JPH0798989B2 - 改良した熱間加工から成るチタン合金部品の製造方法及び得られる部品 - Google Patents

改良した熱間加工から成るチタン合金部品の製造方法及び得られる部品

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JPH0798989B2
JPH0798989B2 JP4122282A JP12228292A JPH0798989B2 JP H0798989 B2 JPH0798989 B2 JP H0798989B2 JP 4122282 A JP4122282 A JP 4122282A JP 12228292 A JP12228292 A JP 12228292A JP H0798989 B2 JPH0798989 B2 JP H0798989B2
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ベルナール・シヤンパン
ベルナール・プランデイ
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コンパニー・ユーロペンヌ・ドユ・ジルコニウム・セジユス
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
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    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、鋳造されかつ加工され
たチタン合金から成り、たとえば航空機推進系の圧縮機
ディスク用の部品を製造する方法と、更に得られる部品
に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】本出願
人は、特許EP-B-0287486号＝US4878966 号に、次の組成
（質量％）を有するチタン合金から部品を製造する方法
を記載している。組成は即ちＡｌ 3.8〜5.4 、Ｓｎ 1.5
〜2.5 、Ｚｒ 2.8〜4.8 、Ｍｏ 1.5から4.5 、Ｃｒ 2.5
以下、及びＣｒ＋Ｖ＝ 1.5〜4.5 、Ｆｅ＜2.0 、Ｓｉ＜
0.3 、Ｏ2 ＜0.15並びにＴｉ及び不純物が残りである。
この方法では、前記合金のインゴットを熱間加工する。
この熱間加工は、高温下に粗圧延して高温の半製品を得
ることから成り、次いでこの半製品の少なくとも一部の
最終加工に先立って、前記熱間圧延合金の実際の変態点
(transus) より高い温度に予熱し、この最終圧延の比
「Ｓ：ｓ」（最初の横断面：最終の横断面）を好ましく
は２以上にして、その後でこの最終加工により得られた
部品半製品を溶体化処理及び次いで時効処理に付する。
得られる部品は結晶粒界にα相を有するｅｘ−β針状構
造を有する。このようにして得られる機械的特性（試料
「ＦＢ」，Ｌ方向で試験）の最善の組合せはＲｍ＝1297
ＭＰａ，Ｒp0.2＝1206ＭＰａ，Ａ％＝6.9 ，Ｋlc＝51Ｍ
Ｐａ・√ｍ、 600ＭＰａの場合 400℃のクリープは48.5
時間で 0.2％で 384時間で 0.5％である。
【０００３】実用寿命に関しては、できればその他の機
械的特性を低下することなく延性（Ａ％）を改良するこ
とが重要であることが判明している。
【０００４】本出願人はこの改良を達成するため、かつ
更に一般的には、このようなチタン合金成分に得られる
機械的性質の釣合を向上するため探求をして来た。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の対象は、前記特
許により公知のステップを再び使用する方法であるが、
この方法は更に広い範囲の組成、即ち Ｍｏ相当分＝５〜13 Ａｌ相当分＝３〜８ Ｔｉ及び不純物＝残り を有するチタン合金に適用される。ここで、これら２つ
の相当分の知られている定義に従って、「Ｍｏ相当分」
は（Ｍｏ＋Ｖ／1.5 ＋Ｃｒ／0.6 ＋Ｆｅ／0.35）に等し
く、「Ａｌ相当分」は（Ａｌ＋Ｓｎ／３＋Ｚｒ／６＋10
×Ｏ2 ）に等しい。更にそれには少なくとも 1.5、そし
てしばしば５未満の最終加工比「Ｓ：ｓ」が適用され
る。この方法は、熱間圧延半製品(blank) を、実際のβ
変態点より高い予熱温度から、この実際のβ変態点より
低く、かつ前記半製品の前記の冷却条件下でα相が出現
する温度より高い最終加工の開始温度まで冷却すること
を特徴とする。次いで最終圧延を行い、こうして結晶粒
界にα相の出現を越えて伸張させ、これらのβ結晶(gra
in) の間の再結晶したα相を少なくとも１度破壊する。
【０００６】このような変更により、本方法は驚くに値
して改良された機械的性質と、その変化が同様に驚くに
値し、観察された延性の改良に関連すると思われるミク
ロ組織をもたらす。
【０００７】本出願人は、問題の型のチタン合金の一部
がβ領域から冷却された場合、そのβ結晶構造が実際の
β変態点より下で２つの連続する段階でαに変態するこ
とを見出した。即ち、初めにβ結晶の境界のα相の核形
成及び成長があり、次いで合金に応じてたとえば６０〜
１００℃低い温度でこれらの結晶中の針状α変態が起っ
ている。試料の冷却速度又は冷却時間の関数として結晶
の接合部におけるα相の核形成に関する時間−温度即ち
「ＣＣＴ」グラフを、顕微鏡写真観察と併用して焼入れ
膨脹計測により測定することができる。さらに、「実際
のβ変態点」の定義とその実験的測定は前記特許から知
られている。本出願人の試験経過中行った顕微鏡写真観
察から次の解釈（第１図の図表表示）が得られる。即
ち、所定の最終加工比率について、ＥＰ ２８７４８６
号の最終加工は、実際のβ変態点（２）の上の（１）で
開始して、（３）又は準安定なβ領域（５）により始ま
り、（５）のαへの変換は平衡の変態点（２）との関係
で遅延しており、β結晶のα相境界の核形成及び成長の
領域（６）が続くαβ領域（４）の（３′）で終る。領
域（５）と（６）は、時間の関数としてα相の出現温度
の変動を示す曲線（７）により分離される。既に指摘し
たように、β結晶内部の針状α変態は、曲線（１３）に
従って遥かに低温で始まる。
【０００８】前記方法により、準安定β領域（５）の
（３）、又は結晶粒界の核形成及びα相の成長の領域
（６）の（３′）のいずれかで鍛造は終る。
【０００９】本発明によれば、出発点を均質化したβ状
態（８）とし、準安定β領域（５）にある鍛造の開始温
度（９）まで冷却を行う。その場合、最終加工は、それ
がα核形成領域（６）の範囲内で終るのに十分である。
結果は次の通りである。
【００１０】− β構造の圧延を行って、従来よりも遥
かに低い温度でβ結晶を破壊し精練する。
【００１１】− それから、特に圧延の主要部分は領域
（６）で生じ、そこでは境界に最初に出現するα相核は
破壊され、再結晶して増加し、多列のネックレス状のα
相を形成する。
【００１２】− 更に、（８）で終っているように、好
ましくはβ予熱を先行方法の温度（12）よりも低い温度
で行う。最初のβ粒子をもっと小さくすると、圧延金属
の更に微細な構造を発生し、従って多くの等軸α相を有
する結晶粒界の増加を生じ、それは最終製品の機械的強
さ及び延性の特性に関して有利である。
【００１３】このように、驚くに値する改質構造が得ら
れ、結晶粒界のα相は明確に存在して、増加している
が、前記先行技術方法では、よくてもβ結晶の境界にα
相核形成の兆候を示す境界を得るに過ぎない。
【００１４】この新しい構造に対して、たとえば前記の
「ＦＢ」と対比できる試料「ＮＡ」について、溶体化処
理(solution heat treatment) と時効処理(aging treat
ment) を２つの試料に対してそれぞれほとんど同じにし
て、次の結果が得られる。
【００１５】ＲＭ＝1341ＭＰａ，Ｒp0.2＝1276ＭＰａ，
Ａ％＝10，Ｋlc＝72ＭＰａ×√ｍ，400℃でのクリー
プ： 120時間で 0.2％。
【００１６】延性は、縦方向で試験した機械的強度及び
400℃での耐クリープ性と一緒に改良される。
【００１７】本発明方法の応用範囲の拡大には次の事実
を考慮する。
【００１８】− 「Ｍｏ相当分」が５％未満の場合、β
相の安定性は、準安定β（５）で充分な最終加工を開始
させるには不充分であって、「Ｍｏ相当分」が13％より
大きい場合、β相が安定になりすぎ、結晶接合部でβか
らαへの転化が充分起こらず、所望の機械的性質（良好
な伸びを有する高い機械的強度）が得られない。
【００１９】− Ａｌ相当分が３％未満の場合、機械的
特性は不充分であって、Ａｌ相当分が８より大きい場
合、Ｔｉ3 Ａｌ型の脆化性金属間化合物の沈澱の実質的
危険がある。
【００２０】予熱は最終圧延に先立って行い、２重の目
的を有する。即ちβ相で良好な均質化を得ると同時にβ
結晶成長の増大を制限するためである。実際の慣行とし
て、高温で製造する半製品はこの段階では約 220× 220
mm2 の横断面を有するのが典型的であるから、実際のβ
変態点より多くとも50℃高くまで予熱し、選択する温度
は、この温度が前記β変態点を30℃より大きく超過しな
い場合、長くとも２時間で中心部で達成され、この温度
が前記変態点をそれより大きく超過する場合、長くとも
１時間で達成される。
【００２１】β粒子の良好な事前精練を加工の開始によ
り得るために、加工の開始（９）の温度はα相の出現の
温度より、換言すれば第１図の曲線（７）より、少なく
とも10℃高いことが実際的に望ましい。この温度（７）
が明白には知られない場合には、加工（７）の開始を実
際のβ変態点（２）より50℃未満低く、好ましくはこの
変態点（２）より10〜30℃低く設定する解決法を実際的
通則として採用することができる。
【００２２】加工開始（９）の状態は、それにより本発
明の構造とこの加工中冷却を伴い又は伴わずに種々の型
の熱間加工について対応する性質の改良を得ることがで
きるため有利である。即ち、実質的に一定温度を保ち
（11）で終る高温マトリックスの間の鍛造、又はたとえ
ば５〜10℃／分の冷却速度を示し（10）で終る経路の間
の自然冷却による鍛造において、最終圧延の前半に曲線
（７）を横断することができる。
【００２３】最終加工の範囲はしばしば冷却により限定
され、Ｓ：ｓ＝1.5以上の増加が望ましいが、実際には
５に等しいＳ：ｓ比を越さない。
【００２４】本方法の応用について、元素の含有量は次
のように制限するのが好ましい。
【００２５】− β変態点の低落を制限し、こうして最
終加工のため高温度を保持する目的で、Ｍｏは６％以
下。
【００２６】− 同様理由により、Ｖは12％以下。
【００２７】− 硬化と偏析を制限するため、Ｃｒは６
％以下。
【００２８】− 500℃以上の耐クリープ性を低下する
金属間化合物の折出を回避又は制限する目的で、Ｆｅは
３以下。
【００２９】− 折出を回避するため、Ｓｎは３以下。
【００３０】− 脆化を回避するため、Ｚｒは５以下。
【００３１】更に正確には、もっとも有利な機械的性質
を得るために次の割合を採用する。（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）
＝４〜12％，Ｍｏ＝２〜６％，Ａｌ＝ 3.5〜6.5 ％，Ｓ
ｎ＝1.5〜2.5 ％，Ｚｒ＝ 1.5〜4.8 ％。
【００３２】同様に、約 400℃で改良した耐クリープ性
を得るため、Ｆｅ＝0.7 〜1.5 ％を選択し、一般にＯ2
は引張強さ（Ｋlc）のために 0.2％未満に制限し、Ｓｉ
は延性のため最高 0.3％に制限するのが好ましい。
【００３３】最終熱間加工後の溶体化処理は（α＋β）
中で好ましくは「実際のβ変態点−20℃」と「実際のβ
変態点− 100℃」の間で、特に好ましくは「β変態点−
Ｍｏ相当分の５〜６倍」で行う。時効処理は 500〜 720
℃の間で４時間〜12時間行うのが典型である。
【００３４】本発明の第二の対象は、前記方法によりチ
タン合金から製造され、次の構造、組成（質量％）及び
特徴を合せ有する部品である。
【００３５】Ａ） ｅｘ−β針状結晶、及び、これらの
結晶の境界に、多重のネックレス状に集合するα相から
成る構造。
【００３６】Ｂ） （Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）＝４〜12，Ｍｏ
＝２〜６，Ａｌ＝3.5 〜6.5 ，Ｓｎ＝1.5 〜2.5 ，Ｚｒ
＝1.5 〜4.8 ，Ｆｅ1.5 以下，Ｔｉ及び不純物＝残り。
【００３７】Ｃ） Ｒｍ縦方向で1300ＭＰａ以上、 Ｒp0.2縦方向で1230ＭＰａ以上、 Ａ％縦方向で８以上、 Ｋlc20℃で50ＭＰａ・√ｍ以上， 600 ＭＰａ未満400 ℃でのクリープ：60時間を超えたと
きで0.2 ％。
【００３８】本発明の利点は次の通りである。
【００３９】− 非常に良好な機械的特性が規則的に得
られる。
【００４０】− これらの特性は高温の耐クリープ性を
含めてすべて驚くに値する水準を示す。
【００４１】− 低温での最終加工のため、予熱の経済
性がよい。
【００４２】
【実施例】試験 既に説明した第１図はα−βチタン合金のＣＣＴ相状態
図（時間、温度）を示し、先行技術と本発明による最終
加工を示す。
【００４３】第２図には、1100倍の倍率の先行技術の試
料の断面の顕微鏡写真を示す。
【００４４】第３図と第４図は、本発明の「ＮＣ」試料
の断面の 500倍と1100倍の顕微鏡写真を示す。
【００４５】第５図は、本発明の条件外で鍛造した同じ
合金の試料の断面の 500倍の顕微鏡写真を示す。
【００４６】１）第２図、先行技術 本図は、ＥＰ−Ｂ− 0287486号に「ＦＢ」として記載し
た試料「ＧＢ」のもので、Ｌ方向で得られる機械的特性
はＧＢについて：Ｒｍ＝1215ＭＰａ，Ｒp0.2＝1111ＭＰ
ａ，Ａ％＝8.4 ，Ｋlc＝74ＭＰａ・√ｍ，600 ＭＰａの
下で400 ℃でのクリープ＝25時間で0.2 ％、243 時間で
0.5％であった。組成はＡｌ4.6,Ｓｎ2.0,Ｚｒ3.7,Ｍｏ
3.5,Ｃｒ1.9,Ｖ1.8,Ｆｅ＜0.01, Ｓｉ＜0.01, Ｏ2 0.07
1,Ｔｉ及び不純物＝残りであった。
【００４７】最終圧延の条件：実際のβ変態点＝ 870
℃。最終鍛造は 900℃で開始し、 870℃で終了した。 8
40℃での溶体化処理に続いて空冷し、次いで 580℃で８
時間時効処理した。
【００４８】第２図は図を斜めに横切る境界14の連続α
相がα−アシキュラー即ち針状構造の２つのｅｘ−β結
晶を切り離すことを示す。
【００４９】２）本発明の試験、第３図及び第４図 インゴット「Ｎ」の組成：Ａｌ5.0,Ｓｎ1.0,Ｚｒ3.8,Ｍ
ｏ3.9,Ｃｒ2.1,Ｆｅ1.0 並びにＴｉ及び不純物が残り。
換言すればＭｏ相当分＝10.25 及びＡｌ相当分＝７。
【００５０】転換：インゴットＮ 1.5トンをβ相で、次
いでα＋β相（実際の変態点＝ 890℃）で熱間鍛造によ
り粗成型して、170mm の八辺形の熱間鍛造半製品にし
た。出来た後、熱間鍛造半製品の１部を 920℃に予熱し
（完全に１時間）、次いで 880℃まで自然に冷却してか
ら90mmの八辺形に鍛造することにより最終加工し（Ｓ：
ｓ＝3.6 ）、その時温度は表面で 880℃から 800℃（中
心部で 840℃）に変化する。
【００５１】機械的試験用部品の半製品（第２表）は、
溶体化処理と時効の温度（第１表）をいろいろ変更して
熱処理した。溶体化処理は１時間の期間とし、続いて空
冷し、時効処理を選択した温度で８時間行なった。
【００５２】クリープ試験結果は第２表の欄(a) 及び
(b) にそれぞれ示す２組の試験に対応する。本発明の説
明で対比のために表示した、先行技術の試料「ＦＢ」及
び「ＧＢ」と比較すると、ＲｍとＲp0.2及びＡ％とクリ
ープで利点があり、粗半製品ＮＣに関する第３図及び第
４図に示す結晶の接合面の新しい構造に関連づけ得る。
【００５３】「ＧＢ」が１μm の平均の厚さを有する境
界14（第２図）の連続α相を有する代りに、本発明では
多重列の不連続の等軸α相20（第３図及び第４図）の境
界15又は16又は17を有し、その相は約５〜20μm の範囲
の全体の幅を有し、ｅｘ−β針状結晶19の間に約３〜８
の範囲の多数の列の等軸α相20を有する。これらのα相
は小さくて、それらの個々の寸法は大抵１〜５μm ×0.
7 〜２μm の範囲である。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】３）種々の型の合金について行った本発明
の試験 本試験は低合金材料、即ち：Ａｌ4.3 ，Ｍｏ4.9 ，Ｃｒ
1.5 ，Ｏ＝0.16，Ｔｉ及び不純物：残り、に関する。
【００５７】実際のβ変態点＝950 ℃。
【００５８】この合金については、ＭＯ相当分＝7.5 及
びＡｌ相当分＝4.4 である。
【００５９】インゴット「Ｐ」をβ相の熱間鍛造により
粗成型し、150mmの正方形半製品を製造した。できた
後、第１の部分ＰＡを 990℃に予熱し、この温度から鍛
造して130×100mm （Ｓ：ｓ＝1.7）の横断面にし、この
鍛造をβ相で行った。第２の部分を 970℃に予熱し、次
いで 930℃に冷却して、この温度で最終鍛造を開始し、
130mm×100mm の横断面を得た。この熱間加工は表皮部
分では850℃で、部分半製品の中心部では約 900℃で終
了した。
【００６０】最終圧延に続く熱処理はそれぞれの場合次
のようにした。
【００６１】即ち、 910℃で１時間の溶体化処理に次い
で空冷し、それから 710℃で８時間時効処理し、次いで
同様に空冷した。
【００６２】
【表３】
【００６３】４）最終加工の失敗例、第５図 前と同じインゴットＮからできた熱間成型半製品ＮＦの
１部分を半製品ＮＡ〜ＮＥの条件とは異なる条件で最終
鍛造した。即ち、最終加工の開始、この場合高温ダイの
間の実質的に等温の鍛造が 830℃、換言すれば実際のβ
変態点に等しい890℃の60℃下で行われ、加工比Ｓ：ｓ
が 1.7であった。
【００６４】ＮＣ〜ＮＥについてと同じ時効と同じ焼な
ましの後、顕微鏡写真試験を行って（第５図）、粒子の
間の境界に薄いα析出18が示された。準安定β領域での
最終加工の開始は起らないか又は極めて小さく、第３図
と第４図に見られる構造の欠如をもたらしていることが
分る。従って、結晶粒界のα相の出現について曲線７
（第１図）に関する最終加工の開始の位置９は重要であ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】第１図はα−βチタン合金のＣＣＴ相状態図を
示す。
【図２】第２図は1100倍に拡大した先行技術の試料の断
面の顕微鏡写真を示す。
【図３】第３図は、本発明の「ＮＣ」試料の断面の500
倍の顕微鏡写真を示す。
【図４】第４図は、本発明の「ＮＣ」試料の断面の1100
倍の顕微鏡写真を示す。
【図５】第５図は本発明の条件外で鍛造した同じ合金の
試料の断面の 500倍の顕微鏡写真を示す。
【符号の説明】
１ 最終加工開始温度 ２ 実際のβ変態点 ３ 最終加工の終点 ４ αβ領域 ５ 準安定β領域 ６ α相の核形成及び成長領域 ７ α相の出現温度の変動曲線 ８ 均質化β状態、予熱温度 ９ 最終加工開始温度 10 自然冷却による鍛造終点 11 実質的に一定温度の鍛造終点 12 先行技術の温度 13 針状α変態の開始曲線 14 連続α相の境界 15 不連続等軸α相の境界 16 不連続等軸α相の境界 17 不連続等軸α相の境界 18 α析出 19 ｅｘ−β針状粒子 20 等軸α相
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−66142（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−277745（ＪＰ，Ａ)

Claims (12)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 組成（質量％）が Ｍｏ相当分＝５〜１３ Ａｌ相当分＝３〜８ Ｔｉ及び不純物＝残り ［「Ｍｏ相当分」とは（Ｍｏ＋Ｖ／１．５＋Ｃｒ／０．
    ６＋Ｆｅ／０．３５）に等しく、「Ａｌ相当分」とは
    （Ａｌ＋Ｓｎ／３＋Ｚｒ／６＋１０×Ｏ２）に等しい］
    であるチタン合金の部品を、前記合金のインゴットを熱
    間加工して製造する方法であって、その熱間加工が、高
    温下に粗圧延して、高温で半製品を製造し、次いでこの
    半製品の少なくとも一部の最終加工に先立って熱間加工
    合金の実際のβ−変態点（２）より高い温度に予熱し、
    前記最終加工の比（Ｓ：ｓ）を好ましくは１．５以上と
    して、その後でこの最終加工により得た部品半製品を溶
    体化処理及び次いで時効処理に付することから成り、実
    際のβ−変態点（２）とそれより５０℃高い温度との間
    の温度まで予熱した後、前記熱間加工半製品を予熱温度
    （８）から、実際のβ−変態点（２）とそれより５０℃
    低い温度との間の温度でかつα相の出現の温度（７）よ
    りも少なくとも１０℃高い温度である最終加工の開始温
    度（９）まで冷却し、前記半製品の冷却状態下での前記
    最終加工をα核形成領域内で十分に終了させることを特
    徴とする、前記製造方法。
  2. 【請求項２】 前記半製品を実際のβ変態点（２）とそ
    れよりも５０℃高い温度との間の温度まで予熱し、その
    選択した予熱温度がβ変態点（２）とそれよりも３０℃
    高い温度との間の温度である場合多くとも２時間で、及
    び前記温度が前記変態点（２）より３０℃以上高い場
    合、多くとも１時間でその中心部において達成されるこ
    とを特徴とする請求項１に記載の方法。
  3. 【請求項３】 最終加工の開始温度（９）が実際のβ変
    態点（２）よりも１０〜３０℃低いことを特徴とする請
    求項１又は２に記載の方法。
  4. 【請求項４】 最終加工を実質的に一定の温度で行うこ
    とを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の方
    法。
  5. 【請求項５】 最終加工を５〜１０℃／分の冷却速度で
    行なうことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に
    記載の方法。
  6. 【請求項６】 最終加工を１．５と５の間のＳ：ｓ比で
    行うことを特徴とする請求項４又は５に記載の方法。
  7. 【請求項７】 前記半製品の冷却状態下での最終加工
    を、α相の結晶形成（７）より一般的に６０〜１００℃
    低い温度でのβ粒子中の針状α変態（１３）が起こる前
    に、終了することを特徴とする請求項１〜６のいずれか
    一項に記載の方法。
  8. 【請求項８】 Ｍｏが６以下であり、Ｖが１２以下であ
    り、Ｃｒが６以下であり、Ｆｅが３以下であり、Ｓｎが
    ３以下であり、Ｚｒが５以下であることを特徴とする請
    求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
  9. 【請求項９】 （Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）＝４〜１２，Ｍｏ＝
    ２〜６，Ａｌ＝３．５〜６．５，Ｓｎ＝１．５〜２．
    ５，Ｚｒ＝１．５〜４．８であることを特徴とする請求
    項８に記載の方法。
  10. 【請求項１０】 Ｆｅ＝０．７〜１．５，Ｏ２が０．２
    未満でＳｉが０．３以下であることを特徴とする請求項
    ９に記載の方法。
  11. 【請求項１１】 チタン合金から成り、 Ａ） ｅｘ−β針状粒子（１９）を含み、かつこれらの
    粒子の境界（１５〜１７）に多数の列となって集まる等
    軸α相（２０）を有する構造、 Ｂ） （Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）＝４〜１２、Ｍｏ＝２〜５、
    Ａｌ＝１．５〜６．５、Ｓｎ＝１．５〜２．５、Ｚｒ＝
    １．５〜４．８、Ｆｅは１．５以下であり、Ｔｉ及び不
    純物が残りである組成（質量％）、及び、 Ｃ） Ｒｍ縦１３００ＭＰａ以上 Ｒｐ０．２縦１２３０ＭＰａ以上 Ａ％縦８以上 Ｋｌｃ２０℃で５０ＭＰａ・√ｍ以上 ６００ＭＰａの場合４００℃でのクリープ：６０時間を
    超えたときで０．２％である機械的性質を有する部品。
  12. 【請求項１２】 前記等軸α相（２０）が３〜８列に配
    列し、前記相のほとんどが１〜５μｍ×０．７〜２μｍ
    の個別の大きさを有することを特徴とする請求項１１に
    記載の部品。
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