JPS6339651B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は高温度に於て使用可能であり且低温に
於て有用な延性を有するTi₃Al（α₂）型のチタニ
ウム基合金に係る。 チタニウム合金は近年ガスタービンに於て広範
に使用されているが、強度が低下するのでその使
用は600℃以下の温度に制限されている。ここ20
年に亘つて特に規則的なTi₃Al（α₂相）合金及び
TiAl（ガンマ相）合金より引き出される合金の如
き高温合金に関しかなりの研究がなされた。しか
しTiAl及びTi₃Alに基く従来の合金は何れも工学
的用途には有用ではないことがわかつている。と
いうのは強度を有するこれらの合金は低温に於て
充分な延性を有していないということがその主な
理由である。これらの合金の有用性を制限する他
の因子は冶金学的安定性が不足しており、密度が
高く、製造性に乏しい（鋳造したり鍛造したり或
いは機械加工したりし得る能力に乏しい）という
ことである。現在のところ鉄、ニツケル、及びコ
バルト超合金がチタニウム合金を使用し得る温度
以上の温度に於て使用されている。ニツケル合金
であるINCO713Cの如きかかる合金に置換えるべ
く、新たなチタニウム合金はこれと等しい或いは
これより良好な密度に対する強度の比を有してい
なければならない。工学的材料として有用である
為には、合金は室温及び中間温度に於て延性を有
していなければならず、即ち室温に於て少なくと
も1.5％の引張り伸びを有し、200〜400℃に於て
約３％の引張り伸びを有しているのが望ましい。 ここ数年間には更にチタニウム−アルミニウム
合金の研究が行われ、加工工具の改善及び冶金学
的知識と相俟つて新たな進歩を遂げている。 チタニウム−アルミニウム合金の従来技術の背
景の一つとして米国特許第2880087号を参照する。
Ti₃Alは重量パーセントでTi−14Alの合金であ
る。前記米国特許は、0.5〜50％のニオブ、バナ
ジウム、多くの他の元素及びそれらの混合物を含
有する８〜34重量パーセントのアルミニウム合金
を開示しているが、パラジウムとニオブとの比率
及びその範囲での特定の臨界的限度については何
ら示していない。かかる広範囲の元素を含む合金
は工学的機械には有用でないことが明らかとなる
であろう。 米国特許第3411901号はTi−Al−Nb合金、特
に重量で10〜30％のAlと夫々の７部のAlに対し
８部のNbとを含有する合金を開示している。こ
の特定の合金はTi−12Al−12NbからTi−17.5Al
−20Nbの範囲に亘つている。この米国特許に開
示された合金組成は前記米国特許の状態図（第１
図）に示されている如く制限されている。又これ
らの合金は組成TiNbAl₃及びNbAl₃を含む線に
沿つており、NbとAlとの特定の関係を定めてい
るが、本願発明者らはそれによつては最良の性質
が得られないことを確認した。前述の米国特許第
3411901号は800℃に於て約５〜15％という好まし
い引張り延びを示しているが、低温に於ける延性
については示されていない。Si、Hf、Zr、Snの
添加により加工性及び強度が改善されることが述
べられている。 1960年代の初期にMc Andrew等は
「Investigation of the Ti−Al−Cb Sytem as
ａ Source of Alloys for Use at 1200〜1800
〓」と題する報告書を作成した。これらの報告書
の中にはアメリカ合衆国オハイオ州所在の米国陸
軍のWright Paterson空軍基地により出版された
WADD60−99及びADS−TR−61−446の第部
及び第部がある。先ず重量で2.5％づつ増大さ
れた５〜15％のAlと15〜30％のNbを含有する合
金マトリツクスが鋳造された。全く首尾一貫して
という訳ではないがAlの顕著な効果が全てのNb
含有量の合金について観察された。その第二の局
面に於ては、熱処理応答性及び他の挙動を求める
べくTi−15Al−17.5Nb及びTi−10Al−15Nbを
強く加熱することによりシートが形成された。こ
れらTi−Al−Nb合金の何れも充分な性質の組合
せを有するものとは思われなかつたので、その後
純度を改善すること（顕著な効果はなかつた）及
び１〜５％のZr、Hf、Snを添加することについ
て研究された。その結果Nb及びAlを多量に含有
する合金にはその1/4程度のHf及びZrが添加され
るのが好ましいと結論された。又Ti−12.5／
15Al−22.5Nb−0.5／５（Hf／Zr／Sn）は有望で
あると考えられた。Mc Andrew等の研究の第三
の局面にはTi−12.5Al−35Nb及びTi−17.5Al−
17.5Nbについての研究が含まれていたが、これ
らの合金は殆ど室温に於ける延性を有していなか
つた。最も有望な合金はTi−13Al−25Nb−5Hf
−0.1C及びTi−15Al−22.5Nb−1Snであると考
えられた。熱処理及び他の処理についても報告さ
れている。Ti−Al−Nb系合金の体系的な研究に
於て予見されている様にも思われるが、Mc
Andrew等はTi−Al−Nb系に関しAl及びNbの最
適の関係を確立することには成功しなかつた（た
だし彼らの試験合金の内には本明細書に於て開示
する合金に近いものもある。）Mc Andrew等の
研究の示唆するところは１〜５％のHf／Zr／Sn
を含有する合金以外には特に有望なTi−Al−Nb
合金はないということである。Ti−Al−Nb−
Hf／Zr／Sn合金の内上述の二つの最も有望な合
金の示唆する所はAlが増大されるとNbは低減さ
れなければならないということである。 かくして先ず従来技術は一般的なTi−Al−Nb
合金及びその特定の組成を開示しているものと言
い得る。しかし低温に於ける延性及び耐クリープ
破断性の組合わせに関し有利であるか否かに関す
る限り種々のβ相生成元素間に顕著な差異はな
い。 本発明の目的は、密度に対する強度の比が高
く、600℃及びそれ以上の温度に於て安定であり、
低温に於て延性を有するチタニウム合金を提供す
ることである。本発明の他の一つの目的は、現在
の金属加工装置及び加工方法により製造可能な新
たな合金を提供することである。 本発明によれば、Ti₃Al型の新たな合金はアル
ミニウム、ニオブ、チタニウムより成つている。
上述の元素を含有する合金は以前より知られてい
たが、それらの合金は本発明の目的に適うもので
はなく、実際工学的意味に於て有用なものではな
い。有用な合金に関し本明細書に示された組成範
囲は非常に狭い。というのは性質の変化は従来知
られていたものよりも正確な組成に大きく依存し
ているからである。本発明によれば、チタニウム
と、24〜27原子パーセントのアルミニウムと、11
〜16原子パーセントのニオブとを含有する合金は
良好な高温強さを有し、しかも低温に於ける延性
を有している（これらの合金は重量でTi−13〜
15％Al19.5〜30％Nbと表現され得るものであ
る）。より好ましい合金は原子パーセントで24.5
〜26％のAlと、12〜15％のNbと、残部チタニウ
ムと（重量でTi−13／15Al−25／26Nb）より成
る合金である。Al及びNb（或いはその置換元素）
の関係が維持される限りSi、Ｃ等の如き他の種々
の元素が本発明の合金に含まれていて良い。 アルミニウム含有量の非常に狭い範囲に於て延
性とクリープ強さとは互いに相反する変化を示
し、従つてアルミニウム含有量は非常に重要であ
ることがわかつている。本発明による新たな合金
は従来より知られている合金よりもニオブ含有量
が比較的多く反対にアルミニウム含有量が少な
い。ニオブ含有量を増大することは重い元素とし
てクリープ強さ及び延性を向上するには有益であ
るが、密度に対するクリープ強さの比を向上する
には不利である。かくしてニオブの含有量を高く
することは回避されなければならず、又その含有
量が低いと所要の性質を得ることができない。 本発明の一つの重要な実施例に於ては、前述の
合金に於けるニオブの一部がバナジウムに置換さ
れこれにより密度が低減されているが、好ましい
高温特性は保有されている。かかる効果は他の元
素によつては不可能であるように思われる。更に
本願発明者らは、バナジウムを使用することによ
り低温に於ける延性を維持し若くは増大し、これ
により他の元素とは対照的に密度を低減しつつそ
の製造性を向上し得ることを見出した。現在のと
ころ４原子パーセントのニオブがバナジウムに置
換可能であるものと考えられている。右の量のバ
ナジウムに置換されても或る程度の利点は得られ
るが、少なくとも１原子パーセントであるのが好
ましく、更に２原子パーセントであるのが好まし
い。かくして本発明の例示的合金は原子パーセン
トで24〜26％のアルミニウムと、10％のニオブ
と、２％のバナジウムと、残部としてのチタニウ
ムと（重量パーセントでTi−14Al−24Nb−1V）
より成る組成を有している。更にSi、Ｃ、Bi等
の如き他の元素が他の性質を得るべく必要に応じ
て上述の合金に添加されて良い。 熱処理は非常に重要であることがわかつてい
る。引張り強さ、延性、クリープ強さの所要の均
衡状態を得る為には、微細なウイツドマンステツ
テン組織を生成する態様にて合金を熱処理或いは
鍛造する必要がある。このことは本発明による
Ti−24Al−9Nb−2V合金に於てそのβ変態点以
上の温度に加熱し、次いで或る制御された中間速
度、例えば４℃％／secにて冷却することにより
達成される。溶体化処理及び冷却の後には700〜
900℃の範囲にて時効処理されるのが好ましい。 本発明による合金は工学的意味合いに於て使用
可能である延性を有している。又本発明による合
金は現在使用されているニツケル合金に等しい或
いはそれを上回る密度に対する強度の比を有して
おり、現在チタニウムに対し使用されている従来
の金属加工法により加工可能である。かくして本
発明による合金は従来の合金よりかなり進歩した
ものである。 以下に添付の図を参照しつつ、本発明をその好
ましい実施例について詳細に説明する。 原子パーセント（at％）は各元素のパーセンテ
ージの表示の一態様であり、またそれにより良く
理解されるので、本発明の好ましい実施例を各元
素の原子パーセントについて説明する。しかし当
技術分野の研究者の便宜のために、本発明はしば
しば通常の重量パーセント（wt％）によつても
説明される。当業者は本発明を重量パーセントに
より説明するには限度があることを理解されよ
う。しかし各元素の値は特定の実施例の合金につ
いて原子パーセントより正確な重量パーセントに
容易に換算可能である。簡易的補助手段として幾
つかのチタニウム合金について重量パーセントと
原子パーセントとの間の換算表を表１に示す。 広範囲に亘る連続的な研究に於てTi₃Al型の多
くのチタニウム−アルミニウム合金が研究され
た。基本的にはこれらの研究は以下の如く分類さ
れた。

【表】

【表】 Ａ 単一相及び相互作用の研究 １ Ta、Ｗ、周期表の第ａ族元素の如き単
一元素の添加 ２ Ti−Al−Nb−Gaの如き二つの元素の相
互作用 ３ Hf、Ｃ、Zr−Siなどの如き他の元素の影
響 Ｂ α₂＋β系の研究 Ti−Al−Nb Ｃ 規則的配列の六方晶及び立方晶の混合系の研
究 これらの合金は小さい50ｇの溶融金属として溶
融され且鋳造され、その組織、硬さ及び機械的曲
げ特性が鋳造された状態、熱処理された状態及び
鍛造された状態について測定され、好ましい合金
が１〜２Kgの鋳造物品にスケールアツプされ、金
属顕微鏡写真やクリープ試験及び引張り試験を使
用して熱間恒温プレス及び鍛造後に上記諸性質が
測定され、前記第二の一連の試験結果により好ま
しい合金が更に10Kgの鋳造物品にスケールアツプ
され、更に諸性質が測定された。これらの試験結
果はその大部分が基礎合金Ti₃Al（重量パーセン
トでTi−14％Al）と比較された。その結果Sc、
Cu、Ni、Ge、Ag、Bi、Sb、Fe、Ｗ、Ta、Zrの
如き単一元素を１〜14at％（0.04〜27wt％）添加
することにより一般に硬さが向上し、場合によつ
ては引張り割れに対する耐割れ性が向上するが、
他の重要な性質の向上は図られず、例えば低温延
性は不足していることがわかつた。 かかる二つの元素の相互作用は特にニオブにつ
いて延性を向上するという有望な傾向があること
を示し、かかる改善は後に説明する最も有望なα₂
＋β系にも行なわれた。 Hf、Ｃ及びZr−Siの如き置換型相互作用元素
については、その固溶限度以上になれば悪影響を
及ぼす析出が観察された。上記事実より、これら
の元素はそれら自身主要な成分であるというより
もむしろ他の主要な組成元素の値以下の場合に有
用であるということがわかつた。 規則的な六方晶及び立方晶混合形の合金は優れ
た鋳放し特性を有していたが、ある典型的な均質
化熱処理を受けると一般に再結晶化し有用な特性
を失なつてしまつた。 α₂＋β系の合金は良好な結果を示した。チタニ
ウム、アルミニウム、ニオブの組合せがこれら三
つの元素のみの合金としてまたGa、Ni、Pd、
Cu、Ｖ、Sn、Hf、Ｗ、Mo、Fe、Taを含む他の
一つ或いはそれ以上の元素を含有する合金として
試験が行なわれた。これらの元素のうち後に詳細
に説明する如くバナジウム（Ｖ）を除き特に有用
な利益は得られなかつた。曲げ試験に於ては、
Ti−Al−Nbを含有する合金の20〜650℃の温度
に於ける延性は第１図に図示されている如くNb
が５乃至15原子パーセントに増大されると増大
し、その効果は温度が高くなるにつれて大きいこ
とがわかつた。しかしニオブは重い原子であり、
それを含有する合金の重量或いは密度はその原子
パーセンテージの変化よりも大きく増大する。概
念的には、新たなチタニウム合金の密度を既存の
チタニウム合金の一般的な範囲に維持するのが望
ましい。このことはTi−Al−Nb合金に於てニオ
ブのパーセンテージを12原子パーセント前後に維
持し16原子パーセント以上となるのを回避するこ
とである。以下に述べる如く、試験データはたま
たまかかる目的と一致した結果を示している。室
温に於ける引張り試験及び650℃／380MPaに於
けるクリープ破断試験は従来賞賛されていたもの
に比べ種々の特性がAl及びNbに敏感であること
をよく示した。表２は種々のAl及びNb成分を有
する合金について抽出した試験データを示してい
る（二、三の合金に於てはニオブがバナジウムに
置換えられたがこのことについては後に説明す
る）。全ての試験片はβ焼なまし即ち鍛造後空気
冷却により溶体化処理された。上述したニオブの
曲げ延性を増大するという性質はこの引張り試験
に於て確認された。またクリープ破断寿命は試験
範囲全体に亘つてニオブの含有量に比較的敏感で
ないこともわかつた。ほとんど全てのデータが抽
出され、その組成の限界を示すべく第２図、第３
図、及び第４図に示されている。 第２図は公称で25〜26％のAlを含有するTi−
Al−Nb合金の密度に対するクリープ強さの

【表】 比の傾向を示すグラフである。またこのグラフに
はINCO713C（重量で13.5％Cr、0.9％Ti、６％
Al、4.5％Mo、0.14％Ｃ、2.1％Nb＋Ta、0.010
％Ｂ、0.08％Zr、残部Ni）についての密度に対
するクリープ強さの比の最小値も示されている。
全てのデータは650℃に於て100時間の寿命を生ず
る応力に対するものである。Nb含有量を増大す
ることにより密度が増大されてもクリープ破断寿
命がそれに比例して向上するものでないことは明
らかである。従つて16〜17％以上のNbを含有す
る合金はINCO713Cを性能上上回るものではな
く、現状に於ては特に有益であるわけでもない
（他の環境に於ては有用であるかもしれない）。ニ
オブの下限については後に説明する。 第３図はアルミニウムの影響を示す解図的グラ
フである。種々のニオブ含有量を有する合金に於
て、延性はアルミニウム含有量が22％〜27％に増
大されると急激に低下する。またニオブ含有量の
少ない合金に於てはアルミニウム含有量は少ない
ものであつてよいことがわかる。従つて第３図に
示されたデータに限つていえば、アルミニウム含
有量を低い値に維持するのが望ましいように思わ
れる。しかしクリープ破断寿命を向上させるには
アルミニウム含有量を増大する必要がある。従つ
て有用な合金を得るためには上述した二つの相反
する問題の均衡を図る必要がある。 表３は上述した均衡をとる本発明による解決法
を与えるものである。公称で1.5％引張り伸び基
準以上の延性を得るためには、第３図によれば、
アルミニウム含有量は表３に上限として示された
値以下でなければならない。また表３に示されて
いる如く、１％の伸び基準に対するニオブ含有量
は約0.5原子パーセントだけ高いものである。同
様に第４図よりAlに対する下限も郭定される。
密度が補正された場合、例えばINCO713Cの密度
に対するTi−Al−Nb合金の密度の比即ち7.19／
4.7＝1.7にてINCO713Cに対する試験応力が増大
された場合に於けるANCO713Cニツケル合金の
最小クリープ破断寿命も第４図に破線にて示され
ている。第４図よりINCO713Cの寿命は約100時
間であることがわかる。かくしてかかる基準に適
合するためには、Ti−Al−Nb合金は約24〜24.5
％或いはそれ以上のアルミニウム含有量を有して
いなければならない。クリープに基づく下限に関
する限り10〜15％の範囲全体に亘つて種々のNb
含有量を有する合金の間で明確な差違はない。第
４図は27％Alに於ける二つのデータ点を基準に
した場合クリープ破断寿命は約26％Alの部分に
於て最大であることを示していることが理解され
よう。本明細書に於ては示されていない28〜30％
のアルミニウム含有量についての他のデータもあ
り、クリープ破断寿命は400〜800時間と高い値を
示しており、従つて27％Alのデータはそれ以上
の試験に対し考慮されるべきものではない。もち
ろん本明細書に記載の内容に照らせばさほど驚く
べきことではないが、27〜30％のAlを含有する
合金は全て非常に脆く、従つて本発明の意図する
用途に於ては有用でない。

【表】

【表】 第３図及び第５図に示されたデータの状況に於
ては、より高いNb含有量を有する合金が好まし
い。何故ならば、一つにはそれらの合金はアルミ
ニウム含有量の変動にさほど敏感でないからであ
る。従つて本発明による好ましい合金は12〜15％
のNbと24.5〜26％のAlを含有している。本発明
による最も好ましい合金はTi−25.5Al−13Nbで
ある。（重量パーセンテージの表示に於て本発明
による最も広い範囲の合金は公称でTi−13／
15Al−19.5／30Nbであり、本発明による好まし
い合金はTi−13.5／15Al−23／28Nbであり、本
発明による最も好ましい合金はTi−14Al−25Nb
である）。 表３を吟味すれば、10％Nbについてのデータ
には固有の矛盾が存在することがわかる。クリー
プ強さを増大するために必要とされるAlパーセ
ンテージは十分な延性を得るに必要なパーセンテ
ージよりも大きい。従つて有用な合金は10％より
も幾分か高いNbを含有していなければならない。
第３図及び表３より、Nbを11％に増大すること
により実質的な利益が得られることが明らかであ
る。従つて第２図について行なつた先の説明をも
参酌して、Nbは10〜11％以上でなければならず、
16〜17％以下であるのが好ましいと言い得る。 第５図は室温に於ける1.5％引張り伸び及び
INCO713Cのクリープ強さの基準に対する表３の
データのプロツトであり、かかる基準に従つた本
発明の有用な範囲を要約するものである。もちろ
んクリープ破断寿命及び室温に於ける延性に対し
幾分か異なつた基準が採用された場合には許容し
得る組成も幾分か変化する。 組成、室温に於ける延性、クリープ強さの相互
効果が第６図に図示されている。この第６図は密
度を補正された状態で650℃／380MPaにて試験
されたINCO713Cと同一の寿命を有する特定の組
成合金の650℃を基準とする各温度（−55℃＝595
℃、＋55℃＝705℃）に於けるクリープ強さを示す
実線の等値線が重ねられた三元組成状態図の一部
である。また第６図の状態図にはこれらの合金の
室温に於ける延性を示す破線の等値線も示されて
いる。このグラフに於て斜線にて示された領域は
第３図に示された重要且所要の組成の合金の部分
である。 また表３は本願発明者等が必要であると発見し
たNbとAlとの間の公称比を原子パーセント及び
重量パーセントにて示している。この表よりNb
含有量が増大すると共にその原子パーセンテージ
の比が減少することがわかる（表３−参照）。
重量比はNb含有量の増大と共に増大する（表３
−参照）。いずれの場合にも原子比及び重量比
は公称平均の基準で示されているが、Alの組成
範囲は狭いので、ある与えられたNb含有量の合
金に対する正確な比の範囲はあまり大きく変化し
ない。 幾つかの点で本発明の組成に他の元素が含まれ
ていてよいと言い得る。基本的にはチタニウムの
代わりに１％以下の炭素或いはケイ素の如き僅か
な量の元素が添加されてよい。しかしこの場合に
はAl及びNbがごく限られた量の他の元素に置換
されるかもしれないが、その場合にもその修正さ
れた合金は本発明の範囲内に属するものと考えら
れる。かかる考えの範囲内に於て例えばNbの一
部がMo或いはＷに置換すること、或いはAlの一
部をSn或いはInに置換することが考えられる。 上述の如く、米国特許第3411901号及び前述の
Mc Andrews等によるレポートは本発明に関連
したのであるが、更に幾つかのコメントを付する
のが適当であると思われる。本発明による合金組
成は前述の米国特許第3411901号の第１図の三元
状態図に重ねられた場合、その米国特許の合金と
は明らかに異なつたものであることがわかる。本
発明による合金はTi₃AlとNb₃Al及びNb₂Alとを
接続する前述の米国特許第3411901号の線にほぼ
沿うものであることがわかる。かくして本発明に
よる合金はNb含有量がより高く、TiNbAl₃−
NbAl₃−Ti軸に沿う前述の米国特許第3411901号
に示された合金とは異なつた組成を呈するもので
ある。 前述のMc Andrews等のレポートについては
そのレポートに示された組成は本発明の合金に近
似したものではあるが本発明の合金を暗示するも
のではない。また前記レポートに於てはそれらの
合金の商業的に（エンジニアリングに）使用する
ことの可能性は十分ではなく更に研究開発するの
が望ましいと結論されている。前述の米国特許第
3411901号に示された合金と同様、Mc Andrews
のレポートに示された合金は適正なNbとAlとの
比を有するものではなかつた。このレポートの合
金はAlの変化とは反対にNb含有量が変化する傾
向があるが、本発明に於てはかかる変化はほぼ比
例している。例えば重量でTi−13Al−25Nb−
5Hf−0.1C及びTi−15Al−22.5Nb−1Sn（夫々原
子パーセントでTi−24.4Al−13.6Nb−1.4Hf−
0.4C及びTi−26.6Al−11.6Nb−0.4Sn）なるプラ
イム合金について考えてみた場合、前者の合金に
ついてのNb／Al重量比は1.9であり、後者の合金
については1.5であり、Alの増大と共に前記重量
比が減少する。本発明による合金はAlの増大と
共に前記比が増大（1.4から2.0）し、更に比例定
数は異なるがこれと同様のことが言える。 表３及び第５図を吟味すれば、またMc
Andrews等により最も有望であると言われてい
る合金について第５図にプロツトすれば、それら
の合金は十分な特性を与えるのに必要であること
がわかつている限度外に存するものであることが
わかる。かくして前述のMc Andrews等は本発
明を一まとめに扱つたものであるが、本発明の組
成は非常に狭いので、本発明を発見するに至らな
かつたと言い得る。 本願発明者等が本発明による合金を研究し始め
た時には、本願発明者等は前述のMc Andrews
等の研究については知らなかつた。Mc
Andrews等の研究を知つてから本願発明者等は
Mc Andrews等の研究に従つて幾つかの合金を
製造しそれらについて試験を行なつた。即ちTi
−24.8Al−10.8Nb−0.5Zr−0.4Sn−0.8C（重量で
Ti−14Al−21Nb−1Zr−1Sn−0.02C）なる合金
である。この合金が他の合金について行なわれて
いる方法に従い1250℃のインゴツト棒体にハンマ
鍛造された時には、そのインゴツトは崩壊し、従
つて延性が不足していることがわかつた。そこで
本願発明者等はその合金の一部を採取しそれを等
重量のTi−24Al−11Nbと混合することにより希
釈した（このことはZr、Sn、Ｃの含有量を半分
に低減する効果がある）。この合金は鍛造可能で
あり、鍛造後試験された。また本願発明者等は重
量で13.5％のAlと21％のNbを含有し２％Zr、２
％Hf、２％Zr＋１％Sn＝0.15％Si、0.2％Ｃ、５
％Hf、５％Hf＋0.2％Ｃ等種々の元素を添加され
た他の合金を製造した（これらの合金は原子パー
セントで24〜24.8％のAlと約11％のNbとを含有
していた）。この場合のデータが表４に示されて
いる。1200℃で１時間の空熱処理後に於けるこれ
らの合金の性質については、延性は良好と言い得
るぎりぎりの値であつたが、クリープ破断強さは
INCO713C合金に匹適するという目標を達するこ
とはできなかつた。かくして本願発明者等の研究
により、Mc Andrews等により引用された添加
元素が含まれていようが含まれてなかろうが、本
発明による新たな合金は従来技術の合金よりも実
質的に優れたものであることが確認された。 Ti−Al−Nb系に他の多くの元素が添加された
が、その内最も注目すべき効果はバナジウムに関
するものである。本発明の上述したTi−Al−Nb
合金に於てニオブをバナジウムに置換することは
非常に有用であり且有利であることがわかつた。

【表】

【表】 バナジウムは軽量であり、合金の機械的性質を
維持した状態でその密度を低減する。又コスト面
での利点も得られる。一つの試験に於てTi−
25Al−8Nb−1V合金は室温に於ける性質が良好
でないことがわかつたが、このことはNb＋Ｖ含
有量が上述したNbについての下限よりも少ない
ことによるものと考えられる。Ti−24Al−9Nb
−1Vは良好な性質を有していたが、クリープ強
さは不十分なものであつた。Ti−25Al−9Nb−
2V合金はTi−25Al−11Nbに匹敵する性質を有
するものであることがわかつた。上述のTi−Al
−Nb−Ｖ合金は表２及び第３図及び第４図のデ
ータに含まれており、Ti−Al−（Nb＋Ｖ）合金
の性質はNbのみを含む合金の性質と一致してい
ることがわかる。かくしてバナジウムは自動的に
ニオブと置換し、Nbのみを含有する合金に匹適
する機械的性質をTi−Al−Nb合金に与え得るも
のであることがわかる。更にニオブの含有量が増
大するにつれてバナジウムに置換され得るニオブ
の量も増大するものと推論される。現在のところ
Ti−25Al−15Nb合金は４％までニオブがバナジ
ウムに置換可能であり、従つてTi−25Al−11Nb
−4V合金となるものと考えられる。当然の結果
を得る為には合金に少なくとも１原子％のバナジ
ウムを含有せしめるのが好ましい（しかしニオブ
がバナジウムに置換される量が如何なるものであ
つても例え僅かではあつても利点が得られるもの
と考えられる）。 上述したTi−Al−Nb及びTi−Al−Nb−Ｖ型
の合金に於ては、特定の用途の為に或る種の性質
を向上させるべく他の元素が添加されても良い。
例えばSi、Zr、Hf、Sn等の如き従来技術に於て
示された種々の添加元素が、更に研究されれば本
発明による新たな合金に於て同様の利点が得られ
るものとわかるかも知れない。しかし現在までの
研究によればかかる添加元素や置換元素に対する
特定の利点や必要性を証明するには至つていな
い。 上述の合金をより強く加熱することを含む加工
に於て、鋳造後には熱間恒温プレスしその後鍛造
するのが好ましいことがわかつた。また鍛造材は
粉末を熱間圧搾することによつても形成されてい
た。もちろん従来のチタニウム合金の場合と同
様、加工中汚染、特に酸素や他の好ましからざる
置換元素の混入を回避する注意が払われなければ
ならない。全体としては従来の製造法が使用され
てよい。鍛造は従来の要領により或いは1000〜
1200℃の範囲のビレツト温度にて恒温的に行なわ
れる。好ましからざる残留表面応力を除去する注
意が払われる限り従来の機械加工法が使用されて
よい。 かかる研究開発に於て、本発明による合金の性
質はミクロ組織に全く依存しているものであるこ
とが明らかとなつた。Ti₃Al型の合金に於ける変
態の構造上の詳細及び力学的詳細の多くは完全に
わかつてはいないが、一般にかかる合金の変態は
従来のα−βチタニウム合金に於て観察されるも
のと同様であるものと思われる。 恒温鍛造されたTi−25Al−9Nb−2V合金が熱
処理を評価するために使用された。その試験結果
のデータが表５に示されている。この合金は約
1125℃のβ変態点を有している。表５に於てＡ、
Ｂ、Ｃにて示された熱処理により示されている如
く、β変態点以上の温度に於て溶体化しその後時
効処理した場合、時効処理温度の上昇と共にベー

【表】

【表】 凡例
AC〓空冷
SQ〓塩浴焼入れ
スラインに比べ引張り強さ及び延性が向上しクリ
ープ破断寿命が低下する。β変態点以下の温度か
ら溶体化し且冷却すれば熱処理Ｄにより示されて
いる如く延性及びクリープ破断寿命の両方が低下
する。合金が塩浴焼入れにより非常に迅速に冷却
される熱処理Ｅによれば性質が不良なものとな
り、強度は非常に高いが延性が０になり且クリー
プ破断寿命も短くなる。かくしてβ変態点以上の
温度に於て溶体化或いは鍛造しその後700〜900℃
の温度に於て時効処理することは好ましい熱処理
であり、かかる熱処理によれば良好な性質が得ら
れまた以下に説明する如く微細なウイツドマンス
テツテン組織が得られる。 本発明による合金をβ相より非常に急激に焼入
れすることは、それにより強力ではあるがかなり
もろく潜在割れを有する組織となり、更に得られ
る組織はテンパー処理時に不安定なものとなるの
で、実際的な熱処理法ではない。従つてより緩や
かな冷却速度にて形成された組織は実際的な観点
からより重要なものである。従来のチタニウム合
金の場合と非常によく似た初期組織に依存すると
いう傾向がある。もし従来のα−β合金がその二
相領域に於て加工されると、その二つの相の等軸
晶混合組織が形成されβ相はその後の冷却中に変
態する。同様の組織が本発明によるα₂＋β合金に
於ても形成され得る。β変態点以上の温度に於け
る熱処理或いは鍛造により針状組織を生じる。 α₂型の合金に於ては、かかる針状組織は焼入れ
後のほとんど溶解しない組織から粗いコロニー
（同様の方向を有する板状体の群或いは束）組織
まで及んでいる。中間の冷却速度によればはるか
に小さなα₂プレートが所要の方向に配列されたウ
イツドマンステツテン組織が得られる。 Ti−24Al−11Nb合金に関する追加の研究に於
て、本願発明者等はβ変態点より冷却する場合の
冷却速度の影響について研究し、以下の表６に示
す結果を得た。

【表】 延性は明らかに冷却速度に依存しており、従つ
て引張り強さを多少犠牲にしても中間の冷却速度
を採用するのが好ましい。ミクロ組織の研究によ
り異なつた冷却速度にて製造された物品には実質
的な差異があることがわかる。急激に冷却すれば
第７ａ図に示されている如く、ほとんど溶解しな
いマルテンサイト組織を伴つた部分的に変態した
組織となる。非常に緩慢に冷却すれば第７ｃ図に
図示された針状のコロニー組織となる。好ましい
中間の冷却速度によれば、約50×5μの針状のα₂
組織がβ組織に分散した微細なウイツドマンステ
ツテン組織となる。この組織は第７ｂ図に示され
ている。従つて、かかる好ましい微細なウイツド
マンステツテン組織を作り出すことが目標であ
る。かかる目標を達成するに必要な条件は物品の
大きさに依存し、鍛造は特定の加工態様の代表的
なものであると考えられる。一般に空気中に於け
る冷却或いはこれと等価な冷却は大抵の小さな物
品に対し適したものであると考えられる（全ての
熱処理中従来のチタニウム合金について払われた
ものと同様の注意が合金が汚染されるのを防止す
る為に払われなければならない）。 本発明の合金にて形成された物品に所要のミク
ロ組織を生成する更に他の一つの方法が開発され
た。この方法はβ変態点以上の温度に於て溶体化
し、その後約750℃に維持された溶融塩浴中に焼
入れすることを含んでいる。塩浴に浸漬すると物
品はその平衡状態に到達するまでその状態に維持
され、平衡状態に到達した時その塩浴より除去さ
れ且空冷される。塩浴の熱伝達特性は所要の結果
を産むが、或る程度表面が汚染されるのでかかる
汚染された表面はその後除去されなければならな
い。 以上に於ては本発明をその特定の実施例につい
て詳細に説明したが、本発明はかかる実施例に限
定されるものではなく、本発明の範囲内にて種々
の修正並びに省略が可能であることは当業者にと
つて明らかであろう。

【図面の簡単な説明】

第１図は５〜15原子パーセントのアルミニウム
を含有するTi−Al−Nb合金の延性に対するニオ
ブ含有量の影響を示す解図的グラフである。第２
図は650℃に於ける100時間の寿命を基準に見た場
合の種々のニオブ含有量を有するTi−25／26％
Al合金についての密度に対するクリープ強さの
比の傾向を示す解図的グラフである。第３図は
種々の原子パーセントのニオブを含有するTi−
Al−Nb合金の室温に於ける引張り延びに対する
アルミニウム含有量の影響を示す解図的グラフで
ある。第４図は種々の原子パーセントのニオブを
含有するTi−Al−Nb合金のクリープ破断寿命に
対するアルミニウム含有量の影響を示す解図的グ
ラフである。第５図は1.5％の引張り延び及び
INCO713Cニツケル合金に等しい密度補正された
クリープ強さを基準に見た場合のTi−Al−Nb合
金に有用な性質を発生するアルミニウム含有量及
びニオブ含有量の範囲を示す解図的グラフであ
る。第６図は本発明による合金の公称組成範囲に
於ける状態図にクリープ強さ及び延性の等値線を
重ねて示す三元Ti−Al−Nb組成状態図の一部を
示す解図である。第７図はβ変態点以上の温度よ
り異つた冷却速度にて冷却することにより得られ
るTi−24Al−11Nb合金のミクロ組織を示す顕微
鏡写真である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 鋳造及び鍛造可能であり室温に於て延性を有
   し且良好な高温クリープ強さを有するチタニウム
   −アルミニウム合金に於て、原子パーセントで24
   〜27％のAlと、11〜16％のNbと、残部としての
   Tiと（重量パーセントで13〜15％のAlと、19.5
   〜30％のNbと、残部としてのTiと）を含んでい
   ることを特徴とするチタニウム−アルミニウム合
   金。