JP7093583B2 - TiAl基合金、タービン用動翼、発電用ガスタービン、航空機用ジェットエンジン、船舶用過給器若しくは各種産業機械用ガスタービン、蒸気タービン - Google Patents
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Description
本願は、2018年12月21日に、日本に出願された特願2018-238989号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
軽量耐熱合金であるTiAl基合金の使用形態の1つとして熱間鍛造材があり、本願はこの熱間鍛造材を対象とする。
また、特許文献3も同様に高温変形能に優れたβ相をβ安定化元素(Mn、V、Nb、Cr等)添加で生成させることで、鍛造中の温度低下とともに高速変形するいわゆる熱間鍛造を可能としている。文献1、2と同様に最終製品中に一定量のβ相が残留するため、室温延性はそれほど優れていないと推定される。
・Al:41~43原子%、
・Fe:0~2.5原子%、
・Ni:0~2.5原子%、
・Mo:0~2.0原子%、
・W:0~2.0原子%、
・Cr:0~4.5原子%、
・Mn:0~5.5原子%、
・V:0~10原子%、
・Nb:0~10原子%、
・C: 0.3~0.7原子%、
残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金であって、下記(1)式によって求められる合金元素パラメータP:
P=(41.5-Al)/3+Fe+Ni+Mo+W+0.5Cr+0.4Mn+0.2V+0.2Nb-C (1)
が1.1~1.9の組成範囲にあり、熱間鍛造後に行う熱処理後の最終状態において、5~30面積%のγ相と、0.5~5面積%のβ相と、残りの部分を占めるラメラ組織と、で構成される微細組織を有することを特徴とする。
好ましくは、前記熱処理する工程の冷却過程では、β相からのγ相の析出を促進させ、β相量を減少させるとよい。
本発明のタービン用動翼は、前記組成のTiAl基合金であって、前記微細組織を有するTiAl基合金素材を用いたことを特徴とする。
本発明の発電用ガスタービン、航空機用ジェットエンジン、船舶用過給器、若しくは各種産業機械用ガスタービン又は蒸気タービンは、上記タービン用動翼を用いたことを特徴とする。
また、各添加元素の効果においてFe、Ni、Mo、W、Cr、Mn、V、Nbのβ相安定化効果は従来より知られてきた。本発明者はそれに加え、熱処理後の冷却過程においてβ相からγ相が析出する際、Cがβ相からγ相への析出を著しく促進すること発見した。これが本願で初めて明らかとなった技術的内容である。
P=(41.5-Al)/3+Fe+Ni+Mo+W+0.5Cr+0.4Mn+0.2V+0.2Nb-C (2)
をいい、上記範囲とは、合金元素パラメータPが1.1~1.9の範囲であることを言う。
本発明のTiAl基熱間鍛造合金において、各組成元素Al、Fe、Ni、Mo、W、Cr、Mn、V、Nb、Cの組成比率について、広い範囲、望ましい範囲、さらに望ましい範囲の3類型を示しているが、これら3類型の数値は任意に組み合わせてよい。
このような本発明のTiAl基熱間鍛造合金の各組成元素の組み合わせとして、例えば、
・Al:41.2~42.8原子%、
・Fe:0~2.0原子%、
・Ni:0~2.0原子%、
・Mo:0~1.7原子%、
・W:0~1.7原子%、
・Cr:0~4.0原子%、
・Mn:0~5.0原子%、
・V:0~8原子%、
・Nb:0~8原子%、
・C: 0.35~0.65原子%、
残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金であって、次式によって求められる合金元素パラメータP:
P=(41.5-Al)/3+Fe+Ni+Mo+W+0.5Cr+0.4Mn+0.2V+0.2Nb-C (3)
が1.2~1.8の組成範囲にあり、熱間鍛造後に行う熱処理後の最終状態において、7~25面積%のγ相、0.5~4.5面積%のβ相を含み、残りがラメラ組織で形成される微細組織を有するとよい。
また、本発明のTiAl基熱間鍛造合金の各組成元素の組み合わせとして、例えば、
・Al:41.4~42.6原子%、
・Fe:0~1.5原子%、
・Ni:0~1.5原子%、
・Mo:0~1.5原子%、
・W:0~1.5原子%、
・Cr:0~3.5原子%、
・Mn:0~4.5原子%、
・V:0~6原子%、
・Nb:0~6原子%、
・C: 0.4~0.6原子%、
残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金であって、次式によって求められる合金元素パラメータP:
P=(41.5-Al)/3+Fe+Ni+Mo+W+0.5Cr+0.4Mn+0.2V+0.2Nb-C
が1.3~1.7の組成範囲にあり、熱間鍛造後に行う熱処理後の最終状態において、10~20面積%のγ相、0.5~4面積%のβ相を含み、残りがラメラ組織で形成される微細組織を有するとよい。
・熱間鍛造時:α+β二相域となる温度に加熱して行う。従って、α相とβ相の2相が材料中に存在する。
・鍛造後室温に冷却された状態:熱間鍛造時の相、組織がほぼ維持されているが、α相はα2相に、β相はB2相に各々規則化変態している。
・熱処理後の冷却過程:γ相はそのままであるが、α相ならびにβ相からは冷却過程でγ相が析出する。ただし、α相、β相は完全にγ相に変態するわけではなく一部が残る。その結果、冷却後の室温において、高温時のα相はα2/γのラメラ組織となり、高温時のβ相はβ(B2)+γの二相組織となる。
まず、熱間鍛造は従来のTiAl基熱間鍛造合金と同様にα+β域で行う。その際は熱間鍛造性向上のためβ相の比率が多い方が望ましいことは言うまでも無い。一方、室温の延性を向上させるためには、熱処理はα+β域の低温側またはα+β+γ域で行い、冷却後においてγ相の比率を多くし、β相の比率を少なくする必要がある。ただし、γ相の比率が多くなりすぎると強度が低下するため、一定量以下の必要がある。また、室温の強度を確保するためには一定量のラメラ組織が必要である。つまり、鍛造、熱処理後の相、組織としては、一定範囲内のγ相とβ相を含み、残余がラメラ組織で形成される組織が望ましい。
図1は、表1、表2に示した合金組成(合金1~合金49)において作製したインゴットの外観の代表例である。いずれのインゴットもほぼ同じ外観(写真)である。インゴット作製方法は、イットリアからなるるつぼを用いた高周波溶解による。インゴットの原料は、スポンジTi、およびAl、Fe、Ni、Mo、W、Cr、Mn、V、Nbの粒状原料である。CはTiC粉末に含めた状態で添加しており、インゴットの合計重量は約850gである。溶解雰囲気はアルゴンガス中である。鋳造は内径φ50mmの鋳鉄製鋳型に行い、押し湯を切断し、下側(一様な太さを有する部分)を熱間鍛造試験に供した。熱間鍛造試験時のインゴット素材の高さは約100mmである。
熱間鍛造試験は、図2に示す説明図のように行った。図2は、熱間鍛造性を評価するため実施した熱間鍛造試験の説明図で、(A)は熱間鍛造前の試料形状、(B)は熱間鍛造後の試料形状を示している。即ち、加熱温度は1350℃であり、インゴットを炉から取り出してプレスに設置し、その後プレスを降下させることで鍛造を実施した。プレスの降下速度は50mm/秒以上、鍛造方向は据え込みである。鍛造回数は1回であり、この1回の鍛造で高さtが100mmのインゴット素材を、20mmまで圧縮した(図2(a)、(b)参照)。
図6A、6Bは、本発明の実施例において用いたTiAl合金を1350℃に加熱して熱間鍛造した場合の外観写真である。図6Aは比較合金(合金番号28)、図6Bは実施例合金(合金番号32)を示している。
上記手順2後の熱間鍛造材について、保持温度、保持時間、冷却(降温)速度を変化させた熱処理試験を実施し、組織観察から適正熱処理条件を調査した。
その結果、本発明の合金、すなわち上記(1)式で示す合金元素パラメータPが1.1~1.9原子%の範囲のTiAl熱間鍛造合金については、保持温度については1200~1250℃とするのが良いことが分かった。また、保持時間は、0.5~5時間が、冷却速度は1~10[℃/分]が良いことが分かった。
図5A、5Bは、本発明の実施例において用いたTiAl熱間鍛造合金の熱処理後の微細組織の反射電子像で、図5Aは比較合金(合金番号37)、図5Bは実施例合金(合金番号33)を示している。
面積率測定のフローチャートにおいて、まず走査型電子顕微鏡により1サンプルについて、統計的に意味のある枚数、例えば3枚の反射電子像写真を撮影する(S100)。次に、撮影した3枚の反射電子像写真を紙にプリントアウトする(S102)。そして、反射電子像写真におけるTiAl熱間鍛造合金の微細組織において、γ相、β相のそれぞれを異なる色のペンで縁取りする(S104)。スキャナーで上記縁取りした反射電子像写真を読み取り、例えばJPEGファイルのような画像ファイルに変換する(S106)。続いて、上記画像ファイルを例えばアドビ・システムズ・インコーポレイテッド製のAdobe Photoshop(登録商標)のような画像ソフトにより画像処理し、縁取った内部は縁取りのペンと同じ色にする(S108)。続いて、この色のピクセル数を測定し、写真全体のピクセル数と比較することで面積率を求める(S110)。最後に、3枚の写真の平均値を求めγ相、β相の各相の面積率の結果とする(S112)。
続いて、熱間鍛造材について適正条件の熱処理を実施した後、引張試験を行った。この引張試験は、JISZ2241に準拠するものであり、引張試験片の形状は図4A、4Bに示すように、全長40mmで両端の被把持部の長さ8mm、中央部は長さ16mm、φ4mmの丸棒試験片である。被試験材をこの丸棒試験片の形状に加工し、室温の引張試験を実施して伸びと強度を測定した。良否の判断規準は、室温の伸びについては、0.5%未満を不良、0.5%以上を良好とした。また、室温の強度については、550MPa未満を不良、550MPa以上を良好とした。
・合金2、3、4(実施例合金):Alが本実施例の組成範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金5(比較合金):Alが本実施例の組成範囲を超える。鍛造時のβ相の量が少なく、熱間鍛造時に割れるなど熱間鍛造性が不良である。なお、このサンプルについては以降の評価は実施していない。
・合金7(比較合金):Feが本実施例の組成範囲を超える。室温の伸びが判断基準以下の0.4%であり不良である。
・合金8(実施例合金):Niが本実施例の組成範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金9(比較合金):Niが本実施例の組成範囲を超える。室温の伸びが判断基準以下の0.3%であり不良である.
・合金11(比較合金):Moが本実施例の組成範囲を超える。室温の伸びが判断基準以下の0.4%であり不良である。
・合金12(実施例合金):Wが本実施例の組成範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金13(比較合金):Wが本実施例の組成範囲を超える。室温の伸びが判断基準以下の0.3%であり不良である。
・合金15(比較合金):Crが本実施例の組成範囲を超える。室温の伸びが判断基準以下の0.4%であり不良である。
・合金16(実施例合金):Mnが本実施例の組成範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金17(比較合金):Mnが本実施例の組成範囲を超える。室温の伸びが判断基準以下の0.4%であり不良である。
・合金18(実施例合金)Vが本実施例の組成範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金19(比較合金):Vが本実施例の組成範囲を超える。室温の伸びが判断基準以下の0.3%であり不良である。なお、合金20は欠番である。
・合金22(比較合金):Nbが本実施例の組成範囲を超える。室温の伸びが判断基準以下の0.3%であり不良である。
・合金23(比較合金):Cが本実施例の組成範囲よりも少ない。冷却過程でのβ相からのγ相の析出量が少なく、β相が目標より多く残っているため、室温の伸びが判断基準以下の0.4%であり不良である。
・合金24、25、26(実施例合金):Cが本実施例の組成範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金28(比較合金):合金指数が本実施例の組成範囲よりも少ない。鍛造時のβ相の量が少なく、熱間鍛造時に割れが発生するなど熱間鍛造性が不良である。なお、このサンプルについては以降の評価は実施していない。
・合金29、30、31、32、33、34、35、36(実施例合金):合金指数が本実施例の組成範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金38(比較合金):熱処理温度が本実施例の規定範囲よりも低い。γ相の量が目標より多いため、室温の強度が判断基準以下の530MPaであり不良である。
・合金39、40(実施例合金):熱処理温度が本実施例の規定範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金42(比較合金):熱処理時間が本実施例の規定範囲よりも短い。鍛造材中のβ相がその温度で平衡する量まで減少せず、熱処理後のβ相が目標より多く残っているため、室温の伸びが判断基準以下の0.4%であり不良である。
・合金43、44(実施例合金):熱処理時間が本実施例の規定範囲内である。熱間鍛造性、室温の伸び、強度は良好である。
・合金45(比較合金):熱処理時間が本実施例の規定範囲よりも長い。長時間保持でラメラ組織が粗大化したため、室温の伸びが判断基準以下の0.3%であり不良である。
・合金48(比較合金):冷却速度が本実施例の規定範囲よりも早い。冷却速度が速すぎβ相からのγ相の析出量が少なく、β相が目標より多く残っているため、室温の伸びが判断基準以下の0.4%であり不良である
Claims (5)
- Al:41~43原子%、
Fe:0~2.5原子%、
Ni:0~2.5原子%、
Mo:0~2.0原子%、
W:0~2.0原子%、
Cr:0~4.5原子%、
Mn:0~5.5原子%、
V:0~10原子%、
Nb:0~10原子%、
C: 0.3~0.7原子%、および、
残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金であって、
下記(1)式によって求められる合金元素パラメータPが、1.1~1.9の組成範囲にあり、5~30面積%のγ相と、0.5~5面積%のβ相と、残りの部分を占めるラメラ組織と、で構成される微細組織を有することを特徴とするTiAl基合金。
P=(41.5-Al)/3+Fe+Ni+Mo+W+0.5Cr+0.4Mn+0.2V+0.2Nb-C (1) - Al:41.2~42.8原子%、
Fe:0~2.0原子%、
Ni:0~2.0原子%、
Mo:0~1.7原子%、
W:0~1.7原子%、
Cr:0~4.0原子%、
Mn:0~5.0原子%、
V:0~8原子%、
Nb:0~8原子%、
C: 0.35~0.65原子%、および、
残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金であって、
前記合金元素パラメータPが、1.2~1.8の組成範囲にあり、7~25面積%のγ相と、0.5~4.5面積%のβ相と、残りの部分を占めるラメラ組織と、で構成される微細組織を有することを特徴とする請求項1に記載のTiAl基合金。 - Al:41.4~42.6原子%、
Fe:0~1.5原子%、
Ni:0~1.5原子%、
Mo:0~1.5原子%、
W:0~1.5原子%、
Cr:0~3.5原子%、
Mn:0~4.5原子%、
V:0~6原子%、
Nb:0~6原子%、
C: 0.4~0.6原子%、および、
残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金であって、
前記合金元素パラメータPが、1.3~1.7の組成範囲にあり、10~20面積%のγ相と、0.5~4面積%のβ相と、残りの部分を占めるラメラ組織と、で構成される微細組織を有することを特徴とする請求項1に記載のTiAl基合金。 - 請求項1乃至3の何れか1項に記載の組成であって、請求項1乃至3の何れか1項に記載の微細組織を有するTiAl基合金素材を用いたことを特徴とするタービン用動翼。
- 請求項4に記載のタービン用動翼を用いたことを特徴とする発電用ガスタービン、航空機用ジェットエンジン、船舶用過給器若しくは各種産業機械用ガスタービン又は蒸気タービン。
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