JP4209092B2 - 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
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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。
【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。
【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Ｔｉ3Ａｌ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Ｔｉ3Ａｌ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基合金において、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.Intermetallics. (6) 1998 pp.623-628.）。
【０００４】
本発明者らは、特願２０００−２５９８３１号において、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なる微細組織を有し、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ＴｉＡｌ基合金によって、室温での延性、特に、室温での衝撃特性の向上を実現できることを提案している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、上記ＴｉＡｌ基合金は、従来自動車用のターボ・タービンホイール等の小型部品への利用を目的として開発が進められた経緯があり、このような自動車部品などの複雑な形状を有する小型部品に用いるＴｉＡｌ基合金は、目的の形状に近い形状が得られる精密鋳造によって製造されることが一般的である。この鋳造により製造されたＴｉＡｌ基合金の鋳造品には、機械加工性に劣るという問題があったが、上記の自動車用の小型部品では、精密鋳造により目的形状に近い形状が得られるために、鋳造後の機械加工量を少なくすることができるため、鋳造品の機械加工性はそれほど問題視されていなかった。しかし、このＴｉＡｌ基合金を過給機やタービン等の動翼や航空機に適用しようとすると、製造される部品が大型となり、また、これらの大型部品は、一般に機械加工量が多くなるため、難削材であるＴｉＡｌ基合金の機械加工性の向上が望まれていた。
【０００６】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであって、耐熱合金として必要な高温強度、衝撃特性を備え、機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金及びその製造方法を提供することを目的とする。
また本発明は、上記の優れた特性を有するＴｉＡｌ基合金からなる動翼を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明者らは、鋭意研究を重ね、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性には、ＴｉＡｌ基合金の金属組織中に含まれるβ相が大きく影響していること、またＴｉＡｌ基合金の高温強度を向上させるためには、ＴｉＡｌ基合金の金属組織中にラメラー組織を形成させることが必須であること、そして、これらラメラー組織とβ相を含む金属組織を適切に制御することにより、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性と高温強度とを両立させ得ることを知見した。この知見に基づき、金属組織中のラメラー粒の面積分率、平均粒径、ラメラー間隔（ラメラー粒内のα2相どうしの間隔）と、β相の面積分率を種々に変化させたところ、これらの組織構造が適切な範囲に制御されたＴｉＡｌ基合金において、十分な高温強度を備え、かつ機械加工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。
【０００８】
又、本発明は、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性を改善する方法として、ＴｉＡｌ基合金素材を（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し、さらにこの加工材を（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度領域または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持する熱処理を行うことを着想し、さらにそのための具体的な方法を見出したものである。
【０００９】
本発明は、上記の目的を達成するために、以下の構成を採用した。
本発明のＴｉＡｌ基合金は、α2相と、γ相とが交互に積層された平均粒径１〜６５μｍのラメラー粒が分散し、該ラメラー粒の間隙をβ相およびγ相を含む基地が埋めてなる微細組織を有し、前記ラメラー粒の面積分率が３０〜７０％であり、前記ラメラー間隔が０．４〜１．５μｍであり、前記β相の面積分率が５〜１５％であることを特徴とする。
【００１０】
すなわち、本発明のＴｉＡｌ基合金は、ラメラー粒と、γ粒およびこれらの間隙を埋めるβ相とからなるＴｉＡｌ基合金の金属組織を、上記範囲となるように制御したものである。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十分な高温強度とともに、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、塑性加工とともに機械加工が容易となる。なお、機械加工時の刃先の温度は高温になるため、高温変形能が良くなることで、機械加工性は向上する。これにより、従来難削材であったＴｉＡｌ基合金を動翼や航空機部品などの大型部品に使用した場合に、効率よく加工を行うことが可能となる。
【００１１】
以下に、本発明のＴｉＡｌ基合金の要件である、ラメラー粒の面積分率、ラメラー間隔、およびβ相の面積分率について説明するが、本発明者らは、後述の実施例において上記ラメラー粒の面積分率、ラメラー間隔、ラメラー粒の平均粒径、およびβ相の面積分率の範囲が適切であることを検証している。これについては、後述の実施例に詳述する。
【００１２】
ラメラー粒の面積分率（３０〜７０％）：α2相と、γ相が交互に積層された構造を有するラメラー粒が、金属組織中に形成されることにより、ＴｉＡｌ基合金の強度を向上させることができるが、ラメラー粒の面積分率が大きくなるほど、高温延性が低下する。すなわち、ラメラー粒の面積分率が３０％未満であると、機械加工性は良好であるが、高温強度が不足する。またラメラー粒の面積分率が７０％を越えると、高温延性が不足するために、機械加工性が不十分なものとなる。従って、機械加工性と高温強度を両立させる範囲としてラメラー粒の面積分率を３０〜７０％とした。
【００１３】
ラメラー間隔（０．４〜１．５μｍ）：ラメラー間隔は、広すぎると高温強度が不十分なものとなり、狭すぎると機械加工性が低下する。これは、ラメラー間隔が狭いほど、転位等の変形機構が働かなくなるため、強度に優れたものとなるが、同時に、延性が低下するためである。従って、機械加工性と高温強度を両立しうる範囲として、ラメラー間隔を０．４〜１．５μｍとした。
【００１４】
β相の面積分率（５〜１５％）：このβ相はラメラー粒及びγ相に比して高温延性が高く、高温強度が小さいため、ラメラー粒の間隙を埋める基地にβ相を析出させると、高温延性が向上するが、高温強度は低下する。従って、機械加工性と高温強度を両立し得る範囲としてβ相の面積分率を５〜１５％とした。
【００１５】
次に、本発明のＴｉＡｌ基合金は、Ａｌ：３８〜４５原子％、Ｍｎ：３〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなる、またはＡｌ：３８〜４５原子％、ＣｒまたはＶから１種以上：３〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなることが好ましい。係る構成によれば、機械加工性に係るβ相の面積分率を適切な範囲に制御することができるので、優れた機械加工性を備えたＴｉＡｌ基合金が得られる。
【００１６】
本発明のＴｉＡｌ基合金においては、１〜２．５原子％のＮｂを含有することが好ましい。前記範囲のＮｂを添加することにより、ＴｉＡｌ基合金の耐酸化性を向上させることができる。従って、係る構成によれば、高温強度、機械加工性とともに耐酸化性にも優れたＴｉＡｌ基合金が得られる。このような耐酸化性に優れたＴｉＡｌ基合金は、比較的高温で用いるのに好適である。
本発明のＴｉＡｌ基合金においては、Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒから選ばれる１種以上の元素を０．５〜２原子％含有する構成とすることもできる。このような構成としても、上記Ｎｂを添加したものと同様に、耐酸化性に優れたＴｉＡｌ基合金とすることができる。
【００１７】
本発明のＴｉＡｌ基合金においては、０．１〜０．４原子％のＣ（炭素）を含有することが好ましい。前記範囲のＣを添加することにより、ＴｉＡｌ基合金の高温強度をより向上させることができる。従って、係る構成によれば、機械加工性が良好であり、特に高温強度に優れたＴｉＡｌ基合金が得られる。
本発明のＴｉＡｌ基合金においては、Ｓｉ，Ｎｉ，Ｔａから選ばれる１種以上の元素を０．２〜１．０原子％含有する構成とすることもできる。このような構成としても、上記Ｃを添加したものと同様に、高温強度に優れたＴｉＡｌ基合金とすることができる。
【００１８】
次に、本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、３８〜４５原子％のＡｌと、３〜１０原子％のＭｎ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第１加熱工程と、該温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、（β＋γ）相の平衡温度領域内の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加工工程と、該加工後のＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度領域または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持する第２加熱工程とを備えたことを特徴とする。
【００１９】
また、本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、３８〜４５原子％のＡｌと、３〜１０原子％のＣｒ及び／またはＶ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第１加熱工程と、該温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、（β＋γ）相の平衡温度領域内の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加工工程と、該加工後のＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度領域または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持する第２加熱工程とを備えたことを特徴とする構成であってもよい。
【００２０】
これらの構成によれば、所定の組成を有するＴｉＡｌ基合金素材を、（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できる。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、ラメラー粒及びβ相の面積分率やラメラー粒の粒径を制御し、優れた機械加工性と、高温強度を備えたＴｉＡｌ基合金を製造することができる。前記塑性加工としては、押出、圧延、自由鍛造、型鍛造を使用することができる。
【００２１】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記ＴｉＡｌ基合金素材として、３〜１０原子％のＭｎ、Ｃｒ、Ｖから選ばれる１種以上を含有するものを用いる。これらの元素が添加されたＴｉＡｌ基合金素材において、これらの含有量によりラメラー粒とβ相の面積分率を制御できるので、所望の高温強度と機械加工性を備えたＴｉＡｌ基合金を得ることができる。
【００２２】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記第１加熱工程の保持温度が、１１５０〜１３５０℃であることが好ましい。
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記加工最終温度が１０００℃であることが好ましい。
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記加工工程の冷却速度を５０〜７００℃／分として加工することが好ましい。
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記第２加熱工程の冷却速度を５〜５０℃／分として冷却することが好ましい。
【００２３】
Ａｌを３８〜４５原子％含むＴｉＡｌ基合金の（α＋β）相の平衡温度領域の下限は、組成により１１２０〜１２２０℃まで分布しているから、１１５０〜１３５０℃の（α＋β）相の平衡温度領域に保持した後、加工最終温度である１０００℃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。この間の冷却速度は５０〜７００℃／分が適当である。また、前記第２加熱工程における冷却速度は、５〜５０℃／分が適当である。
【００２４】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記第２加熱工程の保持温度が、１０００〜１３５０℃であることが好ましい。第２加熱工程における保持温度を前記範囲とすることにより、ラメラー粒およびβ相の面積分率を適切な範囲に制御することができる。
【００２５】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記ＴｉＡｌ基合金素材として、１〜２．５原子％のＮｂを含有するものを用いることもできる。このような素材を用いることにより、耐酸化性に優れたＴｉＡｌ基合金を容易に製造することができる。
【００２６】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記ＴｉＡｌ基合金素材として、０．１〜０．４原子％のＣ（炭素）を含有するものを用いることもできる。このような素材を用いることにより、特に優れた高温強度を備えたＴｉＡｌ基合金を容易に製造することができる。
【００２７】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記加工工程において、前記高速塑性加工による有効歪みが、０．８以上となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することが好ましい。
【００２８】
本発明に係るＴｉＡｌ基合金の製造方法にあっては、前記ＴｉＡｌ基合金素材の加工度を大きくするほど、金属組織の微細化が進行し、機械加工性と、高温強度の両方を向上させることができる。そして、その加工度を有効歪みで０．８以上とすることにより、十分な高温強度を備え、かつ機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金を製造することができる。
【００２９】
ここで、前記有効歪みとは、種々の塑性加工による強度変化を実用的な線図で比較検討する場合に、加工法で異なった表示をする加工度を統一するために導入される概念である。
例えば、据え込み鍛造における圧下率ηと、高速四面鍛造における断面減少率ｑは、下記（数１）に示す式により有効歪みψFと関係づけることができ、この有効歪みにより両者の加工度を比較することが可能になる。本願発明においては、この有効歪みの概念を用いてＴｉＡｌ基合金素材の加工度を定義している。
【００３０】
【数１】
【００３１】
ここで、据え込み鍛造における圧下率ηは鍛造前後の材料の厚さをそれぞれｈ1，ｈ2とすると、下記（数２）に示す式で表されるものであり、高速四面鍛造における断面積減少率ｑは、鍛造前後の材料の断面積をそれぞれＡ１，Ａ２とすると、下記（数３）に示す式で表されるものである。
【００３２】
【数２】
【００３３】
【数３】
【００３４】
さらには、前記加工工程において、前記高速塑性加工による有効歪みが、１．２〜４．０となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することがより好ましい。すなわち、前記ＴｉＡｌ基合金素材の加工度をより高めることにより、さらに機械加工性と高温強度に優れたＴｉＡｌ基合金を製造することが可能になる。
【００３５】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記高速塑性加工として鍛造法を用いることが好ましい。また、大きな有効歪み量を短時間に得る鍛造方法として高速四面鍛造法が挙げられる。
前記高速塑性加工によるＴｉＡｌ基合金素材の加工度が大きいほど、組織を微細化することができるので、加工度を大きくできるこれらの鍛造法を採用することにより、より高温強度と機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金を製造することが可能となる。
【００３６】
本発明の動翼は、先のいずれかに記載のＴｉＡｌ基合金を用いたことを特徴とする。このような構成とすることにより、高温強度および衝撃特性に優れているので、エンジンの過給機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。
【００３７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を図面を参照して説明する。
【００３８】
［ＴｉＡｌ基合金］
先ず、以下に本実施形態のＴｉＡｌ基合金について説明する。図１は本実施形態の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１〜６５μｍのラメラー粒３が配列してなる微細組織を有しており、各ラメラー粒３の間隙を埋めるように基地４が形成されている。このラメラー粒３はα2相（Ｔｉ3Ａｌ）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の面積分率は３０％を越えて７０％未満であり、図１に示すように、β相５とγ相２が等軸的に複合化した組織である。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。
【００３９】
本発明においては、平均粒径１〜６５μｍのラメラー粒が金属組織中に配列されていることが特徴の一つである。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、高温延性および高温強度が向上する。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、高温強度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。
【００４０】
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６５μｍを超えると、高温延性および高温強度が低下する。そして、平均粒径１〜６５μｍ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、高温強度が向上する。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、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。
【００４１】
本発明のＴｉＡｌ基合金は、その金属組織中のラメラー粒３の平均粒径（１〜６５μｍ）、面積分率（３０〜７０％）、ラメラー間隔（０．４〜１．５μｍ）、及びβ相の面積分率（５〜１５％）が所定の範囲に制御されて構成されている。このような範囲にそれぞれを制御することにより、十分な高温強度と、優れた機械加工性を備えたＴｉＡｌ基合金とされている。従って、本発明のＴｉＡｌ基合金を用いるならば、大型部材でありながら軽量の蒸気タービンの動翼などを製造することが可能であり、また角材等からの削り出しによってこれらの大型部品を製造する場合にも、容易に機械加工が可能である。
【００４２】
また、機械加工が容易であることにより、加工時間を短くすることができるとともに、加工精度の向上も望める。さらには、加工時のビビリや欠損を起こりにくくすることができるので、加工用の工具の寿命も延ばすことができる。従って、動翼や航空機部品、自動車部品などに本発明のＴｉＡｌ基合金を用いるならば、製造時間の短縮、歩留まりの向上、製造コストの低減が可能である。
【００４３】
上記本発明のＴｉＡｌ基合金は、他の元素として、Ｃ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｂ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｍｏ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。
【００４４】
尚、上記の微量元素のうち、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ，Ｈｆは、ＴｉＡｌ基合金の耐酸化性を向上させるために添加され、Ｃ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｔａは高温強度を向上させる目的で添加される。また、それぞれの添加量は、使用される微量元素により適宜最適な添加量を選択すればよい。例えば、耐酸化性を向上させるためのＮｂの添加量は１〜２．５原子％が好ましく、高温強度を添加させるためのＣの添加量は、０．１〜０．４原子％が好ましい。
【００４５】
［ＴｉＡｌ基合金の製造方法］
（製造工程）
次に、本発明に係る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、金属組織の生成過程は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｘ（Ｘは、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖのうち１種以上）の３元系合金のいずれをを用いた場合でもほぼ同様であるので、以下では、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｎの３元系合金におけるラメラー粒の生成過程について説明する。図２は各工程をＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｎ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ（Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎ含有量はいずれも１０原子％）の状態図に対応させて説明したものであり、この図に示すように実線で示すＴｉ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の（α＋β＋γ）相領域は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系合金のほぼ中間に位置している。
【００４６】
図２において、まず、Ａｌを３８〜４５原子％、Ｍｎを３〜１０原子％含む、所定の組成のＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域である１１５０〜１３５０℃内の温度ＴAに保持する（第１加熱工程）。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（加工工程）。つまり、本発明の製造方法は、α＋β域から材料を冷却させ、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。
【００４７】
上記の加工工程における高速塑性加工としては、押出、圧延、自由鍛造、型鍛造などを適用することができるが、この加工工程における加工度を大きくするほど、ＴｉＡｌ基合金の結晶粒径を細かくでき、これにより高温強度と機械加工性を向上させることができるので、加工度を大きくすることができる鍛造法を採用することが好ましい。
【００４８】
次いで、加工後の素材を再度加熱する（第２加熱工程）。この時の保持温度は、（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度領域または（β＋γ）相の平衡温度領域とされる。以上の工程により、金属組織が適切に制御されていることにより、十分な高温強度と、優れた機械加工性を兼ね備えるＴｉＡｌ基合金が得られる。
【００４９】
ところで、本発明のＴｉＡｌ基合金においては、Ｔｉ−Ａｌ−Ｘ（Ｘ；Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎのうち１種以上）の３元系合金が用いられているが、これは、以下の理由による。
まず、２元系のＴｉＡｌ基合金であってもＡｌ濃度４５〜４８原子％とすることにより機械的特性をある程度良好にすることは可能である。ところが、図３のＴｉ−Ａｌの２元系状態図に示すように、かかる成分のＴｉＡｌ基合金のα相領域の温度は１３００℃を超え、（α＋β）相の平衡領域では１４００℃以上となっている。つまり、α相の単一領域に加熱して製造する場合であっても１３００℃以上に素材を加熱する必要があり、また、この製造方法で作製されたＴｉＡｌ基合金は基地中にβ相をほとんど含まないものであるため、機械加工性が十分ではない。さらに、β相を基地中に析出させて機械加工性を向上させようとすると、保持温度を（α＋β）相の平衡領域内とするために１４００℃以上に加熱する必要があり、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は極めて困難である。
【００５０】
従って、本発明では、第３元素としてＣｒ，Ｖ，Ｍｎから選ばれる１種以上を３〜１０原子％の範囲で含有させることにより、図２の状態図に示すように（α＋β）相の平衡温度領域の下限を、１１５０〜１２５０℃程度にまで低下させている。これにより、通常の加熱炉を用いた場合でも問題なく製造が可能である。
【００５１】
また、第３元素であるＣｒ，Ｖ，Ｍｎは、ＴｉＡｌ基合金の使用目的に応じて適切なものが選択され、その含有量も目的に応じて選択される。具体的には、上記３つの元素は、ＴｉＡｌ基合金のα相及び（α＋β）相の平衡温度領域の下限を低下させる効果を有する点は共通しているが、高温強度の点では、α相あるいは（α＋β）相の平衡温度領域の下限が最も高いＣｒを含有するものが最も優れている。その一方で、機械加工性においてはＭｎを含有するものが最も優れている。これは、Ｍｎを含有させると、ＴｉＡｌ基合金を構成するラメラー粒３のα2相１’、γ相２’、およびβ相５の硬度が低下するので、加工工程における塑性加工性や、実際に動翼などへの加工を行う際の機械加工性が向上するためである。
【００５２】
（金属組織）
次に、上記の各工程（第１加熱工程、加工工程、第２加熱工程）で生じる金属組織について以下に説明する。
上記第１加熱工程では、（α＋β）相の平衡温度領域である１１５０〜１３５０℃内の温度ＴAに保持されているので、金属組織はα相とβ相が共存した状態となる。この第１加熱工程から平衡状態の（β＋γ）相に到達する際は，α相中からγ相が特定の方位関係を持って析出することで，α相とγ相が積層したラメラー組織が形成される。本発明において高速塑性加工はα相とβ相の共存状態で行なわれ、この時、金属組織中に加工歪みが多数導入される。そして、この加工歪みを起点としてα相中の多くの部位からγ相が析出するので、金属組織中に多数のラメラー粒が形成されることになる。そして、塑性加工の最終段階である加工工程では、各ラメラー粒が充分に成長する前に、隣接するラメラー粒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β相とγ相とを主体とする組織となる。そして、このβ相は、低温では規則化したＢ２構造となる。
【００５３】
さらに、上記の素材を（α＋β）相または（α＋β＋γ）相または（β＋γ）相の温度に再加熱して保持することにより、金属組織の再構成が行われ、加熱温度によりラメラー粒およびβ相の面積分率を制御することができ、加熱時間でラメラー粒の粒径を制御することができ、さらに加熱後の冷却速度によりラメラー間隔を制御することができる。
特に、この第２加熱工程において冷却速度を変化させるならば、上記第１加熱工程及び加工工程では制御することが困難なラメラー間隔を容易に制御することができるので、所定のラメラー間隔を有するＴｉＡｌ基合金を得ることができる。
【００５４】
ここで、上記の高速塑性加工として熱間鍛造法を適用できるのは、上記第１加熱工程において、素材を（α＋β）相の平衡温度領域に加熱し、金属組織中に高温延性の優れたβ相を導入していることによる。また、上記のような熱間鍛造を行うことにより、素材中の鋳造欠陥が無くなるので、ＴｉＡｌ基合金を動翼などに加工する際に、ＴｉＡｌ基合金に割れや欠けが発生しにくくなり、この点においても本発明の製造方法により作製されたＴｉＡｌ基合金は機械加工性に優れていると言える。
【００５５】
（製造条件による金属組織制御）
以上の構成の製造方法においては、ＴｉＡｌ合金の素材の組成および各工程における製造条件によりＴｉＡｌ基合金の金属組織を制御することが可能である。以下に各工程における製造条件と、それに伴う金属組織の変化の傾向について説明する。
【００５６】
（１）組成：Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎの含有量によりラメラー粒３および基地４に析出するβ相５の面積分率を制御することができる。含有量が多いほどβ相が多く析出して機械加工性は向上するが、高温強度が低下するので、３〜１０原子％の範囲内で使用目的に応じて設定すればよい。
【００５７】
（２）第１加熱工程：第１加熱工程においては、その保持温度によりラメラー粒３及びβ相５の面積分率を制御することができる。
【００５８】
（３）加工工程：加工工程においては、高速塑性加工による加工度により、ラメラー粒３の結晶粒径を制御することが可能である。すなわち、加工度を大きくするほどラメラー粒の粒径が小さくなり、機械加工性と、高温強度の両方が向上する。
【００５９】
（４）第２加熱工程：第２加熱工程では、加熱温度、加熱時間、冷却速度により金属組織の制御を行うことができる。すなわち、加熱温度が高いほど、平衡状態に近づくためにラメラー粒の面積分率が大きくなり、加熱時間が長いほど、ラメラー粒の粒径は大きくなる。また、冷却速度が大きいほどラメラー間隔は小さくなる。（α＋β＋γ）相領域および（β＋γ）相領域の熱処理では加熱温度および時間が大きくなるほどラメラー粒の面積分率は小さく、β相の面積分率は大きく、ラメラー間隔は大きくなる。なお、この熱処理では冷却速度の影響は少ない。つまり以上示した、これらの傾向に基づいて適切な条件を設定すればよい。
【００６０】
（高速塑性加工）
上記した高速塑性加工を行う工程（加工工程）においては、塑性変形率を毎秒１０％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。この場合、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１０００℃以上とすることが好ましい。塑性加工の最終温度ＴBが１０００℃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。
【００６１】
（鍛造法）
本発明に係るＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、高速塑性加工の手段として鍛造法を用いることが好ましい。これは、前記加工工程におけるＴｉＡｌ基合金素材の加工度を大きくするほど、ＴｉＡｌ基合金の金属組織を微細化することが可能であり、これにより、より優れた高温強度と機械加工性を備えたＴｉＡｌ基合金を製造することができるからである。具体的には、前記高速塑性加工による有効歪みが、０．８以上となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することが好ましく、前記高速塑性加工による有効歪みが、１．２〜４．０となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することがより好ましい。なお、大きな有効歪みを短時間に得る方法としては高速四面鍛造が挙げられる。
【００６２】
ここで、図４を参照して、据え込み鍛造と高速四面鍛造について説明する。図４（ａ）は、据え込み鍛造による加工過程を示す模式図であり、図４（ｂ）は、高速四面鍛造による加工過程を示す模式図である。
図４（ａ）に示す据え込み鍛造は、鋳塊を加工して作製された円柱状のＴｉＡｌ基合金素材４０Ａを、平坦な加工面４１ａを有する加工部４１，４１で挟み込み、この加工部４１，４１により前記素材４０Ａの軸方向（図示上下方向）に圧下して円盤状のＴｉＡｌ基合金素材４２を得る。
【００６３】
一方、図４（ｂ）に示す高速四面鍛造は、鋳塊を加工して作製された円柱状のＴｉＡｌ基合金素材４０Ｂを、その側面を４つの加工部４３Ａ，４３Ｂ，４４Ａ，４４Ｂが取り囲むように配置し、これらの加工部４３Ａ，４３Ｂ，４４Ａ，４４Ｂに設けられた平坦な加工面４３ａ、４３ｂ、４４ａ、４４ｂにより前記素材４０Ｂを側面から加工する。この高速四面鍛造は、対向して配置された一対の加工部４３Ａ，４３Ｂにより素材４０Ｂを挟み込むように押圧して加工し、続いて対向して配置されたもう一対の加工部４４Ａ，４４Ｂにより素材４０Ｂを挟み込むように押圧して加工する。つまり、加工部４３Ａ，４３Ｂによる加工と、加工部４４Ａ，４４Ｂによる加工を交互に連続して行い、角柱状のＴｉＡｌ基合金素材４６を得るものである。
【００６４】
高速四面鍛造により得られるＴｉＡｌ基合金の形状は、四角柱状であるため、例えばタービンの動翼などに用いる際に、少ない加工量で動翼の形状を得ることができる。また、加工量が少なくてすむので材料を節約することができ、加工時間も短くすることができるので、製造コストの点で有利である。
【００６５】
［動翼］
最後にこれらの組成を有する本発明のＴｉＡｌ基合金を使用した動翼について説明する。
図５に動翼の外観形状を例示する。この図５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ＴｉＡｌ基合金を用いて製造してもよい。
【００６６】
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。
【００６７】
【実施例】
［第１実施例］
第１実施例では、ＴｉＡｌ基合金の金属組織の違いによる特性への影響を検証するために、加工工程後の熱処理条件を種々に変化させてＴｉＡｌ基合金を作製し、機械加工性及び高温強度の評価を行った。
【００６８】
（実施例１）
工程１．ＴｉＡｌ基合金素材の作製
表１に示すようにＡｌ：４２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、鋳造してインゴットとし、さらに適宜切り出して表面層を除去し、９５ｍｍφ×１０９ｍｍの円柱状の鍛造用素材を得た。
【００６９】
工程２．高速塑性加工（鍛造）
この素材を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厚みが４３．５ｍｍの所定形状になるまで据え込みで鍛造し、円盤状にした。鍛造は、炉から押出材を取り出してから約３０秒で行ない、鍛造後空冷放置した。
【００７０】
工程３．塑性加工後の熱処理
次に、上記にて得られた試料を、１２５０℃で１０分間保持した後取りだし、ラメラー粒径３０μｍの実施例１のＴｉＡｌ基合金試料を得た。
【００７１】
（実施例２）
次に、実施例２の試料として、上記工程３における熱処理として、１３５０℃で１０分間施した以外は、上記実施例１と同様にして、ＴｉＡｌ基合金を作製した。
【００７２】
（比較例１）
次に、比較例１の試料として、上記工程３の熱処理を施さない以外は、上記実施例１と同様にして、ＴｉＡｌ基合金を作製した。すなわち、比較例１の試料は、鍛造ままのＴｉＡｌ基合金である。
【００７３】
（比較例２，３）
次に、比較例２，３の試料として、上記工程３の熱処理条件を、それぞれ９００℃で１時間保持、１３７０℃で１０分間保持とした以外は、上記実施例１と同様にしてＴｉＡｌ基合金を作製した。
【００７４】
〔試料の特性評価〕
（機械加工性の評価）
本実施例において、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性を評価するために行った加工試験の概要を図面を参照して以下に説明する。図６は、本加工試験の実施方法を説明するための斜視図であり、図７は、図６に示すエンドミルを拡大して示す上面図である。
【００７５】
本例の加工試験においては、図６に示すように、ＴｉＡｌ基合金試料３０の側面上側の面にスクエアエンドミル３１の側面を当て、このエンドミル３１を回転させてその側面により試料３０を切削した。エンドミル３１の送り方向は、試料３０の被加工面３０Ａにほぼ平行な方向とし、試料３０とエンドミル３１との接触面（被加工部３０Ｂ）の幅Ｒｄは２ｍｍ、高さＡｄは８ｍｍとした。
【００７６】
上記切削加工試験を、エンドミル３１の送り速度Ｆ（ｍｍ／ｍｉｎ）を変化させて行い、エンドミルのビビリや欠損が起こらない最大の送り速度Ｆを比較することにより機械加工性を評価した。この送り速度Ｆは、図７に示す送り量Ｓｚを一定とし、エンドミル３１の回転数Ｎ（ｍｉｎ-1）を変化させることにより調整した。この際、送り量Ｓｚは以下の式１により与えられるので、送り速度Ｆは、式２のようになり、送り速度Ｆが大きいほど、単位時間当たりの切削量が大きくなる。
【００７７】
従って、ビビリや欠損が発生しない最大の送り速度が大きいほど、機械加工性に優れるＴｉＡｌ基合金であることを示している。また、この送り速度が２００ｍｍ／ｍｉｎ以上であれば、例えば動翼などに加工する際のように加工量が多くとも実用的な製造が可能になるので、本実施例では送り速度が、２００ｍｍ／ｍｉｎに達するか否かで機械加工性を評価した。
【００７８】
（式１） Ｓｚ＝Ｆ／ｎＮ＝πＦＤ／１０００ｎＶ
（式２） Ｆ＝Ｓｚ×ｎＶ／πＤ
【００７９】
上記の式１において、Ｆ（ｍｍ／ｍｉｎ）はエンドミル３１の送り速度、ｎはエンドミル３１の刃数、Ｎ（ｍｉｎ-1）はエンドミル３１の回転数を示している。また、Ｄ（ｍｍ）はエンドミル３１の直径、Ｖ（ｍ／ｍｉｎ）は、エンドミル３１の切削速度（エンドミル３１外周の周速）を示している。
【００８０】
以下に、この切削加工試験に用いた加工工具および加工条件を示す。
（１）加工工具
種類：スクエアエンドミル
型番：ＳＳＵＰ４２００ＺＸ（住友電工社製）
母材：超硬
コーティング：ＴｉＡｌＮコーティング
形状：直径Ｄ ２０ｍｍ
長さＬ １２８ｍｍ
刃数ｎ ４枚
刃ねじれ角 ４０°
突き出し量： ６０ｍｍ
（２）切削条件
切削速度Ｖ（ｍ／ｍｉｎ） ３０
回転数Ｎ（ｍｉｎ-1） ４７７〜７９６
半径方向切り込み深さＲｄ（ｍｍ） ２
切削幅Ａｄ（ｍｍ） ８
送り量Ｓｚ（ｍｍ／刃） ０．０５〜０．３
送り速度Ｆ（ｍｍ／ｍｉｎ） ９５〜４３０
切削油剤 水溶性
【００８１】
（高温強度の評価）
本例では、高温（７００℃）における引張試験を行い、その引張強さを比較することにより、各実施例及び比較例のＴｉＡｌ基合金試料の高温強度を評価した。また、本発明においては、この引張強さが、６５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であれば、十分な高温強度を備えているものとして評価を行った。これは、上記の引張強さを備えているならば、タービンの動翼などの用途に問題なく適用できるからである。
【００８２】
（評価結果）
上記の方法による機械加工性と、高温強度の試験結果を表１に併せて記載する。この表に示すように、上記工程３における加熱温度を１３５０℃以下とした実施例１，２の試料は、その金属組織において本発明の要件を満たしており、いずれも送り速度が２００ｍｍ／ｍｉｎを越え、また引張強さも６５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であり、十分な高温強度と、優れた機械加工性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金であることが確認された。
【００８３】
これに対し、上記工程３の熱処理を行わなかった比較例１の試料は、最大の送り速度が９５ｍｍ／ｍｉｎと極端に悪くなった。これは、比較例１の試料は鍛造ままであり，急激に冷えたため、ラメラー粒の間隔が０．３μｍと小さくなり、延性に劣るためである。
また、加熱条件を９００℃で１時間とした比較例２の試料は、ラメラー間隔が０．３μmと鍛造ままと大差ないため、本発明の要件を満たしていない。この比較例２の試料は、機械加工性と高温強度のいずれも目標値に到達しなかった。
また、上記工程３における加熱温度を１３７０℃とした比較例３の試料は、ラメラー粒の面積分率が８１％であり、本発明の要件を満たしていない。この比較例３の試料は、高温強度は８１ｋｇｆ／ｍｍ2と目標に達していたが、機械加工性が目標値に達しなかった。
【００８４】
（金属組織の観察）
上記実施例１と、比較例３の試料の金属組織の電子顕微鏡像を図８および図９に示す。これらの図に示す構成要素のうち、図１の模式図に示した構成要素と同一の構成要素には同一の符号を付している。
図８に示す実施例１の試料の金属組織においては、ラメラー粒３が適度な間隔を有して配置され、ラメラー粒３の間隙をγ相２とβ相５とからなる基地４が埋めて構成されている。つまり、図９に示すラメラー粒３は、金属組織の大部分において基地４を介して配置されている。
一方、図９に示す比較例３の試料の金属組織は、ラメラー粒の面積分率が多く，間隙を埋める基地４の面積分率が小さい。また金属組織中の大部分のラメラー粒３は、隣接するラメラー粒３と接するようにして配置されている。
【００８５】
図８に示す実施例１の試料の金属組織は、比較的高温の硬度の小さいβ相５を含む基地４が、ラメラー粒どうしの間隙を埋めている。従って、この金属組織からは、機械加工時の変形が硬度の大きい，つまり機械加工性を低下させるラメラー粒により阻害されにくく、機械加工性に優れた合金であることが示唆されている。
これに対して、図９に示す比較例３の試料の金属組織は、ラメラー粒３の面積分率が多い。従って、この金属組織からは、加工時の変形がラメラー粒３に阻害されて、機械加工性に劣る合金であることが示唆されている。
【００８６】
【表１】
【００８７】
［第２実施例］
第２実施例では、上記工程３における保持時間により、ＴｉＡｌ基合金のラメラー粒径を変化させ、表１に示す実施例３および比較例４のＴｉＡｌ基合金試料を作製し、機械加工性及び高温強度の評価を行った。
【００８８】
（実施例３）
上記工程３における加熱条件を、１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様として実施例３のＴｉＡｌ基合金試料を作製した。
【００８９】
（比較例４）
上記工程３における加熱条件を、１２８０℃で１時間とした以外は、上記実施例３と同様として比較例４のＴｉＡｌ基合金試料を作成した。
【００９０】
（評価結果）
上記にて作製された実施例３および比較例４の試料について、機械加工性及び高温強度の評価を行った結果を表１に示す。この表に示すように、本発明の要件を満たす実施例３の試料は、優れた機械加工性を備えていることが確認された。また、実施例３の試料の電子顕微鏡組織は、実施例１の試料と同様の組織を呈していた。
これに対して、比較例４の試料は、ラメラー粒の粒径が７２μｍであり、本発明の要件を満たしていない。この比較例４の試料は、送り速度が１９１ｍｍ／ｍｉｎであり、目標値に達していない。これは、ラメラー粒が粗大化したことにより高温延性が低下したためである。
【００９１】
［第３実施例］
本実施例では、上記工程３における冷却速度を変化させて表１に示す実施例４，５および比較例５のＴｉＡｌ基合金試料を作製し、機械加工性及び高温強度の評価を行った。
【００９２】
（実施例４）
上記工程３における加熱条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして、実施例４のＴｉＡｌ基合金試料を作製した。
【００９３】
（実施例５）
次に、上記工程３における冷却速度を３０℃／ｍｉｎとした以外は、上記実施例４と同様にして、実施例５のＴｉＡｌ基合金試料を作製した。
【００９４】
（比較例５）
次に、上記工程３における冷却速度を６０℃／ｍｉｎとした以外は、上記実施例４と同様にして、比較例５のＴｉＡｌ基合金試料を作製した。
【００９５】
（評価結果）
上記にて作製された実施例４，５、比較例５の試料の機械加工性および高温強度の評価結果を表１に示す。表１に示すように、実施例４，５および比較例５の試料の金属組織を比較すると、ラメラー粒の間隔のみが異なっており、それぞれ１．５μｍ、０．４μｍ、０．２μｍとされている。
そして、表１に示すように、その金属組織の構成が本発明の要件を満たす実施例４および実施例５の試料は、最大の送り速度が３００ｍｍ／ｍｉｎを越えており、特に優れた機械加工性を備えていることが確認された。一方、ラメラー粒の間隔が０．２μｍの比較例５の試料は、機械加工性が１９１ｍｍ／ｍｉｎであり、目標値に達しなかった。尚、実施例４，５の試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。
【００９６】
［第４実施例］
第４実施例では、β相の面積分率の適切な範囲を検証するために、表１に示すようにＭｎ含有量を種々に変化させた実施例６，７および比較例６，７のＴｉＡｌ基合金試料を作製し、機械加工性および高温強度の評価を行った。
【００９７】
（実施例６，７）
実施例６の試料は、表１に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４１Ａｌ−５Ｍｎなる組成の素材を用い、上記工程３における加熱条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして作製した。
実施例７の試料は、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４４Ａｌ−３Ｍｎなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例６と同様にして作製した。
【００９８】
（比較例６，７）
比較例６の試料は、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４５Ａｌ−２Ｍｎなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例６と同様にして作製した。
比較例７の試料は、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４０Ａｌ−６Ｍｎなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例６と同様にして作製した。
【００９９】
（評価結果）
上記にて作製された実施例６，７および比較例６，７のＴｉＡｌ基合金試料について、機械加工性及び高温強度の評価結果を表１に示す。表１に示すように、実施例６，７および比較例６，７の試料のβ相の面積分率は、それぞれ１５％、５％、１％、２４％とされている。
そして、本発明の要件を満たす実施例６，７の試料は、最大の送り速度が３００ｍｍ／ｍｉｎを越えており、特に機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金であることが確認された。また、これら実施例６，７の試料は、引張強さにおいても目標値に達しており、十分な高温強度を備えていることが確認された。また、これら実施例６，７の試料の電子顕微鏡組織は、実施例１の試料と同様の組織を呈していた。
【０１００】
一方、β相の面積分率が１％とされた比較例６の試料は、最大の送り速度が１９１ｍｍ／ｍｉｎであり、目標値に達しなかった。また、β相の面積率が２４％とされた比較例７の試料は、最大の送り速度は４３０ｍｍ／ｍｉｎと優れていたものの、引張強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ2であり、高温強度が不足していた。
【０１０１】
［第５実施例］
第５実施例では、表２に示すように、添加元素としてＮｂを添加した試料を作製し、これらの試料について耐酸化性および機械加工性を評価した。
【０１０２】
（実施例８，９）
実施例８の試料は、表２に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−１Ｎｂなる組成の素材を用い、上記工程５における加熱条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして作製した。
実施例９の試料は、表２に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−２Ｎｂなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例８と同様にして作製した。
【０１０３】
（比較例８）
比較例８の試料は、表２に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−４．５Ｍｎ−３Ｎｂなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例８と同様にして作製した。
【０１０４】
（評価結果）
このようにして得られた実施例８，９の円盤状のＴｉＡｌ基合金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実施例８，９および比較例８、ならびに実施例１の試料について、機械加工性試験と共に，８００℃×５００ｈの大気酸化試験を行い、それぞれの試料の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８，９のＴｉＡｌ基合金は、Ｎｂ以外がこの合金と同じである実施例１の試料に比べ、酸化増量は大幅に低下している。つまり、Ｎｂ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、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｚｒにおいても同様である。
【０１０５】
また、Ｎｂを３原子％添加した比較例８の試料は、酸化増量はさらに低下しているものの、最大の送り速度が、１４３ｍｍ／ｍｉｎであり目標値に達しなかった。従って、Ｎｂの添加量は、３原子％未満とすることが好ましい。
【０１０６】
【表２】
【０１０７】
［第６実施例］
第６実施例では、表３に示すように、添加元素としてＣ（炭素）を添加した試料を作製し、これらの試料について高温強度および機械加工性を評価した。
【０１０８】
（実施例１０，１１）
実施例１０の試料は、表３に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−０．１Ｃなる組成の素材を用い、上記工程５における加熱条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして作製した。
実施例１１の試料は、表３に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−０．４Ｃなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例１０と同様にして作製した。
【０１０９】
（比較例９）
比較例９の試料は、表３に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−０．６Ｃなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例１０と同様にして作製した。
【０１１０】
（評価結果）
このようにして得られた実施例１０，１１の円盤状のＴｉＡｌ基合金試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基合金試料の高温強度と機械的特性を上記と同様にして測定した。これらの結果を表３に併記する。実施例１０のＴｉＡｌ基合金試料は、Ｃ以外がこの試料と同じである実施例１の合金に比べ、高温強度が向上しているが、その反面機械加工性の指標である最大の送り速度は若干低下している。また、実施例１１の試料についても同様の傾向を示した。つまり、Ｃは本発明のＴｉＡｌ基合金に対して若干の機械加工性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。
【０１１１】
また、Ｃを０．６原子％添加した比較例９の試料は、実施例１の試料に比して高温強度の向上が著しいが、最大の送り速度が１９１ｍｍ／ｍｉｎであり、目標値に達しなかった。従って、本発明のＴｉＡｌ基合金に対して、０．１〜０．４原子％のＣを添加するならば、優れた機械加工性を維持してかつ高温強度を向上させることができる。
【０１１２】
【表３】
【０１１３】
［第７実施例］
第７実施例では、上記工程２の高速塑性加工における加工度が、ＴｉＡｌ基合金の特性に与える影響を検証するために、塑性加工の方法として、据え込み鍛造と高速四面鍛造を行った試料を作製し、これらの試料について機械加工性と高温強度の評価を行った。
【０１１４】
（実施例１２，１３）
実施例１２，１３の試料は、上記工程２において、図４（ｂ）に示す高速四面鍛造により高速塑性加工を施し、上記工程３における熱処理の条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして作製した。
【０１１５】
（評価結果）
先に記載の有効歪みの概念により、それぞれの有効歪みを導出し、同時に据え込み鍛造により加工された実施例１の試料についても、有効歪みを導出した。それぞれの有効歪みを表４に示す。
【０１１６】
このようにして得られた実施例１２，１３の円盤状のＴｉＡｌ基合金試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基合金試料の高温強度と機械的特性を上記と同様にして測定した。これらの結果を表４に併記する。表４に示すように、高速四面鍛造により加工度を向上させた実施例１２，１３の試料は、機械加工性と高温強度のいずれも実施例１の試料と比して優れたものであった。これは、高速塑性加工時の加工度を向上させたことにより、金属組織を構成する結晶粒が微細化したためである。従って、高速塑性加工時の加工度をより大きくするならば、本発明のＴｉＡｌ基合金の機械加工性および高温強度を、より優れたものとすることができる。
【０１１７】
【表４】
【０１１８】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明のＴｉＡｌ基合金は、α2相と、γ相とが交互に積層された平均粒径１〜６５μｍのラメラー粒が分散し、該ラメラー粒の間隙をβ相およびγ相を含む基地が埋めてなる微細組織を有し、前記ラメラー粒の面積分率が３０〜７０％であり、前記ラメラー間隔が０．４〜１．５μｍであり、前記β相の面積分率が５〜１５％である構成としたことので、金属組織中に形成されたラメラー粒自体により十分な高温強度とともに、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、また同時に，機械加工時の刃先温度は高温であることから塑性加工が容易となる。これにより、従来難削材であったＴｉＡｌ基合金を動翼や航空機部品などの大型部品に使用した場合に、効率よく加工を行うことが可能となる。
【０１１９】
また、本発明のＴｉＡｌ基合金に、１〜２．５原子％のＮｂを添加して構成するならば、優れた機械加工性と、耐酸化性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金とすることができる。
【０１２０】
あるいはまた、本発明のＴｉＡｌ基合金に、０．１〜０．４原子％のＣ（炭素）を添加して構成するならば、優れた機械加工性と、特に優れた高温強度を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金とすることができる。
【０１２１】
次に、本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、ＴｉＡｌ基合金素材を、（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、欠陥が無くなるとともに、加工歪みと相変態の相乗効果で組織が微細化される。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、適当な速度で冷却することでラメラー粒及びβ相の面積分率やラメラー粒の粒径およびラメラー間隔を制御し、優れた機械加工性と、高温強度を備えたＴｉＡｌ基合金を製造することができる。
【０１２２】
次に、本発明によれば、機械加工性に優れた上記本発明のＴｉＡｌ基合金を用いたことにより、動翼を形成するために必要な機械加工にかかるコストを低減することができるので、低コストの動翼を提供することができる。また、上記本発明のＴｉＡｌ基合金を用いた動翼は、十分な高温強度を備え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。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は、本発明に係るＴｉＡｌ基合金の金属組織の電子顕微鏡像を模式的に示す図である。
【図２】 図２は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｎ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｖの３元系合金の模式状態図である。
【図３】 図３は、Ｔｉ−Ａｌの２元系合金の模式状態図である。
【図４】 図４（ａ）は、据え込み鍛造の加工過程を示す模式図であり、図４（ｂ）は、高速四面鍛造の加工過程を示す模式図である。
【図５】 図５は、本発明に係る動翼の一例を示す平面図である。
【図６】 図６は、本発明の実施例における加工試験の方法を説明するための構成図である。
【図７】 図７は、図６に示すエンドミルとその近傍を拡大して示す平面図である。
【図８】 図８は、本発明の実施例１のＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡像である。
【図９】 図９は、比較例３のＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡像である。
【符号の説明】
１…α2相、２…γ相、３…ラメラー粒、４…基地、５…β相、１０…ＴｉＡｌ基合金、５０…動翼
【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。
【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。
【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Ｔｉ3Ａｌ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Ｔｉ3Ａｌ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基合金において、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.Intermetallics. (6) 1998 pp.623-628.）。
【０００４】
本発明者らは、特願２０００−２５９８３１号において、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なる微細組織を有し、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ＴｉＡｌ基合金によって、室温での延性、特に、室温での衝撃特性の向上を実現できることを提案している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、上記ＴｉＡｌ基合金は、従来自動車用のターボ・タービンホイール等の小型部品への利用を目的として開発が進められた経緯があり、このような自動車部品などの複雑な形状を有する小型部品に用いるＴｉＡｌ基合金は、目的の形状に近い形状が得られる精密鋳造によって製造されることが一般的である。この鋳造により製造されたＴｉＡｌ基合金の鋳造品には、機械加工性に劣るという問題があったが、上記の自動車用の小型部品では、精密鋳造により目的形状に近い形状が得られるために、鋳造後の機械加工量を少なくすることができるため、鋳造品の機械加工性はそれほど問題視されていなかった。しかし、このＴｉＡｌ基合金を過給機やタービン等の動翼や航空機に適用しようとすると、製造される部品が大型となり、また、これらの大型部品は、一般に機械加工量が多くなるため、難削材であるＴｉＡｌ基合金の機械加工性の向上が望まれていた。
【０００６】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであって、耐熱合金として必要な高温強度、衝撃特性を備え、機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金及びその製造方法を提供することを目的とする。
また本発明は、上記の優れた特性を有するＴｉＡｌ基合金からなる動翼を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明者らは、鋭意研究を重ね、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性には、ＴｉＡｌ基合金の金属組織中に含まれるβ相が大きく影響していること、またＴｉＡｌ基合金の高温強度を向上させるためには、ＴｉＡｌ基合金の金属組織中にラメラー組織を形成させることが必須であること、そして、これらラメラー組織とβ相を含む金属組織を適切に制御することにより、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性と高温強度とを両立させ得ることを知見した。この知見に基づき、金属組織中のラメラー粒の面積分率、平均粒径、ラメラー間隔（ラメラー粒内のα2相どうしの間隔）と、β相の面積分率を種々に変化させたところ、これらの組織構造が適切な範囲に制御されたＴｉＡｌ基合金において、十分な高温強度を備え、かつ機械加工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。
【０００８】
又、本発明は、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性を改善する方法として、ＴｉＡｌ基合金素材を（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し、さらにこの加工材を（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度領域または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持する熱処理を行うことを着想し、さらにそのための具体的な方法を見出したものである。
【０００９】
本発明は、上記の目的を達成するために、以下の構成を採用した。
本発明のＴｉＡｌ基合金は、α2相と、γ相とが交互に積層された平均粒径１〜６５μｍのラメラー粒が分散し、該ラメラー粒の間隙をβ相およびγ相を含む基地が埋めてなる微細組織を有し、前記ラメラー粒の面積分率が３０〜７０％であり、前記ラメラー間隔が０．４〜１．５μｍであり、前記β相の面積分率が５〜１５％であることを特徴とする。
【００１０】
すなわち、本発明のＴｉＡｌ基合金は、ラメラー粒と、γ粒およびこれらの間隙を埋めるβ相とからなるＴｉＡｌ基合金の金属組織を、上記範囲となるように制御したものである。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十分な高温強度とともに、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、塑性加工とともに機械加工が容易となる。なお、機械加工時の刃先の温度は高温になるため、高温変形能が良くなることで、機械加工性は向上する。これにより、従来難削材であったＴｉＡｌ基合金を動翼や航空機部品などの大型部品に使用した場合に、効率よく加工を行うことが可能となる。
【００１１】
以下に、本発明のＴｉＡｌ基合金の要件である、ラメラー粒の面積分率、ラメラー間隔、およびβ相の面積分率について説明するが、本発明者らは、後述の実施例において上記ラメラー粒の面積分率、ラメラー間隔、ラメラー粒の平均粒径、およびβ相の面積分率の範囲が適切であることを検証している。これについては、後述の実施例に詳述する。
【００１２】
ラメラー粒の面積分率（３０〜７０％）：α2相と、γ相が交互に積層された構造を有するラメラー粒が、金属組織中に形成されることにより、ＴｉＡｌ基合金の強度を向上させることができるが、ラメラー粒の面積分率が大きくなるほど、高温延性が低下する。すなわち、ラメラー粒の面積分率が３０％未満であると、機械加工性は良好であるが、高温強度が不足する。またラメラー粒の面積分率が７０％を越えると、高温延性が不足するために、機械加工性が不十分なものとなる。従って、機械加工性と高温強度を両立させる範囲としてラメラー粒の面積分率を３０〜７０％とした。
【００１３】
ラメラー間隔（０．４〜１．５μｍ）：ラメラー間隔は、広すぎると高温強度が不十分なものとなり、狭すぎると機械加工性が低下する。これは、ラメラー間隔が狭いほど、転位等の変形機構が働かなくなるため、強度に優れたものとなるが、同時に、延性が低下するためである。従って、機械加工性と高温強度を両立しうる範囲として、ラメラー間隔を０．４〜１．５μｍとした。
【００１４】
β相の面積分率（５〜１５％）：このβ相はラメラー粒及びγ相に比して高温延性が高く、高温強度が小さいため、ラメラー粒の間隙を埋める基地にβ相を析出させると、高温延性が向上するが、高温強度は低下する。従って、機械加工性と高温強度を両立し得る範囲としてβ相の面積分率を５〜１５％とした。
【００１５】
次に、本発明のＴｉＡｌ基合金は、Ａｌ：３８〜４５原子％、Ｍｎ：３〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなる、またはＡｌ：３８〜４５原子％、ＣｒまたはＶから１種以上：３〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなることが好ましい。係る構成によれば、機械加工性に係るβ相の面積分率を適切な範囲に制御することができるので、優れた機械加工性を備えたＴｉＡｌ基合金が得られる。
【００１６】
本発明のＴｉＡｌ基合金においては、１〜２．５原子％のＮｂを含有することが好ましい。前記範囲のＮｂを添加することにより、ＴｉＡｌ基合金の耐酸化性を向上させることができる。従って、係る構成によれば、高温強度、機械加工性とともに耐酸化性にも優れたＴｉＡｌ基合金が得られる。このような耐酸化性に優れたＴｉＡｌ基合金は、比較的高温で用いるのに好適である。
本発明のＴｉＡｌ基合金においては、Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒから選ばれる１種以上の元素を０．５〜２原子％含有する構成とすることもできる。このような構成としても、上記Ｎｂを添加したものと同様に、耐酸化性に優れたＴｉＡｌ基合金とすることができる。
【００１７】
本発明のＴｉＡｌ基合金においては、０．１〜０．４原子％のＣ（炭素）を含有することが好ましい。前記範囲のＣを添加することにより、ＴｉＡｌ基合金の高温強度をより向上させることができる。従って、係る構成によれば、機械加工性が良好であり、特に高温強度に優れたＴｉＡｌ基合金が得られる。
本発明のＴｉＡｌ基合金においては、Ｓｉ，Ｎｉ，Ｔａから選ばれる１種以上の元素を０．２〜１．０原子％含有する構成とすることもできる。このような構成としても、上記Ｃを添加したものと同様に、高温強度に優れたＴｉＡｌ基合金とすることができる。
【００１８】
次に、本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、３８〜４５原子％のＡｌと、３〜１０原子％のＭｎ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第１加熱工程と、該温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、（β＋γ）相の平衡温度領域内の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加工工程と、該加工後のＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度領域または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持する第２加熱工程とを備えたことを特徴とする。
【００１９】
また、本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、３８〜４５原子％のＡｌと、３〜１０原子％のＣｒ及び／またはＶ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第１加熱工程と、該温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、（β＋γ）相の平衡温度領域内の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加工工程と、該加工後のＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度領域または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持する第２加熱工程とを備えたことを特徴とする構成であってもよい。
【００２０】
これらの構成によれば、所定の組成を有するＴｉＡｌ基合金素材を、（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できる。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、ラメラー粒及びβ相の面積分率やラメラー粒の粒径を制御し、優れた機械加工性と、高温強度を備えたＴｉＡｌ基合金を製造することができる。前記塑性加工としては、押出、圧延、自由鍛造、型鍛造を使用することができる。
【００２１】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記ＴｉＡｌ基合金素材として、３〜１０原子％のＭｎ、Ｃｒ、Ｖから選ばれる１種以上を含有するものを用いる。これらの元素が添加されたＴｉＡｌ基合金素材において、これらの含有量によりラメラー粒とβ相の面積分率を制御できるので、所望の高温強度と機械加工性を備えたＴｉＡｌ基合金を得ることができる。
【００２２】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記第１加熱工程の保持温度が、１１５０〜１３５０℃であることが好ましい。
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記加工最終温度が１０００℃であることが好ましい。
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記加工工程の冷却速度を５０〜７００℃／分として加工することが好ましい。
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記第２加熱工程の冷却速度を５〜５０℃／分として冷却することが好ましい。
【００２３】
Ａｌを３８〜４５原子％含むＴｉＡｌ基合金の（α＋β）相の平衡温度領域の下限は、組成により１１２０〜１２２０℃まで分布しているから、１１５０〜１３５０℃の（α＋β）相の平衡温度領域に保持した後、加工最終温度である１０００℃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。この間の冷却速度は５０〜７００℃／分が適当である。また、前記第２加熱工程における冷却速度は、５〜５０℃／分が適当である。
【００２４】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記第２加熱工程の保持温度が、１０００〜１３５０℃であることが好ましい。第２加熱工程における保持温度を前記範囲とすることにより、ラメラー粒およびβ相の面積分率を適切な範囲に制御することができる。
【００２５】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記ＴｉＡｌ基合金素材として、１〜２．５原子％のＮｂを含有するものを用いることもできる。このような素材を用いることにより、耐酸化性に優れたＴｉＡｌ基合金を容易に製造することができる。
【００２６】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記ＴｉＡｌ基合金素材として、０．１〜０．４原子％のＣ（炭素）を含有するものを用いることもできる。このような素材を用いることにより、特に優れた高温強度を備えたＴｉＡｌ基合金を容易に製造することができる。
【００２７】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記加工工程において、前記高速塑性加工による有効歪みが、０．８以上となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することが好ましい。
【００２８】
本発明に係るＴｉＡｌ基合金の製造方法にあっては、前記ＴｉＡｌ基合金素材の加工度を大きくするほど、金属組織の微細化が進行し、機械加工性と、高温強度の両方を向上させることができる。そして、その加工度を有効歪みで０．８以上とすることにより、十分な高温強度を備え、かつ機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金を製造することができる。
【００２９】
ここで、前記有効歪みとは、種々の塑性加工による強度変化を実用的な線図で比較検討する場合に、加工法で異なった表示をする加工度を統一するために導入される概念である。
例えば、据え込み鍛造における圧下率ηと、高速四面鍛造における断面減少率ｑは、下記（数１）に示す式により有効歪みψFと関係づけることができ、この有効歪みにより両者の加工度を比較することが可能になる。本願発明においては、この有効歪みの概念を用いてＴｉＡｌ基合金素材の加工度を定義している。
【００３０】
【数１】
ここで、据え込み鍛造における圧下率ηは鍛造前後の材料の厚さをそれぞれｈ1，ｈ2とすると、下記（数２）に示す式で表されるものであり、高速四面鍛造における断面積減少率ｑは、鍛造前後の材料の断面積をそれぞれＡ１，Ａ２とすると、下記（数３）に示す式で表されるものである。
【００３２】
【数２】
【数３】
さらには、前記加工工程において、前記高速塑性加工による有効歪みが、１．２〜４．０となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することがより好ましい。すなわち、前記ＴｉＡｌ基合金素材の加工度をより高めることにより、さらに機械加工性と高温強度に優れたＴｉＡｌ基合金を製造することが可能になる。
【００３５】
本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、前記高速塑性加工として鍛造法を用いることが好ましい。また、大きな有効歪み量を短時間に得る鍛造方法として高速四面鍛造法が挙げられる。
前記高速塑性加工によるＴｉＡｌ基合金素材の加工度が大きいほど、組織を微細化することができるので、加工度を大きくできるこれらの鍛造法を採用することにより、より高温強度と機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金を製造することが可能となる。
【００３６】
本発明の動翼は、先のいずれかに記載のＴｉＡｌ基合金を用いたことを特徴とする。このような構成とすることにより、高温強度および衝撃特性に優れているので、エンジンの過給機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。
【００３７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を図面を参照して説明する。
【００３８】
［ＴｉＡｌ基合金］
先ず、以下に本実施形態のＴｉＡｌ基合金について説明する。図１は本実施形態の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１〜６５μｍのラメラー粒３が配列してなる微細組織を有しており、各ラメラー粒３の間隙を埋めるように基地４が形成されている。このラメラー粒３はα2相（Ｔｉ3Ａｌ）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の面積分率は３０％を越えて７０％未満であり、図１に示すように、β相５とγ相２が等軸的に複合化した組織である。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。
【００３９】
本発明においては、平均粒径１〜６５μｍのラメラー粒が金属組織中に配列されていることが特徴の一つである。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、高温延性および高温強度が向上する。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、高温強度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。
【００４０】
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６５μｍを超えると、高温延性および高温強度が低下する。そして、平均粒径１〜６５μｍ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、高温強度が向上する。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、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。
【００４１】
本発明のＴｉＡｌ基合金は、その金属組織中のラメラー粒３の平均粒径（１〜６５μｍ）、面積分率（３０〜７０％）、ラメラー間隔（０．４〜１．５μｍ）、及びβ相の面積分率（５〜１５％）が所定の範囲に制御されて構成されている。このような範囲にそれぞれを制御することにより、十分な高温強度と、優れた機械加工性を備えたＴｉＡｌ基合金とされている。従って、本発明のＴｉＡｌ基合金を用いるならば、大型部材でありながら軽量の蒸気タービンの動翼などを製造することが可能であり、また角材等からの削り出しによってこれらの大型部品を製造する場合にも、容易に機械加工が可能である。
【００４２】
また、機械加工が容易であることにより、加工時間を短くすることができるとともに、加工精度の向上も望める。さらには、加工時のビビリや欠損を起こりにくくすることができるので、加工用の工具の寿命も延ばすことができる。従って、動翼や航空機部品、自動車部品などに本発明のＴｉＡｌ基合金を用いるならば、製造時間の短縮、歩留まりの向上、製造コストの低減が可能である。
【００４３】
上記本発明のＴｉＡｌ基合金は、他の元素として、Ｃ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｂ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｍｏ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。
【００４４】
尚、上記の微量元素のうち、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ，Ｈｆは、ＴｉＡｌ基合金の耐酸化性を向上させるために添加され、Ｃ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｔａは高温強度を向上させる目的で添加される。また、それぞれの添加量は、使用される微量元素により適宜最適な添加量を選択すればよい。例えば、耐酸化性を向上させるためのＮｂの添加量は１〜２．５原子％が好ましく、高温強度を添加させるためのＣの添加量は、０．１〜０．４原子％が好ましい。
【００４５】
［ＴｉＡｌ基合金の製造方法］
（製造工程）
次に、本発明に係る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、金属組織の生成過程は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｘ（Ｘは、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖのうち１種以上）の３元系合金のいずれをを用いた場合でもほぼ同様であるので、以下では、Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｎの３元系合金におけるラメラー粒の生成過程について説明する。図２は各工程をＴｉ−Ａｌ−Ｃｒ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｎ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ（Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎ含有量はいずれも１０原子％）の状態図に対応させて説明したものであり、この図に示すように実線で示すＴｉ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の（α＋β＋γ）相領域は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｖ系合金のほぼ中間に位置している。
【００４６】
図２において、まず、Ａｌを３８〜４５原子％、Ｍｎを３〜１０原子％含む、所定の組成のＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域である１１５０〜１３５０℃内の温度ＴAに保持する（第１加熱工程）。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（加工工程）。つまり、本発明の製造方法は、α＋β域から材料を冷却させ、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。
【００４７】
上記の加工工程における高速塑性加工としては、押出、圧延、自由鍛造、型鍛造などを適用することができるが、この加工工程における加工度を大きくするほど、ＴｉＡｌ基合金の結晶粒径を細かくでき、これにより高温強度と機械加工性を向上させることができるので、加工度を大きくすることができる鍛造法を採用することが好ましい。
【００４８】
次いで、加工後の素材を再度加熱する（第２加熱工程）。この時の保持温度は、（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度領域または（β＋γ）相の平衡温度領域とされる。以上の工程により、金属組織が適切に制御されていることにより、十分な高温強度と、優れた機械加工性を兼ね備えるＴｉＡｌ基合金が得られる。
【００４９】
ところで、本発明のＴｉＡｌ基合金においては、Ｔｉ−Ａｌ−Ｘ（Ｘ；Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎのうち１種以上）の３元系合金が用いられているが、これは、以下の理由による。
まず、２元系のＴｉＡｌ基合金であってもＡｌ濃度４５〜４８原子％とすることにより機械的特性をある程度良好にすることは可能である。ところが、図３のＴｉ−Ａｌの２元系状態図に示すように、かかる成分のＴｉＡｌ基合金のα相領域の温度は１３００℃を超え、（α＋β）相の平衡領域では１４００℃以上となっている。つまり、α相の単一領域に加熱して製造する場合であっても１３００℃以上に素材を加熱する必要があり、また、この製造方法で作製されたＴｉＡｌ基合金は基地中にβ相をほとんど含まないものであるため、機械加工性が十分ではない。さらに、β相を基地中に析出させて機械加工性を向上させようとすると、保持温度を（α＋β）相の平衡領域内とするために１４００℃以上に加熱する必要があり、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は極めて困難である。
【００５０】
従って、本発明では、第３元素としてＣｒ，Ｖ，Ｍｎから選ばれる１種以上を３〜１０原子％の範囲で含有させることにより、図２の状態図に示すように（α＋β）相の平衡温度領域の下限を、１１５０〜１２５０℃程度にまで低下させている。これにより、通常の加熱炉を用いた場合でも問題なく製造が可能である。
【００５１】
また、第３元素であるＣｒ，Ｖ，Ｍｎは、ＴｉＡｌ基合金の使用目的に応じて適切なものが選択され、その含有量も目的に応じて選択される。具体的には、上記３つの元素は、ＴｉＡｌ基合金のα相及び（α＋β）相の平衡温度領域の下限を低下させる効果を有する点は共通しているが、高温強度の点では、α相あるいは（α＋β）相の平衡温度領域の下限が最も高いＣｒを含有するものが最も優れている。その一方で、機械加工性においてはＭｎを含有するものが最も優れている。これは、Ｍｎを含有させると、ＴｉＡｌ基合金を構成するラメラー粒３のα2相１’、γ相２’、およびβ相５の硬度が低下するので、加工工程における塑性加工性や、実際に動翼などへの加工を行う際の機械加工性が向上するためである。
【００５２】
（金属組織）
次に、上記の各工程（第１加熱工程、加工工程、第２加熱工程）で生じる金属組織について以下に説明する。
上記第１加熱工程では、（α＋β）相の平衡温度領域である１１５０〜１３５０℃内の温度ＴAに保持されているので、金属組織はα相とβ相が共存した状態となる。この第１加熱工程から平衡状態の（β＋γ）相に到達する際は，α相中からγ相が特定の方位関係を持って析出することで，α相とγ相が積層したラメラー組織が形成される。本発明において高速塑性加工はα相とβ相の共存状態で行なわれ、この時、金属組織中に加工歪みが多数導入される。そして、この加工歪みを起点としてα相中の多くの部位からγ相が析出するので、金属組織中に多数のラメラー粒が形成されることになる。そして、塑性加工の最終段階である加工工程では、各ラメラー粒が充分に成長する前に、隣接するラメラー粒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β相とγ相とを主体とする組織となる。そして、このβ相は、低温では規則化したＢ２構造となる。
【００５３】
さらに、上記の素材を（α＋β）相または（α＋β＋γ）相または（β＋γ）相の温度に再加熱して保持することにより、金属組織の再構成が行われ、加熱温度によりラメラー粒およびβ相の面積分率を制御することができ、加熱時間でラメラー粒の粒径を制御することができ、さらに加熱後の冷却速度によりラメラー間隔を制御することができる。
特に、この第２加熱工程において冷却速度を変化させるならば、上記第１加熱工程及び加工工程では制御することが困難なラメラー間隔を容易に制御することができるので、所定のラメラー間隔を有するＴｉＡｌ基合金を得ることができる。
【００５４】
ここで、上記の高速塑性加工として熱間鍛造法を適用できるのは、上記第１加熱工程において、素材を（α＋β）相の平衡温度領域に加熱し、金属組織中に高温延性の優れたβ相を導入していることによる。また、上記のような熱間鍛造を行うことにより、素材中の鋳造欠陥が無くなるので、ＴｉＡｌ基合金を動翼などに加工する際に、ＴｉＡｌ基合金に割れや欠けが発生しにくくなり、この点においても本発明の製造方法により作製されたＴｉＡｌ基合金は機械加工性に優れていると言える。
【００５５】
（製造条件による金属組織制御）
以上の構成の製造方法においては、ＴｉＡｌ合金の素材の組成および各工程における製造条件によりＴｉＡｌ基合金の金属組織を制御することが可能である。以下に各工程における製造条件と、それに伴う金属組織の変化の傾向について説明する。
【００５６】
（１）組成：Ｃｒ，Ｖ，Ｍｎの含有量によりラメラー粒３および基地４に析出するβ相５の面積分率を制御することができる。含有量が多いほどβ相が多く析出して機械加工性は向上するが、高温強度が低下するので、３〜１０原子％の範囲内で使用目的に応じて設定すればよい。
【００５７】
（２）第１加熱工程：第１加熱工程においては、その保持温度によりラメラー粒３及びβ相５の面積分率を制御することができる。
【００５８】
（３）加工工程：加工工程においては、高速塑性加工による加工度により、ラメラー粒３の結晶粒径を制御することが可能である。すなわち、加工度を大きくするほどラメラー粒の粒径が小さくなり、機械加工性と、高温強度の両方が向上する。
【００５９】
（４）第２加熱工程：第２加熱工程では、加熱温度、加熱時間、冷却速度により金属組織の制御を行うことができる。すなわち、加熱温度が高いほど、平衡状態に近づくためにラメラー粒の面積分率が大きくなり、加熱時間が長いほど、ラメラー粒の粒径は大きくなる。また、冷却速度が大きいほどラメラー間隔は小さくなる。（α＋β＋γ）相領域および（β＋γ）相領域の熱処理では加熱温度および時間が大きくなるほどラメラー粒の面積分率は小さく、β相の面積分率は大きく、ラメラー間隔は大きくなる。なお、この熱処理では冷却速度の影響は少ない。つまり以上示した、これらの傾向に基づいて適切な条件を設定すればよい。
【００６０】
（高速塑性加工）
上記した高速塑性加工を行う工程（加工工程）においては、塑性変形率を毎秒１０％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。この場合、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１０００℃以上とすることが好ましい。塑性加工の最終温度ＴBが１０００℃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。
【００６１】
（鍛造法）
本発明に係るＴｉＡｌ基合金の製造方法においては、高速塑性加工の手段として鍛造法を用いることが好ましい。これは、前記加工工程におけるＴｉＡｌ基合金素材の加工度を大きくするほど、ＴｉＡｌ基合金の金属組織を微細化することが可能であり、これにより、より優れた高温強度と機械加工性を備えたＴｉＡｌ基合金を製造することができるからである。具体的には、前記高速塑性加工による有効歪みが、０．８以上となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することが好ましく、前記高速塑性加工による有効歪みが、１．２〜４．０となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することがより好ましい。なお、大きな有効歪みを短時間に得る方法としては高速四面鍛造が挙げられる。
【００６２】
ここで、図４を参照して、据え込み鍛造と高速四面鍛造について説明する。図４（ａ）は、据え込み鍛造による加工過程を示す模式図であり、図４（ｂ）は、高速四面鍛造による加工過程を示す模式図である。
図４（ａ）に示す据え込み鍛造は、鋳塊を加工して作製された円柱状のＴｉＡｌ基合金素材４０Ａを、平坦な加工面４１ａを有する加工部４１，４１で挟み込み、この加工部４１，４１により前記素材４０Ａの軸方向（図示上下方向）に圧下して円盤状のＴｉＡｌ基合金素材４２を得る。
【００６３】
一方、図４（ｂ）に示す高速四面鍛造は、鋳塊を加工して作製された円柱状のＴｉＡｌ基合金素材４０Ｂを、その側面を４つの加工部４３Ａ，４３Ｂ，４４Ａ，４４Ｂが取り囲むように配置し、これらの加工部４３Ａ，４３Ｂ，４４Ａ，４４Ｂに設けられた平坦な加工面４３ａ、４３ｂ、４４ａ、４４ｂにより前記素材４０Ｂを側面から加工する。この高速四面鍛造は、対向して配置された一対の加工部４３Ａ，４３Ｂにより素材４０Ｂを挟み込むように押圧して加工し、続いて対向して配置されたもう一対の加工部４４Ａ，４４Ｂにより素材４０Ｂを挟み込むように押圧して加工する。つまり、加工部４３Ａ，４３Ｂによる加工と、加工部４４Ａ，４４Ｂによる加工を交互に連続して行い、角柱状のＴｉＡｌ基合金素材４６を得るものである。
【００６４】
高速四面鍛造により得られるＴｉＡｌ基合金の形状は、四角柱状であるため、例えばタービンの動翼などに用いる際に、少ない加工量で動翼の形状を得ることができる。また、加工量が少なくてすむので材料を節約することができ、加工時間も短くすることができるので、製造コストの点で有利である。
【００６５】
［動翼］
最後にこれらの組成を有する本発明のＴｉＡｌ基合金を使用した動翼について説明する。
図５に動翼の外観形状を例示する。この図５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ＴｉＡｌ基合金を用いて製造してもよい。
【００６６】
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。
【００６７】
【実施例】
［第１実施例］
第１実施例では、ＴｉＡｌ基合金の金属組織の違いによる特性への影響を検証するために、加工工程後の熱処理条件を種々に変化させてＴｉＡｌ基合金を作製し、機械加工性及び高温強度の評価を行った。
【００６８】
（実施例１）
工程１．ＴｉＡｌ基合金素材の作製
表１に示すようにＡｌ：４２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、鋳造してインゴットとし、さらに適宜切り出して表面層を除去し、９５ｍｍφ×１０９ｍｍの円柱状の鍛造用素材を得た。
【００６９】
工程２．高速塑性加工（鍛造）
この素材を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厚みが４３．５ｍｍの所定形状になるまで据え込みで鍛造し、円盤状にした。鍛造は、炉から押出材を取り出してから約３０秒で行ない、鍛造後空冷放置した。
【００７０】
工程３．塑性加工後の熱処理
次に、上記にて得られた試料を、１２５０℃で１０分間保持した後取りだし、ラメラー粒径３０μｍの実施例１のＴｉＡｌ基合金試料を得た。
【００７１】
（実施例２）
次に、実施例２の試料として、上記工程３における熱処理として、１３５０℃で１０分間施した以外は、上記実施例１と同様にして、ＴｉＡｌ基合金を作製した。
【００７２】
（比較例１）
次に、比較例１の試料として、上記工程３の熱処理を施さない以外は、上記実施例１と同様にして、ＴｉＡｌ基合金を作製した。すなわち、比較例１の試料は、鍛造ままのＴｉＡｌ基合金である。
【００７３】
（比較例２，３）
次に、比較例２，３の試料として、上記工程３の熱処理条件を、それぞれ９００℃で１時間保持、１３７０℃で１０分間保持とした以外は、上記実施例１と同様にしてＴｉＡｌ基合金を作製した。
【００７４】
〔試料の特性評価〕
（機械加工性の評価）
本実施例において、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性を評価するために行った加工試験の概要を図面を参照して以下に説明する。図６は、本加工試験の実施方法を説明するための斜視図であり、図７は、図６に示すエンドミルを拡大して示す上面図である。
【００７５】
本例の加工試験においては、図６に示すように、ＴｉＡｌ基合金試料３０の側面上側の面にスクエアエンドミル３１の側面を当て、このエンドミル３１を回転させてその側面により試料３０を切削した。エンドミル３１の送り方向は、試料３０の被加工面３０Ａにほぼ平行な方向とし、試料３０とエンドミル３１との接触面（被加工部３０Ｂ）の幅Ｒｄは２ｍｍ、高さＡｄは８ｍｍとした。
【００７６】
上記切削加工試験を、エンドミル３１の送り速度Ｆ（ｍｍ／ｍｉｎ）を変化させて行い、エンドミルのビビリや欠損が起こらない最大の送り速度Ｆを比較することにより機械加工性を評価した。この送り速度Ｆは、図７に示す送り量Ｓｚを一定とし、エンドミル３１の回転数Ｎ（ｍｉｎ-1）を変化させることにより調整した。この際、送り量Ｓｚは以下の式１により与えられるので、送り速度Ｆは、式２のようになり、送り速度Ｆが大きいほど、単位時間当たりの切削量が大きくなる。
【００７７】
従って、ビビリや欠損が発生しない最大の送り速度が大きいほど、機械加工性に優れるＴｉＡｌ基合金であることを示している。また、この送り速度が２００ｍｍ／ｍｉｎ以上であれば、例えば動翼などに加工する際のように加工量が多くとも実用的な製造が可能になるので、本実施例では送り速度が、２００ｍｍ／ｍｉｎに達するか否かで機械加工性を評価した。
【００７８】
（式１） Ｓｚ＝Ｆ／ｎＮ＝πＦＤ／１０００ｎＶ
（式２） Ｆ＝Ｓｚ×ｎＶ／πＤ
【００７９】
上記の式１において、Ｆ（ｍｍ／ｍｉｎ）はエンドミル３１の送り速度、ｎはエンドミル３１の刃数、Ｎ（ｍｉｎ-1）はエンドミル３１の回転数を示している。また、Ｄ（ｍｍ）はエンドミル３１の直径、Ｖ（ｍ／ｍｉｎ）は、エンドミル３１の切削速度（エンドミル３１外周の周速）を示している。
【００８０】
以下に、この切削加工試験に用いた加工工具および加工条件を示す。
（１）加工工具
種類：スクエアエンドミル
型番：ＳＳＵＰ４２００ＺＸ（住友電工社製）
母材：超硬
コーティング：ＴｉＡｌＮコーティング
形状：直径Ｄ ２０ｍｍ
長さＬ １２８ｍｍ
刃数ｎ ４枚
刃ねじれ角 ４０°
突き出し量： ６０ｍｍ
（２）切削条件
切削速度Ｖ（ｍ／ｍｉｎ） ３０
回転数Ｎ（ｍｉｎ-1） ４７７〜７９６
半径方向切り込み深さＲｄ（ｍｍ） ２
切削幅Ａｄ（ｍｍ） ８
送り量Ｓｚ（ｍｍ／刃） ０．０５〜０．３
送り速度Ｆ（ｍｍ／ｍｉｎ） ９５〜４３０
切削油剤 水溶性
【００８１】
（高温強度の評価）
本例では、高温（７００℃）における引張試験を行い、その引張強さを比較することにより、各実施例及び比較例のＴｉＡｌ基合金試料の高温強度を評価した。また、本発明においては、この引張強さが、６５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であれば、十分な高温強度を備えているものとして評価を行った。これは、上記の引張強さを備えているならば、タービンの動翼などの用途に問題なく適用できるからである。
【００８２】
（評価結果）
上記の方法による機械加工性と、高温強度の試験結果を表１に併せて記載する。この表に示すように、上記工程３における加熱温度を１３５０℃以下とした実施例１，２の試料は、その金属組織において本発明の要件を満たしており、いずれも送り速度が２００ｍｍ／ｍｉｎを越え、また引張強さも６５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であり、十分な高温強度と、優れた機械加工性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金であることが確認された。
【００８３】
これに対し、上記工程３の熱処理を行わなかった比較例１の試料は、最大の送り速度が９５ｍｍ／ｍｉｎと極端に悪くなった。これは、比較例１の試料は鍛造ままであり，急激に冷えたため、ラメラー粒の間隔が０．３μｍと小さくなり、延性に劣るためである。
また、加熱条件を９００℃で１時間とした比較例２の試料は、ラメラー間隔が０．３μmと鍛造ままと大差ないため、本発明の要件を満たしていない。この比較例２の試料は、機械加工性と高温強度のいずれも目標値に到達しなかった。
また、上記工程３における加熱温度を１３７０℃とした比較例３の試料は、ラメラー粒の面積分率が８１％であり、本発明の要件を満たしていない。この比較例３の試料は、高温強度は８１ｋｇｆ／ｍｍ2と目標に達していたが、機械加工性が目標値に達しなかった。
【００８４】
（金属組織の観察）
上記実施例１と、比較例３の試料の金属組織の電子顕微鏡像を図８および図９に示す。これらの図に示す構成要素のうち、図１の模式図に示した構成要素と同一の構成要素には同一の符号を付している。
図８に示す実施例１の試料の金属組織においては、ラメラー粒３が適度な間隔を有して配置され、ラメラー粒３の間隙をγ相２とβ相５とからなる基地４が埋めて構成されている。つまり、図９に示すラメラー粒３は、金属組織の大部分において基地４を介して配置されている。
一方、図９に示す比較例３の試料の金属組織は、ラメラー粒の面積分率が多く，間隙を埋める基地４の面積分率が小さい。また金属組織中の大部分のラメラー粒３は、隣接するラメラー粒３と接するようにして配置されている。
【００８５】
図８に示す実施例１の試料の金属組織は、比較的高温の硬度の小さいβ相５を含む基地４が、ラメラー粒どうしの間隙を埋めている。従って、この金属組織からは、機械加工時の変形が硬度の大きい，つまり機械加工性を低下させるラメラー粒により阻害されにくく、機械加工性に優れた合金であることが示唆されている。
これに対して、図９に示す比較例３の試料の金属組織は、ラメラー粒３の面積分率が多い。従って、この金属組織からは、加工時の変形がラメラー粒３に阻害されて、機械加工性に劣る合金であることが示唆されている。
【００８６】
【表１】
［第２実施例］
第２実施例では、上記工程３における保持時間により、ＴｉＡｌ基合金のラメラー粒径を変化させ、表１に示す実施例３および比較例４のＴｉＡｌ基合金試料を作製し、機械加工性及び高温強度の評価を行った。
【００８８】
（実施例３）
上記工程３における加熱条件を、１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様として実施例３のＴｉＡｌ基合金試料を作製した。
【００８９】
（比較例４）
上記工程３における加熱条件を、１２８０℃で１時間とした以外は、上記実施例３と同様として比較例４のＴｉＡｌ基合金試料を作成した。
【００９０】
（評価結果）
上記にて作製された実施例３および比較例４の試料について、機械加工性及び高温強度の評価を行った結果を表１に示す。この表に示すように、本発明の要件を満たす実施例３の試料は、優れた機械加工性を備えていることが確認された。また、実施例３の試料の電子顕微鏡組織は、実施例１の試料と同様の組織を呈していた。
これに対して、比較例４の試料は、ラメラー粒の粒径が７２μｍであり、本発明の要件を満たしていない。この比較例４の試料は、送り速度が１９１ｍｍ／ｍｉｎであり、目標値に達していない。これは、ラメラー粒が粗大化したことにより高温延性が低下したためである。
【００９１】
［第３実施例］
本実施例では、上記工程３における冷却速度を変化させて表１に示す実施例４，５および比較例５のＴｉＡｌ基合金試料を作製し、機械加工性及び高温強度の評価を行った。
【００９２】
（実施例４）
上記工程３における加熱条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして、実施例４のＴｉＡｌ基合金試料を作製した。
【００９３】
（実施例５）
次に、上記工程３における冷却速度を３０℃／ｍｉｎとした以外は、上記実施例４と同様にして、実施例５のＴｉＡｌ基合金試料を作製した。
【００９４】
（比較例５）
次に、上記工程３における冷却速度を６０℃／ｍｉｎとした以外は、上記実施例４と同様にして、比較例５のＴｉＡｌ基合金試料を作製した。
【００９５】
（評価結果）
上記にて作製された実施例４，５、比較例５の試料の機械加工性および高温強度の評価結果を表１に示す。表１に示すように、実施例４，５および比較例５の試料の金属組織を比較すると、ラメラー粒の間隔のみが異なっており、それぞれ１．５μｍ、０．４μｍ、０．２μｍとされている。
そして、表１に示すように、その金属組織の構成が本発明の要件を満たす実施例４および実施例５の試料は、最大の送り速度が３００ｍｍ／ｍｉｎを越えており、特に優れた機械加工性を備えていることが確認された。一方、ラメラー粒の間隔が０．２μｍの比較例５の試料は、機械加工性が１９１ｍｍ／ｍｉｎであり、目標値に達しなかった。尚、実施例４，５の試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。
【００９６】
［第４実施例］
第４実施例では、β相の面積分率の適切な範囲を検証するために、表１に示すようにＭｎ含有量を種々に変化させた実施例６，７および比較例６，７のＴｉＡｌ基合金試料を作製し、機械加工性および高温強度の評価を行った。
【００９７】
（実施例６，７）
実施例６の試料は、表１に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４１Ａｌ−５Ｍｎなる組成の素材を用い、上記工程３における加熱条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして作製した。
実施例７の試料は、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４４Ａｌ−３Ｍｎなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例６と同様にして作製した。
【００９８】
（比較例６，７）
比較例６の試料は、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４５Ａｌ−２Ｍｎなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例６と同様にして作製した。
比較例７の試料は、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４０Ａｌ−６Ｍｎなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例６と同様にして作製した。
【００９９】
（評価結果）
上記にて作製された実施例６，７および比較例６，７のＴｉＡｌ基合金試料について、機械加工性及び高温強度の評価結果を表１に示す。表１に示すように、実施例６，７および比較例６，７の試料のβ相の面積分率は、それぞれ１５％、５％、１％、２４％とされている。
そして、本発明の要件を満たす実施例６，７の試料は、最大の送り速度が３００ｍｍ／ｍｉｎを越えており、特に機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金であることが確認された。また、これら実施例６，７の試料は、引張強さにおいても目標値に達しており、十分な高温強度を備えていることが確認された。また、これら実施例６，７の試料の電子顕微鏡組織は、実施例１の試料と同様の組織を呈していた。
【０１００】
一方、β相の面積分率が１％とされた比較例６の試料は、最大の送り速度が１９１ｍｍ／ｍｉｎであり、目標値に達しなかった。また、β相の面積率が２４％とされた比較例７の試料は、最大の送り速度は４３０ｍｍ／ｍｉｎと優れていたものの、引張強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ2であり、高温強度が不足していた。
【０１０１】
［第５実施例］
第５実施例では、表２に示すように、添加元素としてＮｂを添加した試料を作製し、これらの試料について耐酸化性および機械加工性を評価した。
【０１０２】
（実施例８，９）
実施例８の試料は、表２に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−１Ｎｂなる組成の素材を用い、上記工程５における加熱条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして作製した。
実施例９の試料は、表２に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−２Ｎｂなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例８と同様にして作製した。
【０１０３】
（比較例８）
比較例８の試料は、表２に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−４．５Ｍｎ−３Ｎｂなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例８と同様にして作製した。
【０１０４】
（評価結果）
このようにして得られた実施例８，９の円盤状のＴｉＡｌ基合金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実施例８，９および比較例８、ならびに実施例１の試料について、機械加工性試験と共に，８００℃×５００ｈの大気酸化試験を行い、それぞれの試料の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８，９のＴｉＡｌ基合金は、Ｎｂ以外がこの合金と同じである実施例１の試料に比べ、酸化増量は大幅に低下している。つまり、Ｎｂ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、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｚｒにおいても同様である。
【０１０５】
また、Ｎｂを３原子％添加した比較例８の試料は、酸化増量はさらに低下しているものの、最大の送り速度が、１４３ｍｍ／ｍｉｎであり目標値に達しなかった。従って、Ｎｂの添加量は、３原子％未満とすることが好ましい。
【０１０６】
【表２】
［第６実施例］
第６実施例では、表３に示すように、添加元素としてＣ（炭素）を添加した試料を作製し、これらの試料について高温強度および機械加工性を評価した。
【０１０８】
（実施例１０，１１）
実施例１０の試料は、表３に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−０．１Ｃなる組成の素材を用い、上記工程５における加熱条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして作製した。
実施例１１の試料は、表３に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−０．４Ｃなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例１０と同様にして作製した。
【０１０９】
（比較例９）
比較例９の試料は、表３に示すように、ＴｉＡｌ基合金素材としてＴｉ−４２Ａｌ−５Ｍｎ−０．６Ｃなる組成の素材を用いた以外は、上記実施例１０と同様にして作製した。
【０１１０】
（評価結果）
このようにして得られた実施例１０，１１の円盤状のＴｉＡｌ基合金試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基合金試料の高温強度と機械的特性を上記と同様にして測定した。これらの結果を表３に併記する。実施例１０のＴｉＡｌ基合金試料は、Ｃ以外がこの試料と同じである実施例１の合金に比べ、高温強度が向上しているが、その反面機械加工性の指標である最大の送り速度は若干低下している。また、実施例１１の試料についても同様の傾向を示した。つまり、Ｃは本発明のＴｉＡｌ基合金に対して若干の機械加工性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。
【０１１１】
また、Ｃを０．６原子％添加した比較例９の試料は、実施例１の試料に比して高温強度の向上が著しいが、最大の送り速度が１９１ｍｍ／ｍｉｎであり、目標値に達しなかった。従って、本発明のＴｉＡｌ基合金に対して、０．１〜０．４原子％のＣを添加するならば、優れた機械加工性を維持してかつ高温強度を向上させることができる。
【０１１２】
【表３】
［第７実施例］
第７実施例では、上記工程２の高速塑性加工における加工度が、ＴｉＡｌ基合金の特性に与える影響を検証するために、塑性加工の方法として、据え込み鍛造と高速四面鍛造を行った試料を作製し、これらの試料について機械加工性と高温強度の評価を行った。
【０１１４】
（実施例１２，１３）
実施例１２，１３の試料は、上記工程２において、図４（ｂ）に示す高速四面鍛造により高速塑性加工を施し、上記工程３における熱処理の条件を１２８０℃で１０分間とした以外は、上記実施例１と同様にして作製した。
【０１１５】
（評価結果）
先に記載の有効歪みの概念により、それぞれの有効歪みを導出し、同時に据え込み鍛造により加工された実施例１の試料についても、有効歪みを導出した。それぞれの有効歪みを表４に示す。
【０１１６】
このようにして得られた実施例１２，１３の円盤状のＴｉＡｌ基合金試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基合金試料の高温強度と機械的特性を上記と同様にして測定した。これらの結果を表４に併記する。表４に示すように、高速四面鍛造により加工度を向上させた実施例１２，１３の試料は、機械加工性と高温強度のいずれも実施例１の試料と比して優れたものであった。これは、高速塑性加工時の加工度を向上させたことにより、金属組織を構成する結晶粒が微細化したためである。従って、高速塑性加工時の加工度をより大きくするならば、本発明のＴｉＡｌ基合金の機械加工性および高温強度を、より優れたものとすることができる。
【０１１７】
【表４】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明のＴｉＡｌ基合金は、α2相と、γ相とが交互に積層された平均粒径１〜６５μｍのラメラー粒が分散し、該ラメラー粒の間隙をβ相およびγ相を含む基地が埋めてなる微細組織を有し、前記ラメラー粒の面積分率が３０〜７０％であり、前記ラメラー間隔が０．４〜１．５μｍであり、前記β相の面積分率が５〜１５％である構成としたことので、金属組織中に形成されたラメラー粒自体により十分な高温強度とともに、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、また同時に，機械加工時の刃先温度は高温であることから塑性加工が容易となる。これにより、従来難削材であったＴｉＡｌ基合金を動翼や航空機部品などの大型部品に使用した場合に、効率よく加工を行うことが可能となる。
【０１１９】
また、本発明のＴｉＡｌ基合金に、１〜２．５原子％のＮｂを添加して構成するならば、優れた機械加工性と、耐酸化性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金とすることができる。
【０１２０】
あるいはまた、本発明のＴｉＡｌ基合金に、０．１〜０．４原子％のＣ（炭素）を添加して構成するならば、優れた機械加工性と、特に優れた高温強度を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金とすることができる。
【０１２１】
次に、本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、ＴｉＡｌ基合金素材を、（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、欠陥が無くなるとともに、加工歪みと相変態の相乗効果で組織が微細化される。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、適当な速度で冷却することでラメラー粒及びβ相の面積分率やラメラー粒の粒径およびラメラー間隔を制御し、優れた機械加工性と、高温強度を備えたＴｉＡｌ基合金を製造することができる。
【０１２２】
次に、本発明によれば、機械加工性に優れた上記本発明のＴｉＡｌ基合金を用いたことにより、動翼を形成するために必要な機械加工にかかるコストを低減することができるので、低コストの動翼を提供することができる。また、上記本発明のＴｉＡｌ基合金を用いた動翼は、十分な高温強度を備え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。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は、本発明に係るＴｉＡｌ基合金の金属組織の電子顕微鏡像を模式的に示す図である。
【図２】 図２は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｎ，Ｔｉ−Ａｌ−Ｖの３元系合金の模式状態図である。
【図３】 図３は、Ｔｉ−Ａｌの２元系合金の模式状態図である。
【図４】 図４（ａ）は、据え込み鍛造の加工過程を示す模式図であり、図４（ｂ）は、高速四面鍛造の加工過程を示す模式図である。
【図５】 図５は、本発明に係る動翼の一例を示す平面図である。
【図６】 図６は、本発明の実施例における加工試験の方法を説明するための構成図である。
【図７】 図７は、図６に示すエンドミルとその近傍を拡大して示す平面図である。
【図８】 図８は、本発明の実施例１のＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡像である。
【図９】 図９は、比較例３のＴｉＡｌ基合金の電子顕微鏡像である。
【符号の説明】
１…α2相、２…γ相、３…ラメラー粒、４…基地、５…β相、１０…ＴｉＡｌ基合金、５０…動翼
Claims (20)
- Ａｌ：３８〜４５原子％、Ｍｎ：３〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなり、α2相と、γ相とが交互に積層された平均粒径１〜６５μｍのラメラー粒が分散し、該ラメラー粒の間隙をβ相およびγ相を含む基地が埋めてなる微細組織を有し、前記ラメラー粒の面積分率が３０〜７０％であり、前記ラメラー粒内のラメラー間隔が０．４〜１．５μｍであり、前記β相の面積分率が５〜１５％であることを特徴とするＴｉＡｌ基合金。
- Ａｌ：３８〜４５原子％、ＣｒまたはＶのうち１種以上：３〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなり、α2相と、γ相とが交互に積層された平均粒径１〜６５μｍのラメラー粒が分散し、該ラメラー粒の間隙をβ相およびγ相を含む基地が埋めてなる微細組織を有し、前記ラメラー粒の面積分率が３０〜７０％であり、前記ラメラー粒内のラメラー間隔が０．４〜１．５μｍであり、前記β相の面積分率が５〜１５％であることを特徴とするＴｉＡｌ基合金。
- １〜２．５原子％のＮｂを含有することを特徴とする請求項１または２に記載のＴｉＡｌ基合金。
- Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒから選ばれる１種以上の元素を０．５〜２原子％含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金。
- ０．１〜０．４原子％のＣ（炭素）を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金。
- Ｓｉ，Ｎｉ，Ｔａから選ばれる１種以上の元素を０．２〜１．０原子％含有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金。
- ３８〜４５原子％のＡｌと、３〜１０原子％のＭｎ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第１加熱工程と、該温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、（β＋γ）相の平衡温度領域内の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加工工程と、該加工後のＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度域または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持する第２加熱工程とを備えたことを特徴とするＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- ３８〜４５原子％のＡｌと、３〜１０原子％のＣｒ及び／またはＶ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第１加熱工程と、該温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、（β＋γ）相の平衡温度領域内の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加工工程と、該加工後のＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域または（α＋β＋γ）相の平衡温度域または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持する第２加熱工程とを備えたことを特徴とするＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記ＴｉＡｌ基合金素材として、１〜２．５原子％のＮｂを含有するものを用いることを特徴とする請求項７または８に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記ＴｉＡｌ基合金素材として、０．１〜０．４原子％のＣ（炭素）を含有するものを用いることを特徴とする請求項７ないし９のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記第１加熱工程の保持温度が、１１５０〜１３５０℃であることを特徴とする請求項７ないし１０のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記第２加熱工程の保持温度が、１０００℃〜１３５０℃であることを特徴とする請求項７ないし１１のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記加工最終温度が１０００℃であることを特徴とする請求項７ないし１２のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記加工工程の冷却速度を５０〜７００℃／分として加工することを特徴とする請求項７ないし１３のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記第２加熱工程の冷却速度を５〜５０℃／分として冷却することを特徴とする請求項７ないし１４のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記加工工程において、前記高速塑性加工による有効歪みが、０．８以上となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することを特徴とする請求項７ないし１５のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記加工工程において、前記高速塑性加工による有効歪みが、１．２〜４．０となるように前記ＴｉＡｌ基合金素材を加工することを特徴とする請求項１６に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 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１７のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 前記鍛造法が、高速四面鍛造であることを特徴とする請求項１８に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
- 請求項１ないし６のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金を用いたことを特徴とする動翼。
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