JP2001316743A - ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼 - Google Patents
ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 強度に優れるとともに室温での靭性、特に室
温での衝撃特性の向上したＴｉＡｌ基合金及びその製造
方法並びにそれを用いた動翼を提供する。 【解決手段】 α2相とγ相が交互に積層された平均粒
径１〜５０μｍのラメラー粒が密に配列して成る微細組
織を有するＴｉＡｌ基合金とする。合金組成はＴｉ−
（４２〜４８）Ａｌ−（５〜１０）（Ｃｒ及び／又は
Ｖ）あるいはＴｉ−（３８〜４３）Ａｌ−（４〜１０）
Ｍｎとする。α相又は（α＋β）相の平衡温度領域に保
持した後、冷却過程で高速塑性加工することにより得ら
れる。
温での衝撃特性の向上したＴｉＡｌ基合金及びその製造
方法並びにそれを用いた動翼を提供する。 【解決手段】 α2相とγ相が交互に積層された平均粒
径１〜５０μｍのラメラー粒が密に配列して成る微細組
織を有するＴｉＡｌ基合金とする。合金組成はＴｉ−
（４２〜４８）Ａｌ−（５〜１０）（Ｃｒ及び／又は
Ｖ）あるいはＴｉ−（３８〜４３）Ａｌ−（４〜１０）
Ｍｎとする。α相又は（α＋β）相の平衡温度領域に保
持した後、冷却過程で高速塑性加工することにより得ら
れる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＴｉＡｌ基合金及
びその製造方法並びにそれを用いた動翼に関するもので
ある。
びその製造方法並びにそれを用いた動翼に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】近年、過給機やタービン等の動翼や航空
機に用いる材料として、軽量（比重約４）で耐熱性に優
れるＴｉＡｌ基合金が注目されている。特に、大型の回
転動翼の場合、動翼の構成部材が軽量であるほど遠心応
力が少なくなるので、最高到達回転数の向上や動翼の大
面積化、さらには動翼のディスク部分への負荷応力の低
減を図ることができる。
機に用いる材料として、軽量（比重約４）で耐熱性に優
れるＴｉＡｌ基合金が注目されている。特に、大型の回
転動翼の場合、動翼の構成部材が軽量であるほど遠心応
力が少なくなるので、最高到達回転数の向上や動翼の大
面積化、さらには動翼のディスク部分への負荷応力の低
減を図ることができる。
【０００３】このＴｉＡｌ基合金は、高温強度に優れた
金属間化合物であるＴｉＡｌやＴｉ 3 Ａｌを主体とする
合金であり、上述の如く耐熱性に優れているが、室温で
の延性に劣るという問題があり、従来からその対策とし
て組織の制御や第３元素の添加が種々行われている。例
えば、特開平６−４９５６５号公報には、ＴｉＡｌ基合
金の常温延性を向上させるため第３元素としてＣｒやＶ
を添加し、さらに強度の向上を図るため、ＴｉＡｌ相と
Ｔｉ3 Ａｌ相を交互に積層して成る層状組織（ラメラー
相）領域を金属組織中に形成させる技術が開示されてい
る。又、Kim は、平均粒径３０〜３０００μｍのラメラ
ー粒を有するＴｉＡｌ合金において、ラメラー粒の平均
粒径が大きくなるほど、室温での延性と引張応力が低下
することを報告している (Young-Won Kim.Intermetalli
cs. (6) 1998 pp.623-628.)。
金属間化合物であるＴｉＡｌやＴｉ 3 Ａｌを主体とする
合金であり、上述の如く耐熱性に優れているが、室温で
の延性に劣るという問題があり、従来からその対策とし
て組織の制御や第３元素の添加が種々行われている。例
えば、特開平６−４９５６５号公報には、ＴｉＡｌ基合
金の常温延性を向上させるため第３元素としてＣｒやＶ
を添加し、さらに強度の向上を図るため、ＴｉＡｌ相と
Ｔｉ3 Ａｌ相を交互に積層して成る層状組織（ラメラー
相）領域を金属組織中に形成させる技術が開示されてい
る。又、Kim は、平均粒径３０〜３０００μｍのラメラ
ー粒を有するＴｉＡｌ合金において、ラメラー粒の平均
粒径が大きくなるほど、室温での延性と引張応力が低下
することを報告している (Young-Won Kim.Intermetalli
cs. (6) 1998 pp.623-628.)。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た従来技術の場合、室温での延性向上の点ではなお不充
分なものがあった。特に、産業用のエンジン等に用いる
動翼では、運転時に該動翼にスラッジ等の異物が衝突し
たり、動翼の製造時においてディスクの外周に翼をハン
マーで植え付ける際の衝撃で翼が破壊することがあるの
で、ＴｉＡｌ基合金の衝撃特性を向上させることが必要
になってくる。ところが、上記従来技術では、かかる衝
撃特性を向上させることは困難であった。
た従来技術の場合、室温での延性向上の点ではなお不充
分なものがあった。特に、産業用のエンジン等に用いる
動翼では、運転時に該動翼にスラッジ等の異物が衝突し
たり、動翼の製造時においてディスクの外周に翼をハン
マーで植え付ける際の衝撃で翼が破壊することがあるの
で、ＴｉＡｌ基合金の衝撃特性を向上させることが必要
になってくる。ところが、上記従来技術では、かかる衝
撃特性を向上させることは困難であった。
【０００５】又、従来、ＴｉＡｌ基合金は鋳造によって
製造されることが多いが、鋳造組織は一般に粗大であ
り、材料の衝撃特性がさらに低下する傾向にあった。そ
して、鋳造の場合、自動車部品等の小型部品の製造は比
較的容易であるが、鋳型への湯流れの問題から、大型部
品の製造が困難であった。一方、ＴｉＡｌ基合金の鍛造
方法として恒温鍛造も一般に用いられている。ここで、
ラメラー組織を発達させるためにはα相が存在する領域
を経る必要があるが、恒温鍛造では装置の問題から１１
５０℃以上の高温で加工することができないために、鍛
造材中に機械的特性向上に必要なラメラー組織が発達し
ないという問題がある。又、大型部品の製造も困難であ
る。
製造されることが多いが、鋳造組織は一般に粗大であ
り、材料の衝撃特性がさらに低下する傾向にあった。そ
して、鋳造の場合、自動車部品等の小型部品の製造は比
較的容易であるが、鋳型への湯流れの問題から、大型部
品の製造が困難であった。一方、ＴｉＡｌ基合金の鍛造
方法として恒温鍛造も一般に用いられている。ここで、
ラメラー組織を発達させるためにはα相が存在する領域
を経る必要があるが、恒温鍛造では装置の問題から１１
５０℃以上の高温で加工することができないために、鍛
造材中に機械的特性向上に必要なラメラー組織が発達し
ないという問題がある。又、大型部品の製造も困難であ
る。
【０００６】本発明者らは、上記ラメラー粒を金属組織
中に形成させることがＴｉＡｌ基合金の強度を向上させ
るには必須であると考え、この前提のもと、ラメラー粒
の平均粒径を種々に変化させたところ、所定の平均粒径
において室温での延性、特に衝撃特性が大幅に改善され
るという知見を得、本発明の完成に至ったものである。
中に形成させることがＴｉＡｌ基合金の強度を向上させ
るには必須であると考え、この前提のもと、ラメラー粒
の平均粒径を種々に変化させたところ、所定の平均粒径
において室温での延性、特に衝撃特性が大幅に改善され
るという知見を得、本発明の完成に至ったものである。
【０００７】又、本発明は、ラメラー粒の平均粒径を小
さくする方法として、ＴｉＡｌ基合金素材をα相の平衡
温度領域又は（α＋β）相の平衡温度領域に保持した後
に、その後の冷却過程で高速塑性加工することを着想
し、さらにそのための具体的な方法を見出したものであ
る。
さくする方法として、ＴｉＡｌ基合金素材をα相の平衡
温度領域又は（α＋β）相の平衡温度領域に保持した後
に、その後の冷却過程で高速塑性加工することを着想
し、さらにそのための具体的な方法を見出したものであ
る。
【０００８】つまり、本発明は、ＴｉＡｌ基合金におけ
る上記した問題を解決し、強度に優れるとともに室温で
の延性、特に室温での衝撃特性を向上させた、加工性に
優れたＴｉＡｌ基合金及びその製造方法の提供を目的と
する。さらに本発明は、衝撃特性を向上させたＴｉＡｌ
基合金からなる動翼を提供することを目的とする。
る上記した問題を解決し、強度に優れるとともに室温で
の延性、特に室温での衝撃特性を向上させた、加工性に
優れたＴｉＡｌ基合金及びその製造方法の提供を目的と
する。さらに本発明は、衝撃特性を向上させたＴｉＡｌ
基合金からなる動翼を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明のＴｉＡｌ基合金はα2 相とγ相が交互に
積層された平均粒径１〜５０μｍのラメラー粒が密に配
列してなる微細組織を有することを特徴とする。さらに
詳しくは、その一つの組織形態（以下、組織１と言う）
として、α2 相とγ相が交互に積層された平均粒径１〜
５０μｍのラメラー粒が密に配列している組織、ならび
にもう一つの組織形態（以下、組織２と言う）として、
該ラメラー粒の間隙をβ相を主体とする基地が網目状に
埋め、この基地の比率が１０％以上、４０％以下である
組織の２種類の微細組織を特徴とする。このような金属
組織とすることにより、金属組織中に形成されたラメラ
ー粒自体により強度が向上するとともに、粒径の小さい
ラメラー粒が密集して微細に分散しているので、室温延
性、特に耐衝撃性が向上する。他の特性として、組織１
では高温強度が高くなるので、ガスタービンの動翼等と
して利用できる。また、組織２では、ラメラー粒間のβ
相の効果によって高温変形能が向上し、塑性加工は容易
となるが、クリープ強度はやや低下する。従って、使用
温度上限が低い蒸気タービン等の動翼として利用でき
る。
めに、本発明のＴｉＡｌ基合金はα2 相とγ相が交互に
積層された平均粒径１〜５０μｍのラメラー粒が密に配
列してなる微細組織を有することを特徴とする。さらに
詳しくは、その一つの組織形態（以下、組織１と言う）
として、α2 相とγ相が交互に積層された平均粒径１〜
５０μｍのラメラー粒が密に配列している組織、ならび
にもう一つの組織形態（以下、組織２と言う）として、
該ラメラー粒の間隙をβ相を主体とする基地が網目状に
埋め、この基地の比率が１０％以上、４０％以下である
組織の２種類の微細組織を特徴とする。このような金属
組織とすることにより、金属組織中に形成されたラメラ
ー粒自体により強度が向上するとともに、粒径の小さい
ラメラー粒が密集して微細に分散しているので、室温延
性、特に耐衝撃性が向上する。他の特性として、組織１
では高温強度が高くなるので、ガスタービンの動翼等と
して利用できる。また、組織２では、ラメラー粒間のβ
相の効果によって高温変形能が向上し、塑性加工は容易
となるが、クリープ強度はやや低下する。従って、使用
温度上限が低い蒸気タービン等の動翼として利用でき
る。
【００１０】上記の目的を達成するために、本発明のＴ
ｉＡｌ基合金の一つは、Ａｌ：４２〜４８原子％、Ｃｒ
及びＶから選ばれる１種以上：５〜１０原子％、残部：
Ｔｉ及び不可避不純物からなる組成のＴｉＡｌ基合金と
することができる。この組成のＴｉＡｌ基合金は、高温
で広いα相又は（α＋β）相の平衡領域を有し、後述の
本発明の製造方法によれば、高速塑性加工がし易く、ラ
メラー粒が密集して配列する微細組織になるため、室温
延性、特に衝撃特性に優れたＴｉＡｌ基合金が得られ
る。なお、α域で保持することで組織１が、また、（α
＋β）域で保持することで組織２が得られる。
ｉＡｌ基合金の一つは、Ａｌ：４２〜４８原子％、Ｃｒ
及びＶから選ばれる１種以上：５〜１０原子％、残部：
Ｔｉ及び不可避不純物からなる組成のＴｉＡｌ基合金と
することができる。この組成のＴｉＡｌ基合金は、高温
で広いα相又は（α＋β）相の平衡領域を有し、後述の
本発明の製造方法によれば、高速塑性加工がし易く、ラ
メラー粒が密集して配列する微細組織になるため、室温
延性、特に衝撃特性に優れたＴｉＡｌ基合金が得られ
る。なお、α域で保持することで組織１が、また、（α
＋β）域で保持することで組織２が得られる。
【００１１】本発明のＴｉＡｌ基合金の他の一つは、Ａ
ｌ：３８〜４３原子％、Ｍｎ：４〜１０原子％、残部：
Ｔｉ及び不可避不純物からなる組成のＴｉＡｌ基合金と
することもできる。この組成のＴｉＡｌ基合金において
も、高温のα相又は（α＋β）の平衡領域が存在し、同
様にα域で保持することで組織１が、また（α＋β）域
で保持することで組織２が得られる。この組織では組織
１、組織２とも上記のＴｉＡｌ基合金よりも硬さは低く
なるため、機械加工性及び耐衝撃性は向上する。ただ
し、高温強度は若干低下する。従って、組織１、組織２
とも上記のＴｉＡｌ基合金よりもやや低温で使用される
用途に適している。
ｌ：３８〜４３原子％、Ｍｎ：４〜１０原子％、残部：
Ｔｉ及び不可避不純物からなる組成のＴｉＡｌ基合金と
することもできる。この組成のＴｉＡｌ基合金において
も、高温のα相又は（α＋β）の平衡領域が存在し、同
様にα域で保持することで組織１が、また（α＋β）域
で保持することで組織２が得られる。この組織では組織
１、組織２とも上記のＴｉＡｌ基合金よりも硬さは低く
なるため、機械加工性及び耐衝撃性は向上する。ただ
し、高温強度は若干低下する。従って、組織１、組織２
とも上記のＴｉＡｌ基合金よりもやや低温で使用される
用途に適している。
【００１２】本発明のＴｉＡｌ基合金のさらに他の一つ
は、上記２種類のＴｉＡｌ基合金において、さらにＣ，
Ｓｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｂ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｚｒの群から
選ばれる１種以上の元素を合計で０．１〜３原子％含有
したＴｉＡｌ基合金である。これらの元素を少量添加す
ることにより、高温強度、クリープ強度、耐酸化性を高
めることができる。
は、上記２種類のＴｉＡｌ基合金において、さらにＣ，
Ｓｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｂ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｚｒの群から
選ばれる１種以上の元素を合計で０．１〜３原子％含有
したＴｉＡｌ基合金である。これらの元素を少量添加す
ることにより、高温強度、クリープ強度、耐酸化性を高
めることができる。
【００１３】本発明のＴｉＡｌ基合金は、ＪＩＳ−Ｚ２
２４２に規定するシャルピー衝撃試験値が、室温で３Ｊ
以上であり、条件によって室温で５Ｊ以上も達成可能で
ある。このように優れた衝撃値を有することから、エン
ジンの過給器や各種タービンの動翼とすれば、衝撃に対
する耐久性、すなわち信頼性を維持したまま、回転数の
上昇によるエネルギー効率の向上や、軽量化に貢献する
ことが可能となる。
２４２に規定するシャルピー衝撃試験値が、室温で３Ｊ
以上であり、条件によって室温で５Ｊ以上も達成可能で
ある。このように優れた衝撃値を有することから、エン
ジンの過給器や各種タービンの動翼とすれば、衝撃に対
する耐久性、すなわち信頼性を維持したまま、回転数の
上昇によるエネルギー効率の向上や、軽量化に貢献する
ことが可能となる。
【００１４】本発明のＴｉＡｌ基合金を得る方法の一つ
であり、先に述べた組織１を得る方法は、少なくとも４
３〜４８原子％のＡｌを含むＴｉＡｌ基合金素材を、α
相の平衡温度領域に保持する工程と、該温度に保持した
ＴｉＡｌ基合金素材を、所定の加工最終温度まで冷却し
ながら高速塑性加工する工程とを備えたことを特徴とす
るＴｉＡｌ基合金の製造方法である。このような構成に
よれば、ＴｉＡｌ基合金素材がα相の平衡領域から冷却
される際に、ラメラー粒の発生の起点となる歪みが高速
塑性加工によって金属組織中に導入されるので、粒径の
小さいラメラー粒が多数形成し、微細な組織とすること
ができる。Ａｌを４３〜４８原子％含むＴｉＡｌ基合金
のα相の平衡温度領域の下限は、組成によって１１５０
℃〜１２５０℃まで広く分布しているから、１２３０℃
〜１４００℃のα相の平衡温度領域に保持した後、高速
塑性加工の最終温度である１２００℃まで冷却する間に
高速塑性加工を施し、ラメラー粒形成の起点となる歪み
を与えて微細な組織とする。この間の冷却速度は５０〜
７００℃／分が適当である。また、前記高速塑性加工と
して鍛造法あるいは圧延法等を用いることができる。
であり、先に述べた組織１を得る方法は、少なくとも４
３〜４８原子％のＡｌを含むＴｉＡｌ基合金素材を、α
相の平衡温度領域に保持する工程と、該温度に保持した
ＴｉＡｌ基合金素材を、所定の加工最終温度まで冷却し
ながら高速塑性加工する工程とを備えたことを特徴とす
るＴｉＡｌ基合金の製造方法である。このような構成に
よれば、ＴｉＡｌ基合金素材がα相の平衡領域から冷却
される際に、ラメラー粒の発生の起点となる歪みが高速
塑性加工によって金属組織中に導入されるので、粒径の
小さいラメラー粒が多数形成し、微細な組織とすること
ができる。Ａｌを４３〜４８原子％含むＴｉＡｌ基合金
のα相の平衡温度領域の下限は、組成によって１１５０
℃〜１２５０℃まで広く分布しているから、１２３０℃
〜１４００℃のα相の平衡温度領域に保持した後、高速
塑性加工の最終温度である１２００℃まで冷却する間に
高速塑性加工を施し、ラメラー粒形成の起点となる歪み
を与えて微細な組織とする。この間の冷却速度は５０〜
７００℃／分が適当である。また、前記高速塑性加工と
して鍛造法あるいは圧延法等を用いることができる。
【００１５】上記のＴｉＡｌ基合金の製造方法において
は、前記ＴｉＡｌ基合金素材を断熱材で覆った状態で前
記保持温度に保持した後、該断熱材と共にこのＴｉＡｌ
基合金素材を高速塑性加工しても良い。このような構成
にすれば、高速塑性加工中の素材の温度降下を抑えるこ
とができ、高速塑性加工を施す装置として通常の冷間加
工用のものを適用できるので、装置が簡便になる。又、
通常の金型を使用でき、金型の大きさを自由に設定する
ことができるので、大型のＴｉＡｌ基合金製品を製造す
ることができる。
は、前記ＴｉＡｌ基合金素材を断熱材で覆った状態で前
記保持温度に保持した後、該断熱材と共にこのＴｉＡｌ
基合金素材を高速塑性加工しても良い。このような構成
にすれば、高速塑性加工中の素材の温度降下を抑えるこ
とができ、高速塑性加工を施す装置として通常の冷間加
工用のものを適用できるので、装置が簡便になる。又、
通常の金型を使用でき、金型の大きさを自由に設定する
ことができるので、大型のＴｉＡｌ基合金製品を製造す
ることができる。
【００１６】本発明のＴｉＡｌ基合金を得る方法の他の
一つであり、先に述べた組織２を得る方法は、少なくと
も３８〜４４原子％のＡｌを含むＴｉＡｌ基合金素材
を、（α＋β）相の平衡温度領域に保持する工程と、該
温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、所定の加工最終
温度まで冷却しながら高速塑性加工する工程とを備えた
ＴｉＡｌ基合金の製造方法である。先の方法と比較する
と、高温において（α＋β）相の平衡温度領域に保持し
て、軟らかなβ相が存在する状態で高速塑性加工を施す
ので、加工性が大幅に向上する。従って、前述のような
ＴｉＡｌ基合金素材を断熱材で覆う必要はなく、通常の
金属と同様に塑性加工ができるようになる。また、より
大型の構造部材も製造可能となる。
一つであり、先に述べた組織２を得る方法は、少なくと
も３８〜４４原子％のＡｌを含むＴｉＡｌ基合金素材
を、（α＋β）相の平衡温度領域に保持する工程と、該
温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、所定の加工最終
温度まで冷却しながら高速塑性加工する工程とを備えた
ＴｉＡｌ基合金の製造方法である。先の方法と比較する
と、高温において（α＋β）相の平衡温度領域に保持し
て、軟らかなβ相が存在する状態で高速塑性加工を施す
ので、加工性が大幅に向上する。従って、前述のような
ＴｉＡｌ基合金素材を断熱材で覆う必要はなく、通常の
金属と同様に塑性加工ができるようになる。また、より
大型の構造部材も製造可能となる。
【００１７】Ａｌを３８〜４４原子％含むＴｉＡｌ基合
金の（α＋β）相の平衡温度領域の下限は、組成によっ
て１１２０〜１２２０℃まで分布しているから、１００
０〜１３００℃の（α＋β）相の平衡温度領域に保持し
た後、最終加工温度である１１２０℃まで冷却する間に
塑性加工を施し、ラメラー粒形成の起点となる歪みを与
えて微細な組織とする。この場合においても冷却速度は
５０〜７００℃／分が適当であり、前記高速塑性加工と
しては鍛造法あるいは圧延法等を用いることができる。
金の（α＋β）相の平衡温度領域の下限は、組成によっ
て１１２０〜１２２０℃まで分布しているから、１００
０〜１３００℃の（α＋β）相の平衡温度領域に保持し
た後、最終加工温度である１１２０℃まで冷却する間に
塑性加工を施し、ラメラー粒形成の起点となる歪みを与
えて微細な組織とする。この場合においても冷却速度は
５０〜７００℃／分が適当であり、前記高速塑性加工と
しては鍛造法あるいは圧延法等を用いることができる。
【００１８】本発明の動翼は、上記のようにして得られ
た優れた延性、特に衝撃特性に優れたＴｉＡｌ基合金を
用いた動翼である。このような素材を用いた動翼は、優
れた衝撃値を有することから、エンジンの過給器や各種
タービンの動翼とすれば、信頼性を維持しつつ、回転数
の上昇によるエネルギー効率の向上や、軽量化に貢献す
ることが可能となる。
た優れた延性、特に衝撃特性に優れたＴｉＡｌ基合金を
用いた動翼である。このような素材を用いた動翼は、優
れた衝撃値を有することから、エンジンの過給器や各種
タービンの動翼とすれば、信頼性を維持しつつ、回転数
の上昇によるエネルギー効率の向上や、軽量化に貢献す
ることが可能となる。
【００１９】
【発明の実施の形態】先ず、以下に本発明で組織１のＴ
ｉＡｌ基合金につい説明する。図１は先に述べた組織１
のＴｉＡｌ基合金の顕微鏡組織の模式図である。図１に
おいて、ＴｉＡｌ基合金１０は、平均粒径の１〜５０μ
ｍのラメラー粒３が密に配列してなる微細組織を有して
おり、各ラメラー粒３の間には基地４が形成されてい
る。このラメラー粒３はα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）１’とγ
相（ＴｉＡｌ）２が交互に積層された、層状のいわゆる
ラメラー組織からなり、各ラメラー粒３における積層方
向はそれぞれ異なっている。又、基地４は主にγ相から
なる。そして、積層方向が異なるラメラー組織により、
材料に生じる亀裂がジグザグになるので、亀裂が進行し
難くなり、材料の靱性や強度が向上するものと考えられ
る。
ｉＡｌ基合金につい説明する。図１は先に述べた組織１
のＴｉＡｌ基合金の顕微鏡組織の模式図である。図１に
おいて、ＴｉＡｌ基合金１０は、平均粒径の１〜５０μ
ｍのラメラー粒３が密に配列してなる微細組織を有して
おり、各ラメラー粒３の間には基地４が形成されてい
る。このラメラー粒３はα2 相（Ｔｉ3 Ａｌ）１’とγ
相（ＴｉＡｌ）２が交互に積層された、層状のいわゆる
ラメラー組織からなり、各ラメラー粒３における積層方
向はそれぞれ異なっている。又、基地４は主にγ相から
なる。そして、積層方向が異なるラメラー組織により、
材料に生じる亀裂がジグザグになるので、亀裂が進行し
難くなり、材料の靱性や強度が向上するものと考えられ
る。
【００２０】本発明においては、平均粒径１〜５０μｍ
のラメラー粒が密に配列されていることが金属組織上の
特徴である。さらに好ましくは、平均粒径１〜３０μｍ
のラメラー粒が密に配列されていると、金属組織がより
微細となり、低温での延性（衝撃特性）が向上する。
又、すべてのラメラー粒のうち、粒径２０μｍ以下のラ
メラー粒が４０％以上含まれていると、金属組織の微細
化、低温での延性（衝撃特性）の向上の点でより好まし
い。ここで、本発明における「平均粒径」は、ＪＩＳ−
Ｇ０５５２に規定する方法で測定される。
のラメラー粒が密に配列されていることが金属組織上の
特徴である。さらに好ましくは、平均粒径１〜３０μｍ
のラメラー粒が密に配列されていると、金属組織がより
微細となり、低温での延性（衝撃特性）が向上する。
又、すべてのラメラー粒のうち、粒径２０μｍ以下のラ
メラー粒が４０％以上含まれていると、金属組織の微細
化、低温での延性（衝撃特性）の向上の点でより好まし
い。ここで、本発明における「平均粒径」は、ＪＩＳ−
Ｇ０５５２に規定する方法で測定される。
【００２１】そして、本発明における「密に配列」と
は、各ラメラー粒を金属組織中に均一に配列したとき
に、各ラメラー粒が比較的接近している状態をいい、具
体的には、金属組織の断面を見たときに、金属組織中に
占めるラメラー粒の面積割合が６０％以上になっている
状態で定義される。この場合、各ラメラー粒が成長する
過程で隣接するラメラー粒の周縁同士は衝突又は接近
し、基地４は隣接するラメラー粒の間の狭い領域に押し
込まれるので、基地４が単独で大きな面積（例えば平均
粒径５μｍのラメラー粒に相当する面積）を占めること
はない。
は、各ラメラー粒を金属組織中に均一に配列したとき
に、各ラメラー粒が比較的接近している状態をいい、具
体的には、金属組織の断面を見たときに、金属組織中に
占めるラメラー粒の面積割合が６０％以上になっている
状態で定義される。この場合、各ラメラー粒が成長する
過程で隣接するラメラー粒の周縁同士は衝突又は接近
し、基地４は隣接するラメラー粒の間の狭い領域に押し
込まれるので、基地４が単独で大きな面積（例えば平均
粒径５μｍのラメラー粒に相当する面積）を占めること
はない。
【００２２】ここで、ラメラー粒の平均粒径を１μｍ未
満とすることは工業的に困難であり、又、平均粒径が５
０μｍを超えると、室温延性、特に衝撃特性が低下す
る。そして、平均粒径１〜５０μｍのラメラー粒、より
好ましくは平均粒径１〜３０μｍのラメラー粒を金属組
織中に密集して形成させると、ラメラー粒自体により強
度が向上するとともに、粒径の小さいラメラー粒が密集
するために金属組織が微細になり、室温の靱性、特に衝
撃特性が向上する。又、詳しくは後述するが、本発明に
おいては熱間鍛造後に所定の冷却速度で冷却が行われ、
この冷却速度は通常の熱処理のように炉内で徐冷する場
合に比べて大きいため、隣接するα2 相とγ相との間隔
（ラメラー間隔）もより狭まり、これによっても強度が
向上する効果が得られる。この場合、ラメラー間隔を例
えば０．５μｍ以下とすることが好ましい。なお、本発
明のＴｉＡｌ基合金の衝撃特性を、ＪＩＳ−Ｚ２２４２
に規定する室温でのシャルピー衝撃試験値で表すと、３
Ｊ以上、条件によっては５Ｊ以上にすることも可能であ
る。
満とすることは工業的に困難であり、又、平均粒径が５
０μｍを超えると、室温延性、特に衝撃特性が低下す
る。そして、平均粒径１〜５０μｍのラメラー粒、より
好ましくは平均粒径１〜３０μｍのラメラー粒を金属組
織中に密集して形成させると、ラメラー粒自体により強
度が向上するとともに、粒径の小さいラメラー粒が密集
するために金属組織が微細になり、室温の靱性、特に衝
撃特性が向上する。又、詳しくは後述するが、本発明に
おいては熱間鍛造後に所定の冷却速度で冷却が行われ、
この冷却速度は通常の熱処理のように炉内で徐冷する場
合に比べて大きいため、隣接するα2 相とγ相との間隔
（ラメラー間隔）もより狭まり、これによっても強度が
向上する効果が得られる。この場合、ラメラー間隔を例
えば０．５μｍ以下とすることが好ましい。なお、本発
明のＴｉＡｌ基合金の衝撃特性を、ＪＩＳ−Ｚ２２４２
に規定する室温でのシャルピー衝撃試験値で表すと、３
Ｊ以上、条件によっては５Ｊ以上にすることも可能であ
る。
【００２３】次に、本発明の組織１のＴｉＡｌ基合金の
生成過程について、図２及び図３に基づいて説明する。
なお、図２は各工程をＴｉ−Ａｌの２元系状態図に対応
させて説明したものであり、図３は各工程での金属組織
の変化を示す。
生成過程について、図２及び図３に基づいて説明する。
なお、図２は各工程をＴｉ−Ａｌの２元系状態図に対応
させて説明したものであり、図３は各工程での金属組織
の変化を示す。
【００２４】図２において、まず、Ａｌを４３〜４８原
子％含む、所定の組成のＴｉＡｌ基合金素材を、α相の
平衡温度領域である１２３０〜１４００℃内の温度ＴA
に保持する（工程Ａ）。次に、保持温度ＴAから高速塑
性加工の最終温度ＴBに至るまで冷却しながら高速塑性
加工を行なう（工程Ｂ）。つまり、本発明の製造方法
は、α域から材料を冷却させてラメラー相への相変態を
生じさせながら、同時に塑性加工を行なう点で、１種の
加工熱処理といえる。このようにして各工程Ａ、Ｂで生
じる金属組織について、図３に基づいて説明する。
子％含む、所定の組成のＴｉＡｌ基合金素材を、α相の
平衡温度領域である１２３０〜１４００℃内の温度ＴA
に保持する（工程Ａ）。次に、保持温度ＴAから高速塑
性加工の最終温度ＴBに至るまで冷却しながら高速塑性
加工を行なう（工程Ｂ）。つまり、本発明の製造方法
は、α域から材料を冷却させてラメラー相への相変態を
生じさせながら、同時に塑性加工を行なう点で、１種の
加工熱処理といえる。このようにして各工程Ａ、Ｂで生
じる金属組織について、図３に基づいて説明する。
【００２５】この図３において、工程Ａではα相の平衡
温度領域である１２３０〜１４００℃内の温度ＴA に保
持されているので、金属組織は平衡状態にあるα相１の
単一相から成り、各α相１は比較的粗大な粒になってい
る（図３（１））。次に、工程Ａから工程Ｂに至る段階
では、工程Ａから平衡状態の（α＋γ）相に到達する前
に、すなわちα単相、あるいはα相から若干のγ相が析
出した状態で直ちに高速塑性加工が行なわれ、この時、
金属組織中に歪みｔが多数導入される。そして、この歪
みｔを起点としてここからもγ相が析出するので、金属
組織中に多数のラメラー粒３が発生する（図３
（２））。そして、塑性加工の最終段階である工程Ｂで
は、各ラメラー粒３が充分に成長する前に、隣接するラ
メラー粒３が競合した時点で粒成長が妨げられるので、
結果として粒径の小さなラメラー粒３が多数密集した微
細組織が得られる。なお、ラメラー粒間の基地はγ相を
主体とする組織である。
温度領域である１２３０〜１４００℃内の温度ＴA に保
持されているので、金属組織は平衡状態にあるα相１の
単一相から成り、各α相１は比較的粗大な粒になってい
る（図３（１））。次に、工程Ａから工程Ｂに至る段階
では、工程Ａから平衡状態の（α＋γ）相に到達する前
に、すなわちα単相、あるいはα相から若干のγ相が析
出した状態で直ちに高速塑性加工が行なわれ、この時、
金属組織中に歪みｔが多数導入される。そして、この歪
みｔを起点としてここからもγ相が析出するので、金属
組織中に多数のラメラー粒３が発生する（図３
（２））。そして、塑性加工の最終段階である工程Ｂで
は、各ラメラー粒３が充分に成長する前に、隣接するラ
メラー粒３が競合した時点で粒成長が妨げられるので、
結果として粒径の小さなラメラー粒３が多数密集した微
細組織が得られる。なお、ラメラー粒間の基地はγ相を
主体とする組織である。
【００２６】ところで、２元系のＴｉＡｌ基合金ではＡ
ｌ濃度４５〜４８原子％で機械的特性が良好になる。と
ころが、前述の図２に示したように、かかる成分のＴｉ
Ａｌ基合金のα相領域の温度は１３００℃を超え、この
温度に材料を保持することは加熱炉の性能の制限から工
業的に困難な場合がある。従って、かかる場合にはＴｉ
Ａｌ基合金の組成を変え、その状態図上の平衡領域がを
変化することを利用して、α相の平衡温度領域の温度を
低下させれば良い。具体的には、Ａｌ：４３〜４８原子
％、Ｃｒ及びＶから選ばれる１種以上：５〜１０原子
％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物から成る多元系のＴｉ
Ａｌ基合金を用いる。Ｃｒ又はＶのうち少なくとも１種
を使用することにより、α相の平衡温度領域の下限が降
下する。Ｃｒ又はＶを添加した３元系合金の状態図を図
４に示す。なお、図中破線で描かれた状態図はＴｉ−Ａ
ｌ−Ｃｒ系合金（Ｃｒ：１０原子％）の場合を示し、実
線で描かれた状態図はＴｉ−Ａｌ−Ｖ系合金（Ｖ：１０
原子％）の場合を示している。
ｌ濃度４５〜４８原子％で機械的特性が良好になる。と
ころが、前述の図２に示したように、かかる成分のＴｉ
Ａｌ基合金のα相領域の温度は１３００℃を超え、この
温度に材料を保持することは加熱炉の性能の制限から工
業的に困難な場合がある。従って、かかる場合にはＴｉ
Ａｌ基合金の組成を変え、その状態図上の平衡領域がを
変化することを利用して、α相の平衡温度領域の温度を
低下させれば良い。具体的には、Ａｌ：４３〜４８原子
％、Ｃｒ及びＶから選ばれる１種以上：５〜１０原子
％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物から成る多元系のＴｉ
Ａｌ基合金を用いる。Ｃｒ又はＶのうち少なくとも１種
を使用することにより、α相の平衡温度領域の下限が降
下する。Ｃｒ又はＶを添加した３元系合金の状態図を図
４に示す。なお、図中破線で描かれた状態図はＴｉ−Ａ
ｌ−Ｃｒ系合金（Ｃｒ：１０原子％）の場合を示し、実
線で描かれた状態図はＴｉ−Ａｌ−Ｖ系合金（Ｖ：１０
原子％）の場合を示している。
【００２７】図４において、まず、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ系
合金のα相の平衡領域の最低温度は約１２５０℃であ
り、この温度以上ではα相が安定相として存在する。
又、Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系合金のα相領域の最低温度は約１
１５０℃であり、この温度以上でα相が安定相として存
在する。従って、上記した各成分を含む多元系ＴｉＡｌ
基合金を用いれば、α相の平衡領域での保持温度を１３
００℃以下とすることができ、一般的な加熱炉が使用で
きるなど工業的にも有利である。
合金のα相の平衡領域の最低温度は約１２５０℃であ
り、この温度以上ではα相が安定相として存在する。
又、Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系合金のα相領域の最低温度は約１
１５０℃であり、この温度以上でα相が安定相として存
在する。従って、上記した各成分を含む多元系ＴｉＡｌ
基合金を用いれば、α相の平衡領域での保持温度を１３
００℃以下とすることができ、一般的な加熱炉が使用で
きるなど工業的にも有利である。
【００２８】なお、これらの３元系ＴｉＡｌ基合金にお
いては、α相の平衡温度領域下限より低温側ではγ相の
他にβ相が析出するという特徴があるが、α相からはγ
相が先に析出するため、最終的に形成される金属組織は
ほとんどラメラー相であり、基地の部分にγ相とともに
わずかのβ相が存在することとなる。このβ相は低温で
は規則化したＢ２構造となる。このような組成を有する
本発明のＴｉＡｌ基合金の金属組織は、図５及び図６に
示すとおりとなる。
いては、α相の平衡温度領域下限より低温側ではγ相の
他にβ相が析出するという特徴があるが、α相からはγ
相が先に析出するため、最終的に形成される金属組織は
ほとんどラメラー相であり、基地の部分にγ相とともに
わずかのβ相が存在することとなる。このβ相は低温で
は規則化したＢ２構造となる。このような組成を有する
本発明のＴｉＡｌ基合金の金属組織は、図５及び図６に
示すとおりとなる。
【００２９】図５に示すようにＡｌを４５原子％、Ｖを
１０原子％含むＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡組織は、平
均粒径が小さいラメラー粒が密に配列してなっており、
各ラメラー粒の間には黒色又は白色の基地が形成されて
いる。図６はさらに倍率を拡大した電子顕微鏡組織を示
し、ラメラー粒間には黒色のγ相とごく一部に白色に輝
くβ相が認められる。
１０原子％含むＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡組織は、平
均粒径が小さいラメラー粒が密に配列してなっており、
各ラメラー粒の間には黒色又は白色の基地が形成されて
いる。図６はさらに倍率を拡大した電子顕微鏡組織を示
し、ラメラー粒間には黒色のγ相とごく一部に白色に輝
くβ相が認められる。
【００３０】又、上記した例では、Ｃｒ又はＶのいずれ
かを添加した場合について述べたが、Ｃｒ及びＶの両方
を全体で５〜１０原子％になるように添加してもよい。
そして、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ系の合金の方がＴｉ−Ａｌ−
Ｖ系の合金より高温特性に優れているので、前者は高温
用途（例えばガスタービンの動翼）に用い、後者は低温
用途（例えば舶用タービンの動翼）に用いると良い。
かを添加した場合について述べたが、Ｃｒ及びＶの両方
を全体で５〜１０原子％になるように添加してもよい。
そして、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ系の合金の方がＴｉ−Ａｌ−
Ｖ系の合金より高温特性に優れているので、前者は高温
用途（例えばガスタービンの動翼）に用い、後者は低温
用途（例えば舶用タービンの動翼）に用いると良い。
【００３１】又、本発明のＴｉＡｌ基合金１０の組成の
他の一つは、Ｃｒ又はＶに替えて４〜１０原子％のＭｎ
を使用することもできる。すなわち、Ａｌ：４３〜４８
原子％、Ｍｎ：４〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避
不純物からなる組成とする。Ｍｎを使用した場合の状態
図上での変化は、図４のＣｒの場合とＶの場合のほぼ中
間となり、α相の平衡温度領域の下限を引き下げること
ができる。Ｍｎを使用することでラメラー粒を構成する
α相とγ相の硬さを低下させ、塑性加工がよりやり易く
なる。また、耐衝撃性や後続の動翼加工で必要となる機
械加工性も向上する。反面Ｍｎを使用すると各相の硬さ
が低下するので、高温強度やクリープ強度がやや低下す
るので、使用温度環境が低温域に制限されるが、蒸気タ
ービンの動翼等の用途には充分使用可能である。
他の一つは、Ｃｒ又はＶに替えて４〜１０原子％のＭｎ
を使用することもできる。すなわち、Ａｌ：４３〜４８
原子％、Ｍｎ：４〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避
不純物からなる組成とする。Ｍｎを使用した場合の状態
図上での変化は、図４のＣｒの場合とＶの場合のほぼ中
間となり、α相の平衡温度領域の下限を引き下げること
ができる。Ｍｎを使用することでラメラー粒を構成する
α相とγ相の硬さを低下させ、塑性加工がよりやり易く
なる。また、耐衝撃性や後続の動翼加工で必要となる機
械加工性も向上する。反面Ｍｎを使用すると各相の硬さ
が低下するので、高温強度やクリープ強度がやや低下す
るので、使用温度環境が低温域に制限されるが、蒸気タ
ービンの動翼等の用途には充分使用可能である。
【００３２】次に、以下日本発明での組織２のＴｉＡｌ
基合金について説明する。図７は組織２のＴｉＡｌ基合
金の金属組織の模式図である。図７において、平均粒径
のが１〜５０μｍのラメラー粒３は組織１と同じであ
る。又、基地４の面積率は１０％以上４０％未満であ
り、β相とγ相が等軸的に複合化した組織である。ラメ
ラー粒微細化による衝撃特性と強度に関しては、先に述
べた組織１と同じであるが、この組織２では基地のβ相
の効果で高温塑性加工性が向上する。
基合金について説明する。図７は組織２のＴｉＡｌ基合
金の金属組織の模式図である。図７において、平均粒径
のが１〜５０μｍのラメラー粒３は組織１と同じであ
る。又、基地４の面積率は１０％以上４０％未満であ
り、β相とγ相が等軸的に複合化した組織である。ラメ
ラー粒微細化による衝撃特性と強度に関しては、先に述
べた組織１と同じであるが、この組織２では基地のβ相
の効果で高温塑性加工性が向上する。
【００３３】この組織を得るためには、（α＋β）相の
平衡領域で保持する必要があるが、２元系のＴｉＡｌ基
合金では図２に示したように、α域よりさらに高温にな
るため、工業的には困難である。従って、かかる場合に
はＴｉＡｌ基合金の組成を変え、（α＋β）相の平衡領
域を低下させると良い。具体的には、Ａｌ：４０〜４４
原子％、Ｃｒ又はＶから選ばれる１種以上：５〜１０原
子％、残部不可避的不純物からなる多元系のＴｉＡｌ基
合金を用いれば良い。Ｃｒ又はＶのうち少なくとも１種
を使用することにより、（α＋β）相の平衡域が広がる
とともに、温度が低下する。なお、Ｃｒ又はＶを添加し
た３元系合金の状態図は図４に示したものであり、α相
域の左側に（α＋β）相域が存在している。
平衡領域で保持する必要があるが、２元系のＴｉＡｌ基
合金では図２に示したように、α域よりさらに高温にな
るため、工業的には困難である。従って、かかる場合に
はＴｉＡｌ基合金の組成を変え、（α＋β）相の平衡領
域を低下させると良い。具体的には、Ａｌ：４０〜４４
原子％、Ｃｒ又はＶから選ばれる１種以上：５〜１０原
子％、残部不可避的不純物からなる多元系のＴｉＡｌ基
合金を用いれば良い。Ｃｒ又はＶのうち少なくとも１種
を使用することにより、（α＋β）相の平衡域が広がる
とともに、温度が低下する。なお、Ｃｒ又はＶを添加し
た３元系合金の状態図は図４に示したものであり、α相
域の左側に（α＋β）相域が存在している。
【００３４】これらの３元系ＴｉＡｌ基合金を（α＋
β）相域に保持した場合、高温ではα相とβ相が共存し
て存在する。その後、冷却過程で高速加工した場合、α
相は組織１と同じ過程によって微細なラメラー組織に変
化する。またβ相からは冷却過程でγ相が析出するが、
特定の方位関係をとらないため、等軸的な微細組織とな
る。なお、このβ相は低温では規則化したＢ２構造とな
る。このＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡写真は図８に示す
とおりである。
β）相域に保持した場合、高温ではα相とβ相が共存し
て存在する。その後、冷却過程で高速加工した場合、α
相は組織１と同じ過程によって微細なラメラー組織に変
化する。またβ相からは冷却過程でγ相が析出するが、
特定の方位関係をとらないため、等軸的な微細組織とな
る。なお、このβ相は低温では規則化したＢ２構造とな
る。このＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡写真は図８に示す
とおりである。
【００３５】図８に示すようにＡｌを４２原子％、Ｖを
１０原子％含むＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡組織は、平
均粒径が小さいラメラー粒が密に配列してなる微細組織
で占められており、ラメラー粒間の基地には黒色のγ相
と白色のβ相が存在している。この例では、Ｃｒ又はＶ
のいずれかを添加した場合について述べたが、Ｃｒ及び
Ｖの両方を全体で５〜１０原子％になるように添加して
も良い。また、本発明のＴｉＡｌ基合金の組織の他の一
つは、Ｃｒ又はＶに替えて４〜１０原子％のＭｎを使用
することもできる。なお、この場合（α＋β）相域は図
４の状態図上で若干左側（低Ａｌ濃度側）に広がる。す
なわち、Ａｌ：３８〜４４原子％、Ｍｎ：４〜１０原子
％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物からなる組成とす
る。
１０原子％含むＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡組織は、平
均粒径が小さいラメラー粒が密に配列してなる微細組織
で占められており、ラメラー粒間の基地には黒色のγ相
と白色のβ相が存在している。この例では、Ｃｒ又はＶ
のいずれかを添加した場合について述べたが、Ｃｒ及び
Ｖの両方を全体で５〜１０原子％になるように添加して
も良い。また、本発明のＴｉＡｌ基合金の組織の他の一
つは、Ｃｒ又はＶに替えて４〜１０原子％のＭｎを使用
することもできる。なお、この場合（α＋β）相域は図
４の状態図上で若干左側（低Ａｌ濃度側）に広がる。す
なわち、Ａｌ：３８〜４４原子％、Ｍｎ：４〜１０原子
％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物からなる組成とす
る。
【００３６】Ｍｎを使用することでラメラー粒を構成す
るα2 相とγ相ならびにβ相の硬さを低下させ、組成加
工がよりやり易くなる。また、耐衝撃性や後続の動翼成
形で必要となる機械加工性も向上する。反面Ｍｎを使用
すると各相の硬さが低下するので、使用温度環境が低温
域に制限される。
るα2 相とγ相ならびにβ相の硬さを低下させ、組成加
工がよりやり易くなる。また、耐衝撃性や後続の動翼成
形で必要となる機械加工性も向上する。反面Ｍｎを使用
すると各相の硬さが低下するので、使用温度環境が低温
域に制限される。
【００３７】さらに、組織１、組織２の合金とも他の元
素として、Ｃ、Ｓｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｂ，Ｈｆ，Ｔ
ａ，Ｚｒの群から選ばれる１種以上を合計で０．１〜３
原子％含有していてもよい。これらの微量元素は、適宜
高温強度、クリープ強度、耐酸化性を向上させるもので
ある。この場合、各元素の合計含有量が０．１原子％未
満であると、上記した効果が不充分であり、又、３原子
％を超えても効果が飽和するとともに耐衝撃性の低下を
もたらすため望ましくない。
素として、Ｃ、Ｓｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｂ，Ｈｆ，Ｔ
ａ，Ｚｒの群から選ばれる１種以上を合計で０．１〜３
原子％含有していてもよい。これらの微量元素は、適宜
高温強度、クリープ強度、耐酸化性を向上させるもので
ある。この場合、各元素の合計含有量が０．１原子％未
満であると、上記した効果が不充分であり、又、３原子
％を超えても効果が飽和するとともに耐衝撃性の低下を
もたらすため望ましくない。
【００３８】（第１の実施形態）ここで、上記した高速
塑性加工においては、塑性変形率を毎秒１００％以上の
高速として、ラメラー組織の起点となる歪みを与える。
材料が高いひずみ速度下で変形を受けるので、高速塑性
加工時の材料をなるべく高温に保ち、その変形能を大き
くすることが必要である。そのため塑性加工の最終温度
ＴB を１２００℃以上とすることが好ましい。塑性加工
の最終温度ＴB が１２００℃未満であると、加工時の材
料温度が低くなるので、変形能が低下して材料が割れる
虞があるからである。又、α相からの冷却速度が速すぎ
ると、マッシブ変態を生じてラメラー相が形成されず、
冷却速度が遅すぎるとラメラー間隔が広がって材料強度
が低下するので好ましくない。従って、ラメラー間隔の
狭いラメラー組織が形成されるよう、例えば５０〜７０
０℃／分程度の冷却速度とすると良い。
塑性加工においては、塑性変形率を毎秒１００％以上の
高速として、ラメラー組織の起点となる歪みを与える。
材料が高いひずみ速度下で変形を受けるので、高速塑性
加工時の材料をなるべく高温に保ち、その変形能を大き
くすることが必要である。そのため塑性加工の最終温度
ＴB を１２００℃以上とすることが好ましい。塑性加工
の最終温度ＴB が１２００℃未満であると、加工時の材
料温度が低くなるので、変形能が低下して材料が割れる
虞があるからである。又、α相からの冷却速度が速すぎ
ると、マッシブ変態を生じてラメラー相が形成されず、
冷却速度が遅すぎるとラメラー間隔が広がって材料強度
が低下するので好ましくない。従って、ラメラー間隔の
狭いラメラー組織が形成されるよう、例えば５０〜７０
０℃／分程度の冷却速度とすると良い。
【００３９】高速塑性加工としては、例えば鍛造、圧延
等を用いることができる。この場合、対象材を炉内で所
定の保持温度に保持した後、炉から取り出すと材料が急
冷されることになるので、加工終了時までに素材の温度
を１２００℃以上に保つことは、対象材の大きさによっ
ては困難なこともある。従って、このような場合には、
以下の図９に示す製造方法を適用することにより、通常
の冷間加工用の装置をそのまま使用できる。
等を用いることができる。この場合、対象材を炉内で所
定の保持温度に保持した後、炉から取り出すと材料が急
冷されることになるので、加工終了時までに素材の温度
を１２００℃以上に保つことは、対象材の大きさによっ
ては困難なこともある。従って、このような場合には、
以下の図９に示す製造方法を適用することにより、通常
の冷間加工用の装置をそのまま使用できる。
【００４０】すなわち、この図９において、まず、Ｔｉ
Ａｌ基合金素材８を用意する（図９（１））。このＴｉ
Ａｌ基合金素材８は、溶製材又は加工材（恒温鍛造材、
熱間加工材）等どのようなものを用いてもよい。
Ａｌ基合金素材８を用意する（図９（１））。このＴｉ
Ａｌ基合金素材８は、溶製材又は加工材（恒温鍛造材、
熱間加工材）等どのようなものを用いてもよい。
【００４１】次に、ＴｉＡｌ基合金素材８を断熱材２０
で覆い、さらに断熱材２０の外側に該断熱材２０を支持
するカバー２２を装着し、この状態で素材８をα相領域
の保持温度になっている炉内等に保持する（図９（２）
の工程Ａ’）。断熱材２０は、炉から取り出したＴｉＡ
ｌ基合金素材８を高速塑性加工終了時まで保温し、所定
の冷却速度にするとともに素材温度が低くなるのを防止
するものであり、断熱材２０とカバー２２は、ＴｉＡｌ
基合金素材８と共に加工されるようになっている。従っ
て、断熱材２０としてはＳｉＯ2 等を紙状や綿状に加工
した軟質なものを用い、カバー２２としては容易に塑性
変形する鉄鋼材料製の板材等を用いるとよい。
で覆い、さらに断熱材２０の外側に該断熱材２０を支持
するカバー２２を装着し、この状態で素材８をα相領域
の保持温度になっている炉内等に保持する（図９（２）
の工程Ａ’）。断熱材２０は、炉から取り出したＴｉＡ
ｌ基合金素材８を高速塑性加工終了時まで保温し、所定
の冷却速度にするとともに素材温度が低くなるのを防止
するものであり、断熱材２０とカバー２２は、ＴｉＡｌ
基合金素材８と共に加工されるようになっている。従っ
て、断熱材２０としてはＳｉＯ2 等を紙状や綿状に加工
した軟質なものを用い、カバー２２としては容易に塑性
変形する鉄鋼材料製の板材等を用いるとよい。
【００４２】そして、ＴｉＡｌ基合金素材８を断熱材２
０及びカバー２２ごと炉外に取り出し、通常の冷間鍛造
に用いる鍛造装置の上型３０Ａと下型３０Ｂの間に設置
し、鍛造を行なう（図９（３）の工程Ｂ’）。この鍛造
の際、炉外に取り出されたＴｉＡｌ基合金素材８は断熱
材２０で覆われていて、炉内温度に近い温度に保たれる
ので、鍛造割れ等が生じることが防止されるとともに、
適切な冷却速度で相変態を生じさせるので、ラメラー粒
が安定的に形成される。そして、このようにして、図３
（３）に示した金属組織を有する最終製品（ＴｉＡｌ基
合金１０）が得られる（図９（４））。なお、この最終
製品に適宜後加工や熱処理等を施してもよい。
０及びカバー２２ごと炉外に取り出し、通常の冷間鍛造
に用いる鍛造装置の上型３０Ａと下型３０Ｂの間に設置
し、鍛造を行なう（図９（３）の工程Ｂ’）。この鍛造
の際、炉外に取り出されたＴｉＡｌ基合金素材８は断熱
材２０で覆われていて、炉内温度に近い温度に保たれる
ので、鍛造割れ等が生じることが防止されるとともに、
適切な冷却速度で相変態を生じさせるので、ラメラー粒
が安定的に形成される。そして、このようにして、図３
（３）に示した金属組織を有する最終製品（ＴｉＡｌ基
合金１０）が得られる（図９（４））。なお、この最終
製品に適宜後加工や熱処理等を施してもよい。
【００４３】以上述べたように、図９に示した製造方法
を採用すれば、鍛造装置に通常の冷間鍛造装置を適用で
きるので、装置が簡便になる。又、従来ＴｉＡｌ合金に
対して行われていた恒温鍛造のように特殊な耐熱金型
（例えばＴＺＭ等のＭｏ合金）を使用する必要がなく、
通常の金型を使用でき、金型の大きさを自由に設定する
ことができるので、大型のＴｉＡｌ基合金製品を製造す
ることができる。なお、以上の説明では鍛造について例
示したが、これに限られることはなく、例えば圧延を行
なってもよく、この場合には板状のＴｉＡｌ基合金を製
造することもできる。
を採用すれば、鍛造装置に通常の冷間鍛造装置を適用で
きるので、装置が簡便になる。又、従来ＴｉＡｌ合金に
対して行われていた恒温鍛造のように特殊な耐熱金型
（例えばＴＺＭ等のＭｏ合金）を使用する必要がなく、
通常の金型を使用でき、金型の大きさを自由に設定する
ことができるので、大型のＴｉＡｌ基合金製品を製造す
ることができる。なお、以上の説明では鍛造について例
示したが、これに限られることはなく、例えば圧延を行
なってもよく、この場合には板状のＴｉＡｌ基合金を製
造することもできる。
【００４４】（第２実施形態）以下、本発明の第２の実
施形態について説明する。本発明の第２の実施形態は、
先に説明した図４の状態図において（α＋β）相の平衡
温度領域に保持して、軟らかく加工の容易なβ相を利用
して高速塑性加工するものである。組成加工後において
もβ相が比較的多く残留しているため、高温強度、特に
クリープ強度が低下するものの、舶用タービンのような
やや低温で使用する動翼には十分使用可能である。本発
明の第２の実施形態の顕微鏡組織は、上述の図８に示し
たものである。
施形態について説明する。本発明の第２の実施形態は、
先に説明した図４の状態図において（α＋β）相の平衡
温度領域に保持して、軟らかく加工の容易なβ相を利用
して高速塑性加工するものである。組成加工後において
もβ相が比較的多く残留しているため、高温強度、特に
クリープ強度が低下するものの、舶用タービンのような
やや低温で使用する動翼には十分使用可能である。本発
明の第２の実施形態の顕微鏡組織は、上述の図８に示し
たものである。
【００４５】次に、第２の実施形態のＴｉＡｌ基合金の
製造方法について説明する。第２の実施形態におけるラ
メラー粒の生成機構も、先に説明した第１の実施形態の
場合と同様である。ここでは高速塑性加工方法について
状態図を参照して説明する。図４において、例えば、Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｃｒ系合金の（α＋β）相の平衡領域の最低
温度は約１２２０℃であり、この温度以上では（α＋
β）相が安定相として存在する。又、Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系
合金のα相領域の最低温度は約１１２０℃であり、この
温度以上で（α＋β）相が安定相として存在する。従っ
て、上記した各成分を含む３元系ＴｉＡｌ基合金を用い
れば、（α＋β）相の平衡領域での保持温度を１３００
℃以下の１１５０℃〜１３００℃、好ましくは１２００
℃〜１２５０℃とすることができる。高速塑性加工の最
終温度も変形能が良好なβ相の効果によって１０００℃
まで引下げられるので、材料の保温対策も特に必要は無
く、通常の金属材料の鍛造法や圧延法により成形加工す
ることができるので工業的にも有利である。また、β相
は鍛造後の工程である動翼の成形加工時の機械加工性を
向上させる利点もある。金属組織中に占めるβ相の面積
割合は、１０％〜４０％となるようにするのが適当であ
る。
製造方法について説明する。第２の実施形態におけるラ
メラー粒の生成機構も、先に説明した第１の実施形態の
場合と同様である。ここでは高速塑性加工方法について
状態図を参照して説明する。図４において、例えば、Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｃｒ系合金の（α＋β）相の平衡領域の最低
温度は約１２２０℃であり、この温度以上では（α＋
β）相が安定相として存在する。又、Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系
合金のα相領域の最低温度は約１１２０℃であり、この
温度以上で（α＋β）相が安定相として存在する。従っ
て、上記した各成分を含む３元系ＴｉＡｌ基合金を用い
れば、（α＋β）相の平衡領域での保持温度を１３００
℃以下の１１５０℃〜１３００℃、好ましくは１２００
℃〜１２５０℃とすることができる。高速塑性加工の最
終温度も変形能が良好なβ相の効果によって１０００℃
まで引下げられるので、材料の保温対策も特に必要は無
く、通常の金属材料の鍛造法や圧延法により成形加工す
ることができるので工業的にも有利である。また、β相
は鍛造後の工程である動翼の成形加工時の機械加工性を
向上させる利点もある。金属組織中に占めるβ相の面積
割合は、１０％〜４０％となるようにするのが適当であ
る。
【００４６】最後にこれらの組成を有する本発明のＴｉ
Ａｌ基合金を使用した動翼について説明する。図１０に
動翼の外観形状を例示する。この図１０に示す動翼にお
いて、動翼５０は羽根５０Ａと基部５０Ｂから成り、基
部５０Ｂを円盤状のディスク（図示省略）の外周の溝部
に打ち込むことにより、動翼の全体が構成される。な
お、上記動翼５０の他、ディスク自体を本発明のＴｉＡ
ｌ基合金を用いて製造してもよい。本発明の動翼は、軽
量でしかも耐衝撃性に優れているので、航空機用、船舶
用あるいは各種産業用のガスタービンや蒸気タービンの
動翼に使用することが可能で、信頼性を維持したままタ
ービンの高性能化と軽量化に寄与するものとなる。
Ａｌ基合金を使用した動翼について説明する。図１０に
動翼の外観形状を例示する。この図１０に示す動翼にお
いて、動翼５０は羽根５０Ａと基部５０Ｂから成り、基
部５０Ｂを円盤状のディスク（図示省略）の外周の溝部
に打ち込むことにより、動翼の全体が構成される。な
お、上記動翼５０の他、ディスク自体を本発明のＴｉＡ
ｌ基合金を用いて製造してもよい。本発明の動翼は、軽
量でしかも耐衝撃性に優れているので、航空機用、船舶
用あるいは各種産業用のガスタービンや蒸気タービンの
動翼に使用することが可能で、信頼性を維持したままタ
ービンの高性能化と軽量化に寄与するものとなる。
【００４７】
【実施例】（実施例１） １．ＴｉＡｌ基合金素材の作製 表１に示すようなＡｌ：４５原子％、Ｖ：１０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなる組成を有するるＴ
ｉＡｌ基合金をプラズマスカル溶解した後、鋳造してイ
ンゴットとし、さらに適宜切り出して表面加工を施し、
９５ｍｍφ×１０９ｍｍの円柱状の溶製材を得た。
残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなる組成を有するるＴ
ｉＡｌ基合金をプラズマスカル溶解した後、鋳造してイ
ンゴットとし、さらに適宜切り出して表面加工を施し、
９５ｍｍφ×１０９ｍｍの円柱状の溶製材を得た。
【００４８】２．素材の保温処理 次に、この溶製材を厚さ３ｍｍのイソウール（アルミナ
とシリカの混合材）製の断熱シートで覆い、さらに該断
熱シートの外側をＣｒ−Ｍｏ鋼から成るカバーで覆っ
た。カバーを含めた溶製材の外寸は１１５ｍｍφであっ
た。なお、この断熱シートは、１２５０℃に保持した対
象物が１２００℃に冷却されるまでの時間が３分間とな
るような断熱性能を有していた。
とシリカの混合材）製の断熱シートで覆い、さらに該断
熱シートの外側をＣｒ−Ｍｏ鋼から成るカバーで覆っ
た。カバーを含めた溶製材の外寸は１１５ｍｍφであっ
た。なお、この断熱シートは、１２５０℃に保持した対
象物が１２００℃に冷却されるまでの時間が３分間とな
るような断熱性能を有していた。
【００４９】３．素材の前加工（押出し） そして、このカバー付き溶製材を１２５０℃の炉に１時
間保持した後取り出し、１パス押出し（押出速度３０ｍ
ｍ／ｓ）を行なった。押出しは、炉から溶製材を取り出
してから約３０秒で行なった。押出材自体の寸法は４０
ｍｍφ×３００ｍｍで、カバーを含めた押出材の外寸は
４８ｍｍφ×３２０ｍｍであった。
間保持した後取り出し、１パス押出し（押出速度３０ｍ
ｍ／ｓ）を行なった。押出しは、炉から溶製材を取り出
してから約３０秒で行なった。押出材自体の寸法は４０
ｍｍφ×３００ｍｍで、カバーを含めた押出材の外寸は
４８ｍｍφ×３２０ｍｍであった。
【００５０】４．高速塑性加工（鍛造） 上記押出材を覆っている断熱シートとカバーを一旦除去
して押出材の表面を平滑化した。次に上記と同様に押出
材に断熱シートとカバーを装着し、１２５０℃で１時間
保持した後取り出し、２８００トンの冷間プレス機にて
押出材自体の径方向の厚みが１０ｍｍの所定形状になる
まで鍛造し、平板状にした。鍛造は、炉から押出材を取
り出してから約３０秒で行ない、鍛造後空冷放置するこ
とにより、ラメラー粒の平均粒径４μｍの試料を得た。
して押出材の表面を平滑化した。次に上記と同様に押出
材に断熱シートとカバーを装着し、１２５０℃で１時間
保持した後取り出し、２８００トンの冷間プレス機にて
押出材自体の径方向の厚みが１０ｍｍの所定形状になる
まで鍛造し、平板状にした。鍛造は、炉から押出材を取
り出してから約３０秒で行ない、鍛造後空冷放置するこ
とにより、ラメラー粒の平均粒径４μｍの試料を得た。
【００５１】（比較例１〜３）なお、比較として、Ｔｉ
−４７Ａｌ−２Ｃｒ−２Ｎｂ（原子％）合金をプラズマ
スカル溶解して上記と同一サイズのインゴットとし、こ
れを１１００℃で初期厚みの１／４の厚さとなるまで恒
温鍛造した後、１４００℃で１０分間熱処理して、ラメ
ラー粒の平均粒径１００μｍの試料を得た。これを比較
例１とする。又、Ｔｉ−４７Ａｌ−２Ｃｒ−２Ｎｂ（原
子％）合金を鋳造したものを比較例２とする。さらに、
インコネル７１３Ｃを用いて鋳造したものを比較例３と
する。これらの供試材の加工方法を表１に併せて示す。
−４７Ａｌ−２Ｃｒ−２Ｎｂ（原子％）合金をプラズマ
スカル溶解して上記と同一サイズのインゴットとし、こ
れを１１００℃で初期厚みの１／４の厚さとなるまで恒
温鍛造した後、１４００℃で１０分間熱処理して、ラメ
ラー粒の平均粒径１００μｍの試料を得た。これを比較
例１とする。又、Ｔｉ−４７Ａｌ−２Ｃｒ−２Ｎｂ（原
子％）合金を鋳造したものを比較例２とする。さらに、
インコネル７１３Ｃを用いて鋳造したものを比較例３と
する。これらの供試材の加工方法を表１に併せて示す。
【００５２】３．鍛造後試料の特性評価 常法にて、これら実施例１及び比較例１〜３の供試材に
ついて、室温及び高温（７００℃）での引張強さを測定
した。又、これらの供試材について、ＪＩＳ−Ｚ２２４
２に規定するシャルピー衝撃試験を室温で行なった。そ
れぞれの結果を表２に示す。また、電子顕微鏡組織写真
は図５及び図６に示したとおりである。また、比較例２
における電子顕微鏡組織写真を図１１、図１２に示す。
ついて、室温及び高温（７００℃）での引張強さを測定
した。又、これらの供試材について、ＪＩＳ−Ｚ２２４
２に規定するシャルピー衝撃試験を室温で行なった。そ
れぞれの結果を表２に示す。また、電子顕微鏡組織写真
は図５及び図６に示したとおりである。また、比較例２
における電子顕微鏡組織写真を図１１、図１２に示す。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】表１及び表２から明らかなように、実施例
１においては、室温及び７００℃での引張強さ、シャル
ピー衝撃試験値がともに優れたものになっている。一
方、ラメラー粒の平均粒径がそれぞれ１００μｍ、１５
０μｍである比較例１、比較例２の場合は、いずれも引
張強さ及び室温でのシャルピー衝撃試験値が大幅に低下
している。又、インコネル７１３Ｃから成る比較例３の
場合は、室温でのシャルピー衝撃試験値に優れるもの
の、引張強さが実施例１よりは低く、又、比重がＴｉＡ
ｌ基合金の２倍であるために、回転体として必要な比強
度（強度／比重）はさらに低くなる。
１においては、室温及び７００℃での引張強さ、シャル
ピー衝撃試験値がともに優れたものになっている。一
方、ラメラー粒の平均粒径がそれぞれ１００μｍ、１５
０μｍである比較例１、比較例２の場合は、いずれも引
張強さ及び室温でのシャルピー衝撃試験値が大幅に低下
している。又、インコネル７１３Ｃから成る比較例３の
場合は、室温でのシャルピー衝撃試験値に優れるもの
の、引張強さが実施例１よりは低く、又、比重がＴｉＡ
ｌ基合金の２倍であるために、回転体として必要な比強
度（強度／比重）はさらに低くなる。
【００５６】（実施例２）表１に示すように、Ａｌ：４
０原子％、Ｖ：１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純
物からなる組成を有するるＴｉＡｌ基合金をプラズマス
カル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ１２０ｍｍのイン
ゴットに鋳造した。このインゴットを特別な保温手段を
講じることなしに加熱炉内に挿入し、（α＋β）相の安
定温度領域である１２５０℃に保持した。その後炉から
取り出したインゴットを通常の鍛造装置を使用して鍛伸
加工した。鍛伸加工は９０度回転させて側面を２回連続
して鍛造した後、加熱炉中に戻して再加熱する操作を繰
り返した。この操作を繰り返して亀裂等の欠陥を生ずる
こと無しに、５０ｍｍ×５０ｍｍ×３４００ｍｍのサイ
ズのＴｉＡｌ基合金材料を得た。
０原子％、Ｖ：１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純
物からなる組成を有するるＴｉＡｌ基合金をプラズマス
カル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ１２０ｍｍのイン
ゴットに鋳造した。このインゴットを特別な保温手段を
講じることなしに加熱炉内に挿入し、（α＋β）相の安
定温度領域である１２５０℃に保持した。その後炉から
取り出したインゴットを通常の鍛造装置を使用して鍛伸
加工した。鍛伸加工は９０度回転させて側面を２回連続
して鍛造した後、加熱炉中に戻して再加熱する操作を繰
り返した。この操作を繰り返して亀裂等の欠陥を生ずる
こと無しに、５０ｍｍ×５０ｍｍ×３４００ｍｍのサイ
ズのＴｉＡｌ基合金材料を得た。
【００５７】このようにして得たＴｉＡｌ基合金材料の
電子顕微鏡組織写真は図８に示したものである。粒状に
見えるのがラメラー粒である。ラメラー粒の間隙を黒色
の部分又は白色の基地が埋めているのが判る。図５、図
６に示す実施例１のＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡組織写
真と比較すると、白色のβ相が多く晶出している。さら
に、このようにして得たＴｉＡｌ基合金材料の諸特性を
実施例１と同様にして測定した。これらの結果を表２に
併記する。実施例２のＴｉＡｌ基合金はβ相が多く晶出
しているので、表２に示すとおり実施例１と比較して室
温硬さと高温における引張強さがやや低くなるものの、
シャルピー衝撃試験値は同等である。すなわち、実施例
２は高温の組成加工性と耐衝撃性に優れていると言え
る。
電子顕微鏡組織写真は図８に示したものである。粒状に
見えるのがラメラー粒である。ラメラー粒の間隙を黒色
の部分又は白色の基地が埋めているのが判る。図５、図
６に示す実施例１のＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡組織写
真と比較すると、白色のβ相が多く晶出している。さら
に、このようにして得たＴｉＡｌ基合金材料の諸特性を
実施例１と同様にして測定した。これらの結果を表２に
併記する。実施例２のＴｉＡｌ基合金はβ相が多く晶出
しているので、表２に示すとおり実施例１と比較して室
温硬さと高温における引張強さがやや低くなるものの、
シャルピー衝撃試験値は同等である。すなわち、実施例
２は高温の組成加工性と耐衝撃性に優れていると言え
る。
【００５８】（実施例３）表１に示すように、Ａｌ：４
５原子％、Ｍｎ：５原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純
物からなる組成を有するるＴｉＡｌ基合金をプラズマス
カル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ１２０ｍｍのイン
ゴットに鋳造した。このインゴットに実施例１と同様な
保温処理を施して加熱炉内に挿入し、α相の安定温度領
域である１２５０℃に保持した。その後炉から取り出し
たインゴットを保温処理を施したまま通常の鍛造装置を
使用して据込み加工した。据込み加工はインゴットの上
下面を１回で圧縮して、亀裂等の欠陥を生ずること無し
に直径１９０ｍｍ、厚さ３０ｍｍの円盤に加工した。
５原子％、Ｍｎ：５原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純
物からなる組成を有するるＴｉＡｌ基合金をプラズマス
カル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ１２０ｍｍのイン
ゴットに鋳造した。このインゴットに実施例１と同様な
保温処理を施して加熱炉内に挿入し、α相の安定温度領
域である１２５０℃に保持した。その後炉から取り出し
たインゴットを保温処理を施したまま通常の鍛造装置を
使用して据込み加工した。据込み加工はインゴットの上
下面を１回で圧縮して、亀裂等の欠陥を生ずること無し
に直径１９０ｍｍ、厚さ３０ｍｍの円盤に加工した。
【００５９】このようにして得られた円盤状のＴｉＡｌ
基合金材料の電子顕微鏡組織は、実施例１と同様の組織
を呈していた。また、このようにして得たＴｉＡｌ基合
金材料の諸特性を実施例１と同様にして測定した。これ
らの結果を表２に併記する。実施例３のＴｉＡｌ基合金
はＭｎを含有していることから、室温硬さは低下し、引
張強さも低くなっているが、シャルピー衝撃試験値が向
上している。また硬さが低下したので機械加工は容易と
なる。
基合金材料の電子顕微鏡組織は、実施例１と同様の組織
を呈していた。また、このようにして得たＴｉＡｌ基合
金材料の諸特性を実施例１と同様にして測定した。これ
らの結果を表２に併記する。実施例３のＴｉＡｌ基合金
はＭｎを含有していることから、室温硬さは低下し、引
張強さも低くなっているが、シャルピー衝撃試験値が向
上している。また硬さが低下したので機械加工は容易と
なる。
【００６０】（実施例４）表１に示すように、Ａｌ：４
０原子％、Ｍｎ：７原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純
物からなる組成を有するるＴｉＡｌ基合金をプラズマス
カル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ１２０ｍｍのイン
ゴットに鋳造した。このインゴットを実施例２と同様に
特別な保温手段を講じることなしに加熱炉内に挿入し、
（α＋β）相の安定温度領域である１２５０℃に保持し
た。その後炉から取り出したインゴットを実施例２と同
様な方法で、通常の鍛造装置を使用して鍛伸加工した。
鍛伸加工は９０度回転させて側面を２回連続して鍛造し
た後、加熱炉中に戻して再加熱する操作を繰り返した。
この操作を繰り返して亀裂等の欠陥を生ずること無し
に、５０ｍｍ×５０ｍｍ×３４０ｍｍのサイズのＴｉＡ
ｌ基合金材料を得た。
０原子％、Ｍｎ：７原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純
物からなる組成を有するるＴｉＡｌ基合金をプラズマス
カル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ１２０ｍｍのイン
ゴットに鋳造した。このインゴットを実施例２と同様に
特別な保温手段を講じることなしに加熱炉内に挿入し、
（α＋β）相の安定温度領域である１２５０℃に保持し
た。その後炉から取り出したインゴットを実施例２と同
様な方法で、通常の鍛造装置を使用して鍛伸加工した。
鍛伸加工は９０度回転させて側面を２回連続して鍛造し
た後、加熱炉中に戻して再加熱する操作を繰り返した。
この操作を繰り返して亀裂等の欠陥を生ずること無し
に、５０ｍｍ×５０ｍｍ×３４０ｍｍのサイズのＴｉＡ
ｌ基合金材料を得た。
【００６１】このようにして得られた円盤状のＴｉＡｌ
基合金材料の電子顕微鏡組織は、実施例２と同様の組織
を呈していた。また、このようにして得たＴｉＡｌ基合
金材料の諸特性を実施例１と同様にして測定した。これ
らの結果を表２に併記する。実施例４のＴｉＡｌ基合金
は実施例２と比較すると室温硬さと引張強さは低下する
が、シャルピー衝撃試験値は一層向上している。また軟
らかいことから機械加工性に優れている。
基合金材料の電子顕微鏡組織は、実施例２と同様の組織
を呈していた。また、このようにして得たＴｉＡｌ基合
金材料の諸特性を実施例１と同様にして測定した。これ
らの結果を表２に併記する。実施例４のＴｉＡｌ基合金
は実施例２と比較すると室温硬さと引張強さは低下する
が、シャルピー衝撃試験値は一層向上している。また軟
らかいことから機械加工性に優れている。
【００６２】（実施例５）表１に示すように、Ａｌ：４
５原子％、Ｖ：１０原子％、Ｃ：０．２原子％、残部：
Ｔｉ及び不可避不純物からなる組成を有するＴｉＡｌ基
合金をプラズマスカル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ
１２０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットに
実施例１と同様な保温処理を施して加熱炉に挿入し、α
相の安定温度領域である１２５０℃に保持した。その後
炉から取り出したインゴットを保温処理を施したまま通
常の鍛造装置を使用して据え込み加工した。据え込み加
工はインゴットの上下面を１回で圧縮して、亀裂等の欠
陥を生ずること無しに直径１９０ｍｍ、厚さ３０ｍｍの
円盤に加工した。
５原子％、Ｖ：１０原子％、Ｃ：０．２原子％、残部：
Ｔｉ及び不可避不純物からなる組成を有するＴｉＡｌ基
合金をプラズマスカル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ
１２０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットに
実施例１と同様な保温処理を施して加熱炉に挿入し、α
相の安定温度領域である１２５０℃に保持した。その後
炉から取り出したインゴットを保温処理を施したまま通
常の鍛造装置を使用して据え込み加工した。据え込み加
工はインゴットの上下面を１回で圧縮して、亀裂等の欠
陥を生ずること無しに直径１９０ｍｍ、厚さ３０ｍｍの
円盤に加工した。
【００６３】このようにして得られた円盤状のＴｉＡｌ
基合金材料の電子顕微鏡組織は、実施例１と同様の組織
を呈していた。また、このようにして得たＴｉＡｌ基合
金材料の諸特性を上記と同様にして測定した。これらの
結果を表２に併記する。実施例５のＴｉＡｌ基合金は、
Ｃ以外がこの合金と同じである実施例１の合金に比べ、
特に高温強度の向上が著しいが、反面シャルピー衝撃試
験値は若干低下している。つまり、Ｃは本発明のＴｉＡ
ｌ基合金に対して若干の衝撃値の低下をもたらすもの
の、高温強度向上には非常に有効であることが判る。な
お、この効果はＳｉ、Ｂ、Ｔａにおいても同様である。
基合金材料の電子顕微鏡組織は、実施例１と同様の組織
を呈していた。また、このようにして得たＴｉＡｌ基合
金材料の諸特性を上記と同様にして測定した。これらの
結果を表２に併記する。実施例５のＴｉＡｌ基合金は、
Ｃ以外がこの合金と同じである実施例１の合金に比べ、
特に高温強度の向上が著しいが、反面シャルピー衝撃試
験値は若干低下している。つまり、Ｃは本発明のＴｉＡ
ｌ基合金に対して若干の衝撃値の低下をもたらすもの
の、高温強度向上には非常に有効であることが判る。な
お、この効果はＳｉ、Ｂ、Ｔａにおいても同様である。
【００６４】（実施例６）表１に示すように、Ａｌ：４
５原子％、Ｖ：１０原子％、Ｎｉ：１原子％、残部：Ｔ
ｉ及び不可避不純物からなる組成を有するＴｉＡｌ基合
金をプラズマスカル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ１
２０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットに実
施例１と同様な保温処理を施して加熱炉に挿入し、α相
の安定温度領域である１２５０℃に保持した。その後炉
から取り出したインゴットを保温処理を施したまま通常
の鍛造装置を使用して据え込み加工した。据え込み加工
はインゴットの上下面を１回で圧縮して、亀裂等の欠陥
を生ずること無しに直径１９０ｍｍ、厚さ３０ｍｍの円
盤に加工した。
５原子％、Ｖ：１０原子％、Ｎｉ：１原子％、残部：Ｔ
ｉ及び不可避不純物からなる組成を有するＴｉＡｌ基合
金をプラズマスカル溶解した後、直径９５ｍｍ、長さ１
２０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットに実
施例１と同様な保温処理を施して加熱炉に挿入し、α相
の安定温度領域である１２５０℃に保持した。その後炉
から取り出したインゴットを保温処理を施したまま通常
の鍛造装置を使用して据え込み加工した。据え込み加工
はインゴットの上下面を１回で圧縮して、亀裂等の欠陥
を生ずること無しに直径１９０ｍｍ、厚さ３０ｍｍの円
盤に加工した。
【００６５】このようにして得られた円盤状のＴｉＡｌ
基合金材料の電子顕微鏡組織は、実施例１と同様の組織
を呈していた。また、このようにして得たＴｉＡｌ基合
金材料ならびに実施例１の合金について、８００℃×５
００ｈの大気酸化試験を行い、酸化増量から耐酸化性を
比較した。これらの結果を表２に併記する。実施例６の
ＴｉＡｌ基合金は、Ｎｉ以外がこの合金と同じである実
施例１の合金に比べ、酸化増量は大幅に低下している。
つまり、Ｎｉは本発明のＴｉＡｌ基合金の耐酸化性向上
には非常に有効であることが判る。なお、この効果は
Ｗ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒにおいても同様である。
基合金材料の電子顕微鏡組織は、実施例１と同様の組織
を呈していた。また、このようにして得たＴｉＡｌ基合
金材料ならびに実施例１の合金について、８００℃×５
００ｈの大気酸化試験を行い、酸化増量から耐酸化性を
比較した。これらの結果を表２に併記する。実施例６の
ＴｉＡｌ基合金は、Ｎｉ以外がこの合金と同じである実
施例１の合金に比べ、酸化増量は大幅に低下している。
つまり、Ｎｉは本発明のＴｉＡｌ基合金の耐酸化性向上
には非常に有効であることが判る。なお、この効果は
Ｗ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒにおいても同様である。
【００６６】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明の
ＴｉＡｌ基合金は、粒径の小さいラメラー粒が密集して
配列しているために金属組織が微細になり、強度ととも
に室温靱性、特に衝撃特性が向上する。又、本発明のＴ
ｉＡｌ基合金の製造方法は、ＴｉＡｌ基合金素材がα相
の平衡温度領域又は（α＋β）相の平衡温度領域から冷
却される際に、高速塑性加工によってラメラー粒の発生
の起点となる歪みが金属組織中に導入されることで、ラ
メラー結晶粒の微細化が可能となる。また、加工後は比
較的速い速度で冷却されるため、ラメラー組織のラメラ
ー間隔を小さくすることができる。
ＴｉＡｌ基合金は、粒径の小さいラメラー粒が密集して
配列しているために金属組織が微細になり、強度ととも
に室温靱性、特に衝撃特性が向上する。又、本発明のＴ
ｉＡｌ基合金の製造方法は、ＴｉＡｌ基合金素材がα相
の平衡温度領域又は（α＋β）相の平衡温度領域から冷
却される際に、高速塑性加工によってラメラー粒の発生
の起点となる歪みが金属組織中に導入されることで、ラ
メラー結晶粒の微細化が可能となる。また、加工後は比
較的速い速度で冷却されるため、ラメラー組織のラメラ
ー間隔を小さくすることができる。
【００６７】また、（α＋β）領域で保持することによ
り、高温での塑性加工性が向上し、通常のプレス加工で
さぎょうできるなど、工業的に有利となる。さらに、状
態図を図４に示すように変化させる成分としてＣｒ又は
Ｖを用いれば、高温強度に優れたＴｉＡｌ基合金が得ら
れ、また、Ｍｎを用いれば高温強度は低下するものの靱
性や機械加工性がさらに向上したＴｉＡｌ基合金が得ら
れる。
り、高温での塑性加工性が向上し、通常のプレス加工で
さぎょうできるなど、工業的に有利となる。さらに、状
態図を図４に示すように変化させる成分としてＣｒ又は
Ｖを用いれば、高温強度に優れたＴｉＡｌ基合金が得ら
れ、また、Ｍｎを用いれば高温強度は低下するものの靱
性や機械加工性がさらに向上したＴｉＡｌ基合金が得ら
れる。
【００６８】本発明による動翼は、耐衝撃性に優れてい
るので航空機用、船舶用あるいは各種産業機械用のガス
タービンや蒸気タービンの動翼として使用すれば、ター
ビンの性能向上と軽量化に大いに役立つものとなる。
るので航空機用、船舶用あるいは各種産業機械用のガス
タービンや蒸気タービンの動翼として使用すれば、ター
ビンの性能向上と軽量化に大いに役立つものとなる。
【図１】 本発明の組織１のＴｉＡｌ基合金の金属組織
を示す模式図である。
を示す模式図である。
【図２】 本発明のＴｉＡｌ基合金のラメラー組織の生
成過程を説明する状態図である。
成過程を説明する状態図である。
【図３】 各工程での金属組織の変化を示す模式図であ
る。
る。
【図４】 本発明の３元系のＴｉＡｌ基合金の状態図で
ある。
ある。
【図５】 本発明の組織１のＴｉＡｌ基合金の電子顕微
鏡組織写真である。
鏡組織写真である。
【図６】 本発明の組織１のＴｉＡｌ基合金の倍率を変
えた電子顕微鏡組織写真である。
えた電子顕微鏡組織写真である。
【図７】 本発明の組織２のＴｉＡｌ基合金の金属組織
を示す模式図である。
を示す模式図である。
【図８】 本発明の組織２のＴｉＡｌ基合金の電子顕微
鏡組織写真である。
鏡組織写真である。
【図９】 本発明のＴｉＡｌ基合金を製造する方法の一
例を示す工程図である。
例を示す工程図である。
【図１０】 本発明の動翼を示す斜視図である。
【図１１】 比較例２の電子顕微鏡組織写真である。
【図１２】 比較例２の倍率を変えた電子顕微鏡組織写
真である。
真である。
１・・・・・α相、１’・・・・・α2 相、２・・・・・γ相、３・・・・・
ラメラー粒、４・・・・・基地、８・・・・・ＴｉＡｌ基合金素
材、１０・・・・・ＴｉＡｌ基合金、２０・・・・・断熱材、２２
・・・・・カバー、３０Ａ・・・・・上型、３０Ｂ・・・・・下型、５
０・・・・・動翼
ラメラー粒、４・・・・・基地、８・・・・・ＴｉＡｌ基合金素
材、１０・・・・・ＴｉＡｌ基合金、２０・・・・・断熱材、２２
・・・・・カバー、３０Ａ・・・・・上型、３０Ｂ・・・・・下型、５
０・・・・・動翼
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｆ０２Ｂ 39/00 Ｆ０２Ｂ 39/00 Ｕ // Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｂ ６０１ ６０１ ６０４ ６０４ ６１２ ６１２ ６３０ ６３０Ａ ６３０Ｂ ６５０ ６５０Ａ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ｂ ６９４Ｚ (72)発明者 竹山 雅夫 東京都目黒区大岡山２丁目12番１号 東京 工業大学内 Ｆターム(参考） 3G002 BA02 BA06 3G005 FA13 GB79 KA00 KA07 4E087 AA10 BA04 BA05 CA11 CB01 CB04 DB15 DB16 DB23 GA09 HA45
Claims (16)
- 【請求項１】 α2 相とγ相が交互に積層された平均粒
径１〜５０μｍのラメラー粒が密に配列してなる微細組
織を有することを特徴とするＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項２】 α2 相とγ相が交互に積層された平均粒
径１〜５０μｍのラメラー粒が密に配列しており、該ラ
メラー粒の間隙をβ相を含む基地が埋めてなる微細組織
を有することを特徴とする請求項１に記載のＴｉＡｌ基
合金。 - 【請求項３】 Ａｌ：４０〜４８原子％、Ｃｒ及びＶか
ら選ばれる１種以上：５〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び
不可避不純物から成ることを特徴とする請求項１又は請
求項２に記載のＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項４】 Ａｌ：３８〜４８原子％、Ｍｎ：４〜１
０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなることを
特徴とする請求項１又は請求項２に記載のＴｉＡｌ基合
金。 - 【請求項５】 Ｃ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｂ，Ｈｆ，
Ｔａ，Ｚｒの群から選ばれる１種以上の元素を、合計で
０．１〜３原子％含有することを特徴とする請求項３又
は請求項４に記載のＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項６】 ＪＩＳ−Ｚ２２４２に規定するシャルピ
ー衝撃試験値が室温で３Ｊ以上であることを特徴とする
請求項１ないし請求項５に記載のＴｉＡｌ基合金。 - 【請求項７】 少なくとも４３〜４８原子％のＡｌを含
有するＴｉＡｌ基合金素材を、α相の平衡温度領域に保
持する工程と、該温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材
を、所定の加工最終温度まで冷却しながら高速塑性加工
する工程とを備えたことを特徴とするＴｉＡｌ基合金の
製造方法。 - 【請求項８】 前記保持温度が１２３０〜１４００℃で
あることを特徴とする請求項７に記載のＴｉＡｌ基合金
の製造方法。 - 【請求項９】 前記加工最終温度が１２００℃であるこ
とを特徴とする請求項７に記載のＴｉＡｌ基合金の製造
方法。 - 【請求項１０】 請求項７に記載のＴｉＡｌ基合金の製
造方法において、前記ＴｉＡｌ基合金素材を断熱材で覆
った状態で前記保持温度に保持した後、該断熱材と共に
このＴｉＡｌ基合金素材を高速塑性加工することを特徴
とするＴｉＡｌ基合金の製造方法。 - 【請求項１１】 少なくとも３８〜４４原子％のＡｌを
含有するＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温
度領域に保持する工程と、該温度に保持したＴｉＡｌ基
合金素材を、所定の加工最終温度まで冷却しながら高速
塑性加工する工程とを備えたことを特徴とするＴｉＡｌ
基合金の製造方法。 - 【請求項１２】 前記保持温度が１１５０〜１３００℃
であることを特徴とする請求項１１に記載のＴｉＡｌ基
合金の製造方法。 - 【請求項１３】 前記加工最終温度が１０００℃である
ことを特徴とする請求項１１に記載のＴｉＡｌ基合金の
製造方法。 - 【請求項１４】 前記高速塑性加工として鍛造法を用い
ることを特徴とする請求項７ないし請求項１１のいずれ
かに記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。 - 【請求項１５】 前記高速塑性加工時の冷却速度を５０
〜７００℃／分として加工することを特徴とする請求項
７又は請求項１１に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。 - 【請求項１６】 請求項１ないし請求項６のいずれかに
記載のＴｉＡｌ基合金を用いた動翼。
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|---|---|---|---|
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| DE60110294T DE60110294T2 (de) | 2000-02-23 | 2001-02-21 | TiAl-basierte Legierung, Verfahren zu deren Herstellung und Rotorblatt daraus |
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| JP2000-46540 | 2000-02-23 | ||
| JP2000046540 | 2000-02-23 | ||
| JP2000259831A JP4287991B2 (ja) | 2000-02-23 | 2000-08-29 | ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼 |
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