(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
原子パーセントで、以下に示す割合の粉末成分材料を含む機材（equipment）への一軸圧力および電流の同時印加を含むことを特徴とする放電プラズマ焼結による合金部品（ＰＦ）の製造のための方法、
・アルミニウムが４２％から４９％、
・ホウ素が０．０５％から１．５％、
・タングステン、レニウム、およびジルコニウムから少なくとも１つ選択される元素が少なくとも０．２％、
・必要に応じて、クロム、ニオブ、モリブデン、ケイ素、および炭素から選択される１または複数の元素が０％から５％、
・残部がチタンであり、アルミニウムおよびチタンを除く元素の合計が０．２５％から１２％。
【請求項２】
上記材料は、以下に示す元素のうち少なくとも１つを、以下に定義される割合で含むことを特徴とする請求項１に記載の方法、
・０．２％から４％のタングステン、
・０．２％から４％のレニウム、
・０．２％から５％のジルコニウム、
・０％から３％のクロム、
・０％から５％のニオブ、
・０％から５％のモリブデン、
・０％から２％のケイ素、
・０％から１％の炭素。
【請求項３】
上記材料は、原子パーセントで、チタンが４９．９２％、アルミニウムが４８．００％、タングステンが２．００％、ホウ素が０．０８％、という割合であることを特徴とする請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
（ａ）請求項１から３のいずれかにおいて定義された組成を選択するステップ、
（ｂ）３０ＭＰａ以上の圧力をかけ、温度を１２００℃から１４００℃の間の目標温度に連続的に上昇させるステップ、
（ｃ）上記目標温度を少なくとも１分間維持するステップ、
（ｄ）温度および圧力を周囲条件に戻すステップ、を含むことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の方法。
【請求項５】
上記（ｂ）のステップの間に８０ＭＰａから１２０ＭＰａの間の圧力がかけられることを特徴とする請求項４に記載の方法。
【請求項６】
上記（ｂ）のステップの間において、５分未満の期間で連続的に圧力が増加することを特徴とする請求項４または５に記載の方法。
【請求項７】
上記（ｂ）のステップの間において、１０℃／分から４０℃／分の範囲で温度の上昇速度が減少する、上記目標温度に到達する前の最後の３分間を除いて、温度の上昇速度が８０℃／分から１２０℃／分の範囲であることを特徴とする請求項４から６のいずれか１項に記載の方法。
【請求項８】
上記（ｃ）のステップの間、上記温度は、上記目標温度で２分間維持されることを特徴とする請求項４から７のいずれか１項に記載の方法。
【請求項９】
タービン羽根の製造のための、請求項１から８のいずれか１項に記載の方法の利用。
【請求項１０】
内部燃焼エンジンのバルブの製造のための、請求項１から８のいずれか１項に記載の方法の利用。
【請求項１１】
ターボチャージャーのタービンホイールの製造のための、請求項１から８のいずれか１項に記載の方法の利用。
【請求項１２】
ピストンピンの製造のための、請求項１から８のいずれか１項に記載の方法の利用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、部品製造のための構造材料としての使用を見込んだ、チタン−アルミニウム（ＴｉＡｌ）合金の製造に関し、例えば、航空学の分野において飛行機またはヘリコプターのエンジンのタービン羽根の製造のために使用されたり、自動車の分野においてバルブの製造に使用されたりする。
【背景技術】
【０００２】
上記のタイプの産業、特に、超高温および超高圧に曝される部品の製造における問題は、使用される材料の質と関係している。
【０００３】
１９８０年代から、ＴｉＡｌ合金は、タービン羽根に５０年以上使用されていた単結晶ニッケル系超合金に取って代わるための多大な研究努力の対象とされてきた。ＴｉＡｌ合金は、超合金の半分の密度であるという利点を有する。ＴｉＡｌ合金の使用は、エンジンの効率を向上させ、構造を分かり易くし、燃料を節約し、騒音および温室効果ガスの排出を減少させる。今日、ほとんどのエンジンの製造業者は、最新の飛行機のエンジンにＴｉＡｌ合金のタービン羽根を組み込んでいる。今日まで、これらのタービン羽根のすべてが、ＧＥタイプの化学的組成（４６から４８％のアルミニウム、２％のニオブ、２％のクロム、残りがチタン）を有し、鋳造プロセスと、それに続く熱処理とによって開発されていた。
【０００４】
ＧＥタイプの合金の鋳造は、飛行機のエンジンの低圧段階のタービン羽根の製造を可能とする。ＧＥタイプの合金は、大部分、または全体的に層状の微細構造が存在するために、高いクリープ性能を有する。それゆえに、より高圧および高温に耐えるエンジンのエンジン段階への組み込みは、より高い性能の材料、特に、より抗酸化性能の高い材料から作られるタービン羽根の製造を意味する。それゆえに、ニオブのような元素、および／または、タングステンのような耐火性元素の量が増えることとなる。このような耐火性元素をドープした合金は、鋳造によって、高抵抗に起因する低延性という特徴を備えるため、現時点で、飛行機のエンジンの他のステージのタービン羽根への使用ができない。
【０００５】
比較的複雑な平衡状態図のために、特性に重要な役割を果たすＴｉＡｌ合金の微細構造は、合金が受けた熱履歴、および、使用した開発方法に大きく依存する。熱処理の温度の上昇のために、二元状態図によって説明される従来の組成として、二層性（γ＋α２）微細構造、二重（γ＋層状）微細構造、および層状微細構造が得られる。γ相は、二次のＬ１０構造であり、α相は不規則な六方晶系ＤＯ１９構造であり、α２相は規則的な六方晶系ＤＯ１９構造である。層状構造は、α結晶粒の冷却中に得られる。
【０００６】
鋳造または指向性凝固のような凝固プロセスは、結晶粒の縦軸に対して垂直な界面を有する、長形かつ層状の結晶粒が形成された円柱構造の形成を可能にする。研究は、最も有効な微細構造が、結晶学的な結晶粒が数ダースミクロンのサイズを有し、層状の結晶粒が排他的に形成される、または、層状の結晶粒が高比率で形成される微細構造であることを示す。また、一連の熱処理によって得られる小さい結晶粒を有する層状の微細構造が、極めて珍しい、高い力学的強度および約５％の延性を有することが明らかとなっている。
【０００７】
層状の微細構造を得ることの困難さの１つは、α領域に入っている間に交差すると推定される平衡状態図のα変態点（約１３２５〜１３５０℃、合金の化学的組成に依存する）が、１００ミクロンを超える非常に速い結晶粒の拡張を引き起こす、という事実に起因する。
【０００８】
温度制御（７００〜８００℃）下でのＴｉＡｌ合金のクリープの安定性に関して、拡散が上昇メカニズムによる転位（dislocations）の移動における重要な役割を果たすこと、これにより、超高比率の結晶粒の境界（boundaries）または界面（interfaces）が、ギャップの存在によって拡散を促進するために、この境界または界面が、クリープの安定性に対して有害であることが明らかとなっている。
【０００９】
１９９０年代から、様々な実行プロセスによって開発された、様々な化学的組成のＴｉＡｌ合金の非常に多くの研究が発表されている。しばしば、いくつかの開発されたルート（製錬、鋳造、鍛造、粉末冶金（ＰＭ））が、これらのグレードのいくつかに応用されている（Microstructure and deformation of two-phase γ-titanium aluminides, APPEL F, WAGNER R, Mar. Sci. Eng., R22, 5, 1998）。表１は、このレビューにて引用された合金の機械的特性を比較している。数字は、室温での強度および延性を示している。クリープの安定性は、７００〜７５０℃の温度範囲のものである。この表において、ＹＳの列の値は、０．２％の変形での降伏強度（ＭＰａ）を示し、ＲＭの列の値は抗張力（ＭＰａ）を示し、Ａの列の値は、試験中の材料の破裂における伸びである。
【００１０】
【表１】
0006445542.tif 000002
【００１１】
以下の、チタンおよびアルミニウムのみを含む二元合金の予備的な研究において、社会（the community）は、アルミニウムを４６〜４８原子％含み、さらに２％のニオブと２％のクロムを含むことによって特徴付けられる、ＧＥタイプのグレードに、その努力を集中させた。研究は、加工された疑似層構造（textured quasi-lamellar）および二重の微細構造をそれぞれが有する２つの粉末鋳造および冶金の方法を比較することによって、このＧＥタイプの合金に対して行われる。表１の最初の２つの行は、これらの合金の特性を要約している。これら２つの合金の延性は低く、鋳造によって開発された合金のみが十分なクリープの安定性を有していることが確認されている。
【００１２】
その後、ニオブを含む合金（ＴＮＢ：Ｔｉ−４５Ａｌ−（５−１０）Ｎｂと呼称する）が、薄膜の製造のために、鍛造方法との組み合わせで開発された。固体材料において、最良のクリープの結果が炭素を含む押し出し合金で得られた。例えば、クリープ速度は、７００℃、５００ＭＰａの条件で６×１０−９ｓ−１であるが、これらの合金の延性は平均で０．６９％であり、ひずみが０．３４％である脆いサンプルを有する（Strength properties of a precipitation hardened high niobium containing titanium aluminide alloy, PAUL J, OEHRING M, HOPPE R, APPEL F, Gamma Titanium Aluminides 2003, 403, TMS, 2003）。この最後の文献において、鋳造方法に固有の特性である強い散乱を示す３３のサンプルの張力曲線が報告された。同じグループによって、粉末冶金によって得られた、巻き上げたシート状のＴＮＢ合金の興味深い特性、すなわち、７００℃、２２５ＭＰａの条件下で、延性が２．５％、クリープ速度が４．２×１０−８Ｓ−１であることが測定されている（表１の４行目）。これらの良好な特性は、小さいサイズ（５μｍ）のγ結晶粒が形成された微細構造に関係する。
【００１３】
２つのアイデア、すなわち、結晶粒のサイズを減少させ得るとともに、転位を有する重金属元素の相互作用によって、高温転位の流動性を減少させるβ凝固に基づく研究が、重金属を含む合金に集中している。これは、ＡＢＢタイプの合金（米国特許第５，２８６，４４３号明細書、および米国特許５，２０７，９８２号明細書）およびＧ４合金（フランス特許第２７３２０３８号明細書）のケースである。ＡＢＢタイプの合金は、２原子％のタングステン、および、０．５原子％未満のケイ素およびホウ素を含む。
【００１４】
組成がＴｉ−４７Ａｌ−２Ｗ−０．５ＳｉであるＡＢＢファミリーの合金は、詳細に研究されている。この組成は、層状の結晶粒、羽毛状の構造、およびγ領域が形成された、優れた微細構造を有し、さらに、傑出したクリープの安定性を有するが、延性は非常に限定される。Ｇ４タイプの合金は、１原子％のタングステン、１原子％のレニウム、および０．２原子％のケイ素を含む。これらの合金は、傑出したクリープ性能をもたらし、同様に、２０℃で１．２％という妥当な延性をもたらす。これらのＧ４合金の非常に興味深い点は、ＡＢＢタイプの合金と異なり、機械的特性が、超高温の均質化処理を伴わない単純構造状態において最上であるという事実からもたらされる。いくらかの屈曲性、特に、多数の樹枝状結晶の織合わせを有する鋳造構造によって、機械的特性の際立った増進が得られるということが分かる。凝固中において、レニウムは樹枝状結晶間領域中に発せられる一方、タングステンは樹枝状結晶中に隔離されるので、レニウムおよびタングステンの比率は、同程度とすることが望ましい。
【００１５】
或る合金は例外的な特性をもたらすが、これらを得るための方法は複雑であり、コスト競争のために産業化することが困難である。表１の７行目は、指向性凝固によって得られた合金の特性を示している。これらの微細構造は、凝固の方向に沿って伸張された層状の結晶粒が形成されている。Ｔｉ−４６Ａｌ−１Ｍｏ−０．５Ｓｉの組成の合金は、室温で２５％以上の破断点伸びを示し、クリープ強さが７５０℃、２４０ＭＰａで３．５×１０−１０ｓ−１である。
【００１６】
最後に、別の粉末冶金の方法が近年研究されている。ＡＲＣＡＭと呼ばれる方法は、ＳＰＳ（Spark Plasma Sintering、放電プラズマ焼結）のような、部分的に複雑な形状を与える技術である電子ビームによる粉末の溶解を含む。この方法で高密度にしたＧＥタイプの合金の張力テストの結果は、延性が約１．２％であり、降伏強度が約３５０ＭＰａである。この方法における欠点の１つは、アルミニウムを濃化する製錬中における、特性において非常に重大なアルミニウムの減損（一般的に２原子％）である。また、この方法の実行には、高い製造コストを伴う真空室が必要となる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明は、このような従来技術の欠点を軽減することを目的とする。特に、本発明は、興味深い機械的特性をもたらす部品を製造するための手段、特に、室温において、０．２％での約４００ＭＰａの降伏強度、約１．５％の破断点伸び、７００℃、３００ＭＰａ下、および、７５０℃、２００ＭＰａ下でのクリープ、並びに、少なくとも４００時間の破断前時間（a time before rupture）という条件を満たす、飛行機のエンジン製造のニーズを提供することを目的とする。すなわち、本発明の目的は、特に、室温での延性および熱抵抗の点で傑出した特性を有する部品を提供することにある。
【００１８】
本発明において、「部品」とは、機械的な部品（タービン羽根、バルブなど）、機械的な部品の一部（バルブの頭部など）、またはその他のいくつかの機械的な部品（いくつかのタービン羽根、バルブ、または機械的部品の組み立て品（特に、複雑な機械的部品）の製品）といった、機械的部品のための半製品としてその後に使用されることが意図される、本発明によって得られるすべての製造品を示す。ここで、機械的な構成部品を機械加工するために使用され得る円盤、ブロック、棒などの基本要素もまた、部品であるとみなされる。
【００１９】
また、本発明に係る方法は、微細構造の高レベルな均質性をもたらす部品を得て、傑出した機械的特性の再現性を得ることを目的とする。
【００２０】
本発明によれば、低コスト、および、方法の実行によって可能となる手段の信頼性を特徴とする方法を提供することに好都合である。
【００２１】
また、本発明に係る方法は、製造速度を速めることに好都合であり、次の熱処理をすることなく部品の製造を可能とする。これにより、タービン羽根の予備的形成品を直接製造することができるので、機械加工を制限することができる。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
この目的のために、本発明に係る、放電プラズマ焼結による合金部品（ＰＦ）の製造のための方法は、原子パーセントで、以下に示す割合の粉末成分材料を含む機材（equipment）への一軸圧力および電流の同時印加を含む、
・アルミニウムが４２％から４９％、
・ホウ素が０．０５％から１．５％、
・タングステン、レニウム、およびジルコニウムから少なくとも１つ選択される元素が少なくとも０．２％、
・必要に応じて、クロム、ニオブ、モリブデン、ケイ素、および炭素から選択される１または複数の元素が０％から５％、
・残部がチタンであり、アルミニウムおよびチタンを除く元素の合計が０．２５％から１２％。
【００２３】
これにより、本発明は、真にオリジナルな方法で、特有の化学的組成をもたらすチタンおよびアルミニウム系合金と放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）を用いた製造方法とを結びつける。驚くべきことに、上記の方法は、航空エンジンの製造業者の要求に十分に応える機械的な特性を有する部品を得ることができる。
【００２４】
本発明に係る方法を用いる材料の化学的組成は、タングステンのような、比較的低コストの元素に基づく。
【００２５】
鋳造によって従来のように製造されたＴｉＡｌ合金は、延性／クリープの安定性の折衷（compromise）、および、微細構造の再現性に関して、本発明に係る方法によって得られた合金に比べて有効でない。加えて、この方法（鋳造）は、ＳＰＳを用いる方法に比べて、熱処理、および、材料へのより多くの機械加工を合金に加える必要がある。
【００２６】
ここで、放電プラズマ焼結を用いる方法と結びつけられる粉末冶金（ＰＭを用いる方法）の利用によって、本発明によって選択される合金の微細構造を精製および均質化することができ、該微細構造に対して、より高度な温度制御を実行することができる。電流は、粉末材料および／または機材（equipment）中に直接流れ、これにより、材料の温度が上昇する。
【００２７】
鍛造および電子ビームによる粉末溶解といった、考えられる他の方法は、当分の間、本発明に係る方法から得られるものと同程度の高さの性能を有するタービン羽根の製造、および、合金の結合生産にはつながらない。
【００２８】
本発明に係る方法から得られる合金部品（ＰＦ）は、５原子％未満の量の重元素と、ごく微量（０．０５原子％から１．５原子％）のホウ素を含む。これにより、クリープ抵抗、および、結晶粒の小さい層状の微細構造につながる。本発明のさらに別の利点として、本発明に係る方法から得られた合金は、該結晶粒を有する良質な微細構造を得るためにホウ素を含むため、低グレードのアルミニウムの系統的な探索、例えば、β凝固の促進が不要であるということがある。既存の合金と比較されるオリジナルの特徴は、延性および酸化抵抗に関して興味深い特性を有する、高グレードのアルミニウムを提供することができる。
【００２９】
化学的組成−発明に係る放電プラズマ焼結結合による高密度化は、例外的な機械的特性を有する、特徴的な微細構造を合金にもたらすことができる。周辺のγ領域によって取り囲まれた小さい層状の結晶粒が形成される。クレームされた化学的組成を有するこの方法の組み合わせによって、従来技術による合金部品より高品質な部品を得ることができる。実際、クレームされた方法と同じ化学的組成を有する部品であって、従来の熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）と結び付けられる粉末冶金（ＰＭ）を用いた方法によって開発された部品は、例外的な特性をもたらさないので、該特性が、本発明に係る方法によって得られたオリジナルの特性であることは確かである。
【００３０】
良質の層状の微細構造を得る本発明に係る方法は、結晶粒の拡張を制限し、室温において、本質的に熱耐性があるγ相を有し、室温での延性および高温でのクリープの安定性の間の良好な折衷と同様に、良好な機械的特性の再現性を有する。
【００３１】
好ましくは、本発明に係る方法において使用される材料は、以下に示す元素のうち少なくとも１つを、以下に定義される割合で含む、
・０．２％から４％のタングステン、
・０．２％から４％のレニウム、
・０．２％から５％のジルコニウム、
・０％から３％のクロム、
・０％から５％のニオブ、
・０％から５％のモリブデン、
・０％から２％のケイ素、
・０％から１％の炭素。
【００３２】
或る実施形態において、本発明に係る方法において使用される材料は、原子パーセントで、チタンが４９．９２％、アルミニウムが４８．００％、タングステンが２．００％、ホウ素が０．０８％、という割合である。
【００３３】
好ましくは、本発明に係る方法は、以下に示すステップを含む、
（ａ）本発明において上記のように定義された複数の組成から選ばれる組成を選択するステップ、
（ｂ）３０ＭＰａ以上の圧力をかけ、温度を１２００℃から１４００℃の間の目標温度に連続的に上昇させるステップ、
（ｃ）上記目標温度を少なくとも１分間維持するステップ、
（ｄ）温度および圧力を周囲条件に戻すステップ。
【００３４】
本発明に係る方法の或る実施形態において、ステップ（ｂ）の間に８０ＭＰａから１２０ＭＰａの間の圧力がかけられる。好ましくは、ステップ（ｂ）の間において、５分未満の期間で連続的に圧力が増加する。
【００３５】
本発明に係る方法のさらに別の実施形態において、ステップ（ｂ）の間、温度が８０℃／分から１２０℃／分の範囲で上昇する。
【００３６】
好ましくは、ステップ（ｃ）において、対象物の温度は２分間維持される。
【００３７】
本発明に係る方法は、タービン羽根の予備的形成品、および／または、ターボチャージャーのタービンホイール、および／または、バルブ（または、少なくともバルブの頭部）、および／または、ピストンピンの製造のために有用である。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
本発明の他の特徴および利点は、これ以降の記載を読むことで現れるだろう。該記載は単なる例証であり、本発明に係る方法を特徴付ける図１から図７に関して解釈されるべきである。
【図１】図１は、本発明において実行されるＳＰＳサイクルにおいて時間毎に測定された圧力および温度の変化を示す図である。
【図２】図２は、本発明に係る方法によって得られる部品の微細構造のＳＥＭ（Scanning Electron Microscopyの頭字語化、走査電子顕微鏡法）によって得られた画像を、異なる拡大率で示す図である。
【図３】図３は、本発明に係る方法によって得られる部品の、ＳＥＭおよびＴＥＭ（Transmission Electron Microscopyの頭字語化、透過型電子顕微鏡法）によって得られた広範囲の微細構造を示す図である。
【図４】図４は、ＴＥＭによって観測される、本発明に係る方法によって得られる部品の微細構造の、層状の結晶粒間に凝結しているＢ２相を含む周辺のγ領域を示す図である。
【図５】図５は、本発明に係る方法によって得られる部品の、ＥＤＳ−ＳＥＭ（Energy Dispersive X-Ray Spectroscopy - Scanning Electron Microscopyの略、エネルギー分散型Ｘ線分析−走査電子顕微鏡法）による局所的な化学分析を示す図である。
【図６】図６は、本発明に係る方法によって得られた合金の２つのサンプルで得られた、環境温度での張力曲線を示す図である。
【図７】図７は、本発明に係る方法によって得られた合金の２つのサンプルで得られた、環境温度でのクリープ曲線を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３９】
ここで、ＳＰＳ（Spark Plasma Sintering、放電プラズマ焼結、フランス語でfrittage flash）の名前で知られる方法による、粉末材料からのチタンおよびアルミニウム系合金の部品の製造において、オリジナルの方法を提案する。利用される合金は、原子パーセントで、以下の割合を有する、
・アルミニウムが４２％から４９％、
・ホウ素が０．０５％から１．５％、
・タングステン、レニウム、およびジルコニウムから少なくとも１つ選択される元素が少なくとも０．２％、
・必要に応じて、クロム、ニオブ、モリブデン、ケイ素、および炭素から選択される１または複数の元素が０％から５％、残部がチタンであり、アルミニウムおよびチタンを除く元素の合計が０．２５％から１２％。
【００４０】
この材料は、５原子％未満の量の重元素と、ごく微量（０．０５原子％から１．５原子％）のホウ素を含む。好ましくは、該材料は、チタン、アルミニウム、およびホウ素に加えて、以下に示す元素の少なくとも１つを、以下に定義される割合で含む、
・０．２％から４％のタングステン、
・０．２％から４％のレニウム、
・０．２％から５％のジルコニウム、
・０％から３％のクロム、
・０％から５％のニオブ、
・０％から５％のモリブデン、
・０％から２％のケイ素、
・０％から１％の炭素。
【００４１】
さらに好ましくは、組成はＴｉ４９．９２Ａｌ４８Ｗ２Ｂ０．０８である。
【００４２】
小さい結晶粒を有する層状構造の合金は、本発明に係る単純なＳＰＳサイクルによって得られる。本発明において使用される該ＳＰＳサイクルでは、国際出願ＷＯ２０１２／１３１６２５に記載されている方法に基づき、互いに金型（die）の内側に向かってスライドする少なくとも２つのピストン（Ｐ１，Ｐ２）によって、一軸圧力が直接または力伝達部品を介して加えられる。上記ピストンおよび／または上記力伝達部品は、材料に接触する軸受け面をもたらし、製造される部品の形状を定義するために互いに連携する。より具体的には、本書面の図３、図４、および図６に示すものと同程度に複雑な部品を作るために動作する装置に関する上記国際出願（１０頁１２行目から１２頁４行目）の記載を参考とする。この先行国際出願の図１は、上記装置によって得ることができる部品を示す。
【００４３】
この装置は、複雑な形状を有する金属部品の製造を可能とするという利点をもたらす。しかしながら、本発明を実行するためのＳＰＳを用いた方法について、異なる装置を用いることが想定される。
【００４４】
単純または複雑な外面的形態を有する部品のためのＳＰＳを用いた方法は、今まで、上記のように定義された組成の材料を使用していなかった。製造方法と特徴的な合金との組み合わせは、以降に示すような例外的な機械的特性を有する合金部品を提供する。
【００４５】
ＷＯ２０１１／１３１６２５に記載およびクレームされた装置には、図１に示すサイクルに係るＳＰＳを用いた方法が使用される。この図面において、ｔ＝０の時間において、１００ＭＰａの圧力が装置に挿入された合金に対して急速に加えられ、該合金が加圧された後で、温度の上昇が始まる。該圧力の上昇は約２分間続く。該温度の上昇は、約１００℃／分の基準速度で、対応する装置に電流を流すことによって得られる。ただし、組み立て部品の熱慣性を考慮し、基準温度を超えることを避けるために、基準速度が２５℃／分に減少する、目標に到達する前の最後の３分間を除く。該温度の上昇は、粉末材料に電流を直接流すことによって、または、粉末材料と熱交換を行う金型に電流を流すことによって得ることができる。約２分間の目標温度（１３５５℃）の維持の後、加圧および加熱が停止される。３０分未満のうちに、高密度化のテストが終了し、サンプルが利用可能となる。なお、図１は、材料の中心温度よりも低い測定温度を示しているが、測定温度と材料中の温度との間の温度差は既知であるため、較正可能である。
【００４６】
得られる部品を構成する合金は、走査電子顕微鏡法による画像を異なる拡大率で提供する図２に示される微細構造を有する。強い白のコントラストで示される、Ｂ２相の凝結を含む周辺のγ領域によって取り囲まれた層状の結晶粒が形成される。層状の結晶粒は平均して３０μｍのサイズを有する。周辺のγ領域は、細長い形状（数マイクロｍ）である。層状領域において、ホウ化物である低コントラストのバンドが確認される（図２ｄのＢＯ）。
【００４７】
図３は、走査電子顕微鏡および透過型電子顕微鏡によって得られる同じ領域を示す。一般的に、層状領域はありきたりの外観を有する。すなわち、平均して０．１５μｍの幅を有するラメラが形成され、極めて真っ直ぐな界面によって分離される。該層状領域のα２相の割合は約１０％である。γ相の拡張が層状の結晶粒の間の境界において確認される周辺領域は図４において詳細に示される。
【００４８】
図５はＥＤＳ−ＳＥＭによる化学的組成の局所的分析を示す。タングステンは、Ｂ２相およびα２相においてより高い割合で存在すべきであるにもかかわらず、すべての相に明瞭かつ均等に存在している。
【００４９】
該微細構造の形成メカニズムは、該組成に対応する平衡状態図が完全に知られているわけではないため、完全には明らかになっていない。該形成メカニズムに関する研究は進行中である。しかしながら、１３５５℃への温度上昇は、α変態点の交差を可能とするとみなされている。しかしながら、このα単相領域が存在しない、または、変態の反応速度が遅すぎるために、１３５５℃において、α結晶粒の周囲にβ領域が維持されることは確実であると考えられる。α結晶粒の拡張の制限は、ホウ素だけでなく、おそらくこの残りの相の存在のために起こる。冷却中に、２つの変態が起こる。すなわち、ホウ化物の存在によって促進される層状変態と、γ＋Ｂ２におけるβ周辺領域の変態である。
【００５０】
図６および図７は、室温での張力曲線、および、７００℃、３００ＭＰａ下でのクリープ曲線を示すことによる、該合金の例外的な機械的特性を示す図である。これらの場合において、異なるＳＰＳディスクから引き抜かれたサンプルにおいて得られた２つの曲線が記載されている。第２のクリープテストは、電子顕微鏡法による微細構造の変形を検出可能とするために、および、良好なクリープの性質の説明を試みるために、１．５％で中断された。部分的に重なる曲線は、ＳＰＳを用いた方法によって得られたサンプルの機械的特性の高い再現性を示す。室温での張力曲線は、１．６％の破断点伸び、４９６ＭＰａの降伏強度、および６４６ＭＰａの抗張力を与える。７００℃、３００ＭＰａ下でのクリープにおいて、二次速度（secondary rate）は３．７×１０−９ｓ−１であり、破断前時間は、異例の４０７６時間である。加えて、７５０℃でのクリープ速度が測定された。該クリープ速度は、１２０ＭＰａ下で２．３×１０−９ｓ−１であり、２００ＭＰａ下で５．８×１０−９ｓ−１であり、これらは、本発明に係る部品の傑出したクリープの安定性を示す値である。
【００５１】
以下に示す表は、Ｔｉ４９．９２Ａｌ４８Ｗ２Ｂ０．０８の組成を有する本発明によって得られる張力およびクリープの結果をまとめたものである。
【００５２】
【表２】
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【００５３】
【表３】
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【００５４】
これらの傑出した結果は、本発明の分野の当業者に対して、高温に適した本発明の興味深い点をよく理解させることができる。
【００５５】
得られた延性は、（ｉ）実質的な変形量を受け入れる周辺のγ領域の存在、（ii）変形可能でもある層状領域（ラメラのサイズより相当に広い）の特性、（iii）破断による内部圧力を生み出すパイル（piles）の形成を制限する層状の結晶粒のサイズの減少、によって説明可能である。例外的なクリープの安定性は、層状構造の強度、および、変形するγ金型（die）におけるタングステンの良好な散乱によって説明可能である。以下に示す本発明に係る方法によって得られる微細構造の特徴的な寸法、すなわち、結晶粒のサイズおよびラメラの幅は、散乱の影響、および、十分な結晶粒の界面によって転位が容易でないため、並びに、境界が転位による移動を妨げるため、理想に近いものとなる。
【００５６】
以下に示す本発明に係る方法によって、合金部品が製造され得る。この部品は、飛行機のエンジンのタービン羽根のための上述した必要性に対応する特性を上回る特性をもたらし（室温において、０．２％での約４００ＭＰａの降伏強度、約１．５％の破断点伸び、７００℃、３００ＭＰａ下、および、７５０℃、２００ＭＰａ下でのクリープ、並びに、少なくとも４００時間の破断前時間）、さらに、必要な特性のすべてを容易に満たすだろう。
【００５７】
本発明は、当然、限定しない例として上述した実施形態における好ましい形状、および、言及した実施形態に限定されない。また、本発明は、特許請求の範囲の記載から当業者が想到できるすべての実施形態に関する。
【図１】
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【図２ａ）】
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【図２ｂ）】
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【図２ｃ）】
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【図２ｄ）】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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