JPH02247345A - 改良されたチタン‐アルミ合金 - 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 本発明はチタン基合金に係り、より詳細には、高温で高
い強度を有するチタン−アルミ合金に係る。本発明の合
金は、エンジニアリング材料として有用であるくらい充
分な室温延性と破壊靭性も合わせもっている。

アルミニウム原子１個に対してチタン原子３個を含有す
るアルミ化チタン化合物は、鉄もしくはニッケルを基と
する超合金または通常のチタン合金と比べて密度が低く
て強度が高いため技術的に極めて重要である。チタン合
金業界ではこの化合物をＴ　ｉａ　Ａ　１と表示してお
り、本明細書中でも以後三チタン−アルミニウムとよぶ
ことにする。

−般に、三チタン−アルミニウム合金はいくつかの機械
的性質のためにその有用性が限られている。いくつかの
限定的な性質とは、室温での延性が低いこと、破壊に対
する耐性が極めて低いこと、そして１２００°Ｆを越え
る温度では冶金学的安定性がないことである。したがっ
て、三チタン−アルミニウム合金を鉄やニッケルを基と
する超合金の代わりに使用するには、三チタン−アルミ
ニウム合金の室温延性、破壊靭性および１２００゜Ｆ以
上での冶金学的安定性を改良しなければならない。

ガスタービンのさまざまな部品で作動温度はいろいろで
あるため、この種のエンジンで使われる合金の高温強度
と安定性に対する要求はますます増大している。たとえ
ば、タービンセクション内の部品は１６００゜Ｆまでの
温度で作動させる必要があることがあるが、コンプレッ
サー内の部品は１４００゜Ｆで作動させることができ、
またケーシングやフローオーグメンタ−（流れ増大器）
などのような部品では作動温度がさらに低い。現在知ら
れている三チタン−アルミニウム合金は、低めの応力が
かかる固定部品用途において約１１００″Ｆまでの温度
で作動することができる工学材料としてａ用であるため
に必要となる機械的性質を組合せて示す。したがって、
アルミ化工チタン合金の高温強度と安定性を改良するこ
とによって、これらの合金をガスタービンのさらに多く
の部品に使用することができる。

チタン合金のミクロ組織と組成の変化によるそれらの合
金の変化の様子とは当業界でよく知られている。チタン
合金にアルミニウムを添加するとチタン合金の結晶形態
が変化する。アルミニウムの割合が少ないとアルミニウ
ムはチタンに溶けて固溶体を形成し、その結晶形態は純
粋なチタンの結晶形を保つ。すなわち、最密六方晶系α
相である。アルミニウムの割合が高くなって約２５〜３
５％となると、α−２といわれる秩序化された六方晶系
の結晶形を有する金属間化合物である三チタン−アルミ
ニウムを形成する。本発明の三チタン−アルミニウム合
金は従来技術の三チタン−アルミニウム合金と比べて改
良されているのでこの応用分野で重要な材料である。さ
らに、本発明のチタン−アルミ合金は従来技術の三チタ
ン−アルミニウム合金の結晶形と異なる結晶形をもって
いる。

純粋なチタンの場合α相はおよそ１６１５°Ｆで体心立
方品系β相に変態する。低温のα相が高温のβ相に変態
するこの温度は変態温度といわれている。α安定化剤と
して知られているある種の元素はα相を安定化し、その
ためそのような合金の変態温度は１６１５゜Ｆより高く
なる。ニオブなどのような他の元素は二相のα＋β領域
を安定化する。チタン合金の場合、α相からβ相への変
態は単一の温度で起こるのではなく、α相とβ相が両方
とも安定なある範囲の温度で起こる。その結果、アルミ
化チタン合金では、β相安定化剤を添加すると、アルミ
ニウムの含有率に応じてα相またはα−２相と混合され
たβ相の二重相構造の形成を助長することができる。

ニオブおよびモリブデンやバナジウムなどのような他の
β相安定化剤を限られた量で添加すると三チタン−アル
ミニウム合金の室温延性とクリープ強度が改善されるこ
とが示されているが、そのような改善に付随して高温強
度の損失が伴う。アルミ化チタンに関する研究の多くは
ガスタービン向けの用途をねらったものである。ガスタ
ービン用のアルミ化チタンで望ましい性質の組合せは、
室温と高温での高強度および延性、高弾性率、クリ−プ
強度、および鍛造性である。したがって、ガスタービン
に使用する材料ではたくさんの性質のバランスが必要と
される。しかし、従来技術の三チタン−アルミニウム合
金を使用する場合、強度と延性の間の望ましくない折衷
案が必要とされる。

破壊靭性は亀裂の拡大に対する抵抗性の目安であり、イ
ンチの平方根Ｘｋｓｉの単位で測定され、ときにｋ　ｓ
　ｉ　Ｊ　ｉ　ｎと省略することもある。従来技術の三
チタン−アルミニウム合金の破壊靭性は１０〜２０ｋｓ
　ｉｘインチの平方根の範囲内である。

この従来技術の三チタン−アルミニウム合金の破壊靭性
は、現在ガスタービンの回転部材に使用されている超合
金の破壊靭性である５０〜６０ｋｓｉｘＪｉｎよりずっ
と低い。したがって、三チタン−アルミニウム合金の破
壊靭性を大幅に増大させることができれば極めて望まし
く、ガスタービン中の回転部材の要求条件に合致するで
あろう。

ウィンター（Ｖｌｎｔｅｒ）の米国特許第３，４１１゜
９０１号には、原子％で２６．６％のアルミニウム、９
％のニオブ、０．８％のケイ素、残部がチタンという組
成に近いアルミ化チタン合金が延性と強度の最適の組合
せを有することが示されている。また、ウィンター（Ｗ
ｉｎｔｅｒ）は、アルミとニオブの含有率をこの最適な
組成より増大すると硬さと強さが低下するのが見出され
るとも教示している。本明細書中では時として、たとえ
ば上記の合金をＴｉ−２６，６ＡＩ−９Ｎｂ−０，８Ｓ
Ｌとして示すように合金を省略して記載している。

本明細書中で示す合金の組成はすべて原子％で表わす。

ブラックバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの米国特許第
４゜２９２．０７７号には、２５〜２７％のアルミニウ
ムと１２〜１６％のニオブを含有する三チタン−アルミ
ニウム合金である種の機械的性質が最適化されることカ
（示されている。また、ニオブの含有率を１６％より高
くすることは、このレベルを越えてもクリープ強度に改
善はほとんど見られないため望ましくないことも、ブラ
ックバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）によって示されてい
る。アルミ化工チタン合金中のニオブを増大させると密
度が増加してしまうので、ニオブを１６％より多くする
とクリープ強度／密度の比が悪くなる。破壊靭性要件の
低いガスタービン部材の製造に有効であると思われ、産
業界で認識されている三チタン−アルミニウム合金は、
ブラックバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの合金から誘
導され、Ｔｉ−２４Ａｌ−１１Ｎｂの組成を有する。

ブラックバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの米国特許第
４゜７１６．０２０号は、上記特許節４，２９２，０７
７号の改良であり、同様な合金ではあるが０゜５〜４％
のモリブデンが添加され、ニオブの添加量が多少低めで
７〜１５．５％である合金を開示している。ニオブの一
部の代わりに、０，５〜３゜５％のバナジウムを添加す
ることができる。この組成のもので産業界で認識されて
いる参照合金はＴｉＴｉ−２５ＡＩ−１ＯＮｂ−３Ｖ−
Ｉである。

米国特許第４，７１６，０２０号が教示しているのは、
モリブデンが、米国特許第４，２９２，０７７号の基本
的なＴｉ−Ｎｂ−Ａ１合金の高温強度とクリープ強度と
を改善するのに特にユニークな添加元素であるというこ
とである。しかし、Ｔｉ−ＡＩ−Ｎｂ−Ｖ−Ｍｏ合金の
強度は増大したが、それに付随して、室温での破壊に対
する合金の抵抗性がＴｉ−２４ＡＩ−１１Ｎｂ合金と比
べて望ましくない程に低下してしまうのである。

ウィンター（Ｗｉｎｔｅｒ）もブラックバーン（Ｂｌａ
ｃｋｂｕｒｎ）らも、１６原子％までの限られた量でニ
オブを添加するとアルミ合金の性質が最適化されるとい
うことを見出した。その後、ブラックバーン（Ｂｌａｃ
ｋｂｕｒｎ）らは、上記米国特許第４，７１６゜０２０
号においてＴｉ−Ａｌ−Ｎｂ合金の高温強度およびクリ
ープ破壊特性を改善した。ただし、ニオブの含有率をか
えたのではなく、モリブデンを添加したのである。

ウィンター（Ｗｉｎｔｅｒ）およびブラックバーン（Ｂ
ｌａｃｋｂｕｒｎ）らの発見とは逆に、本発明者らは、
ニオブの含゛ａ率を１６原子％よりかなり高くすること
によって、アルミ化チタン合金の高温強度と破壊靭性が
これらの従来技術の合金の程度を上回って改良されるこ
とを発見した。

本発明の合金は三チタン−アルミニウム合金に典型的な
チタン含有率とアルミニウム含有率を有している。一方
、三チタン−アルミニウム合金はその通常の低温相構造
としてα−２結晶形をもっていることが知られている。

本発明の合金は、また、β相を安定化させるニオブの含
有率が、ウィング（ｗｉｌｌｉ（３ｒ）の合金やブラッ
クバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの合金に比べてかな
り大きくなっている。ニオブはβ相安定化剤であるから
、三チタン−アルミニウム合金中にニオブが存在すると
三チタン−アルミニウム合金の低温α−２相中にいくら
かのβ相が維持されることが予想されよう。たとえば、
ブラックバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らのニオブを含
有する三チタン−アルミニウム合金中の好ましいミクロ
組織は、β相の円盤と混合した針状のα−２相によって
特徴付けられるウィドマンステッテン（Ｗｌｄｓａｎｓ
ｔａｔｔｅｎ）組織である。驚いたことには、本発明の
合金でニオブが実質的に１６原子％を越えても、α−２
相の量が低下してβ相の量が増加することはなかった。

その代わりに本発明の合金では、三チタン−アルミニウ
ム合金中に存在することが知られている六方晶系α−２
結晶形または体心立方β結晶形ではなく、秩序化された
斜方晶系の結晶形を有する新しいミクロ組織が発見され
た。本発明の合金中にはβ相、秩序化されたβ相または
α−２相が存在してもよいが、本発明の合金における特
性の改良の主要な原因は斜方品系相の存在であると考え
られる。秩序化された斜方晶系相は金属間化合物Ｔ　Ｉ
　２　Ａ　Ｉ　Ｎ　ｂを形成すると思われる。

したがって、本発明のひとつの目的は、容積分率でその
ミクロ組織の少なくとも２５％を構成する実質的な部分
が斜方晶系の結晶形であるアルミ化チタン合金を提供す
ることである。

また、本発明のもうひとつ別の目的は、１６原子％より
かなり高いニオブが添加されており、かつ１５００゜Ｆ
までの高温で卓越した引張強さをもち、一方有用な工学
材料を形成することができる程充分な室温での延性およ
び良好な破壊靭性は保持しているようなアルミ化チタン
合金を提供することである。

発明の概要 以上の目的およびその他の目的は、約１８〜３０原子％
のアルミニウムと約１８〜３４原子％のニオブを含をし
残部が本質的にチタンからなるチタン基合金を提供する
ことによって達成される。

「残部が本質的にチタンからなる」という用語の意味は
、チタンが、含有率においてその合金中に存在する他の
いかなる元素より大きい主要な元素であり、上記の原子
％の残りの原子％を占めるということである。しかし、
本発明の合金の強度、延性および破壊靭性を達成する上
で障害とならない他の元素が不純物として、すなわち障
害とならない程度で存在していてもよい。不純物量とし
て、酸素、炭素および窒素は各々０．　６原子％未満で
あるべきであり、タングステンは１．５原子％未満であ
るべきである。

約１８〜３０％のアルミニウムと約１８〜３４％のニオ
ブを含ａし残部が本質的にチタンからなる本発明の合金
は、少なくとも１５００゜Ｆまでの温度での高い降伏強
さと良好な破壊靭性とをもっている。本明細書中で使用
する「高い降伏強さ」という用語は、この合金が従来技
術の三チタン−アルミニウム合金の降伏強さと少なくと
も同じくらい高い降伏強さをもっているという意味であ
る。

もっとも、従来技術の三チタン−アルミニウム合金の高
い降伏強さは約１１１０°Ｆまでの温度で達成されるの
みである。本明細書中で「良好な破壊靭性」という用語
は、本発明の合金が従来技術の三チタン−アルミニウム
合金のもつ１０〜２０ｋｓｉ×インチの平方根という破
壊靭性に少なくとも匹敵する破壊靭性を有するという意
味である。

本発明のさらに好ましい合金は、約１８〜２５゜５％の
アルミニウムと約２０〜３４％のニオブを含有し残部が
本質的にチタンからなり、少なくとも１５００°Ｆまで
の温度での高い降伏強さと卓越した破壊靭性とを有する
。本明細書中で使用する「卓越した破壊靭性」という用
語は、本発明の合金が従来技術の三チタン−アルミニウ
ム合金のもつ１０〜２０ｋｓｉｘインチの平方根という
破壊靭性と少なくとも同じくらい高く、さらにはそれよ
り高い破壊靭性を有するということを意味する。

本発明の別の好ましい合金は、約２３〜３０％のアルミ
ニウムと約１８〜２８％のニオブを含有し残部が本質的
にチタンがらなり、少なくとも工５００°Ｆまでの温度
での卓越した降伏強さと良好な破壊靭性とを有する。本
明細書中で使用する「卓越した降伏強さ」という用語は
、本発明の合金が従来技術の三チタン−アルミニウム合
金の降伏強さと少なくとも同じくらい高く、・さらには
それより高い降伏強さを有するということを意味する。

本発明のさらに別の好ましい合金は、約２１〜２６％の
アルミニウムと約１９．５〜２８％のニオブを含有し残
部が本質的にチタンからなり、破壊靭性と少なくとも１
５００゜Ｆまでの温度でのＡい降伏強さとの卓越した組
合せを有する。本明細書中で使用する「破壊靭性と高い
降伏強さの卓越した組合せ」という用語は、本発明の合
金が従来技術の三チタン−アルミニウム合金と少なくと
も同じくらい高く、さらにはそれより高い破壊靭性と降
伏強さの組合せを有するという意味である。

本発明者は、驚くべきことに、本発明のチタン−アルミ
合金中のニオブ含有率を約１８〜３４％にすると高温強
度が高まることを発見した。この強度の増大は室温での
延性を損うことがなく、さらにニオブを含有する従来技
術の三チタン−アルミニウム合金よりも破壊靭性が増大
する。本発明の合金では、降伏強さと密度との比が、ニ
オブを含有する従来技術の三チタン−アルミニウム合金
と比べて約５０％以上も大きく増大している。

以下の説明は、添付の図面を参照するとより明瞭に理解
できるであろう。

発明の詳細な説明 本発明のチタン−アルミ合金は１５００゜Ｆ以上までの
高温で１１０ｋｓ　ｉ以上までの卓越した降伏強さを示
す。また、本発明の合金は室温延性と良好な破壊靭性と
を維持しているので有用なエンジニアリング材料を構成
することができる。本発明の合金は第１〜４図に示され
ており、そのチタン、アルミニウムおよびニオブの原子
％は第１〜４図に示した三元組成図の斜線を付けた領域
にほぼ相当する二当業界での検索のためには、本発明の
合金は第１図に示した三元組成図で斜線を付けた領域の
外側の境界を指示して記載することができる。第２〜４
図に示した三元組成図の斜線を付けた領域で示される合
金は第１図の三元組成図の斜線領域内にある。第１図の
三元組成図の外側の境界は、アルミニウムが約１８〜３
０％、ニオブが約１８〜３４％、残部が本質的にチタン
である。しかし、特許請求の範囲に記載されている組成
物は第１〜４図に示されている合金含有率に基づいてい
る。

本発明の合金の破壊靭性は、第２図に示した三元組成図
の斜線を付けた領域にほぼ相当する組成物によって特に
改良される。降伏強さは、第３図の三元組成図で斜線を
付けた領域にほぼ相当する組成物によって特に改良され
る。また、第４図の三元組成図で斜線を付けた領域にほ
ぼ相当する組成物によると、降伏強さと破壊靭性の両方
が改良される。

実施例 製造した一連のアルミ化チタン合金の組成を一ド記表Ｉ
にまとめて示す。

表１でサンプル１〜１７は本発明の合金の範囲を決定す
るために調合した組成を有する。サンプル番号１８と１
９は、参照（比較用）合金としてブラックバルン（Ｂｌ
ａｅｋｂｕｒｎ）らの米国特許節４゜２９２．０７７号
の組成物から調製した。サンプル番号１〜１１を有する
合金を非消耗性アーク融解し、溶融紡糸法により急速に
凝固してリボンとした。このリボンを１７８５゜Ｆで熱
間静水圧プレス法により締固めてシリンダーとした。１
８３０°Ｆで熱間ダイ鍛造を実施してシリンダーの高さ
を約６：ｌに減らしてディスクにした。サンプル番号１
２〜１７は非消耗性アーク融解して平らなボタンとし、
１８３０°Ｆで熱間ダイ鍛造してボタンを約３：１に減
らしてディスクにした。

鍛造したディスクを機械加工して長方形のブランクとし
、ゲッターを用いてアルゴンを充填した熱処理用石英管
の内部のチタン管内に封入した。

このゲッター管はイツトリウムをゲッターとして収容し
ている。イツトリウムは酸素と窒素に対する親和性が大
きいので、アルゴンでパージした管中に残存する酸素と
窒素によってチタンブランクが汚染されるのを最小にす
る。

これらのブランクを２段階でアニールした。第一段階の
アニーリングはβ−１相線（ｔｒａｎｓｕｓ）のすぐ上
の温度で行なった。このβ−１相線は、チタンまたはチ
タン合金のミクロ組織が低温のαまたはα−２相から高
温のβ相へと変態する温度である。β−１相線温度はチ
タン合金の組成に応じて変化する。したがって、この第
一段階のアニリングは、実施例の合金１−１７から調製
したサンプルの組成に応じてその組成物のβ−１相線温
度のすぐ上の温度で実施した。このβ−１相線温度より
上での第一段階のアニーリングは２０５０から２２８０
゜Ｆまでで１〜２時間の範囲であった。いくつかのブラ
ンクは１８３０°Ｆでβ−１相線より低い第一段階アニ
ーリングを行なって、より細かい結晶粒度にした。第二
段階のアニーリングは１６００°Ｆで２〜４時間であっ
た。

各ブランクに対して使用した個々のアニーリング時間と
温度を以下の表■〜■に示す。次に、アニーリングした
ブランクを機械加工して、３Ｘ４×２５順の三点曲げ試
験棒、ビッカース硬さ試験用の小片、および２５Ｘ２．
５Ｘ２．５ｍｓの破壊靭性試験用ノツチ付き棒にした。

また、合金９０７のブランクからは、−組の１．５Ｘ３
Ｘ２５＋ｎの四点曲げ試験棒も機械加工により調製した
。

従来技術による参照合金は、表Ｉ中でサンプル番号１８
および１９として示した組成を有するインゴットを購買
して用意した。インゴットを、これらの合金の機械的性
質を最適にすることが知られている鍛造および圧延パラ
メーターを用いて加工処理して５Ｘ５５Ｘ２２０ｉｎの
板にした。これらの板を２１２５°Ｆで１時間熱処理し
、ファンで急冷し、１４００゜Ｆに１時間再加熱した後
炉冷した。こうして熱処理した板から電極放電加工によ
りブランクを調製した。ブランクを切削加工して、ゲー
ジ幅０．０８インチ、ゲージ長０．２５インチ、厚み０
．０６インチの平らな引張試験片を作製した。ビッカー
ス硬さ試験用の小片も機械加工によりブランクから作製
した。さらに、３Ｘ４Ｘ２５ｍｍの三点曲げ試験棒も機
械加工によりブランクから作製した。

本発明のサンプル合金から調製したブランクの高温強度
を、従来技術の参照合金から調製したブランクと比較す
るために２つの方法を使用した。

第一の方法は、ダイヤモンドによるピラミッド形の跡を
見るビッカース硬さ（ＶＨＮ）を室温から１８３０°Ｆ
までの温度において決定することであった。第二の方法
は、曲げ試験用の大きさに機械加工した試験棒に対して
室温から１７００゜Ｆまでで曲げ試験を実施することで
あった。

押込み硬さは材料の降伏強さの指標になることが、バー
スト（Ｗ、　Ｉｆｉｒｓｔ）とハウス（Ｍ、Ｇ、Ｊ、Ｗ
、　ＩＩｏｖｓｅ）によって、王立科学アカデミ−会報
（Ｐｒｏｃａｅｄｌｎｇｓ　ｏｆ’　ｔｈｅ　Ｒｏｙａ
ｌ　５ｏｃｉｅｔｙ　Ａ、）第３１１巻、第４２９〜４
４４頁（１９６９年）の「くさびによる材料の押込み（
Ｔｈｅ　Ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ　ｏｆ　ａ＋ａｔｅｒ
ｌａＩｓ　ｂｙ　Ｗｅｄｇｅｓ）　Ｊにおいて示されて
いるので、ビッカース硬さを測定した。また、チャン（
Ｓ、Ｓ、　Ｃｈｌａｎｇ）　、７−シヤル（Ｄ、Ｂ、　
Ｍａｒｓｈａｌｌ）およびエバンス（Ａ、Ｇ、　Ｅｖａ
ｎｓ）は、応用物理誌（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｒＡｐｐｌ
ｉｅｄ　Ｐｈｙｓｌｃｓ）の第５３巻、第２９８〜３１
１頁（１９８２年）の［弾性／塑性押込みに対する固体
の応答Ｉ０応力および残留応力（Ｔｈｅ　Ｒｅ５ｐｏｎ
ｓｅ　ｏｆ　５ｏｌｌｄｓ　ｔｏ　Ｅｌａｓｔｌｃ／Ｐ
ｌａｓｔｉｃ　１ｎｄｏｎｔａｔｌ。

ｎ、　１．５ｔｒｅｓｓｏｓ　ａｎｄ　Ｒｅ５１ｄｕａ
ｌ　５ｔｒｅｓｓｅｓ）　Ｊにおいて、押込み硬さと降
伏強さとの関連を支持する実験データを示している。

押込み硬さと降伏強さとの関連を決定するために、サン
プル１８の組成物から調製したブランクに対してビッカ
ースのダイヤモンドピラミッド硬さ試験と引張試験を実
施した。サンプル１８は、表Ｉに合金９８９として示し
た従来技術の参照合金のひとつである。引張試験とビッ
カース硬さ試験は７２°Ｆから１５００゜Ｆまでの温度
範囲に亘って実施した。引張試験の結果を表■に、ビッ
カース硬さ試験の結果を表■に示す。

表　　■ 表　　■ ビッカース硬さ試験は、合金９８９がら調製した試片に
対して、押込み荷重が１０００グラムのピラミッド状ダ
イヤモンド圧子を用いて実施した。

引張降伏強さ試験は、インストロン（ＩＮＳＴＲＯＮ）
引張試験機で、１９８４年のＡＳＴＭ規格年報（Ａｎｎ
ｕａｌ　Ｂｏｏｋ　ｏｆ’　ＡＳＴＭ　５ｔａｎｄａｒ
ｓ　）の第０３．０１巻、第１３０−１５０頁、ＡＳＴ
Ｍ規格Ｅ８、［金属材料の引張試験標準法（Ｓｔａｎｄ
ａｒｄ　Ｍｅｔｈｏｄｓ　ｏｆ’　Ｔｅｎ５ｌｏｎ　Ｔ
ｅｓｔｌｎｇ　ｏｆ’　Ｍｅｔａｌｌｌｃ　Ｍａｔｅｒ
ｉａｌｓ）　Ｊで推奨されている歪み速度を用いて実施
した。

第５図のグラフは、縦座標に引張降伏強さとビッカース
硬さ数の比をプロットし、横座標に試験した温度範囲を
プロットしたものである。第５図のグラフは、チタン−
アルミ合金における引張降伏強さとビッカース硬さ数の
間の線形関係を示している。この線形関係は、引張降伏
強さが定数０゜３１４にビッカース硬さ数を掛けた値に
等しいと説明することができる。すなわち、Ｙを降伏強
さとし、ＶＨＮをビッカース硬さ数として式に表わすと
、引張降伏強さとビッカース硬さとの線形関係はＹ−０
，３１４ｘＶＨＮとなる。

次に、表１の合金５２９から調製したブランクに対して
室温から１８３０°Ｆまでのビッカース硬さを測定し、
合金９８９から導かれたのと同じ比例定数０．３１４を
使用して降伏強さを求めた。

このようにして、合金５２９と参照合金９８９の降伏強
さを、ビッカース硬さ試験に基づいて室温から１５００
゜Ｆ以上の温度に亘って比較することができた。この比
較の結果を第６図に示す。なお、比較のために、ブラッ
クバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの米国特許節４，７
１６，０２０号の表１の第３欄に開示されている合金Ｔ
ｉＴｉ−２５ＡＩ−１ＯＮｂ−３Ｖ−Ｉの高温での降伏
強さも第６図に示した。この第６図の比較から明らかな
ように、本発明の合金では、ニオブを含有する従来技術
の三チタン−アルミニウム合金と比べて、さらにはニオ
ブ、バナジウムおよびモリブデンを含有する改良された
三チタン−アルミニウム合金と比べても改良された低温
および高温での強さが得られる。

本発明の合金の高温強度を評価するのに使用した第二の
方法は三点曲げ試験である。サンプル番号２．３および
５に関して上記したのと同様に加工した三点曲げ試験棒
を真空中で１２００〜１８００゜Ｆの温度で試験した。

三点曲げ試験は、米国陸軍省規格ＭＩ　Ｌ−ＳＴＤ−１
９４２Ａ　（提案）［高性能セラミックスの室温におけ
る曲げ強さ（Ｐｌｅｘｕｒａｌ　Ｓｔｒｅｎｇｔ１１ｏ
ｆ’　Ｈｌｇｈ　Ｐｅｒｒｏｒｔｘａｎａｏ　Ｃｅｒａ
ａｌｅｓ　ａｔ　Ａｉｂｌｅｎｔ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕ
ｒｅｓ）　Ｊに従って実施した。また、サンプル１７か
ら調製したブランクに対して、上記で引用した米国陸軍
省の規格に従って四点曲げ試験を実施した。０．２％外
側繊維降伏強さと破断時の外側繊維歪みの推定値を求め
た。この０．　２％外側繊維降伏強さは外側の繊維の塑
性歪みが０．　２％であるような応力である。

外側繊維歪みは延性の尺度であり、破断時に曲げ試験片
の外側繊維表面が受ける塑性変形の量である。達成する
ことができた最大の歪みは、装着した試験棒に対する干
渉が生起する前の曲げの量に制限があるため約５〜６％
であった。

この曲げ試験の較正は、従来技術の参照合金９８９から
調製した試験棒に対して曲げ試験を行ない、これらの結
果を合金９８９に対して行なった一軸引張試験（表Ｈに
示した）と比較することによって行なった。０．２％引
張降伏強さＹｒと０゜２％曲げ降伏強さＹＢの比を温度
の関数としてプロットしたのが第７図である。この実験
データは線形関係Ｙ、−０，６７ＸＹＢで良く一致した
。

表Ｉのサンプル２．３．５および１７の組成物から調製
したブランクで得られた曲げ試験結果を下記表■とＶに
示す。上で確立された線形関係Ｙ　　−０，６７ＸＹＢ
を使用することにより、表■とＶに示したそれぞれの曲
げ試験に対して引張降伏強さを計算した。

表　　■ Ｔｉ−２５ＡＩ−２５Ｎｂの組成に近い組成を有しβ−
１相＃Ａ温度より高温で表　　Ｖ ＴＩ−２５ＡＩ−２５Ｎｂの組成に近い組成を有しβ−
１相線温度より低温で禦 表■はβ−１相線温度より高温で熱処理したブランクで
得られた降伏強さ試験結果を示し、一方、表Ｖはβ−１
相線温度より低温で熱処理したサンプルの試験結果を示
している。表■と表■を比較すると分かるように、本発
明の合金の降伏強さは一般にβ−１相線温度より高温で
熱処理することによって改良される。また、表■と表■
を比較すると、本発明の合金の引張降伏強さはニオブを
含有する従来技術の三チタン−アルミニウム合金と比ベ
て２００％も改良されることが分かる。

標準的な金属組織学的方法を用いて本発明の合金のミク
ロ組織を検査した。表Ｉで５〜１１の番号を付けたサン
プルから調製したブランクから得た金属組織学的試験片
を１８００から２１９０°Ｆまでの範囲の温度で約２時
間熱処理して、本発明の合金が低温相からβ相などのよ
うな高温和へと変態する温度範囲を決定した。また、番
号５〜１１のサンプルから調製したこれらの試験片をこ
れらの温度で熱処理して、本発明の合金をその相変態温
度より高温に加熱した後冷却する場合にいかなるミクロ
組織が発達するかを決定した。このような加熱と冷却に
より発達するミクロ組織は変態ミクロ組織といわれる。

表工で１〜４および１２〜１７の番号を付けたサンプル
から調製したブランクから得た試験片を７０〜１００時
間の範囲の時間に亘り１２００がら２０００°Ｆまでの
範囲の温度で熱処理した。

このように７０〜１００時間もの長期に亘って熱処理し
たのは、本発明の合金のミクロ組織の安定性を７１！１
定するためであった。

次に、番号１〜１７のサンプルから得た試験片を金属組
織学的に検査して、熱処理によっていかなる金属組織学
的な変化が生起したかを調べた。

酸素による汚染を防ぐためにサンプルはすべて熱処理の
間カプセルに封入した。金属組織学的な検査結果を下記
表■に示す。

これらの試験片の金属組織学的検査により、ミクロ組織
の中には、安定であるか、または番号１〜４および１２
〜１７のサンプルから得た試験片に対して行なった長期
のアニーリングの後でも多少の再結晶を示すだけのもの
があることが示された。これらの安定なミクロ組織は、
表■中でミクロ組織の欄にタイプ１．２または３と示し
た。別の合金では、共析晶相、結晶粒界相または非常に
鋭い針状の相にみえるものが析出した。これは表■でタ
イプ４のミクロ組織として示した。さらにその他のサン
プル合金は、平行なうメラ相およびウィドマンステッテ
ン分解を示し、下記ではタイプ５のミクロ組織として特
徴付けた。

表　　■ 番号１〜５のサンプルと従来技術のサンプル合金１９か
ら調製したノツチ付き試験棒に対して破壊靭性の計１定
を行なった。いくっがめサンプルは下記表■に示されて
いるように１２００°Ｆがら２０００°Ｆまでの温度で
さらに１００時間の熱処理を行なった。この試験は、１
９８１年米国ベンシルベニア州フィラデルフィアのアメ
リカ材料試験協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ　５ｏｃｉｅｔｙ
　ｆｏｒ　Ｔｅｓｔｉｎｇ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｌａｌ
ｓ）編、ＡＳＴＭ規格１９８１年版第１０部、金属−機
械的、破壊および腐蝕試験、疲労、腐蝕および摩耗、温
度の影響（Ｍｅｔａｌｓ−Ｍｃｃｈａｎｌｃａｌ、　Ｆ
ｒａｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｔｅｓ
ｔｌｎｇ；　Ｆａｔｉｇｕｅ：　Ｅｒｏｓｌｏｎ　ａｎ
ｄ　Ｗｅａｒ：　Ｅｒｒｅｃｔ　ｏｆＴｅｍｐｅｒａｔ
ｕｒｅ）　、第５　ｉｌｌ　８〜６１８頁にあるＡＳＴ
Ｍ標章法Ｅ３９９−８１すなわち金属材料の平面歪み破
壊靭性の標準試験法（Ｓｔａｎｄａｒｄ　Ｔｅ５ｔ　Ｍ
ｅｔｈｏｄ　ｆｏｒ　Ｐｌａｎｅ−８ｔｒａｌｎ　　Ｆ
ｒａｃｔｕｒｅ　　Ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ　　ｏｆ’　　
Ｍｅｔａｌｌｉｃ　　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）に従って三
点曲げにより室温で実施した。しかし、試験棒は疲労に
よる予備亀裂を示さながったので、ここではＫＱとして
表示した破壊靭性は相対値として示す。この測定値によ
り、本発明の合金を表１で合金番号９９６としたサンプ
ル合金１９と比較してランク付けするための破壊靭性が
推定できる。アニーリングした試験棒に対する破壊靭性
試験結果を以下の表■に示し、さらに１００時間の時効
化処理をした試験棒の結果を表■に示す。

表　　■ 熱処理したサンプルの室温破壊靭性ＫＱ表　　■ 熱処理し時効化したサンプルの室温破壊靭性ＫＱ表■は
、本発明の合金の中には従来技術の合金９９６の破壊靭
性に匹敵するものがいくつかあり、さらにはそれを越え
るものさえあることを示している。表■は、少なくとも
１８００゜Ｆまでの温度で１００時間までの長期間に亘
って加熱した本発明の合金で破壊靭性の損失は極めて少
ないことを示している。

本発明の合金の密度を、あるサンプルの空気中における
重量とシリコーン中における重量とを比較することによ
って決定した。密度８．８８ｇ／Ｃｍ３のニッケルサン
プルを標準として使用した。

この密度は、下記表■で示されているいろいろな組成に
対して５−０ｇ／ｃｔａ　　から６．　０ｇ／ｃｔａ３
まで変化していた。

表　　■ ブラックバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの合金Ｔｉ−
２４ＡＩ−１１Ｎｂ及びＴｉ−２５ＡＩ−１ＯＮｂ３　
Ｖ　−Ｉ　Ｍ　ｏの密度はそれぞれ４，７および４゜６
４ｓ’／ｃｍ３であることが知られている。本発明の合
金の密度に関して補正した強度を、各々の合金の降伏強
さをその密度で割ることによって求めた。この補正した
強度をブラックバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの合金
の補正した強度と比較することができる。第８図は、本
発明の合金と従来技術の三チタン−アルミニウム合金と
の、密度で補正した強度の比較を示している。降伏強さ
／密度比の増大は改良点と考えられる。というのは、こ
の月料を使用すると、より重い材料から作製した部品と
同じ強度または耐力能を与える軽量の部品を作製するこ
とができるからである。ガスタービンの場合、密度の小
さい部品を用いると、回転部品における遠心応力が少な
くなると共にそのガスタービンの全重量が低下する。

第８図を参照すると分かるように、本発明の合金はニオ
ブを含有する従来技術の三チタン−アルミニウム合金と
比べて降伏強さ／密度の比が少なくとも５０％改良され
ている。また、本発明の合金の中にはニオブ、バナジウ
ムおよびモリブデンを含有する従来技術の三チタン−ア
ルミニウム合金と比べても改良された降伏強さ／密度の
比が得られるものがある。

上記および図面に示した機械的特性とミクロ組織のラン
ク付けに関する以下の議論によって、本発明の合金を定
義するチタン、アルミニウムおよびニオブの組成範囲の
臨界的意義を明らかにしよう。第６図は、室温で、さら
に重要なことには少なくとも１５００°Ｆまでの温度で
本発明の合金の方が高い強度をもつことを示している。

本発明の新規な合金の強度は、従来技術によるブラック
バーン（Ｂｌａｅｋｂｕｒｎ）らのＴｉ−Ａｌ　−Ｎｂ
合金およびＴ　ｉ　−Ａ　ｌ　−Ｎ　ｂ−Ｖ−Ｍｏ合金
よりも改良されている。この改良の結果、ブラックバー
ン（ＢＩａｃｋｂｕｒｎ）らの三チタン−アルミニウム
合金では１１１０°Ｆまでに限定されていた作動可能温
度範囲が、本発明の合金では少なくとも１５００°Ｆま
での温度に改善される。

また、表■に示した曲げ試験した降伏強さおよび計算し
た引張降伏強さも、本発明の合金の改良された強度と温
度範囲を立証している。たとえば、合金６２９の引張降
伏強さは１５００°Ｆで１１９ｋｓ　ｉと推定される。

これを、表■に示したように室温で９７．８ｋｓｉ、１
４７０°Ｆで５２゜５ｋｓ　ｉの範囲にある従来技術の
参照合金９８９の引張降伏強さと比較してみるとよい。

合金６２９の１５００゜Ｆにおける推定された引張降伏
強さは、低温と高温での参照合金９８９の降伏強さより
かなり高い。これは従来のＴ　ｉ　−Ａ　ｌ　−Ｎｂ合
金と比べて強度面での大きな増大であり、その結果本発
明の合金のａ用な温度範囲はほとんど４００°Ｆも上昇
する。さらに、これは有用な強度の増大である。すなわ
ち、本発明の合金の室温における破壊靭性は従来技術の
Ｔｉ−Ａｌ　−Ｎｂ合金に匹敵するからである。

表■とＶからは、本発明の合金の外側繊維歪みが従来技
術の三チタン−アルミニウム合金の延性に匹敵すること
が分かる。

高温での良好な延性は、本発明の合金が直ちに熱間鍛造
できることを示している。実際、上記実施例で製造した
ブランクは優れた熱間鍛造性を有することが立証された
。通常の方法でチタン合金のシリンダーをディスクに熱
間鍛造するには、そのシリンダーをニッケル合金鍛造用
リングに挿入して鍛造されたディスクのエツジがクラブ
キングを起こすのを防ぐ。ニッケル合金鍛造用リングを
使用しないでいくつかのサンプル合金からブランクを製
造してみたところ、熱間鍛造中にエツジのクラブキング
は起こらなかった。このような新規でユニークな熱間鍛
造特性によってガスタービンエンジン部品の製造が容易
になる。

表■のミクロ組織のランクは５つの別々のタイプに分け
た。タイプ１のミクロ組織は、斜方晶系のβ相が本発明
の他の合金より多くのβ相を含有する微細で二相になっ
た等軸または針状の組織として分布していることで特徴
付けた。そのβ相は約２５％までの量で存在し、一方、
斜方品系相は存在するすべての相の少なくとも約５０％
の容積分率で存在していた。タイプ２のミクロ組織はβ
相をほとんどまたはまったく含有せず、針状の度合が強
くなっており、タイプ１の組織はどには微細ではなかっ
た。タイプ３のミクロ組織は際立って針状であり、サイ
ズはタイプ２の組織とほぼ同等である。タイプ２のミク
ロ組織の場合、斜方晶系相はその組織内に存在するすべ
ての相の少なくとも約７５％の容積分率で存在していた
。タイプ３の組織はβ相を含有していなかったが、単相
の斜方晶系または、主として斜方晶系である混合α−２
／斜方品系組織を呈していた。これらのタイプ１〜３の
組織は本発明の合金の特徴である。タイプ１〜３のミク
ロ組織と表１に示したような組成を有する合金を表■に
示した。

本発明で定義した組成物以外の合金はその微細組織中で
望ましい斜方品系相（これが良好な破壊靭性と高温での
卓越した強度を本発明の合金に与える）を示さない。た
とえば、合金６６２．９２１．９２２および９２４はタ
イプ４のミクロ組織を示した。タイプ４のミクロ組織は
、金属組織学的検査では決定できない相を含有していた
。この未決定の相は針状組織として存在していた。すな
わち、おそらくは共析領域にある２つの相のパッチ、鋭
い針様の相または微細な析出である。タイプ４のミクロ
組織を有する合金は、本発明の組成物中の濃度より高い
アルミニウムとニオブを組合せてもっている。合金６６
２．９２１．９２２および９２４の組成は表１に示しで
ある。

合金５５０は、表１に示した本発明の合金より低い濃度
のアルミニウムとニオブを有している。

合金５５０は、タイプ１〜３のミクロ組織より粗くて鋭
いタイプ５のミクロ組織で特徴付けられる。

タイプ５のミクロ組織はウィドマンステッテン組織であ
り、本発明の組成物の組織と比較して木すり様組織の間
隔が粗く、従来技術によるニオブ含量が低めのＴｉ−Ａ
ｌ−Ｎｂ合金で観察されたミクロ組織の方に似ている。

また、合金５５０は、ウィドマンステッテン変換した粒
子内に微細で平行な木ずり成長の領域も含んでいた。こ
れらの領域は一般に脆性の機械的挙動と関連している。

したがって、本発明の合金の組成は、ニオブを含有する
従来の三チタン−アルミニウム合金より微細な望ましい
ミクロ組織内の新しい斜方晶系用を生ずるチタン、アル
ミニウムおよびニオブの臨界的な範囲を定義している。

ミクロ組織のランク付けにより、本発明の合金は少なく
とも１５００゜Ｆまでの高温の不活性ガスに長時間さら
す間安定のままでいることが示された。このような温度
の空気または燃焼ガス中で長期に使用するには保護コー
ティングが必要となる。しかしながら、これらの合金の
作動温度範囲を１５００°Ｆまで拡大したことは、ブラ
ックバーン（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの合金の１１１０
゜Ｆという作動範囲（限界）と比べて大きな改善である
。

本発明の合金のミクロ組織と機械的性質とを比較したと
ころ、タイプ１〜３の組織は各々がある種の機械的性質
の改良の特徴を表わしている。破壊靭性が最良であるが
降伏強さは多少低めである合金はタイプ１のミクロ組織
をもつ。これらの合金組成は第２図の三元状態図に斜線
を付けて示した。降伏強さが最高であるが破壊靭性は多
少低めである合金はタイプ２のミクロ組織で特徴付けら
れる。これらの合金組成は第３図の三元状態図で斜線を
付けて示した。高い降伏強さと容認できる程度の破壊靭
性とを組合せて有する合金はタイプ３のミクロ組織によ
って特徴付けられる。これらの合金組成は第４図の三元
状態図に斜線を引いて示した。

表■と■に示されているように、破壊靭性ＫＱは従来技
術のＴｉ−Ａｌ−Ｎｂ合金に匹敵するかまたはそれより
優れている。一般に、本発明の合金の降伏強さが増大す
ると破壊靭性は低下する。

しかし、従来のＴｉ−Ａｌ−Ｎｂ合金より太き１く優れ
た強度がみられる場合破壊靭性は少なくとも同等である
。降伏強さがニオブを含有する従来の三チタン−アルミ
ニウム合金よりほんの少しだけ高い場合、本発明の合金
の破壊靭性は極めて高くなっている。本発明の合金では
３５．７９ｋｓｉｘＪｉ　ｎもの高い破壊靭性がみられ
たことは注意しておくべきである。これは、従来のアル
ミ化工チタンの１０〜２０ｋｓｉＸｖ’ｉｎという破壊
靭性より大幅に改善されている。その結果、本発明の合
金は、ガスタービンにおいて、ニオブを含有する従来の
三チタン−アルミニウム合金より多くの可能な用途を有
することになる。

表■に示した破壊靭性の測定値は、また、本発明の合金
の組織上の安定性も立証している。１００時間までの長
期間に亘って少なくとも１８００゜Ｆまでの温度に加熱
したノツチ付きの試験棒では、表■で長期間に亘って高
温にさらして試験した合金で破壊靭性の損失がほとんど
ないことが示された。これは、本発明の合金では長期間
に亘って高温にさらされたときこの合金のミクロ組織が
、大量の脆性用や析出物の形成を伴うことなくかなり安
定のままであるということを示している。

第８図は本発明の合金の密度で補正した強度が改良され
ていることを示している。合金５２９．６２９及び６４
９は、密度で補正した強度が従来技術のＴｉ−Ａｌ−Ｎ
ｂ合金より５０％以上改善されている。さらに、合金６
２９と６４９の密度で補正した強度は、１３００°Ｆま
での温度、さらにそれ以上の温度で従来技術のＴ　ｉ　
−Ａ　ＩＮｂ−Ｖ−Ｍｏ合金より大幅に改善されている
。

すでに説明した通り、従来技術のＴ　ｉ　−Ａ　ＩＮｂ
−Ｖ−Ｍｏ合金の降伏強さのデータは、ブラックバーン
（Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ）らの米国特許第４，７１６．０
２０号の開示からとったものである。この米国特許第４
，７１６，０２０号には、Ｔｉ−ＡＩ−Ｎｂ−Ｖ−Ｍｏ
合金の１２００°Ｆまでの降伏強さが示されているだけ
であるが、この温度を越えると降伏強さは急激に落ちる
ものと予測される０単独の添加剤のニオブを含有する本
発明のＴ　ｉ　ａ　Ａ　を合金は、密度で補正した降伏
強さが、３種の添加剤、すなわちニオブ、バナジウムお
よびモリブデンを含有するブラックバーン（Ｂｌａｅｋ
ｂｕｒｎ）らの米国特許第４．７１６，０２０号の三チ
タン−アルミニウムに匹敵するか、またはそれを越えて
いるという点に注意しておくことが肝要である。

以上の実施例で使用したアニーリングの時間と温度は、
本発明の合金の特性に関する最初の知識に基づいて選択
したものである。ミクロ組織の拡散動力学および加工熱
処理に対するその作用についてさらに研究すれば、本発
明の合金の機械的特性がさらに改良されることは充分に
期待できる。

これは他のチタン−アルミ合金ですでに立証されている
。すなわち、各種の溶体化、冷却および熱間鍛造アニー
リング技術が開発され−Ｃいるからである。

当業者には明らかなように、特許請求の範囲によっての
み規定される本発明の範囲から逸脱することなく本発明
の合金に追加の変更をなすことができる。

【図面の簡単な説明】

第】図は、本発明の合金の組成範囲のチタン、アルミニ
ウムおよびニオブの濃度をプロットした三軸図である。 第２図は、特に破壊靭性を改良する本発明の合金の組成
範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度をプロ
ットした三軸図である。 第３図は、特に降伏強さを改良する本発明の合金の組成
範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度をプロ
ットした三軸図である。 第４図は、破壊靭性と降伏強さを改良する本発明の合金
の組成範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度
をブロットシた三軸図である。 第５図は、参照サンプル合金９８９に対して０゜２％引
張降伏強さとビッカース硬さとの比を室温から１４７０
′Ｆまで示したグラフである。 第６図は、室温から１６００°Ｆまでのサンプル合金５
２９の推定降伏強さを参照サンプル合金９８９と比較し
て示すグラフである。 第７図は、参照サンプル合金９８９の０．２％引張降伏
強さと参照サンプル合金９８９の０．２９６曲げ降伏応
力との比を室温から１４７０°Ｆまで示したグラフであ
る。 第８図は、降伏強さと密度との比について、本発明の合
金をブラックバーン（Ｂｌａｅｋｂｕｒｎ）らの合金と
比較して示すグラフである。

Claims (25)

【特許請求の範囲】
1. （１）第１図の斜線で示した概略原子割合のチタン、ア
   ルミニウムおよびニオブからなり、ニオブが少なくとも
   １８原子％であるチタン−アルミ合金であって、少なく
   とも１５００゜Ｆまでの温度での高い降伏強さと良好な
   破壊靭性とを有するチタン−アルミ合金。
2. （２）１７００°Ｆ〜２０００°Ｆの温度で鍛造可能で
   ある、請求項１記載のチタン−アルミ合金。
3. （３）さらに、前記合金のミクロ組織内に存在するすべ
   ての相の少なくとも約５０％（容積分率）が斜方晶系の
   相であることを特徴とする、請求項１記載のチタン−ア
   ルミ合金。
4. （４）第２図の斜線で示した概略原子割合のチタン、ア
   ルミニウムおよびニオブからなり、ニオブが少なくとも
   １８原子％であるチタン−アルミ合金であって、少なく
   とも１５００゜Ｆまでの温度での高い降伏強さと卓越し
   た破壊靭性とを有するチタン−アルミ合金。
5. （５）１７００°Ｆ〜２０００°Ｆの温度で鍛造可能で
   ある、請求項４記載のチタン−アルミ合金。
6. （６）さらに、前記合金のミクロ組織内に存在するすべ
   ての相の少なくとも約５０％（容積分率）が斜方晶系の
   相であることを特徴とする、請求項４記載のチタン−ア
   ルミ合金。
7. （７）第３図の斜線で示した概略原子割合のチタン、ア
   ルミニウムおよびニオブからなり、ニオブが少なくとも
   １８原子％であるチタン−アルミ合金であって、少なく
   とも１５００°Ｆまでの温度での卓越した降伏強さと良
   好な破壊靭性とを有するチタン−アルミ合金。
8. （８）１７００°Ｆ〜２０００°Ｆの温度で鍛造可能で
   ある、請求項７記載のチタン−アルミ合金。
9. （９）さらに、前記合金のミクロ組織内に存在するすべ
   ての相の少なくとも約５０％（容積分率）が斜方晶系の
   相であることを特徴とする、請求項７記載のチタン−ア
   ルミ合金。
10. （１０）第４図の斜線で示した概略原子割合のチタン、
    アルミニウムおよびニオブからなり、ニオブが少なくと
    も１８原子％であるチタン−アルミ合金であって、破壊
    靭性と少なくとも１５００゜Ｆまでの温度での高い降伏
    強さとの卓越した組合せを有するチタン−アルミ合金。
11. （１１）１７００°Ｆ〜２０００°Ｆの温度で鍛造可能
    である、請求項１０記載のチタン−アルミ合金。
12. （１２）さらに、前記合金のミクロ組織内に存在するす
    べての相の少なくとも約５０％（容積分率）が斜方晶系
    の相であることを特徴とする、請求項１０記載のチタン
    −アルミ合金。
13. （１３）第１図の斜線で示した概略原子割合のチタン、
    アルミニウムおよびニオブからなる合金から形成された
    ガスタービンエンジン用部品。
14. （１４）前記合金が、第２図の斜線で示した概略原子割
    合のチタン、アルミニウムおよびニオブからなる、請求
    項１３記載のガスタービンエンジン用部品。
15. （１５）前記合金が、第３図の斜線で示した概略原子割
    合のチタン、アルミニウムおよびニオブからなる、請求
    項１３記載のガスタービンエンジン用部品。
16. （１６）前記合金が、第４図の斜線で示した概略原子割
    合のチタン、アルミニウムおよびニオブからなる、請求
    項１３記載のガスタービンエンジン用部品。
17. （１７）第１図の斜線で示した概略原子割合のチタン、
    アルミニウムおよびニオブからなる合金から形成された
    、少なくとも１５００゜Ｆまでの高温での高い降伏強さ
    と良好な破壊靭性とを有する物品。
18. （１８）チタン、アルミニウムおよびニオブが第２図の
    斜線で示した概略原子割合を有する前記合金から形成さ
    れた、少なくとも１５００゜Ｆまでの高温での高い降伏
    強さと卓越した破壊靭性とを有する、請求項１７記載の
    物品。
19. （１９）チタン、アルミニウムおよびニオブが第３図の
    斜線で示した概略原子割合を有する前記合金から形成さ
    れた、少なくとも１５００゜Ｆまでの高温での卓越した
    降伏強さと良好な破壊靭性とを有する、請求項１７記載
    の物品。
20. （２０）チタン、アルミニウムおよびニオブが第４図の
    斜線で示した概略原子割合を有する前記合金から形成さ
    れた、少なくとも１５００°Ｆまでの温度で高い降伏強
    さと破壊靭性との卓越した組合せを有する、請求項１７
    記載の物品。
21. （２１）原子％で、約１８〜３０％のアルミニウムおよ
    び約１８〜３４％のニオブを含み、残部が本質的にチタ
    ンからなるチタン−アルミ合金であって、少なくとも１
    ５００゜Ｆまでの温度での高い降伏強さと良好な破壊靭
    性を有するチタン−アルミ合金。
22. （２２）原子％で、約１８〜２５．５％のアルミニウム
    および約２０〜３４％のニオブを含み、残部が本質的に
    チタンからなるチタン−アルミ合金であって、少なくと
    も１５００゜Ｆまでの温度での高い降伏強さと卓越した
    破壊靭性を有するチタン−アルミ合金。
23. （２３）原子％で、約２３〜３０％のアルミニウムおよ
    び約１８〜２８％のニオブを含み、残部が本質的にチタ
    ンからなるチタン−アルミ合金であって、少なくとも１
    ５００゜Ｆまでの温度での卓越した降伏強さと良好な破
    壊靭性を有するチタン−アルミ合金。
24. （２４）原子％で、約２１〜２６％のアルミニウムおよ
    び約１９．５〜２８％のニオブを含み、残部が本質的に
    チタンからなるチタン−アルミ合金であって、少なくと
    も１５００゜Ｆまでの温度で高い降伏強さと破壊靭性と
    の卓越した組合せを有するチタン−アルミ合金。
25. （２５）原子％で、約１８〜３０％のアルミニウムおよ
    び約１８〜３４％のニオブを含み、残部が本質的にチタ
    ンからなる合金で形成されたガスタービンエンジン用部
    品。