JPH03104832A - クロムとケイ素で改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金 - 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】 本発明のひとつの目的は、改良された延性、強度および
関連する性質を室温で示すγ−チタンアルミニウム金属
間化合物を形成する方法を提供することである。

別の目的は、低温および中間的な温度でのチタン−アル
ミニウム金属間化合物の性質、特に強度を改良すること
である。

また別の目的は、低温および中間的な温度で改良された
強度と共に他の性質および加工性を有するチタンとアル
ミニウムの合金を提供することである。

もうひとつ別の目的は、ＴｉＡ１ベース組成物の強度と
延性の組合せを改良することである。

その他の目的の一部は以下の説明から明らかであろうし
一部はそのつと指摘する。

本発明の目的は、その広い局面のひとつにおいて、非化
学量論的なＴｉＡｌベース合金を調製し、比較的低濃度
のクロムと低濃度のケイ素を非化学ｒ：Ｌ論的組成物に
添加することによって達成される。

添加の後、クロムを含有する非化学量論的Ｔｉ−ＡＩ金
属間化合物を急速凝固させてもよい。約１〜３原子％の
程度のクロムと１〜４原子％の程度のケイ素を添加する
ことが考えられる。

この急速凝固させた組成物は等方圧プレスおよび押出に
よって圧密化して本発明の固体組成物を形成することが
できる。

本発明の合金はまたインゴット形態で製造してもよく、
インゴット冶金によって加工できる。

発明の詳細な説明 γＴｉＡｌにケイ素とクロムを一緒に添加するという本
発明の基礎となった発見に至るまでに従来技術と本発明
の詰術に関する一連の研究を行なった。最初の２４個の
実施例は従来技術の研究に関するものであり、後の実施
例は本発明の研究に関するものである。

実施例１〜３ ＴｉＡ１に近い化学量論比でチタンとアルミニウムを含
有する３８のメルトを調製した。組成、焼きなまし温度
、およびこれらの組成物に対して行なった試験の結果を
表１に示す。

各実施例とも、合金は最初電気アーク融解によってイン
ゴットに製造した。このインゴットをアルゴンの分圧中
で溶融紡糸によって加工してリボンにした。両方の融解
過程で、メルトと容器の望ましくない反応を避けるため
にメルトの容器として水冷した銅製炉床を使用した。ま
た、チタンは酸素に対する親和性が強いため熱い金属が
酸素にさらされることのないように注意した。

この急速凝固したリボンを、排気したスチール缶に詰め
て密閉した。次にこの缶を３０ｋｓｉの圧力下９５０℃
（１７４０’Ｆ）で３時間熱間等方圧プレス（Ｈ　Ｉ　
Ｐ）にかけた。このＨＩＰ缶を機械加工して圧密化され
たリボンプラグにした。

このＨＩＰで得られたサンプルは、直径が約１インチで
長さが３インチのプラグであった。

このプラグをビレットの中央開口内の軸方向に入れて密
閉した。このビレットを９７５℃（１７８７’Ｆ）に加
熱し、ダイを通して押出した。圧下率は約７苅１であっ
た。こうして押出したプラグをビレットから取出して熱
処理した。

この押出したサンプルを次に表Ｉに示した温度で２時間
焼きなました。焼きなましに続いて１０００℃で２峙間
時効処理した。四点曲げ試験用の試片を室温で機械加工
して１．５Ｘ３Ｘ２５．４ｍｍ（Ｑ．０６０ＸＯ．１２
０Ｘ１．０インチ）の寸法にした。曲げ試験は、内側の
スパンが１０關（０．４インチ）で外側のスパンが２０
ｍｍ（０．８インチ）の四点曲げ試験機で実施した。負
荷一クロスヘッド変位曲線を記録した。得られる曲線に
基づいて次の特性が定義される。

（１）降伏強さはクロスヘッド変位が１／１　０　００
インチの時の流れ応力である。クロスヘッド変位のこの
量は、塑性変形および弾性変形から塑性変形への遷移の
最初の証拠である。従来の圧縮法または引張法による降
伏強さおよび／または破壊強さの測定は、本明細書に記
載の測定をする際に行なった四点曲げ試験で得られる結
果より低い結果が得られる傾向がある。四点曲げ測定で
得られる結果の方が高いということは、これらの値を従
来の圧縮法または引張法で得られた値と比較する時に留
意しなければならない。しかし、本明細書中の実施例の
多くで行なった測定結果の比較は四点曲げ試験のもので
あり、この技術で測定したすべてのサンプルに関してそ
のような比較は、組成物の相違または組成物の加工法の
相違に基づく強度特性の相違を確立するのに極めて有効
である。

（２）破壊強さは破断に至る応力である。

（３）外部繊維歪みは９．７１ｈｄの量で、ｒｈＪは試
片の厚み（インチ）であり、「ｄ」は破断のクロスヘッ
ド変位（インチ）である。冶金学的にいうと、この計算
値は、破断時に曲げ試験片の外部表面で経験される塑性
変形の量を表わす。

結果をまとめて次の表１に示す。表Ｉは１３００℃で焼
きなまししたサンプルの性質に関するデータを含んでお
り、特にこれらのサンプルに関するさらに別のデータは
第２図に示されている。

この表のデータから明らかなように、実施例２の合金１
２は最も良好な組合せの性質を示した。

これによって，Ｔｉ−ＡＩ組成物の性質はＴｉ／ＡＩの
原子比および加えられる熱処理に対して極めて感受性が
高いことが確認される。合金１２を、以下に記載するよ
うにして行なったさらに進んだ実験に基づいてさらに性
質を改良するためのべ一ス合金として選択した。

また、１２５０゜Ｃと１３５０℃の間の温度で焼きなま
しすると、望ましい程度の降伏強さ、破壊強さおよび外
部繊維歪みを有する試験片が得られることも明らかであ
る。しかし、１４００℃で焼きなましすると、１３５０
℃で焼きなました試験片よりかなり低い降伏強さ（約２
０％低い）、低い破壊強さ（約３０％低い）、および低
い延性（約７８％低い）を有する試験片が得られる。性
質の急激な低下はミクロ組織の劇的な変化に起因し、こ
れは１３５０℃よりかなり高い温度で広範囲に亘るβ変
態が起こることに起因している。

実施例４〜１３ 表に示す原子比のチタンとアルミニウムを含有し、さら
に比較的に小さい原子割合の添加剤を含む追加のメルト
１０個を製造した。

各サンプルは、実施例１〜３に関して上記したようにし
て製逍した。

組成、焼きなまし温度、およびこれらの組成物に対して
行なった試験の試験結果を、比較用のベース合金として
合金１２を用いてこれと比較して表Ｈに示す。

表 ■ 本一表１の脚注＊参照。

十一材料は試験片を製造するために機械加工しているう
ちに破断した。

１２００℃で熱処理した実施例４と５では、降伏強さは
測定不可能であり、延性がほとんどゼロであることが判
明した。１３００℃で焼きなました尖施例５の試験片で
は延性が増大したがやはり望ましくない程に低かった。

実施例６では１２５０℃で焼きなました試験片について
は同様であった。１３００℃と１３５０℃で焼きなまし
た実施例６の試験片では、延性は大きくなったが降伏強
さは低かった。

その他の実施例の試験片もすべて、かなりの程度の延性
をもつものはないことが判明した。

表■に挙げた結果から明らかなように、試験用の組成物
を製造する際に関係するパラメーターは極めて複雑であ
り相互に関連している。ひとつのパラメーターはチタン
とアルミニウムの原子比である。第３図にプロットした
データから明らかなように、化学量論比または非化学量
論比はいろいろ異なる組成物で測定した試験特性に対し
て大きな影響を及ぼす。

もうひとつのバラメーターは基本的なＴｉＡ１組成物中
に含ませるために選択される添加剤である。このパラメ
ーターの中で第一のものは特定の添加剤がチタンまたは
アルミニウムの代わりに機能するかどうかということに
関係している。特別な金属がどちらかの様式で機能する
かもしれないし、ある添加剤がどの役割を果たすのかを
決定できる単純な規則はない。このパラメーターの意義
は、添加剤Ｘをいくらかの原子割合で添加することを考
えると明らかである。

もしＸがチタンの代わりに機能するならば、組成物Ｔ　
ｌ　ＡＢＡ　１　４８Ｘ　４の有効アルミニウム濃度は
４８原子％で、有効チタン濃度は５２原子％となる。

逆に添加剤Ｘがアルミニウムの代わりとして機能するな
らば、得られる組成物は有効アルミニウム濃度が５２原
子％で、有効チタン濃度が４８原子％である。

したがって、このような代替の性質は非常に重要である
が、極めて予測し難い。

この秤のバラメーターの別のものは添加剤の濃度である
。

表■から明らかなもうひとつ別のバラメーターは焼きな
まし温度である。ある添加剤で最良の強度特性を生じる
焼きなまし温度は添加剤によっていろいろであることが
分かる。これは実施例６で得られた結果と実施例７で得
られた結果を比較すると分かる。

さらに、添加剤について濃度と焼きなましの組合された
効果があるかもしれない。すなわち、なんらかの特性の
増大が判明した場合その最適な増大が添加剤濃度と焼き
なまし温度のある組合せで起こり得、それより高いか低
い濃度および／または焼きなまし温度では所望の特性改
良の効果が少なくなってしまう。

表■の内容から明らかになることは、非化学量論的なＴ
ｉＡｌ１Ｉ１或物に第四元素を添加して１ｒ！ｔられる
結果は極めて予測し難いことと、ほとんどの試験結果は
延性または強度または両者に関して満足のいくものでは
ないということである。

添加剤を含むγ−アルミ化チタン合金のさらに別のパラ
メーターは、添加剤を組合せても、同じ添加剤を個別に
含ませて得られるそれぞれの利点の加法的結合には必ず
しもならないということである。

実施例１〜３に関して記載したのと同様にして、表■に
挙げたようにバナジウム、ニオブおよびタンタルを個別
に添加したＴｉＡ１ベースの別の４種のサンプルを製造
した。これらの組成物は、それぞれ同時係属中の米国特
許出願第１３８，４７６号、第１３８，４０８号および
第１３８，４８５号に記載されている最適な組成物であ
る。

４番目の組成物は単一の合金にバナジウム、ニオブおよ
びタンタルを組合せて配合した組成物であり、表■に合
金４８と表示してある。

表■から、実施例１４、１５および１６にそれぞれ示さ
れているようにバナジウム、二オブおよびタンタルを個
別に添加すると、ベースのＴｉ−Ａ１合金を実質的に改
良できることは明らかである。しかし、これらの同じ添
加剤を一緒にして単一の合金に添加すると別個の改良の
加法的結合にはならない。事実はまったく逆である。

まず最初に、個別の合金を焼きなます際に使用したｉ＋
Ｒ度の１３５０℃で焼きなました合金４８では、試験片
を作成するための機械加工の際に破断する程脆性な材料
が得られることが判明した。

第二に、添加剤を組合せて含み１２５０゜Ｃで焼きなま
した合金で得られた結果は、添加剤を個別に含有する別
の合金で得られた結果よりひどく劣っている。

特に、延性に関して、実施例１４の合金１４でバナジウ
ムはその延性を実質的に改良するのに非常に良好であっ
たことが明らかである。しかし、実施例１７の合金４８
でバナジウムを他の添加剤と組合せると、達成されると
思われた延性の改良はまったく得られない。実際、この
ベース合金の延性は０．１の値に低下する。

さらに、耐酸化性に関して、合金４０の添加剤ニオブは
、ベース合金の重量損失が３　１　＋ｎｇｌｃｊである
のに対して合金４０の重量損失は４　ｍｇ　／　ｃｄと
極めて顕著な改良を明らかに示している。酸化試験およ
びそれと相浦的な耐酸化性試験では試験するサンプルを
４８時間の間９８２℃の温度に加熱する。サンプルを冷
却した後、あらゆる酸化物スケールを掻き取る。加熱お
よび掻き取りの前後でサンプルを秤量することによって
重量の差を測定することができる。重量損失は、全１ｆ
ｆｉ損失（ダラム）を試片の表面積（平方センチメート
ル）で割ってｆｆｌｇ／　ｃｄで決定される。この酸化
試験は、本出願で記載する酸化性または耐酸化性の測定
すべてで使用したものである。

添加剤としてタンタルを含有する合金６ｏの場合、１３
２５℃で焼きなましたサンプルの重量損失は２■／ｃｄ
と決定され、これもベース合金の３１１１１ｇ／ｃＪの
重量損失と比較される。いい換えると、個別の添加の場
合、添加剤のニオブとタンタルは両方ともベース合金の
耐酸化性を改良するのに極めて有効であった。

しかし、３柿の添加剤、バナジウム、ニオブおよびタン
タルをすべて組合せて含有する表■の実施例１７、すな
わち合金４８に対して挙げた結果から明らかなように、
酸化性はベース合金の約二倍に１曽大している。これは
、添加剤としてニオブを単独で含有する合金４０より７
倍大きく、添加剤としてタンタルを単独で含有する合金
６０より約１５倍も大きい。

表 ■ 市一測定せず。

十一材料は試験片を製這するために機械加工しているう
ちに破断した。

別個の添加剤を使用して得られる個別の利点と欠点は、
これらの添加剤を別個になんとも使用したときに信頼性
よく反復される。しかし、添加剤を組合せて使用すると
、ベース合金中で組合せた添加剤の効果は、同じベース
合金中で別々に使用した場合の添加剤の効果とはまった
く異なったものとなり得る。たとえば、バナジウムの添
加はチタン−アルミニウム組成物の延性に対して有益で
あることが発見され、これは同時係属中の米国特許出願
第１３８．４７６号に開示されており議論されている。

また、上述したように、Ｔ　ｉＡ　１ベースの強度に対
して有益であることが発見され、１９８７年１２月２８
日に出願された同時係属中の米国特許出願第１３８．４
０８号に記載されている添加剤のひとつは添加剤ニオブ
である。さらに、上で議論したマツクアンドリュ−（Ｍ
ｃＡｎｄｒｃｖ）の論文に示されているように、ＴｉＡ
１ベース合金に添加剤のニオブを個別に添加すると耐酸
化性が改良され得る。同様に、耐酸化性を改良する際に
補助としてタンタルを個別に添加することがマックアン
ドリュ−（ＭｃＡｎｄｒｅｖ）によって教示されている
。さらに、同時係属中の米国特許出願第１３８．４８５
号には、タンタルを添加すると延性が改良されることが
開示されている。

いい換えると、バナジウムは独立してγ−チタン−アル
ミニウム化合物に有利な延性改良効果をもたらすことが
できるということ、およびタンタルは独立して延性と酸
化性の改良に寄与することができるということが判明し
たのである。これとは別に、添加剤のニオブはチタン−
アルミニウムの強度および耐酸化性に対して有益に寄与
することができるということが判明した。しかし、本出
願人は、この実施例１７で示されるように、バナジウム
、タンタルおよびニオブを一緒に使用して合金組成物中
で添加剤として組合せると、その合金組或物はその添加
による利益を受けることはなく、むしろ添加剤のニオブ
、タンタルおよびバナジウムを含有するＴｉＡｌの性質
は確丈に低下または損失することを発見したのである。

これは表■から明らかである。

このことから明らかなように、２種以上の添加剤元素が
それぞれ独立にＴｉＡｌを改良する場合、それらを一諸
に使用すればＴｉＡｌをさらに改良するはずであるよう
に見えるかもしれないが、そのような添加は極めて予測
し難く、実際バナジウム、二オブおよびタンタルを組合
せて使用した場合、添加剤を組合せて使用すると全体と
しての性質の有益な向上が得られるどころか性質の正味
の損失が起こることが分かる。

しかし、上記表■から明らかなように、添加剤のバナジ
ウム、二オブおよびタンタルを組合せて含有する合金は
その耐酸化性が実施例２のベースのＴｉＡ１合金１２よ
りひどく劣る。ここでもまた、個別には性質を改良する
添加剤を組合せてふくませると、その添加剤を個別に含
ませた時に改良されるその性質がまさしく損失すること
が判明した。

実施例１８〜２３ 実施例１〜３に関連して上記したのと同様にして、それ
ぞれ表■に示した組成を有する、クロムで改変されたア
ルミ化チタンを含有する別の６種のサンプルを製造した
。

表■は、標準のものと改変されたものと両方の合金すべ
てに対して、関連すると思われたさまざ＼ まな熱処理条件下で行なった曲げ試験の結果をまとめて
示す。

表 ■ 表■に挙げた結果は、さらに、合金化添加剤がべ−ス合
金に付与される性質に及ぼす効果を決定する際の要因の
組合せの臨界的意味を立証している。たとえば、合金８
０は２原子％のクロム添加で一組の良好な性質を示して
いる。これからクロムをさらに添加すればさらに改良さ
れると期待されるかもしれない。しかし、３つの異なる
Ｔｉ−Ａ１原子比を有する合金に４原子％のクロムを添
加したところ、低めの濃度で有益であることが判明した
添加剤の濃度を上昇させても、あるものが良好であれば
温を増やすとさらに良くなるというｉｌ１純な推論には
従わないことが立証された。事実、添加剤のクロムの場
合にはまったく反対のことが起こるのであって、ある瓜
で良好であってもヱを増やすとそれより悪くなることが
立証されている。

表■から明らかなように、「より多くの」（４原子％）
クロムを含ｑする合金４９、７９および８８は、いずれ
も、ベースの合金と比較して強度が劣っており、しかも
外部繊維歪み（延性）も劣っている。

対照的に、実施例ｌ８の合金３８は２原子％の添加剤を
含有しており、強度は多少低下しているものの延性は大
幅に改良されている。また、合金３８のＡｌｌｌ定され
た外部繊維歪みは熱処理条件と共に大きく変化している
ことが分かる。外部繊維歪みの顕著な増大は１２５０℃
の焼きなましで達成された。それより高い温度で焼きな
ますと観察される歪みは低下した。同様な改良は、やは
り添加剤を２原子％しか含有しない合金８０でも観察さ
れている。ただし、この場合最高の延性が達或される焼
きなまし温度は１３００℃であった。

実施例２０の合，金８７では２原子％の量のクロムを使
用しているが、アルミニウムの濃度が５０原子％に増大
している。アルミニウムの濃度がこのように高いと、そ
の延性は、４６〜４８原子％の範囲のアルミニウムと２
原子％のクロムを含む組成物で測定される延性から少し
低下する。合金８７の場合、最適の熱処理温度は約１３
５０℃であることがｉリ明した。

それぞれ添加剤を２原子％含有する実施例１８、１９お
よび２０では、最適の焼きなまし温度はアルミニウム濃
度の増大に伴って増大することが観察された。

このデータから、１２５０℃で熱処理された合金３８は
最良の組合せの室温特性を示すことが決定された。アル
ミニウムが４６原子％である合金３８では最適の焼きな
まし温度が１２５０℃であるが４８原子％のアルミニウ
ムを含む合金８０の最適な温度は１３００℃であること
に注意されたい。合金８０で得られたデータをベースの
合金に対してプロットしたのが第２図である。

このような１２５０℃で処理した合金３８と１３００℃
で熱処理した合金８０の延性が顕著に増大したことは、
１９８７年１２月２８日に出願された同時係属中の米国
特許出願第１３８．４８５号に説明されているように、
予期されなかったことである。

表■に含まれているデータから明らかなことは、ＴｉＡ
ｌ組或物の性質を改良するためのその組成物の改変は非
常に複雑であり、予測できないということである。たと
えば、２原子％の濃度のクロムは、ＴｉＡ１の原子比が
適当な範囲にあり、この組成物の焼きなまし温度が添加
剤のクロムに対して適当な範囲にある組成物の延性を極
めて顕著に増大させることが門らかである。また、添加
剤の濃度を１曽加すれば性質を改良する上でより大きな
効果が期待されるかもしれないが、２原子％の濃度で達
成される延性の増大はクロムを４原子％の濃度まで増加
させると逆転するかまたは失われるので、まったく逆で
あることも表■のデータから明らかである。さらに、よ
り高濃度の添加剤の添加に伴う性質の変化を試験する際
に、チタンとアルミニウムの原子比をかなり大幅に変化
させ、かつかなり広い範囲の焼きなまし温度を使用して
も、ＴｉＡｌの性質を改良するのに４原子％濃度は有効
でないことが明らかである。

実施例２４ 次の組成゛を有する合金サンプルを製造した。

Ｔ　１　５２Ａ　１　４８　Ｃ　ｒ　２この合金の試験
用サンプルは２種類の製造法で調製し、各サンプルの性
質は引張拭験で測定した。

使用した方法と得られた結果をすぐ下の表Ｖに示す。

表 ■ 表Ｖには、実施例１８と２４に従って製造した合金サン
プル３８についての結果を挙げた。これらの実施例では
それぞれの合金を形或するのに異なる２種の製ｌ去を使
用した。さらに、実施例１８の合金３８から調製した金
属試片および別に実施例２４の合金３８から調製した金
属試片に対して使用した試験法は、前の実施例の試片に
対して使用した試験法とは異なっている。

そこで、まず実施例１８をみると、この実施例の合金は
実施例１〜３に関して上に記載した方法で製造した。こ
れは、急速凝固・圧密化法である。

さらに、実施例１８で使用した試験は、すでに挙げた表
で示した他のデータ、特に上記表■の実施例１８で示し
たデータの場合に使用した４点曲げ試験ではなかった。

むしろ使用した試験法はより普遍的な引張試験であった
。この試験法では、引張試験棒として金属サンプルを製
造し、金属が伸びて最後に破断するまで引張試験にかけ
る。たとえば、ふたたび表，■の実施例１８に関してい
うと、合金３８から引張試験棒を製造し、この試験棒に
引張力をかけたところ、この棒は９３ｋｓｉで降伏すな
わち伸張した。

表Ｖの実施例１８に挙げた引張試験棒で測定した降伏強
さ（ｋｓｉ）は、４点曲げ試験で測定した表■の実施例
１８の降伏強さ（ｋｓｉ）に匹敵する。一般に、冶金学
上の習慣では、引張試験棒の伸びで測定される降伏強さ
の方が普通に使用されており工学的目的に対してより一
般的に受け入れられている尺度である。

同様に、引張強さ１０８ｋｓｉは、表Ｖの実施例１８の
引張試験棒が引張られた結果として破断する時の強さを
表わす。この測定値は表■の実施例１８の破壊強さ（ｋ
ｓｉ）に相当する。明らかに、すべてのデータで、２種
類の異なる試験では２つの異なる測定値が得られる。

次に、塑性伸びに関してみると、ここでも、前記表■の
丈施例１８に挙げた４点曲げ試験で測定した結果と、上
の表Ｖの実施例１８に挙げた塑性伸び（％）との間には
ある相関がある。

ここで、ふたたび表Ｖをみると、実施例２４は「加工方
法」の欄にインゴット冶金で製造したとされている。こ
こで使用する「インゴット冶金」という用語は、合金３
８の成分を表Ｖに示した割合で、しかも実施例１８に示
した割合に正確に相当する割合で融解することを意味す
る。いい換えると、実施例１８と実施例２４の合金３８
の組成はまったく同一である。これら２つの実施例の間
の相違点は、実施例１８の合金が急速凝固法で製遣され
たのに対して丈施例２４の合金がインゴット冶金法で製
造されたことである。もう一度いうと、インゴット冶金
法では、成分を融解し、その成分を凝固させてインゴッ
トにする。急速凝固法では、溶融紡糸法でリボンを形成
した後このリボンを圧密化して充分密に凝集した金属サ
ンプルにする。

実施例２４のインゴット融解法では、直径が約２″で厚
さが約１／２′の寸法のホッケーパック状の形状のイン
ゴットを製遣する。このホッケーバックインゴットを融
解・凝固させた後、壁厚が約１／２′でホッケーバック
インゴットの垂直厚みに相当する垂直厚みをもったスチ
ール製の環の中にインゴットを封入した。保持リング内
に封入する前にホッケーバックインゴットを２時間１２
５０℃に加熱して均質化した。このホッケーパックとリ
ングを収容した全体を約９７５℃の温度に加熱した。こ
のリングを収容する加熱したサンプルを、元の厚みのほ
ぼ半分の厚みに鍛造した。

試片の鍛造・冷却後、実施例１８で製造した引張試験片
に相当する引張試験片を製造した。これらの引張拭験片
を実施例１８で使用したのと同じ通常の引張試験にかけ
た。これらの試験で得られた降伏強さ、引張強さおよび
塑性伸びの測定値を表Ｖの実施例２４の欄に示した。表
Ｖの結果から明らかなように、実際の引張試験を実施す
る前にそれぞれの試験サンプルは異なるｄ度で焼きなま
した。

表Ｖの尖施例１８では引張試験片に対して使用した焼き
なまし温度は１２５０℃であった。表■の尖施例２４の
合金３８の３つのサンプルは、それぞれ表Ｖに示した３
つの異なる温度、すなわち１２２５゜Ｃ，１２５０℃お
よび１２７５℃で焼きなました。焼きなまし処理をおよ
そ２時間実施した後、サンプルを通常の引張試験にかけ
た。その結果は、３つの別々に処理した引張試験Ｊ１に
ついて表Ｖに示した。

ここで、表Ｖに示した試験結果をふたたび参照すると、
急速凝固で製遣される合金で測定される降伏強さは、イ
ンゴット法で加工される金属試片でＡＩｌｊ定される降
伏強さより多少高いことが明らかである。また、インゴ
ット冶金法で製造されるサンプルの塑性伸びが、一般に
、急速凝固広で製造されるサンプルより高い延性をもっ
ていることも明らかである。実施例２４について挙げた
結果は、降伏強さの測定値は実施例１８よりいくらか低
いものの、航空機エンジンやその他の産業用途に応用す
るのに充分であることを立証している。しかし、実施例
２４について表Ｖに挙げた延性の測定値によると、イン
ゴット冶金法で製造された合金３８は、延性の向上によ
り、より高い延性が要求される用途で極めて望ましいユ
ニークな合金となる。一般に、インゴット冶金法は、高
価な溶融紡糸工程そのものも、溶融紡糸の後に必要とさ
れる圧密化工程も必要としないので、溶融紡糸法または
急速凝固法よりずっ．と安価であることがよく知られて
いる。

失施例２５ 丈施例２４に関して記載したのとほぼ同様なインゴット
冶金法で合金のサンプルを製造した。メルトの成分は次
式で表わされる。

Ｔ　１　４８Ａ　ｌ　４８　Ｃ　ｒ　２　Ｓ　ｌ　２こ
れらの成分からメルトを形成し、そのメルトを鋳造して
インゴットにした。

このインゴットの寸法は、直径が約２インチ、厚さが約
１７２インチであった。

このインゴットを１２５０℃に２時間加熱して均質化し
た。

ほぼホッケーパック状の形態のインゴットを、壁厚が約
１７２インチで、ホッケーパックインゴットの垂直厚み
に相当する垂直厚みを有する環状のスチール製バンドで
側面から封入した。

このホッケーパックインゴットと環状の保持リングの全
体を約９７５℃の温度に加熱した後、この温度で鍛造し
た。鍛造によって、ホッケーパックインゴットと環状の
保持リングの厚みはその元々の厚みの半分に低下した。

鍛造したインゴットを冷却した後、このインゴットを機
緘加工して、３種の異なる熱処理用のピンを３個作成し
た。この３個のビンを下記表■に示す３種の異なる温度
で２時間それぞれ別個に焼きなました。それぞれの焼き
なましの後３つのビンを１０００’Ｃで２時間時効処理
した。

焼きなましおよび時効処理の後、各ピンを機械加工して
通常の引張拭験棒を作成し、得られた３つの試験棒に対
して通常の引張試験を実施した。

引張試験の結果を表■に示す。

表　　　　■ 合金の引張特性および耐酸化性 室温引張試験 零一実施例２Ａはこの実施例で使用した合金の組成の点
で上記実施例２に相当する。しかし、実施例２Ａの合金
１２Ａは、実施例２の合金１２の急速凝固法ではなくて
インゴソト冶金法で製造した。引張特性と伸び特性は、
実施例２の合金１２に対して使用した４点曲げ試験では
なくて引張試験棒法で試験した。

表から明らかなように、合金１５６の３つのサンプルは
それぞれ３つの異なる温度、すなわち１３００℃、１３
２５℃および１３５０℃で焼きなました。これらのサン
プルの降伏強さはベースの合金１２と比べて大幅に改良
されている。たとえば、１３２５℃で焼きなましだサン
プルは降伏強さが約４８％、破壊強さが約４２％向上し
ていた。

この強さの向上は延性をまったく損うことがなく、事丈
延性は約１３％以上も適度に向上していた。

この適度に改良された延性と顕著に改良された強度が組
合される結果、この合金は、ユニークなγ−アルミ化チ
タン組成物となる。

この改良された性質の組合せは第１図のグラフに示され
ている。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明の新規な合金組成物と参照合金との比
較データを示す棒グラフである。 第２図は、化学量論の異なるＴｉＡ１組成物とＴ　１　
５ｏＡ　１　４８　Ｃ　ｒ　２に対して四点曲げ試験で
測定した負荷（ポンド）とクロスヘッド変位（ミル）と
の関係を示すグラフである。 第゛３図は、各秤合金に対する引張係数（モジュラス）
と温度の関係を示すグラフである。 褥許出願人ゼネラル・エレクトリック●カンパニイ間人
　（７６３０ノ生沼箇二 晴欣５！！Ｊ 漬Ｌ吹５！さ 璧４１イ中Ｌ＾

Claims (16)

【特許請求の範囲】
1. （１）次の平均原子比 Ｔｉ＿５＿６＿−＿４＿７Ａｌ＿４＿２＿−＿４＿６Ｃ
   ｒ＿１＿−＿３Ｓｉ＿１＿−＿４のチタン、アルミニウ
   ム、クロムおよびケイ素で本質的に構成される、クロム
   とケイ素で改変されたチタン−アルミニウム合金。
2. （２）平均原子比 Ｔｉ＿５＿５＿−＿４＿９Ａｌ＿４＿２＿−＿４＿６Ｃ
   ｒ＿１＿−＿３Ｓｉ＿２のチタン、アルミニウム、クロ
   ムおよびケイ素で本質的に構成される、クロムとケイ素
   で改変されたチタン−アルミニウム合金。
3. （３）次の平均原子比 Ｔｉ＿５＿５＿−＿４＿８Ａｌ＿４＿２＿−＿４＿８Ｃ
   ｒ＿２Ｓｉ＿１＿−＿４のチタン、アルミニウム、クロ
   ムおよびケイ素で本質的に構成される、クロムとケイ素
   で改変されたチタン−アルミニウム合金。
4. （４）平均原子比 Ｔｉ＿５＿４＿−＿５＿０Ａｌ＿４＿２＿４＿６Ｃｒ＿
   ２Ｓｉ＿２のチタン、アルミニウム、クロムおよびケイ
   素で本質的に構成される、クロムとケイ素で改変された
   チタン−アルミニウム合金。
5. （５）前記合金がインゴット冶金法によって製造された
   ものである、請求項１記載の合金。
6. （６）前記合金がインゴット冶金法によって製造された
   ものである、請求項２記載の合金。
7. （７）前記合金がインゴット冶金法によって製造された
   ものである、請求項３記載の合金。
8. （８）前記合金がインゴット冶金法によって製造された
   ものである、請求項４記載の合金。
9. （９）前記合金が１２５０〜１３５０℃で熱処理されて
   いる、請求項５記載の合金。
10. （１０）前記合金が１２５０〜１３５０℃で熱処理され
    ている、請求項６記載の合金。
11. （１１）前記合金が１２５０〜１３５０℃で熱処理され
    ている、請求項７記載の合金。
12. （１２）前記合金が１２５０〜１３５０℃で熱処理され
    ている、請求項８記載の合金。
13. （１３）次の平均原子比 Ｔｉ＿５＿４＿−＿５＿０Ａｌ＿４＿２＿−＿４＿６Ｃ
    ｒ＿２Ｓｉ＿２のチタン、アルミニウム、クロムおよび
    ケイ素から本質的に構成されるクロムとケイ素で改変さ
    れたチタン−アルミニウム合金で形成されている、高強
    度および高温で使用される構造部材。
14. （１４）部材がジェットエンジンの構造部材である、請
    求項１３記載の部材。
15. （１５）部材が繊維状強化材で強化されている、請求項
    １３記載の部材。
16. （１６）繊維状強化材が炭化ケイ素フィラメントである
    、請求項１５記載の部材。