JPH06293928A - Ｃｒ含有ガンマ・チタン・アルミナイド及びその製法 - Google Patents
Ｃｒ含有ガンマ・チタン・アルミナイド及びその製法Info
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- JPH06293928A JPH06293928A JP4181563A JP18156392A JPH06293928A JP H06293928 A JPH06293928 A JP H06293928A JP 4181563 A JP4181563 A JP 4181563A JP 18156392 A JP18156392 A JP 18156392A JP H06293928 A JPH06293928 A JP H06293928A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高性能材料使用工業、特にガスタービンエン
ジン工業において、金属間化合物の延性及び強度の改良
特性又はその特性の組み合わせをもち、比較的低コスト
で、比較的大容量ベースの有用な、複雑に設計された最
終用途の形に加工しやすい金属間化合物に対する欲求及
び必要を満足させることが本発明の目的である。 【構成】 製品は、第二相分散質、例えばＴｉＢ2 を、
マトリックスの強度及び延性共に増加する有効量含む、
Ｃｒ含有の、主としてガンマ・チタン・アルミナイド・
マトリックスから成る。
ジン工業において、金属間化合物の延性及び強度の改良
特性又はその特性の組み合わせをもち、比較的低コスト
で、比較的大容量ベースの有用な、複雑に設計された最
終用途の形に加工しやすい金属間化合物に対する欲求及
び必要を満足させることが本発明の目的である。 【構成】 製品は、第二相分散質、例えばＴｉＢ2 を、
マトリックスの強度及び延性共に増加する有効量含む、
Ｃｒ含有の、主としてガンマ・チタン・アルミナイド・
マトリックスから成る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はチタン及びアルミニウム
の合金に関するものであり、より詳細に述べるならば、
第二相分散質を内含することによって強度及び延性共に
増加したＣｒ含有、主としてガンマ・チタン・アルミナ
イドに関するものである。
の合金に関するものであり、より詳細に述べるならば、
第二相分散質を内含することによって強度及び延性共に
増加したＣｒ含有、主としてガンマ・チタン・アルミナ
イドに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】過去数年にわたって、高温／ストレスに
耐え得る軽量構造部品の製造に使用する、例えばチタン
・アルミナイドのような金属間化合物の開発のために広
い研究が行われてきた。このような部品は、例えば、エ
ンジンスラスト／効率を高めるために高いガス温度、及
びその結果としての高い部品温度が必要である近代的ガ
スタービンエンジンのタービン部分のブレード、ヴェー
ン（羽根）、ディスク、シャフト、ケーシング、及びそ
の他の部品、又は軽量高温材料を必要とするその他の用
途によって代表される。
耐え得る軽量構造部品の製造に使用する、例えばチタン
・アルミナイドのような金属間化合物の開発のために広
い研究が行われてきた。このような部品は、例えば、エ
ンジンスラスト／効率を高めるために高いガス温度、及
びその結果としての高い部品温度が必要である近代的ガ
スタービンエンジンのタービン部分のブレード、ヴェー
ン（羽根）、ディスク、シャフト、ケーシング、及びそ
の他の部品、又は軽量高温材料を必要とするその他の用
途によって代表される。
【０００３】ガンマ・チタン・アルミナイドのような金
属間化合物は、従来の高温チタン合金に比べて高い強度
対重量比及び耐酸化性を示す。しかしながらこれらの金
属間化合物の一般的開発は、強度、室温延性及び靭性の
不足、並びに材料を例えば上記タービン部品によって代
表される複雑な最終用途の形に加工処理することに関連
した技術的挑戦の不足によって制限されてきた。
属間化合物は、従来の高温チタン合金に比べて高い強度
対重量比及び耐酸化性を示す。しかしながらこれらの金
属間化合物の一般的開発は、強度、室温延性及び靭性の
不足、並びに材料を例えば上記タービン部品によって代
表される複雑な最終用途の形に加工処理することに関連
した技術的挑戦の不足によって制限されてきた。
【０００４】１９９０年４月１０日に発行されたカンプ
（Ｋａｍｐｅ）らの米国特許第４９１５９０５号は、金
属間化合物の低（室）温延性及び靭性を改良し、その高
温強度を増加するための種々の金属学的加工技術の発展
を詳細に述べている。カンプらの’９０５号特許は金属
マトリックス複合材料の急速固体化に関するものであ
る。より詳細に述べるならば、この特許では、例えば溶
剤（ソルベント）金属の存在下で第二相形成性成分を反
応させて、その場で析出した第二相粒子、例えば硼化物
分散質を、金属間含有マトリックス、例えばチタン・ア
ルミナイド内に形成することによって、金属間第二相複
合材料が形成される。その金属間第二相複合材料はその
後急速固体化を受け、急速固体化複合材料を生成する。
こうして、例えばその場で析出したＴｉＢ2 粒子をチタ
ン・アルミナイド・マトリックス内に含む複合材料が形
成され、それが急速固体化されて、急速固体化複合材料
粉末が生成する。その粉末をその後、例えばホット・ア
イソスタティック・プレス、熱押出、及びスーパープラ
スチック鍛造などの硬化法によって硬化せしめ、最終に
近い（すなわちｎｅａｒ−ｎｅｔ）形となる。
（Ｋａｍｐｅ）らの米国特許第４９１５９０５号は、金
属間化合物の低（室）温延性及び靭性を改良し、その高
温強度を増加するための種々の金属学的加工技術の発展
を詳細に述べている。カンプらの’９０５号特許は金属
マトリックス複合材料の急速固体化に関するものであ
る。より詳細に述べるならば、この特許では、例えば溶
剤（ソルベント）金属の存在下で第二相形成性成分を反
応させて、その場で析出した第二相粒子、例えば硼化物
分散質を、金属間含有マトリックス、例えばチタン・ア
ルミナイド内に形成することによって、金属間第二相複
合材料が形成される。その金属間第二相複合材料はその
後急速固体化を受け、急速固体化複合材料を生成する。
こうして、例えばその場で析出したＴｉＢ2 粒子をチタ
ン・アルミナイド・マトリックス内に含む複合材料が形
成され、それが急速固体化されて、急速固体化複合材料
粉末が生成する。その粉末をその後、例えばホット・ア
イソスタティック・プレス、熱押出、及びスーパープラ
スチック鍛造などの硬化法によって硬化せしめ、最終に
近い（すなわちｎｅａｒ−ｎｅｔ）形となる。
【０００５】Ｂｒｕｐｂａｃｈｅｒらの米国特許第４８
３６９８２号も金属マトリックス複合材料の急速固体化
に関するものであり、ここでは第二相形成性成分を溶媒
金属の存在下で反応させて、その場で析出した第二相粒
子、例えばＴｉＢ2 又はＴｉＣを溶媒金属、例えばアル
ミニウム内に形成せしめる。
３６９８２号も金属マトリックス複合材料の急速固体化
に関するものであり、ここでは第二相形成性成分を溶媒
金属の存在下で反応させて、その場で析出した第二相粒
子、例えばＴｉＢ2 又はＴｉＣを溶媒金属、例えばアル
ミニウム内に形成せしめる。
【０００６】ネイグル（Ｎａｇｌｅ）らの米国特許第４
７７４０５２号及び第４９１６０２９号は、金属マトリ
ックスが、例えばチタン・アルミナイドなどの金属間化
合物を含む、金属マトリックス−第二相複合材料の製造
に特に向けられている。一実施態様においては、金属又
は合金マトリックス、例えばＡｌ内に、第二相粒子、例
えばＴｉＢ2 の分散を含んで成る第一相が形成される。
この複合材料はその後、そのマトリックスと反応して金
属間化合物を形成する別の金属に導入される。例えば、
ＴｉＢ2 粒子の分散をＡｌマトリックス内に含んで成る
第一の複合材料が溶融チタンに導入され、チタン・アル
ミナイド・マトリックス内に分散されたＴｉＢ2 を含む
最終複合材料が形成される。Ｂｒｕｐｂａｃｈｅｒらの
米国特許第４９１５９０３号は、上記のネイグルらの特
許に教示される方法の変法を記載している。
７７４０５２号及び第４９１６０２９号は、金属マトリ
ックスが、例えばチタン・アルミナイドなどの金属間化
合物を含む、金属マトリックス−第二相複合材料の製造
に特に向けられている。一実施態様においては、金属又
は合金マトリックス、例えばＡｌ内に、第二相粒子、例
えばＴｉＢ2 の分散を含んで成る第一相が形成される。
この複合材料はその後、そのマトリックスと反応して金
属間化合物を形成する別の金属に導入される。例えば、
ＴｉＢ2 粒子の分散をＡｌマトリックス内に含んで成る
第一の複合材料が溶融チタンに導入され、チタン・アル
ミナイド・マトリックス内に分散されたＴｉＢ2 を含む
最終複合材料が形成される。Ｂｒｕｐｂａｃｈｅｒらの
米国特許第４９１５９０３号は、上記のネイグルらの特
許に教示される方法の変法を記載している。
【０００７】クリストダル（Ｃｈｒｉｓｔｏｄａｌｏ
ｕ）らの米国特許第４７５１０４８号及び第４９１６０
３０号は、金属マトリックス−第二相複合材料の製造に
関するものであり、ここでは金属マトリックス中に分散
した第二相粒子を含む第一の複合材料が付加的金属で希
釈されてより少ない第二相を含有する最終複合材料を形
成する。例えば、Ａｌマトリックス中にＴｉＢ2 粒子の
分散を含む第一の複合材料が溶融チタンに導入され、チ
タン・アルミナイド・マトリックス中に分散されたＴｉ
Ｂ2 を含む最終的複合材料を形成する。
ｕ）らの米国特許第４７５１０４８号及び第４９１６０
３０号は、金属マトリックス−第二相複合材料の製造に
関するものであり、ここでは金属マトリックス中に分散
した第二相粒子を含む第一の複合材料が付加的金属で希
釈されてより少ない第二相を含有する最終複合材料を形
成する。例えば、Ａｌマトリックス中にＴｉＢ2 粒子の
分散を含む第一の複合材料が溶融チタンに導入され、チ
タン・アルミナイド・マトリックス中に分散されたＴｉ
Ｂ2 を含む最終的複合材料を形成する。
【０００８】ジャフィー（Ｊａｆｆｅｅ）らの米国特許
第３２０３７９４号は、高温で強度及び酸化抵抗を維持
すると言われるガンマＴｉＡｌ合金に関するものであ
る。Ｉｎ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｇ，Ｃ，Ｏ，Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｗ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃｅ，Ａｓ，Ｓ，Ｔ
ｅ，及びＰのような合金付加物の使用が開示されてい
る。しかしながらこのような付加物はＴｉＡｌ二成分合
金の延性を低下させると言われている。
第３２０３７９４号は、高温で強度及び酸化抵抗を維持
すると言われるガンマＴｉＡｌ合金に関するものであ
る。Ｉｎ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｇ，Ｃ，Ｏ，Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｗ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃｅ，Ａｓ，Ｓ，Ｔ
ｅ，及びＰのような合金付加物の使用が開示されてい
る。しかしながらこのような付加物はＴｉＡｌ二成分合
金の延性を低下させると言われている。
【０００９】金属間化合物を１種以上の金属と合金に
し、いくつかのプラスチック成形技術と組み合わせるこ
とによって室温延性を改良する試みが、ブラックバーン
（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）の米国特許第４２９４６１５号
に開示されている。ここではバナジウムをＴｉＡｌ組成
物に加えて、Ｔｉ−３１ないし３６％、Ａｌ−０ないし
４％（重量パーセント）の変形組成物を得た。変更組成
物を溶融し、等温鍛造し、加熱型中で、金属間化合物の
延性の歪度に対する依存性によって必要とされる緩徐な
変更速度で成形する。等温鍛造プロセスは１０００℃以
上で行われ、そのため特殊な型材料（例えばＴＺＭとし
て知られるＭｏ合金）を用いなければならない。概し
て、ＴｉＡｌ金属間化合物は、その高温特性及びその延
性の歪速度への依存性のために、加工が極めてむずかし
い。
し、いくつかのプラスチック成形技術と組み合わせるこ
とによって室温延性を改良する試みが、ブラックバーン
（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）の米国特許第４２９４６１５号
に開示されている。ここではバナジウムをＴｉＡｌ組成
物に加えて、Ｔｉ−３１ないし３６％、Ａｌ−０ないし
４％（重量パーセント）の変形組成物を得た。変更組成
物を溶融し、等温鍛造し、加熱型中で、金属間化合物の
延性の歪度に対する依存性によって必要とされる緩徐な
変更速度で成形する。等温鍛造プロセスは１０００℃以
上で行われ、そのため特殊な型材料（例えばＴＺＭとし
て知られるＭｏ合金）を用いなければならない。概し
て、ＴｉＡｌ金属間化合物は、その高温特性及びその延
性の歪速度への依存性のために、加工が極めてむずかし
い。
【００１０】米国特許第４８３６９８３号；第４８４２
８１７号；第４８４２８１９号；第４８４２８２０号；
第４８５７２６８号；第４８７９０９２号；第４８９７
１２７号；第４９０２４７４号及び第４９１６０２８号
から成る一連の米国特許は、Ｔｉ／Ａｌの修正計算比と
１種以上の合金付加物とを有し、室温強度及び延性が改
良されたガンマＴｉＡｌ金属間化合物を作る試みが記載
されている。Ｃｒを、それだけ、又はＮｂと共に、又は
ＮｂとＣと共に添加することが’８１９；’０９２及
び’０２８特許に記載されている。これらの変更組成物
から円筒形を作るには、合金を先ず第一に放電溶融によ
ってインゴットにするのが普通である。インゴットを溶
融しメルトを引き伸ばし（ｓｐｕｎ）、速やかに固体化
するリボンを形成する。リボンを適当な容器に入れ、ホ
ットアイソスタティックにプレスすると（ＨＩＰ’ｅ
ｄ）硬化した円筒形プラグが形成される。そのプラグを
ビレット中心開口部に同軸に置き、その中に封止した。
そのビレットを９７５℃で３時間加熱し、ダイを通して
押し出すと、約７対１の縮小が得られた。押出プラグか
らのサンプルをビレットから取り出し、熱処理し、エー
ジングした。
８１７号；第４８４２８１９号；第４８４２８２０号；
第４８５７２６８号；第４８７９０９２号；第４８９７
１２７号；第４９０２４７４号及び第４９１６０２８号
から成る一連の米国特許は、Ｔｉ／Ａｌの修正計算比と
１種以上の合金付加物とを有し、室温強度及び延性が改
良されたガンマＴｉＡｌ金属間化合物を作る試みが記載
されている。Ｃｒを、それだけ、又はＮｂと共に、又は
ＮｂとＣと共に添加することが’８１９；’０９２及
び’０２８特許に記載されている。これらの変更組成物
から円筒形を作るには、合金を先ず第一に放電溶融によ
ってインゴットにするのが普通である。インゴットを溶
融しメルトを引き伸ばし（ｓｐｕｎ）、速やかに固体化
するリボンを形成する。リボンを適当な容器に入れ、ホ
ットアイソスタティックにプレスすると（ＨＩＰ’ｅ
ｄ）硬化した円筒形プラグが形成される。そのプラグを
ビレット中心開口部に同軸に置き、その中に封止した。
そのビレットを９７５℃で３時間加熱し、ダイを通して
押し出すと、約７対１の縮小が得られた。押出プラグか
らのサンプルをビレットから取り出し、熱処理し、エー
ジングした。
【００１１】米国特許第４９１６０２８号（上に列挙し
た一連の特許に含まれている）も、ＴｉＡｌ基礎合金
を、インゴット金属学によってＣ，Ｃｒ及びＮｂ付加物
を含むように変えて加工し、上記の急速固体化法の場合
よりも低い加工コストで延性、強度及びその他の特性の
所望の組み合わせを得ることに関するものである。より
詳細に述べるならば、’０２８特許に記載されるインゴ
ット金属学的アプローチは、その変更合金を溶融し、そ
れを形の簡単な、小さい（例えば直径２インチ及び０．
５インチ厚さ）ホッケーパック型インゴットに固体化
し、インゴットを１２５０℃で２時間ホモジナイズし、
インゴットをスチール環に封入し、それから環／リング
アセンブリーを熱鍛造してインゴットの厚さを５０％縮
小することから成る。インゴットから切り取った引張試
験片を引張試験の前に、１２２５℃以上の種々の温度で
アニールした。このインゴット金属学的方法によって作
られた引張試験片は急速固体化法によって作った試験片
に比べて降伏強さはより低かったが、延性はより大きか
った。
た一連の特許に含まれている）も、ＴｉＡｌ基礎合金
を、インゴット金属学によってＣ，Ｃｒ及びＮｂ付加物
を含むように変えて加工し、上記の急速固体化法の場合
よりも低い加工コストで延性、強度及びその他の特性の
所望の組み合わせを得ることに関するものである。より
詳細に述べるならば、’０２８特許に記載されるインゴ
ット金属学的アプローチは、その変更合金を溶融し、そ
れを形の簡単な、小さい（例えば直径２インチ及び０．
５インチ厚さ）ホッケーパック型インゴットに固体化
し、インゴットを１２５０℃で２時間ホモジナイズし、
インゴットをスチール環に封入し、それから環／リング
アセンブリーを熱鍛造してインゴットの厚さを５０％縮
小することから成る。インゴットから切り取った引張試
験片を引張試験の前に、１２２５℃以上の種々の温度で
アニールした。このインゴット金属学的方法によって作
られた引張試験片は急速固体化法によって作った試験片
に比べて降伏強さはより低かったが、延性はより大きか
った。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】金属間化合物の延性及
び強度を改良する上記の試みにもかかわらず、高性能材
料使用工業、特にガスタービンエンジン工業において
は、改良特性又はその特性の組み合わせをもち、比較的
低コストで、比較的大容量ベースの有用な、複雑に設計
された最終用途の形の加工しやすい金属間化合物に対す
る欲求及び必要が引き続き存在する。これらの欲求及び
必要を満足させることが本発明の目的である。
び強度を改良する上記の試みにもかかわらず、高性能材
料使用工業、特にガスタービンエンジン工業において
は、改良特性又はその特性の組み合わせをもち、比較的
低コストで、比較的大容量ベースの有用な、複雑に設計
された最終用途の形の加工しやすい金属間化合物に対す
る欲求及び必要が引き続き存在する。これらの欲求及び
必要を満足させることが本発明の目的である。
【００１３】
【実施例】一実施態様において、本発明はチタン・アル
ミナイド製品、並びにその製品の製法を含む；その製法
においては、Ｃｒ含有の、主としてガンマ・チタン・ア
ルミナイド・マトリックスに第二相分散質が含まれるこ
とによって、強度及び延性共に増加させることができ
る。この目的のために、約０．５ないし約２０．０容量
％、好適には約０．５ないし約７．０容量％の第二相分
散質、例えばＴｉＢ2などが、約０．５ないし約５．０
ａｔｏｍｉｃ％Ｃｒ、好適には約１．０ないし約３．０
ａｔｏｍｉｃ％Ｃｒを含む主としてガンマ・チタン・ア
ルミナイド・マトリックス中に含まれる。
ミナイド製品、並びにその製品の製法を含む；その製法
においては、Ｃｒ含有の、主としてガンマ・チタン・ア
ルミナイド・マトリックスに第二相分散質が含まれるこ
とによって、強度及び延性共に増加させることができ
る。この目的のために、約０．５ないし約２０．０容量
％、好適には約０．５ないし約７．０容量％の第二相分
散質、例えばＴｉＢ2などが、約０．５ないし約５．０
ａｔｏｍｉｃ％Ｃｒ、好適には約１．０ないし約３．０
ａｔｏｍｉｃ％Ｃｒを含む主としてガンマ・チタン・ア
ルミナイド・マトリックス中に含まれる。
【００１４】もう一つの実施態様においては、本発明は
実質上（ａｔｏｍｉｃ％で）約４０ないし約５２％Ｔ
ｉ、約４４ないし約５２％Ａｌ、約０．５ないし約５．
０％Ｍｎ、そして約０．５ないし５．０％Ｃｒから成る
チタン・アルミニウム合金を含んで成る。好適合金は実
質上（ａｔｏｍｉｃ％で）約４１ないし５０％Ｔｉ、約
４６ないし４９％Ａｌ、約１ないし約３％Ｍｎ、約１な
いし約３％Ｃｒ、約３％までのＶ及び約３％までのＮｂ
から成る。第二相分散質が合金中に約０．５ないし約２
０．０容量％含まれて強度を増加せしめる。
実質上（ａｔｏｍｉｃ％で）約４０ないし約５２％Ｔ
ｉ、約４４ないし約５２％Ａｌ、約０．５ないし約５．
０％Ｍｎ、そして約０．５ないし５．０％Ｃｒから成る
チタン・アルミニウム合金を含んで成る。好適合金は実
質上（ａｔｏｍｉｃ％で）約４１ないし５０％Ｔｉ、約
４６ないし４９％Ａｌ、約１ないし約３％Ｍｎ、約１な
いし約３％Ｃｒ、約３％までのＶ及び約３％までのＮｂ
から成る。第二相分散質が合金中に約０．５ないし約２
０．０容量％含まれて強度を増加せしめる。
【００１５】チタン・アルミナイド合金は、第二相分散
質をその中に含むとき、予想外に延性並びに強度の増加
を示す。
質をその中に含むとき、予想外に延性並びに強度の増加
を示す。
【００１６】本発明は、Ｃｒ含有の、主としてガンマＴ
ｉＡｌマトリックス中に、強度及び延性共に増加せしめ
る有効濃度の第二相分散質（例えばＴｉＢ2 ）を含むチ
タン・アルミナイド製品に関するものである。本発明の
一実施態様において、合金マトリックスは、実質上（ａ
ｔｏｍｉｃ％で）約４０ないし約５２％Ｔｉ、約４４な
いし約５２％Ａｌ、約０．５ないし約５．０％Ｍｎ、そ
してこの目的のための約０．５ないし５．０％のＣｒか
ら成る。好適には、合金マトリックスは実質上（ａｔｏ
ｍｉｃ％で）約４１ないし５０％Ｔｉ、約４６ないし４
９％Ａｌ、約１ないし約３％Ｍｎ、約１ないし約３％Ｃ
ｒ、約３％までのＶ及び約３％までのＮｂから成る。合
金マトリックスは第二相分散質、例えば好適にはＴｉＢ
2 、を約２０．０容量％を超えない量含む。好適には、
第二相分散質は約０．５ないし約１２．０容量％、より
好適には約０．５ないし約７．０容量％存在する。
ｉＡｌマトリックス中に、強度及び延性共に増加せしめ
る有効濃度の第二相分散質（例えばＴｉＢ2 ）を含むチ
タン・アルミナイド製品に関するものである。本発明の
一実施態様において、合金マトリックスは、実質上（ａ
ｔｏｍｉｃ％で）約４０ないし約５２％Ｔｉ、約４４な
いし約５２％Ａｌ、約０．５ないし約５．０％Ｍｎ、そ
してこの目的のための約０．５ないし５．０％のＣｒか
ら成る。好適には、合金マトリックスは実質上（ａｔｏ
ｍｉｃ％で）約４１ないし５０％Ｔｉ、約４６ないし４
９％Ａｌ、約１ないし約３％Ｍｎ、約１ないし約３％Ｃ
ｒ、約３％までのＶ及び約３％までのＮｂから成る。合
金マトリックスは第二相分散質、例えば好適にはＴｉＢ
2 、を約２０．０容量％を超えない量含む。好適には、
第二相分散質は約０．５ないし約１２．０容量％、より
好適には約０．５ないし約７．０容量％存在する。
【００１７】マトリックスは圧倒的にガンマと考えら
れ、そこでは以下で記載されるａｓ−ｃａｓｔ又は鋳造
／ホットアイソスタティックにプレス／熱処理した状態
のマトリックス微細構造の大部分はガンマ相を含む。ア
ルファ相及びベータ相もマトリックス微細構造の小部分
に存在することができる；例えば、約２ないし約１５容
量％のアルファ二相及び約５容量％のベータ相が存在し
得る。
れ、そこでは以下で記載されるａｓ−ｃａｓｔ又は鋳造
／ホットアイソスタティックにプレス／熱処理した状態
のマトリックス微細構造の大部分はガンマ相を含む。ア
ルファ相及びベータ相もマトリックス微細構造の小部分
に存在することができる；例えば、約２ないし約１５容
量％のアルファ二相及び約５容量％のベータ相が存在し
得る。
【００１８】下記の表１は、本発明の例証的実施例に従
って製造した公称及び測定Ｃｒ含有チタン・アルミニウ
ム・インゴット組成物を列挙している。比較の目的で、
比較合金として用いたＴｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ合
金の公称及び測定インゴット組成物も列挙する。
って製造した公称及び測定Ｃｒ含有チタン・アルミニウ
ム・インゴット組成物を列挙している。比較の目的で、
比較合金として用いたＴｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ合
金の公称及び測定インゴット組成物も列挙する。
【００１９】
【表１】 マーチン・マリエッタ社（Ｍａｒｔｉｎ Ｍａｒｉｅｔ
ｔａ Ｃｏｒｐ．）（ベセスダ，メリーランド州）及び
認可された人々から入手した、ＴｉＢ2 ７０容量％をＡ
ｌマトリックス中に含むマスター・スポンジ材料を用い
て、ＴｉＢ2 分散質がインゴットに与えられた。マスタ
ー・スポンジ材料は、米国特許第４７５１０４８号及び
第４９１６０３０号に従って（その教示は引例によって
ここに導入されている）、焼き流し精密鋳造型に鋳造す
る前に、適切な組成物のチタン・アルミニウム・メルト
に導入された。
ｔａ Ｃｏｒｐ．）（ベセスダ，メリーランド州）及び
認可された人々から入手した、ＴｉＢ2 ７０容量％をＡ
ｌマトリックス中に含むマスター・スポンジ材料を用い
て、ＴｉＢ2 分散質がインゴットに与えられた。マスタ
ー・スポンジ材料は、米国特許第４７５１０４８号及び
第４９１６０３０号に従って（その教示は引例によって
ここに導入されている）、焼き流し精密鋳造型に鋳造す
る前に、適切な組成物のチタン・アルミニウム・メルト
に導入された。
【００２０】各インゴットの部分を薄く切り、一般的真
空放電再融解によって、合金融解温度より＋５０°Ｆ高
い温度にまで過熱し、あらかじめ加熱したセラミック型
（６００°Ｆ）に焼き流し精密鋳造して、直径０．６２
５インチ（１．５９ｃｍ）、長さ６．０インチ（１５．
２４ｃｍ）の鋳造試験用棒を成形する。各型はＺｒ2Ｏ
3 の前面コーティングと、Ａｌ2 Ｏ3 ／Ｚｒ2 Ｏ3 の複
合後面コーティングとを含む。鋳造し、焼き流し精密鋳
造型から取り出した後、すべての試験用棒は不活性ガス
（Ａｒ）中で、２５ｋｓｉで、２３００°Ｆで４時間、
ホットアイソスタティック・プレスされた（ＨＩＰ’ｅ
ｄ）。
空放電再融解によって、合金融解温度より＋５０°Ｆ高
い温度にまで過熱し、あらかじめ加熱したセラミック型
（６００°Ｆ）に焼き流し精密鋳造して、直径０．６２
５インチ（１．５９ｃｍ）、長さ６．０インチ（１５．
２４ｃｍ）の鋳造試験用棒を成形する。各型はＺｒ2Ｏ
3 の前面コーティングと、Ａｌ2 Ｏ3 ／Ｚｒ2 Ｏ3 の複
合後面コーティングとを含む。鋳造し、焼き流し精密鋳
造型から取り出した後、すべての試験用棒は不活性ガス
（Ａｒ）中で、２５ｋｓｉで、２３００°Ｆで４時間、
ホットアイソスタティック・プレスされた（ＨＩＰ’ｅ
ｄ）。
【００２１】上記のホットアイソスタティック・プレス
処理後、１６５０°Ｆ（９００℃）で１６時間熱処理し
た焼き流し精密鋳造試験用棒を用いて、基準となる機械
的引張データを得た。鋳造し、ＨＩＰ’ｅｄし、熱処理
した試験棒中に存在するＴｉＢ2 分散質は、普通は０．
３ないし５ミクロンの範囲の粒度（すなわち直径）を有
する。
処理後、１６５０°Ｆ（９００℃）で１６時間熱処理し
た焼き流し精密鋳造試験用棒を用いて、基準となる機械
的引張データを得た。鋳造し、ＨＩＰ’ｅｄし、熱処理
した試験棒中に存在するＴｉＢ2 分散質は、普通は０．
３ないし５ミクロンの範囲の粒度（すなわち直径）を有
する。
【００２２】しかしながら図１のｂから、Ｔｉ−４８Ａ
ｌ−２Ｖ−２Ｍｎ合金の室温延性は、これらの濃度のＴ
ｉＢ2 をマトリックス合金に添加すると明らかに減少す
るのが認められた。驚いたことに、Ｃｒ含有合金（すな
わちＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒ、Ｔｉ−４８Ａｌ
−２Ｖ−２Ｍｎ−２Ｃｒ及びＴｉ−４７Ａｌ−２Ｍｎ−
１Ｎｂ−１Ｃｒ）がこれらの濃度のＴｉＢ2 の添加、特
に７重量％ＴｉＢ2 の添加で増加することが認められ
た。こうして付加的合金剤としてのクロームと、ＴｉＢ
2 分散質を含むＴｉＡｌ合金では、強度及び延性共に予
想外に増加することがわかった。
ｌ−２Ｖ−２Ｍｎ合金の室温延性は、これらの濃度のＴ
ｉＢ2 をマトリックス合金に添加すると明らかに減少す
るのが認められた。驚いたことに、Ｃｒ含有合金（すな
わちＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒ、Ｔｉ−４８Ａｌ
−２Ｖ−２Ｍｎ−２Ｃｒ及びＴｉ−４７Ａｌ−２Ｍｎ−
１Ｎｂ−１Ｃｒ）がこれらの濃度のＴｉＢ2 の添加、特
に７重量％ＴｉＢ2 の添加で増加することが認められ
た。こうして付加的合金剤としてのクロームと、ＴｉＢ
2 分散質を含むＴｉＡｌ合金では、強度及び延性共に予
想外に増加することがわかった。
【００２３】鋳造、ホットアイソスタティック・プレス
及び熱処理後のこれらの合金の代表的光学的微細構造
を、図２のａ，ｂ，ｃ；及び図３のａ，ｂ，ｃ；及び図
４のａ，ｂ，ｃに示す。顕微鏡写真は、合金の微細構造
が主として層状で、若干の粒子がコロニー周辺に同軸に
配列していることを示している。概して、ホットアイソ
スタティック・プレス及び／又は熱処理で、微細構造の
粗化又はその他の形態学的変化が起こる証拠はほどんど
又は全くなかった。
及び熱処理後のこれらの合金の代表的光学的微細構造
を、図２のａ，ｂ，ｃ；及び図３のａ，ｂ，ｃ；及び図
４のａ，ｂ，ｃに示す。顕微鏡写真は、合金の微細構造
が主として層状で、若干の粒子がコロニー周辺に同軸に
配列していることを示している。概して、ホットアイソ
スタティック・プレス及び／又は熱処理で、微細構造の
粗化又はその他の形態学的変化が起こる証拠はほどんど
又は全くなかった。
【００２４】合金の強度及び延性に対するより長時間の
又はより高温の熱処理の効果を図５のａ，ｂ及び図６の
ａ，ｂに示す；９００℃（１６５０°Ｆ）で５０時間の
熱処理（図５のａ，ｂ）及び１１００℃（２０１２°
Ｆ）で１６時間の熱処理（図６のａ，ｂ）、降伏強さは
ＴｉＢ2 パーセンテージの増加と共に増加することがわ
かる。その上、延性の増加が、マトリックス中に７容量
％のＴｉＢ2 を含むＣｒ含有試験棒で再び認められた。
概して、９００℃（１６５０°Ｆ）熱処理は、示したす
べての合金において最大延性を生じた。７及び１２容量
％ＴｉＢ2 を含む本発明の合金では、１６５０°Ｆで５
０時間の熱処理後に最大延性が生じた。概して強度は熱
処理に対して相対的に鈍感であった。
又はより高温の熱処理の効果を図５のａ，ｂ及び図６の
ａ，ｂに示す；９００℃（１６５０°Ｆ）で５０時間の
熱処理（図５のａ，ｂ）及び１１００℃（２０１２°
Ｆ）で１６時間の熱処理（図６のａ，ｂ）、降伏強さは
ＴｉＢ2 パーセンテージの増加と共に増加することがわ
かる。その上、延性の増加が、マトリックス中に７容量
％のＴｉＢ2 を含むＣｒ含有試験棒で再び認められた。
概して、９００℃（１６５０°Ｆ）熱処理は、示したす
べての合金において最大延性を生じた。７及び１２容量
％ＴｉＢ2 を含む本発明の合金では、１６５０°Ｆで５
０時間の熱処理後に最大延性が生じた。概して強度は熱
処理に対して相対的に鈍感であった。
【００２５】図７のａ，ｂ及びｃ，ｄは、ＴｉＢ2 を含
まないＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒにおけるそれぞ
れ１６５０°Ｆ，５０時間、及び２０１２°Ｆ，１６時
間の熱処理後の合金マトリックスの微細構造を示す。図
８のａ，ｂ及びｃ，ｄは、７容量％ＴｉＢ2 を含む同じ
合金の、同じ熱処理後の合金マトリックス微細構造を示
す。他方、７容量％ＴｉＢ2 を含むマトリックス微細構
造は、これらの熱処理後ほとんど変化を示さず、主とし
て層状の微細構造を保持した。
まないＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒにおけるそれぞ
れ１６５０°Ｆ，５０時間、及び２０１２°Ｆ，１６時
間の熱処理後の合金マトリックスの微細構造を示す。図
８のａ，ｂ及びｃ，ｄは、７容量％ＴｉＢ2 を含む同じ
合金の、同じ熱処理後の合金マトリックス微細構造を示
す。他方、７容量％ＴｉＢ2 を含むマトリックス微細構
造は、これらの熱処理後ほとんど変化を示さず、主とし
て層状の微細構造を保持した。
【００２６】図９は、１６５０°Ｆで１６時間熱処理し
た上記の合金の、引張降伏強さと分散質（ＴｉＢ2 ）課
負荷量との関係を示す。すべての合金は、分散質課負荷
量（容量％）の増加につれてほぼ直線的な強度増加を示
す。Ｔｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ合金が最も強い依存
関係を示す。
た上記の合金の、引張降伏強さと分散質（ＴｉＢ2 ）課
負荷量との関係を示す。すべての合金は、分散質課負荷
量（容量％）の増加につれてほぼ直線的な強度増加を示
す。Ｔｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ合金が最も強い依存
関係を示す。
【００２７】１６５０°Ｆで１６時間熱処理した合金で
粒度分析を行い、分散質負荷量が粒度に対して与える影
響を調べた。図１０は、ＴｉＢ2 分散質の導入効果によ
って粒度が大きく減少することを説明している。分散質
の容量部分が大きくなると、分散質負荷に対する粒度の
感度が減少することが明らかである。分散質が存在しな
い場合の合金粒度の大きいばらつきは、主として、大き
い柱状、板状コロニーの間にあるより小さい、同軸粒子
の大きさ及び規模によるものであるようにみえる。
粒度分析を行い、分散質負荷量が粒度に対して与える影
響を調べた。図１０は、ＴｉＢ2 分散質の導入効果によ
って粒度が大きく減少することを説明している。分散質
の容量部分が大きくなると、分散質負荷に対する粒度の
感度が減少することが明らかである。分散質が存在しな
い場合の合金粒度の大きいばらつきは、主として、大き
い柱状、板状コロニーの間にあるより小さい、同軸粒子
の大きさ及び規模によるものであるようにみえる。
【００２８】図１に示されるＣｒ含有、主としてガンマ
のチタン・アルミナイドの強度及び延性両方の驚くべき
増加は、表２に示される高められた温度でも認められ
る；この場合、焼き流し精密鋳造、ＨＩＰ’ｅｄ、及び
熱処理（９００℃、５０時間）試験片を８１６℃で引張
試験を行った。
のチタン・アルミナイドの強度及び延性両方の驚くべき
増加は、表２に示される高められた温度でも認められ
る；この場合、焼き流し精密鋳造、ＨＩＰ’ｅｄ、及び
熱処理（９００℃、５０時間）試験片を８１６℃で引張
試験を行った。
【００２９】
【表２】 ７容量％ＴｉＢ2 分散質を含む、及び含まないＴｉ−４
７Ａｌ−２Ｍｎ−１Ｎｂ−１Ｃｒ合金のクリープ抵抗
を、１５００°Ｆ、２０．０ｋｓｉ負荷で評価した。試
験片を焼き流し精密鋳造し、ＨＩＰ’ｅｄし、９００℃
で５０時間熱処理した。表３に示されるように、無硼化
物試験片、及び硼化物を含む試験片は概して匹敵する破
断寿命を示した。こうして、Ｔｉ−４７Ａｌ−２Ｍｎ−
１Ｎｂ−１Ｃｒ合金のクリープ抵抗は、７容量％ＴｉＢ
2 分散質の導入によって不都合な影響を受けなかった。
７Ａｌ−２Ｍｎ−１Ｎｂ−１Ｃｒ合金のクリープ抵抗
を、１５００°Ｆ、２０．０ｋｓｉ負荷で評価した。試
験片を焼き流し精密鋳造し、ＨＩＰ’ｅｄし、９００℃
で５０時間熱処理した。表３に示されるように、無硼化
物試験片、及び硼化物を含む試験片は概して匹敵する破
断寿命を示した。こうして、Ｔｉ−４７Ａｌ−２Ｍｎ−
１Ｎｂ−１Ｃｒ合金のクリープ抵抗は、７容量％ＴｉＢ
2 分散質の導入によって不都合な影響を受けなかった。
【００３０】
【表３】 本発明の実施例において、上記の主としてガンマのチタ
ン・アルミナイド・マトリックス微細構造を得るために
は、Ｃｒ濃度はＴｉＡｌ合金組成物の約５．０ａｔｏｍ
ｉｃ％を超えてはいけない。例えば、公称Ｔｉ−４８Ａ
ｌ−２Ｖ−２Ｍｎ−６Ｃｒから成る（測定組成、ａｔｏ
ｍｉｃ％；４４．１Ｔｉ−４５．８Ａｌ−２０Ｍｎ−
６．２Ｃｒ−１．９Ｖ）ＴｉＡｌインゴットを製造し、
上で図１の合金について述べたように焼き流し精密鋳造
し、ＨＩＰ’ｅｄし、熱処理した。そのインゴットは約
７．０容量％のＴｉＢ2 を含んでいた。１６５０°Ｆ／
１６時間熱処理の前と後にインゴットの微細構造を試験
すると、５容量％以上のベータ相部分が、主として粒子
（コロニー）の境界に及びラメラ界面に沿って現れるこ
とがわかった。熱処理は、高延性（ｓｐｈｅｔｏｄｉｚ
ａｔｉｏｎ）と、微細構造中のベータ相の比較的均質な
分布をもたらした。熱処理した合金は、約９０ｋｓｉの
引張降伏強さを示したが、室温延性はかなり低く、０．
１５％に過ぎなかった。
ン・アルミナイド・マトリックス微細構造を得るために
は、Ｃｒ濃度はＴｉＡｌ合金組成物の約５．０ａｔｏｍ
ｉｃ％を超えてはいけない。例えば、公称Ｔｉ−４８Ａ
ｌ−２Ｖ−２Ｍｎ−６Ｃｒから成る（測定組成、ａｔｏ
ｍｉｃ％；４４．１Ｔｉ−４５．８Ａｌ−２０Ｍｎ−
６．２Ｃｒ−１．９Ｖ）ＴｉＡｌインゴットを製造し、
上で図１の合金について述べたように焼き流し精密鋳造
し、ＨＩＰ’ｅｄし、熱処理した。そのインゴットは約
７．０容量％のＴｉＢ2 を含んでいた。１６５０°Ｆ／
１６時間熱処理の前と後にインゴットの微細構造を試験
すると、５容量％以上のベータ相部分が、主として粒子
（コロニー）の境界に及びラメラ界面に沿って現れるこ
とがわかった。熱処理は、高延性（ｓｐｈｅｔｏｄｉｚ
ａｔｉｏｎ）と、微細構造中のベータ相の比較的均質な
分布をもたらした。熱処理した合金は、約９０ｋｓｉの
引張降伏強さを示したが、室温延性はかなり低く、０．
１５％に過ぎなかった。
【００３１】こうして、本発明の実施例において、Ｃｒ
濃度の上限は合金組成物の約５．０ａｔｏｍｉｃ％を超
えてはいけない。他方、Ｃｒ濃度の下限は、適切量の分
散質がマトリックス中に含まれる場合、強度及び延性共
に増加せしめるのに十分でなければならない。この目的
のために、本発明によると、Ｃｒ濃度は好適には合金マ
トリックスの約０．５ないし約５．０ａｔｏｍｉｃ％、
より好適には合金マトリックスの約１．０ないし約３．
０ａｔｏｍｉｃ％である。
濃度の上限は合金組成物の約５．０ａｔｏｍｉｃ％を超
えてはいけない。他方、Ｃｒ濃度の下限は、適切量の分
散質がマトリックス中に含まれる場合、強度及び延性共
に増加せしめるのに十分でなければならない。この目的
のために、本発明によると、Ｃｒ濃度は好適には合金マ
トリックスの約０．５ないし約５．０ａｔｏｍｉｃ％、
より好適には合金マトリックスの約１．０ないし約３．
０ａｔｏｍｉｃ％である。
【００３２】本発明を特別な実施例の形で記載したが、
これに制限されるものではなく、添付の請求に示される
範囲に制限されるに過ぎない。
これに制限されるものではなく、添付の請求に示される
範囲に制限されるに過ぎない。
【図１】ａ及びｂは、硼化チタンの導入に対する、本発
明のＣｒ含有、主としてガンマのチタン・アルミナイド
合金の強度及び延性の変化を説明する棒グラフである。
Ｔｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ合金（比較合金）の同様
なデータが示され、この中に同じ硼化物濃度を導入した
場合には強度は増加するが延性が減少することを説明し
ている。
明のＣｒ含有、主としてガンマのチタン・アルミナイド
合金の強度及び延性の変化を説明する棒グラフである。
Ｔｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ合金（比較合金）の同様
なデータが示され、この中に同じ硼化物濃度を導入した
場合には強度は増加するが延性が減少することを説明し
ている。
【図２】ａ，ｂ及びｃは、ホットアイソスタティック・
プレスし、１６５０°Ｆ（９００℃）で１６時間熱処理
した後のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ比較合金の微細
構造を示す。
プレスし、１６５０°Ｆ（９００℃）で１６時間熱処理
した後のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ比較合金の微細
構造を示す。
【図３】ａ，ｂ及びｃは、図２のａ及びｂで行われたと
同様なホットアイソスタティック・プレス及び熱処理を
した後のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒ合金の微細構
造を示す。
同様なホットアイソスタティック・プレス及び熱処理を
した後のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒ合金の微細構
造を示す。
【図４】ａ，ｂ及びｃは、図２のａ及びｂで行われたと
同様なホットアイソスタティック・プレス及び熱処理を
した後のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ−２Ｃｒ合金の
微細構造を示す。
同様なホットアイソスタティック・プレス及び熱処理を
した後のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｖ−２Ｍｎ−２Ｃｒ合金の
微細構造を示す。
【図５】ａ，ｂは上記の図１の合金の、種々の熱処理を
した後の強度及び延性の変化を示す。
した後の強度及び延性の変化を示す。
【図６】ａ，ｂは上記の図１の合金の、種々の熱処理を
した後の強度及び延性の変化を示す。
した後の強度及び延性の変化を示す。
【図７】ａ，ｂ及びｃ，ｄは、ＴｉＢ2 分散質を含まな
い本発明のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒ合金の微細
構造に対する、１６５０°Ｆ，５０時間、及び２０１２
°Ｆ，１６時間それぞれの熱処理の効果を示す。
い本発明のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒ合金の微細
構造に対する、１６５０°Ｆ，５０時間、及び２０１２
°Ｆ，１６時間それぞれの熱処理の効果を示す。
【図８】ａ，ｂ及びｃ，ｄは、７容量％のＴｉＢ2 を含
む本発明のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒ合金の微細
構造に対する、１６５０°Ｆ，５０時間、及び２０１２
°Ｆ，１６時間それぞれの熱処理の効果を示す。
む本発明のＴｉ−４８Ａｌ−２Ｍｎ−２Ｃｒ合金の微細
構造に対する、１６５０°Ｆ，５０時間、及び２０１２
°Ｆ，１６時間それぞれの熱処理の効果を示す。
【図９】ＴｉＢ2 分散質の容量％による、上記図１の合
金の降伏強さの変化を示す。
金の降伏強さの変化を示す。
【図１０】上記の合金における測定粒度とＴｉＢ2 容量
％との関係を示す。◆
％との関係を示す。◆
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 592148764 マーチン マリエッタ コーポレイション ＭＡＲＴＩＮ ＭＡＲＩＥＴＴＡ ＣＯＲ ＰＯＲＡＴＩＯＮ アメリカ合衆国 メリーランド州 20817 ベテスダ ロックレッジ ドライブ 6801 (72)発明者 ドナルド イー ラーソンジュニア アメリカ合衆国 ミシガン州 49445 マ スケゴン、クィーンセント 1919 (72)発明者 レオンチオス クリストドウルー アメリカ合衆国 メリーランド州 21228 バルチモア イングルサイド アベニュ ー 117 (72)発明者 ステファン エル カンプ アメリカ合衆国 メリーランド州 20707 ローレル ローレル アベニュー 319
Claims (26)
- 【請求項１】 Ｃｒを含有する主としてガンマ・チタン
・アルミナイド・マトリックスから成る製品であって、
第二相分散質が、分散質のないマトリックスの強度及び
延性に比べてマトリックスの強度及び延性共に増加せし
めるのに十分な量マトリックス中に存在する製品。 - 【請求項２】 Ｃｒがマトリックス中に、そのマトリッ
クスの約０．５ないし約５．０ａｔｏｍｉｃ％量存在す
る請求項１記載の製品。 - 【請求項３】 Ｃｒが約１．０ないし約３．０ａｔｏｍ
ｉｃ％量存在する請求項２記載の製品。 - 【請求項４】 第二相分散質がマトリックス中に約０．
５ないし約２０．０容量％存在する請求項１記載の製
品。 - 【請求項５】 第二相分散質が約０．５ないし約１２．
０容量％存在する請求項１記載の製品。 - 【請求項６】 第二相分散質が約０．５ないし約７．０
容量％存在する請求項５記載の製品。 - 【請求項７】 第二相分散質がチタンの硼化物から成る
請求項１記載の製品。 - 【請求項８】 実質上、ａｔｏｍｉｃ％で約４０ないし
約５２％Ｔｉ、約４４ないし約５２％Ａｌ、約０．５な
いし約５．０％Ｍｎ、及び約０．５ないし約５．０％Ｃ
ｒから成り、第二相分散質が、分散質のないマトリック
スの強度及び延性に比べてマトリックスの強度及び延性
共に増加せしめるのに十分な量、マトリックス中に存在
する、Ｃｒ含有の、主としてガンマ・チタン・アルミナ
イド・マトリックスから成る製品。 - 【請求項９】 第二相分散質がマトリックス中に約０．
５ないし約１２．０容量％存在する請求項８記載の製
品。 - 【請求項１０】 第二相分散質がチタンの硼化物である
請求項８記載の製品。 - 【請求項１１】 実質上、ａｔｏｍｉｃ％で約４１ない
し約５０％Ｔｉ、約４６ないし４９％Ａｌ、約１ないし
約３％Ｍｎ、約１ないし約３％Ｃｒ、約３％までのＶ及
び約３％までのＮｂから成り、第二相分散質が、分散質
のないマトリックスの強度及び延性に比べてマトリック
スの強度及び延性共に増加せしめるのに十分な量、マト
リックス中に存在する、Ｃｒ含有の、主としてガンマ・
チタン・アルミナイド・マトリックスから成る製品。 - 【請求項１２】 第二相分散質がマトリックス中に約
０．５ないし約１２．０容量％存在する請求項１１記載
の製品。 - 【請求項１３】 第二相分散質がチタンの硼化物である
請求項１１記載の製品。 - 【請求項１４】 実質上、ａｔｏｍｉｃ％で約４０ない
し約５２％Ｔｉ、約４４ないし約５２％Ａｌ、約０．５
ないし約５．０％Ｍｎ、及び約０．５ないし約５．０％
Ｃｒから成り、その中に第二相分散質が含まれるために
強度及び延性共に増加しやすいチタン・アルミニウム合
金。 - 【請求項１５】 実質上、ａｔｏｍｉｃ％で約４１ない
し約５０％Ｔｉ、約４６ないし４９％Ａｌ、約１ないし
約３％Ｍｎ、約１ないし約３％Ｃｒ、約３％までのＶ及
び約３％までのＮｂから成り、その中に第二相分散質が
含まれるために強度及び延性共増加しやすいチタン・ア
ルミニウム合金。 - 【請求項１６】 Ｃｒ含有、主としてガンマ・チタン・
アルミナイド・マトリックス中に第二相分散質を、分散
質のないマトリックスと比べてマトリックス中の強度及
び延性共に増加せしめる十分な量含むことから成るチタ
ン・アルミナイド製品の製法。 - 【請求項１７】 Ｃｒがマトリックス中に、そのマトリ
ックスの約０．５ないし約５．０ａｔｏｍｉｃ％量含ま
れる請求項１６記載の方法。 - 【請求項１８】 第二相分散質が約０．５ないし約２
０．０容量％のチタン硼化物を含む請求項１６記載の方
法。 - 【請求項１９】 第二相分散質がマトリックス中に約
０．５ないし約１２．０容量％存在する請求項１６記載
の製法。 - 【請求項２０】 第二相分散質が約０．５ないし約７．
０容量％存在する請求項１９記載の製法。 - 【請求項２１】 あらかじめ形成された分散質をＣｒ含
有チタン・アルミニウム合金メルト中に導入し、それか
らそれを固体化することによって、分散質がマトリック
ス中に含まれる請求項１６記載の製法。 - 【請求項２２】 メルトを焼入れ精密鋳造し、それを固
定化する請求項２１記載の製法。 - 【請求項２３】 実質上、ａｔｏｍｉｃ％で約４０ない
し約５２％Ｔｉ、約４４ないし約５２％Ａｌ、約０．５
ないし約５．０％Ｍｎ、及び約０．５ないし約５．０％
Ｃｒから成るＣｒ含有、主としてガンマ・チタン・アル
ミナイド・マトリックス中に第二相分散質を含むことか
ら成り、上記分散質が、分散質のないマトリックスと比
べてマトリックス中の強度及び延性共に増加せしめる十
分な量含まれるチタン・アルミナイド製品の製法。 - 【請求項２４】 第二相分散質が約０．５ないし約１
２．０容量％のチタン硼化物から成る請求項２３記載の
製法。 - 【請求項２５】 実質上、ａｔｏｍｉｃ％で約４１ない
し約５０％Ｔｉ、約４６ないし４９％Ａｌ、約１ないし
約３％Ｍｎ、約１ないし約３％Ｃｒ、約３％までのＶ及
び約３％までのＮｂから成るＣｒ含有、主としてガンマ
・チタン・アルミナイド・マトリックス中に、第二相分
散質を含むことから成り、分散質が、分散質のないマト
リックスと比べてマトリックス中の強度及び延性共に増
加せしめる十分な量含まれるチタン・アルミナイド製品
の製法。 - 【請求項２６】 第二相分散質が約０．５ないし約１
２．０容量％存在するチタン硼化物から成る請求項２５
記載の製法。
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