JP2024058325A - ＴｉＡｌ合金材及びＴｉＡｌ中間合金材 - Google Patents

Abstract

【課題】特に優れた高温クリープ強度を得ることができるＴｉＡｌ合金材を提供する。【解決手段】ＴｉＡｌ合金材は、Ａｌ：４２．０原子％以上４４．０原子％以下、Ｃｕ：０．５原子％以上２．５原子％以下、及びＮｂ：３．０原子％以上７．０原子％以下、を含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなり、ラメラ粒の平均粒径が２０μｍ以上２００μｍ以下である。【選択図】なし

Description

特許法第３０条第２項適用申請有り 公益社団法人日本金属学会 ２０２２年春期（第１７０回）講演大会 ［Ｇ］力学特性と組織［３３９］の講演概要、掲載年月日：２０２２年３月１日、ウェブサイトのアドレス：ｈｔｔｐｓ：／／ｃｏｎｆｉｔ．ａｔｌａｓ．ｊｐ／ｇｕｉｄｅ／ｅｖｅｎｔ／ｊｉｍ２０２２ｓｐｒｉｎｇ／ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ／ｌｉｓｔ 〔刊行物等〕 公益社団法人日本金属学会 ２０２２年春期（第１７０回）講演大会 ［Ｇ］力学特性と組織［３３９］の発表用資料、掲載年月日：２０２２年３月１６日、ウェブサイトのアドレス：ｈｔｔｐｓ：／／ｃｏｎｆｉｔ．ａｔｌａｓ．ｊｐ／ｇｕｉｄｅ／ｅｖｅｎｔ／ｊｉｍ２０２２ｓｐｒｉｎｇ／ｓｕｂｊｅｃｔ／２００１－０９－０９／ｃｌａｓｓｌｉｓｔ

本発明は、特に優れた高温クリープ強度を有するＴｉＡｌ合金材及び該ＴｉＡｌ合金材を得るためのＴｉＡｌ中間合金材に関する。

ＴｉＡｌ合金の分野では、従来の鋳造欠陥が多く材料歩留りの低い鋳造合金に替わって、高強度で熱間加工性に優れた鍛造用ＴｉＡｌ合金が注目されている。特に、輸送機等の分野において、その軽量化を図り、燃費を向上させるために、航空機エンジンの材料としてＴｉＡｌ合金材を採用する事例が増加している。

種々のＴｉＡｌ合金のうち、鋳造用ＴｉＡｌ合金等のような従来のＴｉＡｌ合金は、結晶構造が面心立方格子（ＦＣＣ：Ｆａｃｅ Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ ｌａｔｔｉｃｅ）構造に近いγ相と、六方最密格子（ＨＣＰ：Ｈｅｘａｇｏｎａｌ Ｃｌｏｓｅ－Ｐａｃｋｅｄ ｌａｔｔｉｃｅ）構造のα相から構成されている。このようなＴｉＡｌ合金の材料組織は、熱処理後の冷却過程において、α相に薄い板状のγ相が析出し、ラメラ組織を形成することが特徴である。

ところで、熱間鍛造品は、鋳造品と比較して、強度及び靱性がともに優れているため、特に、これらの特性が要求される部材に適用することを目的として、熱間鍛造用ＴｉＡｌ合金の開発が進められている。熱間鍛造用ＴｉＡｌ合金には、高温変形しやすい体心立方格子（ＢＣＣ：Ｂｏｄｙ Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ ｌａｔｔｉｃｅ）構造のβ相を安定化する成分が添加されており、β相が変形の大部分を担っているため、熱間鍛造加工を可能としている。

β相を安定化する成分としては、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ等が挙げられ、これらのβ相安定化元素をＴｉＡｌ合金に添加することが、熱間鍛造性の向上に効果的である。例えば、特許文献１には、Ｔｉ及びＡｌに、Ｎｂ、Ｖ及びＢが添加され、硼化物の粒径が規定された鍛造用のＴｉＡｌ合金が開示されている。また、特許文献２には、Ａｌ及びＮｂを含有し、添加成分の相対的な量が調整されたＴｉＡｌ基合金、及びＴｉ及びＡｌに、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ及びＭｏが共添加されたＴｉＡｌ基合金が開示されている。

さらに、特許文献３には、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｍｏ及び／又はＭｎ、並びにＢ及び／又はＣ及び／又はＳｉを含有し、β／Ｂ２－Ｔｉ相の割合が規定されたチタン－アルミニウム系合金材料が開示されている。また、特許文献４には、チタンとアルミニウムとニオブを含有し、さらにＣｒ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｌａ、Ｓｃ、Ｙ、Ｍｎ、Ｔａ、Ｖ、Ｗから組成され、所定のラメラ組織が形成されたチタンアルミナイド合金が開示されている。そして、これらの合金はいずれも、熱間鍛造加工されることが想定されている。

特許文献１～４に示すように、ＮｂはＴｉＡｌ合金の耐酸化性を向上させる重要な元素であり、多くの熱間鍛造用ＴｉＡｌ合金にはＮｂが添加されている。しかし、ラメラ組織を含めたγ相の形成を前提として、高いＡｌ濃度に設定された材料に、Ｎｂを単独添加すると、１３００℃未満の実用的な鍛造加熱温度域において、β相を十分に安定化させることはできない。そこで、多くの従来技術では、製造性の低い加工プロセスである「恒温鍛造」を用いるか、又はＮｂと他のβ安定化元素とを「共添加」して、鍛造加熱温度域で十分なβ相を形成させ、良好な熱間鍛造性を確保している。

また、鍛造用ＴｉＡｌ合金は、鍛造後に材料組織を調整するための熱処理が必要である。このような熱処理の方法としては、例えば、１回目の熱処理として、鍛造材のα相を再結晶させて、α単相化を促進する高温熱処理を実施し、その後、２回目の熱処理として、α相内にγ板を析出させ、ラメラ組織を導入するための、より低温な熱処理を実施する方法が挙げられる。そして、２回目の熱処理後の材料組織がＴｉＡｌ合金材の組織となる。この場合に、１回目の熱処理によりα相の組織サイズや形態が決まり、そのα相にγ板が析出してラメラ組織を形成するため、実質的にラメラ粒のサイズは１回目の熱処理によってほぼ決定する。

なお、α相は、高温ではα相を維持するものの、室温付近では規則化が進み、「α２相」と表記されることがある。また、β相は室温付近では「Ｂ２構造」となる。ただし、本願明細書におけるα相、β相の記載は、特に温度を限定するものではない。

特許第６６８７１１８号公報 特開２００９－２１５６３１号公報 特許第５９２６８８６号公報 特許第５５１２９６４号公報

しかしながら、上記特許文献１～４に記載の方法を用いて、Ｎｂと他のβ安定化元素とを共添加しても、ＴｉＡｌ合金の熱処理後において多量のβ相が残留してしまい、熱間鍛造性を付与することはできても、ＴｉＡｌ合金材の機械特性の１つである高温クリープ強度が低下するという問題が生じる。

なお、ＴｉＡｌ合金の熱間鍛造としては、金型を室温又は数百度程度の予熱に留める通常の型鍛造と、金型を鍛造素材と同じ１２００℃などの温度に加熱して、例えば、１０^－３／ｓｅｃのような、歪速度が遅い条件で、時間をかけて鍛造する恒温鍛造とが挙げられる。このような熱間鍛造方法のうち、恒温鍛造を用いた場合は、β相が不足しても加工可能な場合が多いが、恒温鍛造は１ストローク当りの時間が極めて長くなるため、工業製品を対象とした場合には、生産性が低下する。

ＴｉＡｌ合金に対して、β安定化元素を添加すると、熱間鍛造性を付与することはできるが、熱処理後もβ相が残留してしまい、ＴｉＡｌ合金材のクリープ強度の低下を招いてしまう。しかし、今後の多様な用途にＴｉＡｌ合金材を適用していくためには、特に優れた高温クリープ強度が必要となる。

本発明は、かかる課題に鑑みてなされたものであって、特に優れた高温クリープ強度を得ることができるＴｉＡｌ合金材及び該ＴｉＡｌ合金材を得るためのＴｉＡｌ中間合金材を提供することを目的とする。

本発明の上記目的は、ＴｉＡｌ合金材に係る下記［１］の構成により達成される。
［１］ Ａｌ：４２．０原子％以上４４．０原子％以下、
Ｃｕ：０．５原子％以上２．５原子％以下、及び
Ｎｂ：３．０原子％以上７．０原子％以下、を含有し、
残部がＴｉ及び不可避的不純物からなり、
ラメラ粒の平均粒径が２０μｍ以上２００μｍ以下であることを特徴とするＴｉＡｌ合金材。

また、本発明の上記目的は、ＴｉＡｌ合金中間材に係る下記［２］の構成により達成される。
［２］ ＴｉＡｌ合金材を得るためのＴｉＡｌ中間合金材であって、
Ａｌ：４２．０原子％以上４４．０原子％以下、
Ｃｕ：０．５原子％以上２．５原子％以下、及び
Ｎｂ：３．０原子％以上７．０原子％以下、を含有し、
残部がＴｉ及び不可避的不純物からなり、
α粒の平均粒径が２０μｍ以上２００μｍ以下であることを特徴とするＴｉＡｌ中間合金材。

本発明によれば、特に優れた高温クリープ強度を有するＴｉＡｌ合金材及び該ＴｉＡｌ合金材を得るためのＴｉＡｌ中間合金材を提供することができる。

図１は、縦軸を最小クリープ速度とし、横軸をラメラ粒の平均粒径とした場合の、発明例及び比較例の関係を示すグラフである。

本発明者らは、Ｎｂ及びＣｕを規定の濃度で共添加することにより、熱間鍛造時のα相の変形能を向上させ、鍛造中はβ相を十分に確保しながら、熱処理後のβ相を低減することができることを見出した。また、本発明者らは、β安定化元素を適切な含有量で含有させたＴｉＡｌ合金材において、特にＣｕ濃度を適切に制御するとともに、ラメラ粒の粒径を規定することにより、優れた高温クリープ強度を得ることができることを見出した。

以下、本発明を実施するための形態（以下、「本実施形態」という。）について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下で説明する実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、任意に変更して実施することができる。

［ＴｉＡｌ合金材］
本実施形態に係るＴｉＡｌ合金材は、ＴｉＡｌ合金を鍛造し、熱処理を施すことにより得られる。以下、本発明に係るＴｉＡｌ合金材に含有される成分と、その濃度の上限値及び下限値の限定理由、並びにラメラ粒の粒径及びα粒の粒径について、詳細に説明する。

＜Ａｌ：４２．０原子％以上４４．０原子％以下＞
Ａｌは、ＴｉＡｌ合金材の表面へのＡｌ_２Ｏ_３保護膜の形成を促進する元素である。ＴｉＡｌ合金材中のＡｌ濃度を適切に制御することにより、耐酸化性のベースを向上させるとともに、γ相を安定化し、α相へ多量のγ板を形成させて、ラメラ組織を形成することにより、ＴｉＡｌ合金材のクリープ強度を向上させることができる。
ＴｉＡｌ合金材におけるＡｌ濃度が４２．０原子％未満であると、所望のクリープ強度を得ることができない。したがって、ＴｉＡｌ合金材におけるＡｌ濃度は４２．０原子％以上とし、４２．５原子％以上であることが好ましい。
一方、ＴｉＡｌ合金材におけるＡｌ濃度が４４．０原子％を超えると、γ相が過度に安定化し、γ粒が形成されるため、所望のクリープ強度を得ることができない。また、ＴｉＡｌ合金材を得るためのＴｉＡｌ合金鋳塊の熱間鍛造性も低下する。したがって、ＴｉＡｌ合金材におけるＡｌ濃度は４４．０原子％以下とし、４３．６原子％以下であることが好ましい。

＜Ｃｕ：０．５原子％以上２．５原子％以下＞
Ｃｕは、高温においてβ相を安定化させる効果を有する元素であり、ＴｉＡｌ合金材中のＣｕ含有量を適切に制御することは、本実施形態において、最も重要な要件である。従来のＴｉＡｌ合金においては、熱間鍛造性向上のために、高温でのβ相の形成を促進すると、熱処理後もβ相が残留して、ＴｉＡｌ合金材の高温クリープ強度が低下するという問題があった。本実施形態においては、ＴｉＡｌ合金に、ＮｂとＣｕを規定の濃度で共添加することにより、熱間鍛造時のα相の変形能を向上させ、鍛造中はβ相を十分に確保しながら、熱処理後のβ相を低減することができ、ＴｉＡｌ合金鋳塊の熱間鍛造性を向上させることができる。また、熱処理後の残留β相を最小限に留めることができ、優れた高温クリープ強度が得られ、ＴｉＡｌ合金鋳塊の熱間鍛造性と、ＴｉＡｌ合金材の高温クリープ強度を両立することができる。

ＴｉＡｌ合金材におけるＣｕ濃度が０．５原子％未満であると、ＴｉＡｌ合金鋳塊の熱間鍛造時の温度でβ相を安定化させる作用を得ることができず、また、熱間鍛造時のα相の変形能を向上させて、熱間鍛造温度でのみβ相を形成させる作用を得ることができない。このため、ＴｉＡｌ合金鋳塊の熱間鍛造性が低下する。さらに、Ｃｕ濃度が０．５原子％未満であると、ラメラ粒の平均粒径が大きくなりすぎて、最小クリープ強度が低下する。したがって、ＴｉＡｌ合金材におけるＣｕ濃度は０．５原子％以上とし、０．７原子％以上であることが好ましく、０．９原子％以上であることがより好ましい。
一方、ＴｉＡｌ合金材におけるＣｕ濃度が２．５原子％を超えると、熱処理後にβ相が残留し、ラメラ粒の平均粒径が小さくなりすぎて、所望の高温クリープ強度を得ることができない。したがって、ＴｉＡｌ合金材におけるＣｕ濃度は２．５原子％以下とし、２．０原子％以下であることが好ましく、１．５原子％以下であることがより好ましく、１．２原子％以下であることがさらに好ましい。

＜Ｎｂ：３．０原子％以上７．０原子％以下＞
Ｎｂは、ＴｉＡｌ合金材の耐酸化性を向上させる効果を有する元素である。
ＴｉＡｌ合金材におけるＮｂ濃度が３．０原子％未満であると、ＴｉＡｌ合金材の耐酸化性が低下する。また、Ｎｂ濃度が３．０原子％未満であると、ラメラ粒の平均粒径が大きくなりすぎて、最小クリープ強度が低下する。したがって、ＴｉＡｌ合金材におけるＮｂ濃度は３．０原子％以上とし、４．５原子％以上であることが好ましい。
一方、ＴｉＡｌ合金材におけるＮｂ濃度が７．０原子％を超えると、α相が不安定となり、ラメラ粒の形成を確保することができず、ラメラ粒の平均粒径が小さくなりすぎて、高温クリープ強度が低下する。したがって、ＴｉＡｌ合金材におけるＮｂ濃度は７．０原子％以下とし、６．０原子％以下であることが好ましい。

＜残部＞
本実施形態に係るＴｉＡｌ合金材の上記成分を除く残部は、Ｔｉ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｈ、Ｃｌ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｂｅ、Ｚｎ等が挙げられる。

＜ラメラ粒の平均粒径：２０μｍ以上２００μｍ以下＞
ラメラ粒の粒径は、ＴｉＡｌ合金材のクリープ特性を左右する要素である。
ＴｉＡｌ合金材において、ラメラ粒の平均粒径が２０μｍ未満であると、組織全体に占める粒界の割合が増加し、粒界近傍で進行しやすいクリープ変形中の組織劣化が、より組織全体で高い割合で生じるようになり、クリープ特性が悪くなる。したがって、ＴｉＡｌ合金材におけるラメラ粒の平均粒径は、２０μｍ以上とし、３０μｍ以上であることが好ましい。

一般に、金属材料においては、鍛造時の熱処理温度が高い方が破壊靭性は向上するが、ラメラ粒の平均粒径が２００μｍを超えると、熱処理温度が高温であっても極端に脆性的な挙動を示すようになる。その結果、クリープ試験開始直後に応力集中に起因した破断が生じるなどクリープ特性の著しい低下を招く。したがって、ＴｉＡｌ合金材におけるラメラ粒の平均粒径は、２００μｍ以下とし、１５０μｍ以下出ることが好ましく、１００μｍ以下であることがより好ましく、７５μｍ以下であることがさらに好ましい。

ラメラ粒の平均粒径は、例えば以下のようにして求めることができる。まず、ＴｉＡｌ合金材の表面を機械化学研磨で鏡面化させて試験片を作製する。次に、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、試験片の板厚中央付近について、反射電子像を撮影する。その後、各ＳＥＭ写真に対して、画像処理ソフトを用いてラメラ粒を描き、画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）を用いて、描いたラメラ粒の円相当径を算出する。なお、β相が残留している場合は、β相を除いてラメラ粒の輪郭を描く。また、ＳＥＭ写真の４つの辺に接したラメラ粒は解析から除外する。このようにして、複数のラメラ粒の円相当径から平均円相当径を算出することにより、ラメラ粒の平均粒径とすることができる。

なお、ラメラ粒の平均粒径を制御しない状態で、優れた高温クリープ強度を得るためには、例えば、ＴｉＡｌ合金材におけるＣｕ含有量をより厳しく制御する方法が挙げられる。本実施形態においては、Ｃｕ添加量を２．５原子％まで増加させても、ＴｉＡｌ合金材におけるラメラ粒の平均粒径を制御することにより、優れたクリープ特性を得ることができる。

［ＴｉＡｌ中間合金材］
本実施形態に係るＴｉＡｌ中間合金材は、上記ＴｉＡｌ合金材を得るための中間体である。したがって、ＴｉＡｌ中間合金材の組成は、上記ＴｉＡｌ合金材の組成と同じであり、ＴｉＡｌ中間合金材の各元素の含有量が上記のとおり制御されていれば、上記各元素による効果を得ることができる。また、本実施形態に係るＴｉＡｌ中間合金材は、ＴｉＡｌ合金鋳塊を鍛造し、得られた鍛造材に対して、１回目の熱処理を施した後の合金材を表す。

＜α粒の平均粒径：２０μｍ以上２００μｍ以下＞
α粒の粒径は、ラメラ粒の粒径と同様に、ＴｉＡｌ合金材のクリープ特性を左右する要素である。上述のとおり、ＴｉＡｌ合金材の得るための１回目の熱処理工程（第１熱処理工程）によりα相の組織サイズや形態が決まり、そのα相にγ板が析出してラメラ組織を形成するため、実質的にラメラ粒のサイズは１回目の熱処理によってほぼ決定する。したがって、第１熱処理工程後のα相の平均粒径を規定することにより、ラメラ粒の平均粒径を所望の値に制御することができる。α粒の平均粒径の上限値、下限値及びその限定理由については、ラメラ粒の平均粒径で説明した内容と同じである。なお、α粒の平均粒径は、第１熱処理工程における温度及び時間等の条件と、Ａｌ、Ｎｂ及びＣｕの添加量に影響される。

［ＴｉＡｌ合金材の製造方法］
本実施形態に係るＴｉＡｌ合金材は、上記ＴｉＡｌ合金材と同一の組成を有するＴｉＡｌ合金鋳塊を鍛造し、鍛造材を得る工程と、この鍛造材を所定の温度で熱処理する工程と、により製造することができる。以下、本実施形態に係るＴｉＡｌ合金材の製造方法について、詳細に説明する。

＜ＴｉＡｌ合金鋳塊を鍛造する工程＞
本実施形態において、ＴｉＡｌ合金を鍛造する際の鍛造条件は特に限定されない。鍛造する工程としては、例えば、ＴｉＡｌ合金鋳塊を所定の温度に加熱する工程と、加熱された鋳塊に圧力を印加する工程とを有する。
加熱温度及び加圧力等は、目的とする形状等によって、適切な範囲を選択することが好ましい。

＜鍛造材を熱処理する工程＞
本実施形態においては、上記鍛造する工程により得られた鍛造材に対して、２回の熱処理を実施する。１回目の熱処理工程（第１熱処理工程）において、鍛造材のα相を再結晶させて、α単相組織に近づける高温熱処理を実施し、本実施形態に係るＴｉＡｌ中間合金材を得る。その後、ＴｉＡｌ中間合金材に対して、第１熱処理工程よりも低い温度で、２回目の熱処理工程（第２熱処理工程）を実施する。これにより、α相内にγ板を析出させて、［α２＋γ］のラメラ組織を形成させることができる。本実施形態においては、ＴｉＡｌ合金材におけるラメラ粒の平均粒径、及びＴｉＡｌ中間合金材におけるα粒の平均粒径を規定している。１回目の熱処理工程（第１熱処理工程）における温度及び時間等の条件と、Ａｌ、Ｎｂ及びＣｕの添加量によって、ＴｉＡｌ中間合金材のα粒の平均粒径が決定され、これによりＴｉＡｌ合金材のラメラ粒の平均粒径が決定される。

第１熱処理工程における熱処理時間が短すぎると、再結晶α粒が十分に成長しないため、α粒（ラメラ粒）の平均粒径が小さくなりすぎ、熱処理時間が長すぎると、α粒（ラメラ粒）の平均粒径が大きくなりすぎる。また、ＮｂおよびＣｕは、再結晶α粒の成長を阻害するβ相の形成量に影響するため、これらの濃度が低いとα粒（ラメラ粒）の平均粒径が大きくなりやすく、これらの濃度が高いとα粒（ラメラ粒）の平均粒径が小さくなりやすい。このため、第１熱処理工程の時間条件を、合金組成のうち、特にＮｂ及びＣｕの濃度に合わせて適宜調整することにより、α粒及びラメラ粒の平均粒径を制御でき、所望のクリープ強度を確保することができる。

また、Ｃｕ及びＮｂを含有するＴｉＡｌ合金においては、再結晶α粒の成長を阻害するβ相が、ある温度域で最も減少する傾向を示し、この温度域に熱処理温度を設定することでβ相を減少させ、α単相化を進行させることができる。高温での強度が低いβ相の残留は、クリープ強度のベースを下げる作用があるため、できるだけβ相の形成量を低減しておくことが望ましい。したがって、第１熱処理工程の温度条件は、合金組成のうち、特にＡｌ濃度に合わせてβ相が最も減少する温度に適宜調整することにより、ラメラ粒の平均粒径を制御でき、所望のクリープ強度を確保することができる。

なお、本実施形態に係るＴｉＡｌ合金材は、高温耐性に優れ、軽量であるとともに、優れたクリープ強度を有するため、このような材料特性が要求される部材として使用されることが好ましい。したがって、本実施形態に係るＴｉＡｌ合金材は、例えば、輸送機及び産業機械等のタービン等の内燃機関用部材として、好適に使用することができる。

以下、本発明に係るＴｉＡｌ合金材の発明例及び比較例について説明する。

［クリープ強度の評価］
（鍛造材の作製）
まず、Ａｌ、Ｎｂ、Ｃｕ濃度を種々に変更したＴｉＡｌ合金の原料を準備し、コールドクルーシブル誘導溶解（ＣＣＩＭ：Ｃｏｌｄ Ｃｒｕｃｉｂｌｅ Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ Ｍｅｌｔｉｎｇ）法により、重量が約９ｋｇであるＴｉＡｌ合金鋳塊を作製した。ＴｉＡｌ合金鋳塊は、テーパを有する円柱形状であり、軸方向の一端面の直径を１１０ｍｍ、他端面の直径を８５ｍｍとし、軸方向の長さを３００ｍｍとした。

次に、得られたＴｉＡｌ合金鋳塊から、直径が８０ｍｍｍ、軸方向の長さが１２０ｍｍである円柱形状の試験片を作製し、１２５０℃以上の温度で０．５時間以上保持した後、上記試験片の軸方向に対して、プレス機を使用し、圧下率を７０～８０％として１軸圧縮加工を行うことにより、円盤状の鍛造材を作製した。なお、圧下率を約１０％変化させた場合であっても、熱間鍛造性及びクリープ強度の評価結果には大きく影響しないと考えられる。

（試験材の作製）
上記のようにして得た円盤状の鍛造材において、径方向の略中央位置から、幅が１４ｍｍ、長さが１３０ｍｍ、厚さが２４ｍｍの角材を６本採取し、このうち任意の１本を、クリープ強度の評価試験用試験材とした。

（熱処理）
上記試験材に対して、下記表１に種々の条件で２回の熱処理を行った。なお、第１熱処理工程では、α単相組織に近づけることを目的としており、第１熱処理工程により、ＴｉＡｌ中間合金材を得た。そして、第２熱処理工程では、γ相を形成させて、［α２＋γ］のラメラ組織を形成させることを目的としており、第２熱処理工程により、ＴｉＡｌ合金材（熱処理材）を得た。得られたＴｉＡｌ合金材の合金組成を下記表１に併せて示す。

（クリープ強度の評価試験）
得られた熱処理材から、全長が８０ｍｍ、平行部の直径が６ｍｍ、長さが３０ｍｍであり、ねじ部（試験片の長手方向両端部）がＭ１２であるつば付きクリープ試験片を作製し、シングル式クリープ試験機でクリープレート試験を実施した。試験条件は、温度を８００℃、応力を１５０ＭＰａとし、試験データから、最小クリープ速度を求めた。なお、最小クリープ速度は、高温でどれだけ変形が生じるかの指標であり、クリープ強度の指標の１つとして一般的に用いられている値である。

クリープ強度の評価基準としては、最小クリープ速度が３．０×１０^－７（ｓｅｃ^－１）以下であったものを合格とし、最小クリープ速度が３．０×１０^－７（ｓｅｃ^－１）を超えたものを不合格とした。

［ＴｉＡｌ合金材の組織の観察］
（試験片の作成）
上記熱処理により得られた熱処理材から、クリープ試験片を採取した後の、長手方向端部の残材の表面を、機械化学研磨で鏡面化させ、組織観察用試験片を作製した。

（ラメラ粒の平均粒径の算出）
走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、組織観察用試験片の反射電子像を撮影した。なお、撮影は、上記試験片の板厚の中央付近に対して実施し、各試験片についてラメラ粒を評価できるように、適宜倍率を調整して、１枚又は複数枚の写真を得た。そして、各ＳＥＭ写真に対して、画像処理ソフトを用いてラメラ粒を描いた。その後、画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）を用いて、ラメラ粒の平均粒径に相当する平均円相当径を算出した。

なお、一部のラメラ粒界にはβ相が残留していたが、β相は除いてラメラ粒の輪郭を描き、ＳＥＭ写真の４つの辺に接したラメラ粒は解析から除外した。各試験片について、５０個以上のラメラ粒から平均円相当径を算出したが、比較例Ｎｏ．１０については、ラメラ粒の粒径が大きくなりすぎてＳＥＭ写真には納まらなかったため、１８個のラメラ粒から平均円相当径を算出した。

ラメラ粒の平均粒径及び最小クリープ速度の測定結果を下記表１に併せて示す。なお、上述のとおり、ＴｉＡｌ合金材のラメラ粒の粒径は、第１熱処理工程後のＴｉＡｌ中間合金材のα粒の粒径で決定されるため、下記表１に示すラメラ粒の平均粒径は、α粒の平均粒径と同様の値であるとみなすことができる。

上記表１に示すように、発明例Ｎｏ．１～８は、ＴｉＡｌ中間合金材及びＴｉＡｌ合金材の組成が、本発明において規定する要件を満たすとともに、ＴｉＡｌ中間合金材のα粒及びＴｉＡｌ合金材のラメラ粒の平均粒径も本発明において規定する要件を満たしているため、優れた高温クリープ強度を得ることができた。

一方、比較例Ｎｏ．９は、ＴｉＡｌ中間合金材のα粒及びＴｉＡｌ合金材のラメラ粒の平均粒径が本発明範囲の下限値未満であるため、高温クリープ強度が低下した。α粒及びラメラ粒の平均粒径が本発明範囲の下限値未満となった原因としては、比較例Ｎｏ．９のＣｕ含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、実施例と比較して多く、α粒の成長を阻害するβ相の形成量が多いことが挙げられる。なお、発明例Ｎｏ.１～４に示すように、熱処理時間を長時間化に伴ってラメラ粒の平均粒径が大きくなるため、比較例Ｎｏ．９の熱処理時間を長時間化することにより、α粒及びラメラ粒の平均粒径が規定の粒径に入るものと考えられる。

比較例Ｎｏ．１０は、ＴｉＡｌ中間合金材のα粒及びＴｉＡｌ合金材のラメラ粒の平均粒径が本発明範囲の上限を超えているため、脆性的な破壊を呈し、クリープ試験直後に破断した。α粒及びラメラ粒の平均粒径が本発明範囲の上限を超えた原因としては、比較例Ｎｏ．１０のＮｂ及びＣｕの含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、実施例と比較して少ないため、β相が少なくなり、α粒が容易に粗大化してしまうことが挙げられる。このような場合には、熱処理温度を下げるか、又は極端に上げることで、β相又はγ相を形成し、これらがα粒の粗大化を抑制することで、結晶粒の粗大化が防止できると考えられる。このように、ＴｉＡｌ中間合金材及びＴｉＡｌ合金材の組成が本発明で規定する範囲内であれば、熱処理条件を調整することにより、α粒及びラメラ粒の平均粒径を制御することができ、これにより、優れた高温クリープ強度を得ることができる。

図１は、縦軸をクリープ試験により得られた最小クリープ速度とし、横軸をラメラ粒の平均粒径とした場合の、発明例及び比較例の関係を示すグラフである。図１中において、黒塗りのひし形（◆）は、クリープ強度が良好であり、白抜きのひし形（◇）は、クリープ強度が不良であったことを表す。なお、図中に破線で示す範囲は、ラメラ粒の平均粒径（μｍ）が本発明の数値範囲内となる領域である。

図１に示すように、Ｃｕ及びＮｂを含むＴｉＡｌ合金材において、組成が本発明において規定する範囲内であるとともに、ラメラ粒の平均粒径が本発明において規定する範囲内であると、特に優れたクリープ強度を有するＴｉＡｌ合金材を得ることができることが示された。

Claims (2)

1. Ａｌ：４２．０原子％以上４４．０原子％以下、
   Ｃｕ：０．５原子％以上２．５原子％以下、及び
   Ｎｂ：３．０原子％以上７．０原子％以下、を含有し、
   残部がＴｉ及び不可避的不純物からなり、
   ラメラ粒の平均粒径が２０μｍ以上２００μｍ以下であることを特徴とするＴｉＡｌ合金材。
2. ＴｉＡｌ合金材を得るためのＴｉＡｌ中間合金材であって、
   Ａｌ：４２．０原子％以上４４．０原子％以下、
   Ｃｕ：０．５原子％以上２．５原子％以下、及び
   Ｎｂ：３．０原子％以上７．０原子％以下、を含有し、
   残部がＴｉ及び不可避的不純物からなり、
   α粒の平均粒径が２０μｍ以上２００μｍ以下であることを特徴とするＴｉＡｌ中間合金材。

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