JPS61221357A - チタンまたはチタン合金の鋳塊中の硬質α相欠陥を分散させる方法およびそれによつて製造された鋳塊 - Google Patents

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、チタンまたはチタン合金の鋳塊中の硬質α相
欠陥を分散させる方法およびそれによって製造された鋳
塊に関するものである。

鉄やニッケルを基材とする合金に比べ、各種のチタン合
金は強度、靭性、耐食性および比強度の点で好ましい組
合せの性質を有し、そのために航空機用途、航空宇宙用
途、および極低温ないしかなりの高温下におけるその他
の高性能用途に対して特に良く適合している。たとえば
、高温下における強度効率および冶金学的安定性が最大
となるように調製され、従って小さなりリープ速度並び
に予測可能な応力破断および低サイクル疲れ挙動を示す
ようなチタン合金は、ガスタービンエンジンの回転部品
として益々多く使用されつつある。

加工後のチタン合金は、それの顕微鏡組織に応じ、α形
、近似α形、α−β形またはβ形として分類されるのが
普通である。かかる合金の種別は、響を及ぼすような合
金元素により決定される。アルミニウム、スズまたはジ
ルコニウムのごときα安定剤を添加したα形合金は、通
常の熱処理状態ではβ相を全く含有しない、α安定剤に
加えてモリブデンやバナジウムのごときβ安定剤を少量
だけ添加した近似α形または超α形合金は、加熱によっ
て限られた量のβ相を生成するが、盟微鏡組織の点では
α形合金と同様に見えることがある。

１種以上のα安定剤またはα相に可溶の元素と１種以上
のβ安定剤とを含有するα−β形合金合金α相と保存さ
れたβ相または変態したβ相とから成っている。β形合
金は室温への初期冷却時にはβ相を保存する傾向を示す
が、一般には熱処理中に二次的な相を析出する。

チタンおよびチタン合金の製造時における３つの主要な
工程は、チタン鉱石を還元してスポンジと呼ばれる多孔
質のチタンを生成する工程、所望に応じて回収チタン屑
（再生材料）および合金添加物を含むスポンジを融解し
て鋳塊を形成する工程、並びに最終成形品を製造する工
程である。最後の工程は、たとえば、鋳塊を再融解して
鋳造することによって実施される場合もあれば、あるい
は分塊や熱間圧延のごとき一次加工技術に従って鋳塊を
先ずビレット、欅および板のごとき汎用圧延製品に加工
し、次いで型鍛造や押出しのごとき二次加工技術に従っ
て完成品に加工することがら成る機械的加工によって実
施される場合もある。

少量ではあっても、数多くの元素が完成状態にあるチタ
ンおよびチタン合金の性質に大きな影響を及ぼすことが
あるから、チタンおよびチタン合金の製造に際しては原
料の管理が極めて重要である。たとえば、スポンジ中に
残留元素として普通に見出される炭素、窒素、酸素、ケ
イ素および鉄は許容可能な低いレベルに抑制する必要が
ある。

なぜなら、これらの元素は最終製品の強度を上昇させか
つ延性を低下させる傾向があるからである。

特に、炭素および窒素は脆化防止のためにできるだけ低
減すべきである。

チタンおよびチタン合金の組織、性質および性能にとっ
ては、融解工程の管理もまた重要である。

すなわち、はとんどのチタンおよびチタン合金鋳塊は、
消耗電極式二段真空融解法として知られる方法に従い、
アーク炉内において真空中で２度にわたり融解される。

このような二段法においては、チタンスポンジ、再生材
料および合金添加物を先ず機械的に合体させ、次いで融
解することによって鋳塊が形成される。最初の溶融液か
ら得られた鋳塊は、次の第２段融解における消耗電極と
して使用される。場合によっては、あまり厳格でない用
途のための鋳塊の第１段融解用として消耗電極式アーク
融解法以外の方法が使用されることもあるが、いずれに
しても最終段階の融解は消耗電極式真空アーク融解法に
よって行わなければならない。全ての厳格な用途にとっ
ては、得られる製品中において許容可能な程度の均質性
を確保するために二段融解が必要であると考えられてい
る。一層高度の均質性を達成すると共に、顕微鏡組織中
における酸素または窒素に富む介在物を極めて低いレベ
ルにまで低減させるためには、三段融解が採用される。

真空中における融解は、チタンの水素含量を低下させる
と共にその他の揮発物をほぼ完全に除去し、それにより
鋳塊の純度を高めるために役立つ。

チタンおよびチタン合金は欠陥を生じ易いのであって、
融解および加工時に綿密な品質管理手段を講じたとして
も、稀には鋳塊および最終製品中に散発的な欠陥が見ら
れることがある。かかる欠陥の一般的な原因は、鋳塊中
における偏析である。

従来公知のごとく、チタン鋳塊中における偏析は特に有
害であって、抑制しなければならないものである。なぜ
なら、ががる偏析は均質化のための熱処理または熱処理
と一次圧延加工との併用によって容易に除去することの
できない数種の欠陥をもたらすからである。

第１種の欠陥は、通例、「高度侵入欠陥」または「硬質
α相」と呼ばれるものである。これらは侵入によって安
定化されたα相領域であって、周囲の母体よりも実質的
に大きい硬さおよび小さい延性を有している。このよう
な欠陥はまた、窒素、酸素および炭素のうちの１種以上
の元素が高い局部濃度を有するという特徴をも示してい
る０時には第１種の欠陥が「低密度介在物」と呼ばれる
こともあるが、それらは合金の正常密度よりも高い密度
を有する場合の方が多い、鋳塊中における偏析に加えて
、第１種の欠陥はスポンジ製造時（たとえば、レトルト
の漏れおよび反応の不均衡の場合）、熱成形および電極
加工時（たとえば、電極片同士を接合するための溶接す
る場合）、並びに融解時（たとえば、炉の動作異常およ
び溶融液の落込みの場合）にも生じることがある。

時には「高アルミニウム欠陥」と呼ばれる第２種の欠陥
は異常に安定化されたα相領域であって、それらは数個
のβ結晶粒を横切って伸びていることがある。第２種の
欠陥はアルミニウムのごとき金属α安定剤の偏析によっ
て引起こされるものであって、過度に高い比率のα初晶
を含有しかつ隣接する母体よりも僅かに硬い。時には、
アルミニある。このような状態は、高い蒸気圧を有する
合とによって生じるのが普通である。

第１種および第２種の欠陥は厳格な設計特性を低下させ
るため、航空機用のチタンおよびチタン合金においては
許容し得ないものである。たとえば、硬質α相介在物は
低サイクル疲れ（ＬＣＦ）の早期開始を引起こす傾向が
ある。融解および加工時に綿密な品質管理手段を講じた
としても、鋳塊および最終製品中には硬質α相介在物が
偶発的かつ散発的に見出され、従ってがかる硬質α相介
在物は特に有害である。事実、本発明以前には、「溶は
込んだ」硬質α相欠陥を無害にする方法は知られていな
かった。

別種の欠陥であるβ斑点は、状態図のα−β領域内にお
いて加工されがっ熱処理された材料中に存在する安定化
β相の小領域である。サイズの点では、それらは従前の
β結晶粒に等しいか、あるいはそれよりも大きい、β斑
点はα初晶を全く含有しないか、あるいは規定の最小レ
ベル未満の一次α相を含有している。それらは、異常に
高いβ安定剤含量または異常に低いα安定剤含量を有す
る局在領域である。β斑点は強力なβ安定剤を含有する
合金の鋳塊の凝固時におけるミクロ偏析に起因するもの
であって、大径の鋳塊から製造された製品中に見出され
ることが最も多い、β斑点はまた、加工時にβ変態点付
近の温度にまで加熱されたβ相に乏しい合金（たとえば
Ｔｉ−６＾１−４Ｖ）中にも見出されることがある。β
安定剤に乏しい合金の場合、それらが焼なまし状態で使
用されるのであれば、β斑点は有害とは見なされない。

しかしながら、それらは熱処理に対して不完全な応答し
か示さない領域を構成するため、各種のα−β合金中の
β斑点の許容限界に関して顕微鏡組織上の基準が設定さ
れている。β斑点は、β相に乏しい合金よりもβ相に富
むα−β合金中においてより大きな問題となる。

発明の概要 本発明は、処理後の鋳塊の組織や性質に悪影響を及ぼす
ことなく、チタンまたはチタン合金の鋳塊から硬質α相
欠陥の有害な効果を実質的に低減または排除するための
方法を提供するものである。

このように、本発明の方法によれば、硬質α相および介
在物を実質的に含まない均質化されたチタンまたはチタ
ン合金の鋳塊が得られるのである。

一般的に述べれば、本発明の方法はチタンまたはチタン
合金の鋳塊に特定の温度下で特定の期間にわたるソーキ
ングを施すことから成っており、その結果として硬質α
相欠陥は拡散して周囲の基礎合金（すなわち母体）と本
質的に同じ組成および組織を有する領域に転化すること
になる。なお、粗粒化を抑制すると共に、得られる均質
化およびそれによる加工性の改善を最大限に活用するた
めには、かかる拡散処理を鋳塊段階で実施することが好
ましい。かかる拡散処理は真空または不活性雰囲気中に
おいて実施されるが、硬質α相欠陥の周囲に通例見出さ
れる気孔を除去して以後の拡散を容易にするため、それ
に先立って熱間等圧圧縮（ＨＩＰ’）操作を施すことが
好ましい。

拡散処理の温度および期間の一般的な範囲は、それぞれ
２５００〜２８００°Ｆおよび２４〜２００時間である
。チタン合金中における窒素の温度依存拡散率が既知で
あれば、拡散処理の期間は次式から決定することができ
る。

拡散処理期間（時間） ”　［（Ｃ＋−Ｃｒ）／Ｃｒ］（ｒ２／Ｄ）（１／３６
００）式中、Ｃ，は欠陥中の初期最大窒素含量（ｖｔ％
）、Ｃｆは拡散後における所望の最終最大窒素含量（ｗ
ｔ％〉、ｒは初期欠陥半径（ｃｌｌ）、そしてＤはＴｉ
合金母体中における窒素の拡散率（ｃｍ２７ｓｅｃ）で
ある。

本発明の主たる利点としては、硬質α相欠陥もしくは介
在物が低減または除去されること、鋳塊全体の均質化に
よってβ斑点が除去されること、加工性が改善されるこ
と、組織および性質の均質性が改善されること、並びに
非破壊試験（ＮＤＴ）の費用が削減されることが挙げら
れる。

発明の詳細な説明 一般的に言って本発明は、特に鋳塊から製造される完成
品の実用寿命にとって硬質α相形の欠陥が有害であるよ
うな場合に、チタンまたはチタン合金の鋳塊の日常処理
の一環として実施することを目的とするものである。な
ぜなら、鋳塊の製造および加工時に最大限の注意を払っ
たとしても、かかる欠陥は偶発的かつ散発的に観察され
るからである。

本発明方法の実施に当っては、鋳塊が先ず約２５００〜
２８００　°Ｆの範囲内の実質的に一様な温度に加熱さ
れ、そして硬質α相欠陥とそれらを包囲する基礎合金領
域とを均質化するのに十分な期散および合金元素の内方
拡散によって達成される。

このような拡散処理は真空または不活性雰囲気中におい
て実施される。なお、粗粒化を抑制すると共に、拡散処
理から得られる加工性の改善を最大限に活用するため、
かかる拡散処理は鋳塊段階で実施することが好ましい。

また、硬質α相欠陥の周囲に通例見出される気孔を除去
して以後の拡散を容易にするため、拡散処理に先立って
熱間等圧圧縮（ＨＩＰ）操作を施すことが好ましい。か
かるＨＩＰ操作は、約２０００〜２５００°Ｆ好ましく
は２〆ＯＯ°Ｆの温度、約１０〜３０キロボンド／平方
インチ（ｋｓｔ）好ましくは１５ｋｓｉの均等圧力、お
よび２〜４時間好ましくは３時間の期間から成る条件下
で実施される。

拡散処理の温度および期間はそれぞれ約２５００〜２８
００下および２４〜２００時間の範囲内にあり、また好
ましくはそれぞれ２７００°Ｆおよび１００時間である
。チタン合金中における窒素の温度依存拡散率が既知で
あれば、拡散処理の期間は次式から決定することができ
る。

拡散処理期間（時間） ＝　［（Ｃ＋−Ｃｒ）／Ｃｒ１（ｒ２／Ｄ）（１／３６
００）式中、Ｃ１は欠陥中の初期最大窒素含量（ｗｔ％
）、ｃｒは拡散後における所望の最終最大窒素含量（ｗ
ｔ％）、ｒは初期欠陥半径（ｃｍ）、そしてＤはＴｉ合
金母体中における窒素の拡散率（ｃｍ２／５ｅｃ）であ
る。

窒素の拡散率りは実験的に求めることができる。

Ｔｉ−１７合金中（７）Ｔｉ−１６％Ｎ欠陥に関するＤ
は、２６５０下において約３．３　Ｘ　１０−６ｃｍ２
７　ｓｅｃであり、また２７５０°Ｆにおいて５．５　
Ｘ　１０−６ｃｍ２７　ｓｅｃである。窒素の拡散率を
選んだ理由は、硬質α相欠陥中に多量に存在して最も有
害な元素は窒素であり、従って本発明方法から得られる
利益を最大にする際の制限因子は窒素の拡散にあるから
である。

当業者が本発明およびそれの最良の実施態様を一層良く
理解できるようにするため、以下に実施例を示す。

実施例１〜１２ 実施例１においては、２″（長さ）Ｘ３／４”（幅）Ｘ
１／２”（厚さ）の寸法を有するＴｉ−１７合金ブロッ
クを用意した。かかるブロックの２”Ｘ３／４”の面の
１つに、１／８”（直径）Ｘｉ／４”（深さ）、１／１
６’”×１／１６’、　１／１６”Ｘ　１／８”オヨヒ
！／４”Ｘ　１／８”の寸法を有する４個の穴を形成し
た。硬質α相欠陥を模擬するため、第１および２表中に
示された組成を有する粒状欠陥材料を上記の穴の中に詰
込んだ。その後、２”（長さ）Ｘ３／４”（幅）×ｌ／
じ（厚さ）の寸法を有するＴｉ−１７合金製の蓋板を穴
の開口にかぶせて配置し、そして電子ビーム溶接を行う
ことにより蓋板とブロックとの間の接合面を融着（封止
）した、このようにして完成された試験片に対し、２２
００　”Ｆおよび２９ｋｓｉにおけるＨＩＰ操作を３時
間にわたって施した。同様にして、第２表に示される穴
寸法および欠陥材料を用いて実施例２〜１２の試験片を
作製した。なお、それらの欠陥材料の組成は第１表中に
一層詳しく示されている。

実施例２〜１２の試験片に対しては、第２表に示される
ようなＨＩ　Ｐ／拡散処理サイクルを施した。

実施例１〜１２の試験片から薄片を切出し、そして微小
硬さ抗折試験、光学および走査電子顕微鏡検査、並びに
マイクロプローブ分析によりＨＩＰ／拡散処理の効果を
判定した。要約すれば、実施例１の試験片から得られた
データかられかる通り、２２００”Ｆ／　２９ｋｓｉ　
／　３時間のＨＩＰサイクルのみから成る処理は欠陥を
拡散除去するのに拡散させかつ合金元素を基質から欠陥
領域中に拡散させて欠陥をＴｉ−１７に転化させるのに
有効であった。それに伴い、欠陥が局在していた領域の
硬さは母体の硬さと実質的に同じレベルにまで低下した
。

墓−」−二側 ＨＩ　Ｐ　゛ ５　　　　　　　　　に１　　　　　　　　　　　　　
　　　　　　　　　　　　　　　　　（二（〕ＪＩＩ ノノノ！ ｊｌ　　　　　　　　　　２５００／４ツノツノ ＩＩＩ ＩＩツノ ＩＩ　　　　　　　　　　２５００　／　＋　６ノノノ
ｌ ｎツノ Ｈ２５００／　６４ ノｌノノ ノｊＩＩ ｎツノ ｔｕ ノＩＩＩ 硬さおよび窒素含量の変化を表わす代表的なデータをそ
れぞれ第１および２図に示す。第３図にはまた、Ｎ−１
材料から成る直径１／１６”の導入欠陥を含有するＴｉ
−１７の顕微鏡組織の典型的な変化が２５００　＠Ｆに
おける拡散処理期間の関数として示されている。下記第
３表には、実施例１〜１２において使用された範囲並び
に最も好適なＨＩＰおよび拡散処理条件が要約して示さ
れている。試験片の結晶粒度は拡散処理中に原著に増大
した。しかしながら、拡散処理が（好適な実施の態様に
従って）鋳塊段階で実施されるならば、これは問題にな
らないと考えられる。なぜなら、結晶粒の微細化は一次
加工によって達成されるからである。

温度（”Ｆ）　　　２２００−２５００　２２００２５
００−２８００　２７００圧力（ｋｓｉ）　　　１０−
３０　　１５　　　Ｎ／Ａ　　　Ｎ／Ａ期間（時間＞　
　　２−４　　　３　　２４−２００　１００実施例１
３ 導入された硬質α相欠陥を含有しかつ８インチ（直径）
×１５インチ（長さ）の寸法を有するＴｉ−１７の小形
鋳塊を製造した。直径８インチの一面上にけがき針によ
って直交する直径線を引き、そして面の中心から２イン
チの距離にある直径線上の位置に直径０．１インチかつ
深さフインチの穴４個を形成した（第４図参照）、これ
らの穴に粒状のＢ５−１欠陥材料を詰込んだ後、厚さ１
インチの蓋板を鋳塊に電子ビーム溶接して穴を被覆密封
しな。

かかる鋳塊に対し、２６５０°Ｆおよび１５ｋｓｔで１
００時間のＨＩＰ兼拡散処理を施した。厚さ約１／２イ
ンチの円板状薄片を鋳塊から切出すことにより、金属組
織学的検査およびガス分析用の談験片を作製した。ガス
分析用としては、薄片の中心軸に平行な放電加工によっ
て長さ１／２インチかつ直径０．０フインチの欠陥心部
の円柱状試験片を切出した。また、欠陥心部から薄片の
縁端に向かって垂直に伸びる直径３／１６インチの円柱
状基質試験片および欠陥心部から１浩の中心に向かって
伸びる同様な円柱状基質試験片をも放電加工によって切
出した。円柱状の欠陥心部および基質試験片の化学分析
により、第４図に示されるような窒素および酸素レベル
の低下が認められた。次に、鋳塊を２１００°Ｆで引抜
いて５インチ角の棒材とし、次いで１５００°Ｆにおけ
るα＋β鍛造によって直径２．５インチの棒材とした。

鍛造後の鋳塊から切出された円板状試験片の金属組織学
的検査を行ったところ、最初の欠陥の痕跡および鍛造中
に生じた多少の亀裂が認められた。これは、拡散処理が
欠陥を完全に分散させるのには不十分であったこと、か
つまたα＋β鍛造温度が低過ぎたことを示している。

そこで、直径２．５インチの棒材に１７５０°Ｆ／１５
ｋｓｉ／３時間の第２のＨＩＰ操作を施して微小亀裂を
除去した後、２７５０°Ｆで５０ＭＦの追加拡散処理を
施し、それから１６００〜１５００゛Ｆで圧延して断面
積を８５％に縮小した。

熱間圧延後の鋳塊から圧延方向と垂直に薄片を切出すこ
とにより、横断方向の引張特性を測定するための試験片
を作製した。かかる試験片は鋳塊の非欠陥部分および欠
陥部分の両方から作製した。

引張試験の結果は第４表中に示されている。金属組織学
的検査によれば、欠陥領域は完全に分散しており、また
亀裂も認められなかった。

実施例１４ 実施例１３の場合と同様にして、商業的に処理されたＴ
ｉ−６＾１−４ｖ鍛造品から摘出した粒状の天然硬質α
相欠陥（３％Ｎ）材料を直径２５インチの鍛造Ｔｉ−６
ＡＩ−４Ｖ鋳塊中に導入した。かかる鋳塊に対し、１７
５０下および２５ｋｓｉで３時間のＨＩＰ、２６５０°
Ｆで４０時間の拡散処理、１８５０〜１５５０°Ｆの範
囲内における８５％熱間圧延、並びに１７５０°Ｆで１
時間（空冷）および１３００°Ｆで２時間（空冷）の熱
処理を施した。熱処理後の鋳塊から切出された薄片を用
いて行った引張試験の結果は第４表中に示されている。

実施例１５および１５Ａ 実施例１４に記載された手順に従い、粉末冶金技術によ
って製造されたＴｉ−１７鋳塊中にＢ５−６欠陥材料を
導入した。ＨＩＰは２５００°Ｆ／１５ｋｓｉ７／３時
間の条件下で実施し、また拡散処理は２７５０＃Ｆで１
３５時間にわたり実施した。第５図に示されるごとく、
欠陥部位における窒素濃度は１６％から０．０２８％に
まで低下した。この鋳塊から得られた試験片に関する引
張試験データもまた第４表中に示されている。比較のた
め、欠陥を含有しないＴｉ−１７鋳塊を同様に処理した
（実施例１５Ａ＞。実施例１３および１４において見ら
れるごとく、本発明方法は欠陥部分の引張特性を非欠陥
部分および無欠陥鋳塊の引張特性と実質的に同じレベル
にまで回復させるのに有効であった。上記の鋳塊からは
また、低サイクル疲れ（ＬＣＦ＞試験片をも作製し、そ
して室温（ＲＴ）および６００°Ｆにおいて試験した。

第６図に示されたＬＣＦデータかられかる通り、圧延素
材の欠陥部分および非欠陥部分のＬＣＦ特性は同等であ
った。図示されてはいないが、本発明方法の有効性を示
す点で一層重要な事実は、欠陥材料の全てが初期欠陥部
位から消失していたことである。

以上、好適な実施の態様に関連して本発明を説明したが
、本発明の精神および範囲から逸脱することなしに各種
の変更態様が可能であることは当業者にとって用意に理
解されよう、かかる変更態様もまた、前記特許請求の範
囲中に包含されるものと見なされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、導入されたＢ！ｉ−１欠陥とＴｉ−１７母体
との界面からの距離および拡散処理期間の関数として硬
さをプロットしたグラフである。 第２図は、導入されたＢ５−１欠陥とＴｉ−１７母体と
の界面からの距離および拡散処理期間の関数とし第へ図
は、導入されたトｌ材料の欠陥を含有す７３時間）を施
した状態における欠陥および母体を示し、第３Ｂ図（２
５Ｘ）はＨＩＰおよび１６時間の拡散処理後における第
３Ａ図の領域を示し、第３Ｃ図（３１，５Ｘ）はＨＩＰ
および６４時間の拡散処理後における第３Ａ図の領域を
示し、そして第３Ｄ図（１００ＯＸ）は第３Ｃ図の欠陥
領域の中心部を示している。 第４図は、２６５０”Ｆ／１５ｋｓｉ　／１００時間の
ＨＩＰ兼拡散処理後における窒素および酸素濃度を導入
されたＢ５−１欠陥とＴｉ−１７母体との界面からの距
離の関数としてプロットしたグラフである。 第５図は、２５００”Ｆ／　１５ｋｓｉ　／　３時間の
ＨＩＰおよび２７５０°Ｆで１３５時間の拡散処理後に
おける窒素濃度をＴｉ−１７母体中に導入されたＢ５−
６欠陥の中心線からの距離の関数としてプロットしたグ
ラフである。 第６図は、実施例１５の試験片の欠陥部分および非欠陥
部分を室温（ＲＴ）および６００°Ｆで試験した場合の
破損サイクル数を疑似交番応力の関数としてプロットし
たグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、チタンまたはチタン合金の鋳塊から硬質α相欠陥を
   除去する方法において、（ａ）前記鋳塊全体を約２５０
   ０〜２８００°Ｆの実質的に一様な温度に加熱し、（ｂ
   ）前記硬質α相欠陥とチタンまたはチタン合金母体との
   間に均質化をもたらすのに十分な期間にわたって前記鋳
   塊を該温度に保持し、次いで（ｃ）以後の処理のために
   前記鋳塊を前記の実質的に一様な温度から室温以下の温
   度にまで冷却する諸工程から成ることを特徴とする方法
   。 ２、前記の実質的に一様な温度が約２７００°Ｆである
   特許請求の範囲第１項記載の方法。 ３、均質化をもたらすのに十分な前記期間が約２４〜約
   ２００時間である特許請求の範囲第１項記載の方法。 ４、前記期間が約１００時間である特許請求の範囲第３
   項記載の方法。 ５、前記の実質的に一様な温度と均質化をもたらすのに
   十分な前記期間との関係が、式 期間（時間）＝　［（Ｃ＿ｉ−Ｃ＿ｆ）／Ｃ＿ｆ］（ｒ
   ＾２／Ｄ）（１／３６００） ［式中、Ｃ＿ｉは前記欠陥中の初期最大窒素含量（ｗｔ
   ％）、Ｃ＿ｆは拡散後における所望の最終最大窒素含量
   （ｗｔ％）、ｒは初期欠陥半径（ｃｍ）、そしてＤはＴ
   ｉ合金母体中における窒素の拡散率（ｃｍ＾２／ｓｅｃ
   ）である］によって表わされる特許請求の範囲第１項記
   載の方法。 ６、前記工程（ａ）に先立ち、前記鋳塊を約２２００〜
   約２５００°Ｆの範囲内の実質的に一様な温度に加熱し
   、そして約２〜約４時間にわたり約１０〜約３０ｋｓｉ
   の範囲内の均等圧力に暴露した後に前記工程（ａ）が実
   施される特許請求の範囲第１項記載の方法。 ７、前記の実質的に一様な温度が約２２００°Ｆである
   特許請求の範囲第６項記載の方法。 ８、前記均等圧力が約１５ｋｓｉである特許請求の範囲
   第６項記載の方法。 ９、前記鋳塊が約３時間にわたって前記均等圧力に暴露
   される特許請求の範囲第６項記載の方法。 １０、前記工程（ｃ）に続いて前記鋳塊に機械的加工を
   施す工程が追加包含される特許請求の範囲第１項記載の
   方法。 １１、前記機械的加工工程が前記鋳塊の断面積を少なく
   とも約５０％だけ縮小させる特許請求の範囲第１０項記
   載の方法。 １２、前記鋳塊の断面積縮小率が少なくとも約６０％で
   ある特許請求の範囲第１１項記載の方法。 １３、下記の諸工程を経て製造された、介在物および硬
   質α相を実質的に含有しないことを特徴とするチタンま
   たはチタン合金の鋳塊： （ａ）前記鋳塊全体を約２５００〜２８００°Ｆの実質
   的に一様な温度に加熱し、（ｂ）前記硬質α相欠陥とチ
   タンまたはチタン合金母体との間に均質化をもたらすの
   に十分な期間にわたって前記鋳塊を該温度に保持し、次
   いで（ｃ）以後の処理のために前記鋳塊を前記の実質的
   に一様な温度から室温以下の温度にまで冷却する。 １４、前記工程（ａ）に先立ち、前記鋳塊を約２２００
   〜約２５００°Ｆの範囲内の実質的に一様な温度に加熱
   し、そして約２〜約４時間にわたり約１０〜約３０ｋｓ
   ｉの範囲内の均等圧力に暴露した後に前記工程（ａ）が
   実施されて製造された、介在物および硬質α相を実質的
   に含有しないことを特徴とする特許請求の範囲第１３項
   記載のチタンまたはチタン合金の鋳塊。 １５、チタンまたはチタン合金の鋳塊から硬質α相欠陥
   を除去する方法において、（ａ）約１０〜約３０ｋｓｉ
   の範囲内の均等圧力の存在下で前記鋳塊全体を約２〜４
   時間にわたり約２２００〜約２５００°Ｆの範囲内にあ
   る第１の実質的に一様な温度に加熱し、（ｂ）前記鋳塊
   全体の温度を約２５００〜２８００°Ｆの範囲内にある
   第２の実質的に一様な温度にまで上昇させ、（ｃ）前記
   硬質α相欠陥とチタンまたはチタン合金母体との間に均
   質化をもたらすのに十分な期間にわたって前記鋳塊を該
   温度に保持し、次いで（ｄ）以後の処理のために前記鋳
   塊を前記第２の実質的に一様な温度から室温以下の温度
   にまで冷却する諸工程から成ることを特徴とする方法。 １６、前記第１の実質的に一様な温度が約２２００°Ｆ
   である特許請求の範囲第１５項記載の方法。 １７、前記均等圧力が約１５ｋｓｉである特許請求の範
   囲第１５項記載の方法。 １８、前記工程（ａ）が約３時間にわたって実施される
   特許請求の範囲第１５項記載の方法。 １９、前記第２の実質的に一様な温度が約２７００°Ｆ
   である特許請求の範囲第１５項記載の方法。 ２０、均質化をもたらすのに十分な前記期間が約４〜約
   ４００時間である特許請求の範囲第１５項記載の方法。 ２１、前記期間が約１００時間である特許請求の範囲第
   １５項記載の方法。 ２２、前記の実質的に一様な温度と均質化をもたらすの
   に十分な前記期間との関係が、式 期間（時間）＝　［（Ｃ＿ｉ−Ｃ＿ｆ）／Ｃ＿ｆ］（ｒ
   ＾２／Ｄ）（１／３６００） ［式中、Ｃ＿ｉ、は前記欠陥中の初期最大窒素含量（ｗ
   ｔ％）、Ｃ＿ｆは拡散後における所望の最終最大窒素含
   量（ｗｔ％）、ｒは初期欠陥半径（ｃｍ）、そしてＤは
   Ｔｉ合金母体中における窒素の拡散率（ｃｍ＾２／ｓｅ
   ｃ）である］によって表わされる特許請求の範囲第１５
   項記載の方法。 ２３、前記工程（ｄ）に続いて前記鋳塊に機械的加工を
   施す工程が追加包含される特許請求の範囲第１５項記載
   の方法。 ２４、前記機械的加工工程が前記鋳塊の断面積を少なく
   とも約５０％だけ縮小させる特許請求の範囲第２３項記
   載の方法。 ２５、前記鋳塊の断面積縮小率が少なくとも約６０％で
   ある特許請求の範囲第２４項記載の方法。 ２６、下記の諸工程を経て製造された、介在物および硬
   質α相を実質的に含有しないことを特徴とするチタンま
   たはチタン合金の鋳塊： （ａ）約１０〜約３０ｋｓｉの範囲内の均等圧力の存在
   下で前記鋳塊全体を約２〜４時間にわたり約２２００〜
   約２５００°Ｆの範囲内にある第１の実質的に一様な温
   度に加熱し、（ｂ）前記鋳塊全体の温度を約２５００〜
   ２８００°Ｆの範囲内にある第２の実質的に一様な温度
   にまで上昇させ、（ｃ）前記硬質α相欠陥とチタンまた
   はチタン合金母体との間に均質化をもたらすのに十分な
   期間にわたって前記鋳塊を該温度に保持し、次いで（ｄ
   ）以後の処理のために前記鋳塊を前記第２の実質的に一
   様な温度から室温以下の温度にまで冷却する。