JP3046349B2 - Method of treating titanium-aluminum modified with chromium and niobium - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本明細書はこれら関連出願の明細書原文を引用して編
綴した。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present specification has been knitted with reference to the original text of these related applications.

（産業上の利用分野） 本発明はチタニウムとアルミニウムの合金に関する。
本発明は特にその化学量論的比率並びにクロミウム及び
ニオビウムの添加の双方に関して改良されたチタニウム
とアルミニウムのガンマ合金に関する。The present invention relates to an alloy of titanium and aluminum.
The invention particularly relates to titanium and aluminum gamma alloys which have been improved with respect to both their stoichiometric proportions and the addition of chromium and niobium.

なお、この出願に関連する同時係属出願は次の通りで
ある。The co-pending application related to this application is as follows.

1987年12月28日出願米国特許第137,407号、第138,408
号、第138,476号、第138,481号、第138,486号、1988年
６月３日出願米国特許第201,984号、1988年10月３日出
願米国特許第252,622号、第253,649号、1989年１月３日
出願米国特許第193,035号及びその他（RD−18,642）。U.S. Patent Nos. 137,407, 138,408 filed December 28, 1987
Nos. 138,476, 138,481, 138,486, U.S. Pat.No. 201,984 filed on Jun. 3, 1988, U.S. Pat. Application U.S. Pat. No. 193,035 and others (RD-18,642).

チタニウム金属に添加するアルミニウムの比率が増す
に伴い生成チタニウム−アルミニウム合成物の結晶構造
が変化することは公知である。微小百分率のアルミニウ
ムならチタニウム中に固溶体となって入り込み結晶構造
はアルファ−チタニウムの結晶構造のままである。アル
ミニウムの濃度が比較的高い（約25乃至35原子％を含有
する）と金属間化合物Ti₃Alがアルファ−２と呼ばれる
規則的な六方晶構造をもつ。更にアルミニウムの濃度が
高くなる（約50乃至60原子％の範囲のアルミニウムを含
有する）と別の金属間化合物、TiAlが形成され、ガンマ
と呼ばれる規則的な正方結晶構造をもつ。It is known that the crystal structure of the resulting titanium-aluminum composite changes as the proportion of aluminum added to the titanium metal increases. If a small percentage of aluminum is contained as a solid solution in titanium, the crystal structure remains as that of alpha-titanium. If the concentration of aluminum is relatively high (contains about 25-35 atomic%), the intermetallic compound Ti ₃ Al has a regular hexagonal structure called alpha-2. Further increasing the concentration of aluminum (containing about 50 to 60 atomic% aluminum) forms another intermetallic compound, TiAl, which has a regular tetragonal crystal structure called gamma.

ガンマ結晶構造を有し、化学量論的比率が近似的に１
であるチタニウムとアルミニウムの合金は高いヤング率
（modulus）、低密度、高熱伝導率、比較的高い酸化抵
抗及び良好なクリープ抵抗を有する金属間化合物であ
る。第３図にはTiAl化合物のヤング率（modulus）と温
度の関係をニッケルベースの超合金を基準とし他のチタ
ニウム合金と対比して示してある。第３図から明らかな
ようにガンマTiAlはチタニウム合金の中で最も良いヤン
グ率（modulus）を有する。ガンマTiAlのヤング率（mod
ulus）は比較的高温でもかなり高いのみでなく温度の上
昇に伴う低減率に関しても他のチタニウム合金より低
い。更に、ガンマTiAlは他のチタニウム合金が使用でき
なくなる温度よりも更に高い温度でなお有効なヤング率
（modulus）を保っている。TiAl金属間化合物をベース
とする合金は高温で高いヤング率（modulus）を要求さ
れかつ良好な耐環境性保護をも要求される条件下におけ
る使用に関して注目される軽量な材料である。It has a gamma crystal structure and a stoichiometric ratio of approximately 1
Is an intermetallic compound with high modulus, low density, high thermal conductivity, relatively high oxidation resistance and good creep resistance. FIG. 3 shows the relationship between the Young's modulus (modulus) of the TiAl compound and the temperature on the basis of a nickel-based superalloy in comparison with other titanium alloys. As can be seen from FIG. 3, gamma TiAl has the best modulus among titanium alloys. Young's modulus of gamma TiAl (mod
ulus) is not only significantly higher at relatively high temperatures, but also lower than other titanium alloys in terms of reduction with increasing temperature. Further, gamma TiAl still retains an effective modulus at temperatures higher than those at which other titanium alloys cannot be used. Alloys based on TiAl intermetallics are light materials of interest for use under conditions where high Young's modulus is required at high temperatures and good environmental protection is also required.

このような用途に対する具体的な適用を制約するガン
マTiAlの特性の１つは室温で発生することが分かってい
る脆性である。この金属間化合物の室温における強度が
向上して初めてガンマTiAl金属間化合物が構造物構成品
に適用され得るのである。室温におけるTiAl金属間化合
物の延性及び強度を増すことはこの合成物に好適な高温
で使用できるようにするために切望されている。One property of gamma TiAl that limits its specific application for such applications is brittleness, which has been found to occur at room temperature. Only when the strength of this intermetallic compound at room temperature is improved can the gamma TiAl intermetallic compound be applied to structural components. Increasing the ductility and strength of the TiAl intermetallic compound at room temperature is eager to be able to use at high temperatures suitable for this composition.

軽量で高温において使用できる潜在的な利点と共に、
使用しようとするガンマTiAl合成物に最も望ましいこと
は室温における強度及び延性の組合せである。このガン
マTiAl合成物の用途に関しては１％程度の最低限の延性
で許容されることもあるが更に高い延性が遥かに望まし
い。通常有用とされる合成物の最低室温強度は約3.7×1
0³kg/cm²（50ksi即ち350MPa）である。しかし、このレ
ベルの強度を有する材料は有用な限界にあり用途によっ
てはしばしば更に高い強度のほうが好適である。With the potential benefits of being lightweight and usable at high temperatures,
Most desirable for the gamma TiAl composite to be used is a combination of strength and ductility at room temperature. For applications of this gamma TiAl composite, a minimum ductility of the order of 1% may be acceptable, but higher ductility is much more desirable. The lowest room temperature strength of a compound that is usually useful is about 3.7 × 1
0 ³ kg / cm ² (50 ksi or 350 MPa). However, materials having this level of strength are of useful limit, and higher strengths are often preferred for some applications.

ガンマTiAl合成物の化学量子論的比率は結晶構造を変
えないである範囲に亙って変化できる。アルミニウム含
有量は50原子％から約60原子％まで変化できる。ガンマ
TiAl合成物の特性はチタニウム及びアルミニウム成分の
化学量子論的比率の１％或いはそれ以上の比較的微小な
変化によって極めて著しい変化を生じ易い。またこの特
性は添加物或いはドーピングエージェントとして第３及
び第４の元素の同程度の比較的微量の添加によっても類
似の影響を受ける。The chemical quantum ratio of the gamma TiAl compound can vary over a range without changing the crystal structure. The aluminum content can vary from 50 atomic% to about 60 atomic%. gamma
The properties of TiAl composites are subject to very significant changes due to relatively small changes of 1% or more in the stoichiometric ratio of the titanium and aluminum components. This property is similarly affected by the addition of comparable and relatively small amounts of third and fourth elements as additives or doping agents.

従来の用法において、本願発明者はガンマTiAl金属間
化合物に第３の添加元素としてクロミウムを含有するの
みでなく更に第４の添加元素としてニオビウムを含有す
るような添加元素の組合せを組み入れることによってガ
ンマTiAl金属間化合物の特性向上が可能であることを開
示した。In conventional usage, the inventors of the present application have developed gamma TiAl intermetallic compounds by incorporating a combination of additional elements that not only contain chromium as the third additional element but also niobium as the fourth additional element. It has been disclosed that the properties of TiAl intermetallic compounds can be improved.

更に、本願発明者は第４の添加元素を含有する合成物
が所望の高い延性と優れた酸化抵抗を含む他に例を見な
い望ましい一連の特性を有することを開示している。In addition, the inventors disclose that the composite containing the fourth additive element has a unique and desirable set of properties, including the desired high ductility and excellent oxidation resistance.

しかしながら、この合金を製造できる方法は限られて
いる。本願発明者は今回この種の合金の改良された経済
的な製造方法を発明した。However, the methods by which this alloy can be manufactured are limited. The inventor has now invented an improved and economical method for producing such alloys.

（従来の技術） Ti₃Al金属間化合物及びガンマTiAl金属間化合物を含
むチタニウムアルミニウム合成物に関しては多数の文献
がある。発明の名称「TiAl型のチタニウム合金（Titani
um AlLoy of the TiAl type）」、米国特許第4,294,61
5号はガンマTiAl金属間化合物を含むチタニウムアルミ
ナイド型合金に関する広範な検討を示している。この特
許明細書の第１頁左欄第50行から始まるTi₃Alと対比し
たTiAlの長所及び短所の検討では、次のような指摘して
いる。2. Description of the Prior Art There is a great deal of literature on titanium aluminum composites containing Ti ₃ Al and gamma TiAl intermetallics. Title of Invention "TiAl type titanium alloy (Titani
um AlLoy of the TiAl type), U.S. Patent No. 4,294,61
No. 5 shows an extensive study on titanium aluminide-type alloys containing gamma TiAl intermetallics. Examination of the advantages and disadvantages of TiAl compared to Ti ₃ Al starting from page 1, left column, line 50 of this patent specification points out the following.

「TiAlガンマ合金系はより多量のアルミニウムを含有
するからより軽量である点において潜在価値を有するこ
とは明白である。1950年代の実験的研究はチタニウム−
アルミニウム合金が約1000℃以下の高温において潜在的
価値を有することを示唆した。しかしこの種の合金に関
するその後の工学的経験から、チタニウム−アルミニウ
ム合金は所要の高温強度は有するものの、室温及び通常
の高温即ち20乃至550℃における延性が極めて乏しいか
或いは無いことが分かった。脆すぎる材料は簡単に製造
される筈もないし、またその材料の使用中に生ずる希で
はあるが避けられない微小な傷がクラックやそれに伴う
破損に至らない筈もない。チタニウム−アルミニウム合
金は他の基本的合金に置換できる工学材料ではない。」 TiAl及びTi₃Alは共に基本的には規則的なチタニウム
−アルミニウム金属間化合物ではあるが、合金系TiAlは
本質的にTi₃Alとは異なる（Tiの固溶体合金と異なるこ
とは勿論である）ことは公知である。前記米国特許第4,
294,615号は特許明細書の第１頁左欄の最下段に次のよ
うに指摘している。"It is evident that the TiAl gamma alloy system has potential value in being lighter because it contains more aluminum. Experimental studies in the 1950s showed that titanium-
It is suggested that aluminum alloy has potential value at high temperature below about 1000 ℃. However, subsequent engineering experience with this type of alloy has shown that, while having the required high temperature strength, the titanium-aluminum alloy has very poor or no ductility at room temperature and normal high temperatures, i.e., 20-550 ° C. Materials that are too brittle should not be easily manufactured, nor should rare, but inevitable, minor scratches that occur during use of the material result in cracks and consequent breakage. Titanium-aluminum alloys are not engineering materials that can replace other basic alloys. Although TiAl and Ti ₃ Al are basically regular titanium-aluminum intermetallic compounds, alloy-based TiAl is essentially different from Ti ₃ Al (of course, it is different from a solid solution alloy of Ti). ) Is known. U.S. Pat.
No. 294,615 points out as follows at the bottom of the left column on page 1 of the patent specification.

「当該分野の技術者は２つの規則相の間の本質的な相
違を認めている。Ti₃Alの合金化及び転移現象は六方晶
構造が酷似しているのでチタニウムの場合に類似であ
る。しかし、化合物TiAlは正方配列原子を有しそれゆえ
に幾分異なる合金特性を有する。この種の区別について
従来の文献はあまり認識していない。」 前記米国特許第4,294,615号はまた生成合金の特性の
向上を図るためにTiAlをバナジウム及び炭素と共に合金
化することを開示している。"The skilled artisan has recognized an essential difference between the two ordered phases. The alloying and transformation phenomena of Ti ₃ Al are similar to those of titanium due to the very similar hexagonal structure. However, the compound TiAl has tetragonally ordered atoms and therefore has somewhat different alloy properties. The prior art is less aware of this type of distinction. "US Pat. No. 4,294,615 also describes the properties of the resulting alloy. It discloses that TiAl is alloyed with vanadium and carbon for improvement.

この特許は更にTi−45 Al−5.0Nb原子％の組成である
合金T₂A−122を表２に公開しているが何等かの有効な特
性を有する合成物として説明することは行っていない。The patent further discloses in Table 2 the alloy T ₂ A-122 having a composition of Ti-45 Al-5.0 Nb atomic% but does not attempt to describe it as a composite with any useful properties. .

Hashimoto出願の米国特許第4,661,316号はマンガン及
びその他の元素を組み合わせてTiAlをドープすることの
他0.1〜5.0重量％のマンガンでTiAlをドープすることを
説いている。このHashimotoの特許はクロミウム或いは
クロミウムを含む元素を組み合わせたものでTiAlをドー
プすることは説いていない。U.S. Patent No. 4,661,316 to Hashimoto teaches doping TiAl with 0.1-5.0 wt% manganese, as well as doping TiAl in combination with manganese and other elements. The Hashimoto patent does not teach doping TiAl with chromium or a combination of elements containing chromium.

チタニウム−アルミニウム化合物及びそれらの化合物
の特性を取り扱った技術刊行物には次のようなものがあ
る。Technical publications dealing with titanium-aluminum compounds and the properties of those compounds include:

1.E.s.Bumps,H.D.Kessler及びM.Hansen著「チタニウム
−アルミニウム系（Titanium−Aluminum System）」Jou
rnal of Metals、1952年６月、609〜614頁TRANSACTIONS
AIME、第196巻． 2.H.R.Ogden、D.J.Maykuth、W.L.Finlay及びR.I.Jaffee
著「高純度Ti−Al合金の機械的特性（Mechasnical Prip
erties of High Purity Ti−Al Alloysn）」Journal of
Metals、1953年２月、267〜272頁TRANSACTION AIME、
第197巻． 3.Joseph B.McAndrew及びH.D.Kesseler著「高温合金用
のベースとしてのTi−36 Pct Al（Ti−36Pct Al as a
Base for High Temperature Alloys）」Journal of Met
als、1953年10月1348〜1353頁TRANSACTION AIME、第206
巻． McAndrewの文献は開発途中のTiAl金属間化合物ガンマ
合金の研究を開示している。この文献の表IIで、McAndr
ewは2.3×10³乃至3.4×10³kg/cm²（33乃至49ksi）の間
の最大引張り強さを有する合金が適当である即ち「設計
応力はこのレベルよりも十分低い」と報告している。こ
の記述は表IIの直前に記載されている。McAndrewは、表
IVの前の段落で、チタニウム、銀及びカラムビウム（ニ
オビウム）は1200℃以下の温度にさらされると合金表面
に薄い保護酸化物の形成を導入する有用な合金材料であ
ることが分かったと述べている。McAndrewの論文の第４
図は1200℃の静止空気に96時間曝露した場合のニオビウ
ムの公称重量％に対する酸化の深さをプロットしたもの
である。1353頁の要約の直ぐ前では、カラムビウム（ニ
オビウム）７重量％を含有するチタニウム合金の試験片
が対照に用いられたTi−36％Al合金より50％高い破壊応
力を示したことを報告している。1. "Titanium-Aluminum System" by EsBumps, HDKessler and M. Hansen, Jou
rnal of Metals, June 1952, pp. 609-614 TRANSACTIONS
AIME, Volume 196. 2.HROgden, DJMaykuth, WLFinlay & RIJaffee
Written “Mechanical Properties of High Purity Ti-Al Alloy”
erties of High Purity Ti-Al Alloysn) "Journal of
Metals, February 1953, pp. 267-272 TRANSACTION AIME,
Volume 197. 3. By Joseph B. McAndrew and HDKesseler, "Ti-36 Pct Al as a base for high temperature alloys (Ti-36 Pct Al as a
Base for High Temperature Alloys) "Journal of Met
als, October 1953, pp. 1348-1353 TRANSACTION AIME, 206
roll. McAndrew's document discloses a study of a TiAl intermetallic gamma alloy in development. In Table II of this document, McAndr
ew reports that alloys with a maximum tensile strength between 2.3 × 10 ^{3 and} 3.4 × 10 ³ kg / cm ² (33-49 ksi) are suitable, ie “design stress is well below this level”. I have. This description appears immediately before Table II. McAndrew table
The previous paragraph of IV states that titanium, silver and columnium (niobium) have been found to be useful alloy materials that, when exposed to temperatures below 1200 ° C, introduce the formation of a thin protective oxide on the alloy surface. . Part 4 of McAndrew's paper
The figure plots the depth of oxidation against nominal weight percent of niobium when exposed to still air at 1200 ° C. for 96 hours. Immediately prior to the summary on page 1353, it was reported that titanium alloy specimens containing 7 wt% columnium (niobium) exhibited a 50% higher fracture stress than the Ti-36% Al alloy used as control. I have.

（発明が解決しようとする課題） 本発明の一つの目的は室温における向上した延性及び
その関連特性を有するガンマ−チタニウム−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。SUMMARY OF THE INVENTION One object of the present invention is to provide a method for forming a gamma-titanium-aluminum intermetallic compound having improved ductility at room temperature and related properties.

別の目的は中間温度及び低温におけるチタニウム−ア
ルミニウム金属間化合物の諸特性を向上する経費を軽減
することである。Another object is to reduce the costs of improving the properties of titanium-aluminum intermetallics at intermediate and low temperatures.

別の目的は中間温度及び低温における向上した諸特性
及び処理性（processability）を有するチタニウムとア
ルミニウムの合金を形成する進歩した方法を提供するこ
とである。Another object is to provide an advanced method for forming an alloy of titanium and aluminum having improved properties and processability at intermediate and low temperatures.

別の目的はTiAlベース合成物において延性と酸化抵抗
の組み合せる合金の調製方法を進歩させることである。Another object is to advance the method of preparing alloys that combine ductility and oxidation resistance in TiAl-based composites.

更に別の目的はTiAlベース合金の強度、延性及び酸化
抵抗等の一連の特性を向上させる経費を軽減することで
ある。Yet another object is to reduce the cost of improving a range of properties, such as strength, ductility, and oxidation resistance, of a TiAl-based alloy.

その他の目的は次の詳細な説明において、一部は指摘
して明らかにするが、一部は自ずと明らかになると考え
る。Other purposes will be pointed out and clarified in the following detailed description, but some will be clarified by themselves.

（課題を解決するための手段） 本発明の広範な態様の一つに観点をおけば、本発明の
目的はクロミウム及びニオビウムをドープしたチタニウ
ムアルミナイド溶融物を提供しこの溶融物をインゴット
に鋳造することによって達成できる。SUMMARY OF THE INVENTION In one broad aspect of the present invention, it is an object of the present invention to provide a chromium and niobium doped titanium aluminide melt and cast the melt into an ingot. Can be achieved by:

鋳造後、インゴットを転移温度（transus temperatur
e）より高い温度に一定時間保持して均質化さる。この
時間は適用する均質化温度に依存し、温度が高ければ時
間は短く温度が低ければ時間は長くなる。例えば、約12
50℃或いはそれ以上の温度では約２時間でインゴットは
均質化する。均質化は約1400℃で行うことが好ましい。
本明細書では、用語「転移温度（transus temperatur
e）」はその温度を越えると全合成物が単一相になる相
転移温度を示す。After casting, the ingot is brought to the transition temperature (transus temperatur
e) Hold at a higher temperature for a certain period of time to homogenize. This time depends on the homogenization temperature applied, the higher the temperature the shorter the time and the lower the temperature the longer the time. For example, about 12
At a temperature of 50 ° C. or higher, the ingot homogenizes in about 2 hours. Preferably, homogenization is performed at about 1400 ° C.
In this specification, the term "transus temperatur
"e)" indicates the phase transition temperature above which the entire product becomes a single phase.

均質化したインゴットを機械的に加工或いは変形して
少なくとも１方向の初期寸法を10％或いはそれ以上変化
する。The homogenized ingot is mechanically worked or deformed to change the initial dimensions in at least one direction by 10% or more.

ある実施例では、均質化したインゴットを便宜上ジャ
ケットで側面を包被し、インゴットを鍛造して縦方向寸
法を当初の縦寸法の半分程度に短縮する際にこの金属帯
を外向きの変形を抑制するために応用することもある。In one embodiment, the sides of the homogenized ingot are covered with a jacket for convenience, and when the ingot is forged to reduce the longitudinal dimension to about half of the original longitudinal dimension, this metal band is suppressed from outward deformation. Sometimes it is applied to

機械加工はインゴットが約900℃乃至溶融開始温度の
間の温度に加熱された状態で行う。Machining is performed with the ingot heated to a temperature between about 900 ° C and the onset of melting.

ある実施例では、ジャケット及びインゴットを鍛造で
きる温度、例えば、約975℃まで加熱する。In one embodiment, the jacket and ingot are heated to a temperature at which they can be forged, for example, about 975 ° C.

この場合、昇温したジャケットで包んだインゴットを
当初の厚さ半分程度に鍛造する。In this case, the ingot wrapped in the heated jacket is forged to about half the original thickness.

鍛造したインゴットを次ぎに転移温度以下の温度で焼
なましする。焼なまし時間は焼なまし温度に依存し１〜
10時間であり転移温度を例示すればおよそ1250〜1350℃
である。The forged ingot is then annealed at a temperature below the transition temperature. The annealing time depends on the annealing temperature and is
It is 10 hours and the transition temperature is about 1250-1350 ℃
It is.

焼なましに引き続き、インゴットを、例えば、約800
℃乃至約1000℃の間の温度でおよそ２乃至10時間エージ
ングする。Subsequent to annealing, the ingot is, for example, approximately 800
Aging at a temperature between about 1000C and about 1000C for about 2 to 10 hours.

上述のように、脆性及び処理工程の難度を除けば金属
間化合物ガンマTiAlは軽量、高温における高強度及び比
較的安価であることから産業上多くの用途を有すると考
えられていることは公知である。もし多年に亙って障害
になっていた金属間化合物ガンマTiAlに特有の欠点がな
いなら、この合成物は産業上多くの用途を有するに違い
ない。As described above, it is known that the intermetallic compound gamma TiAl is considered to have many uses in industry because of its light weight, high strength at high temperatures and relatively low cost except for the brittleness and the difficulty of the processing steps. is there. If the intermetallic compound gamma TiAl, which has been an obstacle for many years, does not have the inherent drawbacks, this compound must have many industrial uses.

本願発明者はガンマTiAl化合物に微量のクロミウムを
添加することによって本質的に延性を獲得することを発
見した。この発見は1987年12月28日出願の同時係属出願
米国特許第138,485号の主題である。The present inventor has discovered that adding a trace amount of chromium to a gamma TiAl compound essentially acquires ductility. This discovery is the subject of co-pending U.S. Patent No. 138,485, filed December 28, 1987.

更に本願発明者は延性を得た合成物がクロニウムに加
えてニオビウムを添加することによって延性或いは強度
を損なわず酸化抵抗を著しく向上することを発見した。
後者の発見は1988年６月３日出願の同時係属出願米国特
許第201,984号の主題である。Furthermore, the present inventor has discovered that the addition of niobium in addition to chromium improves the oxidation resistance of the composite obtained ductility significantly without impairing the ductility or strength.
The latter discovery is the subject of co-pending application U.S. Patent No. 201,984, filed June 3,1988.

本願発明者は今回は安価な処理技術によって本質的に
更に延性を向上する方法を発明した。これらの技術が本
発明の主題である。The present inventor has now invented a method of essentially further improving ductility with inexpensive processing techniques. These techniques are the subject of the present invention.

（実施例） TiAlの特性の向上に関して更に理解を深めるために、
本発明の優れた処理方法に関する実施例に先立ち多数の
TiAlの実施例を提示し検討する。(Example) In order to further understand the improvement of the characteristics of TiAl,
Prior to the embodiments of the excellent processing method of the present invention,
Examples of TiAl are presented and discussed.

実施例１−３ チタニウムとアルミニウムをTiAlの化学量論的比率に
近い種々の比率で含有する３種の別々の溶融物を調製し
た。各合成物、その焼なまし温度及び合成物の試験結果
を表Ｉに示す。Examples 1-3 Three separate melts containing titanium and aluminum in various ratios close to the stoichiometric ratio of TiAl were prepared. Table I shows each composite, its annealing temperature and test results for the composite.

各実施例について、合金は先ず電弧溶融法でインゴッ
トに鋳造した。インゴットをアルゴン分圧下で溶融紡糸
によって処理してリボンに成型した。この２つの溶融工
程のいずれいおいても、望ましくない溶融物−容器反応
を防ぐために溶融物の容器には水冷銅炉を使用された。
また、チタニウムは酸素に対して強い親和性を有するか
ら高温溶融物を酸素に曝露しないような注意を払った。For each example, the alloy was first cast into ingots by an arc melting process. The ingot was processed by melt spinning under a partial pressure of argon into a ribbon. In both of the two melting steps, a water-cooled copper furnace was used for the melt vessel to prevent undesirable melt-vessel reactions.
Care was also taken not to expose the hot melt to oxygen because titanium has a strong affinity for oxygen.

急速に固化したリボンを排気後に封止しれた鋼製缶に
詰め込んだ。次いで鋼製缶を圧力2.1×10³kg/cm²（30ks
i）温度950℃（1740゜F）で３時間高温平衡加圧（hot i
sostatically press）した。高温平衡加圧缶から圧密化
したリボン片を切り取った。高温平衡加圧した標本は直
径約2.5cm（約１インチ）長さ約7.6cm（約３インチ）の
断片であった。The rapidly solidified ribbon was packed into a sealed steel can after evacuation. Next, the steel can was pressed at a pressure of 2.1 × 10 ³ kg / cm ² (30ks
i) Hot equilibrium pressurization (hot i) at 950 ° C (1740 ° F) for 3 hours
sostatically press). A consolidated ribbon piece was cut from the hot equilibrium pressurized can. Hot equilibrium pressurized specimens were approximately 2.5 cm (about 1 inch) in diameter and about 7.6 cm (about 3 inches) long pieces.

このリボン片をビレット炉の軸方向に沿って中央開口
に配置し封入した。ビレットを975℃（1787゜F）まで昇
温し圧縮比約7:1になるようにダイで押し出す。押し出
された断片をビッレト炉から取り外し熱処理した。This ribbon piece was placed at the center opening along the axial direction of the billet furnace and sealed. The billet is heated to 975 ° C (1787 ° F) and extruded with a die to a compression ratio of about 7: 1. The extruded pieces were removed from the billet furnace and heat-treated.

こうして押し出された標本を次いで表Ｉに示す温度で
２時間焼なました。焼なましに引き続き1000℃で２時間
エージングした。標本を室温における４点曲げ試験に備
えて1.5×３×25.4 mm（0.006×0.120×1.0 in.）の寸
法に切削した。曲げ試験は内側スパン10mm（0.4in.）外
側スパン20 mm（0.8 in.）である４点曲げ試験機で行っ
た。負荷−クロスヘッド変位曲線を記録した。得られた
曲線に基づいて、次の諸特性が定めることができる。The extruded specimens were then annealed at the temperatures shown in Table I for 2 hours. Subsequent to annealing, aging was performed at 1000 ° C. for 2 hours. Specimens were cut to dimensions of 1.5 x 3 x 25.4 mm (0.006 x 0.120 x 1.0 in.) In preparation for a four point bending test at room temperature. The bending test was performed with a four-point bending test machine having an inner span of 10 mm (0.4 in.) And an outer span of 20 mm (0.8 in.). The load-crosshead displacement curve was recorded. The following characteristics can be determined based on the obtained curve.

（１）降伏強さは1/1000インチのクロスヘッド変位にお
ける流れ応力である。このクロスヘッド変位量を塑性変
形の最初の徴候即ち弾性変形から塑性変形への過度期と
して記録する。通常の圧縮又は引張り試験方法による降
伏強さ及び破壊応力の測定値はここに記述する測定の実
施に際して行った４点曲げ試験による結果よりも低い結
果を与える傾向がある。これらの諸量を通常の圧縮又は
引張り試験方法によって得た値と比較する場合には４点
曲げ試験の測定結果が相対的に高いレベルであることに
留意されたい。しかしながら、本明細書における多数の
実施例の測定結果の比較は４点曲げ試験の間で行われる
ものであり、全ての標本をこの技術によって測定すれ
ば、このような比較は組成或いは合成物処理方法の相違
によって生ずる強度特性の相違を確証するために極めて
有効となる。(1) Yield strength is the flow stress at a crosshead displacement of 1/1000 inch. This amount of crosshead displacement is recorded as the first sign of plastic deformation, ie, the transition from elastic deformation to plastic deformation. Yield strength and fracture stress measurements by conventional compression or tensile test methods tend to give lower results than the four-point bending tests performed in performing the measurements described herein. It should be noted that when comparing these quantities to values obtained by conventional compression or tensile test methods, the measurement results of the four-point bending test are at a relatively high level. However, the comparison of the measurement results of many examples herein is made during a four-point bending test, and if all specimens were measured by this technique, such a comparison would be composition or composite treatment. It is very effective for confirming the difference in strength characteristics caused by the difference in method.

（２）破壊応力は破壊を生ずる応力である。(2) Breaking stress is a stress that causes breakage.

（３）外部繊維歪み（outer fiber strain）は9.7hdと
いう量である。ここで「ｈ」はインチ単位の標本の厚
さ、また「ｄ」はインチ単位の破壊のクロスヘッド変位
である。冶金学的には、この計算値の破壊時の曲がって
いる標本の外側表面に生じた塑性変形の量を表す。(3) The outer fiber strain is an amount of 9.7 hd. Where "h" is the thickness of the specimen in inches and "d" is the crosshead displacement of destruction in inches. Metallurgically, this calculation represents the amount of plastic deformation that has occurred on the outer surface of a bent specimen at the time of failure.

結果を次の表Ｉに示す。表Ｉは1300℃で焼なました標
本の諸特性に関するデータを含み、これらの標本の更に
詳細なデータを特に第２図に示さしてある。The results are shown in Table I below. Table I contains data on the properties of specimens annealed at 1300 ° C. and more detailed data on these specimens is shown in particular in FIG.

表Ｉのデータから明らかなように実施例２の合金12は
最も良い特性の組合せを示した。このことはTi−Al合成
物の特性がTi/Al原子比及び熱処理温度に極めて敏感で
あることをの確証である。下記のように行った発展的実
験を基づき合金12を特性向上のためのベース合金に選定
した。 As can be seen from the data in Table I, alloy 12 of Example 2 exhibited the best combination of properties. This confirms that the properties of Ti-Al composites are extremely sensitive to Ti / Al atomic ratio and heat treatment temperature. Alloy 12 was selected as the base alloy for improving the properties based on the advanced experiments performed as described below.

また1250℃及び1300℃の間の温度における焼なましが
所望のレベルの降伏強さ、破壊応力及び外側繊維歪みを
有する試験片を生ずることも明らかである。しかし、14
00℃で焼なました試験片は1300℃で焼なました試験片に
比較するとかなり低い降伏強さ（約20％低い）、かなり
低い破壊応力（約30％低い）及びかなり低い延性（約78
％低い）を有する試験片を生じている。この特性の急激
な低下は1350℃よりかなり高い温度における微細構造の
劇的変化換言すると大規模なベータ転移に起因する。It is also clear that annealing at temperatures between 1250 ° C. and 1300 ° C. yields specimens with the desired levels of yield strength, breaking stress and outer fiber strain. But 14
The specimens annealed at 00 ° C. have significantly lower yield strength (about 20% lower), much lower fracture stress (about 30% lower) and much lower ductility (about 78
% Lower). This sharp drop in properties is due to dramatic changes in microstructure at temperatures well above 1350 ° C, in other words, a large beta transition.

実施例４−13 10種の追加の溶融物をそれぞれ表示した原子比のチタ
ニウムとアルミニウムを含有すると共に比較的微小な原
子百分率の添加物を有するように調製した。Examples 4-13 Ten additional melts were prepared containing the indicated atomic ratios of titanium and aluminum, respectively, and having a relatively small atomic percentage of additives.

各標本を上述の実施例１−３に関する記述と同様にし
て調製した。Each specimen was prepared as described above for Examples 1-3.

合成物、焼なまし温度及び合成物の試験結果を比較の
基準合金とした合金12に対比して表IIに示する。The composites, annealing temperatures and test results of the composites are shown in Table II in comparison to Alloy 12, which was the reference alloy for comparison.

1200℃で熱処理した実施例４及び５については、延性
は本質的に零と認めれ降伏強さを測定できなかった。13
00℃で焼なました実施例５の標本に関しては延性は増加
したものの依然として望ましくない低いものでであっ
た。 For Examples 4 and 5, which were heat treated at 1200 ° C., the ductility was found to be essentially zero and the yield strength could not be measured. 13
For the specimen of Example 5 annealed at 00 ° C., the ductility was increased but was still undesirably low.

実施例６に関して、1250℃で焼なました試験標本は同
じ結果に終わった。1300℃及び1350℃で焼なました実施
例６の標本に関してはかなりの延性が認めたが降伏強さ
は低かった。For Example 6, a test specimen annealed at 1250 ° C. resulted in the same result. The specimen of Example 6 annealed at 1300 ° C. and 1350 ° C. showed considerable ductility but low yield strength.

その他の実施例の試験標本の中からは顕著なレベルの
延性を有するものは全然見出せなかった。None of the test specimens of the other examples had any significant level of ductility.

表IIに記載した結果から試験用の合成物の調製に関与
する要因の組合せは極めて複雑かつ相互に関連すること
は明らかである。一つの要因はアルミニウムの原子比率
に対するチタニウムの原子比率である。第２図に描いた
データから、化学量論的比率か或いは非化学量論的比率
が種々の組成物の試験から得た試験結果の特性に強い影
響を及ぼしていることは明らかである。From the results set forth in Table II, it is clear that the combination of factors involved in preparing the test composition is extremely complex and interrelated. One factor is the atomic ratio of titanium to the atomic ratio of aluminum. From the data depicted in FIG. 2, it is clear that either stoichiometric or non-stoichiometric ratios have a strong effect on the properties of the test results obtained from testing various compositions.

もう一つの要因の組合せは基本TiAl合成物が含有する
ように選択する添加物である。この組合せの第１の要因
は特定の添加物がチタニウムとアルミニウムのどちらの
置換分として作用するかに関するものである。特殊な金
属はどちらに作用できる。ある添加物がいずれの役割を
果たすかを決定できる単純な法則はない。我々が添加物
Ｘをある原子百物率ほど添加しようとする場合、この要
因は明らかに重要である。Another combination of factors is the additive that the base TiAl compound selects to contain. The first factor in this combination relates to whether the particular additive acts as a replacement for titanium or aluminum. Special metals can act on either. There are no simple rules that can determine which role an additive plays. This factor is clearly significant if we are to add additive X by some atomic percentage.

Ｘがチタニウムの置換分として作用する場合、組成が
Ti₄₈Al₄₈X₄は有効アルミニウム濃度48原子％及び有効チ
タニウム濃度52％を生ずることになる。反対に、Ｘがア
ルミニウムの置換分として作用する場合、合成組成は有
効アルミニウム濃度52原子％及び有効チタニウム濃度48
％を生ずることになる。When X acts as a titanium substitute, the composition is
Ti ₄₈ Al ₄₈ X ₄ will give an effective aluminum concentration of 48 atomic% and an effective titanium concentration of 52%. Conversely, if X acts as a substitute for aluminum, the composition will have an effective aluminum concentration of 52 atomic% and an effective titanium concentration of 48 atomic%.
%.

従って、発生する置換の性質は極めて重要であると共
に極めて予測しがたい。Therefore, the nature of the substitution that occurs is very important and very unpredictable.

この組合せの別の要因は添加物の濃度である。 Another factor in this combination is the concentration of the additive.

表IIから明らかな更に別の要因は焼なまし温度であ
る。１つの添加物に対する最良の強度特性を生ずる焼な
まし温度は添加物によって異なることが分かる。これは
実施例６の結果と実施例７の結果の比較によって分か
る。Yet another factor evident from Table II is the annealing temperature. It can be seen that the annealing temperature that produces the best strength properties for one additive varies from additive to additive. This can be seen by comparing the results of Example 6 and Example 7.

更に、添加物の濃度及び焼なまし温度との相乗効果が
あり、何等かの増強が見出だされる場合には、添加物の
濃度の焼なまし温度がある組合せのときに最適の特性増
強が得られるようにできる。所望の特性向上を得るため
には濃度及び焼なまし温度はそれよりも高すぎても低す
ぎても効果的ではない。In addition, there is a synergistic effect between the additive concentration and the annealing temperature, and if any enhancement is found, the optimum properties for a given combination of additive concentration and annealing temperature. Enhancement can be obtained. Concentrations and annealing temperatures that are too high or too low are ineffective to obtain the desired improvement in properties.

表IIの表示内容は非化学量論的TiAl組成に第３の元素
を添加して得られる結果は極めて予測困難であること、
及びその成果の大部分は延性又は強度或いはそれらの両
方の増強に関して不成功に終わったことを明示するもの
である。The contents of Table II indicate that the results obtained by adding the third element to the non-stoichiometric TiAl composition are extremely difficult to predict,
And most of the results demonstrate unsuccessful enhancement of ductility and / or strength.

実施例14−17 添加物を含有するチタニウム−アルミニウムに関する
その他の要因は添加物の組合せても同一添加物をそれぞ
れ別々に含有する場合に得られるそれぞれの有利な結果
の相加的組合せ効果が必ずしも得られるわけではないと
いうことである。Examples 14-17 Other factors related to titanium-aluminum containing additives are that the additive combination effect of the additive combination does not necessarily result in the respective beneficial results obtained when each contains the same additive separately. It is not available.

表III記載のバナジウム、ニオビウム及びタンタリウ
ムの各添加物を含有するように４種の付加的なTiAlベー
スの標本を上述の実施例１−３に準じて調製した。これ
らの合成物の最適組成は同時係属出願米国特許第138,47
6,408号及び第138,138,485号にそれぞれ報告してある。Four additional TiAl-based specimens were prepared according to Examples 1-3 above to contain the vanadium, niobium and tantalum additives listed in Table III. The optimal composition of these compounds is described in co-pending application U.S. Pat.
Nos. 6,408 and 138,138,485, respectively.

４番目の合成物は表IIIで合金48と表示した単一合金
にバナジウム、ニオビウム及びタンタリウムが結合した
合成物である。The fourth compound is a compound in which vanadium, niobium and tantalum are combined with a single alloy designated as alloy 48 in Table III.

表IIIから、バナジウム、ニオビウム及びタンタリウ
ムを別々に添加する合成物はそれぞれ個別にベースTiAl
合金に実質的向上を付与できることは実施例14、15及び
16で明らかである。しかしこれらと同一の添加物が単一
結合の合金に組み込まれると個々の効果を相加的に組み
合わせた効果を生じてはいない。現象は全く逆である。From Table III, the composites to which vanadium, niobium and tantalum are separately added are individually base TiAl
Examples 14, 15 and
It is clear at 16. However, when these same additives are incorporated into a single-bonded alloy, no additive effect of the individual effects is produced. The phenomenon is exactly the opposite.

第一に、各合金に共通に適用された焼なまし温度1350
℃で焼なました合金48は結果的には非常に脆い材料を生
み試験標本を製作する機械加工間に破壊した。First, an annealing temperature of 1350 commonly applied to each alloy
Alloy 48 annealed at 40 ° C. resulted in a very brittle material that broke during machining to produce test specimens.

次ぎに、この添加物組合せ合金を1250℃で焼なました
場合に得た結果は個々の添加物を別々に含有する合金に
関して得た結果よりも非常に劣っている。Next, the results obtained when this additive combination alloy was annealed at 1250 ° C. are much worse than those obtained for alloys containing the individual additives separately.

特に延性に関しては、実施例14の合金14でバナジウム
は延性の実質的向上に極めて効果的であることが明らか
である。しかし、実施例17の合金48でバナジウムが他の
添加物と結合させられると、達成可能であった延性の向
上は全く実現しない。具体的には、ベース合金の延性は
数値としては0.1にまで減少している。In particular, with respect to ductility, it is clear that vanadium is extremely effective in substantially improving ductility in alloy 14 of Example 14. However, when vanadium is combined with other additives in alloy 48 of Example 17, the achievable improvement in ductility is not realized at all. Specifically, the ductility of the base alloy has been reduced numerically to 0.1.

更に、酸化抵抗に関しては、合金40のニオビウム添加
物は明確に極めて実質的な向上を示しておりベース合金
の重量損失31 mg/cm²に対して合金40の重量損失は4mg/c
m²である。酸化性の試験及び酸化抵抗の補足的試験は試
験標本を48時間温度982℃に昇温して行う。冷却後の標
本の酸化物被膜は全て削り落とす。標本の試験前の重量
と昇温及び削落後の重量を測定して、重量差を決定す
る。重量損失はグラム単位の全重量減少を平方センチメ
ートル単位の標本表面積で割って決定する。この酸化試
験は本出願明細書において示す酸化及び酸化抵抗に関す
る全ての測定について適用する試験である。Further, with respect to oxidation resistance, the niobium additive of alloy 40 clearly shows a very substantial improvement, with a weight loss of 4 mg / c for alloy 40 versus 31 mg / cm ² for the base alloy.
a m ^2. The oxidative test and the supplemental test for oxidation resistance are carried out by raising the test specimen to a temperature of 982 ° C. for 48 hours. All oxide coatings on the specimen after cooling are shaved off. The weight difference is determined by measuring the weight of the specimen before the test and the weight after heating and scraping. Weight loss is determined by dividing the total weight loss in grams by the sample surface area in square centimeters. This oxidation test is a test to be applied to all the measurements relating to oxidation and oxidation resistance shown in the specification of the present application.

チタニウム添加物を有する合金60に関しては、1325℃
で焼なました標本の重量損失は2mg/cm²となり、この値
もベース合金の重量損失31mg/cm²と比較する。換言する
と、ニオビウム及びタンタリウム添加物のいずれでも別
々の添加物についてはベース合金の酸化抵抗の向上極め
て効果的であった。1325 ° C for alloy 60 with titanium additive
The weight loss of the annealed specimens was 2 mg / cm ² , which is also compared to the weight loss of the base alloy of 31 mg / cm ² . In other words, the addition of any of the niobium and tantalum additives was extremely effective in improving the oxidation resistance of the base alloy.

しかし、実施例17から明らかなように、バナジウム、
ニオビウム及びタンタリウムの３種の添加物全てを組み
合わせた表IIIの合金48の酸化量はベース合金の約２倍
に増加している。この値はニオビウム添加物だけを含有
する合金40の７倍も大きくタンタリウム添加物だけを含
有する合金60の15倍も大きい。However, as is evident from Example 17, vanadium,
The oxidation of alloy 48 of Table III, which combines all three additives, niobium and tantalum, has increased about twice that of the base alloy. This value is 7 times greater than alloy 40 containing only niobium additive and 15 times greater than alloy 60 containing only tantalum additive.

個々の添加物を個別に反復して使用すると各添加物の
使用結果から生ずるそれぞれの長所或いは短所は確実に
再現した。しかし、添加物を組み合わせて使用すると、
ベース合金に生じた組み合せ添加物の効果は同一の合金
にその添加物を個別に用いた場合の効果とは全く異なっ
た。こうして、バナジウムの添加はチタニウム−アルム
ニウム合成物の延性に有利であることを発見した。この
ことは同時係属出願の米国特許第138,476号において開
示され検討してある。更に、TiAlベースの強度に有利で
あることが分かっている添加物の１つであり1987年12月
28日出願の同時係属出願米国特許第138,408号に、上述
のように、開示してある添加物に添加ニオビウムがあ
る。また、先に検討したMacAndrewの論文にはTiAlベー
ス合金にニオビウムを単独に添加すると酸化抵抗を向上
できることが示してある。同様に、タンタリウムの単独
添加が酸化抵抗の向上に有利であることもMacAndrewが
説いている。更にまた、同時係属出願米国特許第138,48
5号には、タンタリウムの添加の結果延性が向上するこ
とが開示してある。 Repeated use of each additive individually reproduced the advantages or disadvantages resulting from the use of each additive. However, when used in combination with additives,
The effect of the combined additive on the base alloy was completely different from the effect of using the additive individually on the same alloy. Thus, it has been discovered that the addition of vanadium is advantageous for the ductility of titanium-aluminum composites. This is disclosed and discussed in co-pending U.S. Patent No. 138,476. Further, it is one of the additives which has been found to be advantageous for the strength of TiAl base.
In the co-pending application U.S. Pat. No. 138,408 filed on the 28th, as disclosed above, the additive disclosed is niobium added. MacAndrew's paper, discussed earlier, shows that the addition of niobium alone to TiAl-based alloys can improve oxidation resistance. Similarly, MacAndrew teaches that the sole addition of tantalum is advantageous for improving oxidation resistance. Furthermore, co-pending application U.S. Patent No. 138,48
No. 5 discloses that addition of tantalum improves ductility.

換言すると、バナジウムはチタニウム−アルムニウム
化合物の延性向上に単独に有利に貢献できタンタリウム
は延性及び酸化抵抗向上に単独に貢献できることが発見
されている。ニオビウム添加がチタニウム−アルムニウ
ム化合物の強度及び酸化抵抗特性に有利に貢献できるこ
とは別途に発見されている。しかし、本願出願人は、実
施例17から分かるように、バナジウム、タンタリウム及
びニオビウムを一緒に用いて一つの合金組成中の添加物
として組み合わせた場合には、合金合成物は添加によっ
て利益を得るよりもむしろニオビウム、タンタリウム或
るいはバナジウムだけを含有するTiAlの特性の実質的な
減少或いは損失が起こることを発見した。このことは表
IIIから明らかである。In other words, it has been discovered that vanadium can solely and advantageously contribute to improving the ductility of a titanium-alumnium compound, and tantalum can solely contribute to improving the ductility and oxidation resistance. It has been discovered separately that niobium addition can advantageously contribute to the strength and oxidation resistance properties of titanium-aluminum compounds. However, as can be seen from Example 17, when vanadium, tantalum and niobium are used together and combined as an additive in one alloy composition, the alloy composite benefits from the addition. It has been discovered that a substantial decrease or loss of the properties of TiAl containing only niobium, tantalum or vanadium, rather than occurs. This is
It is clear from III.

このことから、２種或るいはそれ以上の添加元素が個
々にTiAlの特性を向上すればそれらの元素の同時使用は
TiAl特性になお一層の向上をもたらすものと思われるか
もしれないが、このような添加の効果は極めて予測困難
であり、バナジウム、ニオビウム及びタンタリウムの組
み合わせ添加に関しては、実際問題として、添加物の組
み合わせ同時使用が特性の総合的利得に組み合わせ効果
をもたらすよりもむしろ実質的損失を生ずることを発見
した。From this, if two or more additional elements individually improve the properties of TiAl, the simultaneous use of those elements is
While it may seem that they provide further improvements in TiAl properties, the effects of such additions are extremely difficult to predict and, with respect to the combined addition of vanadium, niobium and tantalum, as a practical matter, It has been discovered that simultaneous use of combinations results in substantial losses rather than having a combined effect on the overall gain of the property.

上述の表IIIからバナジウム、ニオビウム及びタンタ
リウムの組み合わせ添加物を含有する合金は実施例２の
ベース合金TiAl 12よりも遥かに劣る酸化抵抗を有する
ことは明らかである。ここで、個別成分としては合金の
特性を向上する性質を有する添加物の組み合わせ含有は
それぞれの添加物を個別に含有する場合に生ずる特性向
上自体に実質的損失をもたらすことを発見したことを重
ねて特記する。From Table III above it is clear that the alloy containing the combined additive of vanadium, niobium and tantalum has a much lower oxidation resistance than the base alloy TiAl 12 of Example 2. Here, we have repeatedly found that the combined inclusion of additives having the property of improving the properties of the alloy as an individual component results in a substantial loss in the property improvement itself that occurs when each additive is individually contained. Special mention.

実施例18−23 上述の実施例１−３に準じて表IVにそれぞれ列挙する
組成を有するチタニウム−アルミニウムにクロミウムを
添加した合金６種の付加的標本を調製した。Examples 18-23 Additional specimens of six alloys of chromium-added titanium-aluminum having the compositions listed in Table IV were prepared according to Examples 1-3 above.

表IVは関連すると考えられる種々の熱処理条件下にお
ける標準及び変型の合金の全てについて実施した曲げ試
験の結果の要約である。Table IV summarizes the results of bending tests performed on all of the standard and modified alloys under the various heat treatment conditions considered relevant.

表IVに掲げた結果はベース合金が得る特性に対して合
金添加物或るいはドープ添加物の効果を決定する因子組
み合わせの重要性を示す論拠を提供する。例えば、合金
80はクロミウム２原子％添加に対する一組の良好な特性
を示す。更に多量のクロミウムの添加によって更に特性
の向上を期待する者もあろう。しかし、３種の異なるTi
Al原子比を有する合金にクロミウム４原子％を添加した
結果は、低濃度で有利と認められた添加物の濃度を増加
しても、一事が良ければ万事良しと考える単純な推論に
は従わないことを実証している。しかも実際問題として
は、クロニウム添加に関してはまさしく反対が真であり
過ぎたるは及ばざるがごとしである。 The results listed in Table IV provide a rationale for the importance of the combination of factors that determine the effect of the alloying or doping additive on the properties obtained from the base alloy. For example, alloy
80 shows a good set of properties for 2 atomic% addition of chromium. Some may expect further improvements in properties by adding more chromium. However, three different Ti
The result of adding 4 atomic% of chromium to an alloy having an Al atomic ratio does not follow the simple inference that even if the concentration of the additive which is recognized as advantageous at a low concentration is increased, if everything is good, everything is good Demonstrate that. And as a practical matter, the exact opposite is not too true for the addition of chronium.

表IVから明らかなように、更に多量（４原子％）のク
ロニウムを含有する合金49、79及び88の各々はベース合
金に比較して強度及び外側歪み（延性）のいずれもが劣
っている。As is evident from Table IV, each of alloys 49, 79 and 88, which contain higher amounts (4 at.%) Of chromium, are inferior in both strength and outer strain (ductility) compared to the base alloy.

これとは対照的に、２原子％の添加物を含有する実施
例８の合金38は極めて僅かながら強度の低下が認められ
るが極めて著しい延性の向上を示す。また、合金38の外
側歪みの測定結果が熱処理条件に伴って顕著に変化して
いることがうかがえる。外側歪みの注目すべき増加が焼
なまし温度1200℃で得られている。それより高温で焼な
ましたものには歪みの減少が観察された。類似の向上状
態をやはり僅か２原子％の添加物を含有する合金80につ
いても観察したが、この場合は最大延性に到達する焼な
まし温度は1300℃であった。In contrast, the alloy 38 of Example 8 containing 2 atomic% of the additive shows a very slight decrease in strength but a very significant increase in ductility. Also, it can be seen that the measurement result of the outer strain of the alloy 38 is significantly changed according to the heat treatment conditions. A remarkable increase in outer strain has been obtained at an annealing temperature of 1200 ° C. A lower strain was observed for those annealed at higher temperatures. A similar improvement was observed for alloy 80, which also contained only 2 atomic% of the additive, in which case the annealing temperature to reach maximum ductility was 1300 ° C.

実施例20では、合金87は２原子％レベルのクロニウム
を使用したがアルミニウムの濃度を50原子％にまで増加
した。アルミニウム濃度の増加によってアルミニウムが
46乃至48原子％の範囲内にある組成に２原子％のクロニ
ウムを添加した場合に測定した延性より微かな減少が生
じている。合金87では、最適熱処理温度は約1350℃であ
ることが分かった。In Example 20, alloy 87 used 2 atomic percent chromium but increased the aluminum concentration to 50 atomic percent. Aluminum increases with increasing aluminum concentration
There is a slight decrease in ductility measured when 2 atomic% of chromium is added to compositions in the range of 46 to 48 atomic%. For Alloy 87, the optimal heat treatment temperature was found to be about 1350 ° C.

それぞれ２原子％の添加物を含有する実施例18、19及
び20から、アルミニウム濃度の増加に伴い最適焼なまし
温度が増大することを観察した。From Examples 18, 19 and 20, each containing 2 atomic% additive, it was observed that the optimum annealing temperature increased with increasing aluminum concentration.

このデータから1250℃で熱処理した合金38が最良の室
温特性の組み合わせを有したものと決定した。46原子％
のアルミニウムを含有する合金38に関しては最適焼なま
し温度は1250℃であるが48原子％のアルミニウムを含有
する合金80に関しては最適焼なまし温度は1300℃である
ことに留意すべきである。From this data it was determined that Alloy 38 heat treated at 1250 ° C. had the best combination of room temperature properties. 46 atomic%
It should be noted that the optimum annealing temperature is 1250 ° C. for the alloy 38 containing aluminum, while the optimum annealing temperature is 1300 ° C. for the alloy 80 containing 48 atomic% aluminum.

熱処理温度1250℃の合金38及び熱処理温度1300℃の合
金80の注目すべき延性の増加は1987年12月28日出願の同
時係属出願の米国特許第138,485号に説明があるように
予想外のことであった。The notable increase in ductility of Alloy 38 at 1250 ° C and 80 at 1300 ° C is unexpected as described in co-pending U.S. Patent No. 138,485 filed December 28, 1987. Met.

表IVのデータから明白なことは特性向上のためのTiAl
の変型は極めて複雑であり予測困難な試みであるという
ことである。例えば、２原子％レベルのクロミウムはTi
Alの原子比がある適当な範囲にありかつ合成物焼なまし
温度がクロミウム添加に関してある適当な範囲にあれば
合成物に極めて実質的な延性の増加をもたらすことは明
らかである。また表IVのデータから、添加物の量を増加
することによって特性向上に更に大きい効果が期待する
者もあろうが、クロミウム添加では２原子％レベルで達
成できた延性の増大はクロミウムを４原子％に増加する
と逆転し喪失するから、ちょうど正反対の事態となるこ
とも明白である。更に、４原子％レベルのクロミウムの
添加は特性の変化を試験する研究において、たとえアル
ミニウムに対するチタニウムの原子比の実質的変化を与
え焼なまし温度に実質的な変動範囲を適用しても、高す
ぎる添加物濃度が存在するかぎりTiAlの特性向上には効
果的でないことは明白である。It is clear from the data in Table IV that TiAl is
Is a very complex and difficult to predict attempt. For example, chromium at 2 atomic% level is Ti
It is clear that if the atomic ratio of Al is in an appropriate range and the compound annealing temperature is in an appropriate range for chromium addition, it will result in a very substantial increase in ductility in the compound. From the data in Table IV, it may be expected that an increase in the amount of the additive would have a greater effect on the improvement of the properties, but the addition of chromium could increase the ductility achieved at the 2 atomic% level by adding 4 atomic chromium. It is clear that the opposite is true, as increasing to% reverses and loses. In addition, the addition of chromium at the 4 atomic percent level has been shown to be significant in studies examining property changes, even when applying a substantial change in the atomic ratio of titanium to aluminum and applying a substantial variation range to the annealing temperature. Clearly, it is not effective in improving the properties of TiAl as long as too much additive concentration is present.

実施例24 Ti₅₂Al₄₆Cr₂の組成の合金の標本を調製した。Example 24 A specimen of an alloy having a composition of Ti ₅₂ Al ₄₆ Cr ₂ was prepared.

合金の試験標本を２つの異なる調製モード即ち方法に
よって調製し各標本の特性を引張り試験によって測定し
た。使用した方法及び生じた結果を次の表Ｖに示す。Test specimens of the alloy were prepared by two different preparation modes or methods, and the properties of each specimen were measured by tensile testing. The method used and the results obtained are shown in Table V below.

表Ｖには、実施例18及び実施例24の２つの実施例によ
って調製した合金標本38に関する結果を示す。この２つ
の実施例は各々の標本合金を形成するために２種の異な
る別個の合金調製方法を用いたものである。また、実施
例18の合金38から調製した金属標本或いは別に実施例24
の合金38に適用した試験方法はこれまでに述べた実施例
の標本に適用した試験方法とは異なっている。 Table V shows the results for alloy specimens 38 prepared according to two examples, Example 18 and Example 24. The two examples use two different and distinct alloy preparation methods to form each specimen alloy. Also, a metal specimen prepared from the alloy 38 of Example 18 or separately from Example 24
The test method applied to Alloy 38 is different from the test method applied to the specimens of the examples described above.

さて先ず実施例18に立ち戻って考えると、この実施例
の合金は前述の実施例１−３に準じた方法によって調製
した。この方法は急速固化及び圧密方法である。更に実
施例18に関して、試験はこれまでに述べた他の全てのデ
ータ及び特に表IVの実施例18に関して適用した４点曲げ
試験ではない。適用した試験方法はむしろもっと普遍的
な引張り試験であり金属標本を引張り試験片に調製し金
属が伸長して最終的に破断するまで引張り試験にかけ
る。例えば、再び表Ｖの実施例18に関して述べると、合
金38を引張り試験片に調製し試験片に降伏点即ち負荷6.
5×10³kg/cm²（93ksi）における伸長まで張力を負荷す
る。Now, returning to Example 18, the alloy of this Example was prepared by a method according to Example 1-3 described above. This method is a rapid solidification and consolidation method. Further with respect to Example 18, the test is not all the other data described above and the four-point bending test applied specifically to Example 18 in Table IV. The test method applied is rather a more universal tensile test in which a metal specimen is prepared into a tensile test piece and subjected to a tensile test until the metal elongates and eventually breaks. For example, referring again to Example 18 in Table V, alloy 38 was prepared into a tensile specimen and the specimen was subjected to a yield point or load of 6.
Apply tension until elongation at 5 × 10 ³ kg / cm ² (93 ksi).

表Ｖの実施例18のkg/cm²（ksi）単位の降伏強さは引
張り試験片で測定し、４点曲げ試験で測定した表IVの実
施例18のkg/cm²（ksi）単位の降伏強さと比較してあ
る。一般に、冶金現場においては、引張り試験片の伸長
によって決定した降伏強さのほうが工業的用途としては
広く容認される尺度である。Yield strength in kg / cm ² (ksi) of Example 18 of Table V was measured on a tensile test piece and measured in kg / cm ² (ksi) of Example 18 of Table IV measured by a four-point bending test. Compared to yield strength. In general, at metallurgical sites, the yield strength determined by elongation of a tensile test specimen is a more widely accepted measure for industrial use.

同様に、引張り強さ7.6×10³kg/cm²（108ksi）は表Ｖ
の実施例18の引張り試験片を引張った結果破断したとき
の強さを表す。この尺度は表IVの実施例18のkg/cm²（ks
i）単位の破壊応力に対応する。明らかに全てのデータ
について２つの異なる試験結果が２つの異なる尺度を生
ずる 次ぎに塑性伸びに関して説明する。ここでも実施例18
に関して上述の表IVに示した４点曲げ試験によって決定
した結果と実施例18に関して表Ｖの最下欄に示した％単
位の塑性伸びとの間に相関がある。Similarly, the tensile strength of 7.6 × 10 ³ kg / cm ² (108 ksi) is shown in Table V.
10 shows the strength at the time of breaking when the tensile test piece of Example 18 was pulled. This scale is based on the kg / cm ² (ks
i) Corresponds to the unit breaking stress. Obviously, for all data, two different test results give rise to two different measures. Again Example 18
There is a correlation between the results determined by the four-point bending test shown in Table IV above and the plastic elongation in% in the bottom column of Table V for Example 18.

再び表Ｖを参照すると、実施例24は項目「処理方法」
の下に「インゴット冶金」によって調製したと表示して
ある。本明細書において使用する用語「インゴット冶
金」は表Ｖに示す比率の合金38の原料の溶融を指し、実
施例18について示した比率に厳密に一致することを意味
する。換言すると、実施例18用と実施例24用の合金38の
組成はいずれも全く同一である。２つの実施例の間の相
違は実施例18の合金は急速固化によって調製し実施例24
の合金はインゴット冶金によって調製したことにある。
インゴット冶金が原料の溶融及び原料のインゴットへの
固化を指すことを重ねて記す。急速固化法は溶融紡糸法
によるリボンの形成及びその後のリボンの高圧密金属
（fully dense coherent metal）標本への固化を指す。Referring again to Table V, Example 24 shows the item "processing method"
It is indicated below that it was prepared by "ingot metallurgy". As used herein, the term “ingot metallurgy” refers to the melting of the raw materials for alloy 38 at the ratios shown in Table V, meaning that they exactly match the ratios shown for Example 18. In other words, the compositions of the alloys 38 for Example 18 and Example 24 are exactly the same. The difference between the two examples is that the alloy of Example 18 was prepared by rapid solidification and
Was prepared by ingot metallurgy.
It is further noted that ingot metallurgy refers to the melting of raw materials and the solidification of raw materials into ingots. Rapid solidification refers to the formation of ribbons by melt spinning and subsequent solidification of the ribbons into a high density coherent metal specimen.

実施例24のインゴット溶融法ではインゴットを直径約
5cm（約２″）厚さ約1.3cm（約1/2″）でほぼホッケー
パックの形状に調製する。溶融及び固化によってホッケ
ーパック状になったインゴットは次ぎに壁厚約1.3cm
（約1/2″）で縦方向の厚さがホッケーパック状インゴ
ットの厚さにちょうど一致する鋼製環に入れた。ホッケ
ーパック状インゴットを収納環に収納する前に２時間12
50℃に昇温して均質化した。ホッケーパック状インゴッ
トと収納環を一緒に約975℃に昇温した。昇温した標本
と収納環を当初の厚さの約1/2に鍛造した。In the ingot melting method of Example 24, the ingot was about
Prepare approximately 5 cm (about 2 ") thick, about 1.3 cm (about 1/2") thick, approximately in the shape of a hockey puck. Hockey puck-shaped ingot is melted and solidified, and then wall thickness is about 1.3cm
(Approximately 1/2 ″) and placed in a steel ring whose vertical thickness exactly matches the thickness of the hockey puck-shaped ingot.
The temperature was raised to 50 ° C. to homogenize. The temperature of the hockey puck-shaped ingot and the storage ring were raised together to about 975 ° C. The heated specimen and the storage ring were forged to about 1/2 of the original thickness.

標本の鍛造及び冷却に引続き、実施例18に関して調製
した引張り試験標本に対応する試験標本を調製した。こ
れらの引張り試験標本を実施例18に適用したのと同一の
通常の引張り試験にかけた。これらの試験から得た降伏
強さ、引張り強さ及び塑性伸び測定値が実施例24に関し
て表Ｖに列挙してある。表Ｖの結果から明らかなよう
に、個々の試験標本は実際の引張り試験実施前に異なる
焼なまし温度で処理してある。Following forging and cooling of the specimens, test specimens corresponding to the tensile test specimens prepared for Example 18 were prepared. These tensile test specimens were subjected to the same conventional tensile tests as applied to Example 18. Yield strength, tensile strength and plastic elongation measurements from these tests are listed in Table V for Example 24. As can be seen from the results in Table V, the individual test specimens were treated at different annealing temperatures before the actual tensile test was performed.

表Ｖの実施例18では、引張り試験標本に適用した焼な
まし温度は1250℃であった。表Ｖの実施例28の合金38の
３つの標本では、標本はそれぞれ表Ｖに示す３つの異な
る温度、明確には1225℃、1250℃及び1275℃で焼なまし
た。約２時間に亙るこの焼なまし処理に次いで、標本を
通常の引張り試験にかけその結果も３種の別個の引張り
試験標本について表Ｖの実施例24に対応して示してあ
る。In Example 18 of Table V, the annealing temperature applied to the tensile test specimen was 1250 ° C. For the three specimens of alloy 38 of Example 28 in Table V, the specimens were each annealed at three different temperatures shown in Table V, specifically 1225 ° C, 1250 ° C and 1275 ° C. Following this annealing treatment for about 2 hours, the specimens were subjected to a conventional tensile test, and the results are also shown for three separate tensile test specimens, corresponding to Example 24 in Table V.

さて更に表Ｖに示してある試験結果を見ると、明らか
に急速固化合金について定まった降伏強さはインゴット
処理の金属標本について定まった降伏強さより幾分高
い。また、明らかにインゴット冶金工程によって調製し
た標本の塑性伸びは急速固化工程によって調製した標本
の塑性伸びよりも総体的に高い延性を有している。実施
例24に関して挙げた結果は降伏強さ測定値は実施例18の
値よりも幾分低いが実施例24の合金が多くの航空機エン
ジンその他の産業的用途に十分適合することを実証して
いる。しかし、延性測定及び表Ｖの実施例24に関する測
定結果に基づけば、インゴット冶金工程によっては調製
した場合の延性の向上は合金38を比較的高い延性を必要
とする用途に対して極めて望ましい独特の合金にする。
一般的に言えば、インゴット冶金による処理は経費のか
かる溶融紡糸工程自体或いは溶融紡糸後の所用の固化工
程を必要としないから溶融紡糸或いは急速固化より遥か
に安価であることは公知である。Looking further at the test results shown in Table V, the yield strength clearly determined for the rapidly solidified alloy is somewhat higher than the yield strength determined for the ingot treated metal specimen. Also, it is clear that the plastic elongation of the specimen prepared by the ingot metallurgy process has an overall higher ductility than the plastic elongation of the specimen prepared by the rapid solidification process. The results given for Example 24 demonstrate that the yield strength measurements are somewhat lower than those of Example 18, but that the alloy of Example 24 is well suited for many aircraft engines and other industrial applications. . However, based on the ductility measurements and the results for Example 24 in Table V, the improved ductility when prepared by the ingot metallurgical process makes alloy 38 unique and highly desirable for applications requiring relatively high ductility. Alloy.
Generally speaking, it is known that treatment by ingot metallurgy is much less expensive than melt spinning or rapid solidification because it does not require the expensive melt spinning process itself or the required solidification process after melt spinning.

実施例25 クロミウム添加物及びニオビウム添加物の両方を含有
する合金の標本を前述の実施例１−３に準じて調製し
た。これらの標本に対して試験を実施しその結果を次の
表VIに記す。実施例25の合金の調製及びこの合金の試験
については1988年６月３日出願の同時係属出願米国特許
第201,984号において説明および検討してある。Example 25 A specimen of an alloy containing both a chromium additive and a niobium additive was prepared according to the above-described Examples 1-3. The test was performed on these specimens and the results are shown in Table VI below. The preparation of the alloy of Example 25 and the testing of this alloy are described and discussed in co-pending U.S. Patent No. 201,984, filed June 3,1988.

前述の表IIIの実施例17から、各元素がそれぞれ個々
にTiAl合成物の異なる特性を向上したり或いは特性の向
上に寄与したりする効果を有するとしても、実施例17に
ついて行ったように、２元素以上の添加物を一緒に組み
合わせて用いた場合には結果は本質的に否定的であり組
合せ添加は所望の総合特性の向上ではなくむしろ低下を
もたらすことが分かっている。従って、同時係属出願米
国特許第201,984号ではTiAlの添加物レベルを４原子％
にする２元素特にクロニウムとニオビウムを添加し、２
つの異なる作用の添加物の組合せを用いることによって
TiAl合成物である合金の所望の総合特性の実質的に更に
大きい向上が達成できることが発見できたことは極めて
意外であると指摘している。事実、急速固化法によって
調製した物質に関する全ての試験を通じて最大の延性レ
ベルはクロニウムとニオビウムの添加物組合せの適用に
よって達成できる前記出願記載の延性レベルである。 From Example 17 in Table III above, even though each element has the effect of individually improving or contributing to the improvement of the different properties of the TiAl composite, as was done for Example 17, When two or more additives are used together in combination, the results are inherently negative and it has been found that the combined addition results in a decrease rather than an increase in the desired overall properties. Accordingly, in co-pending application US Patent No. 201,984, the additive level of TiAl was 4 atomic%.
2 elements, especially chromium and niobium,
By using a combination of two different acting additives
It has been pointed out that it has been surprisingly found that a substantially greater improvement in the desired overall properties of the alloy which is a TiAl composite can be achieved. In fact, the maximum ductility level through all tests on materials prepared by the rapid solidification method is the ductility level described in the above-mentioned application, which can be achieved by the application of an additive combination of chronium and niobium.

また同時係属出願米国特許第201,984号において指摘
してあるように、合金の酸化抵抗に関して更に一連の試
験を実施した。この試験では、空気中で982℃に昇温し4
8時間後の重量損失を測定した。測定は試験標本の表面
につきmg/cm²単位で行った。この試験結果も表VIに示し
てある。従って、クロニウムとニオビウムを含有する合
金に関して発見したことはこの合金が極めて望ましいレ
ベルの延性と共に極めて実質的な向上を伴って達成し得
た最大レベルの酸化抵抗を有することである。米国特許
第201,984号に報告してある酸化試験の結果は第３図に
示してある。A further series of tests were performed on the oxidation resistance of the alloy, as pointed out in co-pending application US 201,984. In this test, the temperature was raised to 982 ° C in air and 4
The weight loss after 8 hours was measured. Measurements were made in mg / cm ² units on the surface of the test specimen. The test results are also shown in Table VI. Thus, what has been discovered with respect to alloys containing chronium and niobium is that the alloy has the highest level of oxidation resistance that can be achieved with a very desirable level of ductility as well as a very substantial improvement. The results of the oxidation test reported in U.S. Pat. No. 201,984 are shown in FIG.

実施例26 実施例25で説明した合金は急速固化法によって調製し
た。それとは対照的に、この標本は上述の実施例24の方
法と同様にインゴト冶金法によって調製した。Example 26 The alloy described in Example 25 was prepared by a rapid solidification method. In contrast, this specimen was prepared by ingot metallurgy similar to the method of Example 24 above.

1988年６月３日出願の同時係属出願米国特許第201,98
4号に開示してある合成物の特性に優る特性の向上を達
成するためには標本調製方法が重要である。Co-pending U.S. Patent No. 201,98, filed June 3, 1988
Sample preparation methods are important to achieve improved properties over those of the compounds disclosed in No. 4.

この合金の原料の比率はTi₄₈Al₄₈Nb₂である。The raw material ratio of this alloy is Ti ₄₈ Al ₄₈ Nb ₂ .

原料を一緒に溶融した後、直径約5cm（約２インチ）
厚さ約1.3cm（約1/2）の２つのインゴットに固化した。
これらのインゴットの溶融物は銅炉内の電弧溶融によっ
て調製した。After the raw materials are melted together, the diameter is about 5 cm (about 2 inches)
It solidified into two ingots about 1.3 cm (about 1/2) thick.
The melts of these ingots were prepared by arc melting in a copper furnace.

２つのインゴットのうちの１つは1250℃で２時間均質
化し他は1400℃で２時間均質化した。One of the two ingots was homogenized at 1250 ° C for 2 hours and the other was homogenized at 1400 ° C for 2 hours.

均質化後、各インゴットをそれぞれ壁厚約1.3cm（約1
/2）の良く嵌合する環状鋼製輪に嵌め込んだ。インゴッ
トとインゴットを収納した輪を750℃まで昇温し当初の
厚さの約1/2に鍛造した。After homogenization, each ingot is placed on a wall thickness of about 1.3cm (about 1cm).
/ 2) Fitted into a ring steel ring that fits well. The ingot and the wheel containing the ingot were heated to 750 ° C and forged to about 1/2 of the original thickness.

次いで鍛造した２つの標本を乃至1350℃の間の温度で
２時間焼なました。焼なましに引き続き、鍛造した標本
を1000℃で２時間エージングした。エージング後、標本
インゴットを室温の引張り試験用の引張り試験片に機械
加工した。The two forged specimens were then annealed at a temperature between ~ 1350 ° C for 2 hours. Following annealing, the forged specimen was aged at 1000 ° C. for 2 hours. After aging, the specimen ingot was machined into a tensile test specimen for a tensile test at room temperature.

次の表VIIは室温引張り試験の結果の要約である。 Table VII below summarizes the results of the room temperature tensile test.

前記の表VIのデータ及びここに示す表VIIから、酸化
に対して高抵抗を有する強延性TiAl合金が鋳造及び精練
冶金技術によって調製できることを実験的に実証できた
ことは明らかである。降伏強さは4.2乃至4.7kg/cm²（60
乃至67 psi）の範囲にある。この降伏強さが適用した均
質化及び熱処理温度に全く独立であることは注目すべき
である。これに対照的に、延性は適用した均質化温度に
強い従属性を示すことが認められる。即ち、1250℃の均
質化温度を適用した場合、熱処理温度に応じて延性測定
値は1.3乃至2.1％の範囲を変動する。 It is clear from the data in Table VI above and Table VII presented herein that it was possible to experimentally demonstrate that a ductile TiAl alloy with high resistance to oxidation can be prepared by casting and smelting metallurgy techniques. Yield strength is 4.2 to 4.7 kg / cm ² (60
To 67 psi). It should be noted that this yield strength is completely independent of the homogenization and heat treatment temperatures applied. In contrast, it is observed that ductility exhibits a strong dependence on the applied homogenization temperature. That is, when a homogenization temperature of 1250 ° C. is applied, the measured ductility varies from 1.3 to 2.1% depending on the heat treatment temperature.

しかし、1400℃で熱処理を行う場合は標本が得る延性
は2.7乃至2.9という更に高い値にある。これらの延性は
前記の低い温度で均質化させた物質よりもかなり高く、
しかも、かなりまとまっている。However, when the heat treatment is performed at 1400 ° C., the ductility obtained by the specimen is as high as 2.7 to 2.9. Their ductility is considerably higher than the material homogenized at the lower temperature,
Moreover, they are quite organized.

これらの試験は鋳造及び鍛造冶金技術で調製したTi₄₈
Al₄₈Cr₂Nb₂合成物の延性が1400℃における均質化によっ
てすこぶる向上することを実証している。表VIIに対応
する延性データは第１図にグラフで示してある。These tests were performed on Ti ₄₈ prepared by casting and forging metallurgy techniques.
It demonstrates that the ductility of the Al ₄₈ Cr ₂ Nb ₂ composite is significantly improved by homogenization at 1400 ° C. The ductility data corresponding to Table VII is shown graphically in FIG.

この鍛造実施例は延性、強度及び酸化抵抗の独特の組
合せを有する合成物を調製したことを実証するものであ
る。更に、この調製は実施例25に適用した比較的高価な
溶融紡糸法とは異なり安価なインゴット冶金法によるも
のである。This forging example demonstrates the preparation of a composite having a unique combination of ductility, strength and oxidation resistance. Furthermore, this preparation is based on the cheap ingot metallurgy method, unlike the relatively expensive melt spinning method applied to Example 25.

この方法はクロミウムとニオビウムの組合せでドープ
する合成物に特有なものである。有利な結果をもたらす
この論題の方法ではクロミウム及びニオビウムの濃度範
囲はTi_52-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5である。This method is specific to compounds doped with a combination of chromium and niobium. In the method of the subject which gives advantageous results, the concentration range of chromium and niobium is Ti _52-42 Al _46-50 Cr _1-3 Nb _1-5 .

鋳造前のインゴットの均質化は好ましくは約1400℃で
実施するが本方法を実行するに当たっては転移温度を越
える温度における均質化なら可能である。転移温度がチ
タニウムとアルミニウムの化学量論的比率及びクロミウ
ムとニオビウムの相対的濃度に応じて変動することは理
解できると考える。このような理由から、特定した合成
物の転移温度を決定し、本発明を実行するに当たってそ
の値を使用するのことは賢明である。Homogenization of the ingot before casting is preferably carried out at about 1400 ° C., but it is possible to carry out the process if homogenization at a temperature above the transition temperature. It will be appreciated that the transition temperature varies with the stoichiometric ratio of titanium to aluminum and the relative concentrations of chromium and niobium. For this reason, it is advisable to determine the transition temperature of the identified compound and use that value in practicing the present invention.

均質化時間は適用する温度に対して相反的に変動する
と考えられるが比較的短時間の１乃至３時間が好まし
い。Although the homogenization time is considered to fluctuate reciprocally with respect to the applied temperature, a relatively short time of 1 to 3 hours is preferable.

均質化及びインゴットの封入に引き続き、鍛造によっ
て厚さを薄くする前にインゴットと収納輪を一体として
975℃まで昇温する。収納輪を使用せず標本を約900℃乃
至溶融開始温度の間の温度に昇温しても好結果を生む鍛
造を行うことができる。溶融開始温度を越える温度は避
けなければならない。Following homogenization and enclosing of the ingot, the ingot and the storage wheel are integrated before the thickness is reduced by forging.
Heat up to 975 ° C. Even if the specimen is heated to a temperature between about 900 ° C. and the melting start temperature without using a storage wheel, forging can be performed with good results. Temperatures above the melting onset temperature must be avoided.

厚さを減少する工程は当初の厚さの1/2に限定しなく
てもよい。本発明の実行に当たっては約10％或いはそれ
以上の減少で有利な結果が得られる。50％以上の減少が
好ましい。The step of reducing the thickness need not be limited to 1/2 of the original thickness. In practicing the invention, advantageous results are obtained with a reduction of about 10% or more. A reduction of 50% or more is preferred.

厚さ減少後の焼なましは約1250℃乃至溶融開始温度の
間の温度範囲で実行できるが、好ましくは約1250℃乃至
1300℃である。時間は約１乃至約10時間の範囲である
が、好ましくは約１乃至３時間の範囲の短時間である。
実質的に同一の焼なまし効果を得るためには標本を高温
で短時間焼なますことが好ましい。Annealing after thickness reduction can be performed in a temperature range between about 1250 ° C. and the onset of melting, but is preferably between about 1250 ° C. and
1300 ° C. The time ranges from about 1 to about 10 hours, but is preferably short, ranging from about 1 to 3 hours.
In order to obtain substantially the same annealing effect, it is preferable to anneal the specimen at a high temperature for a short time.

焼なまし後にエージングを行うことになろう。エージ
ングは通常焼なましより低い温度で１時間或いは２〜３
時間程度の短時間行う。1000℃１時間のエージングが典
型的エージング処理である。本発明の実施に当たっては
エージングは有用であるが必須ではない。Aging will be done after annealing. Aging is usually at a lower temperature than annealing for 1 hour or 2-3
Perform for a short period of time. Aging at 1000 ° C. for 1 hour is a typical aging treatment. Aging is useful, but not essential, in the practice of the present invention.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

第１図は本発明によって処理した結果得られた延性の利
得を示す棒グラフである。 第２図は各種の合金のヤング率（modulus）と温度の関
係を描くグラフである。 第３図は種々の化学量論的比率のTiAlの４点曲げ試験の
結果をTi₅₀Al₄₈Cr₂の結果と共に表したグラフであっ
て、負荷をポンド単位、クロスヘッド変位をミル単位に
とっている。FIG. 1 is a bar graph showing the ductility gain resulting from processing according to the present invention. FIG. 2 is a graph depicting the relationship between Young's modulus (modulus) and temperature for various alloys. FIG. 3 is a graph showing the results of a four-point bending test of TiAl with various stoichiometric ratios together with the results of Ti ₅₀ Al ₄₈ Cr ₂ , where the load is in pounds and the crosshead displacement is in mils. .

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８３ ６８４ ６８４Ｃ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９４ ６９４Ａ ──────────────────────────────────────────────────の Continued on the front page (51) Int.Cl. ⁷ Identification symbol FI C22F 1/00 683 C22F 1/00 683 684 684C 691 691B 691C 694 694A

Claims (18)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】所望の強度及び延性特性を付与するための
TiAlベース合金の処理方法であって、 Ti_52-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5の組成を有する前記TiAlベー
ス合金の溶融物を供給し、 インゴットを形成するために前記溶融物を鋳造し、 前記インゴットを1250℃乃至1400℃の間の温度で１乃至
３時間均質化し、 前記インゴットを900℃乃至溶融開始温度の間の温度に
加熱し、 前記インゴットの初期の厚さの少なくとも10％を減少さ
せるために前記インゴットを鍛造し、及び 前記鍛造したインゴットを1250℃乃至転移温度の間の温
度で１乃至３時間焼なましする、 ことを特徴とするTiAlベース合金の処理方法。1. A method for imparting desired strength and ductility properties.
A processing method of TiAl based alloys, supplying a melt of the TiAl based alloy having a composition of _{Ti 52-42 Al 46-50 Cr 1-3 Nb 1-5} , wherein the melt to form an ingot Casting the ingot at a temperature between 1250 ° C. and 1400 ° C. for 1 to 3 hours; heating the ingot to a temperature between 900 ° C. and the onset melting temperature, at least an initial thickness of the ingot. Forging the ingot to reduce 10%, and annealing the forged ingot at a temperature between 1250 ° C and the transition temperature for 1 to 3 hours. 【請求項２】TiAlベース合金の溶融物の組成がTi_51-43A
l_46-50Cr₂Nb_1-5である請求項１記載の方法。2. The composition of a melt of a TiAl-based alloy is Ti _51-43 A
The method according to claim 1, wherein l _46-50 Cr ₂ Nb _1-5 . 【請求項３】TiAlベース合金の溶融物の組成がTi_50-46A
l_46-50Cr₂Nb₂である請求項１記載の方法。3. The composition of the molten TiAl-based alloy is Ti _50-46 A.
_2. The method according to claim 1, wherein l is _50-50 Cr ₂ Nb ₂ . 【請求項４】均質化温度が1300℃乃至1400℃の間の温度
である請求項１記載の方法。4. The method according to claim 1, wherein the homogenization temperature is between 1300 ° C. and 1400 ° C. 【請求項５】均質化温度が1350℃乃至1400℃の間の温度
である請求項１記載の方法。5. The method according to claim 1, wherein the homogenization temperature is between 1350 ° C. and 1400 ° C. 【請求項６】均質化温度が1400℃である請求項１記載の
方法。6. The method according to claim 1, wherein the homogenization temperature is 1400 ° C. 【請求項７】所望の強度及び延性特性を付与するための
TiAlベース合金の処理方法であって、 Ti_52-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5の組成を有する前記TiAlベー
ス合金の溶融物を供給し、 インゴットを形成するために前記溶融物を鋳造し、 前記インゴットを1250℃乃至1400℃の間の温度で１乃至
３時間均質化し、 前記インゴットを900℃乃至溶融開始温度の間の温度に
加熱し、 前記インゴットの初期の厚さの少なくとも10％を減少さ
せるために前記インゴットを鍛造し、 前記鍛造したインゴットを1250℃乃至転移温度の間の温
度で１乃至３時間焼なまし、 及び 前記焼なましたインゴットを800℃乃至約1000℃の間の
温度で約２乃至10時間エージングする、 ことを特徴とするTiAlベース合金の処理方法。7. A method for imparting desired strength and ductility properties.
A processing method of TiAl based alloys, supplying a melt of the TiAl based alloy having a composition of _{Ti 52-42 Al 46-50 Cr 1-3 Nb 1-5} , wherein the melt to form an ingot Casting the ingot at a temperature between 1250 ° C. and 1400 ° C. for 1 to 3 hours; heating the ingot to a temperature between 900 ° C. and the onset melting temperature, at least an initial thickness of the ingot. Forging the ingot to reduce 10%, annealing the forged ingot for 1 to 3 hours at a temperature between 1250 ° C and transition temperature, and 800 ° C to about 1000 ° C for the annealed ingot. Aging at a temperature between about 2 to 10 hours. 【請求項８】TiAlベース合金の溶融物の組成がTi_51-43A
l_46-50Cr₂Nb_1-5である請求項７記載の方法。8. The composition of the molten TiAl-based alloy is Ti _51-43 A.
The method according to claim 7, which is l _46-50 Cr ₂ Nb _1-5 . 【請求項９】TiAlベース合金の溶融物の組成がTi_50-46A
l_46-50Cr₂Nb₂である請求項７記載の方法。9. The composition of the molten TiAl-based alloy is Ti _50-46 A
The method according to claim 7, which is l _46-50 Cr ₂ Nb ₂ . 【請求項１０】インゴットの均質化温度が1300℃乃至14
00℃の間の温度である請求項７記載の方法。10. The ingot has a homogenization temperature of 1300 ° C. to 14 ° C.
The method of claim 7, wherein the temperature is between 00C. 【請求項１１】インゴットの均質化温度が1350℃乃至14
00℃の間の温度である請求項７記載の方法。11. The ingot has a homogenization temperature of 1350 ° C. to 14 ° C.
The method of claim 7, wherein the temperature is between 00C. 【請求項１２】インゴットの均質化温度が1400℃である
請求項７記載の方法。12. The method according to claim 7, wherein the homogenization temperature of the ingot is 1400 ° C. 【請求項１３】所望の強度及び延性特性を付与するため
のTiAlベース合金の処理方法であって、 Ti_51-42Al_46-50Cr_1-3Nb_1-5の組成を有する前記TiAlベー
ス合金の溶融物を供給し、 インゴットを形成するために前記溶融物を鋳造し、 前記インゴットを1250℃乃至1400℃の間の温度で１乃至
３時間均質化し、 前記インゴットを950℃乃至1300℃に加熱し、 前記インゴットの初期の厚さの少なくとも50％を減少さ
せるために前記インゴットを鍛造し、及び 前記鍛造したインゴットを1250℃乃至転移温度の間の温
度で１乃至３時間焼なましする ことを特徴とするTiAlベース合金の処理方法。13. A method of treating a TiAl-based alloy to impart desired strength and ductility characteristics, said TiAl-based alloy having a composition of Ti _51-42 Al _46-50 Cr _1-3 Nb _1-5. Supplying the melt, casting the melt to form an ingot, homogenizing the ingot at a temperature between 1250 ° C. to 1400 ° C. for 1 to 3 hours, and heating the ingot to 950 ° C. to 1300 ° C. And forging the ingot to reduce at least 50% of the initial thickness of the ingot, and annealing the forged ingot at a temperature between 1250 ° C. and a transition temperature for 1 to 3 hours. Characteristic treatment method of TiAl base alloy. 【請求項１４】TiAlベース合金の溶融物の組成がTi
_51-43Al_46-50Cr₂Nb_1-5である請求項13記載の方法。14. The composition of a molten TiAl-based alloy is Ti
_14. The method according to claim 13, which is _51-43 Al _46-50 Cr ₂ Nb _1-5 . 【請求項１５】TiAlベース合金の溶融物の組成がTi
_50-46Al_46-50Cr₂Nb₂である請求項13記載の方法。15. The composition of a molten TiAl-based alloy is Ti
_14. The method according to claim 13, wherein the method is _50-46 Al _46-50 Cr ₂ Nb ₂ . 【請求項１６】均質化温度が1300℃乃至1400℃の間の温
度である請求項13記載の方法。16. The method according to claim 13, wherein the homogenization temperature is between 1300 ° C. and 1400 ° C. 【請求項１７】均質化温度が1350℃乃至1400℃の間の温
度である請求項13記載の方法。17. The method of claim 13, wherein the homogenization temperature is between 1350 ° C. and 1400 ° C. 【請求項１８】均質化温度が1400℃である請求項13記載
の方法。18. The method according to claim 13, wherein the homogenization temperature is 1400 ° C.