JP2015004092A - 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金 - Google Patents

Abstract

【課題】 高温強度に優れるとともに、熱間鍛造材としての加工性に優れたＴｉＡｌ基合金の提供を目的とする。
【解決手段】 本発明のＴｉＡｌ基合金は、Ａｌ：４０．０〜４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
が１．２〜２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなり、α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ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。
【選択図】図１

Description

本発明は、航空機エンジン、発電用ガスタービン等の動翼やディスクに用いて好適なＴｉＡｌ基合金に関し、特に熱間鍛造性が良好で、高温での強度が高く、常温での延性も良好なＴｉＡｌ基合金に関する。また、本発明は、上記のＴｉＡｌ基合金の製造方法に関するものである。

近年、航空機エンジン、発電用ガスタービンに用いる材料として、軽量で耐熱性に優れるＴｉＡｌ基合金が注目されている。特に、回転部材の場合、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部品サイズの大型化を図ることができる。

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_３Ａｌ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。そして、軽量耐熱合金であるＴｉＡｌ合金の使用形態として鋳造材と熱間鍛造材がある。
鋳造材は高温強度に優れたα２／γ完全ラメラ組織であり８５０℃程度まで使用可能であるが鍛造性が不良であり、また結晶粒が粗大なため常温延性に乏しいという問題がある。そこで、例えば、特許文献１では、所定の組成を有するＴｉＡｌ基合金素材を、鋳造材には存在しない（α＋β）相の平衡温度領域に保持し、その後に塑性加工することにより、鋳造欠陥を無くすことができるとともに、加工歪みと相変態の相乗効果で組織を微細化することが提案されている。さらに、その後に、ＴｉＡｌ基合金素材を（α＋β）相または（α＋β＋γ）相または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持して、ラメラ粒及びβ相の面積分率やラメラ粒の粒径を制御し、優れた機械加工性と、比較的低い温度での強度を備えたＴｉＡｌ基合金を製造することができる。塑性加工としては、押出、圧延、自由鍛造、型鍛造を使用することができる。

特許第４２０９０９２号公報 特許第４２８７９９１号公報 特開平６−４９５６５号公報

しかしながら、上記した鋳造材の場合、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、各種エンジン、タービ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−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基合金の常温延性を向上させることが必要になってくる。ところが、上記鋳造材の場合、鋳造組織の結晶粒径は一般に粗大であることから、常温延性を向上することは困難であった。

また、鋳造材の場合、自動車用ターボチャージャ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や引け巣等の内在する鋳造欠陥等の問題から、大型部品の製造が困難であった。一方、ＴｉＡｌ基合金の鍛造材ではこの鋳造欠陥の問題を防止することができる。ＴｉＡｌ合金の鍛造方法として恒温鍛造ならびに通常の熱間鍛造がある。一般にＴｉＡｌ合金の高温変形能は乏しいため、従来は高温の一定温度で保持したまま非常に低速で鍛造する恒温鍛造法が用いられてきた。この恒温鍛造法では温度を高温で一定に保つため、鍛造用の型についてもこれ全体を加熱する必要があり特殊な装置が必要である。また、鍛造時間が非常に長くなるため、素材や型の酸化防止のために加熱部全体を真空または不活性雰囲気にする必要があった。そこで、これらの制約に伴う装置能力の限界から大型の素材を鍛造することは困難であった。また特殊装置を使用することから作業費用は非常に高価であった。

一方、最近提案されている熱間鍛造材では、例えば特許文献３に示すように、ＴｉＡｌ合金中に高温変形能に優れた（即ち高温強度の低い）β相をβ安定化元素（Ｍｎ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ等）添加で生成させることで、Ｎｉ合金や鉄合金と同様の通常の汎用加熱炉と汎用プレスを用いた通常の鍛造、いわゆる熱間鍛造を可能としている。なお、熱間鍛造とは素材のみを加熱炉で加熱し、そこから素材を取り出して油圧プレス等において大気中で急速に冷却しながら高ひずみ速度で鍛造する方法であり、装置の制約が少ないことから大型素材が比較的安価に製造できる。
しかし、ここで提案された合金では、鍛造後に熱処理を行っても最終製品中に高温強度の低いβ相が残留するため、製品の高温強度が低く使用可能温度は最高７００℃程度と、鋳造材の使用可能温度である８５０℃程度と比較して、大幅に低くなるという課題があった。

本発明者は、各種元素を添加したＴｉＡｌ基合金の平衡状態図および組織変化過程を鋭意検討して、熱間鍛造材として高温変形能に優れていると同時に、熱処理後の最終製品中にβ相が残留しないような組成を明らかにすることで、本発明の完成に至ったものである。
即ち、本発明は、ＴｉＡｌ基合金における上記した問題を解決し、熱間鍛造材としての鍛造性に優れるとともに、最終的な状態で高温強度に優れるＴｉＡｌ基合金及びその製造方法の提供を目的とする。

本発明のＴｉＡｌ基合金は、上記課題を解決するもので、Ａｌ：４０．０〜４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
が１．２〜２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなり、α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ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。

本発明のＴｉＡｌ基合金のさらに他の一つは、上記ＴｉＡｌ基合金において、さらにＣ、Ｓｉ、Ｗ、Ｂ、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。これらの元素を添加することにより、高温強度、クリ−プ強度、耐酸化性を高めることができる。

本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、上記課題を解決するもので、α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を密に有するＴｉＡｌ基合金を製造する方法であって、Ａｌ：４０．０〜４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
が１．２〜２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金素材を、α相とβ相の共存温度領域に保持して熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を、１１８０〜１２６０℃の温度範囲で０．５〜２０時間間保持すると共に、０．３〜１０［℃／分］の冷却速度で熱処理する工程とを備えたことを特徴とする。

本発明のＴｉＡｌ基合金において、Ａｌは４０．０〜４２．８原子％の範囲では、熱処理後の最終的な状態でβ相が存在せず、α２/γの完全ラメラ組織となる。また、鍛造時はα＋β相となるため熱間鍛造性が良好となる。熱間鍛造性が良好とは、具体的には図４に示した条件の熱間鍛造を実施しても、大きな割れが発生しないことをいい、酸化等での表面組織変化に伴う微細な割れは含まれないものとする。Ａｌが４０．０原子％に満たない場合は、鍛造性は良好でβ相も残留しないが、α２相の比率が多くなりすぎるため、常温延性が低下する。Ａｌが４２．８原子％を超す場合は、鍛造性が不良になる。

本発明のＴｉＡｌ基合金において、Ｃｒ当量は１．２〜２．０原子％の範囲が良い。Ｃｒ当量が１．２原子％に満たない場合は、鍛造時のβ相の量が不足のため鍛造性が不良になる。Ｃｒ当量が２．０原子％を超す場合は、熱処理後にβ相が残留するため、高温強度が低く使用可能温度が低くなる。
本発明のＴｉＡｌ基合金において、ラメラ粒の結晶粒径が２００μm以下となると、常温延性が確保されて、好ましい。ラメラ粒の平均粒径を３０μｍ未満とすることは工業的に困難であり、又、平均粒径が２００μｍを超えると、室温延性が低下する。

本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法において、α＋β域で熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を熱処理する際、α単相域での平衡温度領域に保持する温度範囲は、１１８０〜１２６０℃とする。１１８０℃未満の場合は、α＋γ域のため、α単相とならず冷却後に完全ラメラ組織が形成されない。１２６０℃を超す場合は、α＋β域のため、冷却速度によってβ相が残留することがある。
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法において、熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を熱処理する際、α単相域での平衡温度領域内に保持する時間は、０．５〜２０時間とする。保持時間が０．５時間未満の場合は、時間が短すぎα単相化しない。保持時間が２０時間を超す場合は、時間が長すぎα粒（最終的なラメラ粒）の結晶粒径が粗大化する。

本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法において、熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材をα単相域での平衡温度領域内に所定時間保持した後の冷却速度は、０．３〜１０［℃／分］がよい。冷却速度が０．３［℃／分］未満の場合は、遅すぎて、ラメラ粒内のα２相とγ相の間隔が粗大化するため、延性と強度が低下する。冷却速度が１０［℃／分］を超す場合は、早すぎて、α２相の比率が多くなりすぎるため、延性が低下する。

本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、具体的には次の工程による。まず、所定の成分のインゴットを溶解する。次に、インゴットの熱間鍛造をする。即ち、従来のＴｉＡｌ熱間鍛造合金と同様にα＋β領域で実施する。従来材と同様のβ相の効果で熱間鍛造性は確保できる。また、鍛造の効果で結晶粒径は微細化する。
続いて、鍛造素材の熱処理を行う。α単相域で所定時間保持後に所定の速度で冷却することで、α→α＋γ→α２＋γ変態を生じさせる。α域での保持時間を適正化することで結晶粒粗大化はなく、最終的に高温強度と常温延性に優れた細粒のα２／γ完全ラメラ組織を得ることができる。

本発明では、組成を従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材と大幅に変えることで、従来の熱間鍛造材ではなかった相変態過程（α＋β→α→α＋γ→α２＋γ）を実現し、鍛造、熱処理の過程でこの相変態を利用することで最終的な状態で高温強度の高いα２／γ完全ラメラ組織を得るものである。つまり、熱間鍛造性と高温強度の両立を可能としたものである。また、鍛造の効果で結晶粒が微細化することから常温延性は鋳造材より大幅に優れている。

本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 図１の鍛造後の材料の光学顕微鏡組織写真である。 本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材をα域の1200℃で２時間保持後に３℃/分℃で冷却した供試材の反射電子像写真である。 本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金の熱間鍛造性を評価するための熱間鍛造試験を説明する図である。 本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金の熱間鍛造性に及ぼすＡｌ濃度とＣｒ当量の影響を説明する図で、熱間鍛造での割れ発生状態を説明してある。 図５の熱間鍛造試験後の試験素材の外観写真の例である。 本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金鍛造材の熱処理後の組織変化に及ぼすＡｌ濃度とＣｒ当量の影響を説明する図であり、β相残留の有無について説明してある。 図７のＴｉＡｌ合金鍛造材の熱処理後の反射電子像写真の例である。 比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材のＴｉＡｌ二元系状態図における代表的な組成範囲の説明図である。 比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材の光学顕微鏡組織写真である。 比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材の反射電子像組織写真である。 比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 比較例としての従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材の状態図上における代表的な組成範囲の説明図である。 比較例としての従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材用のインゴットを１３００℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 比較例としての従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材を１３００℃で２時間分持し、２０℃/分で冷却熱処理した供試材の反射電子像である。

表１は、本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造合金ならびに比較例１、２の材料における成分、熱間鍛造温度、熱処理条件、組織、並びに室温、８５０℃、９５０℃での引張特性を示している。

図１は本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材（組成Ｔｉ−４１Ａｌ−０．６Ｃｒ−４Ｎｂ（ａｔ％））を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。鍛造温度はα＋β領域となっている。高温変形能に優れたβ相が存在するため、この熱間鍛造材の鍛造性は良く、割れが無い。
図３は図１の鍛造後の材料の光学顕微鏡組織写真である。右隅の横線は、１０μｍを示している。鍛造による塑性ひずみの効果で結晶粒径が微細化し、例えば１０〜１００μｍ程度になっている。

図３は本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材（組成Ｔｉ−４１Ａｌ−０．６Ｃｒ−４Ｎｂ（ａｔ％））を熱間鍛造後にα域の１２００℃で２時間保持後に３℃/分で冷却した供試材の反射電子像写真である。（Ａ）は低倍の写真、（Ｂ）は高倍の写真である。α２相、γ相よりなる完全ラメラ組織であり、鋳造材と同様になっている。この熱処理後の材料には、高温変形能が優れた（高温強度が低い）β相が存在しない。粒径は鍛造のままに較べると若干粗大化しているが、鋳造材に較べると大幅に小さい。そこで、この熱間鍛造材は、以上の組織のため高温強度、常温延性ともに優れている。

図４は本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金の熱間鍛造性を評価するための熱間鍛造試験を説明するもので、（Ａ）はインゴットの外観写真と鍛造試験に供した素材の切断位置（下側を使用）、（Ｂ）は熱間鍛造試験の情況写真、（Ｃ）は熱間鍛造試験での高さの変化の説明図である。
図４（Ａ）は、表２、３の組成についてインゴットを作製した外観写真である。インゴット作製方法は、イットリアるつぼを用いた高周波溶解による。インゴットの原料は、スポンジＴｉ、Ａｌ粒に加えて、添加元素としてＣｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖを単独または複合添加する。溶解雰囲気はアルゴンガス中である。写真のインゴット重量は約７００ｇであるが、押し湯切断後は約４５０ｇとなる。

図４（Ｂ）および（Ｃ）は、熱間鍛造試験の情況写真および説明図で、加熱温度は１３５０℃、プレスの速度は５０ｍｍ／秒以上、鍛造方向は据え込み、鍛造回数は７回で、都度再加熱を行っている。熱間鍛造試験での高さの変化は、９０ｍｍ、８０ｍｍ、７０ｍｍ、５５ｍｍ、４０ｍｍ、３０ｍｍ、２０ｍｍ、１５ｍｍであり、順次圧縮をしている。

表２と表３は、熱間鍛造性と熱処理後のβ相残留有無を調査したインゴットの組成と試験結果を示すものである。

図５は本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金の熱間鍛造性に及ぼすＡｌ濃度とＣｒ当量の影響を説明する図で、熱間鍛造での割れ発生状態を説明してある。ここで、図５の各プロットは別々のインゴットに相当している。各添加元素の効果は異なるが、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ（ａｔ％）を用いれば結果が良く整理できる。上記Ｃｒ当量が１ａｔ％以上、Ａｌ濃度が４３ａｔ％以下において、割れずに熱間鍛造できることが確認できた。
図６は図５の熱間鍛造試験後の試験素材の外観写真の例である。図６（Ａ）は割れ無しの場合、（Ｂ）は割れ発生の場合を示している。

図７は本発明のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金鍛造材の熱処理後の組織変化に及ぼすＡｌ濃度とＣｒ当量の影響を説明する図であり、β相残留の有無について説明してある。ここでは、表２、３の組成で作製したインゴットの熱間鍛造材を使用して試験している。試験条件は、熱間鍛造材から切り出した小片について、１３５０℃で２時間保持後に０．２℃/分で冷却する熱処理を実施している。この図に関する熱処理試験条件では、各組成で最終的にβ相が残留するかどうか調べるため、非常に遅い速度で冷却した。従って結晶粒径は粗大化している。
各添加元素の効果は異なるが、Ｃｒ当量であるＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ（ａｔ％）を用いればうまく結果を整理できる。図７の斜めに位置する点線より上側の組成ではβ相が残留し、それ以下ではβ相は冷却過程で消失し、α２／γ完全ラメラ組織が形成されている。なお、この図において点線で囲んだ範囲は、α２／γ完全ラメラ組織が形成され、かつ図５に示した熱間鍛造性が良好であった組成である。

図８は図７のＴｉＡｌ合金鍛造材の熱処理後の反射電子像写真の例で、（Ａ）はβ相が残留した組織の例 、（Ｂ）はβ相が残留せず完全ラメラ組織となった組織の例を示してある。

[比較例１]
図９は、ＴｉＡｌ鋳造材のＴｉＡｌ二元系状態図における代表的な組成範囲の説明図である。鋳造材ではβ相安定化元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等）は添加されても少量のため、相の状態は図９から変化しない。相変態は、α→α＋γ→α２＋γであり、高温においてもβ相は安定でない。
図１０は、従来組成のＴｉＡｌ鋳造材（組成Ｔｉ−４６ａｔ％Ａｌ）の光学顕微鏡組織写真である。結晶粒径が粗大なので常温延性に乏しい

図１１は、従来組成のＴｉＡｌ鋳造材（組成Ｔｉ−４６ａｔ％Ａｌ）の反射電子像組織写真である。ＴｉＡｌ鋳造材は、γ相とα２相で構成され、この２相が層状にした組織であるラメラ組織となっている。ここでは、すべての組織がこのラメラ組織で構成されている為、完全ラメラ組織となっている。ＴｉＡｌ鋳造材は完全ラメラ組織であり、高温強度は高く８５０℃程度まで使用可能である。
図１２は、従来組成のＴｉＡｌ鋳造材（組成Ｔｉ−４６ａｔ％Ａｌ）を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。β相（高温変形能に優れた相）が存在しないため、変形能が悪く、大きな割れが発生した。

[比較例２]
図１３は、従来組成のＴｉＡｌ熱間鍛造合金の状態図上における代表的な組成範囲の説明図である。この状態図は、Ａｌ濃度を４２ａｔ％に固定し、β安定化元素（この場合はＶ）を添加してβ相を安定化したＴｉＡｌ−Ｖ三元系合金の状態図である。添加元素がＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂでも基本的な構成は共通しているが、各相の存在位置は添加元素に応じて変化する。また、Ａｌ濃度の変化によっても各相の存在位置は変化する。ここでは、矩形の実線で囲んだ領域は添加元素がＶの場合での従来のＴｉＡｌ熱間鍛造合金の組成であるが、Ｖが９〜１３ａｔ％の領域であるため、１３００℃付近でβ＋α相領域が出現しており、１０００℃以下の低温側でもβ相が安定であるため、どのような熱処理を行っても最終製品にβ相が残る。また製品として高温で長時間使用すれば平衡状態に近づきこのβ相の量が増加していくこともある。

図１４は、従来組成のＴｉＡｌ熱間鍛造材（組成Ｔｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ(ａｔ％))を１３００℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。鍛造温度はα＋β領域である。高温変形能に優れたβ相が存在するため鍛造性は良く、割れが無い。
図１５は、従来組成のＴｉＡｌ熱間鍛造材（組成Ｔｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ(ａｔ％))を１３００℃で２時間保持し、２０℃/分で冷却熱処理した供試材の反射電子像である。この熱間鍛造材の組織は、β相、γ相、ならびにα２／γラメラ組織から構成されている。高温変形能が優れた（高温強度が低い）β相が存在するため、高温強度は低く、使用可能温度７００℃程度である。そして、熱処理条件の変化でこのβ相を消失させることは不可能である。この組成では低温でβ相が安定するためである。

本発明のＴｉＡｌ基合金は、熱間鍛造性が良好であることから大型部品が製造でき、また高温強度、常温延性等に優れているので航空機エンジン、発電用ガスタービンの動翼やディスク等として使用するのに好適である。
本発明のＴｉＡｌ基合金を用いると高温強度と常温延性に優れた大型の素材が得られる。このような素材を用いた動翼やディスクは、優れた高温強度や常温延性を有することから、航空機エンジン、発電用ガスタービンの動翼やディスクとすれば、信頼性を維持しつつ、回転数の上昇や部品サイズの大型化によるエネルギ−効率の向上に貢献することが可能となる。

Claims (3)

1. Ａｌ：４０．０〜４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
   Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
   が１．２〜２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなり、α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ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。
2. α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を密に有するＴｉＡｌ基合金を製造する方法であって、Ａｌ：４０．０〜４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
   Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
   が１．２〜２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金素材を、
   α相とβ相の共存温度領域に保持して熱間鍛造する工程と、
   前記熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を、１１８０〜１２６０℃の温度範囲で０．５〜２０時間間保持すると共に、０．３〜１０［℃／分］の冷却速度で熱処理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。
3. 前記ＴｉＡｌ基合金素材は、前記熱処理工程では、α→α＋γ→α２＋γ変態を生じさせることを特徴とする請求項２に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。