合金の機械的性
質（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏ
（’　！ｌｉｇｈＰｕｒ１ｔ＞’　Ｔｌ−Ａｌ　Ａ１１
ｏｙｓ）　Ｊ　、金属雑誌（Ｊｏｕｒｎａｌ　。

ｒ　Ｍｅｔａｌｓ）　、１９５３年２月、第２６７〜２
７２頁、アメリカ鉱山冶金学会誌（ＴＲＡＮＳＡＣＴＩ
ＯＮＳ　ＡＩＭＥ）、第１９７巻。

３、マツクアンドリュ−（Ｊｏｓｏｐｈ　Ｂ、　ＭｃＡ
ｎｄｒｃｖ）およびケスラー（Ｈ，Ｄ、　Ｋｅｓｓｌｅ
ｒ）著、高温合金用基材としてのＴｉ−３６％Ａ　Ｉ　
（ＴＩ−３６Ｐｅｔ　Ａｌ　ａｓ　ａ　Ｂａ５ｅ　ｆｏ
ｒ　ｌｌｌｇｈ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　Ａ１１ｏｙ
ｓ）　Ｊ　、金属雑誌（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍｅｔ
ａｌｓ）　、１９５６年１０月、第１３４８〜１３５３
頁、アメリカ鉱山冶金学会誌（ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮ
Ｓ　ＡＩＭＥ）　、第２０６巻。

このマツクアンドリュー（ＭｃＡｎｄｒｏｖ）の文献に
は、ＴＥＡ１金属間γ合金の開発に関する進行中の研究
が開示されている。その表■でマックアンドリュ−（Ｍ
ｃＡｎｄｒｃｗ）は、３３〜４９ｋｓｉの極限引張強さ
を存する合金を、「設計した応力がこの程度よりかなり
下である場合には」適当であるとして報告している。こ
れは表Ｈのすぐ上に２試されている。表■の」二のパラ
グラフでマツクアンドリュ−（ＭｃＡｎｄ　ｒｅｖ）は
、タンタル、銀およびにニオブ）コロンビウムが１２０
０℃までの温度にさらされた合金の薄い保護酸化膜の形
成を誘発するのに仲用な合金であることが判明したと述
べている。マツクアンドリュ−（ＭｃＡｎｄｒｅｖ）の
第４図は、１２００℃の静止空気に９６時間さらされた
後のニオブの公称重量％に対して酸化の深さをプロット
したものである。１３５３頁の要約の直前には、”ｔ’
ｆｆｒｍ％のコロンビウム（ニオブ）を含有するチタン
合金のサンプルが、比較のために使用したＴＬ−３６％
ＡＩより５０％高い破壊応力特性を示すと報告されてい
る。

４、マーチン（Ｐａｔｒｌｃｋ　Ｌ、　ＭａｒｔＩｎ）
　、メンディラッタ（Ｍａｄａｎ　Ｇ、　Ｍｏｎｄｉｒ
ａｔｔａ）およびリスピット（Ｉｌａｒｒｙ　Ａ、　Ｌ
ｌｓｐｉｔｔ）著、ｒＴ　Ｌ　Ａ　１合金およびＴｉ’
ＡＩ＋Ｗ合金のクリープ変形（Ｃｒｅｅｐ　Ｄｏｆ’ｏ
ｒｍａｔｌｏｎ　ｏｒ　ＴｌＡｌ　ａｎｄ　ＴｌＡｌ　
＋　ｖＡｌｌｏｙｓ）　Ｊ　、冶金学会誌（Ｍｅｔａｌ
ｌｕｒｇｌｃａｌ　Ｔｒａｎｓａｃｔｌｏｎｓ）　Ａ、
第１４Ａ巻（１９８３年１０月）、第２１７１〜２１７
４頁。

５、マーチン（Ｐ、Ｌ、　Ｍａｒｔｌｎ）　、リスピッ
ト（Ｉｌ、Ａ。

Ｌｌｓｐｌｔｔ）　、ヌーフｙ−（Ｎ、Ｔ、　ＮｕＭｏ
ｒ）およびウィリアムズ（Ｊ、Ｃ，Ｗｌｌｌｌａｍｓ）
著、ｒ　Ｔ　１　ａ　Ａ　１およびＴｉＡ１のミクロ組
織および性質に及ぼす合金化の効果（Ｔｈｅ　Ｅｒｆ’
ｅｅｔｓ　ｏｒ　Ａｌｌｏｙｌｎｇ　ｏｎ　ｔｈｅ　Ｍ
ｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　Ｐｒｏｐｅｒｔ
ｉｅｓ　ｏｆ　Ｔ１３Ａｌ　ａｎｄ　ＴｉＡｌ）」、チ
タン（Ｔｌｔａｎｉｕｍ）　８０　［米国ペンシルベニ
ア州、ワーレンデイル（Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ）　＜７
）アメリカ金属学会（Ａｍｏｒｌｃａｎ　５ｏｃｉｅｔ
ｙ　ｆｏｒ　Ｍｅｔａｌｓ）発行］、第２巻、第１２４
５〜１２５４頁。

６、辻本徳三（Ｔｏｋｕｚｏ　Ｔｓｕｊｉｍｏｔｏ）著
、ｒＴｉＡｌ金属間化合物合金の研究、開発および展望
（Ｒｅｓｏａｒｃｈ、　Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ、　ａ
ｎｄ　Ｐｒｏｓｐｏｃｔｓ　ｏｒ　ＴｌＡｌ　　Ｉｎｔ
ｏ＋ｖｃｔａｌｌｌｃ　Ｃｏｍｐｏｕｎｄ　Ａ１１ｏｙ
ｓ）Ｊ　、チタンおよびジルコニウム（Ｔｉｔａｎｉｕ
ｍ　ａｎｄ　Ｚｌｒｃｏｎｌｕｍｍｓ）　、第３３巻、
第３号、１５９（１９８５年７月）、第１〜１９頁。

７、リブジット（Ｉｌ、Ａ、　Ｌｉｐｓｌｔｔ）著、「
アルミ化チタン（Ｔｌｔａｎｌｕｍ　Ａｌｕｍｌｎｌｄ
ｅｓ）−概ｆｉ（Ａｎ　０ｖｅｒｖ１ｅｖ）　Ｊ　、材
料研究学会シンポジウム講演要旨集（Ｍａｔ、Ｒｅｓ、
Ｓｏｃ、　Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ　Ｐｏｒｅ、）　、材料
研究学会（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｒｅ５ｅａｒｃｈ　５
ｏｃｉｅｔｙ）　、第３９巻（１９８５年）、第３５１
〜３６４頁。

８、ワンプ（Ｓ、Ｉｌ、　Ｗｈａｎｇ）ら著、ｒ　Ｌ　
１　ｏ　Ｔ　ｉＡｌ化合物合金における急速凝固の影響
（Ｅｒｌ’ｃｅｔ　。

１’　Ｒａｐｉｄ　５ｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ　ｉ
ｎ　ＬｌｏＴＩＡＩ　ＣｏｍｐｏｕｎｄＡｌｌｏｙｓ）
　Ｊ　、構造金属における急速凝固により高まった性質
に関するアメリカ金属学会シンポジウム講演要旨集（Ａ
ＳＭ　Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ　Ｐｒｏｃｏｅｄｉｎｇｓ　
ｏｎ　１Ｅｎｈａｎｃｅｄ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　Ｉ
ｎ　５ｔｒｕｃ、　Ｍｅｔａｌｓ　Ｖｉａ　Ｒａｐｌｄ
Ｓｏｌ　Ｉｄｌｒｌｃａｔｌｏｎ）、週刊マテリアルズ
（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｗｅｅｋ）　、！　９８６年１
０月、第１〜７頁。

９、イズベスティヤーア力デミイイ・ナウク・ニス・ニ
スａニス参アール（Ｉｚｖｅｓｔｌｙａ　Ａｋａｄｅｓ
ｌｌ　Ｎａｕｋ　５ＳＳＲ）　、冶金（ＭｅｔａｌｌＬ
）第３号（１’３８４年）、第１６４〜１６８頁。

１０、マーチン（Ｐ、Ｌ、　Ｍａｒｔｌｎ）　、リブジ
ット（１１゜Ａ、　Ｌｉｐｓｌｔｔ）　、ヌーフｙ−（
Ｎ、Ｔ、　Ｎｕｈｆ’ｃｒ）およびウィリアムズ（Ｊ、
Ｃ，Ｖｉｌｌｉａｍｓ）著、ｒ　Ｔ　ｌ　３Ａ　！およ
びＴｉＡ１のミクロ組織および性質に及ぼす合金化の効
果（Ｔｈｏ　Ｅｒｒａａｔｓ　ｏｆ’　Ａｌｌｏｙｉｎ
ｇ　ｏｎ　ｔｈ。

Ｍｌｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｏ　ａｎｄ　Ｐｒｏｐｅｒ
ｔｉｅｓ　ｏｒ　Ｔ１３Ａｌ　ａｎｄＴＩＡＩ）Ｊ　、
チタン（Ｔｆｔａｎｌｕｍ）　８０　［米国ペンシルベ
ニア州、ワーレンデイル（ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ）のア
メリカ金属学会（Ａｍｅｒｉｃａｎ　５ｏｃｉｅｔｙ　
ｆ’ｏｒ　Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ）発行］、第２巻（１
９８０年）、第１２４５〜１２５４頁。

ジャフィー（ＪａｆＴｅｅ）の米国特許第３，２０３゜
７９４号はＴｉＡ１組成物を数多く開示している。

炭素を含有するＴｉＡｌはベースの組成物よりずっと硬
く（ピッ−カース硬さが３２０対２００）、したがって
延性の程度がずっと低いとされている。

ジャフィー（ＪａｌＴｃｏ）は第３欄の第５９行以降で
次のように述べている。

「炭素、酸素および窒素は少量で存在しても強力な硬化
作用を示す。したがって、Ｔｉ−３７，５％ＡＩの硬さ
は、Ｃ，ＯおよびＮのいずれかを０．２５％添加するこ
とによりビッカースがおよそ２００から３２０まで増大
する。」 ハシアット（Ｉｌａｓｈｌａｎｏｔｏ）の米国特許第４
，６６１．３１６号では、ＴｉＡｌに、０．１〜５゜０
重量％のマンガンを、また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。ノ）シアノド（Ｉ
ｌａｓｈｌａｎｏｔｏ）は、その第２欄第５８行で、マ
ンガンを添加したＴｉＡ１に０．０２〜０゜１２％の炭
素を添加することを示唆している。しかし、ハシアット
（１ｌａｓｈｌａｎｏｔｏ）はその第６３行で、次のよ
うに延性が低下するとしている。

「炭素を添加すると延性は低下するが高温強度は増大す
る。」 このように、従来技術は、延性のＴｉＡ１組成物に炭素
を添加すると延性が低下することを教示しているのであ
る。

発明の詳細な説明 本発明のひとつの目的は、室温で大きく改良された延性
、および関連する他の性質を有するチタン−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延性特性を改良することで
ある。

もうひとつ別の目的は、ＴＥＡ１ベース組成物の延性を
、他の一組の宵利な特性と組合せて改良することである
。

さらに別の目的は、延性と強度特性との組合せを改良す
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
一部はそのつど指摘する。

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γＴｉＡ１ベース合金を調製し、比較的低濃
度のクロム、低濃度のニオブおよび低めの濃度の炭素を
非化学量論的組成物に添加することによって達成される
。約１〜３原子％の程度のクロム、１〜５原子％の程度
のニオブおよび０．０５〜０．　３％までの炭素を添加
することが考えられる。

本明細書中で使用する［γＴｉＡ１ベース合金」という
用語は、チタンとアルミニウムを含むベース合金であっ
て、明記した添加元素の外にこのベース合金の特性の良
好な組合せに悪い影響を与えたりまたは損ったりするこ
とのない種類と量でその他の添加元素も含んでいてもよ
いベースの合金を意味する。

本発明の組成物を急速に凝固させる場合には、等方圧ブ
レスおよび押出によって圧密化して本発明の固体組成物
を形成することができる。しかし、本発明の合金はイン
ゴット形態で製造してもよく、また延性、強度およびそ
の他の有益な性質の極めて望ましい組合せを達成するた
めにインゴット冶金法によって加工してもよい。

以下の詳細な説明においては添付の図面を参照すると分
かり易いであろう。

発明の詳細な説明 γＴｉＡ１に炭素、ニオブおよび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
来技術と本発明に関する一連の研究を行なった。最初の
２５個の実施例は従来技術のＫｌ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である。

実施例１〜３ ＴｉＡｌに近いいろいろな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。

急速凝固させたリボンを、排気したスチール化に詰めて
密封した。次にこの缶を３０ｋｓ　ｉの圧力下９５０℃
（１７４０°Ｆ）で３時間熱間等方圧プレス（ＨＩ　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。

この押出したサンプルを次に表■に示した温度で２時間
焼きなましだ。焼きなましに続いて１０００℃で２時間
時効処理した。４点曲げ試験用の試片を室温で機械加工
して１．５ｘ３ｘ２５．４菖膳（０，０６０ＸＯ，１２
ＱＸ１．０インチ）の寸法にした。曲げ試験は、内側の
スパンが１０ｍｍ（０，４インチ）で外側のスパンが２
０１１１１（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ツド変位が１／１０００イン
チの時の流れ応力である。クロスヘツド変位のこの量は
、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点曲げ肺
１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Δｔ１定結果の比較は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
めて有効である。

（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の量であって、「ｈ
」は試片の厚み（インチ）、ｒｄＪは破断時のクロスヘ
ツド変位（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■に示す。表工は１３００℃で焼
きなましだ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
３図に示されている。

これら３種の合金と、添加元素としてクロムを含有する
１種の合金とに関して、加えた負荷（ポンド）に対して
クロスヘツド変位（ミル）をプロットしたのが第３図で
ある。

この表のデータおよび第３図から明らかなように、実施
例２の合金１２は最も良好な組合せの性質を示した。こ
れによって、ＴＬ−Ａ１組成物の性質はＴｉ／ＡＩ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１２を、以下の記載のようにして行
なった別の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
℃で焼きなました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６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。

実施例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に関して上述したようにし
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
行なった試験の結果を、比較用のベース合金として合金
１２を用いてこれと比較して表Ｈに示す。

＊：表１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。

実施例９の合金４５の性質の測定値が示しているように
、延性のＴｉＡｌに炭素を添加するとその延性が約９０
％も劇的に低下した。

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℃で焼きなましだ実施例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度に低かった
。

実施例６でも１２５０℃で焼きなましだ試験片について
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。

その他の実施例のいずれの試験片でも、有意義な程度の
延性をもつものは発見されなかった。

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３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た試験特性に対し
て大きな影響を及ぼしている。

別の一組のパラメーターは、ベースのＴｉＡ１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
パ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に関
する。個々の金属はいずれの元素の代わりにも機能し得
、ある添加元素がどの役割を果たすのか決定できる簡単
な規則はない。このパ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　
ｌ　４ｇＡ　ｌ　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、生起する代替の性質は非常に重要であるが
、極めて予測し難くもある。

この種のパ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るいろであるこ
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結合され
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素濃
度と焼きなまし温度のある特定の組合せで起こり得、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ΔＪＩＪＬ難いことと、は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失敗であるということで
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に関してすでに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ＴｉＡｌベースの別の４種のサンプル
を製造した。これらの組成物は、それぞれ同時係属中の
米国特許出願節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番目の組成物はひとつ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と表示しである。

表■から、実施例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Ｔｉ−Ａ１合金を実質的に改
良できるという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ひとつ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み１２５０℃で焼きなま
しだ合金で得られる結果は、添加元素を個別に含有する
それぞれの合金で得られる結果よりひどく劣っている。

特に、延性に関しては、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極めて有効であ
ったことが明らかである。しかし、実施例１７の合金４
８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、耐酸化性に関しては、合金４０の添加元素ニオ
ブで、ベース合金の重量損失が３１■ｇ／Ｃシであるの
に対して合金４０の重量損失は４ｍｇ／ｃＪと極めて顕
著に改良されることが明らかである。

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９８２℃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ールを掻き取る
。加熱して掻き取る前と後にサンプルを秤量することに
よって重量の差を測定することができる。重量損失は、
全重量損失（ダラム）を試片の表面積（平方センチメー
トル）で割ってｓｇ／ｃ−で決定される。この酸化試験
は、本明細書で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℃で焼きなましだサンプルの重量損失は２ｍｇ／
ｃｄと決定され、これもベース合金の３１＋ｇ／ｃｄ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。

シカシ、３種の添加元素、バナジウム、ニオブおよびタ
ンタルをすべて含有する表■の実施例１７、すなわち合
金４Ｂ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単独で含有する
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ども使用したとき
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る可能
性がある。

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はすでに発見されて
おり、これは同時係属中の米国特許出願第１３８，４７
６号に開示され議論されている。また、上述したように
、ＴｉＡ１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ニオブである。さらに、上で議論
したマツクアンドリュ−（ＭｃＡｎｄ　ｒｅν）の論文
に示されているように、ＴｉＡ１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ックアンドリュー（ＭｃＡｎｄ
ｒｅｖ）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、バナジウムは単独でγ−チタンーアルミ
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、およびタンタルは単独で延性と酸化性
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緒に使用して合金組成物
中に添加元素として配合すると、その合金組成物がその
添加による利益を受けるどころか、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ＴｉＡ１の
性質が正味で低下または損失することを発見したのであ
る。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、２８以上の添加元素がそれぞ
れ独立してＴｉＡ１を改良する場合、それらを−緒に使
用すればＴｉＡ１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、実際バナジウム、ニオブおよびタン
タルを組合せて添加した場合、性質の全体としての有益
な向上が得られるどころか添加元素を組合せて使用した
結果として性質の正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、ニ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含ませると、その添加元素を個別に
含ませた時に改良されるまさしくその性質が実際に失わ
れることが判明した。

実施例１８〜２３ 実施例１〜３に関連して上述したのと同様にして、それ
ぞれ表■に示した組成を有し、クロムで改変されたアル
ミ化チタンを含有する別の６種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■に挙げた結果もまた、ベース合金に付与される性質
に対して合金化添加元素が及ぼす影響を決定する際の各
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％のクロムの添加で良好な
性質の組合せを示している。このことから、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、ＴＬＡＩ原子比の異なる３ｆｌ！Ｉｉの
合金に４原子％のクロムを添加したところ、低めの濃度
では有益であることが分かっている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からといっても
その量を増やせばそれより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、
クロムの添加の場合にはまったく反対のことが起こるめ
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」　（４原子％）
の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）も劣っている。

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、強度は少しだけ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Ａ１１ｌ
定された外部繊維歪みは熱処理条件によって大きく変化
していることが分かる。外部繊維歪みは１２５０℃で焼
きなますことに上って顕著に増大した。それより高い温
度で焼きなました場合に観察された外部繊維歪みは低く
なっていた。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た焼きなまし温度は１３００
℃であった。

実施例２０の合金８７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。このようにアルミニウムの濃度が高いと、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。ただし、合金８７の場合、最適の熱処理温度は
約１３５０℃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確認された。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の最適な焼きなまし温度は１３００
℃であることに注意されたい。合金８０で得られたデー
タをベースの合金と比較してプロットしたグラフを第３
図に示す。

このように１２５０℃で処理した合金３８の延性と１３
００℃で熱処理した合金８０の延性が顕著に増大したこ
とは、１９８７年１２月２８日に出願された同時係属中
の米国特許出願節１３８゜４８５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［ 物の改変は非常に災難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、ＴｉＡｌ
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場合、その
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、実際にはまったく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、４原子％の濃度は、この
ような高濃度の添加元素を添加したときの性質の変化を
試験・研究する際にチタンとアルミニウムの原子比をか
なり大きく変化させ、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有効
ではないことが明らかである。

実施例２４ 次の組成を付する合金サンプルを製造した。

Ｔ　ｌ　５２Ａ　１　ｔ、ａ　Ｃｒ　２この合金の試験
用サンプルはＺｇｉ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次の表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成するのに異なる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
実施例１〜３に関してすで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
に示した他のデータ、特に上記表■の実施例１８に示し
たデータを取るのに使用した４点曲げ試験ではなかった
。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、金属が伸びてついには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から引張試験棒を製造し、この試験棒に引張力
を加えたところ、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１ｌｌｌ＋定した表■
の実施例１８の降伏強さ（ｋｓｉ）に匹敵する。一般に
、冶金学上の習慣では、引張試験棒の伸びによって決定
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は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
の異なる試験に対して２つの異なる８１ｊ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■をみると、実施例２４は「加工方
法」と標題を付けた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
も実施例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の組成はまったく同一であ
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−度
いうと、インゴット冶金法では、成分を融解し、その成
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成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。

実施例２４のインゴット融解法では、直径が約２′で厚
さが約１／２′の寸法のほぼ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バックインゴット
を２時間１２５０°Ｃ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なるまで鍛造した。

試片の鍛造・冷却後、実施例１８で製造した弓張試験片
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常の引張試験にかけ
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の実施例２４の欄に示した。表
Ｖ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Ｖ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℃で別々に焼きなました。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。

その結果も、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に示された試験結果をふたたび参照すると
明らかなように、急速凝固法で製造された合金でａｌｌ
定される降伏強さは、インゴット法で加工された金属試
片で測定される降伏強さより多少高い。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
果が立証しているように、降伏強さの測定値は実施例１
８のｆｌ）Ｉ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極めて適切
である。しかし、表Ｖに示されている延性の測定値およ
び測定結果によると、インゴット冶金法で製造された合
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ークな合金となる。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 添加元素としてクロムとニオブを両方とも含有する合金
のサンプルを、実施例１〜３に関して開示したのと同様
にして製造した。これらのサンプルに対して、１９８８
年６月３０に出願された同時係属中の米国特許出願節２
０１．９８４号に報告されているようにして試験を行な
い、その結果を次の表■にまとめて示す。

前記表■中の実施例１７かられかるように、１つより多
くの添加元素を添加する場合、それぞれを別々に使用し
たときにはＴｉＡ１組成物のいろいろな性質を改善しま
たその改良に寄与するのに有効であるにもかかわらず、
実施例１７で行なったように、１種以上の添加元素を一
緒に使用したとき、その結果は、添加元素の組合せが望
ましい全体としての性質を増大させるどころかむしろ低
下させるという意味で本質的に否定的である。したがっ
て、ＴｔＡｌに２種の元素、特にクロムとニオブを、添
加元素濃度が４原子％となるように添加することにより
、かつ２種の機能の異なる添加元素を組合せて使用する
ことによって、そのＴＥＡ１組成物の合金として望まし
い全体的性質が実質的に増大することが見出されるのは
非常に驚くべきことである。実際、急速凝固法で製造さ
れた材料に対して行なったすべての試験の中で最高の延
性レベルが達成されるのは、クロムとニオブを添加元素
として組合せて使用したときである。

これらの合金に関して別の一組の試験を行なった。これ
らの試験は合金の耐酸化性に関連している。この試験で
は、空気中で４８時間９８２°Ｃに加熱した後重量損失
を測定した。この測定は、試験片の表面積（ＣＩ）当た
りの重量（ａ＋ｇ）で行なった。この試験の結果も表■
にまとめて示す。

表■に示したデータから明らかなように、合金１２を加
熱した際の重量損失は約３１ｍｇ／ｃｄであった。さら
に、クロムを含何する上記合金８０を加熱した際の重Ｈ
ＩＭ失は４７■／Ｃシであったことも明らかである。対
照的に、１２７５℃で焼きなましだ合金８１を加熱した
ときの重量損失は約４ｍｇ／ｃ−であった。この重量損
失の低下はその合金の耐酸化性の増大を意味している。

これは、合金８１中にクロムとニオブを組合せて添加し
た結果得られた約７倍の極めて顕著な増大である。この
ように、クロムとニオブを含をする合金に関して判明し
たことは、そのような合金が非常に望ましい程度の延性
をもっていることと、最高の延性は耐酸化性の極めて顕
著な改善度と共に達成されるということである。

この合金は高温で高強度を示すジェットエンジンの部品
などのような部品として使用するのに適している。その
ような部品としては、たとえば、スワーレス、排気部品
、ＬＰＴブレードまたはベーン、部品、ベーンまたはダ
クトなどを挙げることができる。

またこの合金は、ＬＬ８７年２７１４日に出願され、本
出願と同じ論受入に醸渡されている同時係属中の米国特
許出願第０１０，８８２号（その開示内容はここで引用
したことにより本明細書中に含まれるものとする）に記
載されているような強化１１２合構造体にも使用できる
。

実施例２６ 実施例２５に記載した合金は急速凝固法で製造した。こ
れとは対照的に、本実施例の合金はインゴット冶金法に
より、前記実施例２４に記載した方法と類似の方法で製
造した。

１９８８年６月３０に出願された同時係属中の米国特許
出願第２０１．９８４号に記載されている組成物の性質
と比べて改良された性質を得るには特定の製造法が重要
である。

この合金の成分割合は次の通りである。

Ｔｉ４８Ａ１４８Ｃｒ２Ｎｂ２ これらの成分を一緒に融解させた後凝固させて、直径が
約２インチで厚みが約０．５インチの２個のインゴット
を作成した。これらのインゴットのメルトは鋼製炉床で
電気アーク融解によって製造した。

２個のインゴットの一方は１２５０℃で２時間均質化し
、もう一方は１４００℃で２時間均質化した。

均質化した後各インゴットを、それぞれ、壁厚が約１／
２インチのぴったりとする環状のスチール製リングに嵌
めた。このインゴットとその収容リングを９７５℃に加
熱した後鍛造して、元の厚みのほぼ半分の厚みにした。

鍛造した各サンプルは、次に、１２５０℃と１３５０℃
の間の温度で２時間焼きなました。焼きなましの後、鍛
造サンプルを１０００℃で２時間時効処理した。時効処
理後、サンプルのインゴットを機械加工して室１ｍでの
引張試験用の引張試験棒を作成した。

下２段■に室温引張試験の結果をまとめて示す。

表 鋳造／鍛造したＴｌ４８Ａ１４．Ｃｒ２Ｎｂ２の室温引
張試験本：この表に挙げたデータは、前記実施例１〜２
３に記載の４点曲げ試験ではなく通常の引張試験に基づ
いている。

前記表■と上記表■に挙げたデータから明らかなように
、高い耐酸化性を有する極めて延性のＴｉＡ１ベース合
金が鋳造および鍛錬冶金技術によって製造されることが
実験的に立証された。

降伏強さは６０〜５７１ｃ　ｓ　ｉの範囲にあり、これ
らの降伏強さが、適用した均質化温度および熱処理温度
にまったく無関係であることは注目に値する。逆に、延
性は使用した均質化温度に対する依存性が極めて強いの
が分かる。すなわち、１２５０℃の均質化温度を使用す
ると、Ｍ１定される延性は熱処理温度に応じて１，３〜
２．１％の範囲である。

しかし、１４００℃で均質化を実施すると、そのサンプ
ルで達成される延性は２．７〜２．９％という高い値で
ある。これらの延性はかなり高くなっており、さらに、
低めの温度で均質化した材料で測定される延性の値より
ずっとバラツキが少なく一定である。

これらの試験は、鋳造／鍛造冶金技術により製造された
Ｔ１４８Ａ１４８Ｃｒ２Ｎｂ２組成物の延性が１４００
℃での均質化によって大きく改善されることを立証して
いる。

上の実施例は延性、強度および耐酸化性を独特な組合せ
で示す組成物の製造を例示している。この実施例は、　
　　　年　　月　　口に出願された同時係属中の米国特
許出願節　　　　　　　号（代理人名簿ＲＤ−１９，４
２９）に開示されている。

さらに、この製造は、実施例２５で使用した費用のかか
る溶融紡糸法とは異なり低価格のインゴット冶金法によ
るものである。

この方法は、クロムとニオブを組合せて添加した組成物
に独特なものである。この実施例で使用した方法が有利
な結果を生ずるようなりロムとニオブの濃度は次式のも
のである。

Ｔ１４８Ａ１４８Ｃｒ２Ｎｂ２ 厚みを減する前のインゴットの均質化はおよそ１４００
℃の温度で実施するのが好ましいが、この方法を実施す
る際にこのトランザス温度を超える温度で均質化するこ
とも考えられる。このトランザス温度はチタンとアルミ
ニウムの化学量論比および添加元素のクロムとニオブの
特定の濃度に依存して変化することが分かる。このため
、まず最初に特定の組成のトランザス温度を決定し、こ
の方法を実施する再にその値を使用するのが賢明である
。

均質化の時間は使用する温度と逆比例して変化し得るが
、１〜３時間程度の短めの時間が好ましい。

インゴットの均質化と封入の後、鍛造によって厚みを減
する前にインゴットと収容リングの全体を９７５℃に加
熱する。収容リングをまったく使用せず、約９００℃と
初期融解温度との間の７１ｖ度に加熱されたサンプルで
良好な鍛造を達成することができる。この初期融解温度
を越える温度は避けるべきである。

厚みを減する段階は元々の厚みの半分までの低下に限ら
れない。本発明を実施する際には約１０％以」二厚みを
低下させると有用な結果が得られる。

５０％を越える厚みの低下が好ましい。

厚みを減じた後、焼きなましは約１２５０℃からトラン
ザス温度までの範囲、好ましくは約１２５０℃から約１
３５０℃の範囲の温度で、約１時間〜約１０時間の範囲
、好ましくは約１〜３時間の範囲の短い時間待なうこと
ができる。はぼ同じ効果の焼きなましを達成するには、
高めの温度で焼きなますサンプルは短めの時間で焼きな
ましするのが好ましい。

焼きなましの後時効処理を行なってもよい。時効処理は
通常焼きなましより低い温度で１〜数時間程度の短い時
間待なう。典型的な時効処理は１０００℃で１時間の時
効である。時効処理は本発明の実施の再に有用ではある
が必須ではない。

以」−のことは、同時係属中の米国特許出願第号（代理
人名簿番号：ＲＤ−１９，４２９）で説明されている。

この出願は引用により本明細書中に含まれるものとする
。

実施例２７ 次式に従ってクロムとニオブの外に炭素も含有している
合金のサンプルを製造した。

Ｔ　ｌ　４７．９Ａ　１４８Ｃｒ　２　Ｎ　ｂ　２　Ｃ
ｏ、を実施例２４と２６Ａに記載のようにして組成物を
製造して試験した。すなわち、電気アーク融解し、鋳造
して、直径が約２インチで厚みが１／２インチのインゴ
ットを作成した。この鋳造インボッ！・を１２５０℃で
２時間均質化した後、スチール製リングに封入した。こ
のインゴットとリングを９７５℃に加熱した後鍛造して
、厚みを元のほぼ半分にした。

１２００と１４００℃の間の温度で２時間焼きなまし、
１０００℃で２時間時効処理した後、引張試験用の試片
を機械加工した。これらの試験の結果を、実施例２６Ａ
の合金８１の引張試験の結果と共に下記表■に示す。表
■にこれら２組の試験データを挙げたのは、２種の合金
はそれぞれの試験結果を密接に比較できるように同じ加
工法に従って製造・加工したからである。

表　　　　■ 鋳造／鍛造した合金の室温引張特性 表■に挙げた結果から明らかなように、クロムとニオブ
を含むγＴｉＡ１に炭素を添加すると、延性が最も顕著
に増大した。これらの結果を第１図にプロットした。

表■と第１図から明らかなことは、添加元素としてクロ
ムとニオブを組合せて含有し１２７５℃または１３００
℃で焼きなました合金８１の顕著に良好な延性がさらに
０．１原子％の炭素を添加することによって驚くべきこ
とにほぼ二倍になったということである。

明らかに、これは最も異例で予期に反する結果である。

したがって、以上のことから、添加元素のクロムとニオ
ブを含をするＴｉＡ１組成物の延性を改良するには複数
の方法があるということが明らかである。

ひとつの方法は急速ａ同法を使用することである。Ｔｉ
４８Ａ１４８Ｃｒ２Ｎｂ２組成物を製造する際、急速凝
固法はそれだけで、高い延性を達成するのに有利である
。

ふたつめの方法は、１４００℃で均質化した実施例２６
Ｂの方法である。

３番目の方法は本明細書中に教示した方法であり、特に
、ＴｉＡｌ組成物に、クロムおよびニオブと一緒に炭素
を含ませることである。

前述した通り、これらの技術は各々がＴｉＡ１の延性を
改良するのに存効である。

Ｔ　Ｉ　ｕ、ｔａＡ　１４８ｃ　ｒ　２　Ｎ　ｂ２Ｃｏ
、ｔのような炭素を合釘する組成物の正確な組成に関し
ていうと、代替としての炭素とそれが配合されるＴｉＡ
ｌベース組成物は表示のように固定されているものと考
えることができる。しかし、この考えは、Ｔｉ５２−４
２　Ａ１４Ｇ−５０Ｃｒ１−３　Ｎｂ１−５　ＣＯ，０
５−０，２”組成物のように各成分に範囲がある場合に
はあてはまらない。このような組成物の場合の表記では
、便宜」−、チタン成分の小数点以下の数値は示さない
。しかし、代替の炭素の表示が明確であるので、チタン
成分の濃度値は表示されている炭素の値の補数であると
確信をもって理解できる。たとえば、炭素の値が０．２
であれば、チタンの値は（５２〜４２）−０，２である
。また、炭素濃度値が０゜０５の場合、チタン濃度値は
（５２〜４２）−０゜０５である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、異なる熱処理をしたサンプルの延性を示す棒
グラフである。 第２図は、各種合金に対するモジュラスと温度の関係を
示すグラフである。 第３図は、４点曲げ試験にかけた化学量論の異なるＴｉ
Ａ１組成物の負荷（ボンド）とクロスヘツド変位（ミル
）との関係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）本質的に、次の概略原子比 Ｔｉ＿５＿２＿−＿４＿２Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿１＿−＿３Ｎｂ＿１＿−＿５Ｃ＿０＿．＿０＿５＿
   −＿０＿．＿２のチタン、アルミニウム、クロム、ニオ
   ブおよび炭素から成る、クロム、炭素およびニオブで改
   変されたγ−チタン−アルミニウム基合金。（２）本質
   的に、次の概略原子比 Ｔｉ＿５＿１＿−＿４＿３Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿２Ｎｂ＿１＿−＿５Ｃ＿０＿．＿０＿５＿−＿０＿
   ．＿２のチタン、アルミニウム、クロム、ニオブおよび
   炭素から成る、クロム、炭素およびニオブで改変された
   γ−チタン−アルミニウム基合金。 （３）本質的に、概略原子比 Ｔｉ＿５＿１＿−＿４＿３Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿２Ｎｂ＿１＿−＿５Ｃ＿０＿．＿１のチタン、アル
   ミニウム、クロム、ニオブおよび炭素から成る、クロム
   、炭素およびニオブで改変されたγ−チタン−アルミニ
   ウム基合金。 （４）本質的に、概略原子比 Ｔｉ＿５＿０＿−＿４＿６Ａｌ＿４＿６＿−＿５＿０Ｃ
   ｒ＿２Ｎｂ＿２Ｃ＿０＿．＿１のチタン、アルミニウム
   、クロム、ニオブおよび炭素から成る、クロム、炭素お
   よびニオブで改変されたγ−チタン−アルミニウム基合
   金。 （５）鋳造／鍛造されている、請求項１記載の合金。 （６）鋳造／鍛造されている、請求項２記載の合金。 （７）鋳造／鍛造されている、請求項３記載の合金。 （８）鋳造／鍛造されている、請求項４記載の合金。 （９）本質的に、次の概略原子比 Ｔｉ＿５＿１＿−＿４＿３Ａｌ＿４＿６−５０Ｃｒ＿２
   Ｎｂ＿１＿−＿５Ｃ＿０＿．＿１のチタン、アルミニウ
   ム、クロム、ニオブおよび炭素から成るクロム、ニオブ
   および炭素で改変されたチタン−アルミニウム合金から
   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。 （１０）ジェットエンジンの構造部材である、請求項９
   記載の部材。 （１１）繊維状強化材で強化されている、請求項９記載
   の部材。 （１２）繊維状強化材が炭化ケイ素フィラメントである
   、請求項１１記載の部材。