JP3097748B2 - 改良されたチタン‐アルミ合金 - Google Patents
改良されたチタン‐アルミ合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】 発明の背景 本発明はチタン基合金に係り、より詳細には、高温で
高い強度を有するチタン−アルミ合金に係る。本発明の
合金は、エンジニアリング材料として有用であるくらい
充分な室温延性と破壊靭性も合わせもっている。
高い強度を有するチタン−アルミ合金に係る。本発明の
合金は、エンジニアリング材料として有用であるくらい
充分な室温延性と破壊靭性も合わせもっている。
アルミニウム原子１個に対してチタン原子３個を含有
するアルミ化チタン化合物は、鉄もしくはニッケルを基
とする超合金または通常のチタン合金と比べて密度が低
くて強度が高いため技術的に極めて重要である。チタン
合金業界ではこの化合物をTi3Alと表示しており、本明
細書中でも以後三チタンアルミニウムとよぶことにす
る。一般に、三チタンアルミニウム合金はいくつかの機
械的性質のためにその有用性が限られている。いくつか
の限定的な性質とは、室温での延性が低いこと、破壊に
対する耐性が極めて低いこと、そして1200゜Fを越える
温度では治金学的安定性がないことである。したがっ
て、三チタンアルミニウム合金を鉄やニッケルを基とす
る超合金の代わりに使用するには、三チタンアルミニウ
ム合金の室温延性、破壊靭性および1200゜F以上での治
金学的安定性を改良しなければならない。
するアルミ化チタン化合物は、鉄もしくはニッケルを基
とする超合金または通常のチタン合金と比べて密度が低
くて強度が高いため技術的に極めて重要である。チタン
合金業界ではこの化合物をTi3Alと表示しており、本明
細書中でも以後三チタンアルミニウムとよぶことにす
る。一般に、三チタンアルミニウム合金はいくつかの機
械的性質のためにその有用性が限られている。いくつか
の限定的な性質とは、室温での延性が低いこと、破壊に
対する耐性が極めて低いこと、そして1200゜Fを越える
温度では治金学的安定性がないことである。したがっ
て、三チタンアルミニウム合金を鉄やニッケルを基とす
る超合金の代わりに使用するには、三チタンアルミニウ
ム合金の室温延性、破壊靭性および1200゜F以上での治
金学的安定性を改良しなければならない。
ガスタービンのさまざまな部品で作動温度はいろいろ
あるため、この種のエンジンで使われる合金の高温強度
と安定性に対する要求はますます増大している。たとえ
ば、タービンセクション内の部品は1600゜Fまでの温度
で作動させる必要があることがあるが、コンプレッサー
内の部品は1400゜Fで作動させることができ、またケー
シングやフローオーグメンター（流れ増大器）などのよ
うな部品では作動温度がさらに低い。現在知られている
三チタンアルミニウム合金は、低めの応力がかかる固定
部品用途において約1100゜Fまでの温度で作動すること
ができる工学材料として有用であるために必要となる機
械的性質を組合せて示す。したがって、アルミ化三チタ
ン合金の高温強度と安定性を改良することによって、こ
れらの合金をガスタービンをさらに多くの部品に使用す
ることができる。
あるため、この種のエンジンで使われる合金の高温強度
と安定性に対する要求はますます増大している。たとえ
ば、タービンセクション内の部品は1600゜Fまでの温度
で作動させる必要があることがあるが、コンプレッサー
内の部品は1400゜Fで作動させることができ、またケー
シングやフローオーグメンター（流れ増大器）などのよ
うな部品では作動温度がさらに低い。現在知られている
三チタンアルミニウム合金は、低めの応力がかかる固定
部品用途において約1100゜Fまでの温度で作動すること
ができる工学材料として有用であるために必要となる機
械的性質を組合せて示す。したがって、アルミ化三チタ
ン合金の高温強度と安定性を改良することによって、こ
れらの合金をガスタービンをさらに多くの部品に使用す
ることができる。
チタン合金のミクロ組織と組成の変化によるそれらの
合金の変化の様子とは当業者でよく知られている。チタ
ン合金にアルミニウムを添加するとチタン合金の結晶形
態が変化する。アルミニウムの割合が少ないとアルミニ
ウムはチタンに溶けて固溶体を形成し、その結晶形態は
純粋なチタンの結晶形を保つ。すなわち、最密六方晶系
α相である。アルミニウムの割合が高くなって約25〜35
％となると、α−２といわれる秩序化された六方晶系の
結晶形を有する金属間化合物である三チタンアルミニウ
ムを形成する。本発明の三チタンアルミニウム合金は従
来技術の三チタンアルミニウム合金と比べて改良されて
いるのでこの応用分野で重要な材料である。さらに、本
発明のチタン−アルミ合金は従来技術の三チタンアルミ
ニウム合金の結晶形と異なる結晶形をもっている。
合金の変化の様子とは当業者でよく知られている。チタ
ン合金にアルミニウムを添加するとチタン合金の結晶形
態が変化する。アルミニウムの割合が少ないとアルミニ
ウムはチタンに溶けて固溶体を形成し、その結晶形態は
純粋なチタンの結晶形を保つ。すなわち、最密六方晶系
α相である。アルミニウムの割合が高くなって約25〜35
％となると、α−２といわれる秩序化された六方晶系の
結晶形を有する金属間化合物である三チタンアルミニウ
ムを形成する。本発明の三チタンアルミニウム合金は従
来技術の三チタンアルミニウム合金と比べて改良されて
いるのでこの応用分野で重要な材料である。さらに、本
発明のチタン−アルミ合金は従来技術の三チタンアルミ
ニウム合金の結晶形と異なる結晶形をもっている。
純粋なチタンの場合α相はおよそ1615゜Fで体心立方
晶形β相に変態する。低温のα相が高温のβ相に変態す
るこの温度は変態温度といわれている。α安定化剤とし
て知られているある種の元素はα相を安定化し、そのた
めそのような合金の変態温度は1615゜Fより高くなる。
ニオブなどのような他の元素は二相のα＋β領域を安定
化する。チタン合金の場合、α相からβ相への変態は単
一の温度で起こるのではなく、α相とβ相が両方とも安
定なある範囲の温度で起こる。その結果、アルミ化チタ
ン合金では、β相安定化剤を添加すると、アルミニウム
の含有率に応じてα相またはα−２相と混合されたβ相
の二重相構造の形成を助長することができる。
晶形β相に変態する。低温のα相が高温のβ相に変態す
るこの温度は変態温度といわれている。α安定化剤とし
て知られているある種の元素はα相を安定化し、そのた
めそのような合金の変態温度は1615゜Fより高くなる。
ニオブなどのような他の元素は二相のα＋β領域を安定
化する。チタン合金の場合、α相からβ相への変態は単
一の温度で起こるのではなく、α相とβ相が両方とも安
定なある範囲の温度で起こる。その結果、アルミ化チタ
ン合金では、β相安定化剤を添加すると、アルミニウム
の含有率に応じてα相またはα−２相と混合されたβ相
の二重相構造の形成を助長することができる。
ニオブおよびモリブデンやバナジウムなどのような他
のβ相安定化剤を限られた量で添加すると三チタンアル
ミニウム合金の室温延性とクリープ強度が改善されるこ
とが示されているが、そのような改善に付随して高温強
度の損失が伴う。アルミ化チタンに関する研究の多くは
ガスタービン向けの用途をねらったものである。ガスタ
ービン用のアルミ化チタンで望ましい性質の組合せは、
室温と高温での高強度および延性、高弾性率、クリープ
強度、および鍛造性である。したがって、ガスタービン
に使用する材料ではたくさんの性質のバランスが必要と
される。しかし、従来技術の三チタンアルミニウム合金
を使用する場合、強度と延性の間の望ましくない析衷案
が必要とされる。
のβ相安定化剤を限られた量で添加すると三チタンアル
ミニウム合金の室温延性とクリープ強度が改善されるこ
とが示されているが、そのような改善に付随して高温強
度の損失が伴う。アルミ化チタンに関する研究の多くは
ガスタービン向けの用途をねらったものである。ガスタ
ービン用のアルミ化チタンで望ましい性質の組合せは、
室温と高温での高強度および延性、高弾性率、クリープ
強度、および鍛造性である。したがって、ガスタービン
に使用する材料ではたくさんの性質のバランスが必要と
される。しかし、従来技術の三チタンアルミニウム合金
を使用する場合、強度と延性の間の望ましくない析衷案
が必要とされる。
破壊靭性は亀裂の拡大に対する抵抗性の目安であり、
インチの平方根×ksiの単位で測定され、ときに と省略することもある。従来技術の三チタンアルミニウ
ム合金の破壊靭性は10〜20ksi×インチの平方根の範囲
内である。この従来技術の三チタンアルミニウム合金の
破壊靭性は、現在ガスタービンの回転部材に使用されて
いる超合金の破壊靭性である よりずっと低い。したがって、三チタンアルミニウム合
金の破壊靭性を大幅に増大させることができれば極めて
望ましく、ガスタービン中の回転部材の要求条件に合致
するであろう。
インチの平方根×ksiの単位で測定され、ときに と省略することもある。従来技術の三チタンアルミニウ
ム合金の破壊靭性は10〜20ksi×インチの平方根の範囲
内である。この従来技術の三チタンアルミニウム合金の
破壊靭性は、現在ガスタービンの回転部材に使用されて
いる超合金の破壊靭性である よりずっと低い。したがって、三チタンアルミニウム合
金の破壊靭性を大幅に増大させることができれば極めて
望ましく、ガスタービン中の回転部材の要求条件に合致
するであろう。
ウィンター（Winter）の米国特許第3,411,901号に
は、原子％で26.6％のアルミニウム、９％のニオブ、0.
8％のケイ素、残部がチタンという組成に近いアルミ化
チタン合金が延性と強度の最適の組合せを有することが
示されている。また、ウィンター（Winter）は、アルミ
とニオブの含有率をこの最適な組成より増大すると硬さ
と強さが低下するのが見出されるとも教示している。本
明細書中では時として、たとえば上記の合金をTi−26.6
Al−9Nb−0.8Siとして示すように合金を省略して記載し
ている。本明細書中で示す合金の組成はすべて原子％で
表わす。
は、原子％で26.6％のアルミニウム、９％のニオブ、0.
8％のケイ素、残部がチタンという組成に近いアルミ化
チタン合金が延性と強度の最適の組合せを有することが
示されている。また、ウィンター（Winter）は、アルミ
とニオブの含有率をこの最適な組成より増大すると硬さ
と強さが低下するのが見出されるとも教示している。本
明細書中では時として、たとえば上記の合金をTi−26.6
Al−9Nb−0.8Siとして示すように合金を省略して記載し
ている。本明細書中で示す合金の組成はすべて原子％で
表わす。
ブラックバーン（Blackburn）らの米国特許第4,292,0
77号には、25〜27％のアルミニウムと12〜16％のニオブ
を含有する三チタンアルミニウム合金である種の機械的
性質が最適化されることが示されている。また、ニオブ
の含有率を16％より高くすることは、このレベルを越え
てもクリープ強度に改善はほとんど見られないため望ま
しくないことも、ブラックバーン（Blackburn）によっ
て示されている。アルミ化三チタン合金中のニオブを増
大させると密度が増加してしまうので、ニオブを16％よ
り多くするとクリープ強度／密度の比が悪くなる。破壊
靭性要件の低いガスタービン部材の製造に有効であると
思われ、産業界で認識されている三チタンアルミニウム
合金は、ブラックバーン（Blackburn）らの合金から誘
導され、Ti−24Al−11Nbの組成を有する。
77号には、25〜27％のアルミニウムと12〜16％のニオブ
を含有する三チタンアルミニウム合金である種の機械的
性質が最適化されることが示されている。また、ニオブ
の含有率を16％より高くすることは、このレベルを越え
てもクリープ強度に改善はほとんど見られないため望ま
しくないことも、ブラックバーン（Blackburn）によっ
て示されている。アルミ化三チタン合金中のニオブを増
大させると密度が増加してしまうので、ニオブを16％よ
り多くするとクリープ強度／密度の比が悪くなる。破壊
靭性要件の低いガスタービン部材の製造に有効であると
思われ、産業界で認識されている三チタンアルミニウム
合金は、ブラックバーン（Blackburn）らの合金から誘
導され、Ti−24Al−11Nbの組成を有する。
ブラックバーン（Blackburn）らの米国特許第4,716,0
20号は、上記特許第4,292,077号の改良であり、同様な
合金ではあるが0.5〜４％のモリブデンが添加され、ニ
オブの添加量が多少低めで７〜15.5％である合金を開示
している。ニオブの一部の代わりに、0.5〜3.5％のバナ
ジウムを添加することができる。この組成のもので産業
界で認識されている参照合金はTi−25Al−10Nb−3V−1M
oである。米国特許第4,716,020号が教示しているのは、
モリブデンが、米国特許第4,292,077号の基本的なTi−N
b−Al合金の高温強度とクリープ強度とを改善するのに
特にユニークな添加元素であるということである。しか
し、Ti−Al−Nb−Ｖ−Mo合金の強度は増大したが、それ
に付随して、室温での破壊に対する合金の抵抗性がTi−
24Al−11Nb合金と比べて望ましくない程に低下してしま
うのである。
20号は、上記特許第4,292,077号の改良であり、同様な
合金ではあるが0.5〜４％のモリブデンが添加され、ニ
オブの添加量が多少低めで７〜15.5％である合金を開示
している。ニオブの一部の代わりに、0.5〜3.5％のバナ
ジウムを添加することができる。この組成のもので産業
界で認識されている参照合金はTi−25Al−10Nb−3V−1M
oである。米国特許第4,716,020号が教示しているのは、
モリブデンが、米国特許第4,292,077号の基本的なTi−N
b−Al合金の高温強度とクリープ強度とを改善するのに
特にユニークな添加元素であるということである。しか
し、Ti−Al−Nb−Ｖ−Mo合金の強度は増大したが、それ
に付随して、室温での破壊に対する合金の抵抗性がTi−
24Al−11Nb合金と比べて望ましくない程に低下してしま
うのである。
ウィンター（Winter）もブラックバーン（Blackbur
n）らも、16原子％までの限られた量でニオブを添加す
るとアルミ合金の性質が最適化されるということを見出
した。その後、ブラックバーン（Blackburn）らは、上
記米国特許第4,716,020号においてTi−Al−Nb合金の高
温強度およびクリープ破壊特性を改善した。ただし、ニ
オブの含有率をかえたのではなく、モリブデンを添加し
たのである。
n）らも、16原子％までの限られた量でニオブを添加す
るとアルミ合金の性質が最適化されるということを見出
した。その後、ブラックバーン（Blackburn）らは、上
記米国特許第4,716,020号においてTi−Al−Nb合金の高
温強度およびクリープ破壊特性を改善した。ただし、ニ
オブの含有率をかえたのではなく、モリブデンを添加し
たのである。
ウィンター（Winter）およびブラックバーン（Blackb
urn）らの発見とは逆に、本発明者らは、ニオブの含有
率を16原子％よりかなり高くすることによって、アルミ
化チタン合金の高温強度と破壊靭性がこれらの従来技術
の合金の程度を上回って改良されることを発見した。
urn）らの発見とは逆に、本発明者らは、ニオブの含有
率を16原子％よりかなり高くすることによって、アルミ
化チタン合金の高温強度と破壊靭性がこれらの従来技術
の合金の程度を上回って改良されることを発見した。
本発明の合金は三チタンアルミニウム合金に典型的な
チタン含有率とアルミニウム含有率を有している。一
方、三チタンアルミニウム合金はその通常の低温相構造
としてα−２結晶形をもっていることが知られている。
本発明の合金は、また、β相を安定化させるニオブの含
有率が、ウィンター（Winter）の合金やブラックバーン
（Blackburn）らの合金に比べてかなり大きくなってい
る。イオブはβ相安定化剤であるから、三チタンアルミ
ニウム合金中にニオブが存在すると三チタンアルミニウ
ム合金の低温α−２相中にいくらかのβ相が維持される
ことが予想されよう。たとえば、ブラックバーン（Blac
kburn）らのニオブを含有する三チタンアルミニウム合
金中の好ましいミクロ組織は、β相の円盤と混合した針
状のα−２相によって特徴付けられるウィドマンステッ
テン（Widmanstatten）組織である。驚いたことには、
本発明の合金でニオブが実質的に16原子％を越えても、
α−２相の量が低下してβ相の量が増加することはなか
った。その代わりに本発明の合金では、三チタンアルミ
ニウム合金中に存在することが知られている六方晶系α
−２結晶形または体心立方β結晶形ではなく、秩序化さ
れた斜方晶系の結晶形を有する新しいミクロ組織が発見
された。本発明の合金中にはβ相、秩序化されたβ相ま
たはα−２相が存在してもよいが、本発明の合金におけ
る特性の改良の主要な原因は斜方晶形相の存在であると
考えられる。秩序化された斜方晶系相は金属間化合物Ti
2AlNbを形成すると思われる。
チタン含有率とアルミニウム含有率を有している。一
方、三チタンアルミニウム合金はその通常の低温相構造
としてα−２結晶形をもっていることが知られている。
本発明の合金は、また、β相を安定化させるニオブの含
有率が、ウィンター（Winter）の合金やブラックバーン
（Blackburn）らの合金に比べてかなり大きくなってい
る。イオブはβ相安定化剤であるから、三チタンアルミ
ニウム合金中にニオブが存在すると三チタンアルミニウ
ム合金の低温α−２相中にいくらかのβ相が維持される
ことが予想されよう。たとえば、ブラックバーン（Blac
kburn）らのニオブを含有する三チタンアルミニウム合
金中の好ましいミクロ組織は、β相の円盤と混合した針
状のα−２相によって特徴付けられるウィドマンステッ
テン（Widmanstatten）組織である。驚いたことには、
本発明の合金でニオブが実質的に16原子％を越えても、
α−２相の量が低下してβ相の量が増加することはなか
った。その代わりに本発明の合金では、三チタンアルミ
ニウム合金中に存在することが知られている六方晶系α
−２結晶形または体心立方β結晶形ではなく、秩序化さ
れた斜方晶系の結晶形を有する新しいミクロ組織が発見
された。本発明の合金中にはβ相、秩序化されたβ相ま
たはα−２相が存在してもよいが、本発明の合金におけ
る特性の改良の主要な原因は斜方晶形相の存在であると
考えられる。秩序化された斜方晶系相は金属間化合物Ti
2AlNbを形成すると思われる。
したがって、本発明のひとつの目的は、容積分率でそ
のミクロ組織の少なくとも25％を構成する実質的な部分
が斜方晶系の結晶形であるアルミ化チタン合金を提供す
ることである。
のミクロ組織の少なくとも25％を構成する実質的な部分
が斜方晶系の結晶形であるアルミ化チタン合金を提供す
ることである。
また、本発明のもうひとつ別の目的は、16原子％より
かなり高いニオブが添加されており、かつ1500゜Fまで
の高温で卓越した引張強さをもち、一方有用な工学材料
を形成することができる程充分な室温での延性および良
好な破壊靭性は保持しているようなアルミ化チタン合金
を提供することである。
かなり高いニオブが添加されており、かつ1500゜Fまで
の高温で卓越した引張強さをもち、一方有用な工学材料
を形成することができる程充分な室温での延性および良
好な破壊靭性は保持しているようなアルミ化チタン合金
を提供することである。
発明の概要 以上の目的およびその他の目的は、約18〜30原子％の
アルミニウムと約18〜34原子％のニオブを含有し残部が
本質的にチタンからなるチタン基合金を提供することに
よって達成される。「残部が本質的にチタンからなる」
という用語の意味は、チタンが、含有率においてその合
金中に存在する他のいかなる元素より大きい主要な元素
であり、上記の原子％の残りの原子％を占めるというこ
とである。しかし、本発明の合金の強度、延性および破
壊靭性を達成する上で障害とならない他の元素が不純物
として、すなわち障害とならない程度で存在していても
よい。不純物量として、酸素、炭素および窒素は各々0.
6原子％未満であるべきであり、タングステンは1.5原子
％未満であるべきである。
アルミニウムと約18〜34原子％のニオブを含有し残部が
本質的にチタンからなるチタン基合金を提供することに
よって達成される。「残部が本質的にチタンからなる」
という用語の意味は、チタンが、含有率においてその合
金中に存在する他のいかなる元素より大きい主要な元素
であり、上記の原子％の残りの原子％を占めるというこ
とである。しかし、本発明の合金の強度、延性および破
壊靭性を達成する上で障害とならない他の元素が不純物
として、すなわち障害とならない程度で存在していても
よい。不純物量として、酸素、炭素および窒素は各々0.
6原子％未満であるべきであり、タングステンは1.5原子
％未満であるべきである。
約18〜30％のアルミニウムと約18〜34％のニオブを含
有し残部が本質的にチタンからなる本発明の合金は、少
なくとも1500゜Fまでの温度での高い降伏強さと良好な
破壊靭性とをもっている。本明細書中で使用する「高い
降伏強さ」という用語は、この合金が従来技術の三チタ
ンアルミニウム合金の降伏強さと少なくとも同じくらい
高い降伏強さをもっているという意味である。もっと
も、従来技術の三チタンアルミニウム合金の高い降伏強
さは約1110゜Fまでの温度で達成されるのみである。本
明細書中で「良好な破壊靭性」という用語は、本発明の
合金が従来技術の三チタンアルミニウム合金のもつ10〜
20ksi×インチの平方根という破壊靭性に少なくとも匹
敵する破壊靭性を有するという意味である。
有し残部が本質的にチタンからなる本発明の合金は、少
なくとも1500゜Fまでの温度での高い降伏強さと良好な
破壊靭性とをもっている。本明細書中で使用する「高い
降伏強さ」という用語は、この合金が従来技術の三チタ
ンアルミニウム合金の降伏強さと少なくとも同じくらい
高い降伏強さをもっているという意味である。もっと
も、従来技術の三チタンアルミニウム合金の高い降伏強
さは約1110゜Fまでの温度で達成されるのみである。本
明細書中で「良好な破壊靭性」という用語は、本発明の
合金が従来技術の三チタンアルミニウム合金のもつ10〜
20ksi×インチの平方根という破壊靭性に少なくとも匹
敵する破壊靭性を有するという意味である。
本発明のさらに好ましい合金は、約18〜25.5％のアル
ミニウムと約20〜34％のニオブを含有し残部が本質的に
チタンからなり、少なくとも1500゜Fまでの温度での高
い降伏強さと卓越した破壊靭性とを有する。本明細書中
で使用する「卓越した破壊靭性」という用語は、本発明
の合金が従来技術の三チタンアルミニウム合金のもつ10
〜20ksi×インチの平方根という破壊靭性と少なくとも
同じくらい高く、さらにはそれより高い破壊靭性を有す
るということを意味する。
ミニウムと約20〜34％のニオブを含有し残部が本質的に
チタンからなり、少なくとも1500゜Fまでの温度での高
い降伏強さと卓越した破壊靭性とを有する。本明細書中
で使用する「卓越した破壊靭性」という用語は、本発明
の合金が従来技術の三チタンアルミニウム合金のもつ10
〜20ksi×インチの平方根という破壊靭性と少なくとも
同じくらい高く、さらにはそれより高い破壊靭性を有す
るということを意味する。
本発明の別の好ましい合金は、約23〜30％のアルミニ
ウムと約18〜28％のニオブを含有し残部が本質的にチタ
ンからなり、少なくとも1500゜Fまでの温度での卓越し
た降伏強さと良好な破壊靭性とを有する。本明細書中で
使用する「卓越した降伏強さ」という用語は、本発明の
合金が従来技術の三チタンアルミニウム合金の降伏強さ
と少なくとも同じくらい高く、さらにはそれより高い降
状強さを有するということを意味する。
ウムと約18〜28％のニオブを含有し残部が本質的にチタ
ンからなり、少なくとも1500゜Fまでの温度での卓越し
た降伏強さと良好な破壊靭性とを有する。本明細書中で
使用する「卓越した降伏強さ」という用語は、本発明の
合金が従来技術の三チタンアルミニウム合金の降伏強さ
と少なくとも同じくらい高く、さらにはそれより高い降
状強さを有するということを意味する。
本発明のさらに別の好ましい合金は、約21〜26％のア
ルミニウムと約19.5〜28％のニオブを含有し残部が本質
的にチタンからなり、破壊靭性と少なくとも1500゜Fま
での温度での高い降状高さとの卓越した組合せを有す
る。本明細書中で使用する「破壊靭性と高い降伏強さの
卓越した組合せ」という用語は、本発明の合金が従来技
術の三チタンアルミニウム合金と少なくとも同じくらい
高く、さらにはそれより高い破壊靭性と降伏強さの組合
せを有するという意味である。
ルミニウムと約19.5〜28％のニオブを含有し残部が本質
的にチタンからなり、破壊靭性と少なくとも1500゜Fま
での温度での高い降状高さとの卓越した組合せを有す
る。本明細書中で使用する「破壊靭性と高い降伏強さの
卓越した組合せ」という用語は、本発明の合金が従来技
術の三チタンアルミニウム合金と少なくとも同じくらい
高く、さらにはそれより高い破壊靭性と降伏強さの組合
せを有するという意味である。
本発明者は、驚くべきことに、本発明のチタン−アル
ミ合金中のニオブ含有率を約18〜34％にすると高温強度
が高まることを発見した。この強度の増大は室温での延
性を損うことがなく、さらにニオブを含有する従来技術
の三チタンアルミニウム合金よりも破壊靭性が増大す
る。本発明の合金では、降伏強さと密度との比が、ニオ
ブを含有する従来技術の三チタンアルミニウム合金と比
べて約50％以上も大きく増大している。
ミ合金中のニオブ含有率を約18〜34％にすると高温強度
が高まることを発見した。この強度の増大は室温での延
性を損うことがなく、さらにニオブを含有する従来技術
の三チタンアルミニウム合金よりも破壊靭性が増大す
る。本発明の合金では、降伏強さと密度との比が、ニオ
ブを含有する従来技術の三チタンアルミニウム合金と比
べて約50％以上も大きく増大している。
以下の説明は、添付の図面を参照するとより明瞭に理
解できるであろう。
解できるであろう。
発明の詳細な説明 本発明のチタン−アルミ合金は1500゜F以上までの高
温で110ksi以上までの卓越した降伏強さを示す。また、
本発明の合金は室温延性と良好な破壊靭性とを維持して
いるので有用なエンジニアリング材料を構成することが
できる。本発明の合金は第１〜４図に示されており、そ
のチタン、アルミニウムおよびニオブの原子％は第１〜
４図に示した三元組成図の斜線を付けた領域にほぼ相当
する。当業界での検索のためには、本発明の合金は第１
図に示した三元組成図で斜線を付けた領域の外側の境界
を指示して記載することができる。第２〜４図に示した
三元組成図の斜線を付けた領域で示される合金は第１図
の三元組成図の斜線領域内にある。第１図の三元組成図
の外側の境界は、アルミニウムが約18〜30％、ニオブが
約18〜34％、残部が本質的にチタンである。しかし、特
許請求の範囲に記載されている組成物は第１〜４図に示
されている合金含有率に基づいている。
温で110ksi以上までの卓越した降伏強さを示す。また、
本発明の合金は室温延性と良好な破壊靭性とを維持して
いるので有用なエンジニアリング材料を構成することが
できる。本発明の合金は第１〜４図に示されており、そ
のチタン、アルミニウムおよびニオブの原子％は第１〜
４図に示した三元組成図の斜線を付けた領域にほぼ相当
する。当業界での検索のためには、本発明の合金は第１
図に示した三元組成図で斜線を付けた領域の外側の境界
を指示して記載することができる。第２〜４図に示した
三元組成図の斜線を付けた領域で示される合金は第１図
の三元組成図の斜線領域内にある。第１図の三元組成図
の外側の境界は、アルミニウムが約18〜30％、ニオブが
約18〜34％、残部が本質的にチタンである。しかし、特
許請求の範囲に記載されている組成物は第１〜４図に示
されている合金含有率に基づいている。
本発明の合金の破壊靭性は、第２図に示した三元組成
図の斜線を付けた領域にほぼ相当する組成物によって特
に改良される。降伏強さは、第３図の三元組成図で斜線
を付けた領域にほぼ相当する組成物によって特に改良さ
れる。また、第４図の三元組成図で斜線を付けた領域に
ほぼ相当する組成物によると、降伏強さと破壊靭性の両
方が改良される。
図の斜線を付けた領域にほぼ相当する組成物によって特
に改良される。降伏強さは、第３図の三元組成図で斜線
を付けた領域にほぼ相当する組成物によって特に改良さ
れる。また、第４図の三元組成図で斜線を付けた領域に
ほぼ相当する組成物によると、降伏強さと破壊靭性の両
方が改良される。
実施例 製造した一連とアルミ化チタン合金の組成を下記表Ｉ
にまとめて示す。
にまとめて示す。
表Ｉでサンプル１〜17は本発明の合金の範囲を決定す
るために調合した組成を有する。サンプル番号18と19
は、参照（比較用）合金としてブラックバーン（Blackb
urn）らの米国特許第4,292,077号の組成物から調製し
た。サンプル番号１〜11を有する合金を非消耗性アーク
融解し、溶融紡糸法により急速に凝固してリボンとし
た。このリボンを1785゜Fで熱間静水圧プレス法により
締固めてシリンダーとした。1830゜Fで熱間ダイ鍛造を
実施してシリンダーの高さを約6:1に減らしてディスク
にした。サンプル番号12〜17は非消耗性アーク融解して
平らなボタンとし、1830゜Fで熱間ダイ鍛造してボタン
を約3:1に減らしてディスクにした。
るために調合した組成を有する。サンプル番号18と19
は、参照（比較用）合金としてブラックバーン（Blackb
urn）らの米国特許第4,292,077号の組成物から調製し
た。サンプル番号１〜11を有する合金を非消耗性アーク
融解し、溶融紡糸法により急速に凝固してリボンとし
た。このリボンを1785゜Fで熱間静水圧プレス法により
締固めてシリンダーとした。1830゜Fで熱間ダイ鍛造を
実施してシリンダーの高さを約6:1に減らしてディスク
にした。サンプル番号12〜17は非消耗性アーク融解して
平らなボタンとし、1830゜Fで熱間ダイ鍛造してボタン
を約3:1に減らしてディスクにした。
鍛造したディスクを機械加工して長方形のブランクと
し、ゲッターを用いてアルゴンを充填した熱処理用石英
管の内部のチタン管内に封入した。このゲッター管はイ
ットリウムをゲッターとして収容している。イットリウ
ムは酸素と窒素に対する親和性が大きいので、アルゴン
でパージした管中に残存する酸素と窒素によってチタン
ブランクが汚染されるのを最小にする。
し、ゲッターを用いてアルゴンを充填した熱処理用石英
管の内部のチタン管内に封入した。このゲッター管はイ
ットリウムをゲッターとして収容している。イットリウ
ムは酸素と窒素に対する親和性が大きいので、アルゴン
でパージした管中に残存する酸素と窒素によってチタン
ブランクが汚染されるのを最小にする。
これらのブランクを２段階でアニールした。第一段階
のアニーリングはβ−１相線（transus）のすぐ上の温
度で行なった。このβ−１相線は、チタンまたはチタン
合金のミクロ組織が低温のαまたはα−２相から高温の
β相へと変態する温度である。β−１相線温度はチタン
合金の組成に応じて変化する。したがって、この第一段
階のアニーリングは、実施例の合金１〜17から調製した
サンプルの組成に応じてその組成物のβ−１相線温度の
すぐ上の温度で実施した。このβ−１相線温度より上で
の第一段階のアニーリングは2050から2280゜Fまでで１
〜２時間の範囲であった。いくつかのブランクは1830゜
Fでβ−１相線より低い第一段階アニーリングを行なっ
て、より細かい結晶粒度にした。第二段階のアニーリン
グは1600゜Fで２〜４時間であった。
のアニーリングはβ−１相線（transus）のすぐ上の温
度で行なった。このβ−１相線は、チタンまたはチタン
合金のミクロ組織が低温のαまたはα−２相から高温の
β相へと変態する温度である。β−１相線温度はチタン
合金の組成に応じて変化する。したがって、この第一段
階のアニーリングは、実施例の合金１〜17から調製した
サンプルの組成に応じてその組成物のβ−１相線温度の
すぐ上の温度で実施した。このβ−１相線温度より上で
の第一段階のアニーリングは2050から2280゜Fまでで１
〜２時間の範囲であった。いくつかのブランクは1830゜
Fでβ−１相線より低い第一段階アニーリングを行なっ
て、より細かい結晶粒度にした。第二段階のアニーリン
グは1600゜Fで２〜４時間であった。
各ブランクに対して使用した個々のアニーリング時間
と温度を以下の表II〜VIIIに示す。次に、アニーリング
したブランクを機械加工して、３×４×25mmの三点曲げ
試験棒、ビッカース硬さ試験用の小片、および25×2.5
×2.5mmの破壊靭性試験用ノッチ付き棒にした。また、
合金907のブランクからは、一組の1.5×３×25mmの四点
曲げ試験棒も機械加工により調製した。
と温度を以下の表II〜VIIIに示す。次に、アニーリング
したブランクを機械加工して、３×４×25mmの三点曲げ
試験棒、ビッカース硬さ試験用の小片、および25×2.5
×2.5mmの破壊靭性試験用ノッチ付き棒にした。また、
合金907のブランクからは、一組の1.5×３×25mmの四点
曲げ試験棒も機械加工により調製した。
従来技術による参照合金は、表Ｉ中でサンプル番号18
および19として示した組成を有するインゴットを購買し
て用意した。インゴットを、これらの合金の機械的性質
を最適にすることが知られている鍛造および圧延パラメ
ーターを用いて加工処理して５×55×220mmの板にし
た。これらの板を2125゜Fで１時間熱処理し、ファンで
冷却し、1400゜Fに１時間再加熱した後炉冷した。こう
して熱処理した板から電極放電加工によりブランクを調
製した。ブランクを切削加工して、ゲージ幅0.08イン
チ、ゲージ長0.25インチ、厚み0.06インチの平らな引張
試験片を作製した。ビッカース硬さ試験用の小片も機械
加工によりブランクから作製した。さらに、３×４×25
mmの三点曲げ試験棒も機械加工によりブランクから作製
した。
および19として示した組成を有するインゴットを購買し
て用意した。インゴットを、これらの合金の機械的性質
を最適にすることが知られている鍛造および圧延パラメ
ーターを用いて加工処理して５×55×220mmの板にし
た。これらの板を2125゜Fで１時間熱処理し、ファンで
冷却し、1400゜Fに１時間再加熱した後炉冷した。こう
して熱処理した板から電極放電加工によりブランクを調
製した。ブランクを切削加工して、ゲージ幅0.08イン
チ、ゲージ長0.25インチ、厚み0.06インチの平らな引張
試験片を作製した。ビッカース硬さ試験用の小片も機械
加工によりブランクから作製した。さらに、３×４×25
mmの三点曲げ試験棒も機械加工によりブランクから作製
した。
本発明のサンプル合金から調製したブランクの高温強
度を、従来技術の参照合金から調製したブランクと比較
するために２つの方法を使用した。第一の方法は、ダイ
ヤモンドによるピラミッド形の跡を見るビッカース硬さ
（VHN）を室温から1830゜Fまでの温度において決定する
ことであった。第二の方法は、曲げ試験用の大きさに機
械加工した試験棒に対して室温から1700゜Fまでで曲げ
試験を実施することであった。
度を、従来技術の参照合金から調製したブランクと比較
するために２つの方法を使用した。第一の方法は、ダイ
ヤモンドによるピラミッド形の跡を見るビッカース硬さ
（VHN）を室温から1830゜Fまでの温度において決定する
ことであった。第二の方法は、曲げ試験用の大きさに機
械加工した試験棒に対して室温から1700゜Fまでで曲げ
試験を実施することであった。
押込み硬さは材料の降伏強さの指標になることが、ハ
ースト（W.Hirst）とハウス（M.G.J.W.Howse）によっ
て、王立科学アカデミー会報（Proceedings of the Roy
al Society A.）第311巻、第429〜444頁（1969年）の
「くさびによる材料の押込み（The Indentation of mat
erials by Wedges）」において示されているので、ビッ
カース硬さを測定した。また、チャン（S.S.Chiang）、
マーシャル（D.B.Marshall）およびエバンス（A.G.Evan
s）は、応用物理誌（Journal of Applied Physics）の
第53巻、第298〜311頁（1982年）の「弾性／塑性押込み
に対する固体の応答Ｉ。応力および残留応力（The Resp
onse of Solids to Elastic/Plastic Indentation,I.St
resses and Residual Stresses）」において、押込み硬
さと降伏強さとの関連を支持する実験データを示してい
る。
ースト（W.Hirst）とハウス（M.G.J.W.Howse）によっ
て、王立科学アカデミー会報（Proceedings of the Roy
al Society A.）第311巻、第429〜444頁（1969年）の
「くさびによる材料の押込み（The Indentation of mat
erials by Wedges）」において示されているので、ビッ
カース硬さを測定した。また、チャン（S.S.Chiang）、
マーシャル（D.B.Marshall）およびエバンス（A.G.Evan
s）は、応用物理誌（Journal of Applied Physics）の
第53巻、第298〜311頁（1982年）の「弾性／塑性押込み
に対する固体の応答Ｉ。応力および残留応力（The Resp
onse of Solids to Elastic/Plastic Indentation,I.St
resses and Residual Stresses）」において、押込み硬
さと降伏強さとの関連を支持する実験データを示してい
る。
押込み硬さと降伏強さとの関連を決定するために、サ
ンプル18の組成物から調製したブランクに対してビッカ
ースのダイヤモンドピラミッド硬さ試験と引張試験を実
施した。サンプル18は、表Ｉに合金989として示した従
来技術の参照合金のひとつである。引張試験とビッカー
ス硬さ試験は72゜Fから1500゜Fまでの温度範囲に亘って
実施した。引張試験の結果を表IIに、ビッカース硬さ試
験の結果を表IIIに示す。
ンプル18の組成物から調製したブランクに対してビッカ
ースのダイヤモンドピラミッド硬さ試験と引張試験を実
施した。サンプル18は、表Ｉに合金989として示した従
来技術の参照合金のひとつである。引張試験とビッカー
ス硬さ試験は72゜Fから1500゜Fまでの温度範囲に亘って
実施した。引張試験の結果を表IIに、ビッカース硬さ試
験の結果を表IIIに示す。
ビッカース硬さ試験は、合金989から調製した試片に
対して、押込み荷重が1000グラムのピラミッド状ダイヤ
モンド圧子を用いて実施した。引張降伏強さ試験は、イ
ンストロン（INSTRON）引張試験機で、1984年のASTM規
格年報（Annual Book of ASTM standars）の第03.01
巻、第130−150頁、ASTM規格E8、「金属材料の引張試験
標準法（Standard Methods of Tension Testing of Met
allic Materials）」で推奨されている歪み速度を用い
て実施した。
対して、押込み荷重が1000グラムのピラミッド状ダイヤ
モンド圧子を用いて実施した。引張降伏強さ試験は、イ
ンストロン（INSTRON）引張試験機で、1984年のASTM規
格年報（Annual Book of ASTM standars）の第03.01
巻、第130−150頁、ASTM規格E8、「金属材料の引張試験
標準法（Standard Methods of Tension Testing of Met
allic Materials）」で推奨されている歪み速度を用い
て実施した。
第５図のグラフは、縦座標に引張降伏強さとビッカー
ス硬さ数の比をプロットし、横座標に試験した温度範囲
をプロットしたものである。第５図のグラフは、チタン
−アルミ合金における引張降伏強さとビッカース硬さ数
の間の線形関係を示している。この線形関係は、引張降
伏強さが定数0.314にビッカース硬さ数を掛けた値に等
しいと説明することができる。すなわち、Ｙを降伏強さ
とし、VHNをビッカース硬さ数として式に表わすと、引
張降伏強さとビッカース硬さとの線形関係はＹ＝0.314
×VHNとなる。
ス硬さ数の比をプロットし、横座標に試験した温度範囲
をプロットしたものである。第５図のグラフは、チタン
−アルミ合金における引張降伏強さとビッカース硬さ数
の間の線形関係を示している。この線形関係は、引張降
伏強さが定数0.314にビッカース硬さ数を掛けた値に等
しいと説明することができる。すなわち、Ｙを降伏強さ
とし、VHNをビッカース硬さ数として式に表わすと、引
張降伏強さとビッカース硬さとの線形関係はＹ＝0.314
×VHNとなる。
次に、表Ｉの合金529から調製したブランクに対して
室温から1830゜Fまでのビッカース硬さを測定し、合金9
89から導かれたのと同じ比例定数0.314を使用して降伏
強さを求めた。このようにして、合金529と参照合金989
の降伏強さを、ビッカース硬さ試験に基づいて室温から
1500゜F以上の温度に亘って比較することができた。こ
の比較の結果を第６図に示す。なお、比較のために、ブ
ラックバーン（Blackburn）らの米国特許第4,716,020号
の表Ｉの第３欄に開示されている合金Ti−25Al−10Nb−
3V−1Moの高温での降伏強さも第６図に示した。この第
６図の比較から明らかなように、本発明の合金では、ニ
オブを含有する従来技術の三チタンアルミニウム合金と
比べて、さらにはニオブ、バナジウムおよびモリブデン
を含有する改良された三チタンアルミニウム合金と比べ
ても改良された低温および高温での強さが得られる。
室温から1830゜Fまでのビッカース硬さを測定し、合金9
89から導かれたのと同じ比例定数0.314を使用して降伏
強さを求めた。このようにして、合金529と参照合金989
の降伏強さを、ビッカース硬さ試験に基づいて室温から
1500゜F以上の温度に亘って比較することができた。こ
の比較の結果を第６図に示す。なお、比較のために、ブ
ラックバーン（Blackburn）らの米国特許第4,716,020号
の表Ｉの第３欄に開示されている合金Ti−25Al−10Nb−
3V−1Moの高温での降伏強さも第６図に示した。この第
６図の比較から明らかなように、本発明の合金では、ニ
オブを含有する従来技術の三チタンアルミニウム合金と
比べて、さらにはニオブ、バナジウムおよびモリブデン
を含有する改良された三チタンアルミニウム合金と比べ
ても改良された低温および高温での強さが得られる。
本発明の合金の高温強度を評価するのに使用した第二
の方法は三点曲げ試験である。サンプル番号２、３およ
び５に関して上記したのと同様に加工した三点曲げ試験
棒を真空中で1200〜1800゜Fの温度で試験した。三点曲
げ試験は、米国陸軍省規格MIL−STD−1942A（提案）
「高性能セラミックスの室温における曲げ強さ（Flexur
al Strength of High Performance Ceramics at Ambien
t Temperatures）」に従って実施した。また、サンプル
17から調製したブランクに対して、上記で引用した米国
陸軍省の規格に従って四点曲げ試験を実施した。0.2％
外側繊維降伏強さと破断時の外側繊維歪みの推定値を求
めた。この0.2％外側繊維降伏強さは外側の繊維の塑性
歪みが0.2％であるような応力である。外側繊維歪みは
延性の尺度であり、破断時に曲げ試験片の外側繊維表面
が受ける塑性変形の量である。達成することができた最
大の歪みは、装着した試験棒に対する干渉が生起する前
の曲げの量に制限があるため約５〜６％であった。
の方法は三点曲げ試験である。サンプル番号２、３およ
び５に関して上記したのと同様に加工した三点曲げ試験
棒を真空中で1200〜1800゜Fの温度で試験した。三点曲
げ試験は、米国陸軍省規格MIL−STD−1942A（提案）
「高性能セラミックスの室温における曲げ強さ（Flexur
al Strength of High Performance Ceramics at Ambien
t Temperatures）」に従って実施した。また、サンプル
17から調製したブランクに対して、上記で引用した米国
陸軍省の規格に従って四点曲げ試験を実施した。0.2％
外側繊維降伏強さと破断時の外側繊維歪みの推定値を求
めた。この0.2％外側繊維降伏強さは外側の繊維の塑性
歪みが0.2％であるような応力である。外側繊維歪みは
延性の尺度であり、破断時に曲げ試験片の外側繊維表面
が受ける塑性変形の量である。達成することができた最
大の歪みは、装着した試験棒に対する干渉が生起する前
の曲げの量に制限があるため約５〜６％であった。
この曲げ試験の較正は、従来技術の参照合金989から
調製した試験棒に対して曲げ試験を行ない、これらの結
果を合金989に対して行なった一軸引張試験（表IIに示
した）と比較することによって行なった。0.2％引張降
伏強さYTと0.2％曲げ降伏強さYBの比を温度の関数とし
てプロットしたのが第７図である。この実験データは線
形関係YT＝0.67×YBで良く一致した。
調製した試験棒に対して曲げ試験を行ない、これらの結
果を合金989に対して行なった一軸引張試験（表IIに示
した）と比較することによって行なった。0.2％引張降
伏強さYTと0.2％曲げ降伏強さYBの比を温度の関数とし
てプロットしたのが第７図である。この実験データは線
形関係YT＝0.67×YBで良く一致した。
表Ｉのサンプル２、３、５および17の組成物から調製
したブランクで得られた曲げ試験結果を下記表IVとＶに
示す。上で確立された線形関係YT＝0.67×YBを使用する
ことにより、表IVとＶに示したそれぞれの曲げ試験に対
して引張降伏強さを計算した。
したブランクで得られた曲げ試験結果を下記表IVとＶに
示す。上で確立された線形関係YT＝0.67×YBを使用する
ことにより、表IVとＶに示したそれぞれの曲げ試験に対
して引張降伏強さを計算した。
表IVはβ−１相線温度より高温で熱処理したブランク
で得られた降伏強さ試験結果を示し、一方、表Ｖはβ−
１相線温度より低温で熱処理したサンプルの試験結果を
示している。表IVと表Ｖを比較すると分かるように、本
発明の合金の降伏強さは一般にβ−１相線温度より高温
で熱処理することによって改良される。また、表IVと表
IIを比較すると、本発明の合金の引張降伏強さはニオブ
を含有する従来技術の三チタンアルミニウム合金と比べ
て200％も改良されることが分かる。
で得られた降伏強さ試験結果を示し、一方、表Ｖはβ−
１相線温度より低温で熱処理したサンプルの試験結果を
示している。表IVと表Ｖを比較すると分かるように、本
発明の合金の降伏強さは一般にβ−１相線温度より高温
で熱処理することによって改良される。また、表IVと表
IIを比較すると、本発明の合金の引張降伏強さはニオブ
を含有する従来技術の三チタンアルミニウム合金と比べ
て200％も改良されることが分かる。
標準的な金属組織学的方法を用いて本発明の合金のミ
クロ組織を検査した。表Ｉで５〜11の番号を付けたサン
プルから調製したブランクから得た金属組織学的試験片
を1800から2190゜Fまでの範囲の温度で約２時間熱処理
して、本発明の合金が低温相からβ相などのような高温
相へと変態する温度範囲を決定した。また、番号５〜11
のサンプルから調製したこれらの試験片をこれらの温度
で熱処理して、本発明の合金をその相変態温度より高温
に加熱した後冷却する場合にいかなるミクロ組織が発達
するかを決定した。このような加熱と冷却により発達す
るミクロ組織は変態ミクロ組織といわれる。
クロ組織を検査した。表Ｉで５〜11の番号を付けたサン
プルから調製したブランクから得た金属組織学的試験片
を1800から2190゜Fまでの範囲の温度で約２時間熱処理
して、本発明の合金が低温相からβ相などのような高温
相へと変態する温度範囲を決定した。また、番号５〜11
のサンプルから調製したこれらの試験片をこれらの温度
で熱処理して、本発明の合金をその相変態温度より高温
に加熱した後冷却する場合にいかなるミクロ組織が発達
するかを決定した。このような加熱と冷却により発達す
るミクロ組織は変態ミクロ組織といわれる。
表Ｉで１〜４および12〜17の番号を付けたサンプルか
ら調製したブランクから得た試験片を70〜100時間の範
囲の時間に亘り1200から2000゜Fまでの範囲の温度で熱
処理した。このように70〜100時間もの長期に亘って熱
処理したのは、本発明の合金のミクロ組織の安定性を測
定するためであった。
ら調製したブランクから得た試験片を70〜100時間の範
囲の時間に亘り1200から2000゜Fまでの範囲の温度で熱
処理した。このように70〜100時間もの長期に亘って熱
処理したのは、本発明の合金のミクロ組織の安定性を測
定するためであった。
次に、番号１〜17のサンプルから得た試験片を金属組
織学的に検査して、熱処理によっていかなる金属組織学
的な変化が生起したかを調べた。酸素による汚染を防ぐ
ためにサンプルはすべて熱処理の間カプセルに封入し
た。金属組織学的な検査結果を下記表VIに示す。
織学的に検査して、熱処理によっていかなる金属組織学
的な変化が生起したかを調べた。酸素による汚染を防ぐ
ためにサンプルはすべて熱処理の間カプセルに封入し
た。金属組織学的な検査結果を下記表VIに示す。
これらの試験片の金属組織学的検査により、ミクロ組
織の中には、安定であるか、または番号１〜４および12
〜17のサンプルから得た試験片に対して行なった長期の
アニーリングの後でも多少の再結晶を示すだけのものが
あることが示された。これらの安定なミクロ組織は、表
VI中でミクロ組織の欄にタイプ１、２または３と示し
た。別の合金では、共析晶相、結晶粒界相または非常に
鋭い針状の相にみえるものが析出した。これは表VIでタ
イプ４のミクロ組織として示した。さらにその他のサン
プル合金は、平行なラメラ相およびウィドマンステッテ
ン分解を示し、下記ではタイプ５のミクロ組織として特
徴付けた。
織の中には、安定であるか、または番号１〜４および12
〜17のサンプルから得た試験片に対して行なった長期の
アニーリングの後でも多少の再結晶を示すだけのものが
あることが示された。これらの安定なミクロ組織は、表
VI中でミクロ組織の欄にタイプ１、２または３と示し
た。別の合金では、共析晶相、結晶粒界相または非常に
鋭い針状の相にみえるものが析出した。これは表VIでタ
イプ４のミクロ組織として示した。さらにその他のサン
プル合金は、平行なラメラ相およびウィドマンステッテ
ン分解を示し、下記ではタイプ５のミクロ組織として特
徴付けた。
番号１〜５のサンプルと従来技術のサンプル合金19か
ら調製したノッチ付き試験棒に対して破壊靭性の測定を
行なった。いくつかのサンプルは下記表VIIIに示されて
いるように1200゜Fから2000゜Fまでの温度でさらに100
時間の熱処理を行なった。この試験は、1981年米国ペン
シルベニア州フィラデルフィアのアメリカ材料試験協会
（American Society for Testing and Materials）編、
ASTM規格1981年版第10部、金属−機械的、破壊および腐
蝕試験、疲労、腐蝕および摩耗、温度の影響（Metals−
Mechanical,Fracture and Corrosion testing;Fatigue:
Erosion and Wear;Effect of Temperature）、第588〜6
18頁にあるASTM標準法E399−81すなわち金属材料の平面
歪み破壊靭性の標準試験法（Standard Test Method for
Plane−Strain Fracture Toughness of Metallic Mate
rials）に従って三点曲げにより室温で実施した。しか
し、試験棒は疲労による予備亀裂を示さなかったので、
ここではKQとして表示した破壊靭性は相対値として示
す。この測定値により、本発明の合金を表Ｉで合金番号
996としたサンプル合金19と比較してランク付けするた
めの破壊靭性が推定できる。アニーリングした試験棒に
対する破壊靭性試験結果を以下の表VIIに示し、さらに1
00時間の時効化処理をした試験棒の結果を表VIIIに示
す。
ら調製したノッチ付き試験棒に対して破壊靭性の測定を
行なった。いくつかのサンプルは下記表VIIIに示されて
いるように1200゜Fから2000゜Fまでの温度でさらに100
時間の熱処理を行なった。この試験は、1981年米国ペン
シルベニア州フィラデルフィアのアメリカ材料試験協会
（American Society for Testing and Materials）編、
ASTM規格1981年版第10部、金属−機械的、破壊および腐
蝕試験、疲労、腐蝕および摩耗、温度の影響（Metals−
Mechanical,Fracture and Corrosion testing;Fatigue:
Erosion and Wear;Effect of Temperature）、第588〜6
18頁にあるASTM標準法E399−81すなわち金属材料の平面
歪み破壊靭性の標準試験法（Standard Test Method for
Plane−Strain Fracture Toughness of Metallic Mate
rials）に従って三点曲げにより室温で実施した。しか
し、試験棒は疲労による予備亀裂を示さなかったので、
ここではKQとして表示した破壊靭性は相対値として示
す。この測定値により、本発明の合金を表Ｉで合金番号
996としたサンプル合金19と比較してランク付けするた
めの破壊靭性が推定できる。アニーリングした試験棒に
対する破壊靭性試験結果を以下の表VIIに示し、さらに1
00時間の時効化処理をした試験棒の結果を表VIIIに示
す。
表VIIは、本発明の合金の中には従来技術の合金996の
破壊靭性に匹敵するものがいくつかあり、さらにはそれ
を越えるものさえあることを示している。表VIIIは、少
なくとも1800゜Fまでの温度で100時間までの長期間に亘
って加熱した本発明の合金で破壊靭性の損失は極めて少
ないことを示している。
破壊靭性に匹敵するものがいくつかあり、さらにはそれ
を越えるものさえあることを示している。表VIIIは、少
なくとも1800゜Fまでの温度で100時間までの長期間に亘
って加熱した本発明の合金で破壊靭性の損失は極めて少
ないことを示している。
本発明の合金の密度を、あるサンプルの空気中におけ
る重量とシリコーン中における重量とを比較することに
よって決定した。密度8.88g/cm3のニッケルサンプルを
標準として使用した。この密度は、下記表IXで示されて
いるいろいろな組成に対して5.0g/cm3から6.0g/cm3まで
変化していた。
る重量とシリコーン中における重量とを比較することに
よって決定した。密度8.88g/cm3のニッケルサンプルを
標準として使用した。この密度は、下記表IXで示されて
いるいろいろな組成に対して5.0g/cm3から6.0g/cm3まで
変化していた。
ブラックバーン（Blackburn）らの合金Ti−24Al−11N
b及びTi−25Al−10Nb−3V−1Moの密度はそれぞれ4.7お
よび4.64g/cm3であることが知られている。本発明の合
金の密度に関して補正した強度を、各々の合金の降伏強
さをその密度で割ることによって求めた。この補正した
強度をブラックバーン（Blackburn）らの合金の補正し
た強度と比較することができる。第８図は、本発明の合
金と従来技術の三チタンアルミニウム合金との、密度で
補正した強度の比較を示している。降伏強さ／密度比の
増大は改良点と考えられる。というのは、この材料を使
用すると、より重い材料から作製した部品と同じ強度ま
たは耐力能を与える軽量の部品を作製することができる
からである。ガスタービンの場合、密度の小さい部品を
用いると、回転部品における遠心応力が少なくなると共
にそのガスタービンの全重量が低下する。
b及びTi−25Al−10Nb−3V−1Moの密度はそれぞれ4.7お
よび4.64g/cm3であることが知られている。本発明の合
金の密度に関して補正した強度を、各々の合金の降伏強
さをその密度で割ることによって求めた。この補正した
強度をブラックバーン（Blackburn）らの合金の補正し
た強度と比較することができる。第８図は、本発明の合
金と従来技術の三チタンアルミニウム合金との、密度で
補正した強度の比較を示している。降伏強さ／密度比の
増大は改良点と考えられる。というのは、この材料を使
用すると、より重い材料から作製した部品と同じ強度ま
たは耐力能を与える軽量の部品を作製することができる
からである。ガスタービンの場合、密度の小さい部品を
用いると、回転部品における遠心応力が少なくなると共
にそのガスタービンの全重量が低下する。
第８図を参照すると分かるように、本発明の合金はニ
オブを含有する従来技術の三チタンアルミニウム合金と
比べて降伏強さ／密度の比が少なくとも50％改良されて
いる。また、本発明の合金の中にはニオブ、バナジウム
およびモリブデンを含有する従来技術の三チタンアルミ
ニウム合金と比べても改良された降伏強さ／密度の比が
得られるものがある。
オブを含有する従来技術の三チタンアルミニウム合金と
比べて降伏強さ／密度の比が少なくとも50％改良されて
いる。また、本発明の合金の中にはニオブ、バナジウム
およびモリブデンを含有する従来技術の三チタンアルミ
ニウム合金と比べても改良された降伏強さ／密度の比が
得られるものがある。
上記および図面に示した機械的特性とミクロ組織のラ
ンク付けに関する以下の議論によって、本発明の合金を
定義するチタン、アルミニウムおよびニオブの組成範囲
の臨界的意義を明らかにしよう。第６図は、室温で、さ
らに重要なことには少なくとも1500゜Fまでの温度で本
発明の合金の方が高い強度をもつことを示している。本
発明の新規な合金の強度は、従来技術によるブラックバ
ーン（Blackburn）らのTi−Al−Nb合金およびTi−Al−N
b−Ｖ−Mo合金よりも改良されている。この改良の結
果、ブラックバーン（Blackburn）らの三チタンアルミ
ニウム合金では1110゜Fまでに限定されていた作動可能
温度範囲が、本発明の合金では少なくとも1500゜Fまで
の温度に改善される。
ンク付けに関する以下の議論によって、本発明の合金を
定義するチタン、アルミニウムおよびニオブの組成範囲
の臨界的意義を明らかにしよう。第６図は、室温で、さ
らに重要なことには少なくとも1500゜Fまでの温度で本
発明の合金の方が高い強度をもつことを示している。本
発明の新規な合金の強度は、従来技術によるブラックバ
ーン（Blackburn）らのTi−Al−Nb合金およびTi−Al−N
b−Ｖ−Mo合金よりも改良されている。この改良の結
果、ブラックバーン（Blackburn）らの三チタンアルミ
ニウム合金では1110゜Fまでに限定されていた作動可能
温度範囲が、本発明の合金では少なくとも1500゜Fまで
の温度に改善される。
また、表IVに示した曲げ試験した降伏強さおよび計算
した引張降伏強さも、本発明の合金の改良された強度と
温度範囲を立証している。たとえば、合金629の引張降
伏強さは1500゜Fで110ksiと推定される。これを、表II
に示したように室温で97.8ksi、1470゜Fで52.5ksiの範
囲にある従来技術の参照合金989の引張降伏強さと比較
してみるとよい。合金629の1500゜Fにおける推定された
引張降伏強さは、低温と高温での参照合金989の降伏強
さよりかなり高い。これは従来のTi−Al−Nb合金と比べ
て強度面での大きな増大であり、その結果本発明の合金
の有用な温度範囲はほとんど400゜Fも上昇する。さら
に、これは有用な強度の増大である。すなわち、本発明
の合金の室温における破壊靭性は従来技術のTi−Al−Nb
合金に匹敵するからである。
した引張降伏強さも、本発明の合金の改良された強度と
温度範囲を立証している。たとえば、合金629の引張降
伏強さは1500゜Fで110ksiと推定される。これを、表II
に示したように室温で97.8ksi、1470゜Fで52.5ksiの範
囲にある従来技術の参照合金989の引張降伏強さと比較
してみるとよい。合金629の1500゜Fにおける推定された
引張降伏強さは、低温と高温での参照合金989の降伏強
さよりかなり高い。これは従来のTi−Al−Nb合金と比べ
て強度面での大きな増大であり、その結果本発明の合金
の有用な温度範囲はほとんど400゜Fも上昇する。さら
に、これは有用な強度の増大である。すなわち、本発明
の合金の室温における破壊靭性は従来技術のTi−Al−Nb
合金に匹敵するからである。
表IVとＶからは、本発明の合金の外側繊維歪みが従来
技術の三チタンアルミニウム合金の延性に匹敵すること
が分かる。
技術の三チタンアルミニウム合金の延性に匹敵すること
が分かる。
高温での良好な延性は、本発明の合金が直ちに熱間鍛
造できることを示している。実際、上記実施例で製造し
たブランクは優れた熱間鍛造性を有することが立証され
た。通常の方法でチタン合金のシリンダーをディスクに
熱間鍛造するには、そのシリンダーをニッケル合金鍛造
用リングに挿入して鍛造されたディスクのエッジがクラ
ッキングを起こすのを防ぐ。ニッケル合金鍛造用リング
を使用しないでいくつかのサンプル合金からブランクを
製造してみたところ、熱間鍛造中にエッジのクラッキン
グは起こらなかった。このような新規でユニークな熱間
鍛造特性によってガスタービンエンジン部品の製造が容
易になる。
造できることを示している。実際、上記実施例で製造し
たブランクは優れた熱間鍛造性を有することが立証され
た。通常の方法でチタン合金のシリンダーをディスクに
熱間鍛造するには、そのシリンダーをニッケル合金鍛造
用リングに挿入して鍛造されたディスクのエッジがクラ
ッキングを起こすのを防ぐ。ニッケル合金鍛造用リング
を使用しないでいくつかのサンプル合金からブランクを
製造してみたところ、熱間鍛造中にエッジのクラッキン
グは起こらなかった。このような新規でユニークな熱間
鍛造特性によってガスタービンエンジン部品の製造が容
易になる。
表VIのミクロ組織のランクは５つの別々のタイプに分
けた。タイプ１のミクロ組織は、斜方晶系のβ相が本発
明の他の合金より多くのβ相を含有する微細で二相にな
った等軸または針状の組織として分布していることで特
徴付けた。そのβ相は約25％までの量で存在し、一方、
斜方晶系相は存在するすべての相の少なくとも約50％の
容積分率で存在していた。タイプ２のミクロ組織はβ相
をほとんどまたはまったく含有せず、針状の度合が強く
なっており、タイプ１の組織ほどには微細ではなかっ
た。タイプ３のミクロ組織は際立って針状であり、サイ
ズはタイプ２の組織とほぼ同等である。タイプ２のミク
ロ組織の場合、斜方晶系相はその組織内に存在するすべ
ての相の少なくとも約75％の容積分率で存在していた。
タイプ３の組織はβ相を含有していなかったが、単相の
斜方晶系または、主として斜方晶系である混合α−2/斜
方晶系組織を呈していた。これらのタイプ１〜３の組織
は本発明の合金の特徴である。タイプ１〜３のミクロ組
織と表Ｉに示したような組成を有する合金を表VIに示し
た。
けた。タイプ１のミクロ組織は、斜方晶系のβ相が本発
明の他の合金より多くのβ相を含有する微細で二相にな
った等軸または針状の組織として分布していることで特
徴付けた。そのβ相は約25％までの量で存在し、一方、
斜方晶系相は存在するすべての相の少なくとも約50％の
容積分率で存在していた。タイプ２のミクロ組織はβ相
をほとんどまたはまったく含有せず、針状の度合が強く
なっており、タイプ１の組織ほどには微細ではなかっ
た。タイプ３のミクロ組織は際立って針状であり、サイ
ズはタイプ２の組織とほぼ同等である。タイプ２のミク
ロ組織の場合、斜方晶系相はその組織内に存在するすべ
ての相の少なくとも約75％の容積分率で存在していた。
タイプ３の組織はβ相を含有していなかったが、単相の
斜方晶系または、主として斜方晶系である混合α−2/斜
方晶系組織を呈していた。これらのタイプ１〜３の組織
は本発明の合金の特徴である。タイプ１〜３のミクロ組
織と表Ｉに示したような組成を有する合金を表VIに示し
た。
本発明で定義した組成物以外の合金はその微細組織中
で望ましい斜方晶系相（これが良好な破壊靭性と高温で
の卓越した強度を本発明の合金に与える）を示さない。
たとえば、合金662、921、922および924はタイプ４のミ
クロ組織を示した。タイプ４のミクロ組織は、金属組織
学的検査では決定できない相を含有していた。この未決
定の相は針状組織として存在していた。すなわち、おそ
らくは共析領域にある２つの相のパッチ、鋭い針様の相
または微細な析出である。タイプ４のミクロ組織を有す
る合金は、本発明の組成物中の濃度より高いアルミニウ
ムとニオブを組合せてもっている。合金662、921、922
および924の組成は表Ｉに示してある。
で望ましい斜方晶系相（これが良好な破壊靭性と高温で
の卓越した強度を本発明の合金に与える）を示さない。
たとえば、合金662、921、922および924はタイプ４のミ
クロ組織を示した。タイプ４のミクロ組織は、金属組織
学的検査では決定できない相を含有していた。この未決
定の相は針状組織として存在していた。すなわち、おそ
らくは共析領域にある２つの相のパッチ、鋭い針様の相
または微細な析出である。タイプ４のミクロ組織を有す
る合金は、本発明の組成物中の濃度より高いアルミニウ
ムとニオブを組合せてもっている。合金662、921、922
および924の組成は表Ｉに示してある。
合金550は、表Ｉに示した本発明の合金より低い濃度
のアルミニウムとニオブを有している。合金550は、タ
イプ１〜３のミクロ組織より粗くて鋭いタイプ５のミク
ロ組織で特徴付けられる。タイプ５のミクロ組織はウィ
ドマンステッテン組織であり、本発明の組成物の組織と
比較して木ずり様組織の間隔が粗く、従来技術によるニ
オブ含量が低めのTi−Al−Nb合金で観察されたミクロ組
織の方に似ている。また、合金550は、ウィドマンステ
ッテン変換した粒子内に微細で平行な木ずり成長の領域
も含んでいた。これらの領域は一般に脆性の機械的挙動
と関連している。
のアルミニウムとニオブを有している。合金550は、タ
イプ１〜３のミクロ組織より粗くて鋭いタイプ５のミク
ロ組織で特徴付けられる。タイプ５のミクロ組織はウィ
ドマンステッテン組織であり、本発明の組成物の組織と
比較して木ずり様組織の間隔が粗く、従来技術によるニ
オブ含量が低めのTi−Al−Nb合金で観察されたミクロ組
織の方に似ている。また、合金550は、ウィドマンステ
ッテン変換した粒子内に微細で平行な木ずり成長の領域
も含んでいた。これらの領域は一般に脆性の機械的挙動
と関連している。
したがって、本発明の合金の組成は、ニオブを含有す
る従来の三チタンアルミニウム合金より微細な望ましい
ミクロ組織内の新しい斜方晶系相を生ずるチタン、アル
ミニウムおよびニオブの臨界的な範囲を定義している。
る従来の三チタンアルミニウム合金より微細な望ましい
ミクロ組織内の新しい斜方晶系相を生ずるチタン、アル
ミニウムおよびニオブの臨界的な範囲を定義している。
ミクロ組織のランク付けにより、本発明の合金は少な
くとも1500゜Fまでの高温の不活性ガスに長期間さらす
間安定のままでいることが示された。このような温度の
空気または燃焼ガス中で長期に使用するには保護コーテ
ィングが必要となる。しかしながら、これらの合金の作
動温度範囲を1500゜Fまで拡大したことは、ブラックバ
ーン（Blackburn）らの合金の1110゜Fという作動範囲
（限界）と比べて大きな改善である。
くとも1500゜Fまでの高温の不活性ガスに長期間さらす
間安定のままでいることが示された。このような温度の
空気または燃焼ガス中で長期に使用するには保護コーテ
ィングが必要となる。しかしながら、これらの合金の作
動温度範囲を1500゜Fまで拡大したことは、ブラックバ
ーン（Blackburn）らの合金の1110゜Fという作動範囲
（限界）と比べて大きな改善である。
本発明の合金のミクロ組織と機械的性質とを比較した
ところ、タイプ１〜３の組織は各々がある種の機械的性
質の改良の特徴を表わしている。破壊靭性が最良である
が降伏強さは多少低めである合金はタイプ１のミクロ組
織をもつ。これらの合金組成は第２図の三元状態図に斜
線を付けて示した。降伏強さが最高であるが破壊靭性は
多少低めである合金はタイプ２のミクロ組織で特徴付け
られる。これらの合金組成は第３図の三元状態図で斜線
を付けて示した。高い降伏強さと容認できる程度の破壊
靭性とを組合せて有する合金はタイプ３のミクロ組織に
よって特徴付けられる。これらの合金組成は第４図の三
元状態図に斜線を引いて示した。
ところ、タイプ１〜３の組織は各々がある種の機械的性
質の改良の特徴を表わしている。破壊靭性が最良である
が降伏強さは多少低めである合金はタイプ１のミクロ組
織をもつ。これらの合金組成は第２図の三元状態図に斜
線を付けて示した。降伏強さが最高であるが破壊靭性は
多少低めである合金はタイプ２のミクロ組織で特徴付け
られる。これらの合金組成は第３図の三元状態図で斜線
を付けて示した。高い降伏強さと容認できる程度の破壊
靭性とを組合せて有する合金はタイプ３のミクロ組織に
よって特徴付けられる。これらの合金組成は第４図の三
元状態図に斜線を引いて示した。
表VIIとVIIIに示されているように、破壊靭性KQは従
来技術のTi−Al−Nb合金に匹敵するかまたはそれより優
れている。一般に、本発明の合金の降伏強さが増大する
と破壊靭性は低下する。しかし、従来のTi−Al−Nb合金
より大きく優れた強度がみられる場合破壊靭性は少なく
とも同等である。降伏強さがニオブを含有する従来の三
チタンアルミニウム合金よりほんの少しだけ高い場合、
本発明の合金の破壊靭性は極めて高くなっている。本発
明の合金では もの高い破壊靭性がみられたことは注意しておくべきで
ある。これは、従来のアルミ化三チタンの という破壊靭性より大幅に改善されている。その結果、
本発明の合金は、ガスタービンにおいて、ニオブを含有
する従来の三チタンアルミニウム合金より多くの可能な
用途を有することになる。
来技術のTi−Al−Nb合金に匹敵するかまたはそれより優
れている。一般に、本発明の合金の降伏強さが増大する
と破壊靭性は低下する。しかし、従来のTi−Al−Nb合金
より大きく優れた強度がみられる場合破壊靭性は少なく
とも同等である。降伏強さがニオブを含有する従来の三
チタンアルミニウム合金よりほんの少しだけ高い場合、
本発明の合金の破壊靭性は極めて高くなっている。本発
明の合金では もの高い破壊靭性がみられたことは注意しておくべきで
ある。これは、従来のアルミ化三チタンの という破壊靭性より大幅に改善されている。その結果、
本発明の合金は、ガスタービンにおいて、ニオブを含有
する従来の三チタンアルミニウム合金より多くの可能な
用途を有することになる。
表VIIIに示した破壊靭性の測定値は、また、本発明の
合金の組織上の安定性も立証している。100時間までの
長期間に亘って少なくとも1800゜Fまでの温度に加熱し
たノッチ付きの試験棒では、表VIIIで長期間に亘って高
温にさらして試験した合金で破壊靭性の損失がほとんど
ないことが示された。これは、本発明の合金では長期間
に亘って高温にさらされたときこの合金のミクロ組織
が、大量の脆性相や析出物の形成を伴うことなくかなり
安定のままであるということを示している。
合金の組織上の安定性も立証している。100時間までの
長期間に亘って少なくとも1800゜Fまでの温度に加熱し
たノッチ付きの試験棒では、表VIIIで長期間に亘って高
温にさらして試験した合金で破壊靭性の損失がほとんど
ないことが示された。これは、本発明の合金では長期間
に亘って高温にさらされたときこの合金のミクロ組織
が、大量の脆性相や析出物の形成を伴うことなくかなり
安定のままであるということを示している。
第８図は本発明の合金の密度で補正した強度が改良さ
れていることを示している。合金529、629及び649は、
密度で補正した強度が従来技術のTi−Al−Nb合金より50
％以上改善されている。さらに、合金629と649の密度で
補正した強度は、1300゜Fまでの温度、さらにそれ以上
の温度で従来技術のTi−Al−Nb−Ｖ−Mo合金より大幅に
改善されている。すでに説明した通り、従来技術のTi−
Al−Nb−Ｖ−Mo合金の降伏強さのデータは、ブラックバ
ーン（Blackburn）らの米国特許第4,716,020号の開示か
らとったものである。この米国特許第4,716,020号に
は、Ti−Al−Nb−Ｖ−Mo合金の1200゜Fまでの降伏強さ
が示されているだけであるが、この温度を越えると降伏
強さは急激に落ちるものと予測される。単独の添加剤の
ニオブを含有する本発明のTi3Al合金は、密度で補正し
た降伏強さが、３種の添加剤、すなわちニオブ、バナジ
ウムおよびモリブデンを含有するブラックバーン（Blac
kburn）らの米国特許第4,716,020号の三チタンアルミニ
ウムに匹敵するか、またはそれを越えているという点に
注意しておくことが肝要である。
れていることを示している。合金529、629及び649は、
密度で補正した強度が従来技術のTi−Al−Nb合金より50
％以上改善されている。さらに、合金629と649の密度で
補正した強度は、1300゜Fまでの温度、さらにそれ以上
の温度で従来技術のTi−Al−Nb−Ｖ−Mo合金より大幅に
改善されている。すでに説明した通り、従来技術のTi−
Al−Nb−Ｖ−Mo合金の降伏強さのデータは、ブラックバ
ーン（Blackburn）らの米国特許第4,716,020号の開示か
らとったものである。この米国特許第4,716,020号に
は、Ti−Al−Nb−Ｖ−Mo合金の1200゜Fまでの降伏強さ
が示されているだけであるが、この温度を越えると降伏
強さは急激に落ちるものと予測される。単独の添加剤の
ニオブを含有する本発明のTi3Al合金は、密度で補正し
た降伏強さが、３種の添加剤、すなわちニオブ、バナジ
ウムおよびモリブデンを含有するブラックバーン（Blac
kburn）らの米国特許第4,716,020号の三チタンアルミニ
ウムに匹敵するか、またはそれを越えているという点に
注意しておくことが肝要である。
以上の実施例で使用したアニーリングの時間と温度
は、本発明の合金の特性に関する最初の知識に基づいて
選択したものである。ミクロ組織の拡散動力学および加
工熱処理に対するその作用についてさらに研究すれば、
本発明の合金の機械的特性がさらに改良されることは充
分に期待できる。これは他のチタン−アルミ合金ですで
に立証されている。すなわち、各種の溶体化、冷却およ
び熱間鍛造アニーリング技術が開発されているからであ
る。
は、本発明の合金の特性に関する最初の知識に基づいて
選択したものである。ミクロ組織の拡散動力学および加
工熱処理に対するその作用についてさらに研究すれば、
本発明の合金の機械的特性がさらに改良されることは充
分に期待できる。これは他のチタン−アルミ合金ですで
に立証されている。すなわち、各種の溶体化、冷却およ
び熱間鍛造アニーリング技術が開発されているからであ
る。
当業者には明らかなように、特許請求の範囲によって
のみ規定される本発明の範囲から逸脱することなく本発
明の合金に追加の変更をなすことができる。
のみ規定される本発明の範囲から逸脱することなく本発
明の合金に追加の変更をなすことができる。
第１図は、本発明の合金の組成範囲のチタン、アルミニ
ウムおよびニオブの濃度をプロットした三軸図である。 第２図は、特に破壊靭性を改良する本発明の合金の組成
範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度をプロ
ットした三軸図である。 第３図は、特に降伏強さを改良する本発明の合金の組成
範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度をプロ
ットした三軸図である。 第４図は、破壊靭性と降伏強さを改良する本発明の合金
の組成範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度
をプロットした三軸図である。 第５図は、参照サンプル合金989に対して0.2％引張降伏
強さとビッカース硬さとの比を室温から1470゜Fまで示
したグラフである。 第６図は、室温から1600゜Fまでのサンプル合金529の推
定降伏強さを参照サンプル合金989と比較して示すグラ
フである。 第７図は、参照サンプル合金989の0.2％引張降伏強さと
参照サンプル合金989の0.2％曲げ降伏応力との比を室温
から1470゜Fまで示したグラフである。 第８図は、降伏強さと密度との比について、本発明の合
金をブラックバーン（Blackburn）らの合金と比較して
示すグラフである。
ウムおよびニオブの濃度をプロットした三軸図である。 第２図は、特に破壊靭性を改良する本発明の合金の組成
範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度をプロ
ットした三軸図である。 第３図は、特に降伏強さを改良する本発明の合金の組成
範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度をプロ
ットした三軸図である。 第４図は、破壊靭性と降伏強さを改良する本発明の合金
の組成範囲のチタン、アルミニウムおよびニオブの濃度
をプロットした三軸図である。 第５図は、参照サンプル合金989に対して0.2％引張降伏
強さとビッカース硬さとの比を室温から1470゜Fまで示
したグラフである。 第６図は、室温から1600゜Fまでのサンプル合金529の推
定降伏強さを参照サンプル合金989と比較して示すグラ
フである。 第７図は、参照サンプル合金989の0.2％引張降伏強さと
参照サンプル合金989の0.2％曲げ降伏応力との比を室温
から1470゜Fまで示したグラフである。 第８図は、降伏強さと密度との比について、本発明の合
金をブラックバーン（Blackburn）らの合金と比較して
示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭56−20138（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−96344（ＪＰ，Ａ) 米国特許2940845（ＵＳ，Ａ) 米国特許3411901（ＵＳ，Ａ) 欧州特許出願公開2225989（ＥＰ，Ａ １) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 14/00,21/00,30/00 F02C 7/00
Claims (7)
- 【請求項１】原子％で、18〜30％のアルミニウムおよび
18〜34％のニオブを含み、残部が本質的にチタンからな
るチタン−アルミ合金であって、少なくとも1500゜Fま
での温度での高い降伏強さと良好な破壊靭性を有するチ
タン−アルミ合金。 - 【請求項２】原子％で、18〜25.5％のアルミニウムおよ
び20〜34％のニオブを含み、残部が本質的にチタンから
なるチタン−アルミ合金であって、少なくとも1500゜F
までの温度での高い降伏強さと卓越した破壊靭性を有す
るチタン−アルミ合金。 - 【請求項３】原子％で、23〜30％のアルミニウムおよび
18〜28％のニオブを含み、残部が本質的にチタンからな
るチタン−アルミ合金であって、少なくとも1500゜Fま
での温度での卓越した降伏強さと良好な破壊靭性を有す
るチタン−アルミ合金。 - 【請求項４】原子％で、21〜26％のアルミニウムおよび
19.5〜28％のニオブを含み、残部が本質的にチタンから
なるチタン−アルミ合金であって、少なくとも1500゜F
までの温度での高い降伏強さと破壊靭性との卓越した組
合せを有するチタン−アルミ合金。 - 【請求項５】1700゜F〜2000゜Fの温度で鍛造可能であ
る、請求項１乃至４のいずれかに記載のチタン−アルミ
合金。 - 【請求項６】さらに、前記合金のミクロ組織内に存在す
るすべての相の少なくとも50％（容積分率）が斜方晶系
の相であることを特徴とする、請求項１乃至４のいずれ
かに記載のチタン−アルミ合金。 - 【請求項７】原子％で、18〜30％のアルミニウムおよび
18〜34％のニオブを含み、残部が本質的にチタンからな
る合金で形成されたガスタービンエンジン用部品。
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