JPH03183737A - ニオブ含量の高いアルミ化チタン合金 - 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 本発明は一般にチタンとアルミニウムの合金に係る。特
に、本発明は、化学量論比の点とニオブ添加の点の両方
について改変（改良）されており、添加元素であるニオ
ブの濃度が高くなっているチタンとアルミニウムの合金
に係る。

アルミニウムを金属チタンに添加する際にアルミニウム
の割合を次第に増大していくと、得られるチタン−アル
ミニウム組成物の結晶形が変化することが知られている
。アルミニウムの割合（％）が小さいとチタン中で固溶
体が形成され、結晶形はαチタンの結晶形のままである
。アルミニウム濃度がそれより高くなると（たとえば約
２５〜３５原子％）、金属間化合物Ｔ　１３　Ａ　ｌが
形成される。このＴ　１３Ａｌはα−２といわれる秩序
化された六方晶形を有する。さらにアルミニウム濃度が
高くなると（たとえば、アルミニウムが５０〜６０原子
％の範囲）、γとよばれる秩序化された正方品形を有す
る別の金属間化合物ＴｉＡｌが形成される。

γ結晶形を有し、かつ化学量論比がほぼ１−であるチタ
ンとアルミニウムの合金は、高いモジュラス、低い密度
、高い熱伝導率、良好な耐酸化性、および良好な耐クリ
ープ性を有する金属間化合物である。γＴｉＡｌ化合物
、他のチタン合金、およびニッケル基超合金に対するモ
ジュラスと温度との関係を第１図に示す。図から明らか
なようにγＴｉＡｌはチタン合金の中で最も良好なモジ
ュラスをもっている。γＴｉＡｌはどの温度でも他のチ
タン合金より高いモジュラスをもっているばかりでなく
、温度上昇に伴うモジュラスの低下率は他のチタン合金
よりγＴｉＡｌの方が小さい。

さらに、γＴｉＡｌは、他のチタン合金が役に立たなく
なる温度より高い温度でも有用なモジュラスを保持して
いる。γＴｉＡｌ金属間化合物を基とする合金は、高温
で高いモジュラスが要求され、しかも良好な環境保護も
必要とされるような用途に魅力のある軽量材料である。

γＴｉＡｌの特性の中で、実際に上記のような用途に応
用する際の制約となるひとつの特性は室温で脆性が生じ
ることである。また、このγＴｉＡｌ金属間化合物を構
造部材用途に利用できるようになるまでには、この金属
間化合物の室温での強度を改良する必要がある。このよ
うな組成物をそれらが適する高温で使用できるようにす
るには、このγＴｉＡｌ金属間化合物を改良してその室
温での延性および／または強度を高めることが極めて望
ましい。

軽量・高温で使用することの潜在的な利点を考えると、
使用すべきγＴｉＡｌ組成物に最も望まれるものは室温
での強度と延性の組合せである。

このような金属組成物の用途の中には１％程度の最小の
延性が許容されるものもあるが、それより高い延性の方
がずっと望ましい。組成物が有用であるための最低の強
度は約５０ｋｓｉまたは約３５０ＭＰａである。しかし
、この程度の強度をもつ材料はある種の用途にやっと使
える程度であり、用途によってはそれより高い強度が好
ましいことが多い。

ＴｉＡｌ化合物の化学量論比は、その結晶構造を変化さ
せることなくある範囲に亘って変えることができる。ア
ルミニウム含量は約５０〜約６０原子％で変えることが
できる。しかし、ＴｉＡｌ組成物の性質は、成分のチタ
ンとアルミニウムの化学量論比が比較的小さく変化（１
％以上）しても非常に大きく変化し易い。また、その性
質は、比較的少量の第三元素を添加しても同様に大きな
影響を受ける。

従来技術 Ｔ　ｉ　３Ａ　ｌ金属間化合物、ＴｉＡｌ金属間化合物
およびＴ　ｉＡ　ｌ　ａ金属間化合物を始めとするチタ
ン−アルミニウム組成物に関する文献は豊富である。ｒ
Ｔ　ｉ　Ａ　ｌ型のチタン合金（ＴＩＴＡＮＩＵＭ　Ａ
ＬＬＯＹＳ　ＯＦ　ＴＨＥ　ＴｉＡｌ　ＴＹＰＥ）Ｊと
題する米国特許第４゜２９４．６１５号では、ＴｉＡｌ
金属間化合物を始めとするアルミ化チタン型の合金が詳
細に検討されている。この特許の第１欄第５０行以降で
は、Ｔ　ｉ３Ａ　Ｉと比較したＴｉＡｌの利点と欠点を
検討する際に次のような指摘がなされている。

ｒＴ　ｉ　Ａ　ｌγ合金系はアルミニウム含量が高いの
で潜在的に軽いということは明らかである。１９５０年
代の実験室での研究によって、アルミ化チタン合金が約
１０００℃までの高温で使用できる可能性が示された。

しかし、その後このような合金の工学的研究で経験され
ていることは、これらは必要とされる高温強度をもって
はいるが室温と中程度の温度、すなわち２０〜５５０℃
ではほとんどまたはまったく延性を示さないということ
である。脆性に過ぎる材料は容易に製造することができ
ないし、使用中めったにないが避けることのできないち
ょっとした損傷に対して耐えることもできず亀裂を発生
し、その後破断する。これらは他の基本的な合金の代替
として有用な工学材料ではない。」 ＴｉＡｌもＴ　ｒ　３Ａ　Ｉも基本的に秩序化されたチ
タン−アルミニウム金属間化合物であるが、ＴｉＡｌ合
金系は（Ｔｉの固溶体合金とはもちろん）　Ｔ　Ｉ　３
　Ａ　Ｉとはかなり違っている。上記米国特許第４．２
９４，６１５号の第１欄の最下行では次のように指摘さ
れている。

「熟練者は２種の秩序化された相の間に実質的な違いが
あることを認識している。

Ｔ　１　ａ　Ａ　ｌとチタンは六方晶結晶構造が非常に
良く似ているので、その合金化挙動と変態挙動が似てい
る。しかし、化合物ＴｉＡｌは正方品系配列の原子を有
しており、したがって異なる合金化特性をもっている。

このような違いは以前の文献では認識されていないこと
が多い。」 上記米国特許第４．２９４．６１５号には、ＴｉＡｌを
バナジウムおよび炭素と合金化して、得られる合金のい
くつかの性質を改良することが記載されている。

しかし、米国特許第４．２９４．６１５号に関して指摘
しておくべきことは、この特許文献の表２には多くの合
金が挙げられているが、ある組成物がリストに挙げられ
ているとはいってもそのリストにあるすべての合金が良
好な合金であるかどうかが示されているわけではないと
いうことである。リストに挙げられている合金のほとん
どの特性はまったく示されていない。たとえば、表■に
は合金ＩＴ２Ａ−１１９が、原子％でＴｉ−４５ＡＩ−
１，ＯＨｆとして挙げられている。この合金は、本明細
書中の後記衣■に挙げた合金３２に相当する。本出願人
が後記衣■に挙げた組成物は、Ｔ　ｉ　５４Ａ　ｌ　４
５Ｈｆ　、であるので、前記米国特許第４．２９４，６
１５号の表２に挙げられている合金と原子％組成がまっ
たく同一である。しかし、本出願人の表■から明らかな
ように、アルミニウム４５％とハフニウム１％を含有す
るチタン基合金は延性が極めて悪い劣悪な合金であり、
したがって価値のある特性をもっておらず、チタン基合
金としての使い道はない。同じように、合金Ｔｉ−４５
ＡＩ−５，ＯＮｂが表２に挙げられている。

すなわち、その特性は挙げられておらず、この合金がい
かなる用途またはいかなる価値をもつのかまったく示唆
されていない。

チタン−アルミニウム化合物並びにこれらの化合物の特
性を扱った技術文献のいくつかを次に挙げる。

１、バンプス（Ｅ、Ｓ、　　Ｂｕｍｐｓ）　、ケスラー
（Ｈ，Ｄ、Ｋｅｓｓｌｅｒ）およびハンセン（Ｍ、　Ｉ
（ａｎｓｅｎ）著、「チタン−アルミニウム系（Ｔｉｔ
ａｎｉｕｍ−＾ｌｕｍｉｎｕｍ　Ｓｙｓｔｅｍ）」、金
属ジャーナル（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｌ　ＭＮａｌｓ）　
、アメリカ鉱山冶金学会誌（ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮＳ
　ＡＩＭＥ）　、第１９４巻（１９５２年６月）、第６
０９〜６１４頁。

２、オグデン（）１．Ｒ，Ｏｇｄｅｎ）　、メイカス（
Ｄ、Ｊ、　Ｍａｙｋｕｌｈ）　、フィンレイ（Ｗ、Ｌ、
　　Ｆｉｎｌａｙ）およびジャフィー（Ｒ，Ｉ、　　Ｊ
ａ（（ｅｅ）著、「高純度Ｔｉ−Ａｌ合金の機械的性質
（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｌ
旧ｇｈＮＳＡＣＴＩＯＮＳ＾ＩＭＥ）　、第１９７巻（
１，９５３年２月）、第２６７〜２７２頁。

さらに、以下に挙げる３つの論文は、ニオブで改変され
たＴｉＡｌベース合金の機械的性質に関する限られた情
報を含んでいる。

３、マツクアンドリュ−（Ｊｃ＋５ｅｐｈ　Ｂ、　Ｍｃ
Ａｎｄｒｅｗ）およびケスラー（Ｈ，Ｄ、　Ｋｅｓｓｌ
ｅｒ）著、「高温合金用基材としてのＴｉ−３６％Ａ　
Ｉ　（Ｔｉ−３６Ｐｃｔ　Ａｌａｓ　ａ　Ｂａ５ｅ　ｆ
ｏｒ　Ｈｉｇｈ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ＾１ｌｏ７ｓ
）　Ｊ、金属ジャーナル（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｌ　Ｍｅ
ｔａｌｓ）　、７メ’）　ｆｙ鉱山冶金学会誌（ＴＲＡ
ＮＳＡＣＴＩＯＮＳ＾ＩＭＥ）　、第２０６巻（１９５
６年１０月）、第１３４８〜１３５３頁。

４、サストリー（Ｓ」、Ｌ、　　５ｘｓｌｒ７）および
リプジット（Ｈ，＾、　Ｌｉｐｓｉｌｌ）著、ｒＴｉＡ
ｌとＴ　ｒ　３Ａ　Ｉの塑性変形（Ｐｌａｓｔｉｃ　Ｄ
ｅｆｏｒ＋ｎｔｔｉｏｎ　ｏｆ　ＴｉＡｌ　ｇｎｄＴｉ
３＾１）」、チタン８０　（Ｔｉｔａｎｉｕｍ　８０）
　　（米国ペンシルベニア州つォーレンデイル（Ｗｉｒ
ｒｅｎｄｘｌｅ）のアメリカ金属学会（＾ｍｅｒｉｃｘ
ｎ　５ｏｃｉｅ１７　ｆｏｒ　ＭｅｊａＯ刊行）、第２
巻（１９８０年）、第１２３１頁。

５、サストリー（Ｓ、Ｍ、Ｌ、　　５ａｓｔｒ７）およ
びリプジット（Ｈ１＾、　１ｉｐｉｉｌｔ）著、ＩＴ　
ｉ　Ａ　ｌベース合金の疲れ変形（Ｆａｔｉｇｕｅ　Ｄ
ｅｌｏｒ＋ｎｘｌｉｏｎ　ｏｌ　ＴｉＡｌ　Ｂａ５ｅ　
Ａｏｙｓ）　Ｊ　、冶金学会誌（Ｍｅｊｘｌｌｏｒｇｉ
ｃａｌ　Ｔ＋ａｎｓｉｃｊｏｎｓ）　、第８Ａ巻（１９
７７年２月）、第２９９〜３０８頁。

上に挙げた最初の論文では、ｒＴｉ−３５％Ａｉ５％ｃ
ｂの試片は室温極限引張強さが６２゜３６０ｐｓｉであ
り、Ｔｉ−３５％Ａｉ７％ｃｂの試片は７５．８００ｐ
ｓｉで糸状に伸びて破断した」と述べられている。ここ
で引用した記載に現われる２つの合金は重量％で表わさ
れており、原子％ではそれぞれＴ　１４８Ａ　ｌ　ｓｒ
、Ｎ　ｂ　２およびＴｉ４７Ａｌ５ｏＮｂ３という概略
組成をもっている。

試験片が糸状に伸びて破断するということは、その試片
が脆性であることを強く示唆しているということは良く
知られていることである。この論文ではさらに、ニオブ
を含有する組成物は耐酸化性と耐クリープ性が良好であ
るとも述べられている。

二番目の論文はＴｉＡｌにニオブを添加した際の影響に
関して以下のように結論しているが、この結論を支持す
る具体的なデータはまったく挙げられていない。その結
論とは、ｒＴｉＡｌにニオブを添加したときの主たる影
響は、双晶形成が重要な変形モードとなる時の温度を下
げ、したがってＴｉＡｌの延性−脆性遷移温度を下げる
ことである」ということである。しかしこの論文は、Ｔ
ｉＡｌの延性〜脆性遷移温度が室温より低くなったかど
うかについてはまったく触れてない。例示されているニ
オブ含有チタン−アルミニウム合金は重量％で表わして
Ｔｉ−３６ＡＩ−４Ｎｂのみであり、しかも特性その他
の具体的データはまったくない。この合金は、原子％で
表わすとＴ　１４□、５Ａｌ５１Ｎｂ１．５に相当し、
後に詳しく説明するように本明細書中に教示され特許請
求の範囲に記載されている合金とは組成がまったく異な
る。

上で五番口に挙げた文献に記載されている組成物は、チ
タン基ベース組成物中にアルミニウムを３６．２重量％
、ニオブを４．６５重量％含有しており、原子組成に換
算するとＴ　ｉ　−５１，Ａ　ｔ　−２Ｎｂである。こ
の組成物は、この文献の第３０１頁の最後の文と第３０
２頁の最初の部分に記載されているようにして研究され
た。第３０１頁の最終行と第３０２頁の最初の行に記載
されている通り著者らは次のように結論している。

ｒＴｉＡｌベース組成物にＮｂを添加するとベース組成
物の低温延性が向上することが判明した。・・・・・・
第５図から分かるようにＮｂを添加してもベース組成物
の疲れ特性はあまり変化しない。」 第５図は、疲れ特性に大きな変化がないことを如実に示
している。しかし、この論文は、室温延性がＮｂの添加
によって改良されることをまったく示唆していない。

発明の詳細な説明 本発明のひとつの目的は、室温で改良された延性および
関連する性質を有するチタン−アルミニウム金属間化合
物を生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におけるチタン−
アルミニウム金属間化合物の特性を改良することである
。

もうひとつ別の目的は、低温および中間的な温度におい
て改良された性質と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。

その他の目的の一部は以下の記載から明らかであろうし
一部はそのつど指摘する。

本発明の広い局面のひとつにおいて、本発明の目的を達
成するには、非化学量論的なＴｉＡｌベース合金を準備
し、この非化学量論的組成物に比較的高濃度のニオブを
添加する。添加後、ニオブを含有する非化学量論的Ｔｉ
Ａｌ金属間化合物をインゴット法で加工処理する。ベー
ス合金１００部に対して約６〜１４部程度のニオブを添
加することが考えられ、８〜１２部程度の添加が好まし
い。

発明の詳細な説明 上に述べたように、金属間化合物のγＴｉＡｌは、軽量
であり、高温で高強度であり、比較的低価格であるため
、脆性と加工上の難点がなければ産業上多くの用途があ
るはずである。この材料を産業上の多くの用途に使用す
るのを長年の間妨げている基本的な特性の欠陥がもしな
かったならば、今日この組成物には多くの産業上の用途
があったはずである。

本発明者は、少量のニオブを添加することによってγＴ
ｉＡｌ化合物を実質的に延性化できることを発見した。

この発見は、１９８９年４月３日付けで出願された同時
係属中の米国特許出願第３３２．０８８号の主題である
。

さらに、本発明者は、クロムで延性化された組成物にニ
オブを添加すると、その延性または強度を損うことなく
耐酸化性を顕著に改良できるということを発見した。こ
の発見は、１９８８年６月３日付けで出願された同時係
属中の米国特許出願第２０１，９８４号の主題である。

このたび、本発明者は、８〜１３原子％の範囲の高濃度
のニオブを単独で添加し、この添加に以下で詳細に述べ
るインゴットプロセスを組合せると、延性をさらに大幅
に改良できることを発見した。

ＴｉＡｌの特性に関する改良が充分に理解できるように
、本発明の新規な組成物とプロセス実施法に関する実施
例を挙げる前にいくつかの実施例を挙げて議論する。

実施例１〜３ ＴｉＡｌに近いいろいろな化学量論比でチタンとアルミ
ニウムを含有する３種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、最初に電気アーク融解によって合金から
インゴットを製造した。このインゴットをアルゴン分圧
中で溶融紡糸によって加工してリボンにした。両方の融
解段階で、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銅製の水冷炉床を使用した。ま
た、チタンは酸素に対する親和性が強いため高温の金属
が酸素にさらされることのないように注意した。

急速凝固させたリボンを、排気したスチール缶に詰めて
密封した。次にこの缶を３Ｑｋｓｉの圧力下９５０℃（
１７４０°Ｆ）で３時間熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）し
た。このＨＩＰ缶を機械加工して圧密化されたリボンプ
ラグを取出した。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
封した。このビレットを９７５℃（１７８７°Ｆ）に加
熱し、圧下率を約７対１としてダイに通して押出した。

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。

すなわち、押出したサンプルを表■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１−０００℃で２
時間時効処理した。試片を機械加工して室温での４点曲
げ試験用の１．５Ｘ３Ｘ２５゜４ｍｍ　（０，０６０Ｘ
Ｏ，１２０Ｘ１．０インチ）の寸法にした。曲げ試験は
、内側のスパンが１０ｍ（０，４インチ）で外側のスパ
ンが２０ｍｍ（０゜８インチ）の４点曲げ試験機で実施
した。荷重−クロスヘツド変位曲線を記録した。得られ
る凹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ツド変位が１／１０００イン
チの時の流れ応力である。クロスヘツド変位のこの量は
、塑性変形の最初の徴候であり弾性変形から塑性変形へ
の遷移点と考えられる。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では、本明細
書に記載した測定をする際に行なった４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。４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４点曲げ試験同士のものであり、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９．７］、ｈｄの量であって、「
ｈ」は試片の厚み（インチ）、ｒｄＪは破断時のクロス
ヘツド変位（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が受ける塑性
変形の量を表わしている。

結果をまとめて次の表Ｉに示す。表Ｉは１３００℃で焼
きなま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が第
２図に示されている。

な値は得られなかった。

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−Ａｌ１ｂｉ威物の性質がＴｉ／Ａ
ｌの原子比および適用した熱処理に対して極めて敏感で
あることが確認される。合金１２を、以下の記載のよう
にして行なった実験に基づいてさらに性質を改良するた
めのベース合金として選択した。

また、１２５０℃と１３５０℃の間の温度で焼きなまし
をすると、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℃で焼きなましをすると、１３５
０℃で焼きなました試験片より大幅に低い降伏強さ（約
２０％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。

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元素を含む追加のメル
ト１０種を製造した。

各サンプルは、実施例１〜３に関して記載したようにし
て製造した。

これらの組成物に関する組成、焼きなまし温度、および
行なった試験の結果を、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■に示す。

＋：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。

Ｉ２００℃で熱処理した実施例４と５では、延性がほと
んどゼロであることが判明したので降伏−強さは測定不
可能であった。１３００℃で焼きなました実施例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度に低
かった。

実施例６でも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、延性が大きくなったが降伏強
さは低かった。

その他の実施例のいずれの試験片でも、有意義な程度の
延性をもつものは見られなかった。

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各種パラメーターの組は極めて
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４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な組成物
で見られた試験特性に対して大きな影響を及ぼしている
。

別の一組のパラメーターは、ベースのＴｉＡｌ組成物中
に含ませるために選択される添加元素である。この組の
パラメーターの中で第一のものは特定の添加元素がチタ
ンまたはアルミニウムの代わりに機能するかどうかに関
する。個々の金属はいずれの元素の代わりにも機能し得
、ある添加元素がどの役割を果たすのか決定できる簡単
な規則はない。このパラメーターの意義は、ある原子割
合の添加元素Ｘを添加することを考えてみれば明らかで
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　
１４８Ａ　ｌ　４８Ｘ　４の有効アルミニウム濃度は４
８原子％で、有効チタン濃度は５２原子％となる。

逆に添加元素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％となる。

したがって、生起する代替の性質は非常に重要であるが
、やはり極めて予測し難い。

この種のパラメーターの別のものは添加元素の濃度であ
る。

表■から明らかなもうひとつ別のパラメーターは焼きな
まし温度である。ある添加元素で最良の強度特性を生じ
る焼きなまし温度は添加元素によっているいろであるこ
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、添加元素について濃度と焼きなましの結合され
た効果があり得る。すなわち、なんらかの特性の増大が
見られる場合その最適な特性増大は添加元素濃度と焼き
なまし温度のある特定の組合せで起こり得、それより高
いかもしくは低い濃度および／または焼きなまし温度で
は所望の特性改良の効果が減ってしまう。

表■の内容から明らかになることは、非化学量論的なＴ
ｉＡｌ組成物に第三元素を添加して得ることかできる結
果は極めて予測し難いことと、はとんどの試験結果が延
性もしくは強度またはこれら両者に関してうまくないと
いうことである。

実施例１４〜２４ 実施例１〜３に関連して上述したのと同様にして、それ
ぞれ表■に示した組成を有するアルミ化チタンを含有す
る別の１１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■（続き） 測定可能な値は見られなかった。

＊＊−材料は脆性がひどくて機械加工できず試験用のサ
ンプルが得られなかった。

表■から明らかなように、合金１２．７８．５５．９２
．６７．１２３および１３７は、ベースの組成物Ｔ　！
　ｓ□Ａｌ４８に対する添加元素としてそれぞれ０．２
．４．６．８．１２および１６原子％のニオブを含有し
ている。また表■に挙げたデータから、これらの組成物
を急速に凝固させてもその室温延性は改善されないと結
論することができる。

これらの結果を同じ熱処理（１３００℃）が適用されて
いるサンプルについて比較すると、測定できた降伏強さ
に関して、ニオブの添加濃度を次第に高くすると降伏強
さは次第に増大するが延性は次第に低下することが表■
のデータから結論できる。この知見はマックアンドリュ
ー（ＭｃＡｎｄｒｅｗ）の前記論文３の教示と一致して
いるが、サストリー　（！＋ａｓｌｒｙ）の前記論文４
および５の教示とは矛盾している。

また表■から、８原子％と１２原子％の添加元素レベル
では（合金６７および１２３参照）、試片を１３５０℃
のレベルで熱処理すると強度と延性のより良好な組合せ
を得ることができるが延性は１％より低いままであると
いうことも明らかである。

サンプル７８と５５のようにニオブ濃度の低いサンプル
では、上記のような熱処理で達成された改善があまり顕
著ではないので、そのような熱処理によってサンプルに
付与される改善効果は得られないことが判明した。

表組中の合金５５．６６．４０および１１９の試験結果
を比較すると、ひとつの知見が得られる。

この比較は、添加元素ニオブのレベルは４原子％で同一
であるがチタンとアルミニウムの化学量論比が異なるサ
ンプルに関して行なわれる。これらの組成物の研究によ
り、アルミニウム濃度を少し低くして、魅力のある強度
を犠牲にすることなく延性をかなり増大させることがで
きるということが発見された。しかし、アルミニウム濃
度は４６％より低くすると延性がほとんど消えてしまう
ので４６％未満に下げることはできない。さらにアルミ
ニウムが４６％以上の場合でも延性は１％以下である。

表■のデータを考察すると、表■に含まれている教示に
従ってアルミニウム濃度と焼きなまし温度を適当に調節
すれば、４〜１２原子％の間に添加元素ニオブの最適な
濃度があることが明らかである。

以上の試験サンプルはすべて急速凝固法によって製造し
た。また、以上の表に挙げた試験サンプルはすべて４点
曲げ試験で試験した。

引張試験と４点曲げ試験 上で述べたように、上記の実施例のサンプルはすべて急
速凝固法で製造し、試験は４点曲げ試験で行なった。こ
れは、上記の表に挙げたデータすべてにあてはまる。

実施例２０〜２２に記載されている上記のような製造と
試験の結果は、アルミ化チタン中に８〜１２原子％のニ
オブを含む材料が、１３５０°の焼きなまし温度で処理
したＴｉ４４Ａｌ４８Ｎｂ８を除いてほとんどで極めて
限られた延性しかもっていなかったということである。

このたび本発明者は、添加元素として８〜１２原子％ま
たはそれ以上という比較的多量のニオブを有する組成物
は、加工処理を実施例２０〜２４に記載したような急速
凝固法と４点曲げ試験法ではなく通常のインゴット冶金
法および通常の引張試験法で実施するならば、非常に優
れた延性をもたせることができるということを発見した
。

これらの処理法の主要な相違点は、インゴット冶金法で
は成分の融解および成分からインゴットへの凝固を実施
するが、急速凝固法では対照的に溶融紡糸法によりリボ
ンを形成した後そのリボンを圧密化して充分に緻密で一
体となった金属サンプルを得るという点である。

しかし、インゴット加工法にとりかかる前に注意が必要
である。それは、インゴット法で処理したサンプルを試
験する際に普通便われている異なる測定に関するもので
ある。

インゴット法で処理されたサンプルは普通、特にそのた
めに作成された引張試験棒を用いて通常の引張試験によ
って試験する。

急速凝固法で製造された合金の性質と通常のインゴット
加工法で製造された合金の性質を正しく比較するために
、急速凝固させた合金の性質に関して通常の引張棒試験
を用いて一連の試験を行なった。

実施例２５ 急速に凝固させたサンプルの引張棒試験このために、急
速凝固法で製造した合金サンプル（はとんどが上記表■
に挙げられている）から通常のピンを一組作成した。ま
た、ニオブを添加したγＴｉＡｌ合金も、上記の急速凝
固法によって製造した。この合金を合金１３２とよぶ。

これは添加元素のニオブを６原子％含有していた。下記
表■に挙げられている試験合金の各々から一連のピンを
作成すると共に、合金１３２からも一連のピンを作成し
た。

いろいろなピンを下記表■に挙げである異なる温度で別
々に焼きなました。個々の焼きなましの後ピンを１００
０℃で２時間時効処理した。焼きなまじと時効処理の後
、各ビンを機械加工して通常の引張試験棒とし、得られ
た棒に対して通常の引張試験を実施した。引張試験の結
果を下記袋■に示す。

表 ■ 表■（続き） さらに、表■に示したデータから明らかなように耐酸化
性試験も実施した。

表■に挙げた添加元素のニオブをいろいろな割合で含有
する合金とニオブを含まないベースのγＴｉＡｌ合金（
合金１２）とを比較すると、延性の点で総合的な改善が
ほとんどないことが明らかである。強度が大幅に改善さ
れた合金もいくつかあるが、一般に強度が大きく改良さ
れている場合は延性が極めて低い。たとえば、合金１１
９の場合、合金強度は非常に高い（１２４ｋｓｉと１２
０ｋｓｉ　）が対応する延性は極めて低い（すなわち、
０．１）。

表■に示したデータから明らかなように耐酸化性の点で
は全体的な改善がなされている。

実施例２６Ａ インゴット冶金法と引張棒試験 上記の表に挙げたいくつかの合金組成物の第二の組を、
前記実施例で記載したようにして調製した第一の組の場
合に使用した急速凝固法ではなくて通常のインゴット冶
金法によって調製した。インゴット法で処理した合金の
合金組成が前記実施例の合金と同じ場合には、同じ実施
例番号を使用したがその実施例番号にｒＡＪを付けてイ
ンゴット法で処理したものであることを示した。また、
合金２６Ａと表示した追加の合金もインゴット法で処理
して調製した。

こうして調製した合金の特性を試験した。

その 試験結果を下記袋■に挙げた。

表 ■ しかし、実施例２Ａの合金１２Ａは、実施例２の合金１
２の急速凝固法ではなくてインゴッ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。表中に挙げたその他の合金も通常のインゴット冶金
法で製造した。表中の引張データはすべて通常の引張試
験棒法で得られたものである。

このインゴット処理法（本発明では鋳造および鍛造処理
ともいう）は調製した合金サンプルの各々に対して本質
的に同じであり、次の通りである。

直径が約２′で厚さが約１／２′の寸法を有し、はぼホ
ッケーパックの形状をしたインゴットを、インゴット融
解プロセスで製造する。このホッケーパック状のインゴ
ットの融解と凝固の後、そのインゴットを、壁厚が約１
／２′で垂直の厚みがホッケーパックインゴットの厚さ
に相当するスチール製の環内に封入した。保持リング内
に封入する前に２時間１２５０〜１４００℃に加熱する
ことによってホッケーパック状インゴットを均質化した
。このホッケーパックと保持リングの集合体を約９７５
℃の温度に加熱した。加熱したサンプルと収容リングを
鍛造して元の厚みのほぼ半分の厚みにした。

鍛造したインゴットを冷却した後、いくつかの異なる熱
処理を受けたインゴットを機械加工していくつかのピン
を製造した。いろいろなピンをそれぞれ上記表Ｖに示し
たさまざまな温度で別々に焼きなました。それぞれの焼
きなましの後ピンを１０００℃で２時間時効処理した。

焼きなましと時効処理の後、各々のピンを機械加工して
通常の引張試験棒を作成し、得られた試験棒に対して通
常の引張試験を実施した。この引張試験の結果は上記表
■に挙げた。

表から明らかなように、合金６７Ａの４個のサンプルは
それぞれ４つの異なる温度、すなわち１３００℃、１３
２５℃、１３５０℃および１３７５℃で別個に焼きなま
した。これらのサンプルの降伏強さはベースの合金１２
Ａより大きく向上している。たとえば、１３００℃で焼
きなましたサンプルは同じ温度で焼きなました合金１２
Ａと比べて降伏強さが約３７％向上していた。その他の
向上率も同じ程度の量である。この強度の向上に反して
延性は低下したが、１３００℃で焼きなました合金６７
Ａの延性は表■に挙げた実施例２１の類似のサンプルよ
り顕著に向上している。熱処理したその他のサンプルは
ベース合金１２Ａに対して同程度の強度の向上と延性の
多少の低下を示したが、いくつかのサンプルでは延性が
多少向上している。このような強度の向上と、多少低下
した延性または多少増大した延性とを組合せて考えてみ
ると、これらのγアルミ化チタン組成物は極めてユニー
クであるといえる。

ここであらためて、表Ｖに挙げた試験結果を考察する。

このデータを、たとえば表■に挙げたデータと比較する
ことによって明らかになるように、急速凝固された合金
に対して測定して表■に挙げたような降伏強さは、イン
ゴット法で処理した金属試験片に対して測定して表■に
挙げたような降伏強さよりいくらか高い。また、インゴ
ット冶金法によって製造したサンプルは、急速凝固法に
よって製造したものより高い延性（塑性伸び）をもって
いることも明らかである。しかし、以上の結果は、表■
に挙げたインゴット冶金法で製造した合金１２Ａと表■
に挙げた急速凝固法で製造した合金１２とを考察する上
で良好な比較基準となる。

しかしながら、表■のデータと表■のデータとを一般的
に比較してみると明らかになるが、添加元素であるニオ
ブの濃度が高めの場合、インゴット冶金処理技術による
合金サンプルの製造と通常の引張試験棒試験技術による
サンプルの試験の結果示されるように、インゴット冶金
法で製造したニオブ含量が高めの合金は、高めの延性を
必要とする用途に対して極めて望ましい。一般的にいっ
て、インゴット冶金法による加工・処理は、費用のかか
る溶融紡糸ステップ自体を必要とせず、しかも急速凝固
法を使用するときには溶融紡糸に続いて実施しなければ
ならない圧密化ステップを必要としないので、溶融紡糸
すなわち急速凝固による加工・処理よりかかる費用がず
っと低いことは良く知られている。

耐酸化性 本発明の合金は優れた耐酸化性も示す。表■に挙げた酸
化試験は静的試験である。この静的試験は、合金サンプ
ルを９８２℃に４８時間加熱１．た後冷却して、加熱さ
れたサンプルを秤量することによって実施する。重量増
加をサンプルの表面積（ｅｎｆ）で割る。結果は、各サ
ンプルに対し表面積１ａｌ！当たりの重量増加（ｍｇ　
）で表わされる。

表■に挙げたデータは同じ静的基準で測定（７たもので
ある。

表■に挙げた合金のいくつかについてはいくつかの動的
耐酸化性試験を実施した。これらの試験のデータを第４
図にプロットした。第４図では、表示した合金サンプル
の酸化の結果の重量増（■／ｃＩＩｆ）が、８５０℃で
の酸化に動的に暴露した時間に対してプロットされてい
る。高温の酸化性雰囲気に動的に、すなわち繰返して暴
露するということは、テストサンプルを一連の加熱と冷
却過程に繰返し循環し、その間サンプルが室温に冷える
俗にその重量を測定することを意味する。各場合に加熱
は８５０℃まで行ない、各サイクルの間サンプルを８５
０℃の温度に５０分維持する。冷却は強制冷却ではなく
、室温の周囲雰囲気中で冷却する。平均的なサイズのサ
ンプルの場合、冷却し、秤量し、かつ８５０℃の温度ま
で加熱するために試験用の炉に戻すのに約１０９程度か
かる。試験温度まで加熱する時間とその温度から冷却す
る時間は上記の５０分の一部ではなく、この５０分はサ
ンプルをその温度に維持する時間である。

第４図に示したデータは、試験した４種のサンプルの重
量変化のプロットである。第４図のプロットから明らか
なように、添加元素のニオブを８原子９６および１−２
原子％含む合金は繰返し耐酸化性の観点からみてはるか
に良いベストの組成物であった。

第３図は類似のデータを示しているが基準が異なってい
る。第３図で、耐酸化性は、サンプルの重量増加が０．
８■／ｄに達するのに必要となる時間を基準として示さ
れている。Ｔ　ｆ　４４Ａ　ｌ　４８Ｎｂ８ではこの時
間が５００時間である。

また、第３図は、それぞれの合金に対して関連する強度
と延性のデータも示している。

第３図と第４図にプロットされたデータから明らかなよ
うに、インゴット法で処理した合金ＴｉＡｔ　　　　Ｎ
ｂ　　　は普通ではない新規な４Ｂ−３７４６−４９６
−１４ 特性の組合せを有する新規でユニークな合金であること
か分かる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、一連の合金に対して、モジュラスと温度の関
係を示すグラフである。 第２図は、４点曲げ法で試験した異なる化学量論のＴｉ
Ａｌ組成物（熱処理１３００℃／２時間）に対して、荷
重（ポンド）とクロスヘツド変位（ミル）の関係を示す
グラフである。 第３図は、いくつかの合金の特性を比較して示す棒グラ
フである。 第４図は、４種の合金を空気中８５０℃、１時間のサイ
クルで酸化した場合について、重量増加（ｍｇ　／　ａ
ｌ　）を動的暴露時間（時間）に対してプロットしたグ
ラフである。

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. （１）インゴット冶金法で製造された、本質的に、次の
   概略原子比 Ｔｉ＿４＿８＿−＿３＿７Ａｌ＿４＿６＿−＿４＿９Ｎ
   ｂ＿６＿−＿１＿４のチタン、アルミニウムおよびニオ
   ブから成る、ニオブで改変されたチタン−アルミニウム
   合金。
2. （２）インゴット冶金法で製造された、本質的に、 Ｔｉ＿４＿６＿−＿３＿８Ａｌ＿４＿８Ｎｂ＿６＿−＿
   １＿４の概略原子比のチタン、アルミニウムおよびニオ
   ブから成る、ニオブで改変されたチタン−アルミニウム
   合金。
3. （３）インゴット冶金法で製造された、本質的に、次の
   概略原子比 Ｔｉ＿４＿６＿−＿３＿９Ａｌ＿４＿６＿−＿４＿９Ｎ
   ｂ＿８＿−＿１＿２のチタン、アルミニウムおよびニオ
   ブから成る、ニオブで改変されたチタン−アルミニウム
   合金。
4. （４）インゴット冶金法で製造された、本質的に、 Ｔｉ＿４＿４＿−＿４＿０Ａｌ＿４＿８Ｎｂ＿８＿−＿
   １＿２の概略原子比のチタン、アルミニウムおよびニオ
   ブから成る、ニオブで改変されたチタン−アルミニウム
   合金。
5. （５）インゴット冶金法で製造された、本質的に、次の
   概略原子比 Ｔｉ＿４＿４Ａｌ＿４＿８Ｎｂ＿８ のチタン、アルミニウムおよびニオブから成る、ニオブ
   で改変されたチタン−アルミニウム合金。
6. （６）本質的に次の概略原子比 Ｔｉ＿４＿８＿−＿３＿７Ａｌ＿４＿６＿−＿４＿９Ｎ
   ｂ＿６＿−＿１＿４のチタン、アルミニウムおよびニオ
   ブから成るニオブで改変されたチタン−アルミニウム合
   金から形成された構造部材であり、前記合金がインゴッ
   ト冶金法で製造されている製品。
7. （７）本質的に次の概略原子比 Ｔｉ＿４＿６＿−＿３＿８Ａｌ＿４＿８Ｎｂ＿６＿−＿
   １＿４のチタン、アルミニウムおよびニオブから成るニ
   オブで改変されたチタン−アルミニウム合金から形成さ
   れた構造部材であり、前記合金がインゴット冶金法で製
   造されている製品。
8. （８）本質的に次の概略原子比 Ｔｉ＿４＿６＿−＿３＿９Ａｌ＿４＿６＿−＿４＿９Ｎ
   ｂ＿８＿−＿１＿２のチタン、アルミニウムおよびニオ
   ブから成るニオブで改変されたチタン−アルミニウム合
   金から形成された構造部材であり、前記合金がインゴッ
   ト冶金法で製造されている製品。
9. （９）本質的に次の概略原子比 Ｔｉ＿４＿４＿−＿４＿０Ａｌ＿４＿８Ｎｂ＿８＿−＿
   １＿２のチタン、アルミニウムおよびニオブから成るニ
   オブで改変されたチタン−アルミニウム合金から形成さ
   れた構造部材であり、前記合金がインゴット冶金法で製
   造されている製品。
10. （１０）本質的に次の概略原子比 Ｔｉ＿４＿４Ａｌ＿４＿８Ｎｂ＿８ のチタン、アルミニウムおよびニオブから成るニオブで
    改変されたチタン−アルミニウム合金から形成された構
    造部材であり、前記合金がインゴット冶金法で製造され
    ている製品。