JP2022045612A - チタン合金、その製造方法およびそれを用いたエンジン部品 - Google Patents
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Abstract
【課題】 合金組成を調整し、高温強度を向上させたチタン合金、その製造方法およびそれを用いたエンジン部品を提供すること。
【解決手段】 本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有する。
【選択図】図２Ｃ
【解決手段】 本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有する。
【選択図】図２Ｃ
Description
本発明は、優れた高温強度を示す耐熱チタン合金、その製造方法およびそれを用いたエンジン部品に関する。
チタン合金は、合金の中でも特に耐腐食性が優れ、比強度も高いため、この６０年間、構造材料として急速に開発が進められてきた。近年、軽量化により高効率化された輸送手段が期待されており、構造材料の重量軽減や性能改善への要求が増している。そのため、航空機分野において、航空機エンジンの重量を軽減し、燃料消費量を抑えるために、より高性能、より軽い材料をエンジンに搭載する必要があり、チタン合金は航空機エンジン圧縮機のディスクやブレードとして使われている。
これまで、耐熱チタン合金は主に英国、アメリカ、ロシア、中国で開発されており、高温６００℃以下に曝される航空機エンジン内部やエアフレームなど重要部材の必要不可欠な構造材料となっている。従来、航空機エンジンなどに用いられた耐熱チタン合金として、Ｔｉ－６２４２（Ｔｉ－６Ａｌ－２Ｓｎ－４Ｚｒ－２Ｍｏ－０．１Ｓｉ，ｍａｓｓ％）、Ｔｉ－１１００（Ｔｉ－６Ａｌ－２．８Ｓｎ－４Ｚｒ－０．４Ｍｏ－０．４５Ｓｉ）、ＴＩＭＥＴＡＬ ８３４（Ｔｉ－５．８Ａｌ－４Ｓｎ－３．５Ｚｒ－０，３Ｍｏ－１Ｎｂ－０．３Ｓｉ－０．０６Ｃ）が知られている。しかし、これらの合金も６００℃以上では、酸化やクリープ変形が進み、長時間の使用に耐えられないため、６００℃以上で安定に長時間使用に耐えられるチタン合金の開発が求められている。
特許文献１には熱間加工性が良好で、高温強度および高温クリープ特性に優れ、しかも高温における耐スケール剥離性に優れた耐熱チタン合金として、ｍａｓｓ％で、Ａｌ：６．０～８．０％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｓｉ：０．０５～３．０％、Ｃ：０．０８～０．２５％を含み、残部Ｔｉおよび不可避不純物からなる合金が開示されている。７６０℃２８ＭＰａ下で１００時間後のひずみが２％以下であり、７５０℃酸化試験で１００時間後に酸化皮膜が剥離しない合金組成を見出した。しかし、この場合、実際にどの程度酸化が進んでいるかが示されておらず、酸化が進んで厚い酸化膜が生成した場合でも剥離しなければ、耐酸化特性が優れていると評価される可能性がある。
特許文献２には冷間圧延により薄板を製造可能であり、かつ十分な耐高温酸化性および加工性を有する耐熱チタン合金として、ｍａｓｓ％で、Ｚｒ：０．１以上５．０％以下、Ｎｂ：０．１以上５．０％以下、Ｆｅ：０．１％以下および酸素：０．１％以下残部Ｔｉおよび不純物からなる合金が開示されている。これらの合金は冷間加工性が良く、６００℃における酸化増量が０．５ｍｇ／ｃｍ２であることが示されているが、クリープ特性については触れられておらず、高温力学特性に優れているかどうかは判断できない。
特許文献３には高温での使用に対応できる高強度で室温延性に優れた耐熱チタン合金として、ｍａｓｓ％で、Ａｌを５から１０％，Ｓｎ、Ｚｒのうちの１種以上を０．１から１０％、Ｍｏ、Ｖのうちの１種以上を０．１から５％、Ｓｃを０．０１から５％、及び、ＯをＳｃとのモル比でＳｃ：Ｏ＝２：３の割合以下に含有し、残部がＴｉと不可避不純物からなる合金が開示されている。特許文献３は、固溶強化により優れた高温強度を有するα相をメインとし、Ｓｃ２Ｏ３とα２－Ｔｉ３Ａｌ化合物により更に強化し、加工性に優れたβ相を５％以下導入することにより、室温延性と高温強度のバランスに優れることを報告する。しかしながら、クリープ特性については触れられていないため、クリープ特性が優れているかどうかは不明である。
特許文献４には耐酸化特性に優れたチタン合金として、Ａｌ：０．１－１２質量％、Ｓｎ：０－７質量％、Ｇａ：０．１－１０質量％、Ｚｒ：０．１－７質量％、Ｍｏ：０－５質量％、Ｗ：０－４質量％、Ｎｂ：０－３質量％、Ｔａ
：０－４質量％、Ｓｉ：０－２質量％を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物からなる組成を有する合金が開示されている。特に、特許文献４の表１を参照すると、上記組成を満たし、Ｓｎを含有しないが、Ｇａを含有する実施例１～３の合金は、Ｓｎを含有するが、Ｇａを含有しない比較合金１および２の合金に比べて、試験温度７５０℃での耐酸化特性が優れていることを報告する。
：０－４質量％、Ｓｉ：０－２質量％を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物からなる組成を有する合金が開示されている。特に、特許文献４の表１を参照すると、上記組成を満たし、Ｓｎを含有しないが、Ｇａを含有する実施例１～３の合金は、Ｓｎを含有するが、Ｇａを含有しない比較合金１および２の合金に比べて、試験温度７５０℃での耐酸化特性が優れていることを報告する。
さらに、特許文献４は、上記組成を満たすチタン合金が、Ｖ：４質量％以下、Ｈｆ：２質量％以下、Ｃｕ：１質量％以下、Ｂ＋Ｃ：０．２質量％以下、Ｙ：０．２質量％以下、Ｌａ：０．２質量％以下、Ｃｅ：０．２質量％以下の元素のいずれかを単独あるいは複合的に含有してもよいことを開示する。ここでは７５０℃における酸化試験で２４０時間後に重量増加が２ｍｇ／ｃｍ２以下であることが示されているが、クリープ強度については開示されておらず、クリープ特性が優れているかどうかは判断できない。また、提案されている合金は溶解が難しいＧａやＷを含んでおり、特に、Ｗは溶解中に介在物を生成するため、製造現場では持ち込みが禁止されている元素である。
特許文献５には、耐酸化特性とクリープ特性とのバランスが取れたチタン合金として、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上１０％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｍｏ：０％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上２％以下、およびＳｉ：０％以上１％以下を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物からなる組成を有する合金が開示されている。７５０℃における耐酸化特性が商用合金であるＴIＭＥＴＡＬ８３４と比較して優れているが、クリープ特性については比較がなされておらず、クリープ特性がＴIＭＥＴＡＬ８３４より優れているかどうか判断できない。
非特許文献１は、関連する組成の合金（ｎｅａｒ α型チタン合金）におけるＧａとＳｎとの添加の効果を報告する。詳細には、等軸α相とα相とβ相の２相層状組織で形成されるバイモダル組織を有する試料の６００℃３１０ＭＰａ下におけるクリープ特性が示されており、クリープ寿命はＧａのみ添加合金は２２時間、ＧａとＳｎとの同時添加合金は２７時間、Ｓｎのみ添加合金は４５時間と、Ｓｎ添加がクリープ特性改善には必須であることが示されている。
非特許文献２には、質量％で、Ｔｉ－５．７Ａｌ－３．９Ｎｂ－３．８Ｚｒ―０.３Ｓｉ合金の等軸組織の強度およびクリープ特性が示されている。６００℃における強度は２７０ＭＰａ、５５０℃２４０ＭＰａ下において、破断寿命は２３６時間、６００℃１３７ＭＰａ下において、破断寿命は２５７時間であることが報告されている。
非特許文献３は、質量％で、Ｔｉ－７．５Ａｌ－３．９Ｎｂ－３．８Ｚｒ合金の等軸α相とα/β層状組織で構成されるバイモダル組織の６００℃１３７ＭＰａ下におけるクリープ特性が示されており、クリープ寿命は２４９２時間であることが報告されている。
Ｔ． Ｋｉｔａｓｈｉｍａ， Ｙ． Ｙａｍａｂｅ－Ｍｉｔａｒａｉ， Ｓ． Ｉｗａｓａｋｉ， Ｓ． Ｋｕｒｏｄａ， Ｍｅｔａｌｌ． Ｍａｔｅｒ． Ｔｒａｎｓ． Ａ， ４７Ａ， （２０１６） ６３９４－６４０３
Ｋ． Ｓｈｉｍａｇａｍｉ, Ｔ． Ｉｔｏ， Ｙ． Ｔｏｄａ, Ａ． Ｙｕｍｏｔｏ, Ｙ． Ｙａｍａｂｅ－Ｍｉｔａｒａｉ, Ｍａｔｅｒ． Ｓcｉ． Ｅｎｇ． Ａ, ７５６（２０１９）４６－５３．
Ｈ. Ｍａｓｕｙａｍａ, Ｋ． Ｓｈｉｍａｇａｍｉ, Ｙ． Ｔｏｄａ, Ｔ． Ｍａｔｓｕｎａｇａ， Ｔ． Ｉｔｏ， Ｍ． Ｓｈｉｍｏｊｙｏ, Ｙ． Ｙａｍａｂｅ－Ｍｉｔａｒａｉ, Ｍａｔｅｒ． Ｔｒａｎｓ．, ６０, １１（２０１９）２２３６－２３４５．
本発明の課題は、優れた高温強度を示す耐熱チタン合金、その製造方法およびそれを用いたエンジン部品を提供することである。
［１］本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するものである。
［２］本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０．３％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．９％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．１５％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するものである。
［３］本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：６％以上７．５％以下、Ｎｂ：１％以上２．５％以下、Ｚｒ：１．５％以上６％以下、Ｓｎ：１％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上３．５％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．１％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するものである。
［４］本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：６％以上７．５％以下、Ｎｂ：１％以上２．５％以下、Ｚｒ：３．６％以上５％以下、Ｓｎ：４．１％以上５．５％以下、Ｍｏ：０．５％以上３．５％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．１％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するものである。
［２］本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０．３％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．９％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．１５％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するものである。
［３］本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：６％以上７．５％以下、Ｎｂ：１％以上２．５％以下、Ｚｒ：１．５％以上６％以下、Ｓｎ：１％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上３．５％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．１％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するものである。
［４］本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：６％以上７．５％以下、Ｎｂ：１％以上２．５％以下、Ｚｒ：３．６％以上５％以下、Ｓｎ：４．１％以上５．５％以下、Ｍｏ：０．５％以上３．５％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．１％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するものである。
［５］本発明のチタン合金において、好ましくは、前記等軸α－Ｔｉ相は、体積率は４０％以下であるとよい。
［６］本発明のチタン合金において、好ましくは、前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１μｍ以上５０μｍ以下の範囲であり、前記層状組織内のα相の厚さは、５０ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であるとよい。
［７］本発明のチタン合金において、好ましくは、前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、５μｍ以上３０μｍ以下の範囲であり、前記層状組織内のα相の厚さは、１００ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であるとよい。
［８］本発明のチタン合金［１］～［７］において、好ましくは、α２－Ｔｉ３Ａｌ相をさらに含有するとよい。
［９］本発明のチタン合金［１］～［７］において、好ましくは、シリサイド相をさらに含有するとよい。
［１０］本発明のチタン合金において、好ましくは、室温、５５０℃、および６５０℃においてひずみ速度が３ｘ１０-４／ｓで圧縮試験を行った場合の強度が、室温で１２５０ＭＰａ以上、５５０℃で８００ＭＰａ以上、および６５０℃で５５０ＭＰａ以上であるとよい。
［６］本発明のチタン合金において、好ましくは、前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１μｍ以上５０μｍ以下の範囲であり、前記層状組織内のα相の厚さは、５０ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であるとよい。
［７］本発明のチタン合金において、好ましくは、前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、５μｍ以上３０μｍ以下の範囲であり、前記層状組織内のα相の厚さは、１００ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であるとよい。
［８］本発明のチタン合金［１］～［７］において、好ましくは、α２－Ｔｉ３Ａｌ相をさらに含有するとよい。
［９］本発明のチタン合金［１］～［７］において、好ましくは、シリサイド相をさらに含有するとよい。
［１０］本発明のチタン合金において、好ましくは、室温、５５０℃、および６５０℃においてひずみ速度が３ｘ１０-４／ｓで圧縮試験を行った場合の強度が、室温で１２５０ＭＰａ以上、５５０℃で８００ＭＰａ以上、および６５０℃で５５０ＭＰａ以上であるとよい。
［１１］本発明のチタン合金の製造方法は、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物である材料を溶解法によりインゴットを溶製する工程と、前記インゴットを、α＋β２相域の温度において溶体化処理する工程と、前記溶体化処理されたインゴットをα＋β２相域の温度において鍛造および／または圧延する工程と、鍛造および／または圧延された加工材料をα＋β相域の温度において熱処理する工程と、前記熱処理後の加工材料を１℃／秒以上３０℃／秒以下の範囲の冷却速度で室温まで冷却する工程を包含するものである。
［１２］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記熱処理することは、前記加工材料を８００℃より大きく１１００℃以下の温度範囲で熱処理するとよい。
［１３］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記熱処理することは、前記加工材料を３０分以上１０時間以下の時間範囲で熱処理するとよい。
［１４］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記冷却することは、前記加工材料を１℃／秒以上３０℃／秒以下の範囲の冷却速度で冷却するとよい。
［１５］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記冷却することに続いて、時効処理をすることをさらに包含するとよい。
［１６］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記時効処理することは、前記加工材料を３００℃以上８００℃以下の温度範囲で３０分以上１０時間以下の時間時効処理するとよい。
［１７］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記時効処理することに続いて、水冷することをさらに包含するとよい。
［１３］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記熱処理することは、前記加工材料を３０分以上１０時間以下の時間範囲で熱処理するとよい。
［１４］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記冷却することは、前記加工材料を１℃／秒以上３０℃／秒以下の範囲の冷却速度で冷却するとよい。
［１５］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記冷却することに続いて、時効処理をすることをさらに包含するとよい。
［１６］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記時効処理することは、前記加工材料を３００℃以上８００℃以下の温度範囲で３０分以上１０時間以下の時間時効処理するとよい。
［１７］本発明のチタン合金の製造方法において、好ましくは、前記時効処理することに続いて、水冷することをさらに包含するとよい。
［１８］本発明のチタン合金は、エンジン部品に使用されるとよい。
本発明のチタン合金は、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３.５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒが４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、および、Ｓｉ：０．１％以上１％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなる。これらの元素はＳｎを除いていずれも耐酸化特性を向上させる元素であるため、耐酸化特性に優れる。さらに本発明のチタン合金は、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を形成する。本発明のチタン合金は、このような特異な組織によって高温強度に優れ、本発明のチタン合金は、エンジン部品に好適である。
本発明のチタン合金の製造方法は、上述の組成を満たす材料を溶解法によりインゴットを溶製することと、それをα＋β２相域の温度において溶体化処理することと、それをα＋β２相域の温度において鍛造および／または圧延することと、鍛造および／または圧延された加工材料をα＋β相域の温度において熱処理することと、それを室温まで１℃／秒以上３０℃／秒以下の範囲の冷却速度で冷却することとを包含する。熱処理温度をα＋β相域の温度とし、冷却速度を３０℃／秒以下と制御することにより、上述の特異な組織が形成される。
以下、図面を参照しながら本発明の実施の形態を説明する。
本願発明者らは、耐酸化特性を向上させる元素を添加したチタン合金に着目し、チタン合金の組成により合金を強化し、高温強度を改善させることに成功した。
本願発明者らは、耐酸化特性を向上させる元素を添加したチタン合金に着目し、チタン合金の組成により合金を強化し、高温強度を改善させることに成功した。
本発明のチタン合金は、アルミニウム（Ａｌ）：５％以上８％以下、ニオブ（Ｎｂ）：１％以上３．５％以下、ジルコニウム（Ｚｒ）：１％以上８％以下、スズ（Ｓｎ）：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒが４％以上１２％以下、モリブデン（Ｍｏ）：０．５％以上４％以下、シリコン（Ｓｉ）：０．１％以上１％以下、および、炭素（Ｃ）：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がチタン（Ｔｉ）および不可避不純物からなる。なお、不可避不純物の例としては、窒素（Ｎ）、イットリウム（Ｙ）、ホウ素（Ｂ）、マグネシウム（Ｍｇ）、塩素（Ｃｌ）、銅（Ｃｕ）、水素（Ｈ）等を挙げられ、原料中に含有する不可避不純物である。本発明のチタン合金の組織は、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有する。このような組織により合金が強化され、高温強度が向上し得る。
Ａｌ：Ａｌは、耐酸化特性を向上させるとともに、等軸α－Ｔｉ相を安定化させる。５質量％以上であれば、等軸α－Ｔｉ相の固溶強化できる。さらに、α２－Ｔｉ３Ａｌ相が析出し、クリープ特性の向上が期待される。また、８質量％以下であれば、脆性のＴｉ３Ａｌなどの化合物の析出を抑制し、加工性に優れる。好ましくは、Ａｌは、６質量％以上７．５質量％以下の範囲である。
Ｎｂ：Ｎｂは、耐酸化特性を向上させる。１質量％以上であれば、耐酸化特性の向上に有利である。３．５質量％を超えると、シリサイドがβ－Ｔｉ相に析出しにくくなり得る。好ましくは、Ｎｂは、１質量％以上３質量％以下の範囲である。より好ましくは、Ｎｂは、１質量％以上２．５質量％以下の範囲である。
Ｚｒ：Ｚｒは、耐酸化特性を向上させるとともに、等軸α－Ｔｉ相を安定化させ、強化させる。１質量％以上であれば、耐酸化特性を向上し、等軸α－Ｔｉ相の安定化および強化に有利である。また、８質量％以下であれば、優れた耐酸化特性とともに加工性に優れる。８質量％を超えると加工性が悪くなる恐れがある。好ましくは、Ｚｒは、１．５質量％以上６質量％以下の範囲である。
Ｓｎ：Ｓｎは、必須ではないが、等軸α－Ｔｉ相を安定させ、強化させるため好ましい。１０質量％以下であれば、等軸α－Ｔｉ相の安定化および強化に有利である。Ｓｎは耐酸化特性を低下させる恐れがあるが、Ｚｒと同時に添加することにより、耐酸化特性低下が低減される。このことから、Ｓｎを添加する場合は、Ｚｒが必須であり、Ｓｎ＋Ｚｒは、４質量％以上必要である。１２質量％以上であると、加工性が悪くなる。
Ｍｏ：Ｍｏは耐酸化特性を向上させるとともに、β―Ｔｉ相を強化させるために必要である。０．５質量％以上であればβ―Ｔｉ相強化に有利である。４質量％を超えると、α―Ｔｉ相を不安定にする恐れがある。好ましくは、Ｍｏは、０．５質量％以上３．５質量％以下の範囲である。
Ｓｉ：Ｓｉはシリサイドが析出するため必要である。このことから、１質量％以下であれば、耐酸化特性の向上、等軸α－Ｔｉ相の強化およびシリサイド析出による強化に有利である。１質量％を超えると、粗大なシリサイドが生成し、強化に有効でない。好ましくは、Ｓｉは、０．１質量％以上０．９質量％以下の範囲である。より好ましくは、Ｓｉは、０．１質量％以上０．６質量％以下の範囲である。なお、シリサイドはＴｉ５Ｓｉ３相であり、チタン合金を強化する。
Ｃ：Ｃは、等軸α－Ｔｉ相を安定化させ、強化させるため必要である。このことから、０．２質量％以下であれば、α－Ｔｉ相の強化に有利である。１質量％を超えると、炭素がα－Ｔｉ相に固溶できなくなり、炭化物が生成し、脆化する。好ましくは、Ｃは、０．０１質量％以上０．１５質量％以下の範囲である。より好ましくは、Ｃは、０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲である。
なお、それぞれの元素の組成の組み合わせは上述した範囲から任意に選択できるが、例示的には上述した［１］～［４］のような組成がある。
本発明のチタン合金は、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するが、等軸α－Ｔｉ相の体積率は４０％以下である。これにより、本発明のチタン合金は、優れた高温強度を示す。好ましくは、等軸α－Ｔｉ相は、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織に対して、体積％で０．５％以上２０％以下の範囲を満たす。これにより、本発明のチタン合金は、優れた高温強度を示す。より好ましくは、等軸α－Ｔｉ相は、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織に対して、体積％で０．５％以上１５％以下の範囲、なお好ましくは、１％以上１５％以下の範囲を満たす。なお、等軸α－Ｔｉ相およびα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織の割合は、例えば、走査型電子顕微鏡等の顕微鏡観察による画像診断によって算出できる。
本発明のチタン合金は、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するが、等軸α－Ｔｉ相の体積率は４０％以下である。これにより、本発明のチタン合金は、優れた高温強度を示す。好ましくは、等軸α－Ｔｉ相は、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織に対して、体積％で０．５％以上２０％以下の範囲を満たす。これにより、本発明のチタン合金は、優れた高温強度を示す。より好ましくは、等軸α－Ｔｉ相は、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織に対して、体積％で０．５％以上１５％以下の範囲、なお好ましくは、１％以上１５％以下の範囲を満たす。なお、等軸α－Ｔｉ相およびα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織の割合は、例えば、走査型電子顕微鏡等の顕微鏡観察による画像診断によって算出できる。
本発明のチタン合金において、等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１μｍ以上５０μｍ以下の範囲であり、層状組織内のα－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上１μｍ以下の範囲である。これにより、本発明のチタン合金は、優れた高温強度を示す。さらに好ましくは、等軸α－Ｔｉ相の粒径は、５μｍ以上３０μｍ以下の範囲であり、層状組織内のα－Ｔｉ相の厚さは、１００ｎｍ以上１μｍ以下の範囲である。なお、等軸α－Ｔｉ相の粒径や層状組織内のα－Ｔｉ相の厚さは、走査型電子顕微鏡等の顕微鏡観察による画像中の複数の組織に対して測定し、平均を求めればよい。
本発明のチタン合金は、上述したように、高温強度に優れるため、コンプレッサブレードやコンプレッサディスクなどの航空機エンジン部品や火力発電所のタービン部材、内燃機関の耐熱性部材に用いられる。
図１は、本発明のチタン合金の製造工程を示すフローチャートである。
ステップＳ１１０：質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物である材料を溶解法によりインゴットを溶製する。材料は、上述の組成を満たす限り、スポンジチタンのような単体金属であってもよいし、合金であってもよいし、化合物であってもよい。なお、上述の材料の組成は、本発明のチタン合金の組成と同様に選択できる。溶解法は任意の溶解法を採用できるが、例示的には、アーク溶解、電子ビーム溶解、高周波溶解などがある。
ステップＳ１１０：質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物である材料を溶解法によりインゴットを溶製する。材料は、上述の組成を満たす限り、スポンジチタンのような単体金属であってもよいし、合金であってもよいし、化合物であってもよい。なお、上述の材料の組成は、本発明のチタン合金の組成と同様に選択できる。溶解法は任意の溶解法を採用できるが、例示的には、アーク溶解、電子ビーム溶解、高周波溶解などがある。
ステップＳ１２０：ステップＳ１１０で得られたインゴットを、α＋β２相域の温度において溶体化処理する。これにより添加元素が固溶する。好ましくは、インゴットを８００℃以上１１００℃以下の温度範囲で溶体化処理する。また、溶体化処理の時間は、特に制限はないが、例示的には、３０分以上２４時間以下の時間である。
ステップＳ１３０：ステップＳ１２０で得られた溶体化処理されたインゴットをα＋β２相域の温度において鍛造および／または圧延する。なお、以降では、鍛造および／または圧延加工されたものを意図して加工材料と称する。
鍛造および／または圧延は、好ましくは、インゴットを８００℃以上１１００℃以下の温度範囲で、変形量が５０％以上となるように鍛造および／または圧延する。上限は特にないが、例示的には、変形量は、１００％以下であればよい。鍛造や圧延には特に制限はないが、例示的には、鍛造には、熱間鍛造、冷間鍛造、油圧鍛造等を、圧延には、溝ロール圧延、ひずみ速度制御圧延、冷間圧延等を採用できる。
ステップＳ１４０：ステップＳ１３０で鍛造および／または圧延された加工材料をα＋β相域の温度において熱処理する。これにより、加工により導入されたひずみや転位を駆動力としてα相とβ相が成長する。また、熱処理の時間は、特に制限はないが、例示的には、３０分以上１０時間以下の時間である。熱処理には、雰囲気炉、電気炉、管状炉等の任意の炉を用いてよい。
ステップＳ１５０：ステップＳ１４０で得られた熱処理後の加工材料を１℃／秒以上３０℃／秒以下の範囲の冷却速度で室温まで冷却する。この範囲の冷却速度で冷却することにより、β相中にα相が板状に生成し、層状組織となる。好ましくは、加工材料を２℃／秒以上２５℃／秒以下、さらに好ましくは、５℃／秒以上２０℃／秒以下の範囲の冷却速度で冷却する。この範囲であれば、上述の組織の形成が促進される。なお、熱処理の雰囲気は、大気、不活性ガス、真空等である。
図示しないが、ステップＳ１５０に続いて、時効処理を行う。具体的には、ステップＳ１５０で得られた加工材料（または本発明のチタン合金）を３００℃以上８００℃以下の温度範囲で３０分以上１０時間以下の時間時効処理する。これにより、等軸α－Ｔｉ相内にα２－Ｔｉ３Ａｌ相およびα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織内にシリサイド（例えば、Ｔｉ５Ｓｉ３相）の析出が促進され、さらに強化し得る。時効処理後に水冷（＞１００℃／秒の冷却速度）してもよい。
次に具体的な実施例を用いて本発明を詳述するが、本発明がこれら実施例に限定されないことに留意されたい。
［例１～例５］
例１～５の試料は、次のようにして調製された。表１の組成を満たすよう、スポンジＴｉ、Ａｌペレット、Ｎｂ粒状原料、Ｚｒ粒状原料、Ｓｎ粒状原料、Ｍｏ粒状原料、Ｓｉ粒状原料、ＴｉＣ粒状原料を秤量し、高周波溶解によって溶解し、インゴットを溶製した（図１のステップＳ１１０）。次いで、得られたインゴットを１０００℃で３０分間、溶体化処理した（図１のステップＳ１２０）。その後、溶体化処理したインゴットを、１０００℃で鍛造および溝ロール圧延した（図１のステップＳ１３０）。このようにして、１５ｍｍ角の棒状の加工材料を得た。加工材料を表１に示す熱処理温度で３時間、大気雰囲気中、熱処理した（図１のステップＳ1４０）。次いで、熱処理後の加工材料を表１に示す冷却速度で室温まで冷却した（図１のステップＳ１５０）。さらに、冷却後、６５０℃で５時間時効処理を施し、水冷した。なお、水冷を冷却速度に換算すると、１００℃／秒をはるかに超えた。
例１～５の試料は、次のようにして調製された。表１の組成を満たすよう、スポンジＴｉ、Ａｌペレット、Ｎｂ粒状原料、Ｚｒ粒状原料、Ｓｎ粒状原料、Ｍｏ粒状原料、Ｓｉ粒状原料、ＴｉＣ粒状原料を秤量し、高周波溶解によって溶解し、インゴットを溶製した（図１のステップＳ１１０）。次いで、得られたインゴットを１０００℃で３０分間、溶体化処理した（図１のステップＳ１２０）。その後、溶体化処理したインゴットを、１０００℃で鍛造および溝ロール圧延した（図１のステップＳ１３０）。このようにして、１５ｍｍ角の棒状の加工材料を得た。加工材料を表１に示す熱処理温度で３時間、大気雰囲気中、熱処理した（図１のステップＳ1４０）。次いで、熱処理後の加工材料を表１に示す冷却速度で室温まで冷却した（図１のステップＳ１５０）。さらに、冷却後、６５０℃で５時間時効処理を施し、水冷した。なお、水冷を冷却速度に換算すると、１００℃／秒をはるかに超えた。
例１～例５の試料の組成を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付属のエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）による元素分析によって確認したところ、表１の組成となっていることを確認した。例１～例４の試料をＳＥＭにより観察した。観察結果を図２に示す。
図２は、（ａ）例１、（ｂ）例２、（ｃ）例３、（ｄ）例４、（ｅ）例５の試料の組織を示すＳＥＭ像である。
図２（ａ）によれば、例１の試料は、黒いコントラストで示される等軸α－Ｔｉ相とα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有した。等軸α－Ｔｉ相の粒径は１０μm、量は１０％あった。層状組織内のα相の幅は1μm以下であった。図２（ｂ）によれば、例２の試料は、黒いコントラストで示される等軸α－Ｔｉ相とα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有した。等軸α－Ｔｉ相の粒径は８μm、量は３％あった。層状組織内のα相の幅は1μm以下であった。図２（ｃ）によれば、例３の試料は、黒いコントラストで示される等軸α－Ｔｉ相とα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有した。等軸α－Ｔｉ相の粒径は１０μm、量は１５％あった。層状組織内のα相の幅は1μm以下であった。微細な白い粒状のものはシリサイドであった。図２（ｄ）によれば、例４の試料は、等軸α－Ｔｉ相とα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有した。等軸α－Ｔｉ相の粒径は５μm、量は４０％あった。層状組織内のα相の幅はＳＥＭ像では観察できないほど微細であった。図２（ｅ）によれば、例５の試料は、黒いコントラストで示される等軸α－Ｔｉ相とα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有した。等軸α－Ｔｉ相の粒径は１０μm、量は１０％あった。層状組織内のα相の幅は1μm以下であった。
以上の結果から、図１に示す製造工程によって、質量％で、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相とα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するチタン合金が得られたことが示された。特に、上記組成を満たし、かつ、α＋β相域の温度での熱処理（ここでは、８００℃より大きく１１００℃以下の温度範囲）と、１℃／秒以上３０℃／秒以下の範囲の冷却速度との組み合わせが有効であることが示された。
次に、例１～例５の試料について室温、５５０℃、および６５０℃において一定のクロスヘッド速度０．１ｍｍ／分で圧縮試験を行った。室温における圧縮試験は、試料をジグの間に挟み、０．１ｍｍ／分の速度で変形をおこなった。５５０℃、および６５０℃の試験では、試験機に付属する炉の温度を試験温度まで昇温した後に、試料を挿入し、試料温度が試験温度に達するまで３０分保持後、０．１ｍｍ／分の速度で変形をおこなった。結果を表２に示す。
表２によれば、商用合金である例５と比較して、例２～例４は室温では強度が高く、５５０℃、６５０℃においても強度が同程度か高い強度を示す。
次に、例１～例５の試料について６５０℃において５００時間までの酸化試験を行った。酸化試験中の酸化皮膜生成による重量増加を測定した。５００時間後の重量増加量を表３に示す。
表３によると、例３、例４は、酸化増量が商用合金と同程度であった。表２の高温強度と表３の酸化試験から例３、例４の組成は、商用合金に匹敵する、あるいはより高い強度を有することが示された。
以上の結果から、質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相とα－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するチタン合金は、６００℃以上の温度における高温強度に優れた材料であり、エンジン部品に好適であることが示された。
特に例３の元素組成のチタン合金は、６００℃以上の温度における高温強度に優れた材料である。そこで、例３の元素組成に、工業的に使用する場合の許容誤差として±０．５％から±１．０％を考慮して、質量％で、Ａｌ：６％以上７．５％以下、Ｎｂ：１％以上２．５％以下、Ｚｒ：３．６％以上５％以下、Ｓｎ：４．１％以上５．５％以下、Ｍｏ：０．５％以上３．５％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、および、Ｃ：０．０１％以上０．１％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するチタン合金が好ましい。この場合、室温、５５０℃、および６５０℃においてひずみ速度が３ｘ１０-４／ｓで圧縮試験を行った場合の強度が、室温で１２５０ＭＰａ以上、５５０℃で８００ＭＰａ以上、および６５０℃で５５０ＭＰａ以上である。圧縮試験を行った場合の強度は、例３の測定値に、測定誤差として１０％程度を考慮すると、強度の上限値は、室温で１４６４ＭＰａ以下、５５０℃で１０４５ＭＰａ以下、および６５０℃で７００ＭＰａ以下となる。ここで、室温は２５℃である。
本発明のチタン合金は、上述の組成および組織を有することにより、耐酸化特性および高温強度に優れるため、コンプレッサブレードやコンプレッサディスクなどの航空機エンジン部品や火力発電所のタービン部材、内燃機関の耐熱性部材に適用される。
Claims (18)
- 質量％で、
Ａｌ：５％以上８％以下、
Ｎｂ：１％以上３．５％以下、
Ｚｒ：１％以上８％以下、
Ｓｎ：０％以上１０％以下、
Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、
Ｍｏ：０．５％以上４％以下、
Ｓｉ：０．１％以上１％以下、および、
Ｃ：０．０１％以上０．２％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するチタン合金。 - 質量％で、
Ａｌ：５％以上８％以下、
Ｎｂ：１％以上３％以下、
Ｚｒ：１％以上８％以下、
Ｓｎ：０．３％以上１０％以下、
Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、
Ｍｏ：０．５％以上４％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．９％以下、および、
Ｃ：０．０１％以上０．１５％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するチタン合金。 - 質量％で、
Ａｌ：６％以上７．５％以下、
Ｎｂ：１％以上２．５％以下、
Ｚｒ：１．５％以上６％以下、
Ｓｎ：１％以上１０％以下、
Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、
Ｍｏ：０．５％以上３．５％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、および、
Ｃ：０．０１％以上０．１％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するチタン合金。 - 質量％で、
Ａｌ：６％以上７．５％以下、
Ｎｂ：１％以上２．５％以下、
Ｚｒ：３．６％以上５％以下、
Ｓｎ：４．１％以上５．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以上３．５％以下、
Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、および、
Ｃ：０．０１％以上０．１％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、等軸α－Ｔｉ相と、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相が交互に積層した層状組織で構成されるバイモダル組織を有するチタン合金。 - 前記等軸α－Ｔｉ相は、体積率は４０％以下である、請求項１～４のいずれかに記載のチタン合金。
- 前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１μｍ以上５０μｍ以下の範囲であり、
前記層状組織内のα相の厚さは、５０ｎｍ以上１μｍ以下の範囲である、請求項１～５のいずれかに記載のチタン合金。 - 前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、５μｍ以上３０μｍ以下の範囲であり、
前記層状組織内のα相の厚さは、１００ｎｍ以上１μｍ以下の範囲である、請求項１～５のいずれかに記載のチタン合金。 - α２－Ｔｉ３Ａｌ相をさらに含有する、請求項１～７のいずれかに記載のチタン合金。
- シリサイド相をさらに含有する、請求項１～８のいずれかに記載のチタン合金。
- 室温、５５０℃、および６５０℃においてひずみ速度が３ｘ１０-４／ｓで圧縮試験を行った場合の強度が、室温で１２５０ＭＰａ以上、５５０℃で８００ＭＰａ以上、および６５０℃で５５０ＭＰａ以上である、請求項１～９のいずれかに記載のチタン合金。
- 質量％で、Ａｌ：５％以上８％以下、Ｎｂ：１％以上３．５％以下、Ｚｒ：１％以上８％以下、Ｓｎ：０％以上１０％以下、Ｓｎ＋Ｚｒ：４％以上１２％以下、Ｍｏ：０．５％以上４％以下、Ｓｉ：０．１％以上１％以下および、Ｃ：０．０１％以上０．２％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物である材料を溶解法によりインゴットを溶製することと、
前記インゴットを、α＋β２相域の温度において溶体化処理することと、
前記溶体化処理されたインゴットをα＋β２相域の温度において鍛造および／または圧延することと、
鍛造および／または圧延された加工材料をα＋β相域の温度において熱処理することと、
前記熱処理後の加工材料を１℃／秒以上３０℃／秒以下の範囲の冷却速度で室温まで冷却すること
を包含する、請求項１～１０のいずれかに記載のチタン合金の製造方法。 - 前記熱処理することは、前記加工材料を８００℃より大きく１１００℃以下の温度範囲で熱処理する、請求項１１に記載の方法。
- 前記熱処理することは、前記加工材料を３０分以上１０時間以下の時間範囲で熱処理する、請求項１１または１２に記載の方法。
- 前記冷却することは、前記加工材料を１℃／秒以上３０℃／秒以下の範囲の冷却速度で冷却する、請求項１１～１３のいずれかに記載の方法。
- 前記冷却することに続いて、時効処理をすることをさらに包含する、請求項１１～１４のいずれかに記載の方法。
- 前記時効処理することは、前記加工材料を３００℃以上８００℃以下の温度範囲で３０分以上１０時間以下の時間時効処理する、請求項１５に記載の方法。
- 前記時効処理することに続いて、水冷することをさらに包含する、請求項１６に記載の方法。
- 請求項１～１０のいずれかに記載のチタン合金からなるエンジン部品。
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