JPH03126831A

JPH03126831A - 多成分系チタン合金の改良方法およびそれにより製造される合金

Info

Publication number: JPH03126831A
Application number: JP2205348A
Authority: JP
Inventors: Jr Michael F X Gigliotti; マイケル・フランシス・ザビエ・ギグリオッティ，ジュニア
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1989-10-06
Filing date: 1990-08-03
Publication date: 1991-05-30
Also published as: DE69023201D1; US5041262A; KR910008153A; KR0181936B1; CA2022572A1; DE69023201T2; CN1050742A; EP0421070B1; EP0421070A1

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、チタン合金の改良に関し、特に、−定の組成
および加工・処理関係をもってホウ素を添加することに
より改良された多成分系チタン合金に係る。

高温で改良された性能を有するチタン合金が以前から求
められていることは知られている。また、アルミニウム
含量の高いチタン合金は良好な高温特性を有しているが
、室温での延性に劣るという欠点があるということも知
られている。

従来の高温用チタン合金は、その合金構成元素を一定レ
ベルより多く添加すると室温での脆性が生じるためその
ような添加が困難または不可能であるので、その高温性
能が限られているということは業界で公知である。この
ことは１９５７年１月、クロスレー（Ｃｒｏｓｓｌｅｙ
）とカリュ−（Ｃａｒｅｖ）により、「金属雑誌（ｔｈ
ｅ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ’　Ｍｅｔａｌｓ）　Ｊの４
３〜４６頁の「６〜１０％のＡＩ範囲でのＴｉ−Ａ１合
金の脆性化（Ｅｍｂｒｌｔｔｌｅｍｅｎｔ　ｏｆ’　Ｔ
ｉ−ＡｌＡ１１ｏｙｓ　Ｉｎ　ｔｈｅ　８−１０％ＡＩ
　Ｒａｎｇｅ）　Ｊと題する論文に初めて記載された。

この論文には、約６重量％を越えるレベルで脆性挙動が
起こると記載されており、この挙動は熱にさらすことに
よってさらに悪くなると報告されている。

その後開発の研究はクロスレー（Ｃｒｏｓｓｌｃｙ）と
カリュー（Ｃａｒｅｖ）が認識した方向で進められ、ア
ルミニウムと似た挙動を示す強化用元素はすべて脆性化
を引き起こすことが認識された。その結果、業界では、
脆性化を避けるためにスズ、ジルコニウムおよび酸素な
どの元素はいずれも低めの濃度に調節しなければならな
いことが認識された。バニア（Ｂａｎｌａ）により「金
属雑誌（ｔｈｅ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆＭｅｔａｌｓ）
　Ｊ、１９８８年３月版、ｍ２０　ｍ２２頁の「高温用
先進合金（Ａｎ　Ａｄｖａｎｃｅｄ　Ａ１１ｏｙ　ｆｏ
ｒ　Ｈｌｅｖａｔｅｄ　Ｔｅｆｆ１ｐｅｒａｔｕｒｅ）
Ｊに、また「高温用チタン合金、アルミニウム、ジルコ
ニウム、モリブデン、ケイ素および鉄について（ＴＩＴ
ＡＮＩＵＭ　ＡＬＬＯＹ　ＦＯＲ！ＥＬＥＶＡＴＥＤ　
ＴＥＭＰＥＲＡＴＵＲＥ　ＡＰＰＬＩＣＡＴＩＯＮＳ、
　ＷＩＴＩＩ　ＡＬＵＭＩＮＩＬＩＭ、　ＺＩＲＣＯＮ
ＩＵＭ、　ＭＯＬＹＢＤＥＮＵＭ、　５ＩＬＩＣＯＮ、
　ＡＮＤ　！ＲＯＮ）Ｊと題する米国特許第４，７３８
，８２２号に記載されたＴｉ−１１００ｒｊどのような
最も近代的なチタン合金は、明らかに同じ理由からアル
ミニウムを約６重量％しか含んでいない。

合金化に対する別のアプローチは、ブラックバーン（Ｂ
ｌａｃｋｂｕｒｎ）とスミス（ＳＩＩｉｔｈ）により、
ｒ　Ｔ　ｉａ　Ａ　ｌタイプのチタン合金（ＴＩＴＡＮ
ＩＵＭ　ＡＬＬＯＹＳ　ＯＦ　ＴＩＩＥ　Ｔ１３ＡＩ　
ＴＹＰＥ）Ｊと題する米国特許第４゜２９２．０７７号
、また「ニオブ、バナジウムおよびモリブデンを含有す
るチタンアルミニウム合金（ＴＩＴＡＮＩＵＭ　ＡＬＵ
ＭＩＮＩＵＭ　ＡＬＬＯＹＳ　Ｃ０ＮＴＡＩＮＩＮＧ　
ＮＩＯＢＩＵＭ、　ＶＡＮＡＤＩＵＭ　ＡＮＤ　ＭＯＬ
ＹＢＤＩＥＮＵＭ）　Ｊと題する米国特許第４，７１６
．０２０号に記載された。これらの特許では、アルミニ
ウムの含量が主たる相としてＣ２（Ｔ　ｉａ　Ａ　１　
）を形成するような量より高く、かつニオブ（コロンビ
ウム）またはバナジウムのような耐火用元素を添加した
チタン基合金では、延性化用β相が限られた容積分率で
生成し得ると指摘されている。しかし、このアプローチ
の限界は、室温延性にとって必要なβ相が６５０℃以」
二の温度ではそのような合金の強度を極端に悪くすると
いうことである。

ホウ素のチタンに対する溶解性は低く、チタン基合金に
ホウ素を添加したときの効果が１９８６年にマサルスキ
（Ｔｈａｄｄｅｕｓ　Ｂ、　Ｍａｓｓａｓｋｉ）を編集
長としムレイ（Ｊｏａｎｎｅ　Ｌ、　Ｈｕｒｒａｙ）　
、ベネット（Ｌａｗｒｅｎｃｅ　Ｉｌ、　Ｂｅｎｎｅｔ
ｔ）およびベイカー（Ｉｌｕｇｈ　Ｂａｋｅｒ）によっ
て編集され、アメリカ金属学会（１１１（３Ａｍｃｒｉ
ｃａｎ　５ｏｃ１ｅｔｙ　ｏｒＭｅｔａｌｓ）により刊
行された「二元合金相図（Ｂｉｎａｒｙ　Ａ１１ｏｙ　
Ｐｈａｓｅ　Ｄｉａｇｒａｍｓ）　Ｊと題する参考文献
に記載されていることが知られている。この文献によれ
ば、チタン基合金にホウ素を添加するとホウ化物…の析
出が起こることが期待され、したがってチタンマトリッ
クスのミクロ組織を変更するような効果は期待されない
と思われる。

従来の凝固および加工熱処理技術によって製造されてい
るいろいろな種類のチタン合金では、第二の相の化合物
を形成するためにホウ素を使用することはよく知られて
いる。ジャフィー（Ｊａｒ［’ｅｅ）、メイカス（Ｍａ
ｙｋｕｔｌ＋）およびオグデン（ＯＧＤＩＥＮ）の米国
特許第２，５％．４８９号と第２．７９７゜９％号には
、ホウ化物が分散した相が形成されるくらい充分に高い
濃度のホウ素を含有するα型およびα＋β型チタン合金
が記載されている。ジャフィー（Ｊａｆｌ’ｅｅ）の米
国特許第２，９３８，７８９号には、ホウ化物またはケ
イ化物の相を含むβ型のチタンマトリックス組成物が記
載されている。

ブルックス（Ｂｒｏｏｋｓ）　、ブラウン（Ｂｒｏｗｎ
）およびジエプソン（Ｊｅｐｓｏｎ）の米国特許第３，
１９９．９８０号には、ホウ化物または炭化物の析出物
を含むチタン合金が記載されている。エバンス（Ｅｖａ
ｎｓ）とスミス（Ｓａ＋ｌｔｔ＋）の米国特許第３，３
４０．０５１号には、分散したホウ化物の相を含有する
くらい充分に高い濃度でホウ素を含むチタン−クロム合
金が記載されており、一方米国特許第３．３９９，０５
９号には、ホウ素を含有するチタン−モリブデン−バナ
ジウムβマトリックス組成物が記載されている。対照的
に、本発明のチタン合金組成物および加工処理法による
と、分散したホウ化物の形成を避けるために、ホウ素を
低めのレベルの濃度で使用してその合金組成物を急速に
凝固させることによって、αマトリックス相のミクロ組
織が変化しかつ低温延性が改良されている。

ホウ素を低めのレベルで含有する合金は、伊藤（Ｉｔｏ
）　、室内（Ｍｌｙａｕｃｈｌ）　、さごい（Ｓａｇｏ
ｌ）および液送（Ｗａｔａｎａｂａ）の米国特許第４，
２５３，８７３号に記載されている。この特許には、ホ
ウ化物を形成しない程度に充分低いレベルでホウ素を添
加してもよいと記載されている。しかし、この特許の合
金のα相形成を促進するプロモーターであるアルミニウ
ムの濃度はＴ　ｉａ　Ａ　ｌによる脆性化が起こらない
程度の低レベルであり、β形成を促進する元素であるク
ロムやモリブデンの濃度はその合金が残留βマトリック
スまたはクロム共析晶ミクロ組織を有する程度に高いレ
ベルである。

対照的に、本発明の合金と加工処理法はアルミニウム含
量の高い合金の延性を改良することとαプレートのミク
ロ組織を変えることに関する。

ホウ索含有チタン合金の急速凝固はボルダール（Ｖｏｒ
ｄａｈｌ）の米国特許第３．６２２，４０６号と第３，
３７９．５２２号に記載されている。これらの合金は、
分散質を形成するくらいの充分に高いレベルのホウ素を
有するように選択された。この急速凝固の目的はこれら
の分散質を精錬することである。

１９８３年９月の「金属雑誌（ｔｈｅ　Ｊｏｕｒｎａｌ
　ｏｒ’Ｍｅｔａｌｓ）　Ｊの第２１〜２７頁にある「
チタン合金の急速凝固処理（Ｒａｐｌｄ　５ｏｌｉｄ！
［’１ｃａｔｌｏｎ　Ｐｒｏｃｅｓｓｌｎｇ　ｏｌ’　
Ｔｉｔａｎｉｕｍ＾ｌ１ｏｙｓ）Ｊと題するサストリイ
（Ｓ、Ｍ、Ｌ、　５ａｓｔｒｙ）　、ペンダ（Ｔ、Ｃ，
Ｐｅｎｇ）　、メシュタ−（Ｔ、Ｊ、　Ｍｅｓｃｈｔｅ
ｒ）およびオニール（Ｊ、Ｅ、　Ｏ’Ｎｅａｌ）の論文
には、ホウ素を含有する組成物を急速に凝固させると、
分散質として有用であると思われる精錬されたホウ化物
列が生じると期待されることが報告されている。これは
さらに、米国特許第４゜６３９．２ｆ９１号にも教示さ
れている。

同様に、１９８６年１２月８〜１２日にデンマークのリ
ソ（Ｒｌｓｏ）によって刊行された「焼きなまし処理、
回復、再結晶化および結晶粒成長（Ａｎｎｅａｌｌｎｇ
　Ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ、　Ｒｅｃｏｖｅｒｙ、　Ｒｅｃ
ｒｙｓｔａｌｌｌｚａｔｌ。

ｎ、　ａｎｄ　Ｇｒａｉｎ　ｇｒｏｗｔｈ）Ｊと題する
参考文献に見られるオクタ−（）１．０ｃｔｅｒ）　％
ナカ（Ｓ、　Ｎａｋａ）　、ｖ−ティー　（Ｍ、　Ｍａ
ｒｔｙ）およびウォルダ−（Ａ、　Ｍａｉｄｃｒ）　ｌ
：ヨルｒＴ　１−６Ａ　ｌ−４Ｖ合金Ｊ、：　オケ６　
粉末冶金経路によるβ−結晶粒成長制御（Ｃｏｎｔｒｏ
ｌ　。

ｆ’　Ｂｅｔａ−Ｇｒａｌｎ　Ｇｒｏｗｔｈ　Ｖｉａ　
Ｔｈｅ　Ｐｏｗｄｅｒ　Ｍｃｔａｌｌｕｒｇｙ　Ｒｏｕ
ｔｅ　Ｉｎ　Ａ　Ｔｉ−６ＡＩ−４Ｖ　Ａ１１ｏｙ）　
Ｊと題する論文では、析出物としてチタン基合金中に存
在するホウ素はβ結晶粒度を精錬すると期待されるとい
うことが指摘されている。この研究では、ベースのホウ
素をＴｉ　−６ＡＪ　−４Ｖ合金に添加するのには粉末
をブレンドすることによって行なった。ホウ素はβ結晶
粒成長を阻止することが観察された。

この論文およびその前の論文ではαチタンのミクロ組織
の変化は観察されていなかったか、または報告されてい
ない。

通常の方法で凝固させたチタン合金やチタン合金溶接物
中にホウ素が存在すると低温延性に負のインパクトを与
えることが知られている。ホウ素を含有するαチタン合
金のこの挙動に関する以下の２つの論文によって、ホウ
素が存在する場合、αプレートのミクロ組織には変化が
まったくないこと、および室温での機械的性質が落ちる
ことが明らかになっている。最初の論文は、イノウニ（
１１、１ｎｏｕｅ）とデビット（Ｓ、Ａ、　Ｄａｖｉｄ
）による「ホウ素によって誘発されたＴｉ−６ＡＩ−２
Ｎｂ−ＩＴａ−０，８Ｍｏの靭性損失（Ｂｏｒｏｎ　Ｉ
ｎｄｕｃｅｄ　Ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ　Ｌｏｓｓ　ｉｎ　
Ｔ１−６ＡＩ−２Ｎｂ−ＩＴａ−０，８Ｍｏ）Ｊと題す
る論文であり、もうひとつはルイス（Ｒ，Ｅ、　Ｌｅｖ
ｉｓ）、クーンズ（Ｖ、Ｃ，Ｋｕｈｎｓ）　、クロスレ
ー（Ｐ、＾、　Ｃｒｏｓｓｌａｙ）　、カブラン（１，
Ｌ、　Ｋａｐｌａｎ）およびルーケンス（Ｌ　Ｅ、　Ｌ
ｕｋａｎｓ）によるｒＴｉ−６ＡＩ−２Ｎｂ−ＩＴａ−
ＩＭｏ合金における溶接物のミクロ組織に対するホウ素
の効果（Ｔｈｅ　Ｅｆ’ｆｃｅｔ　ｏｆ’　Ｂｏｒｏｎ
　。

ｎ　Ｗｅｌｄ＊ｅｎｔ　Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ
ｓ　Ｉｎ　Ｔｈｅ　ＴｌＴｌ−６ＡＩ−２Ｎｂ−ＩＴａ
−Ｉ＾１ｌｏｙ）　Ｊと題する論文である。これらの論
文はいずれも、ルトイエーリング（Ｇ、Ｌｕｔｊｅｒｉ
ｎｇ）　、　ツヴイッカー（Ｕ、Ｚｖｊｋｅｒ）および
バンク（Ｖ、Ｂｕｎｋ）によって編集された西ドイツ、
ミュンヘンの「チタンに関する第五回国際会議議事録（
ｔｈｅ　Ｐｒ。

ｃｅｅｄｌｎｇｓ　ｏｒ　ｔｈｅ　Ｆｉｆｔｈ　Ｉｎｔ
ｅｒｎａｔｏｎａｌ　Ｃｏｎｒｅｒｅｎｃｅ　ｏｎ　Ｔ
１ｔａｎｌｕａ＋）Ｊ　　（１９８４年９月１０〜１４
日）に載っている。

文献に報告されている知見とは対照的に、本発明者は、
改良された低温強度と延性を有し、また良好な高温強度
ももっているチタン基合金を得ることができ、そのため
には、アルミニウム含量の高い合金にホウ素を添加する
と共にこれを急速に凝固させてαプレートのミクロ組織
を変化させればよいことを発見した。

発明の詳細な説明したがって、本発明のひとつの目的は、改良された低温
強度および延性をもち、良好なに温強度を有するチタン
合金を提供することである。

もうひとつ別の目的は、低温強度と延性を改良しながら
高温強度の変化は最小にとどめるチタン合金組成物の改
変（改良）方法を提供することである。

さらに別の目的は、低温延性、および強度を望ましい組
合せで示し、しかも良好な高温強度も有しているホウ素
含有チタン基合金組成物を提供することである。

その他の目的の一部は以下の詳細な説明から明らかであ
るし、一部は以下で指摘する。

本発明の一般的な局面のひとつで本発明の目的は、約０
．０１〜０，２原子％のホウ素を含有し、６〜３０原子
％のアルミニウムを含有するチタン基合金を提供するこ
とによって達成することができる。本発明のチタン基合
金はアルミニウム含量が比較的高いが、添加元素として
ホウ素が存在するため高いアルミニウム含量によって脆
化されてはいない。

別の局面において、本発明の目的は、原子％で下記の概
略組成を有する合金を提供することによって達成するこ
とができる。

１６　　　　　　３０ｎＧａ ΣＡ１＋Ｓｎ＋Ｇａｒｆ ΣＺｒ＋Ｈｆ ■ Ｃｂ　　（Ｎｂ）ＧａＯｒｕｈｄｔ！ｒｓ ΣＶ＋Ｃｂ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｒｕ＋Ｒｈ＋Ｐｄ＋Ｐｔ＋Ｉｒ＋Ｏｓ Σｃ十ｙ十希土類金属　０２Ｂ　　　　　　　　　　　Ｏ，０１２，ＯＴｉ　　　　
　　　　　　　本質的に残部。

この合金の最終ミクロ組織は５０ミクロン未満の平均α
相プレート長によって特徴付けられる。

さらに別の局面においては、原子％で以下に挙げる組成
によって、より微細なミクロ組織が形成される。

ＩｎＧａ ΣＡ１＋Ｓｎ十Ｇｒｆ ΣＺｒ十ＨｆＣｂ　　（Ｎｂ）Ｇａ ΣＶ＋Ｃｂ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｗ１６　　　　　２０４４ａ　　　１６　　　　　　　２０２２２５５４．５　　　　　５゜Ｂ　　　　　　　　　　　　　　　　Ｏ，０１０，４Ｔ
ｉ　　　　　　　　　　　本質的に残部。

この合金の最終ミクロ組織は３０ミクロン未満の平均α
相プレート長によって特徴付けられる。

本明細書中で使用する「本質的に残部」という言葉は、
チタンと上に明記した元素に加えて、少量の不純物およ
び本発明の合金の新規で有利な特性に悪影響を与えるこ
とのない量の不可避元素を含むことを意味している。

以下に述べる本発明の説明は、添付の図面を参照した方
が明確に理解できるであろう。

発明の詳細な説明合金の性質に対する重要な組成その他の影響を決定する
ためにたくさんの合金を製造して試験した。１０種の合
金、すなわち合金ＹＦ、ＹＫおよびＹＬ％ＹＱ、ＹＲお
よびＹｖｌＹＣおよびＹＭ。

ならびにＹｌおよびＹＮを製造した。

これらの合金を、下記表Ｉから明らかなように各挿合金
の組成の違いに基づいて、最初の３つからなる第一のグ
ループ、次の３つの第ニゲループ、次の２つの第三グル
ープ、四グループに分けた。

そして最後の２つの第表１に挙げである４つのグループの合金で各グループの
最初に挙げたものはホウ素を含有しないことに注意され
たい。各グループの中で二番目以降の合金はすべて０．
０６原子％の量のホウ素を含有している。また、各グル
ープの三番目または二番目の合金にはハフニウムを添加
しであることにも注意されたい。

ここで、ふたたび表工を参照して、表工にリストを挙げ
た組成物の合金調製から予測される結果に対する従来技
術の観察に基づく所見をいくつか述べておく。

ベース合金ＹＦの組成は、Ｔｉ−１８原子％Ａ１５原子
％Ｃｂ−０，８原子％Ｓｉである。

従来技術の教示によると、この合金中に存在する相は、
Ｔ　ｔ　ａ　Ａ　Ｉを基とする規則ｔｔｌ（ａ２）が析
出しているアルミニウムに富む六方最密ａ相と、コロン
ビウムに富む少量の体心立方β相であろう。

合金ＹＫは、これが０．０６原子％のホウ素も含有して
いる点を除くと、合金ＹＦと同じベース成分をもってい
る。従来技術の教示によると、この合金は合金ＹＦと同
じ相を含んでいると予想される。この程度の低レベルで
添加したホウ素は、溶解したままでいるか、または非常
に低い容積分率のＴｉＢ相として析出すると予想される
。

合金ＹＬは合金ＹＦと同一ベースであるが、合金ＹＦの
ベース元素に加えて１．５原子％のハフニウムと０．０
６原子％のホウ素を有している。

したがって、合金ＹＬは合金ＹＫに１．５原子％のハフ
ニウムを添加した合金と等価である。従来技術の教示に
よると、このハフニウムはαチタンとβチタンのいずれ
の中でも固溶体になると予想され、おそらくケイ化ハフ
ニウムおよびホウ化ハフニウムの形成を助長すると考え
られる。ホウ素とケイ素のレベルが低いのでケイ化物用
とホウ化物用の量は極めて低くなり、合金ＹＬの相組成
はベース合金ＹＦとほとんど同じであると予想される。

ここでまた表１を参照すると、ベース合金ＹＱはＴｉ−
１８原子％Ａｉ５原子％Ｔａ−０，８原子％Ｓｉという
組成をもっている。従来技術の考察によると、この合金
中に存在する相は、Ｔｉ３Ａｌを基とする規則相（α２
〉が析出しているアルミニウムに富む六方最密α相と、
タンタルに富む少量の体心立方β相であることが予想さ
れる。合金ＹＲは、この合金ＹＲが１．５原子％のＨｆ
と０．０６原子％のホウ素も含有していることを除くと
、ベースの合金ＹＱとほぼ同じである。したがって、合
金ＹＲは、本質的に、合金ＹＱに１．５原子％のハフニ
ウムと０．０６原子％のホウ素を添加した合金であるこ
とは明らかである。この合金ＹＲ中でのハフニウムとホ
ウ素の分布は合金ＹＫと合金ＹＬに関してすでに記載し
たのと同様である。特に、合金ＹＲ中のハフニウムはα
チタンとβチタンのいずれの中でも固溶体になると予想
され、おそらくケイ化ハフニウムおよびホウ化ハフニウ
ムの形成を助長すると考えられる。ホウ素とケイ素のレ
ベルが低いのでホウ化物用とケイ化物用の量は極めて低
くなり、合金ＹＲの相措成は合金ＹＱとほとんど同じで
あると予想される。

合金ＹＶは合金ＹＱＳＹＲおよびＹＶからなるグループ
の一員である。合金ＹＶは合金ＹＲと本質的に同じであ
るが、表１に挙げたこれらの合金を比較すると明らかな
ように、合金Ｙｖはそのアルミニウム濃度が高いこと、
すなわちＹＲの１８原子％のアルミニウムの代わりに２
２．５原子％のアルミニウムを有している点が違ってい
る。合金Ｙｖのアルミニウムのレベルは充分に高いので
、従来技術の考察に基づくと、存在する相は、Ｔ　ｉａ
　Ａ　１を基とする規則化された六方相（α２）、なら
びにタンタルに富む少量の体心立方β相と付随する可能
な西レベルのホウ化物用および／またはケイ化物用で構
成されると考えられる。

表Ｉの合金の第三のグループ、すなわち合金ＹＣと合金
ＹＭの組成から明らかなように、合金ＹＣは合金ＹＦの
組成と似た組成をもっているが、アルミニウムが６％少
なくなっており、また合金ＹＣ中には３原子％のガリウ
ムと３原子％のスズが存在する点が異なっている。した
がって、合金ＹＣの組成はＴｉ−１２原子％Ａｉ３原子
％Ｇａ−３原子％５ｎ−６原子％Ｃｂ−２原子％Ｔａ−
０，８原子％Ｓｉである。置換元素であるガリウムとス
ズは実際上等量のアルミニウムの代わりとなる。従来技
術の考察によると、相構成は、Ｔ　Ｌ　ａ　Ａ　１を基
とする規則相（α２）が析出しているアルミニウム、ガ
リウムおよびスズに富む六方最密α相と、コロンビウム
とタンタルに富む少量の体心立方β相から成ると予想さ
れる。合金ＹＭは合金ＹＣの組成をそっくりまねたもの
であるが、１．５原子％のハフニウムと０．０６原子％
のホウ素を合金ＹＣ中のこれらと等量のチタンに換えて
添加しである点が違っている。

表Ｉ中の次のグループの合金は合金ＹＩと合金ＹＮであ
る。合金Ｙｌは合金ＹＣの組成に極めて近い組成をもっ
ているが、タンタルの濃度が約ｌ。

５％低くなっており、合金Ｙｌの組成には０．　５原子
％ずつのバナジウム、モリブデンおよびタングステンが
添加されている点が違っている。合金ＹＮは合金Ｙｌの
組成に相当する組成をもっているが、合金ＹＮは１．５
原子％のハフニウムと０゜０６原子％のホウ素も含有し
ている点が異なる。

従来技術の考察によると、合金Ｙｌの相は、Ｔ　ｉ　ａ
　Ａ　ｌを基とする規則用（α２）が析出しているアル
ミニウム、ガリウムおよびスズに富む六方最密α相と、
コロンビウム、タンタル、バナジウム、モリブデンおよ
びタングステンに富む少量の体心立方β相から構成され
ると予想される。

表Ｉの合金の性質および従来技術の考察に基づくこれら
の合金の形態に関する以上のコメントは従来の加工処理
法で製造された合金に対するものである。

しかしながら、本発明の合金は銅製るつぼ中でアーク融
解し、金属をるつぼから溶融紡糸することによって製造
した。溶融紡糸したリボンを８４０℃で熱間静水圧プレ
ス（ＨＩＰ）して圧密化した後押出比を８対１として８
４０℃で押出した。

この押出した合金を、β相線（ｔｒａｎｓｕｓ　）より
上での溶体化処理とその後のβ相線より下での時効処理
より成る熱処理にかけた。β溶体化はＹＱとＹＲを除く
すべての合金に対しては１２００℃で２時間行ない、Ｙ
ＱとＹＲは１１５０℃で溶体化処理した。時効処理はＹ
Ｖ以外のすべての合金に対して９００℃で２４時間とさ
らに７５０℃で２４時間実施し、合金ＹＶは時効時間を
８時間とした。

また、選択した合金は、通常の方法で凝固させたボタン
状の試片をプレス鍛造することによっても評価した。プ
レス鍛造は９００℃で実施した。

熱処理は、やはりβ溶体化処理とβ相線より下での時効
処理から成っていた。

本発明者が発見したことは、０．０６原子％程度のホウ
素を添加するとチタン合金の組織が変化してずっと短い
αプレートが得られるということである。このαプレー
トのサイズを小さくするという効果は急速凝固させた合
金で最も顕著であるが、通常の方法で凝固させた合金で
も起こる。通常の凝固速度に近い凝固速度で生成したホ
ウ素含有合金は、そのほかに粗い相も含有しているが、
この粗い相は加工熱処理の方向に沿って並んでいるのが
観察され、本発明者の測定したところではおそらくホウ
化物である。この比較的低濃度のホウ素を添加するとチ
タン合金の組織が変化するという結論に到達するに至っ
た証拠は、添付図面の第５〜７図の顕微鏡写真に含まれ
ている。これらの図はいずれもＡ、Ｂ％Ｃと符号を付け
た３つの部分に分かれている。第５図は、急速に凝固さ
せ、圧密化し、熱処理した合金ＹＦ、ＹＫおよびＹＬの
顕微鏡写真である。第６図は、急速に凝固させ、圧密化
し、熱処理した合金ＹＱ、ＹＲおよびＹＶの顕微鏡写真
である。第７図は、通常の方法で加工処理した合金ＹＱ
ＳＹＲおよびＹＶの顕微鏡写真である。

ここで第５図の顕微鏡写真を見ると、この図は表Ｉに挙
げた急速凝固した合金ＹＦ、ＹＫおよびＹＬの熱処理し
た伸出物の顕微鏡写真を示している。ベースの合金ＹＦ
は、長さ約５０〜１００ミクロン（μｍ）のαプレート
（白いエツチング相）がそれらが成長して来た原点であ
るβ粒子内部で三方向に配向している変態したβミクロ
組織をもっている。合金ＹＫとＹＬのミクロ組織は合金
ＹＦの組織とは驚くほど違っている。合金ＹＫとＹＬの
顕微鏡写真のαプレートは長さがずっと短く、約２０ミ
クロンであるが、厚さはＹＦとほぼ同じである。合金Ｙ
ＫとＹＦの顕微鏡写真のαプレートはそれらの親である
β粒子に対して三方向で配向しているようにみえるが、
これらのプレートはかごのような織目パターンが現われ
ないくらいに短い。

第６図は急速凝固した合金ＹＱ、ＹＲおよびＹＶの熱処
理した押出物を示している。これらの合金の組成は表Ｉ
に示しである。ベースの合金ＹＱは、長さ約４０〜８０
ミクロン（μｍ）のαプレートがそれらが成長して来た
原点であるβ粒子内部で三方向に配向している変態した
βミクロ組織をもっている。元になったβ粒子は粒界α
によって規定される。合金ＹＱのαプレートは合金ＹＦ
のプレートと比べてずっと細いが長さはほとんど同じで
ある。合金ＹＱと合金ＹＦのαプレートの細さと長さの
違いは、形成されるαプレートに対してタンタルとコロ
ンビウムが及ぼす影響の違いを反映しているといえる。

三方向に配向した合金ＹＱのαプレートは互いに交差し
てかごのような織目パターンになる。第６図から明らか
なように、ホウ素含有合金ＹＲとＹＶのミクロ組織は合
金ＹＱのミクロ組織とは驚くほど違っている。合金ＹＲ
のαプレートは長さがずっと短いが、厚さは合金ＹＱと
ほぼ同じである。合金ＹＱのミクロ組織のαプレートは
それらの親であるβ粒子に対して三方向で配向している
ようにみえるが、そのミクロ組織のプレートはかごのよ
うな織目パターンが現われないくらいに短い。合金ＹＶ
のミクロ組織のαプレートはベースの合金ＹＱよりずっ
と短く、また少し厚い。ＹＲとＹＶ中のαプレートの長
さは約２０ミクロン未満である。

さて第７図を参照すると、従来のようにして凝固させた
合金ＹＱ、ＹＲおよびＹｖ（組成は表■に示しである）
の熱処理した鍛造品の顕微鏡写真が示されている。ベー
ス合金ＹＱの顕微鏡写真から明らかなように、この合金
は、αプレートがそれらが成長して来た原点であるβ粒
子内部で三方向に配向している急速凝固させた合金と極
めて類似している変態したβミクロ組織をもっている。

元になったβ粒子の輪郭は顕微鏡写真中で粒界αによっ
て示されている。またやはり顕微鏡写真から明らかなよ
うに、ホウ素含有合金ＹＲおよびＹＶのプレス鍛造品の
熱処理した組織は、ベース合金ＹＱの顕微鏡写真と比べ
て、急速に凝固させた場合のようには違いがない。すな
わち、合金ＹＲの顕微鏡写真で明らかなαプレートは合
金ＹＱの顕微鏡写真と比べて長さが短いが厚さはほぼ同
じである。またやはり顕微鏡写真から明らかなように、
プレートはかご状の織目パターンではなく平行なプレー
トのコロニーとして配列されており、鍛造方向に沿って
配向した追加の相がある。本発明者はこれらの合金につ
いて検討した結果この追加の相がホウ化物であると考え
るに至った。通常のようにして凝固させた合金ＹＶの顕
微鏡写真から明らかな組織は、粒界αが存在し、かつひ
とつの粒子内のαプレートが急速に凝固した合金の場合
より精錬の度合がずっと少ないという点で、ベース合金
ＹＱの組織の方に近い。

要するに、これらの合金の顕微鏡写真を概観・検討する
と明らかなように、０．０６原子％程度のホウ素を添加
するとチタン合金の組織が変化してβ溶体化および熱処
理の後ずっと短いαプレートが得られる。この効果は急
速凝固した合金の方が顕著である。従来のより普通の速
度で製造したホウ素含有合金は、おそらく加工熱処理の
方向に沿って配列したホウ化物であると思われる粗い相
も含有している。

本発明者は、この合金の最終ミクロ組織で観察される平
均α相プレート組織が比較的小さく、その小さいサイズ
はこれらの合金が示す望ましい性質にとって重要である
ことを発見した。特に、α相プレート組織が約５０ミク
ロン未満であるとき、その合金が室温で望ましい延性を
示すと共に良好な高温特性をもつことが判明した。

表■に組成を示した合金の機械的性質を試験した。急速
に凝固し圧密化した合金を室瓜と高温の引張試験で評価
した。実施した試験の結果を表Ｈにまとめて示す。

表■に挙げた結果から明らかなように、製造した各種合
金のすべてでホウ素は低温強度と延性に対して予想外の
有益な効果を示す。

ここで、表Ｉに挙げた合金のうち第一のグループ、すな
わち合金ＹＦ、ＹＫおよびＹＬについて考察すると、表
Ｈの結果から明らかなように、合金ＹＦは室温で引張伸
びがたった０、１％であり、極限引張強さが１３０ｋｓ
ｉである。合金ＹＦはこのように室温延性に劣っている
ため構造用途にはほとんど使用できない。この非常に低
い引張伸びとは対照的に、ホウ素を含有している合金Ｙ
Ｋは伸びが０．５％、すなわち合金ＹＦの５倍大きい伸
びをもっている。また、合金ＹＫは極限引張強さが１４
３ｋｓｉであり、ホウ素を含有しない合金ＹＦの極限引
張強さより約１０％高い。ハフニウムとホウ素を含有す
る合金ＹＬは室温で伸びが０．８％であり極限引張強さ
が１３２ｋｓｉであった。ここでもまた、ハフニウムと
ホウ素を添加元素として含有する合金の物理的性質は顕
著にかつ予想外に改良されている。

これらの合金に対して高温での試験ら実施した。

７５０℃で、合金ＹＦの極限引張強さは６５．９ｋｓｉ
であり、これは合金ＹＫでは６０．４ｋｓｉに低下して
いる。ホウ素とハフニウムを含有する合金ＹＬでは、７
５０℃での強度測定の結果、ＹＬ金合金強度はＹＦとほ
とんど同じであることが分かった。これらの結果を第１
図と第２図のグラフに示した。これらのグラフは合金Ｙ
Ｆ、、ＹＫおよびＹＬに対して降伏強さと伸びを温度の
関数としてプロットしたものである。

さて、表１に挙げた次の３つの合金、すなわち合金ＹＱ
ＳＹＲおよびＹｖのグループについて４察すると、室温
での試験の結果、合金ＹＱは引張伸びが室温でほとんど
ゼロであり、極限引張強さが室温で１３９ｋｓｆである
ことが分かった。ここでもやはり、合金ＹＱはその室温
延性に劣るため構造用途にはほとんど使用できない。合
金ＹＱの物理的性質とは対照的に、添加元素としてホウ
素とハフニウムを含有する合金ＹＲは伸びが１゜３％、
極限引張強さが１７４ｋｓｉである。高温での試験によ
ると、ハフニウムとホウ素を含有する合金ＹＲは極限引
張強さが７５０℃で７７．９ｋｓｉであるのに対して、
ハフニウムとホウ素を含有しない合金ＹＱは７５０℃で
引張強さが８８゜５ｋｓ　ｉであった。したがって、ノ
１フニウムとホウ素を含有する合金の高温引張強度は、
ホウ素とハフニウムを含まない合金と比較してむしろ損
われた。表Ｉに示されているように７１フニウムとホウ
素に加えてアルミニウムの含量が高い合金ＹＶでは、測
定された伸びは３．５％で、極限引張強さは１４０．６
ｋｓｉであった。合金Ｙｖの高温強度は、６５０℃と７
５０℃では合金ＹＱより多少低いが、９００℃ではベー
スの合金ＹＱより大きい。これらの結果を第３図と第４
図のグラフに示す。これらのグラフは合金ＹＱ、ＹＲお
よびＹＶに対して降伏強さと伸びを温度の関数としてプ
ロットしたものである。

さて、表Ｉに組成を挙げた合金の残りの２つのグループ
について考察する。合金ＹＣとＹＭに対して試験を行な
った。合金ＹＣは室温で引張伸びがほとんどゼロで、極
限引張強さが約１０５１１ｋｓｉであることが判明した
。合金ＹＣは室温延性が悪いため構造用途にはほとんど
使用できない。

対照的に、合金ＹＭは伸びが１．４％で、極限引張強さ
が約１４２．９ｋｓｉであることが”Ｉ’ｌ＋明した。

７５０℃では、合金ＹＭの極限強さは４８゜４ｋｓ　ｉ
で、合金ＹＣは５６．１ｋｓｉであった。

このように、合金ＹＣに添加元素としてホウ素を添加す
ることは、極限引張強さを合金ＹＣの極限引張強さと比
べて非常に大きく増大し、しかもホウ素を含有する合金
ＹＭの室温延性をホウ素を含まない合金ＹＣと比べて顕
著に増大するのに極めて有効であることが分かる。

次に、表Ｉに挙げた合金の最後のグループ、すなわち合
金ＹｌとＹＮについて考察すると、合金Ｙｌは室温での
引張伸びがゼロで、極限引張強さが約１２５．８ｋｓｉ
であることが試験によって判明した。引張強さがゼロで
あるのでこの合金は構造用途にはほとんど使用できない
。合金ＹＮはハフニウムが１．５％、ホウ素が０．０６
％添加されていることを除くと合金ＹＩの組成と同じで
あるが、この合金についても試験した。試験の結果、添
加元素としてハフニウムとホウ素を含有する合金ではこ
れらの添加元素を含まない合金ＹＩと比べてその性質が
極めて顕著に改良されることが示された。合金ＹＮは伸
びが０．　６％、極限引張強さが１４６．７ｋｓｉであ
ることが判明した。

合金ＹＮの高温での強さは４８．２ｋｓｉであり、合金
ＹＩは５６．７ｋｓｉであった。ここでもまた、はとん
ど脆性であるベースの合金Ｙ！の延性を改良するのに添
加元素のホウ素が有効であることが立証された。

以上の考察はすべて、急速凝固によって処理した合金の
研・究過程における結果に関するものである。３種の合
金ＹＱＳＹＲおよびＹＶについて、従来の凝固処理とそ
の後のプレス鍛造によって製造した合金に関する研究も
行なった。これらの試験の結果を表■に挙げる。

ホウ素もハフニウムも含まない合金ＹＱは、室温で引張
伸びが０．　４％で、極限引張強さが１４３．１ｋｓｉ
であることが判明した。ハフニウムとホウ素を含有する
合金ＹＲは室温でずつと高い伸び０．９％とかなり高い
極限引張強さ１６５ｋｇ１を示した。しかし、ハフニウ
ムとホウ素が添加されると共にアルミニウム含量が高く
なった合金Ｙｖは室温で低い伸び０．３％と低い極限引
張強さ１１３．１ｋｓｉをもっていた。

これらの結果から、ホウ素もハフニウムも含まない合金
ＹＱとハフニウムとホウ素が両方とも存在する合金ＹＲ
で得られた比較結果に基づいて、従来のように処理した
合金ではホウ素の添加による引張挙動の改良は少しであ
ると結シすることができる。さらに、アルミニウム含量
が低くホウ素もハフニウムも含まない合金ＹＫと、所定
の割合のホウ素とハフニウムが添加されている上にアル
ミニウムの含量が高い合金ＹＶとを比較すると分かるよ
うに、アルミニウムのレベルを上昇させた場合明らかな
改良はみられない。合金の加工・処理工程で急速凝固を
使用しないと、より多くのホウ素が塊状のホウ化物の形
態で析出し、得られる合金のミクロ組織の変化は少ない
かまたはまったくないものと思われる。ミクロ組織が急
速凝固した合金の場合と同じ程度には変化しなかったこ
とは確かである。また、ホウ素が脆化相として機能した
場合、亀裂が発生し始める傾向があり、したがって上記
の試験で決定される機械的性質に影響か出るであろう。

合金中のホウ素の最適な濃度（レベル）は凝固処理技術
に依存する。本発明者らの結果によると、ホウ素のレベ
ルは、長さが約５μｍより大きいホウ化物によって特徴
付けられる粗い析出相を生じるようなレベルより低くす
べきである。したがって、ホウ素のレベルは、従来の処
理をされた合金の場合０，０６原子％より低くなければ
ならず、０゜０１〜不純物レベルよりは多い低レベルま
でである。急速凝固によって製造された合金ではホウ素
レベルはそれより高くできる。

ホウ素含量の上限は、安定なホウ化物の製造を目指した
従来技術の研究から評価することができる。ブルックス
（Ｂｒｏｏｋｓ）らの米国特許第３，１９９．９８０号
およびエバンス（Ｅｖ２ｎｓ）とスミス（Ｓｍｌｔｈ）
の米国特許第３，３４０，０５１号では、析出分散相を
得るのに最小のレベルとして約０゜５重量％（約２原子
％）が示唆されている。ホウ化物相は本発明では望まし
くないので、２原子％を実際的な最大と考えることがで
きる。

さらに、ホウ素レベルと凝固処理工程との間の相関関係
を定義することは、精錬されたミクロ組織と改良された
機械的性質とをユニークな関係でつなげることである。

ホウ素含量と凝固速度は、第５図と第６図に示したよう
な精錬された小さいαプレートのミクロ組織が、上で論
じたような圧密化され熱処理された最終製品中に生成す
るようなものとすべきである。

以上のことから分かるように、以下の概略組成（原子％
）を有する合金から、α型またはα＋β型組織を有する
新規でユニークなチタン基合金組成物、を形成すること
ができる。

Ｉｎａ ΣＡ１＋Ｓｎ十〇ａＺ「ｆ ΣＺｒ＋ＨｆＣｂ　　（Ｎｂ）ａＭ。

ｒＲｕ　　　　　　　　　　　　　　Ｑ　　　　　　　　
　４Ｒｈ　　　　　　　　　　　　　　０　　　　　　
　　４Ｐｄ　　　　　　　　　　　　　　０　　　　　
　　４Ｐｔ　　　　　　　　　　　　　　　０　　　　
　　　　４Ｉｒ　　　　　　　　　　　　　　　Ｑ　　
　　　　　　　４０ｓ　　　　　　　　　　　　　　　
０　　　　　　　　４ΣＶ＋Ｃｂ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｗ＋　　　　０　　　　　　１　２Ｒｕ＋Ｒｈ＋Ｐｄ＋
Ｐｔ＋Ｉｒｈｏｓ ΣＣ＋Ｙ十希土類金属　０２Ｂ　　　　　　　　　　　Ｏ，０１２，ＯＴｉ　　　　
　　　　　　　本質的に残部。

さらに微細なミクロ組織が以下の組成（原子％）で形成
される。

１１６　　　　　２０ｎ４ａ ΣＡｌ＋Ｓｎ＋Ｇａ　　　１６　　　　　　２０Ｚｒ　
　　　　　　　　　　　　　　０　　　　　　　　２Ｈ
ｆ　　　　　　　　　　　　　　　０　　　　　　　　
２ΣＺｒ＋Ｈｆ　　　　　　　　　０　　　　　　　２
Ｃｂ　　（Ｎｂ）　　　　　　　　　０　　　　　　　
５Ｔａ　　　　　　　　　　　　　　　０　　　　　　
　　５Ｘ、Ｖ＋Ｃｂ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｖ　　　　　　　　
　４　、　　５　　　　　　　５　、　　５Ｂ　　　　
　　　　　　　　　　　０．０１　　　　Ｇ、４Ｔｉ　
　　　　　　　　　　本質的に残部。

【図面の簡単な説明】

第１図は、類似の基本組成を有する一群の合金について
降伏強さを温度（”Ｃ）に対してプロットしたグラフで
ある。第２図は、第１図にプロットしたのと同じ合金群につい
て伸び％を温度（”Ｃ）に対してプロットしたグラフで
ある。第３図は、第１図と異なる合金基本組成の群について降
伏強さを温度（’Ｃ）に対してプロットしたグラフであ
る。第４図は、第３図にプロットしたのと同じ合金群につい
て温度に対する伸びの関係を示すグラフである。第５Ａ図、第５Ｂ図及び第５Ｃ図は、第１図および第２
図中に示す合金のミクロ組織を示す顕微鏡写真である。第６Ａ図、第６Ｂ図及びｍ６ｃ図は、第３図および第４
図中に示す合金のミクロ組織を示す顕微鏡写真である。第７Ａ図、第７Ｂ図及び第７Ｃ図は、従来のように処理
したホウ素含有合金（第３図および第４図中に示す合金
）のミクロ組織を示す顕微鏡写真である。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が５０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼
（２）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が５０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼
（３）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が５０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼
（４）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が５０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼
（５）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が４０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼ ▲数式、化学式、表等があります▼
（６）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が４０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼
（７）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が４０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼
（８）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が４０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼
（９）本質的に下記濃度（原子％）の下記成分から成る
α型またはα＋β型のチタン基合金組成物であって、合
金の最終ミクロ組織が３０ミクロン未満の平均α相プレ
ート長によって特徴付けられる合金組成物： ▲数式、化学式、表等があります▼ ▲数式、化学式、表等があります▼
（１０）本質的に６〜３０原子％のアルミニウム、４原
子％までのスズまたはガリウムまたはその組合せ、０．
０１〜２．０原子％のホウ素を含み、残部が本質的にチ
タンから成り、５０ミクロン未満の平均α相プレート長
によって特徴付けられる最終ミクロ組織を有するα型ま
たはα＋β型のチタン基合金組成物。
（１１）溶湯から急速凝固されたものである、請求項１
０の合金。