JP2018095941A

JP2018095941A - 耐熱Ｔｉ合金及びその製造方法

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Publication number: JP2018095941A
Application number: JP2016243851A
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Inventors: 禎彦小柳; Sadahiko Koyanagi; 琢磨岡島; Takuma Okajima
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
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Priority date: 2016-12-15
Filing date: 2016-12-15
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Abstract

【課題】十分な高温強度を得られ、製造性にも優れる耐熱Ｔｉ合金及びその製造方法の提供。【解決手段】耐熱Ｔｉ合金は、所定の成分組成を有するとともに、針状α相を内部に含むβ粒及び等軸α相で構成された複合組織を有し、等軸α相は、５〜２０μｍの間の平均粒径、５．０以下の平均アスペクト比であり、複合組織に対する断面面積率で５〜３５％で含まれることを特徴とする。製造方法は、β単相温度領域で加熱保持する第１の熱処理工程と、α＋β二相温度領域で熱間鍛造し等軸α相を調整する調整鍛造工程と、α＋β二相温度領域で加熱保持後し、冷却して針状α相を析出させる第２の熱処理工程と、時効熱処理工程と、を含み、第１の熱処理工程に先立って、β単相領域で熱間鍛造しα＋β二相温度領域で更に熱間鍛造する予鍛造工程を与え、上記した組織を与えることを特徴とする。【選択図】図６

Description

本発明は、高温強度に優れる耐熱Ｔｉ合金及びその製造方法に関し、特に、針状α相を内部に含むβ粒及び等軸α相で構成された複合組織を有する耐熱Ｔｉ合金及びその製造方法に関する。

チタンＴｉの融点は、１６００℃以上であり、同じく軽金属として分類されるアルミニウムＡｌやマグネシウムＭｇのそれと比較して非常に高い。また、βトランザス（変態点）である８８５℃で結晶構造を最密立方晶（α相）から体心立法晶（β相）に同素変態させる。これら性質を利用してＴｉ合金の開発が行われている。

耐熱チタン合金は、主として、高温強度に優れるα相を安定化させる元素であるＡｌを添加するとともに、ＳｎやＺｒによる固溶強化機構を利用したものが多い。代表的な合金としては、航空機エンジン用部材として使用されるＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．１Ｓｉ（Ｔｉ−６−２−４−２Ｓ）合金がある。かかる合金は、７５０Ｋ程度の温度においても高い機械強度と耐クリープ性とを兼ね備えるとされる。

例えば、特許文献１では、Ｔｉ−６−２−４−２Ｓ合金において、熱処理と鍛造条件を変更することによって、機械強度に影響を与え得る金属組織の粒サイズを調整する方法を開示している。詳細には、ＡＭＳ４９７６の仕様、すなわち、βトランザス近傍のα＋β二相温度領域で熱間加工した後、このβトランザスよりも数十度低い温度で熱処理し、時効処理を施すことによって、β相中に針状α相と等軸α相とを与えた複合組織を有する耐熱Ｔｉ合金を得られることをまず述べている（第１３３段落の記載、図１１（ａ）参照）。これに対して、例えば、９９６℃にβトランザスを有する合金において、βトランザスよりも高い温度でβ焼鈍した後に、α＋β二相温度領域で熱間加工の温度をβトランザスよりも５６〜３８８℃低い温度且つ所定のひずみ速度で行うことで、針状α相及び等軸α相をより細くできることを開示している（第１３４段落の記載、図１１（ｂ）参照）。

また、特許文献２では、Ｔｉ−６−２−４−２Ｓ合金の改良材において、熱間成形によって得られた等軸α相を固溶化熱処理することでその量を調整し、高温での疲労強度と耐クリープ強度を両立できることを開示している。詳細には、所定の成分組成の合金塊をβ単相温度領域で保持して、７００℃以下まで空冷又は空冷以上の速度で急冷し、その後空冷ないし空冷以下の速度で徐冷する。次いで、α＋β二相温度領域において熱間成形した後に、固溶化熱処理して、さらに時効熱処理をする。特に、熱間成形においては、成形比を３以上として等軸α相の量を十分に得ておくとしている。ここで、一般的には、固溶化熱処理の保持温度をβ単相温度領域にして等軸α相の量を減じると、クリープ強度を高くできる一方、保持温度をα＋β二相温度領域にして等軸α相の量を増加させると、疲労強度を高くできる、と述べている。

特表２０１６−５０３１２６号公報特開平１０−１９５５６３号公報

特許文献２でも述べられているように、一般的には、α相及びβ相の複合組織を有する耐熱Ｔｉ合金ではクリープ強度と高温疲労強度とがトレードオフの関係にあることから、単に、等軸α相の量を制御するだけでは十分な耐熱性を得ることはできない。

本発明はかかる状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、十分な高温強度を得られ、製造性にも優れる耐熱Ｔｉ合金及びその製造方法を提供することにある。

本発明による耐熱Ｔｉ合金は、高温機械強度に優れる耐熱Ｔｉ合金であって、質量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜０．２００％、及び、Ｏ：０．０５〜０．２０％、に加えて、Ｎｂ及びＴａのうちの１種又は２種を合計で０．３〜２．０％の範囲内で含み、残部をＴｉ及び不可避的不純物とする成分組成を有し、針状α相を内部に含むβ粒及び等軸α相で構成された複合組織を有し、前記等軸α相は、５〜２０μｍの間の平均粒径、５．０以下の平均アスペクト比であり、前記複合組織に対する断面面積率で５〜３５％で含まれることを特徴とする。

かかる発明によれば、等軸α相の形状及び量とともに、β粒内の針状α相の形態を制御することで十分な高温強度を与えるのである。特に、β粒内の針状α相の形態は、熱処理及び鍛造の条件で容易に制御できるので、その製造性にも優れるのである。

上記した発明において、前記β粒は、１０〜２００μｍの平均粒径であることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、さらにβ粒の平均粒径をも制御された複合組織を得て、十分な高温強度を得ることができる。

上記した発明において、前記成分組成は、質量％で、Ｂ：０．００５〜０．２００％、をさらに含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、含有されるＢが結晶粒の微細化に寄与することで十分な高温強度を得ることができる。

上記した発明において、質量％で、Ｎを０．２％以下、Ｆｅを０．２％以下にそれぞれ制限されていることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、脆化を抑制し、十分な高温強度を得ることができる。

さらに、本発明による耐熱Ｔｉ合金の製造方法は、高温強度に優れる耐熱Ｔｉ合金の製造方法であって、質量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜０．２００％、及び、Ｏ：０．０５〜０．２０％、に加えて、Ｎｂ及びＴａのうちの１種又は２種を合計で０．３〜２．０％の範囲内で含み、残部をＴｉ及び不可避的不純物とする成分組成を有する合金塊を準備する工程と、β変態点Ｔ_βよりも高い温度のβ単相温度領域で加熱保持する第１の熱処理工程と、β変態点Ｔ_βよりも低い温度のα＋β二相温度領域に加熱して熱間鍛造し等軸α相を調整する調整鍛造工程と、α＋β二相温度領域且つ前記調整鍛造工程よりも高い温度に加熱保持後、冷却して針状α相を析出させる第２の熱処理工程と、５７０〜６５０℃での時効熱処理工程と、を含み、針状α相を内部に含むβ粒及び等軸α相で構成された複合組織とする方法において、前記第１の熱処理工程に先立って、β単相領域で熱間鍛造しα＋β二相温度領域で更に熱間鍛造する予鍛造工程を与えることで、前記β粒中に針状α相が形成され、前記等軸α相が５〜２０μｍの間の平均粒径、５．０以下の平均アスペクト比であり、前記複合組織に対する断面面積率で５〜３５％で含まれるようにすることを特徴とする。

上記した発明において、前記β粒は、１０〜２００μｍの平均粒径であることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、より高い高温強度を得ることができる。

上記した発明において、前記第１の熱処理工程は、（Ｔ_β〜Ｔ_β＋８０℃）のβ単相温度領域で加熱保持することを特徴としもよい。かかる発明によれば、β単相領域で熱処理しつつ予鍛造工程における鍛造効果を維持し、確実に高い高温強度を得ることができる。

上記した発明において、前記第１の熱処理工程では、等温保持後、空冷相当以下の冷却速度で徐冷することを特徴としてもよい。かかる発明によれば、上記した複合組織を維持しつつ熱応力による割れを防止して、確実に高い高温強度を得ることができる。

上記した発明において、前記予鍛造工程は、β単相領域で熱間鍛造し、更に（Ｔ_β−１００℃〜Ｔ_β）のα＋β二相温度領域で熱間鍛造し、鍛造における全成形比を３以上とすることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、特にβ粒の粒径を制御しつつ等軸α相の形状を調整し、高い高温強度を確実に得ることができる。

上記した発明において、前記調整鍛造工程は、（Ｔ_β−１００℃〜Ｔ_β）のα＋β二相温度領域でひずみ速度０．１〜１０／秒で熱間鍛造し、鍛造における全成形比を３以上とし、前記第２の熱処理工程は、（Ｔβ−５０℃〜Ｔβ）のα＋β二相温度領域の保持温度とすることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、組織全体を微細化しつつ等軸α相の粒径及びアスペクト比をより確実に調整でき、高い高温強度を確実に得ることができる。

上記した発明において、前記調整鍛造工程後、（Ｔ_β−１００℃〜Ｔ_β）のα＋β二相温度領域でひずみ速度０．１〜１０／秒で熱間据込鍛造し、据込鍛造における全成形比を３以上とする据込鍛造工程をさらに含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、調整鍛造工程で制御した複合組織を維持しつつ、かかる複合組織全体を均質化し得て、高い高温強度を得ることができる。

上記した発明において、前記成分組成は、質量％で、Ｂ：０．００５〜０．２００％、をさらに含むことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、結晶粒の微細化を与え、高い高温強度を得ることができる。

本発明による耐熱Ｔｉ合金の製造方法の工程を示すフロー図である。本発明による耐熱Ｔｉ合金の製造方法の各工程の熱処理線図である。本発明の実施例及び比較例に適用したＴｉ合金の成分組成を示す表である。本発明の実施例及び比較例に適用した製造条件を示す表である。本発明の実施例及び比較例による試験結果を示す表である。実施例１の研磨断面の顕微鏡観察写真である。比較例４の研磨断面の顕微鏡観察写真である。

本発明による１つの実施例としての耐熱Ｔｉ合金の製造方法について、図１及び図２を用いて説明する。

図１に示すように、まず、Ｔｉ−５．８Ａｌ−４Ｓｎ−３．５Ｚｒ−２．８Ｍｏ−０．７Ｎｂ−０．３５Ｓｉ−０．０６Ｃ合金の合金塊を準備する（Ｓ１）。詳細には、質量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜０．２００％、及び、Ｏ：０．０５〜０．２０％、に加えて、Ｎｂ及びＴａのうちの１種又は２種を合計で０．３〜２．０％の範囲内で含み、残部をＴｉ及び不可避的不純物とする成分組成を有する耐熱Ｔｉ合金による合金塊である。ここで、合金塊の成分組成はさらに、質量％で、Ｂ：０．００５〜０．２００％、をさらに含んでもよく、Ｎを０．２％以下、Ｆｅを０．２％以下にそれぞれ制限されていることが好ましい。

図２を併せて参照すると、次いで、かかる合金塊を予鍛造する（Ｓ２）。予鍛造においては、まず合金塊の鋳造組織を分断するようβ単相温度領域の温度において鍛造し（β鍛造：Ｓ２ａ）、そのままα＋β二相温度領域の温度に降下させて組織を微細化するよう鍛造する（α＋β鍛造：Ｓ２ｂ）。このとき、α＋β鍛造Ｓ２ｂの鍛造温度については、合金組織を微細化する観点からα＋β二相温度領域の中で比較的高いことが好ましく、より具体的にはβ変態点をＴ_βとして、Ｔ_βより低く、Ｔ_β−１００℃以上の温度が好ましい。なお、操業条件としては、β変態点Ｔ_βより確実に低い温度とするためにＴ_β−１０℃以下の温度とするとよい。また、合金組織の微細化のため、予鍛造Ｓ２（Ｓ２ａ及びＳ２ｂ）の全成形比を３以上とする。なお、鋳造組織を分断する場合は鍛造温度が高く変形抵抗の比較的小さいβ鍛造２ａにおいて行う。

次いで、β変態点Ｔ_βよりも高い温度のβ単相温度領域で加熱保持する（第１の熱処理：Ｓ３）。ここでは、合金組織を均質化しつつも、結晶粒の粗大化を抑制し予鍛造（Ｓ２）における鍛造効果を維持するために、β単相温度領域のより低い温度で保持することが好ましく、より詳細にはＴ_β＋８０℃以下の温度とすることが好ましい。なお、操業条件としては、β変態点Ｔ_βより確実に高い温度とするためにＴ_β＋１０℃以上の温度とするとよい。

第１の熱処理Ｓ３の加熱保持後の冷却においては、空冷でもよいが、β粒界に析出するα相の形態を制御しつつ熱応力による割れを抑制するために、例えば保温材で覆って空冷するなど、空冷相当以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。

次いで、α＋β二相温度領域で鍛造する（α＋β鍛造（調整）：Ｓ４）。ここでは、合金組織を微細化するとともに等軸α相の形態を調整するための鍛造を行う。鍛造温度は、合金組織を微細化する観点からα＋β二相温度領域の中で比較的高いことが好ましく、より具体的にはβ変態点Ｔ_βより低く、Ｔ_β−１００℃以上の温度であることが好ましい。なお、予鍛造Ｓ２のα＋β鍛造Ｓ２ｂの鍛造効果を維持する観点から同鍛造における鍛造温度と同等かそれ以下とすることが好ましく、またβ変態点Ｔ_βより確実に低い温度とするためにＴ_β−３０℃以下の温度とするとよい。また、合金組織の微細化のため、全成形比を３以上とする。加えて、ひずみ速度を０．１〜１０／秒として、最終的に得られる等軸α相の平均粒径を５〜２０μｍ、平均アスペクト比を５以下とする。ひずみ速度が速いと最終的に得られる等軸α相が小さくなり、ひずみ速度が遅いと等軸α相の粒径が大きくなるとともにアスペクト比も大きくなってしまう。より好ましいひずみ速度は０．５〜５．０／秒であり、これによって、等軸α相の平均粒径を９〜１８μｍ、平均アスペクト比を３以下とすることもできる。

さらに、ディスク形状を得る場合など、必要に応じてα＋β二相温度領域で据込鍛造してもよい（α＋β鍛造（据込）：Ｓ５）。ここでは、α＋β鍛造（調整）Ｓ４において調整した合金組織を均質化しつつも全体として合金組織、特に等軸α相の形態を維持できるようにする。鍛造温度は、合金組織を維持する観点からα＋β鍛造（調整）Ｓ４と同等とすることが好ましく、Ｔ_β−１００℃以上かつＴ_β−３０℃以下の温度とすることが好ましい。また、ひずみ速度も０．１〜１０／秒として、全成形比を３以上とする。

α＋β鍛造（調整）Ｓ４又はα＋β鍛造（据込）Ｓ５の後に、α＋β二相温度領域で加熱保持する（第２の熱処理：Ｓ６）。第２の熱処理Ｓ６はいわゆる固溶化熱処理である。ここでは、特に等軸α相の断面面積率を５〜３５％とするよう、好ましくは粒内に針状α相を含むβ粒の平均粒径を１０〜２００μｍとするよう、保持温度及び保持時間を定める。保持温度は、好ましくはＴ_β−５０℃以上であり、β変態点Ｔ_βより確実に低い温度とするために操業条件としてＴ_β−５℃以下の温度とするとよい。

最後に、５７０〜６７０℃で加熱保持して時効熱処理する（Ｓ７）。ここでは、引張強さと延性のバランスを得る。

以上のような製造方法により得た耐熱Ｔｉ合金は、針状α相を内部に含むβ粒と、等軸α相で構成された複合組織を呈する。また、上記したように、等軸α相は、その平均粒径を５〜２０μｍ、平均アスペクト比を５．０以下とし、複合組織に対する断面面積率を５〜３５％とされ得る。このような合金組織を得ることで、十分な高温強度を得ることができる。

次に、上記した製造方法により製造した耐熱Ｔｉ合金の高温強度についての試験及び顕微鏡組織観察について図１乃至図７を用いて説明する。

図３に示す実施例１〜１０、及び比較例１〜９のそれぞれの成分組成のＴｉ合金素材を用い、図４に示すそれぞれの製造条件によって試験材の製造を行った。なお、各熱処理において冷却条件の「ＡＣ」は空冷を示す。実施例及び比較例の全てについて、上記した製造方法（図１及び図２参照）のうち合金塊準備Ｓ１からα＋β鍛造（調整）Ｓ４までを行って、直径１９６ｍｍ×長さ６００ｍｍのビレットを製造した。そのうちの一部（実施例６、比較例１及び６）についてはα＋β鍛造（据込）Ｓ５も行い、直径４００ｍｍ×厚さ１４０ｍｍのディスクを製造した。製造したビレット及びディスクのそれぞれから、２０ｍｍ×２０ｍｍ×１００ｍｍの角棒を採取し、第２の熱処理Ｓ６及び時効熱処理Ｓ７を施して試験材とした。なお、実施例及び比較例の合金のβ変態点Ｔ_βは、比較例１が９９５℃であり、その他はすべて１，０３５℃であった（図３参照）。

試験材からそれぞれの試験に必要な試験片を採取し、クリープ試験、高温低サイクル疲労試験を行うとともに、顕微鏡組織観察を行い、それぞれの結果を図５に示した。

クリープ試験では、加熱温度を６００℃、負荷する応力を２００ＭＰａ、保持時間を１００時間として、保持後のひずみ量を測定してそれぞれ評価した。ひずみ量が０．５％未満であれば「Ａ」、０．５〜２．０％であれば「Ｂ」、２．０％を超えた場合に「Ｃ」と評価した。

また、高温低サイクル疲労試験では、加熱温度４５０℃で全ひずみ量１．０％となるよう繰り返し応力を負荷し、破断までの繰り返し数でそれぞれ評価した。繰り返し数が１０，０００回を超えたら「Ａ」、５，０００〜１０，０００回で「Ｂ」、５，０００回未満で「Ｃ」と評価した。

顕微鏡組織観察においては、試験片の研磨断面の顕微鏡組織観察を行い、等軸α相について、平均粒径、平均アスペクト比（長径／短径の平均値）及び合金組織に対する断面面積率の測定を行った。また、粒内に針状α相を含むβ粒の平均粒径も測定した。

図５に示すように、実施例１〜１０はいずれもクリープ試験、高温低サイクル疲労試験のそれぞれにおいて「Ａ」又は「Ｂ」の評価を得た。つまり、優れた高温強度を得ることができた。いずれも、等軸α相の平均粒径を５〜２０μｍ、平均アスペクト比を５以下、複合組織に対する断面面積率を５〜３５％の範囲内としていた。また、β粒の平均粒径については、実施例２及び３を除き、１０〜２００μｍの範囲内としていた。実施例２においては、固溶温度（第２の熱処理Ｓ６の保持温度）が１，０１０℃と比較的高く（図４参照）、β粒の平均粒径が２２１μｍと比較的大きくなり、その結果、高温低サイクル疲労試験における評価が「Ｂ」であった。また、実施例３では、固溶温度が９８０℃と比較的低く（図４参照）、β粒の平均粒径が８μｍと比較的小さくなり、その結果、クリープ試験における評価が「Ｂ」であった。

比較例１は、実施例とは成分組成が大きく異なるＴｉ合金（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金）であり（図３参照）、等軸α相の平均粒径、平均アスペクト比、断面面積率の全てを上記した実施例と同等にしているものの、クリープ試験及び高温低サイクル疲労試験の両方で評価「Ｃ」となった。

比較例２は、α＋β鍛造（調整）Ｓ４における鍛造温度が８８０℃とβ変態点Ｔ_β（１，０３５℃）よりも１５５℃低く、等軸α相の平均粒径が２．８μｍと小さく、β粒の平均粒径も３．３μｍと小さい。その結果、クリープ試験において評価「Ｃ」となった。

比較例３及び４はα＋β鍛造（調整）Ｓ４におけるひずみ速度がそれぞれ小さいもの（０．０５／秒）及び大きいもの（１６．０／秒）である。ひずみ速度の小さい比較例３では、等軸α相の平均粒径が２８μｍ、アスペクト比が６．２とそれぞれ大きくなり、その結果、高温低サイクル疲労試験において評価「Ｃ」となった。ひずみ速度が小さいために、等軸α相の微細化が進まなかったものと考えられる。また、ひずみ速度の大きい比較例４では、等軸α相の平均粒径が３．８μｍ、β粒の粒径が８μｍとそれぞれ小さくなり、その結果、クリープ試験において評価「Ｃ」であった。ひずみ速度が大きいために、等軸α相が過度に微細化されたものと考えられる。

比較例５及び比較例６はα＋β鍛造（調整）Ｓ４における成形比がともに１．６と小さく、等軸α相の平均アスペクト比がそれぞれ７．８及び６．３と大きくなり、その結果、高温低サイクル疲労試験においてともに評価「Ｃ」であった。α＋β鍛造（調整）Ｓ４において等軸α相を十分に等軸化できなかったものと考えられる。比較例６においてはさらにα＋β鍛造（据込）Ｓ５を追加しているものの、α＋β鍛造（調整）Ｓ４で調整された合金組織を全体として維持したものと考えられる。

比較例７は及び８は、第２の熱処理Ｓ６における保持温度がそれぞれ高いもの（１，０５０℃）及び低いもの（９６０℃）である。保持温度の高い比較例７では、保持温度をβ変態点Ｔ_βより１５℃高くしてβ単相温度領域としたために等軸α相は観察されず、β粒を粗大化させて平均粒径を６８７μｍと非常に大きくし、高温低サイクル疲労試験において評価「Ｃ」であった。保持温度の低い比較例８では、等軸α相の断面面積率が３８％と大きく、その結果、クリープ試験において評価「Ｃ」であった。

比較例９は予鍛錬Ｓ２における成形比が２．０と小さく、予鍛錬Ｓ２で得られた合金組織の影響が残ったものと考えられ、等軸α相の平均アスペクト比が７．１と大きくなり、その結果、高温低サイクル疲労試験において評価「Ｃ」であった。

ここで、顕微鏡組織観察における代表例として、実施例１及び比較例４の顕微鏡観察写真をそれぞれ図６及び図７に示した。

図６に示すように、実施例１の合金組織によれば、破線で囲まれたようなβ粒３は、粒界に等軸α相１を与えられるとともに粒内に針状α相２を含み、針状α相２の配向方向及び／又は密度の異なる複数領域に区画されている。つまり、上記したような複合組織を得ている。

他方、図７に示すように、比較例４の合金組織によれば、実施例１に比べて等軸α相及びβ粒がともに非常に小さいことが判る。このため、上記したようにクリープ強度が低かった。

以上のように、Ｔｉ−５．８Ａｌ−４Ｓｎ−３．５Ｚｒ−２．８Ｍｏ−０．７Ｎｂ−０．３５Ｓｉ−０．０６Ｃ合金において、特に、等軸α相の形態である、平均粒径、平均アスペクト比、複合組織に対する断面面積率のそれぞれを特定の範囲に調整することで、十分な高温強度を得ることができることが判る。また、上記したようにβ粒の平均粒径も特定の範囲に調整されることが好ましい

ここで、上記した実施例と同等の高温強度を得るための、等軸α相の平均粒径、平均アスペクト比、複合組織に対する断面面積率、及び、β粒の平均粒径については以下のように定められる。

等軸α相は、固溶化熱処理、すなわち第２の熱処理Ｓ６においてβ粒の成長を抑制する効果を有し、適当な量を残存させることでβ粒径を調整し得る。等軸α相の粒径が小さいと、上記した条件で固溶化熱処理して上記したような断面面積率を得ても、等軸α相の粒径とともにβ粒の粒径も小さくしてしまい、クリープ強度を低下させる。他方、等軸α相が大きいと、破壊の起点になりやすく、高温低サイクル疲労強度が低下する。これらを考慮して、等軸α相の平均粒径は、５〜２０μｍの範囲内、好ましくは９〜１８μｍの範囲内である。

平均アスペクト比は、等軸α相の長軸／短軸によって算出されるアスペクト比の平均値であるが、平均アスペクト比が１に近い、すなわち、より等軸に近いほど高温強度は安定する。針状α相を粒内に含むβ粒との複合組織を呈する耐熱Ｔｉ合金においては、等軸α相とβ粒との粒界にボイドが形成されやすく、平均アスペクト比が大きいと粒界で応力集中を生じ、クリープ強度を低下させる。これらを考慮して、等軸α相の平均アスペクト比は、５．０以下の範囲内、好ましくは３．０以下の範囲内である。

複合組織に対する等軸α相の断面面積率は、主に固溶化熱処理（第２の熱処理Ｓ６）の保持温度によって調整され、クリープ強度と高温低サイクル疲労強度とのバランスを調整し得る。断面面積率が小さいと固溶化熱処理においてβ粒が過度に成長して高温低サイクル疲労強度を低下させる。他方、断面面積率が大きいとβ粒径を小さくし、クリープ強度を低下させる。これらを考慮して、等軸α相の複合組織に対する断面面積率は、５〜３５％の範囲内、好ましくは８〜２５％の範囲内である。

なお、等軸α相は、α＋β二相温度領域において十分な成形比を与えられるよう鍛錬された後の熱処理で針状に析出するα相によるものであり、その後の鍛造によって分断されるなどして変形し、又はβ粒界にあるものは熱処理により変形する。つまり、α相は、上記した実施例のように、鍛造における鍛造温度、成形比及びひずみ速度、また熱処理の保持温度や保持時間などの製造条件によってその析出挙動を制御でき、上記したような等軸α相の形態を得ることができる。

β粒は、上記したように粒界に等軸α相を与えられるとともに粒内に針状α相を含み、針状α相の配向方向及び／又は密度の異なる複数領域に区画される。ここで、β粒径はクリープ強度に影響し、粒径が小さいとクリープ強度を低下させる。他方、粗大なβ粒は高温低サイクル疲労強度を低下させる。これらを考慮して、β粒の平均粒径は好ましくは１０〜２００μｍの範囲内であり、より好ましくは１５〜１００μｍの範囲内である。

なお、β粒の粒径は、等軸α相の形態の調整によってある程度好ましい範囲に調整されるが、上記した実施例のように、特に、固溶化熱処理（第２の熱処理Ｓ６）によって好ましい範囲に調整することができる。

ところで、上記した実施例を含む耐熱Ｔｉ合金とほぼ同等の高温強度を与え得る合金の組成範囲は以下のように定められる。

Ａｌは、主としてα相を強化させ、高温での機械強度を向上させるために有効な元素である。一方で、過剰に含有させると、金属間化合物であるＴｉ_３Ａｌを生成させて、室温での延性を低下させてしまう。これらを考慮して、Ａｌは、質量％で、５．０〜７．０％の範囲内である。

Ｓｎは、α相及びβ相の両者を安定化させ、α相及びβ相の両者をバランスよく強化し、機械強度を向上させるために有効な元素である。一方で、過剰に含有させると、Ｔｉ_３Ａｌ等の金属間化合物の生成を助長して、室温での延性を低下させる傾向がある。これらを考慮して、Ｓｎは、質量％で、３．０〜５．０％の範囲内である。

Ｚｒは、α相及びβ相の両者を安定化させ、α相及びβ相の両者をバランスよく強化し、機械強度を向上させるために有効な元素である。一方で、過剰に含有させると、Ｔｉ_３Ａｌ等の金属間化合物の生成を助長して、室温での延性を低下させる傾向がある。これらを考慮して、Ｚｒは、質量％で、２．５〜６．０％の範囲内である。

Ｍｏは、主としてβ相を強化させ、熱処理による焼入れ性を向上させるために有効な元素である。一方で、過剰に含有させると、クリープ強度を低下させてしまう。これらを考慮して、Ｍｏは、質量％で、２．０〜４．０％の範囲内である。

Ｓｉは、ケイ化物を形成して粒界を強化して機械強度を向上させるために有効な元素である。一方で、過剰に含有させると熱間変形抵抗を高くするなど製造性を低下させてしまう。これらを考慮して、Ｓｉは、質量％で、０．０５〜０．８０％の範囲内である。

Ｃは、炭化物を形成して粒界を強化し、機械強度を向上させるために有効な元素である。また、β変態点Ｔ_β直下における等軸α相の形態の制御を容易にし得る。一方で、過剰に含有させると、熱間変形抵抗を高くするなど製造性を低下させてしまう。これらを考慮して、Ｃは、質量％で、０．００１〜０．２００％の範囲内である。

Ｎｂ及びＴａは、主としてβ相を強化させるために有効な元素である。一方で、過剰に含有させると合金の比重を増大させてしまう。これらを考慮して、Ｎｂ及びＴａは、質量％で、これらの１種又は２種を合計で０．３〜２．０％の範囲内である。

Ｆｅ、Ｎｉ及びＣｒは、β相を強化させ得るが、過剰に含有させると脆化相を形成させてしまう。これらを考慮して、Ｆｅ、Ｎｉ及びＣｒは各々、質量％で、０．２％以下の範囲内、好ましくは０．１％以下の範囲内である。

Ｂは、Ｔｉとホウ化物を形成して結晶粒を微細化させ得る。一方で、過剰に含有させると、ホウ化物を粗大化させて、破壊の起点となり得る。これらを考慮して、Ｂは、必要に応じで添加し得て、質量％で、０．００５〜０．２００％の範囲内とすることが好ましい。

Ｏ及びＮは、α相を強化させ得るが、過剰に含有させると、合金を脆化させてしまう。これらを考慮して、Ｏ及びＮは各々、質量％で、０．２％以下の範囲内である。

ここまで本発明による代表的実施例について説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではない。当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるだろう。

１等軸α相
２針状α相
３ β粒

Claims

耐熱Ｔｉ合金であって、
質量％で、
Ａｌ：５．０〜７．０％、
Ｓｎ：３．０〜５．０％、
Ｚｒ：２．５〜６．０％、
Ｍｏ：２．０〜４．０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、及び、
Ｏ：０．０５〜０．２０％、に加えて、
Ｎｂ及びＴａのうちの１種又は２種を合計で０．３〜２．０％の範囲内で含み、残部をＴｉ及び不可避的不純物とする成分組成を有し、
針状α相を内部に含むβ粒及び等軸α相で構成された複合組織を有し、
前記等軸α相は、５〜２０μｍの間の平均粒径、５．０以下の平均アスペクト比であり、前記複合組織に対する断面面積率で５〜３５％で含まれることを特徴とする耐熱Ｔｉ合金。
前記β粒は、１０〜２００μｍの平均粒径であることを特徴とする請求項１記載の耐熱Ｔｉ合金。
前記成分組成は、質量％で、
Ｂ：０．００５〜０．２００％、をさらに含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の耐熱Ｔｉ合金。
質量％で、Ｎを０．２％以下、Ｆｅを０．２％以下にそれぞれ制限されていることを特徴とする請求項１乃至３のうちの１つに記載の耐熱Ｔｉ合金。
耐熱Ｔｉ合金の製造方法であって、
質量％で、
Ａｌ：５．０〜７．０％、
Ｓｎ：３．０〜５．０％、
Ｚｒ：２．５〜６．０％、
Ｍｏ：２．０〜４．０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、
Ｃ：０．００１〜０．２００％、及び、
Ｏ：０．０５〜０．２０％、に加えて、
Ｎｂ及びＴａのうちの１種又は２種を合計で０．３〜２．０％の範囲内で含み、残部をＴｉ及び不可避的不純物とする成分組成を有する合金塊を準備する工程と、
β変態点Ｔ_βよりも高い温度のβ単相温度領域で加熱保持する第１の熱処理工程と、
β変態点Ｔ_βよりも低い温度のα＋β二相温度領域に加熱して熱間鍛造し等軸α相を調整する調整鍛造工程と、
α＋β二相温度領域且つ前記調整鍛造工程よりも高い温度に加熱保持後、冷却して針状α相を析出させる第２の熱処理工程と、
５７０〜６５０℃での時効熱処理工程と、を含み、針状α相を内部に含むβ粒及び等軸α相で構成された複合組織とする方法において、
前記第１の熱処理工程に先立って、β単相領域で熱間鍛造しα＋β二相温度領域で更に熱間鍛造する予鍛造工程を与えることで、前記β粒中に前記針状α相が形成され、前記等軸α相が５〜２０μｍの間の平均粒径、５．０以下の平均アスペクト比であり、前記複合組織に対する断面面積率で５〜３５％で含まれるようにすることを特徴とする耐熱Ｔｉ合金の製造方法。
前記β粒は、１０〜２００μｍの平均粒径であることを特徴とする請求項５記載の耐熱Ｔｉ合金の製造方法。
前記第１の熱処理工程は、（Ｔ_β〜Ｔ_β＋８０℃）のβ単相温度領域で加熱保持することを特徴とする請求項５又は６に記載の温度範囲で耐熱Ｔｉ合金の製造方法。
前記第１の熱処理工程では、等温保持後、空冷相当以下の冷却速度で徐冷することを特徴とする請求項７記載の耐熱Ｔｉ合金の製造方法。
前記予鍛造工程は、β単相領域で熱間鍛造し、更に（Ｔ_β−１００℃〜Ｔ_β）のα＋β二相温度領域で熱間鍛造し、鍛造における全成形比を３以上とすることを特徴とする請求項５乃至８のうちの１つに記載の耐熱Ｔｉ合金の製造方法。
前記調整鍛造工程は、（Ｔ_β−１００℃〜Ｔ_β）のα＋β二相温度領域でひずみ速度０．１〜１０／秒で熱間鍛造し、鍛造における全成形比を３以上とし、
前記第２の熱処理工程は、（Ｔ_β−５０℃〜Ｔ_β）のα＋β二相温度領域の保持温度とすることを特徴とする請求項９記載の耐熱Ｔｉ合金の製造方法。
前記調整鍛造工程後、（Ｔ_β−１００℃〜Ｔ_β）のα＋β二相温度領域でひずみ速度０．１〜１０／秒で熱間据込鍛造し、据込鍛造における全成形比を３以上とする据込鍛造工程をさらに含むことを特徴とする請求項１０記載の耐熱Ｔｉ合金の製造方法。
前記成分組成は、質量％で、
Ｂ：０．００５〜０．２００％、をさらに含むことを特徴とする請求項５乃至１１のうちの１つに記載の耐熱Ｔｉ合金の製造方法。