JPH05255782A - クロム、ニオブおよびケイ素で改良された鋳造ガンマ‐チタン・アルミニウム合金ならびにその製法 - Google Patents

クロム、ニオブおよびケイ素で改良された鋳造ガンマ‐チタン・アルミニウム合金ならびにその製法

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JPH05255782A
JPH05255782A JP4319167A JP31916792A JPH05255782A JP H05255782 A JPH05255782 A JP H05255782A JP 4319167 A JP4319167 A JP 4319167A JP 31916792 A JP31916792 A JP 31916792A JP H05255782 A JPH05255782 A JP H05255782A
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Abstract

(57)【要約】 【目的】 化学量論比及び、ケイ素、クロムおよびニオ
ブの添加に関して改良されたチタン・アルミニウムのガ
ンマ合金。 【構成】 近似式Ｔｉ‐Ａｌ45Ｃｒ2 Ｓｉ2 Ｎｂ4 に従
ってクロム、ニオブおよびケイ素を添加することにより
チタンとアルミニウムの原子比を変えて、極めて望まし
い有効アルミニウム濃度であることが判明した原子比を
もたせることによって、高い強度、高い耐酸化性および
許容できる延性を有するＴｉＡｌ組成物が製造される。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、広くチタンとアルミニ
ウムの合金一般に係る。特に、本発明は、化学量論比に
関して、及びケイ素、クロムおよびニオブの添加に関し
て改良されたチタンとアルミニウムのガンマ合金に係
る。
【０００２】
【発明の背景】アルミニウムをチタン金属に添加する際
アルミニウムの割合を次第に多くしていくと、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アルミニ
ウムがチタンに固溶した固溶体となり、結晶形はαチタ
ンの結晶形のままである。アルミニウムの濃度が高くな
ると（たとえば、約２５〜３５原子％）、金属間化合物
Ｔｉ3 Ａｌが形成される。このＴｉ3 Ａｌはα‐２とい
われる規則的な六方晶の結晶形をもっている。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といわれる規則的な正
方晶の結晶形を有する別の金属間化合物ＴｉＡｌが形成
される。このγ化合物の改良型が本発明の主題である。
【０００３】γ結晶形と約１という化学量論比を有する
チタン・アルミニウム合金は、高いモジュラス（弾性
率）、低い密度、高い熱伝導率、有利な耐酸化性および
良好な耐クリープ性を有する金属間化合物である。Ｔｉ
Ａｌ化合物および他のチタン合金ならびにニッケル基超
合金のモジュラスと温度の関係を図３に示す。図から明
らかなように、ＴｉＡｌはチタン合金の中で最高のモジ
ュラスをもっている。ＴｉＡｌはそのモジュラスが高温
で他のチタン合金より高いばかりでなく、温度の上昇に
よるモジュラスの低下率はＴｉＡｌの方が他のチタン合
金より小さい。さらに、ＴｉＡｌは、他のチタン合金が
有用でなくなるような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。ＴｉＡｌ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必要とされ、かつ
環境に対する良好な保護も要求される用途に対して重要
な軽量材料である。
【０００４】ＴｉＡｌの特性のうち、上記のような用途
に実際に応用する際の制限となるのは、室温で見られる
脆性である。また、このＴｉＡｌ金属間化合物がある種
の構造部材用途に利用できるようになるには、この金属
間化合物の室温での強度を改善する必要もある。すなわ
ち、γＴｉＡｌ金属間化合物が適している高温で使用で
きるようになるには、この金属間化合物を改良してその
延性および／または室温での強度を高めることが極めて
望ましい。
【０００５】軽量で、しかも高温で使用できる可能性と
共に、使用しようとする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。金属組成物
の用途によっては１％程度の最小の延性でも許容できる
が、より高い延性がずっと望ましい。また、組成物が有
用であるための最低の強度は約５０ｋｓｉすなわち約３
５０ＭＰａである。しかし、この程度の強度を有する材
料はある種の用途に対しては充分であるとはいえず、用
途によってはより高い強度が好ましいことが多い。
【０００６】γＴｉＡｌ化合物の化学量論比は結晶構造
を変えることなくある範囲に渡って変化させることがで
きる。すなわち、アルミニウム含量は約５０原子％から
約６０原子％まで変えることができる。しかし、チタン
とアルミニウム成分の化学量論比が比較的少しだけ（１
％またはそれ以上）変化してもγＴｉＡｌ組成物の性質
は非常に大きく変化し易い。また、これらの性質は、同
様に比較的少量の第三元素、第四元素およびその他の元
素を添加しても同じように大きな影響を受ける。
【０００７】本発明者は、このたび、鋳造した形態の組
成物に望ましい特性を付与するために添加元素を一定に
組合せて、特にクロム、ニオブおよびケイ素を組合せて
γＴｉＡｌ金属間化合物に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可能であることを
発見した。さらにまた、本発明者は、そのような添加元
素を含む組成物が、実質的に改善された強度および鋳造
状態で望ましく高い延性を含めて独特の望ましい組合せ
の特性を有することを発見した。
【０００８】
【従来の技術】Ｔｉ3 Ａｌ金属間化合物、ＴｉＡｌ金属
間化合物およびＴｉＡｌ3 金属間化合物を始めとするチ
タン・アルミニウム組成物に関する文献は豊富である。
「ＴｉＡｌ型チタン合金(TITANIUM ALLOYS OF THE TiAl
TYPE)」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
型合金が包括的に論じられている。この特許の第１欄の
第５０行以降には、Ｔｉ3Ａｌと比較してＴｉＡｌの利
点と欠点を論じる際に、次のように指摘されている。
「ＴｉＡｌγ合金系はアルミニウムを多く含有している
のであるから、より軽い可能性があることは明らかであ
る。１９５０年代の実験研究により、アルミ化チタン合
金は約１０００℃までの高温で使用できる可能性がある
ことが示された。しかし、これらの合金を用いてその後
得られた工学的経験・知識によると、これらの合金は充
分な高温強度をもってはいたが、室温および中程度の温
度、すなわち２０〜５５０℃で延性がほとんどまたはま
ったくなかった。脆性に過ぎる材料は容易に製造するこ
とができないし、めったにないことだが避けることので
きない使用中のちょっとした損傷をうけた際に、亀裂を
起こしてその後機能を停止してしまうことなくもちこた
えることもできない。したがってそのような材料は他の
ベース合金の代替となる有用な工学材料とはならな
い。」 基本的に、合金系ＴｉＡｌもＴｉ3 Ａｌも規則的なチタ
ン・アルミニウム金属間化合物ではあるが、ＴｉＡｌは
（Ｔｉの固溶体合金とはもちろん）Ｔｉ3 Ａｌとは実質
的に異なっているということは公知である。前記の米国
特許第４，２９４，６１５号の第１欄では次のような指
摘がなされている。「充分な知識をもっている当業者に
は、これら２種の規則相の間に実質的な違いがあること
が分かっている。Ｔｉ3 Ａｌとチタンの六方晶の結晶構
造は極めてよく似ているので、それらの合金化および変
態の様子は似ている。しかし、化合物ＴｉＡｌは原子が
正方晶の配列をとっており、したがって合金化特性もか
なり違っている。このような違いは先行文献では認識さ
れてないことが多い。」 この米国特許第４，２９４，６１５号には、得られる合
金の性質を改良するためにＴｉＡｌをバナジウムおよび
炭素と合金化することが記載されている。
【０００９】しかしこの米国特許第４，２９４，６１５
号には、ＴｉＡｌをケイ素もしくはクロムまたはケイ素
とクロムの組合せと合金化することが開示されていない
し、特にケイ素、クロムおよびニオブの組合せが開示さ
れていない。チタン・アルミニウム化合物およびこれら
の化合物の特性に関する技術文献をいくつか以下に挙げ
る。 １． バンプス(E.S. Bumps)、ケスラー(H.D. Kessler)
およびハンセン(M. Hansen) 著、「チタン‐アルミニウ
ム系(Titanium-Alminum System) 」、金属雑誌(Journal
of Metals) 、１９５２年６月、第６０９〜６１４頁、
米国機械学会誌(TRANSACTIONS AIME) 、第１９４巻。 ２． オグデン(H.R. Ogden)、メイカス(D.J. Maykut
h)、フィンレイ(W.L. Finlay) およびジャフィー(R.I.
Jaffee) 著、「高純度Ｔｉ‐Ａｌ合金の機械的性質(Mec
hanical Properties of High Purity Ti-Al Alloys)
」、金属雑誌(Journalof Metals) 、１９５３年２月、
第２６７〜２７２頁、米国機械学会誌(TRANSACTIONS AI
ME) 、第１９７巻。 ３． マカンドリュー(Joseph B. McAndrew)およびケス
ラー(H.D. Kessler)著、「高温合金基材としてのＴｉ‐
３６％Ａｌ(Ti-36 Pct Al as a Base for High Tempera
ture Alloys)」、金属雑誌(Journal of Metals) 、１９
５６年１０月、第１３４８〜１３５３頁、米国機械学会
誌(TRANSACTIONS AIME) 、第２０６巻。 ４． マーチン(Patrick L. Martin) 、メンディラッタ
(Madan G. Mendiratta)およびリスピット(Harry A. Lis
pitt)著、「ＴｉＡｌ合金およびＴｉＡｌ＋Ｗ合金のク
リープ変形(Creep Deformation of TiAl and TiAl + W
Alloys) 」、金属学会誌Ａ(Metallurgical Transaction
s A)、第１４Ａ巻（１９８３年１０月）第２１７１〜２
１７４頁。 ５． マーチン(P.L. Martin) 、リスピット(H.A. Lisp
itt)、ヌーファ(N.T. Nuhfer) およびウィリアムズ(J.
C. Williams) 著、「Ｔｉ3 ＡｌとＴｉＡｌのミクロ組
織と性質に対する合金化の効果(The Effects of Alloyi
ng on the Microstructure and Properties of Ti 3 Al
and TiAl)」、チタン(Titanium)８０、米国金属学会(A
merican Society of Metals)刊、ウォーレンデール(War
rendale)、ペンシルベニア州、第２巻、第１２４５〜１
２５４頁。 ６． パーキンス(R.A. Perkins)、チャン(K.T. Chian
g) およびマイヤー(G.H.Meyer)著、「Ｔｉ‐Ａｌ合金上
でのアルミナの定式化(Formulation of Aluminaon Ti-A
l Alloys)」、スクリプタ・メタリュールジカ(Scripta
METALLURGICA)、第２１巻（１９８７年）第１５０５〜
１５１０頁。
【００１０】酸化の影響および酸化に対する添加元素
（たとえばタンタル）の効果は、金属雑誌(Journal of
Metals) 、１９５６年１０月、米国機械学会誌(TRANSAC
TIONS AIME) の１３５０頁以降で議論されている。 ７． バリニョフ(S.M. Barinov)、ナルトバ(T.T. Nart
ova)、クラシュリン(YuL. Krasulin)およびモグトバ(T.
V. Mogutova) 著、「チタン・アルミニウムの強度と破
壊靭性の温度依存性(Temperature Dependence of the S
trength and Fracture Toughness of Titanium Aluminu
m)」、ソビエト連邦科学アカデミー会報(Izv. Akad. Na
uk SSSR)、金属(Met.)、第５巻（１９８３年）第１７０
頁。
【００１１】この文献７の表Ｉには、チタン‐３６アル
ミニウム‐０．０１ホウ素の組成物が報告されており、
この組成物は改良された延性をもっているとされてい
る。この組成物は原子％ではＴｉ50Ａｌ49.97 Ｂ0.03に
相当する。 ８． サストリー(S.M.L. Sastry) およびリスピット
(H.A. Lispitt)著、「ＴｉＡｌとＴｉ3 Ａｌの塑性変形
(Plastic Deformation of TiAl and Ti 3 Al) 」、チタ
ン(Titanium)８０、米国金属学会(American Society of
Metals)刊、ウォーレンデール(Warrendale)、ペンシル
ベニア州、第２巻（１９８０年）第１２３１頁。 ９． ツジモト(Tokuzo Tsujimoto)著、「ＴｉＡｌ金属
間化合物合金の研究、開発および展望(Research, Devel
opment, and Prospects of TiAl IntermetallicCompoun
d Alloys)」、チタンとジルコニウム(Titanium and Zir
conium)、第３３巻、第３，１５９号（１９８５年７
月）第１〜１３頁。 １０．リスピット(H.A. Lispitt)著、「アルミ化チタン
−概観(Titanium Aluminides - An Overview) 」、材料
研究学会シンポジウム記録(Mat. Res. Soc. Symposium
Proc.)、材料研究学会(Materials Research Society)、
第３９巻（１９８５年）第３５１〜３６４頁。 １１．ワング(S.H. Whang)他著、「Ｌｌo ＴｉＡｌ化合
物合金における急速凝固の効果(Effect of Rapid Solid
ification in Ll o TiAl Compound Alloys) 」、急速凝
固による構造用金属の性質向上に関する米国金属学会シ
ンポジウム記録(ASM Symposium Proceedings on Enhanc
ed Properties in Struc. Metals Via Rapid Solidific
ation)、マテリアルズ・ウィーク(Materials Week)、
（１９８６年１０月）第１〜７頁。 １２．ソビエト連邦科学アカデミー会報(Izvestiya Aka
demii Nauk SSSR)、金属(Metally.)、第３号（１９８４
年）第１６４〜１６８頁。 １３．ラーセン(D.E. Larsen) 、アダムズ(M.L. Adam
s)、カンペ(S.L. Kampe)、クリストドゥルー(L. Christ
odoulou)およびブライアント(J.D. Bryant) 著、「不連
続に強化されたＸＤTMアルミ化チタン複合材における破
壊靭性に対するマトリックス相形態学の影響(Influence
of Matrix Phase Morphology on FractureToughness i
n a Discontinuously Reinforced XDTM Titanium Alumi
nide Composite)」、スクリプタ・メタリュールジカ・
エ・マテリアリア(Scripta Metallurgica et Materiali
a)、第２４巻（１９９０年）第８５１〜８５６頁。 １４．ウクライナ共和国科学アカデミー(Akademii Nauk
Ukrain SSR)、金属(Metallofiyikay)第５０号（１９７
４年）。 １５．ブライアント(J.D. Bryant) 、クリストドン(L.
Christodon) およびメイサノ(J.R. Maisano)著、「近γ
アルミ化チタンのコロニーサイズに対するＴｉＢ 2 添加
の効果(Effect of TiB2 Additions on the Colony Siz
e of Near GammaTitanium Aluminides)」、スクリプタ
・メタリュールジカ・エ・マテリアリア(Scripta Metal
lurgica et Materialia)、第２４巻（１９９０年）第３
３〜３８頁。
【００１２】ジャフィー(Jaffee)の米国特許第３，２０
３，７９４号には、ケイ素を含有するＴｉＡｌ組成物
と、クロムを含有する別のＴｉＡｌ組成物が開示されて
いる。同様に、ジャフィー(Jaffee)のカナダ特許第６２
１８８４号には、その表１に、クロムを含有するＴｉＡ
ｌ組成物と、ケイ素を含有する別のＴｉＡｌ組成物が開
示されている。
【００１３】これらジャフィー(Jaffee)の特許には、ク
ロムとケイ素を組合せて含有するＴｉＡｌ組成物、特に
クロム、ケイ素およびニオブを組合せて含有するＴｉＡ
ｌ組成物に関する暗示も示唆もない。ハシモト(Hashimo
to) の米国特許第４，６６１，３１６号には、ＴｉＡｌ
に０．１〜５．０重量％のマンガンをドープすること、
ならびにマンガンと他の元素を組合せてＴｉＡｌにドー
プすることが教示されている。このハシアノト(Hashian
oto)の特許には、ＴｉＡｌにクロムをドープすること、
またはクロムを始めとする元素の組合せをドープするこ
とは教示されていないし、特にクロムとケイ素およびニ
オブの組合せをドープすることは教示されていない。
【００１４】ジャフィー(Jaffee)のカナダ特許第６２，
８８４号には、その表１に、ＴｉＡｌ中にクロムを含有
している組成物が開示されている。また、ジャフィー(J
affee)は、表１に、ＴｉＡｌ中にタンタルを含有する別
の組成物、およびＴｉＡｌ中に各種添加剤を含有してい
る約２６種の他のＴｉＡｌ組成物も開示している。しか
し、このジャフィー(Jaffee)のカナダ特許には、クロム
と他の元素の組合せまたはニオブと他の元素との組合せ
を含有するＴｉＡｌ組成物は開示されていない。特に、
クロム、ケイ素およびニオブを組合せて含有するＴｉＡ
ｌ組成物に関する開示はもちろん暗示も示唆もない。
【００１５】本出願人の所有するたくさんの特許がアル
ミ化チタンおよびそのようなアルミ化物の性質を改良す
るための方法と組成物に関わっている。これらの特許の
中には、米国特許第４，８３６，９８３号、第４，８４
２，８１９号、第４，８４２，８２０号、第４，８５
７，２６８号、第４，８７９，０９２号、第４，８９
７，１２７号、第４，９０２，４７４号、第４，９１
６，０２８号、第４，９２３，５３４号、第５，０３
２，３５７号、第５，０４５，４０６号、ならびにホワ
ン(S.C. Huang)およびジグリオッチ(M.F.X. Gigliotti)
の米国特許第４，８４２，８１７号がある。さらに、本
出願人所有の米国特許第５，０２８，４９１号では、ク
ロムとニオブの添加によってアルミ化チタンを改良する
ことが教示されている。これらの特許の明細書はここで
引用したことにより本明細書に含まれているものとす
る。
【００１６】他の多くの特許もＴｉＡｌ組成物に関連し
ている。たとえば、ジャフィー(Jaffee)の米国特許第
３，２０３，７９４号はさまざまなＴｉＡｌ組成物を開
示している。サストリー(Sastry)の米国特許第４，６３
９，２８１号は、Ｔｉ‐Ａｌを始めとするチタン基合金
に、ホウ素、炭素、窒素およびこれらの混合物またはこ
れらとケイ素との混合物からなる繊維状分散質を含ませ
ることを教示している。ナグル(Nagle) の米国特許第
４，７７４，０５２号は、アルミ化チタンを始めとする
マトリックス材料に第二相物質を分与するためにホウ素
化物を始めとするセラミックを発熱反応によってマトリ
ックス中に配合する方法に係る。特開平１−２９８１２
７号（１９８９年）は、アルミ化チタンに対する他の添
加剤のうち、ニオブとホウ素を添加剤として使用するこ
と、またクロムとホウ素を添加剤として使用することを
開示している。
【００１７】
【発明の概要】本発明の広い局面のひとつにおいて、本
発明の目的は、非化学量論のＴｉＡｌベース合金を準備
し、その非化学量論組成物に比較的低濃度のクロム、低
濃度のケイ素および適当な濃度のニオブを添加すること
によって達成される。約１〜３原子％程度のクロム、２
〜６原子％程度のニオブ、および１〜４原子％程度まで
のケイ素を添加することが考えられる。
【００１８】本発明の合金は、特に鋳造形態で製造する
のに適しており、インゴット冶金法によりＨＩＰその他
の加工処理にかけることができる。また、添加の後、ク
ロムを含有する非化学量論性ＴｉＡｌ金属間化合物を急
速凝固してもよい。
【００１９】
【詳細な説明】以下に述べる発明の詳細な説明は、添付
の図面を参照すると、より明瞭に理解できる。ケイ素、
ニオブおよびクロムを組合せてγＴｉＡｌに添加すると
いう本発明の基礎となった発見に至ることになった本発
明者の一連の研究と従来の研究の結果を示す。最初の２
５個の実施例は従来の研究に関し、後の実施例が本発明
者の研究に関する。実施例１〜３ ＴｉＡｌの化学量論に近いさまざまな化学量論比でチタ
ンとアルミニウムを含有する３つのメルトをそれぞれ調
製した。これらの組成物の組成、焼きなまし温度、およ
び行なった試験の結果を表Ｉに示す。
【００２０】各実施例共、まず最初にアーク融解によっ
て合金からインゴットを作成した。このインゴットをア
ルゴン分圧下のメルトスピニングによってリボンに加工
した。この融解の両方の段階で、望ましくないメルトと
容器との反応を避けるために、銅製の水冷式炉をメルト
の容器として使用した。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のを避け
るように注意した。
【００２１】こうして急速に凝固させたリボンをスチー
ル製の缶に詰めて排気した後密封した。次に、缶を３０
ｋｓｉの圧力下９５０℃（１７４０°Ｆ）で３時間熱間
静水圧プレスした。ＨＩＰ用の缶を機械加工して除き、
固まったリボンプラグを得た。このＨＩＰ処理したサン
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。
【００２２】このプラグを、ビレットの中央開口部の軸
方向に入れて密封した。このビレットを９７５℃（１７
８７°Ｆ）に加熱し、圧延比が約７対１のダイを通して
押出した。こうして押出したプラグをビレットから取り
出して熱処理した。次に、この押出したサンプルを表Ｉ
に示す温度で２時間焼きなました。焼きなましの後、１
０００℃で２時間時効化処理した。室温での４点曲げ試
験用の試験片は１．５×３×２５．４ｍｍ（０．０６０
×０．１２０×１．０インチ）の寸法に機械加工した。
曲げ試験は、内側間隔が１０ｍｍ（０．４インチ）で外
側間隔が２０ｍｍ（０．８インチ）の４点曲げ試験用固
定具を用いて実施した。荷重‐クロスヘッド変位曲線を
記録した。得られた曲線に基づいて次の性質が定められ
る。 （１） 耐力（降伏強さ）はクロスヘッド変位が１／１
０００インチのときの流れ応力である。この値のクロス
ヘッド変位は、塑性変形の最初の徴候および弾性変形か
ら塑性変形への遷移と考えられる。通常の圧縮法や引張
り法で耐力および／または破壊強度を測定すると、本明
細書中の測定値をとるのに行なった４点曲げ試験で得ら
れる結果より低くなる傾向がある。４点曲げ試験の測定
結果の方が高いということは、これらの値を通常の圧縮
法または引張り法で得られた値と比較する場合注意すべ
きである。しかし、本明細書中の実施例の多くで行なっ
た測定結果の比較は４点曲げ試験のもの同士であり、こ
の技術で測定したすべてのサンプルでこのような比較は
組成の違いまたは組成物の加工・処理の違いに基づく強
度特性の違いを立証するのに極めて効果的である。 （２） 破壊強度は破壊に至る応力である。 （３） 外側繊維歪みは９．７１ｈｄで表わされる量で
あり、「ｈ」は試験片の厚み（インチ）、「ｄ」は破壊
時のクロスヘッド変位（インチ）である。こうして計算
される値は、冶金学的に、曲げ試験片の外側表面が破壊
時に受ける塑性変形の量を表わす。
【００２３】結果を次の表Ｉに示す。表Ｉは１３００℃
で焼きなましたサンプルの特性に関するデータを示して
いる。また、これらのサンプルの別のデータを特に図２
に示す。
【００２４】
【表１】 表 Ｉ 焼きな 破壊 外側繊 実施例 γ合金 組 成 まし温度 耐 力 強度 維歪み 番 号 番号 （原子％） ℃ ｋｓｉ ｋｓｉ ％ １ ８３ Ｔｉ54Ａｌ46 １２５０ １３１ １３２ ０．１ １３００ １１１ １２０ ０．１ １３５０ ＊ ５８ ０ ２ １２ Ｔｉ52Ａｌ48 １２５０ １３０ １８０ １．１ １３００ ９８ １２８ ０．９ １３５０ ８８ １２２ ０．９ １４００ ７０ ８５ ０．２ ３ ８５ Ｔｉ50Ａｌ50 １２５０ ８３ ９２ ０．３ １３００ ９３ ９７ ０．３ １３５０ ７８ ８８ ０．４ ＊−サンプルが測定に耐えるだけの充分な延性をもって
いなかったので測定値は得られなかった。 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が最も良好な組合せの性質を示した。これにより、Ｔ
ｉ−Ａｌ組成物の性質がＴｉ／Ａｌ原子比および適用し
た熱処理に対して非常に敏感であることが確認される。
以下に記載するようにして実施したその後の実験に基づ
いて、さらに特性を改良するためのベース合金として合
金１２を選択した。
【００２５】また、１２５０〜１３５０℃の温度で焼き
なますと、望ましいレベルの耐力、破壊強度および外側
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℃で焼きなますと、１３５０℃で
焼きなました試験片よりかなり低い耐力（約２０％低
い）、より低い破壊強度（約３０％低い）およびより低
い延性（約７８％低い）を有する試験片が得られる。こ
れらの性質の急激な低下はミクロ組織の大きな変化に起
因しており、このミクロ組織の変化自体は１３５０℃よ
りかなり高い温度で広範に起こるβ変態によるものであ
る。実施例４〜１３ 表示した原子比のチタンとアルミニウムを含有し、比較
的少ない原子パーセントの添加元素を含む別の１０種の
メルトをそれぞれ調製した。
【００２６】各サンプルは実施例１〜３に関して上記し
たようにして調製した。これらの組成物の組成、焼きな
まし温度、および試験結果を、ベース合金としての合金
１２と比較して表IIに示す。
【００２７】
【表２】 表 II γ 焼きな 破壊 外側繊 Ｅｘ 合金 まし温度 耐 力 強度 維歪み Ｎｏ 番号 組 成 （原子％） ℃ ｋｓｉ ｋｓｉ ％ ２ １２ Ｔｉ52Ａｌ48 １２５０ １３０ １８０ １．１ １３００ ９８ １２８ ０．９ １３５０ ８８ １２２ ０．９ ４ ２２ Ｔｉ50Ａｌ47Ｎｉ3 １２００ ＊ １３１ ０ ５ ２４ Ｔｉ52Ａｌ46Ａｇ2 １２００ ＊ １１４ ０ １３００ ９２ １１７ ０．５ ６ ２５ Ｔｉ50Ａｌ48Ｃｕ2 １２５０ ＊ ８３ ０ １３００ ８０ １０７ ０．８ １３５０ ７０ １０２ ０．９ ７ ３２ Ｔｉ54Ａｌ45Ｈｆ1 １２５０ １３０ １３６ ０．１ １３００ ７２ ７７ ０．２ ８ ４１ Ｔｉ52Ａｌ44Ｐｔ4 １２５０ １３２ １５０ ０．３ ９ ４５ Ｔｉ51Ａｌ47Ｃ2 １３００ １３６ １４９ ０．１ １０ ５７ Ｔｉ50Ａｌ48Ｆｅ2 １２５０ ＊ ８９ ０ １３００ ＊ ８１ ０ １３５０ ８６ １１１ ０．５ １１ ８２ Ｔｉ50Ａｌ48Ｍｏ2 １２５０ １２８ １４０ ０．２ １３００ １１０ １３６ ０．５ １３５０ ８０ ９５ ０．１ １２ ３９ Ｔｉ50Ａｌ46Ｍｏ4 １２００ ＊ １４３ ０ １２５０ １３５ １５４ ０．３ １３００ １３１ １４９ ０．２ １３ ２０ Ｔｉ49.5Ａｌ49.5Ｅｒ1 ＋ ＋ ＋ ＋ ＊−表Ｉ脚注参照。
【００２８】＋−試験片製造のための機械加工中に材料
破壊。 実施例４と５の１２００℃で熱処理したものは延性がほ
とんどゼロであることが判明したので耐力は測定できな
かった。実施例５の１３００℃で焼きなましたものは延
性が増大したがそれでも低くて望ましくなかった。
【００２９】実施例６の１２５０℃で焼きなました試験
片も同様であった。実施例６の１３００℃と１３５０℃
で焼きなました試験片では、延性は充分であったが耐力
は低かった。他の実施例の試験片はいずれも意味のある
程度の延性をもっていないことが判明した。
【００３０】表IIに挙げた結果から明らかなように、試
験用組成物の製造に関与する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ア
ルミニウムの原子比に対するチタンの原子比である。図
３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得られた試
験特性に対して強い影響を示す。
【００３１】別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した添加元素である。この種
のパラメーターのうちで第一のものは、特定の添加元素
がチタンとアルミニウムのいずれの置換元素として作用
するかということに関する。ある特定の金属はいずれの
様式でも作用し得、ある添加元素が果たす役割を決定す
ることができる簡単な規則はない。このパラメーターの
重要性は、添加元素Ｘをある原子パーセントで添加した
場合を考えれば明らかである。
【００３２】もしＸがチタンの置換元素として作用する
のであれば、組成物Ｔｉ48Ａｌ48Ｘ 4 の有効アルミニウ
ム濃度は４８原子％であり、有効チタン濃度は５２原子
％となる。逆に、添加元素Ｘがアルミニウムの置換元素
として作用するならば、得られる組成物の有効アルミニ
ウム濃度は５２原子％で、有効チタン濃度は４８原子％
となる。
【００３３】したがって、生起する置換の種類は非常に
重要であるが、その予測は極めて困難である。これと同
様な種類の別のパラメーターは添加元素の濃度である。
表IIから明らかな、さらに別のパラメーターは焼きなま
し温度である。ある添加元素で最も良好な強度特性を生
ずる焼きなまし温度は別の添加元素の場合と違っている
ことが分かる。これは、実施例６の結果を実施例７の結
果と比較するとよく分かる。
【００３４】さらに、添加元素に対して濃度と焼きなま
しが結合した効果があることがある。すなわち、なんら
かの向上が見られる場合、添加元素の濃度と焼きなまし
温度のある一定の組合せで最適な特性向上が生じ、それ
より高い濃度および低い濃度および／またはそれより高
い焼きなまし温度および低い焼きなまし温度では所望の
特性改良を得る上で効果が薄くなる可能性がある。
【００３５】表IIの結果を見ると、非化学量論のＴｉＡ
ｌ組成物に第三元素を添加して得ることができる結果は
極めて予測が難しいこと、および、ほとんどの試験結果
は延性もしくは強度またはその両方の点で満足できない
ことが明らかである。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
れぞれ別個に含ませて得られるそれぞれの効果の加法的
組合せになるとは限らないということである。
【００３６】実施例１〜３に関して上記したようにし
て、表III に挙げるバナジウム、ニオブおよびタンタル
をそれぞれ別個に添加したＴｉＡｌベースのサンプルを
さらに４種類調製した。これらの組成物は、本出願人所
有の米国特許第４，８４２，８１７号および第４，８５
７，２６８号に報告されている最適な組成物である。４
番目の組成物は、表III で合金４８と表示してある単一
の合金中にバナジウム、ニオブおよびタンタルを組合せ
て含む組成物である。
【００３７】表III から明らかなように、実施例１４、
１５および１６でバナジウム、ニオブおよびタンタルを
個別に添加すると、それぞれ、ベースのＴｉＡｌ合金を
かなり改良することができる。しかし、これらの添加元
素を組合せて単一の合金組成物にしても、個々の改良が
単に加え合されるようにはならない。事実はまったく逆
である。
【００３８】まず最初に、個々の合金を焼きなます際に
使用した１３５０℃という温度で焼きなました合金４８
からは、試験片を製造するための機械加工中に破断する
ような脆い材料が得られることが判明した。次に、添加
元素を組合せて含み１２５０℃で焼きなました合金で得
られる結果は、個々の添加元素を含有する別の合金で得
られる結果よりひどく劣っている。
【００３９】特に、延性に関して、実施例１４の合金１
４において延性を大きく改良するのにバナジウムが極め
て有効であったことが明らかである。しかし、実施例１
７の合金４８において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。事実、ベース合金の延性は０．１にまで低下
する。
【００４０】さらに、耐酸化性に関して、合金４０の添
加元素であるニオブは、ベース合金の重量損失が３１ｍ
ｇ／ｃｍ2 であるのに対して合金４０の重量損失が４ｍ
ｇ／ｃｍ2 であり、極めて大きな改良を明確に示してい
る。この酸化試験、すなわち耐酸化性の補足試験では、
試験しようとするサンプルを４８時間９８２℃に加熱す
る。サンプルを冷却後酸化物スケールを掻き取る。この
加熱・掻き取りの前後にサンプルを秤量することによっ
て重量差を決定することができる。重量損失（ｇ／ｃｍ
2 ）は、合計の重量損失（グラム）を試験片の表面積
（平方センチメートル）で割ることによって決定され
る。この酸化試験は、本出願で示した酸化または耐酸化
性の測定すべてに用いたものである。
【００４１】タンタルを添加した合金６０の１３２５℃
で焼きなましたサンプルの重量損失は２ｍｇ／ｃｍ2 と
決定された。これを再びベース合金の重量損失３１ｍｇ
／ｃｍ2 と比較する。言い換えると、個別の添加では、
添加元素のニオブとタンタルのどちらも、ベース合金の
耐酸化性を改良する際に極めて有効であった。しかしな
がら、表III に挙げた結果から明らかなように、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
合せて含有する実施例１７の合金４８では、酸化量がベ
ース合金の約２倍に増大している。このベース合金の酸
化量は、添加元素としてニオブだけを含有する合金４０
より７倍大きく、添加元素としてタンタルだけを含有す
る合金６０より約１５倍大きい。
【００４２】
【表３】 表 III 焼き 98℃48 実 γ なま 外側 時間後 施 合 し温 破壊 繊維 重量損 例 金 度 耐力 強度 歪み 質(mg/ No No 組 成 （原 子 ％） ℃ ksi ksi ％ cm2 ) 2 12 Ｔｉ52Ａｌ48 1250 130 180 1.1 * 1300 98 128 0.9 * 1350 88 122 0.9 31 14 14 Ｔｉ49Ａｌ48Ｖ3 1300 94 145 1.6 27 1350 84 136 1.5 * 15 40 Ｔｉ50Ａｌ46Ｎｂ4 1250 136 167 0.5 * 1300 124 176 1.0 4 1350 86 100 0.1 * 16 60 Ｔｉ48Ａｌ48Ｔａ4 1250 120 147 1.1 * 1300 106 141 1.3 * 1325 * * * * 1325 * * * 2 1350 97 137 1.5 * 1400 72 92 0.2 * 17 48 Ｔｉ49Ａｌ45Ｖ2 Ｎｂ2 Ｔａ2 1250 106 107 0.1 60 1350 + + + * * 測定せず。
【００４３】+ 材料は試験片製造のための機械加工中に
破断。 個別に添加元素を使用して得られるそれぞれの利点また
は欠点は、これらの添加元素をそれぞれ何度も繰返して
使用したとき信頼性良く再現される。しかし、添加元素
を組合せて使用したとき、その組合せの中のある添加元
素がベース合金中で示す効果は、その添加元素をそれぞ
れ単独で同じベース合金に使用したときのその添加元素
の効果と全然異なることがある。たとえばバナジウムの
添加がチタン・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、本出願人所有の米
国特許第４，８５７，２６８号に開示され、考察されて
いる。また、ＴｉＡｌベースの強度に対して有益である
ことが判明している添加元素のひとつがニオブである。
加えて、すでにのべたマカンドリュー(McAndrew)の論文
に示されているように、添加元素としてニオブを単独で
ＴｉＡｌベース合金に添加すると耐酸化性を改良するこ
とができる。同様に、タンタルを個別に添加しても、耐
酸化性の改良に効果があることがマカンドリュー(McAnd
rew)によって教示されている。さらに、本出願人所有の
米国特許第４，８４２，８１７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。
【００４４】言い直すと、バナジウムが単独でγチタン
・アルミニウム化合物の延性を改良するのに有利である
こと、および、タンタルが単独で延性と耐酸化性を改良
する可能性があるということは分かっている。別に、添
加元素のニオブはチタン・アルミニウムの強度特性と耐
酸化特性に有益に寄与する可能性があるということが分
かっている。しかし、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
して合金組成物中で添加元素として組合せると、その合
金組成物は添加によって改善されることなく、むしろこ
のニオブ、タンタルおよびバナジウム添加元素を含有す
るＴｉＡｌの特性は逆に低下したり損なわれたりする。
これは表III のデータから明らかである。
【００４５】このことから明らかなように、２種以上の
添加元素が個別にＴｉＡｌを改良する場合、それらを一
緒に使用すればＴｉＡｌをさらに改良するように思われ
るかもしれないが、それにもかかわらずそのような添加
は極めて予測し難く、事実、添加元素バナジウム、ニオ
ブおよびタンタルの組合せの場合、これらの添加元素を
一緒に使用すると、全体としての性質がいくらかでも向
上することなく、最終的に性質が損なわれることが分か
る。
【００４６】しかしながら、上記表III から明らかなよ
うに、バナジウム、ニオブおよびタンタルの添加元素を
組合せて含有する合金は、耐酸化性が実施例２のＴｉＡ
ｌベース合金１２よりはるかに劣っている。ここでも、
別々に使用すればある性質を改良する添加元素を組合せ
て含ませると、それらの添加元素を個別に含ませること
によって改良された性質が逆に損なわれることが判明し
た。実施例１８〜２３ 実施例１〜３に関して上記したようにして、表IVに挙げ
る組成を有するクロム変性アルミ化チタンを含むサンプ
ルをさらに６つ調製した。
【００４７】表IVは、いろいろな熱処理条件下で標準合
金と変性合金のすべてについて行なった曲げ試験の結果
をまとめたものである。
【００４８】
【表４】 表 IV γ 焼きな 破壊 外側繊 Ｅｘ 合金 まし温度 耐 力 強度 維歪み Ｎｏ 番号 組成（原子％） ℃ ｋｓｉ ｋｓｉ ％ ２ １２ Ｔｉ52Ａｌ48 １２５０ １３０ １８０ １．１ １３００ ９８ １２８ ０．９ １３５０ ８８ １２２ ０．９ １８ ３８ Ｔｉ52Ａｌ46Ｃｒ2 １２５０ １１３ １７０ １．６ １３００ ９１ １２３ ０．４ １３５０ ７１ ８９ ０．２ １９ ８０ Ｔｉ50Ａｌ48Ｃｒ2 １２５０ ９７ １３１ １．２ １３００ ８９ １３５ １．５ １３５０ ９３ １０８ ０．２ ２０ ８７ Ｔｉ48Ａｌ50Ｃｒ2 １２５０ １０８ １２２ ０．４ １３００ １０６ １２１ ０．３ １３５０ １００ １２５ ０．７ ２１ ４９ Ｔｉ50Ａｌ46Ｃｒ4 １２５０ １０４ １０７ ０．１ １３００ ９０ １１６ ０．３ ２２ ７９ Ｔｉ48Ａｌ48Ｃｒ4 １２５０ １２２ １４２ ０．３ １３００ １１１ １３５ ０．４ １３５０ ６１ ７４ ０．２ ２３ ８８ Ｔｉ46Ａｌ50Ｃｒ4 １２５０ １２８ １３９ ０．２ １３００ １２２ １３３ ０．２ １３５０ １１３ １３１ ０．３ 表IVに挙げた結果もまた、合金化添加元素またはドープ
元素がベース合金に付与される特性に及ぼす効果を決定
する際の要因の臨界性を証明している。たとえば、２原
子％のクロムを添加した合金８０は一組の良好な性質を
示している。このことから、さらにクロムを添加すれば
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ＴｉＡｌ原子比を有する合金に４原子％の
クロムを添加した実施例で立証されたように、低い濃度
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、あるものが良好な場合それを増やせばさらに
良くなるという単純な理論には従わない。実際、添加元
素のクロムではまったく逆であり、あるものが良好な場
合それを増やせば悪くなることが立証された。
【００４９】表IV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、ベース合金と比べて強度が劣ってお
り、さらに外側繊維歪み（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、延性は大幅に改善されているが強度は少しだ
け低下している。また、合金３８の測定された外側繊維
歪みの値は熱処理条件に応じて大きく変化していること
が分かる。外側繊維歪みが顕著に増大したのは１２５０
℃で焼きなました場合である。それより高い温度で焼き
なましたときに観察された歪みは減少していた。また、
添加元素を同じく２原子％しか含まない合金８０でも同
様な改良が観察されたが、最高の延性は１３００℃の焼
きなまし温度で得られた。
【００５０】実施例２０の合金８７では、２原子％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。アルミニウム濃度が高いと、アルミ
ニウムが４６〜４８原子％の範囲でクロムが２原子％の
組成物で測定された延性と比べてやや延性が低下する。
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。
【００５１】各々２原子％の添加元素を含有している実
施例１８、１９および２０から、最適焼きなまし温度は
アルミニウム濃度の増大と共に高くなることが観察され
た。このデータから、１２５０℃で熱処理した合金３８
が最も良好な室温特性の組合せをもっていることが決定
された。アルミニウムが４６原子％の合金３８で最適な
焼きなまし温度は１２５０℃であったが、４８原子％の
アルミニウムを含む合金８０の最適焼きなまし温度は１
３００℃であったことに注意されたい。合金８０に関し
て得られたデータをベース合金のデータと共に図２にプ
ロットした。
【００５２】このような合金３８と８０の延性がそれぞ
れ１２５０℃と１３００℃の熱処理で顕著に増大するこ
とは、本出願人所有の米国特許第４，８４２，８１９号
で説明されているように予期されなかった。表IVに挙げ
たデータから明らかなことは、ＴｉＡｌ組成物の特性を
改良するためのこの組成物の変性は極めて複雑で予測困
難な仕事であるということである。たとえば、明らか
に、ＴｉＡｌの原子比が適当な範囲内にあって組成物の
焼きなまし温度がクロム添加に対して適当な範囲であれ
ば、２原子％レベルのクロムが組成物の延性を大幅に増
大させる。また、添加元素のレベルを増大することによ
って特性改良の効果が大きくなると期待されるかもしれ
ないが、２原子％レベルで達成される延性の増大はクロ
ムを４原子％レベルまで挙げたときに逆に失われるので
あるから、事実はまったく逆であることも表IVのデータ
から明らかである。さらに、４％レベルでは、チタンと
アルミニウムの原子比を広範囲に変えるにしても、また
高濃度の添加元素の添加に付随する特性の変化を試験・
研究する際に充分広範囲の焼きなまし温度を使用するに
しても、ＴｉＡｌの特性改良に有効ではないことが明ら
かである。実施例２４ 次の組成 Ｔｉ52Ａｌ46Ｃｒ2 をもつ合金サンプルを調製した。
【００５３】この合金のテストサンプルを２つの異なる
製法で製造し、各サンプルの特性を引張り試験で測定し
た。使用した方法と得られた結果を下記表Ｖに示す。
【００５４】
【表５】 表 Ｖ 合 焼きな 引張 塑性 金 まし温 耐力 強さ 伸び 実施例 No 組成（原子％） 加工法 度 ℃ ksi ksi ％ １８′ 38 Ｔｉ52Ａｌ46Ｃｒ2 急速凝固法 1250 93 108 1.5 ２４ 38 Ｔｉ52Ａｌ46Ｃｒ2 鋳造・鍛造 1225 77 99 3.5 インゴット 1250 74 99 3.8 冶金法 1275 74 97 2.6 表Ｖには、２つの実施例１８′と２４に従ってそれぞれ
の実施例の合金を形成するために異なる２つの合金製造
法を使用して調製した合金サンプル３８に対する結果を
挙げた。さらに、実施例１８′の合金３８から調製した
金属試験片、またこれとは別に実施例２４の合金３８か
ら調製した金属試験片については、前の実施例の試験片
に対して使用した試験法とは異なる試験法を使用した。
【００５５】さて、最初に実施例１８′について、この
実施例の合金は実施例１〜３に関して上記した方法によ
って調製した。これは急速凝固および圧密法である。さ
らに、実施例１８′では、すでに挙げた表に記載した他
のデータ、特に上記表IVの実施例１８のデータをとる際
に使用した４点曲げ試験も実施しなかった。代わりに使
用した試験法は、より一般的な引張り試験であった。こ
の方法では、金属サンプルを引張り試験棒として調製
し、引張り試験機にかけ、金属が伸びて最終的に破断す
るまで試験棒を引張る。たとえば、再び表Ｖの実施例１
８′を例にとると、合金３８を引張り試験棒に製造し、
この試験棒を引張ったところ９３ｋｓｉで降伏した、す
なわち伸びきった。
【００５６】引張り試験棒で測定した表Ｖの実施例１
８′の降伏強さ（耐力）（ｋｓｉ）は、４点曲げ試験で
測定した表IVの実施例１８の耐力（ｋｓｉ）に匹敵して
いる。一般に、冶金分野の習慣では、引張り試験棒で決
定した耐力の方が工学目的により普通に使用され、より
広く受入れられている尺度である。同様に、１０８ｋｓ
ｉの引張り強さは表Ｖの実施例１８′の試験棒を引張っ
た結果これが破断したときの強さを表わしている。この
値は、表IVの実施例１８の破壊強度（ｋｓｉ）と参照さ
れる。２つの異なる試験によって、すべてのデータに対
して２つの異なる測定値が得られることは明らかであ
る。
【００５７】次に、塑性伸びに関しても、実施例１８に
対して上記表IVに挙げたような４点曲げ試験で決定され
る結果と、実施例１８′に対して表Ｖの一番右側の欄に
挙げた塑性伸び（％）との間に、ある相関が存在する。
ここで再び表Ｖを参照すると、実施例２４は、「加工
法」の欄に、鋳造・鍛造インゴット冶金法によって調製
したと示してある。本明細書で使用するこの「鋳造・鍛
造インゴット冶金法」では、表Ｖに示した実施例１８′
に対する割合に正確に対応する割合で合金３８の成分を
融解させる。別の言い方をすると、実施例１８′と実施
例２４の合金３８の組成は互いに同一である。２つの実
施例の違いは、実施例１８′の合金が急速凝固法で調製
され、実施例２４の合金が鋳造・鍛造インゴット冶金法
で調製されたということである。繰返すが、鋳造・鍛造
インゴット冶金法では、成分を融解させ、その成分をイ
ンゴットに凝固させた後鍛造する。急速凝固法では、メ
ルトスピニング（溶融紡糸）法によってリボンを形成し
た後そのリボンを圧密化して充分に緻密で一体となった
金属サンプルにする。
【００５８】実施例２４の鋳造・鍛造インゴット融解法
では、直径が約２″で厚みが約１／２″のほぼホッケー
パックの形をしたインゴットを製造する。このホッケー
パック状のインゴットを融解・凝固させた後、インゴッ
トを壁厚が約１／２″で高さがホッケーパック状インゴ
ットの厚さに等しいスチール環体内に封入した。このホ
ッケーパック状インゴットは、保持リング内に封入する
前に１２５０℃に２時間加熱して均質化した。このホッ
ケーパックと収容リングとを一体にして約９７５℃の温
度に加熱した。加熱したサンプルと収容リングを鍛造し
て元の厚みのほぼ半分の厚みにした。この手順を本明細
書では鋳造・鍛造プロセスという。
【００５９】試験片の鍛造と冷却の後、実施例１８′で
製造した引張り試験片に相当する引張り試験片を製造し
た。これらの引張り試験片を実施例１８′で使用したの
と同じ通常の引張り試験にかけ、得られた耐力、引張り
強さおよび塑性伸びの測定値を表Ｖに実施例２４として
挙げた。表Ｖの結果から明らかなように、個々のテスト
サンプルは実際の引張り試験に先だっていろいろな焼き
なまし温度で処理した。
【００６０】表Ｖの実施例１８′で引張り試験片に対し
て使用した焼きなまし温度は１２５０℃である。表Ｖの
実施例２４で合金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。この焼き
なまし処理をほぼ２時間行なった後、サンプルを通常の
引張り試験にかけた。結果は表Ｖで３つの別々に処理し
た引張り試験片に対して示した。
【００６１】ここで再び表Ｖに挙げた試験結果をみると
明らかなように、急速凝固した合金の耐力は、鋳造・鍛
造インゴット法で処理した金属試験片の耐力より少し高
い。また、一般に、鋳造・鍛造インゴット冶金法で調製
したサンプルは塑性伸びが高いことから、急速凝固法で
調製したサンプルより高い延性をもつということも明ら
かである。実施例２４の結果が立証しているように、耐
力の測定値は実施例１８′より多少低いとはいっても実
施例２４のサンプルは航空機エンジンやその他多くの産
業用途には充分に適している。しかし、表Ｖに示した延
性の測定結果によると、鋳造・鍛造インゴット冶金法で
調製した合金３８は延性が改善されるので、より高い延
性を必要とする用途に極めて望ましいユニークな合金で
ある。一般的に、鋳造・鍛造インゴット冶金法による加
工は、費用のかかるメルトスピニングステップそのもの
を必要としないし、メルトスピニングに続く圧密化ステ
ップも必要としないので、メルトスピニングまたは急速
凝固による加工よりずっと安価であることはよく知られ
ている。実施例２５ 本質的に実施例２４に記載した鋳造・鍛造インゴット冶
金法によって合金のサンプルを調製した。このメルトの
成分は次式に合致していた。
【００６２】Ｔｉ48Ａｌ48Ｃｒ2 Ｓｉ2 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１／２インチであった。インゴット
を２時間１２５０℃に加熱して均質化した。ほぼホッケ
ーパックの形をしているこのインゴットの側面を、壁厚
が約１／２インチで高さがホッケーパックインゴットの
高さと同じ環状のスチールバンドで包んだ。
【００６３】このホッケーパックインゴットと環状保持
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。鍛造の結果、ホッケーパックインゴット
と環状の保持リングの厚さは元の厚さの半分になった。
鍛造したインゴットを冷却した後、インゴットの機械加
工により３つの異なる熱処理用に３つのピンを作成し
た。この３つの異なるピンを、それぞれ下記表VIに示す
３つの異なる温度で２時間焼きなました。この焼きなま
しの後３つのピンを１０００℃で２時間時効処理した。
【００６４】焼きなましと時効の後、各ピンを機械加工
して普通の引張り試験棒を作成し、得られた３つの試験
棒に対して通常の引張り試験を実施した。引張り試験の
結果を表VIに示す。
【００６５】
【表６】 表 VI 合金の引張り特性と耐酸化性 室温引張り試験 γ 焼きな 破 壊 塑 性 Ｅｘ 合金 まし温度 耐力 強 度 伸 び Ｎｏ 番号 組 成 （原子％） ℃ ksi ｋｓｉ ％ 2A* 12A Ｔｉ52Ａｌ48 １３００ ５４ ７３ ２．６ １３２５ ５０ ７１ ２．３ １３５０ ５３ ７２ １．６ 25 156 Ｔｉ52Ａｌ44Ｃｒ2 Ｓｉ2 １３００ ７９ ９８ １．７ １３２５ ７４ １０１ ２．６ １３５０ ８０ １０７ ２．６* 実施例２Ａは使用した合金の組成の点では前記実施例
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１２の場合の急速凝固法ではなく、鋳造・
鍛造インゴット冶金法で調製した。引張り特性と伸び特
性は、実施例２の合金１２に対して使用した４点曲げ試
験ではなく、引張り試験棒法で試験した。 表から明らかなように、合金１５６の３つのサンプル
は、３つの異なる温度、すなわち１３００℃、１３２５
℃および１３５０℃でそれぞれ別個に焼きなました。こ
れらのサンプルの耐力はベース合金１２より大幅に改善
された。たとえば、１３２５℃で焼きなましたサンプル
は耐力が約４８％向上し、破壊強度が約４２％向上し
た。この強度の向上に伴って延性が失われることはな
く、実際には約１３％向上もした。
【００６６】大きく改良された強度と適度に改良された
延性を考え合わせるとこのγアルミ化チタン組成物は極
めてユニークである。この組成物は本出願人の米国特許
第５，０４５，４０６号の主題である。実施例２５Ｂ 上記実施例２５では鋳造・鍛造法によって合金を調製し
た。このグループの実施例の合金は別の加工法、すなわ
ち鋳造・ＨＩＰ法によって調製した。すなわち、各合金
を銅製の炉床内で電気アークによって別々に融解させ、
炉床内で凝固させた。得られたインゴットを切断してバ
ーにし、これらのバーを４５ｋｓｉの圧力下１０５０℃
で３時間それぞれＨＩＰ（熱間静水圧プレス）した。次
に、これらのバーをそれぞれ、１２００〜１４００℃の
範囲の温度で２時間のいろいろな熱処理にかけた。こう
して熱処理したバーから引張り試験片を作成し、耐力、
破壊強度および塑性伸びを測定した。この実施例の合金
の組成と通常の引張り試験で決定した性質を下記表VII
に示す。
【００６７】
【表７】 表 VII 鋳造・ＨＩＰ加工法によって形成した合金の組成と特性 γ 焼きな 破 壊 塑 性 Ｅｘ 合金 まし温度 耐力 強 度 伸 び Ｎｏ 番号 組 成 （原子％） ℃ ksi ｋｓｉ ％ 2B* 12 Ｔｉ-48 Ａｌ １２５０ ５４ ７２ ２．０ １２７５ ５１ ６６ １．５ １３００ ５６ ６８ １．３ １３２５ ５３ ７２ ２．１ １３５０ ５８ ７０ １．０ 25B 156 Ｔｉ-44 Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｓｉ １３００ ８３ ９３ ０．７ １３２５ ９２ １０３ １．１ １３５０ ９７ １１４ １．７* 実施例２Ｂと２５Ｂは使用した合金の組成の点では前
記実施例２Ａと２５に相当する。しかし、鋳造および鍛
造によって加工した前記実施例と異なり、この実施例で
は鋳造したインゴットを鍛造することなくＨＩＰによっ
て加工した。 表VII は、鋳造・ＨＩＰ加工法によって調製した二組の
合金に対するデータを含んでいる。実施例２Ｂは、前記
表Ｉに示してあるように、二元合金Ｔｉ‐４８Ａｌであ
る合金１２に関するものである。これは前記の表で示し
た基準合金である。表VII の実施例２Ｂを表VIの実施例
２Ａと比較すると明らかなように、実施例２Ｂの合金１
２は表VIの実施例２Ａとほぼ同じ耐力を示しており、ま
た延性が低下している。
【００６８】実施例２５Ｂも表VIの実施例２５と比較で
きる。この比較から明らかなように、実施例２５Ｂは強
度が増大しているが延性が低下している。実施例２Ｂに
対する表VII のデータを実施例２５Ｂと対照してさらに
比較すると明らかなように、実施例２５Ｂの合金はケイ
素が存在するため強度が増大しているがアルミ化チタン
合金の延性は保持されている。実施例２６〜２９ 鋳造・ＨＩＰ加工法によってさらに４つのサンプルを調
製した。これらの実施例の組成と測定した特性を下記表
VIIIに示す。
【００６９】
【表８】 表 VIII 鋳造・ＨＩＰ加工法によって調製した合金の組成と特性 焼きな 破 壊 塑 性 Ｅｘ 合金 まし温度 耐力 強 度 伸 び Ｎｏ 番号 組 成 （原子％） ℃ ksi ｋｓｉ ％ 26 302 Ｔｉ‐43Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｓｉ １２７５ ８４ ９１ ０．４ １３００ ７９ ８６ ０．４ １３２５ ７８ ８１ ０．３ 25B 156 Ｔｉ‐44Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｓｉ １３００ ８３ ９３ ０．７ １３２５ ９２ １０３ １．１ １３５０ ９７ １１４ １．７ 27 303 Ｔｉ‐45Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｓｉ １３００ ６８ ７８ ０．７ １３２５ ６６ ８２ １．３ １３５０ ５０ ５４ ０．４ 28 236 Ｔｉ‐42Ａｌ-2Ｃｒ-4Ｓｉ １３００ ９５ １１５ １．１ １３２５ ９６ １１２ ０．７ １３５０ ９８ １０７ ０．５ 29 302 Ｔｉ‐43Ａｌ-2Ｃｒ-4Ｓｉ １２７５ ７０ ７８ ０．５ １３００ ７２ ８７ ０．９ １３２５ ６６ ７１ ０．４ １３５０ ７１ ８２ ０．７ 表VIIIの実施例２６〜２９と２５Ｂの合金は、実施例２
５Ｂに関して前記した鋳造・ＨＩＰ加工法によって調製
した。この実施例のデータは、これらの合金の特性がア
ルミニウム濃度に対して敏感であることを示している。
すなわち、表VIIIの最初の３つの実施例では、アルミ化
チタン中のクロムが２原子％、ケイ素が２原子％であ
り、アルミニウム濃度が実施例２６で４３原子％、実施
例２５Ｂで４４原子％、そして実施例２７では４５原子
％である。これらの３つの組成物に対して測定した強度
と延性の比較から明白なように、アルミニウム濃度が実
施例２６の４３原子％から実施例２５Ｂの４４原子％に
増えると、強度が大きく増大すると共に延性も増大す
る。
【００７０】また、アルミニウム濃度が実施例２５Ｂの
４４原子％から実施例２７の４５原子％になると強度が
低下することも明らかである。さらに、この変化と共に
延性も明らかに低下することがある。このデータは、こ
れらの合金におけるアルミニウム濃度に対する極めて鋭
い感受性を立証している。さらに、ケイ素を２原子％含
む最初の３つの組成物で得られた結果と、ケイ素を４原
子％含む後の２つの実施例２８と２９で得られた結果お
よびデータとを比較すると明らかなように、ケイ素を４
原子％含む組成物は、全体的な意味で、ケイ素を２原子
％含む組成物と比べて優れているとはいえない。
【００７１】さらにまた、実施例２８と２９に対して挙
げたデータから明らかなように、実施例２９の合金は実
施例２８の合金より強度が低く延性も低いので、実施例
２８の組成物は実施例２９の組成物より優れている。以
上のことから、実施例２５Ｂの合金１５６と実施例２８
の合金２３６は表VIIIに挙げたデータの中で最も良好な
合金であることが明らかである。さらに、最良の組成物
は、アルミニウム成分とケイ素成分の原子％の合計が４
６原子％である組成物である。これらの組成物は本出願
人の米国特許第５，０４５，４０６号の主題である。実施例３０〜３４ 鋳造・ＨＩＰ加工法によってさらに５つのサンプルを調
製し、これらの合金の強度と延性の特性を通常の引張り
試験によって決定した。これらの試験の結果を下記表IX
に示す。
【００７２】
【表９】 表 IX 鋳造・ＨＩＰ加工法によって調製した合金の組成と特性 焼きな 破 壊 塑 性 Ｅｘ 合 金 まし温度 耐力 強 度 伸 び Ｎｏ 番 号 組 成 （原子％） ℃ ksi ｋｓｉ ％ ３０ ２５１ Ｔｉ‐44Ａｌ-2Ｃｒ １２２５ ８２ ８９ ０．４ -4Ｎｂ-2Ｓｉ １２５０ ８４ ８７ ０．２ １２７５ ７４ ８８ ０．７ １３００ ７２ ８２ ０．５ ３１ ３５１ Ｔｉ‐45Ａｌ-2Ｃｒ １２２５ ８７ １００ ０．８ -2Ｓｉ-4Ｎｂ １２５０ ８６ １０６ １．６ １２７５ ７６ ９２ １．０ １３００ ７１ ８９ １．１ ３２ ２６７ Ｔｉ‐45Ａｌ-2Ｃｒ １２５０ ８３ ９４ ０．７ -2Ｓｉ-4Ｎｂ-0.1Ｃ １２７５ ７９ ９２ １．０ １３００ ８２ ９７ １．３ １３２５ ８２ ９１ ０．７ ３３ ２８８ Ｔｉ‐42Ａｌ-2Ｃｒ １２７５ ７４ ７５ ０．２ -4Ｓｉ-4Ｎｂ １３００ ６８ ８０ ０．５ １３２５ ６９ ８２ ０．６ ３４ ２３９ Ｔｉ‐44Ａｌ-2Ｃｒ １２５０ ７０ ７４ ０．３ -2Ｓｉ-3Ｔａ １３００ − ７５ ０．２ １３５０ − ８６ ０．１ １４００ ７２ ８６ ０．６ これらの実施例３０〜３４の合金はすべて、実施例２５
Ｂに関して上記した鋳造・ＨＩＰ加工法によって調製し
た。この組の実施例のベース合金は、クロムとケイ素の
添加元素を含むアルミ化チタンである。この組の実施例
と前記の実施例との違いは、添加元素としてさらにニオ
ブ、またはニオブと炭素、またはタンタルを添加したこ
とである。ニオブとタンタルの添加元素は耐酸化性を改
良することが知られている。添加元素のタンタルはまた
耐クリープ性も改良することが知られている。これらの
知見は本出願人の米国特許第４，８７９，０９２号およ
び第５，０２８，４９１号に記載されている。
【００７３】しかし、表IXに挙げたデータから分かるよ
うに、これらの合金の機械的性質は、アルミニウム濃度
に対して、また添加元素のケイ素およびタンタルの存在
に対して極めて敏感である。表IXに示したデータから明
らかなように、実施例３１と３２の合金のみが良好な機
械的性質をもっていた。これらの性質としては、極めて
高い強度と適度な延性の組合せがある。４４原子％のア
ルミニウムと添加元素のクロム、ニオブおよびケイ素を
含む実施例３０の合金２５１は延性の値が低い。実施例
３３の合金２８８と実施例３４の合金２３９はアルミニ
ウム含量が低く、合金２８８は４２原子％のアルミニウ
ムと共に添加元素のクロム、ケイ素およびニオブを組合
せて有し、合金２３９は４４原子％のアルミニウムと共
に添加元素のクロム、ケイ素およびタンタルを組合せて
有しており、これらの合金の各々は延性が許容できない
ほど低い。しかし、４５原子％のアルミニウムと共に添
加元素のクロム、ケイ素およびニオブを組合せて含む実
施例３１の合金３５１は極めて高い強度と許容できる適
度な延性をもっている。また、実施例３２の合金２６７
は４５原子％のアルミニウムと添加元素のクロム、ケイ
素、ニオブおよび炭素を組合せて有しており、大きな強
度と許容できる程度の延性とを組合せて有している。表
IXのデータに立証されているように、アルミニウムの濃
度は合金の性質に非常に強い影響を示すが、約４２〜４
６原子％のアルミニウム濃度で望ましい性質の組を達成
することができる。
【００７４】また、表IXに挙げたデータから、実施例３
４の合金２３９は、実施例３１、３２および３３の合金
より通常劣ったデータ値を示すことも分かる。特に、１
３００℃と１３５０℃で焼きなました合金２３９の耐力
は非常に低く、サンプルの耐力を得ることはできなかっ
た。対照的に、実施例３１、３２および３３の合金は、
塑性伸びのデータが良好であるばかりでなく、通常高め
の強度値をもっていた。その結果、強度特性と延性特性
の望ましい組合せを追及する場合、組成物中のニオブの
存在を重要視し、組成物中のタンタル成分の存在を重視
しないのが一般に望ましい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の新規な合金組成物と基準合金の比較デ
ータを示す棒グラフである。
【図２】４点曲げ試験にかけた異なる化学量論のＴｉＡ
ｌ組成物とＴｉ50Ａｌ48Ｃｒ2に対する荷重（ポンド）
とクロスヘッド変位（ミル）の関係を示すグラフであ
る。
【図３】一群の合金に対してモジュラスと温度の関係を
示すグラフである。

Claims (8)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 次の概略原子比： Ｔｉ‐Ａｌ42-46 Ｃｒ1-3 Ｓｉ1-4 Ｎｂ2-6 のチタン、アルミニウム、ニオブ、クロムおよびケイ素
    から本質的に成るチタン・アルミニウム合金。
  2. 【請求項２】 次の概略原子比： Ｔｉ‐Ａｌ42-46 Ｃｒ1-3 Ｓｉ2 Ｎｂ2-6 のチタン、アルミニウム、ニオブ、クロムおよびケイ素
    から本質的に成るチタン・アルミニウム合金。
  3. 【請求項３】 次の概略原子比： Ｔｉ‐Ａｌ42-46 Ｃｒ2 Ｓｉ1-4 Ｎｂ2-6 のチタン、アルミニウム、ニオブ、クロムおよびケイ素
    から本質的に成るチタン・アルミニウム合金。
  4. 【請求項４】 次の概略原子比： Ｔｉ‐Ａｌ42-46 Ｃｒ2 Ｓｉ2 Ｎｂ4 のチタン、アルミニウム、ニオブ、クロムおよびケイ素
    から本質的に成るチタン・アルミニウム合金。
  5. 【請求項５】 インゴット冶金によって製造されたもの
    である、請求項１〜４のいずれかに記載の合金。
  6. 【請求項６】 １２５０〜１３５０℃の熱処理が施され
    ている、請求項５記載の合金。
  7. 【請求項７】 次の概略原子比： Ｔｉ‐Ａｌ42-46 Ｃｒ2 Ｓｉ2 Ｎｂ2-6 のチタン、アルミニウム、ニオブ、クロムおよびケイ素
    から本質的に成るチタン・アルミニウム合金から形成さ
    れた、高温・高強度で使用する構造部材。
  8. 【請求項８】 ジェットエンジンの構造部品である、請
    求項７記載の部材。
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