JPH0730419B2

JPH0730419B2 - クロムとケイ素で改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金およびその製造方法

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Publication number: JPH0730419B2
Application number: JP2170420A
Authority: JP
Inventors: シャイ―チン・ファング
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1989-06-29
Filing date: 1990-06-29
Publication date: 1995-04-05
Anticipated expiration: 2010-04-05
Also published as: CA2012234A1; JPH03104832A; EP0405134A1; US5045406A; DE69028452T2; CA2012234C; DE69028452D1; EP0405134B1

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。さ
らに特定的にいうと、本発明は、化学量論比およびクロ
ムとケイ素の添加の両者に関して改変（改良）されたチ
タンとアルミニウムのγ合金に係る。

金属チタンにアルミニウムをその割合を次第に増大しな
がら添加していくと得られるチタン−アルミニウム組成
物の結晶形態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、結晶形態はαチタンの結晶形態のままである。アル
ミニウム濃度が高くなると（たとえば約25〜35原子
％）、金属間化合物Ti₃Alが形成される。Ti₃−Alはα−
２といわれる規則正しく並んだ六方晶形を有する。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とよばれる規則正しく並
んだ正方晶形を有する別の金属間化合物TiAlが形成され
る。このγ化合物の改変されたものが本発明の主題であ
る。

γ結晶形を有し、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、高い引張係数（モジュラス）、低
い密度、高い熱伝導率、好ましい耐酸化性、および良好
な耐スリープ性を有する金属間化合物である。TiAl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
引張係数（モジュラス）と温度の関係を第３図に示す。
図から明らかなようにTiAlはチタン合金の中で最も良好
な引張係数（モジュラス）をもっている。TiAl引張係数
（モジュラス）は低温の方が高いばかりでなく、温度の
上昇による引張係数（モジュラス）の低下率は他のチタ
ン合金よりTi−Alの方が小さい。さらに、TiAlは、他の
チタン合金が役に立たなくなる温度以上の温度で有用な
引張係数（モジュラス）を保ってる。TiAl金属間化合物
を基とする合金は、高温で高い引張係数（モジュラス）
が要求され、しかも環境からの良好な保護も必要とされ
る用途で魅力のある軽量材料である。

TiAlをこのような用途に実際に応用する際の制限となる
特性のひとつは室温で脆性が生じることである。また、
金属間化合物の室温での強度は、このTiAl金属間化合物
をある種の構造部材用途に利用できるようにするまでに
改良することができる。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γ−TiAl金
属間化合物の室温での延性および／または強度を高める
改良が極めて望ましい。

軽量かつ高温で使用することの潜在的な利点と共に使用
すべきTiAl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。この金属組成物のいくつかの用
途では１％程度の最低延性が許容されるがより高い延性
の方が極めて望ましい。組成物が有用であるための最低
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くら
いであり、いくつかの用途ではそれより高い強度が好ま
しいことが多い。

γTiAl化合物の化学量論比は、その結晶構造を変化させ
ないで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、γTiAl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する。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。

このたび、本発明者は、γTiAl金属間化合物に、第三添
加元素だけでなく第四添加元素も含む組成物が得られる
ように添加元素を組合せて混入することによってこの金
属間化合物をさらに改良することができるということを
発見した。

さらに、本発明者は、第四添加元素を含む組成物が、実
質的に改良された強度と望ましく高い延性を含めて独特
に望ましい組合せの性質を有することを発見した。

従来技術 Ti₃Al金属間化合物、TiAl金属間化合物およびTiAl₃金属
間化合物を始めとするチタンとアルミニウムの組成物に
関する文献は豊富にある。「TiAl型のチタン合金（TITA
NIUM ALLOYS OF THE TiAl TYPE）」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に関して詳細に議論されている。こ
の特許の第１欄第50行以降では、Ti₃Alと比較したTiAl
の利点と欠点を論じる際に次のように指摘している。

「明らかに、TiAlγ合金系はアルミニウム含量が高いの
で軽い可能性がある。1950年代の実験によって、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で経験的に
観察されていることは、これらは必要な高温強度をもっ
てはいるが室温から中程度の温度、すなわち20〜550℃
で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製造が容易ではないし、めっ
たにないが避けることのできない使用時のちょっとした
損害に対して亀裂を発生したりその後破断したりしない
で耐えることもできない。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Ti₃Alも基本的に規則正しく並んだチタン−アル
ミニウム金属間化合物であるが、合金系TiAlは（Tiの固
溶体合金とはもちろん）Ti₃Alとまったく異なってい
る。上記米国特許第4,294,615号、第１欄の一番下には
次のように指摘されている。

「当業者は、２種の規則正しく並んだ相の間には大きな
違いがあることを認めている。Ti₃Al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
変態挙動が類似している。しかし、化合物TiAlは正方晶
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あま
り認識されていない。」上記米国特許第4,294,615号には、得られる合金のいく
つかの性質を改良するために、TiAlをバナジウムおよび
炭素と合金化することが記載されている。

米国特許第4,294,615号には、Ti−Alを、ケイ素と、ま
たはクロムと、さらにまたはケイ素とクロムの組合せと
合金化することがまったく開示されていない。

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は次に挙げたようにたくさんある。

1.バンプス（E.S.Bumps）、ケスラー（H.D.Kessler）お
よびハンセン（M.Hansen）著、「チタン−アルミニウム
系（Titanium−Aluminum System）」、金属雑誌（Journ
al of Metals）、1952年６月、第609〜614頁、AIME会報
（TRANSACTIONS AIME）、第194巻。

2.オグデン（H.R.Ogden）、メイカス（D.J.Maykuth）、
フィンレイ（W.L.Finlay）およびジァフィー（R.I.Jaff
ee）著、「高純度Ti−Al合金の機械的性質（Mechanical
Properties of High Purity Ti−Al Alloys）」、金属
雑誌（Journal of Metals）、1953年２月、第267〜272
頁、AIME会報（TRANSACTIONS AIME）、第197巻。

3.マッカンドリュー（Joseph B.McAndrew）およびケス
ラー（H.D.Kessler）著、高温合金用基材としてのTi−3
6％Al（Ti−36 Pct Al as a Base for High Temperatur
e Alloys）」、金属雑誌（Journal of Metals）、1956
年10月、第1348〜1353頁、AIME会報（TRANSACTIONS AIM
E）、第206巻。

4.マーチン（Patrick L.Martin）、メンディラッタ（Ma
dan G.Mendiratta）およびリスピット（Harry A.Lispit
t）著、「TiAl合金およびTiAl＋Ｗ合金のクリープ変形
（Creep Deformation of TiAl and TiAl＋W Alloy
s）」、冶金会報（Metallurgical Transactions）Ａ、
第14A巻（1983年10月）、第2171〜2174頁。

5.マーチン（P.L.Martin）、リスピット（H.A.Lispit
t）ヌーファー（N.T.Nuhfer）およびウィリアムズ（J.
C.Williams）著、「Ti₃AlおよびTiAlのミクロ組織およ
び性質に及ぼす合金化の効果（The Effects of Alloyin
g on the Microstructure and Properties of Ti₃ Al a
nd TiAl）」、チタン（Titanium）80、米国ペンシルベ
ニア州、ワーレンデイル（Warrendale）のアメリカ金属
学会（American Society for Warrendale）発行、第２
巻、第1245〜1254頁。

6.辻本徳三（Tokuzo Tsujimoto）著、「TiAl金属間化合
物合金の研究、開発および展望（Research,Developmen
t,and Prospects of TiAl Intermetallic Compound All
oys）」、チタンおよびジルコニウム（Titanium and Zi
rconiummm）、第33巻、第３号、159（1985年７月）、第
１〜19頁。

7.リプシット（H.A.Lipsitt）著、「アルミ化チタン（T
itanium Aluminides）−概観（An Overview）」、材料
研究学会シンポジウム講演要旨集（Mat.Res.Soc.Sympos
ium Porc.）、材料研究学会（Materials Research Soci
ety）、第39巻（1985年）、第351〜364頁。

8.ワンダ（S.H.Whang）ら著、「Ll₀TiAl化合物合金にお
ける急速凝固の影響（Effect of Rapid Solidification
in Ll₀ TiAl Compound Alloys）」、構造金属における
急速凝固による高まった性質に関するアメリカ金属学会
シンポジウム講演要旨集（ASM Symposium Proceedings
on Enhanced Properties in Struc.Metals Via Rapid S
olidification）、週刊マテリアルズ（Materials Wee
k）、1986年10月、第１〜７頁。

9.イズベスティヤ・アカデミイィ・ナウク・エス・エス
・アール（Izvestiya Akademii Nauk SSSR）、冶金（Me
tally.）第３号（1984年）、第164〜168頁。

10.マーチン（P.L.Martin）、リプシット（H.A.Lipsit
t）、ヌーファー（N.T.Nuhfer）およびウィリアムズ
（J.C.Willams）著、「Ti₃AlおよびTiAlのミクロ組織お
よび性質に及ぼす合金化の効果（The Effects of Alloy
ing on the Microstructure and Properties of Ti₃ Al
and TiAl）」、チタン（Titanium）80、米国ペンシル
ベニア州、ワーレンデイル（Warrendale）のアメリカ金
属学会（American Society for Warrendale）発行、第
２巻（1980年）、第1245〜1254頁。

ジャフィー（Jaffee）の米国特許第3,203,794号は、ケ
イ礎を含有するTiAl組成物とクロムを含有する別のTiAl
組成物を開示している。

ジャフィー（Jaffee）のカナダ特許第621884号は、同様
に、クロムを含有するTiAl組成物とケイ素を含有する別
のTiAl組成物とを表１に開示している。

これらジャフィー（Jaffee）の特許には、クロムとケイ
素を組合せて含有するTiAl組成物のヒントも示唆もな
い。

ハシアノト（Hashianoto）の米国特許第4,661,316号に
は、TiAlに、0.1〜5.0重量％のマンガン、またはマンガ
ンと他の元素との組合せを添加することが教示されてい
る。このハシアノト（Hashianoto）の特許は、クロム、
またはクロムと他の元素との組合せ、特にクロムとケイ
素との組合せをTiAlに添加することを教示していない。

発明の簡単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、TiAl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
一部はそのつど指摘する。

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量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−Al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技
術に関する一連の研究を行なった。最初の実施例１〜24
及び及び実施例2Aは従来技術の研究に関するものであ
り、後の実施例25が本発明の研究に関するものである。

実施例１〜３ TiAlに近い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Ｉ
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（HIP）にかけた。このH
IP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対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時間時効
処理した。四点曲げ試験用の試片を室温で機械加工して
1.5×３×25.4mm（0.060×0.120×1.0インチ）の寸法に
した。曲げ試験は、内側のスパンが10mm（0.4インチ）
で外側のスパンが20mm（0.8インチ）の四点曲げ試験機
で実施した。負荷−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1/1000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、「ｈ」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Ｉ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12
は最も良好な組合せの性質を示した。これによって、Ti
−Al組成物の性質はTi/Al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
試験片よりなかり低い降伏強さ（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。

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
て製造した。

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IIに示す。

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II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。

もうひとつのパラメーターは基本的なTiAl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Ti₄₈
Al₄₈X₄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。

この種のパラメーターの別のものは添加剤の濃度であ
る。

表II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。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IIの内容から明らかになることは、非化学量論的なTi
Al組成物に第四元素を添加して得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。

実施例14〜17 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III
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TiAl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に米国特許
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IIIに
合金48と表示してある。

表III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、ニオブおよびタンタルを個別に
添加すると、ベースのTi−Al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温度
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℃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31mg/cm²であるのに対して合金
40の重量損失は4mg/cm²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補的な耐酸化性試
験では試験するサンプルを48時間の間98℃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、全重量損失（グラム）を試片の表面積（平
方センチメートル）で割ってmg/cm²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60の場合、1325℃
で焼きなましたサンプルの重量損失は2mg/cm²と決定さ
れ、これもベース合金の31mg/cm²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種の添加剤、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III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増大している。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。

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ど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、TiAl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138,408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
したマックアンドリュー（McAndrew）の論文に示されて
いるように、TiAl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ー（McAndrew）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、その合金組成物はその添加に
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の性質は確実
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III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、それらを一緒に使
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、ニ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IIIから明らかなように、添加剤のバナ
ジウム、ニ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TiAl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IV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IV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IVに挙げた結果は、さらに、合金化添加剤がベース合
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80
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
−Al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量を増
やすとさらに良くなるという単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、ある量で良好であ
っても量を増やすとそれより悪くなることが立証されて
いる。

表IVから明らかなように、「より多くの」（４原子％）
クロムを含有する合金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18の合金38の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の測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成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1350℃であること
が判明した。

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IVに含まれているデータから明らかなことは、TiAl組
成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、TiAl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明らかである。また、添加剤の濃
度を増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IV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。

Ti₅₂Al₄₆Cr₂ 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試験で測定した。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
れの合金を形成するのに異なる２種の製法を使用した。
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IV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
Ｖ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IV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IVの実施例18の破壊強さ（ksi）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IVの
実施例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38
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造されたのに対し
て実施例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
トを製造する。このホッケーパックインゴットを融解・
凝固させた後、壁厚が約1/2″でホッケーパックインゴ
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
する前にホッケーパックインゴットを２時間1250℃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
に製造した。

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。これらの引張試験片を
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温度で焼きなました。

表Ｖの実施例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℃でああった。表Ｖの実施例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℃、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片について表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、
急速凝固で製造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測定される降伏強さ
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
凝固法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。

実施例25 実施例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。

Ti₄₈Al₄₈Cr₂Si₂ 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
1/2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
1/2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
械加工して、３種の異なる熱処理用のピンを３個作成し
た。この３個のピンを下記表VI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つのピンを1000℃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
通常の引張試験棒を作成し、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VI
に示す。

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℃、1325℃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℃で焼きなました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
延性はまったく損うことがなく、事実延性は約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TiAl組成物とTi₅₀Al₄₈Cr₂
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、各種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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｆ０１Ｄ 25/24 Ｎ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】次の平均原子比 Ti_56-47Al_42-46Cr_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。
【請求項２】平均原子比 Ti_55-49Al_42-46Cr_1-3Si₂ 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。
【請求項３】次の平均原子比 Ti_55-48Al_42-46Cr₂Si_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。
【請求項４】平均原子比 Ti_54-50Al_42-46Cr₂Si₂ 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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項１３】次の平均原子比 Ti_54-50Al_42-46Cr₂Si₂ 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。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。