JPH05247559A

JPH05247559A - ＮｂＴｉＨｆ合金マトリックスとニオブ基金属強化材との複合構造体

Info

Publication number: JPH05247559A
Application number: JP4343064A
Authority: JP
Inventors: Mark G Benz; マーク・ギルバート・ベンツ; Melvin R Jackson; メルヴィン・ロバート・ジャクソン; John R Hughes; ジョン・レイモンド・ヒュージェス
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1992-01-02
Filing date: 1992-12-24
Publication date: 1993-09-24
Also published as: US5264293A

Abstract

(57)【要約】【目的】低い密度、高温での高い強度、室温での良好
な延性および高い耐酸化性を組み合わせて有する金属‐
金属複合構造体。【構成】低密度低強度ニオブ基合金内に埋め込まれた
高密度高強度強化用ニオブ基合金を有する複合構造体を
提供する。マトリックスとしては、次式で表わされるニ
オブとチタンをベースとする合金が好ましい。Ｎｂ‐Ｔｉ_35-45‐Ｈｆ_10-15 強化材としては、ストランドの形態の高強度高温ニオブ
基合金を挙げることができる。マトリックスと強化材に
は同じ結晶形が存在し、特に体心立方晶の結晶形であ
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高温での引張り強さが
低めで軽量である金属マトリックスが、マトリックスよ
り低い体積分率で存在するがマトリックスより高い引張
り強さと密度（重量）を有する金属のフィラメントによ
って強化された金属構造体に係る。本発明はさらに、高
めの密度および高めの強度と共に低めの耐酸化性を有す
る金属強化材を用いて、それより密度が低いが高い耐酸
化性を有するニオブ・チタンベースのマトリックス複合
材を強化する技術に係る。

【０００２】また本発明は、マトリックスより低い体積
分率で存在するが高温での引張り強さと密度がマトリッ
クスより高い金属のフィラメントによって強化された金
属マトリックスを有する体心立方晶金属構造体に係る。
最後に、本発明は、耐酸化性の高いニオブ・チタンベー
スの密度の低い金属マトリックスが、このマトリックス
より耐酸化性の低い密度は高いが強度が高いニオブベー
スの金属強化用フィラメントによって強化された金属‐
金属複合構造体に係る。

【０００３】

【従来の技術】ニオブ基合金が、ニッケル基超合金やコ
バルト基超合金が初期融解を示し始める温度範囲で有用
な強度をもっていることは公知である。この初期融解温
度は約２３００〜２４００°Ｆの範囲である。融解温度
の高いこのニオブベースの金属を最新式ジェットエンジ
ンタービンの高温部に用いると、現在使用可能な温度よ
り高い金属温度が許容できるようになるであろう。この
ようにニオブ基合金材料を使用すると、より高い火炎温
度が可能になり、またより大きな出力をより効率良く生
み出すこともできるであろう。そのように高効率で高出
力が得られるようになるのは、少なくとも部分的に、冷
却用空気の必要性が減少するためであろう。

【０００４】市販のニオブ基合金は高い強度と高い密度
をもっているが、１６００〜２４００°Ｆの範囲での耐
酸化性が極めて限られている。２４００°Ｆまでの温度
でそのような合金を多少保護できるケイ化物コーティン
グがあるが、このケイ化物コーティングはかなり脆く、
これでコートした部品に大きな応力がかかると早い時期
にコーティングが役に立たなくなることがある。また市
販のニオブ基合金は、比較的純粋なニオブの８．６ｇ／
ｃｍ³という低い値から最強合金の約１０ｇ／ｃｍ³と
いう値までの範囲の高い密度をもっている。

【０００５】ニオブ・チタンベースのある種の合金は６
〜７ｇ／ｃｍ³というずっと低い密度をもっている。こ
れらの合金の一部は本出願人の米国特許第４，９５６，
１４４号、第４，９９０，３０８号、第５，００６，３
０７号、第５，０１９，３３４号および第５，０２６，
５２２号の主題である。このような合金から、現在使用
されているニッケル基超合金やコバルト基超合金の重量
よりかなり低い重量をもつ部品を製造することができ
る。これらニッケル基超合金やコバルト基超合金の密度
は約８〜約９．３ｇ／ｃｍ³の範囲である。上記特許の
うちのひとつ、米国特許第５，０２６，５２２号は次の
組成（原子％）をもつ合金に関する。

【０００６】成分濃度範囲ニオブ残部チタン３５〜４５％ハフニウム１０〜１５％別のニオブ基合金もいくつか本出願人の米国特許の主題
になっている。これらの特許番号は、第４，８９０，２
４４号、第４，９３１，２５４号、第４，９８３，３５
６号および第５，０００，９１３号である。この後者の
群の合金は極めて有用な一組の性質をもっているが、密
度が他の合金の密度より高い。本出願人の米国特許第
４，９０４，５４６号に係る合金系では、ニオブ基合金
が、酸化その他の大気の侵食に対する耐性が高い合金の
表面コーティングによって環境による侵食から保護され
ている。

【０００７】航空機エンジンに使用する合金系を開発す
る際、合金の密度は当然ながら、その合金をエンジン用
途に利用するのに最適かどうかをしばしば決定する重要
な要因である。ニッケル基超合金やコバルト基超合金は
また、酸素暴露に対する許容度が市販のニオブ基合金よ
りずっと大きい。ニッケル基超合金やコバルト基超合金
の保護コーティングの破損は、多くのニオブ基合金、特
に市販のニオブ基合金の保護コーティングで起こる破損
より重大さはずっと少ない。本出願人の前記特許のニオ
ブ基合金の耐酸化性は市販のＮｂ基合金の耐酸化性とＮ
ｉ基超合金またはＣｏ基超合金の耐酸化性の中間であ
る。

【０００８】本出願人の前記特許のニオブ基合金は高温
で鍛練したニッケル基超合金やコバルト基超合金より強
いが、同様な高温で鋳造または方向性凝固したニッケル
基超合金やコバルト基超合金よりずっと弱い。しかし、
多くのエンジン用途では、これらの用途に適した完全な
形態でシート構造体の鋳造品を経済的に製造することは
できないので鍛練シートの製造によって形成された構造
体が使われている。

【０００９】ニオブベースの構造体を使用する利点は、
ニオブ基合金が２１００°Ｆの温度で１０００時間３ｋ
ｓｉの力に耐えることができるという事実から明らかで
ある。対照的に、ニッケル基またはコバルト基の鍛練超
合金が３ｋｓｉの応力に１０００時間耐えることができ
るのは１７００〜１８５０°Ｆまでである。一般に航空
機エンジン用途で極めて望ましいものは、より低い密
度、より高い温度でのより高い強度、室温での良好な延
性、およびより高い耐酸化性を組み合わせて有する構造
体である。本発明者らはそのような特性の組み合わせを
有する金属‐金属複合構造体を開発したのである。

【００１０】耐火性金属を高温用途に使用することにつ
いて記載した論文はたくさんある。そのような文献とし
ては以下に挙げるものがある。（１）ペトラセク(D.W. Petrasek) とタイトラン(R.H.
Titran) は、ルイスリサーチセンター(Lewis Research
Center) においてタングステンとニオブの複合構造体の
研究を行ない、１９８８年１月１１日から１４日まで米
国ニューメキシコ州アルブケルケ(Albuquerque) のニュ
ーメキシコ大学(University of New Mexico)で開催され
た第５回宇宙原子力システムシンポジウム(Fifth Sympo
sium on Space Nuclear Power Systems)」のために作成
されたレポート番号第ＤＯＥ／ＮＡＳＡ／１６３１０−
５ＮＡＳＡＴＭ−１００８０４号の「タングステン
／ニオブおよびタングステン／ニオブ‐１％ジルコニウ
ム複合材のクリープ挙動(Creep Behavior of Tungsten/
Niobium and Tungsten/Niobium-1 Percent ZirconiumCo
mposites)」と題するレポートに報告している。このレ
ポートでは、ニオブベースのマトリックスをニオブベー
スの構造体で強化する研究はされていないし、そのよう
な強化によるユニークな利点も教示されていない。（２）ウロデック(S.T. Wlodek) 著、「Ｃｂ‐Ｔｉ‐Ｗ
合金の特性、第Ｉ部(TheProperties of Cb-Ti-W Alloy
s, Part I)」、酸化コロンビウム冶金(OxidationColumb
ium Metallurgy)、ダグラス(D. Douglass) およびクン
ズ(F.W. Kunz) 編、米国機械学会金属学会会議(AIME Me
tallurgical Society Conferences)、第１０巻、インタ
ーサイエンス・パブリッシャーズ(Interscience Publis
hers) 刊、米国ニューヨーク、（１９６１年）第１７５
〜２０４頁。（３）ウロデック(S.T. Wlodek) 著、「Ｃｂ‐Ｔｉ‐Ｗ
合金の特性、第Ｉ部(TheProperties of Cb-Ti-W Alloy
s, Part I)」、同書中第５５３〜５８４頁。（４）プライスマン(S. Priceman) およびサマ(L. Sam
a) 著、「コロンビウム合金の高温酸化用溶融スラリー
ケイ化物コーティング(Fused Slurry Silicide Coating
s for the Elevated Temperature Oxidation of Columb
ium Alloys) 」、耐火性金属および合金(Refractory Me
tals and Alloys)ＩＶ−金属学会会議予稿集(TMS Confe
rence Proceedings)、フレンチ・リック(French Lick)
、米国インディアナ州、１９６５年１０月３〜５日、
第ＩＩ刊、ジァフィー(R.I. Jaffee) 、オールト(G.M.
Ault) 、マルツ(J. Maltz)およびセムチシェン(M. Semc
hyshen)編、ゴードン・アンド・ブリーチ・サイエンス
・パブリッシャーズ(Gordon andBreach Science Publis
hers)刊、米国ニューヨーク（１９６６年）第９５９〜
９８２頁。（５）ジャクソン(M.R. Jackson)およびジョーンズ(K.
D. Jones)著、「Ｎｂ‐Ｔｉ基合金の機械的挙動(Mechan
ical Behavior of Nb-Ti Base Alloys)」、耐火性金
属：抽出、加工および応用(Refractory Metals: Extra
ction, Processing and Applications) 、リデル(K.C.
Liddell)、サドウェイ(D.R. Sadoway)およびボーチスタ
(R.G. Bautista) 編、米国金属学会(TMS) 、ウォーレン
デール(Warrendale)、米国ペンシルベニア州（１９９０
年）第３１１〜３２０頁。（６）ジャクソン(M.R. Jackson)、ジョーンズ(K.D. Jo
nes)、ハン(S.C. Huang)およびペルソ(L.A. Peluso)
著、「高温の空気暴露に対するＮｂ‐Ｔｉ合金の応答(R
esponse of Nb-Ti Alloys to High Temperature Air Ex
posure) 」、同書中第３３５〜３４６頁。（７）ヘブサー(M.G. Hebsur) およびタイトラン(R.H.
Titran) 著、「Ｐ／Ｍ加工したＮｂ基合金、ＷＣ‐３０
０９の引張りおよびクリープ破壊挙動(Tensile and Cre
ep Rupture Behavior of P/M Processed Nb-Base Allo
y, WC-3009)」、耐火性金属：１９８８年業界の技術常
識(Refractory Metals: State-of-the-Art1988) 、ク
マー(P. Kumar)およびエイモン(R.L. Ammon)編、米国金
属学会(TMS)、ウォーレンデール(Warrendale)、米国ペ
ンシルベニア州（１９８９年）第３９〜４８頁。（８）ジャクソン(M.R. Jackson)、シーマーズ(P.A. Si
emers)、ルトコウスキー(S.F. Rutkowski)およびフリン
ド(G. Frind)著、「低圧プラズマ蒸着によって生成した
耐火性金属構造体(Refractory Metal Structures Produ
ced by Low Pressure Plasma Deposition)」、同書中第
１０７〜１１８頁。

【００１１】

【発明の概要】本発明の広い局面のひとつにおいてその
目的は、高温引張り強さが高いニオブベースの金属から
なる強化用ストランドを、下記組成（数字は原子％）を
有し強さは前記金属より低いが耐酸化性が前記金属より
高いニオブベースのマトリックス金属中に埋め込むこと
によって達成することができる。

【００１２】Ｎｂ‐Ｔｉ_35-45‐Ｈｆ_10-15 ただし、この金属／金属複合材の各金属は体心立方晶の
結晶構造をもっている。本発明の広い局面の別のひとつ
においてその目的は、次の組成Ｎｂ‐Ｔｉ_35-45‐Ｈｆ_10-15 を有する耐酸化性の高いニオブ‐チタンベースのマトリ
ックス中に、このマトリックスより密度が高くて高温強
度が大きいが耐酸化性は低い体心立方晶の結晶形を有す
るニオブベースの金属を埋め込むことによって達成する
ことができる。

【００１３】

【詳細な説明】以下の説明は、添付の図面を参照すると
より容易に理解できるであろう。本発明においては、強
くて延性のある金属の強化用要素を延性低密度で耐酸化
性の高いマトリックスに組み込んだ複合構造体を形成し
て、マトリックス自体で達成できるより高い高温引張り
強さと破壊強さを達成すると共に強化材の酸化による劣
化を回避する。

【００１４】強化材の組成もマトリックスの組成もいず
れもニオブ金属の含有率が高い。さらに、マトリックス
も強化材もどちらも全体として同じ結晶形を有してお
り、特に体心立方晶の結晶構造をもっている。このよう
にして、強化材とマトリックスがその非相溶性や相互作
用により脆性の金属間化合物やその他の望ましくない副
生物を形成することに関連する問題の多くが回避される
と思われる。繊維強化材を含有する複合材を長時間高温
に加熱しても、繊維とマトリックスが相互に可溶である
ので高度の相互拡散が起こっても脆化することはない。
しかし、通常の運用寿命および温度では、マトリックス
と強化材の相互拡散は極めて少なく、その各特性の劣化
も極めて少ないと思われる。

【００１５】一般に、このような複合材を生成する製造
技術では、高強度高密度で延性のニオブ基合金を密度と
強度がそれより低い延性のニオブ基合金のマトリックス
中に埋め込み、そうして組み合わせた材料を成形・賦形
して複合体にする。こうして、より高温強度が高くてよ
り密度が高いニオブ合金によって強化され、しかも比較
的弱いマトリックス材料のもつ環境に対する耐性を具備
した複合材を生成することが可能である。

【００１６】以下の実施例により、本発明の複合材を製
造する方法のいくつかと、そのような製造法によって得
られる性質を例示する。実施例１および２マトリックス合金のメルトを２種類調製し、そのメルト
からインゴットを製造した。これらのインゴットは下記
表Ｉに示す組成をもっていた。表Ｉマトリックス合金１０８４０Ｎｂ４０Ｔｉ１０Ａｌ８Ｃｒ２Ｈｆマトリックス合金１２４４９Ｎｂ３４Ｔｉ８Ａｌ７Ｃｒ２Ｈｆ調製した合金を合金１０８および合金１２４と名付け
た。表Ｉにはこれらの合金の組成を原子％で示した。チ
タン４０原子％とニオブ４０原子％を含有する合金１０
８は酸素抵抗性または酸素耐性が高めの合金である。表
Ｉに挙げた２種のマトリックス合金材料の中では、チタ
ン３４原子％とニオブ４９原子％を含有する合金１２４
とされたマトリックス合金の方が高温で強い。

【００１７】ニオブベース中にハフニウム３０重量％と
タングステン９重量％を含有するワー・チャン(Wah Cha
ng) から市販されているニオブベースの強化用合金を得
た。この合金をＷＣ３００９とした。まず、各マトリッ
クス合金組成物の鋳造インゴットを円柱形態に作成し
た。鋳造マトリックス合金のインゴットの各々にドリル
で７つの穴を開けて強化用材料の７個の円柱を入れた。
７つの穴は６つの穴が中央の７番目の穴を取り囲むよう
に配列した。作成した穴に挿入する強化用の円柱は各々
ＷＣ３００９金属から形成し、直径が０．０９インチ、
長さが２．４インチであった。同じ寸法の７個の円柱
を、鋳造したマトリックス合金サンプルの各々に開けた
７つの穴に入れた。次に、それぞれその全体をモリブデ
ン金属製のジャケットに封入し、８：１の押出し比で処
理した。

【００１８】最初の押出しの後、押出した複合ビレット
から３インチの長さを切り出し、これを相当する第二の
モリブデンジャケットに入れ、８：１の比で第二の押出
し操作にかけた。全体の断面積減少比は最初のビレット
の１／６４であった。二回押出したビレットの断面とそ
こに含まれている強化用ストランドの顕微鏡写真を図１
に示す。

【００１９】この二回押出したビレットから７つの断片
を切り取り、各断片をアルゴン中で８１５℃、１０５０
℃、１１００℃、１１５０℃、１２００℃、１３００℃
または１４００℃の温度で４時間熱処理した。押出され
たビレットのこれらの各断片の強化用繊維とマトリック
スの両方に対して（結晶）粒度を測定した。熱処理前の
ビレット断片のマトリックス部分の初期粒度は２０μｍ
未満であった。この初期粒度は、１１００℃の熱処理で
５０〜１００μｍに、また１４００℃の熱処理で２００
〜３００μｍに成長した。チタン濃度の高いマトリック
スの方が粒子成長が速かった。

【００２０】強化用のＷＣ３００９繊維の粒度は、押出
しただけの繊維では光学的に測定することができなかっ
たし、８１５℃の熱処理後の繊維でも測定できなかっ
た。１０５０℃の温度で処理した後のＷＣ３００９繊維
の粒度は約５μｍであった。１４００℃で熱処理した後
のサンプルでは繊維の粒度が２５μｍ未満であった。粒
度と処理温度に関するデータをプロットしたものが図２
である。

【００２１】繊維とマトリックスとの界面および繊維中
の粒界には酸化ハフニウム（ＨｆＯ ₂）がたくさん析出
していた。マトリックス鋳造物内、繊維の表面、および
マトリックスの機械加工面にある酸素がＷＣ３００９繊
維中の高濃度のハフニウムと反応したのであろう。二回
押出した複合材を１１００℃、１２００℃または１３０
０℃の熱処理温度で熱処理した後機械加工して機械的特
性試験用の試験棒を作製した。この試験棒ゲージは直径
が０．０８インチであり、マトリックスの外側ゲージ表
面は外側の繊維表面を約０．００５インチ越えていた。
すなわち、各繊維はマトリックス部材の外側表面から少
なくとも０．００５インチのところにあった。７つの繊
維は密に詰まって配列されており、図１に示してあるよ
うに試験棒の軸上にある中央の繊維を６つの外側の繊維
が取り囲んでいた。繊維はすべて、試験棒の０．０８イ
ンチというゲージ直径内に含まれていた。これらの棒を
下記表ＩＩに示したように試験した。表ＩＩ合金マトリックス中にＷＣ３００９の連続繊維を有する複合材の試験データ実試験施温度ＹＳ UTS εML εＦ R.A. 例マトリックス合金熱処理 ℃ ksi ksi ％％％１マトリックス１０８ 1200℃ RT 128 128 0.2 23 36 760 81 83 0.7 24 50 980 22 24 0.6 40 70 1200 10 11 0.8 39 96 ２マトリックス１２４ 1200℃ RT 131 131 0.2 22 35 760 83 92 1.8 13 14 980 35 35 0.2 59 76 1200 9 14 1.4 53 95 １マトリックス１０８ 1100℃ RT 126 127 0.3 26 37 1300℃ RT 降伏 40 0.02 0.2 0 せず２マトリックス１２４ 1100℃ RT 134 134 0.2 26 45 1300℃ RT 126 127 0.2 3.4 6.6 表ＩＩに挙げた結果から分かるように、１３００℃で熱
処理したサンプルの延性は、１１００℃または１２００
℃で熱処理して得られた延性値と比較して著しく低下し
た。

【００２２】表ＩＩに挙げた室温に関するデータを熱処
理温度に対してプロットしたグラフを図３に示す。また
伸びに対して粒度をプロットしたグラフを図４に示す。
引張り強さは基本的に、繊維とマトリックスのそれぞれ
の体積分率に対する混合計算則に従っていた。表ＩＩに
示した結果を得るのに試験した材料の体積分率は、試験
に供した試験棒中で各々約０．０１２インチの測定直径
値を有するＷＣ３００９強化用繊維が約１５．８容量％
であった。１１００℃または１２００℃で熱処理したサ
ンプルについては、いずれの複合材も約３５％の面積減
少率で約２２％の伸びという室温延性を示した。これら
の延性は、繊維を含まない類似のマトリックス組成物の
典型的な値７〜１２％と比較して驚くほど高いことが観
察された。利用できるデータがずっと粒度の粗い組織の
合金に対するものしかないが、一般にＷＣ３００９合金
は、室温でバルクの形態では約５％の範囲の低い延性を
もっていることが知られている。

【００２３】各々の複合材について、耐力に関するデー
タを温度に対してプロットしたグラフが図５であり、伸
び（％）に関するデータを温度に対してプロットしたグ
ラフが図６である。ニオブベースのマトリックス中にＷ
Ｃ３００９の連続繊維を有する連続複合材に対して９８
５℃のアルゴン雰囲気中で測定して得た基本的な破壊デ
ータを下記表ＩＩＩに示す。表ＩＩＩ１５．８容量％のＷＣ３００９フィラメントで強化された複合材に対する９８５℃における破壊寿命データ連続複合材の応力破壊寿命実施例マトリックス熱処理温度ｋｓｉ εＦ％ＲＡ％（時間）１１２４１１００℃ ９８１８９２０．８１２４１２００℃ ９６３６３１１４．３１２４１３００℃ ９５６７９４３．１２１０８１１００℃ ９６４８２２３．３１０８１２００℃ １２データデータ０．６なしなし比較として、１０８マトリックスに類似の非強化合金の
９８５℃における破壊寿命は６ｋｓｉの応力でも２５時
間未満である。同様に、１２４マトリックスに類似の非
強化合金の寿命は９ｋｓｉで１．８時間であった。

【００２４】本発明によって提供される強化構造体の同
等の応力で最良の複合材試験寿命は、類似の非強化組成
物の破壊寿命の１０倍近く大きかった。２種の複合材の
密度は、１０８マトリックスを有する複合材が約７ｇ／
ｃｍ³であり、１２４マトリックスを有する複合材が
７．２ｇ／ｃｍ³である。ニッケル基合金とコバルト基
合金の相当する密度値は８．２ｇ／ｃｍ³と９．３ｇ／
ｃｍ³である。これらの複合材は鍛練したＮｉ基超合金
やＣｏ基超合金より破壊強さがずっと高いが、それでも
鋳造したγ／γ′超合金よりは弱い。１２４複合材の９
８５℃における１００時間の密度換算応力は１．２５
（任意単位、ｋｓｉ／ｇ／ｃｃ）であり、ルネ(Rene´)
８０（密度換算応力は１．８４）のような鋳造合金よ
り小さく、非強化マトリックス（密度換算応力は０．７
５）の場合の方にずっと近い。

【００２５】他の温度のアルゴン雰囲気中で測定して得
られた破壊データを下記表ＩＶに示す。表ＩＶ１５．８容量％のＷＣ３００９フィラメントで強化された複合材の破壊寿命データ破壊寿命（時間）連続複合材の８７１℃ １０９３℃ １１４９℃ 実施例マトリックス熱処理温度１５ ksi ５ｋｓｉ３ｋｓｉ１１０８１１００℃ ３４．３１１．５６０．３２１２４１１００℃ ８１．６１６．１５００．５１２４１３００℃ ４６．２４２．２３７２．１典型的な鍛練されたＮｉ超合金とＣｏ超合金が１０００
℃、３ｋｓｉに耐えるのは１００時間未満であろう。温
度に関していうと、ニオブ‐チタンベースのマトリック
スを有する強化された複合材は鍛練されたＮｉ合金また
はＣｏ合金より８０〜２００℃高い温度で同じ時間耐え
られるであろう。

【００２６】上記複合材の応力破壊寿命に関するデータ
を図７のラーソン‐ミラー(Larson-Miller) プロットに
示す。ＷＣ３００９以外に補強用材料として使用するの
に適したニオブ基合金のいくつかを挙げると特に次のも
のがある。表式Ｎｂ‐Ｔｉ_35-45‐Ｈｆ_10-15を有するニオブベースのマトリックス金属に対する補強用要素として有用な市販のニオブ基合金合金名称公称合金添加元素（重量％）ＦＳ８０１ＺｒＣ１０３１０Ｈｆ、１Ｔｉ、０．７ＺｒＳＣｂ２９１１０Ｔａ、１０ＷＢ６６５Ｍｏ、５Ｖ、１ＺｒＣｂ７５２１０Ｗ、２．５ＺｒＣ１２９Ｙ１０Ｗ、１０Ｈｆ、０．１ＹＦＳ８５２８Ｔａ、１１Ｗ、０．８ＺｒＳＵ１６１１Ｗ、３Ｍｏ、２Ｈｆ、０．０８ＣＢ９９２２Ｗ、２Ｈｆ、０．０７ＣＡＳ３０２０Ｗ、１Ｚｒこれら市販の合金はいずれも主要合金成分としてニオブ
を含有しており、また体心立方晶の構造をもっている。
またこれらの合金はいずれも商用供給される合金に不可
避的に存在する通常の種類・濃度の不純物合金を含有し
ている。

【００２７】これらは、上記したように次式に示す組成
を有するニオブ‐チタンマトリックスを有する複合構造
体中で強化用要素として機能するのに充分な高温強度と
低温延性を有すると思われる合金である。Ｎｂ‐Ｔｉ_35-45‐Ｈｆ_10-15 強化用合金の繊維またはフィラメントの形態は、少なく
ともひとつが小さい寸法であるような形態である。すな
わち、強化用要素は繊維として存在することができ、こ
の場合繊維はひとつの大きい寸法とふたつの小さい寸法
をもつ。あるいは、リボンまたはディスクまたは小さい
板またはホイル（箔）として存在することもでき、この
場合強化用構造体はひとつの小さい寸法とふたつの大き
い寸法をもつ。

【００２８】別のいくつかの実施例で、本発明の複合材
の別の製造法を例示する。実施例３マトリックス合金と強化用合金の丸棒一束を同時押出し
することによって複合構造体を製造した。生成すべき複
合材のマトリックス（合金６とする）は束のうちの棒の
数の約２／３に当たり、したがって複合材の体積の２／
３に相当していた。このマトリックス金属のチタン／ニ
オブの比は０．６７であった。

【００２９】このマトリックスは２７．５原子％がチタ
ン、５．５原子％がアルミニウム、６原子％がクロム、
３．５原子％がハフニウム、２．５原子％がバナジウム
であり、残部がニオブで、次式に相当していた。Ｎｂ‐Ｔｉ_27.5‐Ａｌ_5.5‐Ｃｒ₆‐Ｈｆ_3.5‐Ｖ_2.5 この複合材の強化用成分の棒は、下記式に従って２０重
量％のタングステンと１重量％のジルコニウムを含み残
部がニオブであるＡＳ‐３０合金であった。

【００３０】Ｎｂ‐Ｗ₂₀‐Ｚｒ₁ この複合材を形成するには、各々６０ミルの直径を有す
る強化材の棒約７０本とマトリックスの棒１４０本を使
用した。この２１０本の棒をマトリックス金属のスリー
ブに入れた。このスリーブとその中身をモリブデン製の
缶の中に封入して押出し用のビレットを形成した。次
に、このビレットとその中身の全体を押出し比１０：１
で加工した。押出した製品の断片を切り出し、この断片
を再び押出し比１０：１で再度加工した。こうして材料
棒の二回押出しを実施した。

【００３１】二回押出した後各強化用繊維のサイズは約
１５０μｍであった。図８は、この構造体の断面の一部
の顕微鏡写真である。この顕微鏡写真から明らかなよう
に、材料の棒は丸棒としての形態を失っていた。さら
に、材料棒から複合材内部で形成されたストランドの極
めて不規則な形状が示しているように、多くの場合出発
材料として使用した棒からなる要素が変形し、場合によ
っては他の要素とつながって図８の顕微鏡写真に見られ
るようなマトリックスストランドと強化材ストランドの
不規則なパターンを形成した。

【００３２】複合材とマトリックス材料から標準引張り
試験棒を製造し、引張り試験を行なった。その結果を下
記表Ｖに示す。表Ｖ連続繊維で強化された合金とマトリックス合金の引張り試験結果実伸び伸び施温度耐力最大最大破断ＲＡ例サンプル合金 ℃ ksi ksi ％％％複合材３ 91-12/A AS-30/合金６ 70 121.0 121.0 0.2 0.2 1.5 91-12/B AS-30/合金６ 760 78.1 89.3 4.8 20.6 27.0 91-12/C AS-30/合金６ 980 43.7 44.3 3.8 48.5 50.0 91-12/D AS-30/合金６ 1200 22.5 25.4 2.7 65.5 56.0 マトリックス 91-32 合金６ 70 132.4 132.4 0.1 23.5 46.0 91-32 合金６ 760 83.1 92.1 1.7 48.3 64.0 91-32 合金６ 980 42.1 42.7 0.3 95.2 95.0 91-32 合金６ 1200 20.4 20.4 0.2 83.2 57.0 図９はこの表の耐力のデータをプロットしたグラフであ
る。

【００３３】表Ｖのデータの比較から明らかなように、
複合材は、低めの温度ではマトリックスより低い強度を
もっているが、高めの温度ではマトリックスより高い強
度をもっている。複合材の最大強度は、１２００℃の試
験温度でマトリックスの最大強度より約２０％高い。複
合材とマトリックスに対して別の試験を行なって破壊に
対する相対耐性を決定した。その試験結果を下記表ＶＩ
に示す。表ＶＩ連続繊維で強化された合金とマトリックス合金の破壊試験結果実施例サンプル合金温度 ℃ 応力 ksi 寿命（時間）複合材３ 91-12 AS-30/合金６９８０１２．５０１２８２．３６ 91-12 AS-30/合金６１１００８．００１９２８．２０ −試験停止マトリックス 91-32 合金６９８０１２．５０１．８６ 91-32 合金６１１００８．０００．５７複合材とマトリックスのデータを比較すると明らかにな
るように、いずれの試験温度でも複合材には極めて顕著
な改良が見られる。高めの１１００℃の試験温度での改
良は１，０００％のオーダーである。実際、強化材の有
益な効果がすでに充分に示されたので試験は停止した。

【００３４】以上の実施例における強化材の形態は、伸
びた強化用ストランドの観点から検査したとき強化材と
マトリックスが本質的に同じ範囲に渡っているという点
で、基本的に連続である。このような複合材を本発明で
は連続複合材または連続の強化用部材を有する複合材と
呼んでいる。本発明に従って提供される複合構造体の中
には、強化用部材が不連続であるもうひとつ別のグルー
プもある。これらの複合材では、強化用ストランドがマ
トリックス自身の全長に渡って伸びていないが、かなり
の長さまで伸びており、また、マトリックス内部でかな
りの幅に渡って伸びていてもよい。しかし、このような
強化材は長さとか幅に対して厚さと呼称されるような小
さい寸法を少なくともひとつもっている。したがって、
本発明は不連続複合材、すなわち強化材が不連続である
複合材を包含する。この場合、強化材は小さい板状また
はある長さのリボンもしくはストランドまたはホイルの
形態であることができるが、マトリックスの長い寸法の
全長に渡って伸びていることはない。

【００３５】このような不連続強化材を有する複合材
は、本発明に従って、マトリックスと強化用金属の粉末
要素の混合物を作成することによって粉末冶金法で製造
できる。混合物中のマトリックスは強化材より大きい体
積分率でなければならない。マトリックスは任意の形状
と大きさの粉末、フレークまたはその他のマトリックス
要素でよいが、その形状と大きさはマトリックスが複合
材中で充分に相互接続した媒質となることができるもの
でなければならない。強化材は要素混合物中でマトリッ
クスより小さい体積分率でなければならない。強化材は
粉末、またはフレーク、またはニードル、またはリボン
もしくはホイル断片、などでよい。例を挙げると、不連
続強化材を有する複合材は、マトリックス粉末と強化材
粉末を含む粉末混合物を機械的または熱的・機械的に加
工して、粉末を圧密化すると共にその粉末を少なくとも
ひとつの長い寸法方向に伸ばすことによって製造でき
る。たとえば、マトリックス粉末と強化材粉末の混合物
から複合材を形成し、圧密化された粉末の両者に押出し
または圧延作用をかける場合、マトリックスと強化材は
圧延または押出しを実施する方向に伸ばされる。このよ
うな作用の結果、押出しまたは圧延の方向に伸ばされた
不連続な強化用要素を有する複合材が生成する。このよ
うな構造体はマトリックス材料自身と比較して優れた特
性を有することが判明した。以下に、不連続な強化材を
有する複合材を作成した実施例をいくつか示す。実施例４〜６不連続複合材をいくつか製造した。そのために２組の合
金粉末を作成した。第一の組はマトリックス合金であ
り、第二の組は強化用合金であった。

【００３６】このマトリックス粉末は、チタンとニオブ
の比が０．８５のニオブ基合金であった。マトリックス
合金ＧＡＣと名付けたこの合金は次式で表わされる組成
をもっていた。マトリックス合金ＧＡＣ：Ｎｂ‐３６．９Ｔｉ‐８Ｃｒ
‐７．９Ａｌ‐２Ｈｆ。この合金の粉末は、通常の不活
性ガスアトマイゼーション法で製造した。

【００３７】また、ＡＳ−３０合金（組成は前記実施例
３に示した）のサンプルを、水素化‐脱水素化法で粉末
に変換した。このプロセスでは、材料のビレットを９０
０〜１，０００℃で水素にさらす。合金は水素を吸収し
て脆化する。いったん脆化させたビレットをジョークラ
ッシャーまたはボールミルで粉砕して、ビレットの脆化
した合金から粉末を作成する。

【００３８】ビレットの微粉化後、粉末を９００〜１，
０００℃の温度で真空にして粉末から水素を除去し、金
属の延性を回復する。この方法によりＡＳ−３０合金を
粉末にした。全部で３つのマトリックス粉末のバッチと
強化材として機能させる粉末の３つのバッチを作成し
た。９１−１３、９１−１４および９１−２７と名付け
た粉末ブレンドの押出しによって不連続複合粉末サンプ
ルを作成した。ＧＡＣマトリックス合金粉末単独の押出
しによってマトリックス合金を製造し、その押出し品を
９１−２６とした。

【００３９】ここに記載の３つの実施例のそれぞれで粉
末混合物を作成した。第一の粉末混合物９１−１３は、
マトリックス合金が２／３で、水素化‐脱水素化法で作
成したＡＳ−３０金属が１／３であった。第二の粉末ブ
レンド（９１−１４とした）では、マトリックス粉末が
２／３で、水素化‐脱水素化法で作成したＷＣ３００９
粉末が１／３であった。

【００４０】粉末の第三のバッチでは、マトリックス粉
末が２／３で、ＷＣ３００９球状粉末が１／３であっ
た。この球状粉末は、ＷＣ３００９合金のビレットを約
１２，０００回／分の速度で回転させるＰＲＥＰ（プラ
ズマ回転電極法）で調製した。ビレットが回転している
間にプラズマ炎中でビレットの端を融解させた。遠心力
により、ビレットが回転するにつれてビレット端部から
液体がほとばしり、この端部が融解するときにこの作用
によって金属がアトマイゼーションされて小さい液滴と
なり、これがとんでいる間に凝固して球状粒子の微粉に
なった。

【００４１】上記混合粉末またはブレンドの３つのバッ
チのそれぞれの粉末ブレンドを脱炭鋼製の缶に、この缶
を機械的に振動させながら注ぎ入れた。各缶への注入が
完了した後缶を排気して密封した。次に、各々の密封し
た缶を厚い壁をもつステンレス鋼製のジャケットに封入
してビレットを形成した。次いでこのビレットを熱間で
最大密度まで押し固めた後熱間で面積減少率を１０：１
として押出した。

【００４２】このような手順により、個々の粉末ブレン
ドを熱と圧力で圧密化した後、圧密化された粉末ブレン
ドを押出して強化用粉末の粒子を変形させて強化用スト
ランドとして機能する細長い粒子とした。この複合材と
マトリックスに対して引張り試験を実施した。これらの
試験の結果を下記表ＶＩＩに示す。表ＶＩＩ繊維で強化されたマトリックス合金の不連続複合材の引張り試験結果実伸び伸び施温度耐力最大最大破断ＲＡ例サンプル合金 ℃ ｋｓｉｋｓｉ％％％複合材４ 91-13/1C AS-30/ 70 降伏 92.0 0.002 0.002 1.5 合金GAC せず 91-13/2I AS-30/ 760 83.2 88.2 1.0 1.8 5 合金GAC 91-13/2J AS-30/ 980 38.3 38.7 0.4 15 16 合金GAC 91-13/2F AS-30/ 1200 18.3 19.1 1.1 33 29 合金GAC 複合材５ 91-14/2L WC-3009/ 70 136.8 139.3 2.2 14 27 合金GAC 91-14/2K WC-3009/ 760 92.5 100.3 1.9 20 25 合金GAC 91-14/1O WC-3009/ 980 46.3 46.5 0.3 20 15 合金GAC 91-14/2N WC-3009/ 1200 23.7 26.9 1.5 23 16 合金GAC マトリックス 91-26/D 合金ＧＡＣ 70 144.5 144.5 0.1 8 22 91-26/C 合金ＧＡＣ 760 93.1 95.8 0.6 54 69 91-26/B 合金ＧＡＣ 980 29.2 29.2 0.2 112 95 91-26/A 合金ＧＡＣ 1200 10.9 10.9 0.2 207 97 複合材６ 91-27/D WC-3009/ 70 134.2 135.6 1.7 16 31 合金GAC 91-27/E WC-3009/ 760 87.9 96.3 1.6 14 18 合金GAC 91-27/H WC-3009/ 980 42.6 42.9 0.4 14 14 合金GAC 91-27/J WC-3009/ 1200 23.0 25.0 1.0 19 11 合金GAC 上の表ＶＩＩに示したデータから明らかなように、３種
いずれの複合材のサンプルも室温の耐力はマトリックス
自身の耐力より低い。しかし、１２００℃の試験データ
はすべて、複合構造材がマトリックス材料より高い耐力
をもっていることを示している。さらに、表ＶＩＩに示
したデータから明らかなように、最大引張り強さは、室
温の試験条件では実施例４、５、６の方がマトリックス
合金ＧＡＣより低いが、１２００℃の高温では実施例
４、５、６の方がマトリックス合金ＧＡＣより高い。

【００４３】複合材とマトリックス構造材について一連
の比較破壊試験も実施した。結果を下記表ＶＩＩＩに示
す。表ＶＩＩＩ不連続繊維で強化された合金とマトリックス合金に対する破壊試験結果例サンプル合金温度 ℃ 応力ｋｓｉ寿命（時間）複合材４ 91-13 AS-30/合金GAC ９８０１２．５０１５．８０ 91-13 AS-30/合金GAC １１００８．００７．８７ 91-13 AS-30/合金GAC ９８０１０．００１０３．７４ 91-13 AS-30/合金GAC １１００５．００５９４．５５複合材５ 91-14 WC-3009/合金GAC ９８０１２．５０２０．５２ 91-14 WC-3009/合金GAC １１００８．００１０．６〜１９．２ 91-14 WC-3009/合金GAC ９８０１０．００３４．０９ 91-14 WC-3009/合金GAC １１００５．００７３．２９マトリックス 91-26 合金ＧＡＣ９８０１２．５０１．０５ 91-26 合金ＧＡＣ１１００８．０００．２５複合材６ 91-27 WC-3009/合金GAC ９８０１２．５０７．９４ 91-27 WC-3009/合金GAC １１００８．００８．９７上の表ＶＩＩＩに示したデータから明らかなように、９
８０℃の温度での破壊試験値は、実施例４、５、６の複
合構造材の方がマトリックス合金ＧＡＣサンプルよりか
なり高い。

【００４４】さらに、大きい破壊寿命の利点は、マトリ
ックス合金ＧＡＣサンプルの場合より実施例４、５、６
の複合構造材の場合の方が大きい。したがって、表ＶＩ
ＩとＶＩＩＩのデータから明らかなように、強度や破壊
寿命などの性質をマトリックスのものと比較して見たと
き不連続複合材は大きく改良されている。

【００４５】一般に、本発明の複合材は、強化用セグメ
ントの長い方の寸法の方向に配向された優れた性質をも
っている。すでに指摘した通り強化材は、長い寸法をひ
とつと短い寸法をふたつもっているストランドの形態で
あっても、小さい寸法をひとつとかなり大きめの寸法を
有するリボンまたは小さい板またはホイルの形態であっ
てもよい。

【００４６】本発明の複合構造体は、３つの大きな寸法
をもっている強化された物品はもちろん、強化された棒
または強化されたストリップまたは強化されたシートに
形成することができる。本発明の物品を棒に成形する例
として、押出し加工を使用する場合を上に例示した。同
様な方法でストリップまたはシートの物品も形成するこ
とができる。いずれの場合も、強化用金属は、体心立方
晶の結晶形を有する強化用金属の表としてすでに示した
ようなニオブベースの金属でなければならない。マトリ
ックスと強化用コアの両方が体心立方晶の結晶形を有す
るニオブベースの金属であり、マトリックス金属が次式Ｎｂ‐Ｔｉ_35-45‐Ｈｆ_10-15 に合致する複合物品を形成するのに使用できる方法の中
には、押出し、圧延、スエージ加工がある。

【００４７】これらの構造体の強化材は、小さい寸法を
少なくともひとつ有する多くの要素の形態になるように
分配されている。本明細書中ではそのような要素を強化
材のストランドという。このようなストランドはリボン
もしくはリボンセグメントまたは繊維またはフィラメン
トまたは小さい板またはホイルもしくは糸、などの形態
とすることができ、これらはすべて小さい寸法を少なく
ともひとつもっており、したがっていずれも本明細書で
はストランドという。

【００４８】そのようなストランドが数多くマトリック
ス中に分配されておりマトリックス材料によって互いに
本質的に分離されていることのひとつの利点は、個々の
ストランドが酸化に暴露された場合、マトリックス材料
内部に個別に封入されている他のストランドのすべてを
そのような酸化に対してさらすことなくそのストランド
が酸化される。したがって他のストランドの強化機能は
保存される。

【００４９】さらにこの点に関して、本発明の構造体の
重大な利点は、強化材がマトリックス内に分配されてい
て強化材が分散された形態で存在しているということで
ある。たとえば、実施例１と２で強化用に用いた棒は中
心に７番目の棒がある円形パターンに分配されている。
実施例３では図８に示されているようにそれよりランダ
ムなパターンに分配されており、実施例４〜６では横方
向と縦方向を含めてさらにランダムに強化材が分配され
ている。一般に、このようにマトリックス中に分配され
た形態の強化材はその複合材の性質を高めることがすで
に示されている。

【００５０】また一般に、強化材は複合物品の使用中強
化材としてとどまらなければならない。この意味するこ
とは、マトリックス中の強化材の寸法が充分に大きく
て、その強化用要素がマトリックス中に拡散して別個の
ニオブ基合金としての存在が分からなくなってしまうよ
うなことがあってはならないということである。拡散の
程度は、もちろん、その目的用途に使用中の複合材の温
度に依存するし、またそのように使用している間複合材
が高温にさらされる時間にも依存する。融点が約１９０
０℃のマトリックスと、融点が約２４７５℃の強化相と
から形成された複合材の場合、通常の計算に基づいて最
初に評価すると、直径すなわち太さが約２０μの強化用
ストランドを有する複合構造体は、１２００℃で１００
０時間以上、１４００℃で約１０００時間、実質的な相
互拡散に対して安定であろう。

【００５１】したがって、複合材が非常に高い温度にさ
らされることになる場合、拡散が起こっても強化用要素
がそれによってマトリックス中に完全に均一化されるよ
うに大きめの断面積を有する強化用要素で複合材を形成
するのが好ましい。特定の組み合わせの時間と温度で使
用するのに必要とされる強化用要素の寸法は、二、三の
予備実験と通常の拡散計算によって決定することができ
る。本明細書中で以上に記載した説明に基づきそのよう
な試験、計算および決定を行なうのに必要なパラメータ
ーはすべてユーザーが入手可能である。たとえば、断面
寸法が５ミクロン程度に小さい強化用要素は、約１００
０℃以下の温度で長時間有効に使用することができる。
しかし、これと同じ強化用要素を１４００℃を越える温
度に同じ時間保って見ると強化材がマトリックス中で均
一化される。本発明の実施法の特定の例として、実施例
１と２の複合材の強化用要素は直径約１２ミル（約３０
０ミクロンに等しい）であったが、このような強化材
は、複合材の改良された性質をあまり損なうことなく、
マトリックスと強化用要素との界面で多少の相互拡散が
起こるまでの時間高温で使用することができる。

【００５２】一般に、強化用要素はマトリックス内で、
マトリックスとそのマトリックスに含有される強化用要
素との間に比較的大きな界面面積ができるように分配す
るのが望ましい。この界面の程度は、基本的に、含まれ
ている強化材の表面積の大きさに依存する。表面積が大
きくなれば、強化材の細分割の程度を高くする必要があ
る。

【００５３】ある複合材のマトリックス内にある強化材
の細分割の程度を記載するのに、便宜上強化比Ｒを使用
する。この強化比Ｒは、強化材の体積（立方センチメー
トル）に対する強化材の表面積（平方センチメートル）
の比である。したがって強化比Ｒは次のように表わされ
る。Ｒ＝（表面積ｃｍ²）／（体積ｃｍ³）この比の使用法の一例として一辺が１ｃｍの中実立方体
の強化材を考える。この強化材の体積は１ｃｍ³であ
る。比Ｒは、表面積６ｃｍ²を体積すなわち１ｃｃで割
ることによって求められる。したがってこの比Ｒは６と
なる。一辺が２ｃｍの強化材の立方体の場合、６つの面
の表面積はそれぞれ４平方ｃｍであり、合計で２４ｃｍ
²となる。一辺が２ｃｍの立方体の体積は８立方ｃｍで
あるので、一辺２ｃｍの立方体の場合比Ｒは２４／８＝
３である。一辺が３ｃｍの立方体では比Ｒが５４／２７
＝２である。このデータから明らかなように、ある表面
内にある強化材の体積が増える（また、細分割の程度が
減る）につれて比Ｒは増大する。本発明で目指している
ものは、強化材の細分割の程度が低いものではなくて細
分割の程度が高い複合構造体である。

【００５４】この比の別の一例として、マトリックス中
に埋め込まれており、上記の例のように少ない場合では
なくてたくさん分配される強化材のスラブを考える。こ
のスラブはたとえば長さ４０ｃｍ、幅２０ｃｍ、厚さ１
ｃｍとすることができる。このようなスラブの表面積は
１７２０ｃｍ²、体積は８００ｃｍ³である。このスラ
ブの強化比Ｒは１７２０／８００＝２．１５である。こ
のスラブの厚みを半分に減らすと比Ｒは１６６０／４０
０＝４．１５となる。またスラブの厚みをさらに減らし
て１ｍｍにすると比Ｒは１６１２／８０＝２０．１５に
なる。

【００５５】前記実施例１と２の強化材の厚み（直径）
は約１２ミルである。１２ミルは約３００ミクロンであ
り、３００ミクロンは約０．３ｍｍである。上記例で約
０．３ｍｍの強化材の比Ｒは約１６０４／２４＝約６７
である。しかし、実施例１および２の場合強化材はホイ
ルの形態ではなくフィラメントの形態で存在していた。
一般に、一列に並んだフィラメントやストランドは、ホ
イルより表面積が大きく、またホイルより強化材の体積
は小さい。マトリックス内に層として一列に配置された
直径０．３ｍｍの円筒フィラメント状強化材は比Ｒが１
００以上になるであろう。

【００５６】前記実施例１と２の場合、フィラメントは
マトリックス中で一列に並んで層を構成していることは
なく、実際約１６容量％の程度までしか存在していなか
った。にもかかわらず、実施例１と２の強化材は複合材
の性質、特に破壊特性を改良するのに明らかに有効であ
った。強化比Ｒは複合材中に存在する強化材の体積分率
も実際の量も表わすものではなく、そのつもりもないこ
とを理解されたい。むしろ、強化比Ｒは存在する強化材
の細分割の程度と状態を定義するものであり、この程度
は強化材の体積に対する強化材の表面積の比で表わされ
る。強化材の細分割の程度を例示すると分かり易いであ
ろう。

【００５７】上述のように、１立方センチメートルの１
個の強化材は表面積が６ｃｍ²、体積が１ｃｍ³（１ｃ
ｃ）である。この強化材をその垂直の軸に対して平行に
０．１ｍｍの間隔で９９回垂直に切り分けて厚さが０．
１ｍｍの１００枚の薄い強化材を作成すると、強化材の
表面積は１９８ｃｍ²（一回切る毎に２ｃｍ²）増加す
るが強化材の体積はまったく増大しない。言い換える
と、強化材の細分割の程度、したがってその表面積は増
大するがその体積は増大しないのである。この例の場
合、強化比Ｒは最初の強化材の６から切断後の強化材の
２０４まで増大するが、強化材の量自体はまったく増え
ていない。

【００５８】本発明では、強化比が低いよりは高くなる
ように細分割された形態の強化材を使用するのが望まし
い。５０を越える強化比Ｒが望ましく、１００を越える
比が好ましい。また、この細分割された強化材を改良さ
れた性質が望まれる部分すべてに分配するのが望まし
い。多くの複合構造体で、強化材は最も外側の部分には
いかないようにしている。これらの部分は大気にさらさ
れるからである。この最も外側の部分は保護性の高い次
のマトリックス合金であるのが好ましい。

【００５９】Ｎｂ‐Ｔｉ_35-45‐Ｈｆ_10-15 さらに、強化材は複合材の半分未満の体積分率で存在し
なければならない。この点重要なことは、マトリックス
は複合材の連続相を構成し、不連続相は構成しないとい
うことである。充分に分配された強化材の場合、性質の
改良は５％以上の体積分率で達成することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の方法によって製造したビレットの断面
の金属組織の顕微鏡写真である。

【図２】マトリックスと埋め込まれた強化材の粒度を熱
処理温度に対してプロットしたグラフである。

【図３】複合材の室温伸びを熱処理温度に対してプロッ
トしたグラフである。

【図４】複合材の室温伸びを粒度に対してプロットした
グラフである。

【図５】複合材の耐力を試験温度に対してプロットした
グラフである。

【図６】複合材の破壊に至るまでの伸びを試験温度に対
してプロットしたグラフである。

【図７】複合材の応力破壊寿命に関する比較データを示
すラーソン‐ミラー(Larson-Miller) のグラフである。

【図８】連続複合構造体の断面の金属組織の顕微鏡写真
である。

【図９】耐力を試験温度に対してプロットしたグラフで
ある。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者メルヴィン・ロバート・ジャクソンアメリカ合衆国、ニューヨーク州、スケネクタデイ、ニスカユナ・ドライブ、2208番 (72)発明者ジョン・レイモンド・ヒュージェスアメリカ合衆国、ニューヨーク州、スコティア、グレン・テラス、３番

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】式Ｎｂ‐Ｔｉ_35-45‐Ｈｆ_10-15 （数字は原子％）に合致する組成を有するマトリックス
合金を主体とし、その主体マトリックス中に、体心立方晶の結晶形を有す
るニオブ基金属の延性強化用ストランド構造体が多数分
布されていて複合材を形成しており、この複合材が延性であり、１，０００℃を越える温度で
マトリックス合金より高い引張り強さと破壊強さを有し
ていることを特徴とする、１，０００℃を越える温度で
使用するのに適した金属‐金属複合構造体。
【請求項２】チタン濃度が４０〜４５％である、請求
項１記載の構造体。
【請求項３】チタン濃度が４２〜４５％である、請求
項１記載の構造体。
【請求項４】強化材が少なくとも５容量％まで存在す
る、請求項１記載の構造体。
【請求項５】強化比Ｒが少なくとも５０である、請求
項１記載の構造体。
【請求項６】強化比Ｒが少なくとも１００である、請
求項１記載の構造体。
【請求項７】複合構造体の最も外側の部分がマトリッ
クス材料のみである、請求項１記載の構造体。
【請求項８】ニオブ基強化用合金がＷＣ３００９であ
る、請求項１記載の構造体。
【請求項９】ニオブ基強化用構造体がＡＳ−３０であ
る、請求項１記載の構造体。
【請求項１０】複合材が１４００℃までの温度で使用
され、各ストランドの太さが少なくとも２０ミクロンで
ある、請求項１記載の構造体。