JP7226536B2 - ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 - Google Patents

Description

本開示は、ＴｉＡｌ合金及びその製造方法に関する。

ＴｉＡｌ（チタンアルミナイド）合金は、ＴｉとＡｌとの金属間化合物で形成されている合金である。ＴｉＡｌ合金は、耐熱性に優れており、Ｎｉ基合金よりも軽量で比強度が大きいことから、タービン翼等の航空機用エンジン部品等に適用されている。このようなＴｉＡｌ合金には、ＣｒとＮｂとを含有するＴｉＡｌ合金が用いられている（特許文献１参照）。

特開２０１３－２０９７５０号公報

ところで、タービン翼等のＴｉＡｌ合金部品を軽量化するためには、ＴｉＡｌ合金をより高強度化して比強度を大きくする必要がある。しかし、従来のＴｉＡｌ合金では、機械的強度と延性とをバランスよく向上させて高強度化することは難しく、延性を大きくすると機械的強度が低下する可能性がある。

そこで本開示の目的は、ＴｉＡｌ合金の機械的強度と延性とをバランスよく向上させることが可能なＴｉＡｌ合金及びその製造方法を提供することである。

本開示に係るＴｉＡｌ合金は、４８原子％以上５０原子％以下のＡｌと、３原子％以上５原子％以下のＮｂと、０．１原子％以上０．３原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなり、室温引張破断強度が４００ＭＰａ以上であり、室温引張破断歪みが１．０％以上である。

本開示に係るＴｉＡｌ合金において、Ａｌの含有率は、４９原子％としてもよい。

本開示に係るＴｉＡｌ合金において、金属組織は、ラメラ粒とγ粒とから構成されており、Ｎｂの偏析がないとよい。

本開示に係るＴｉＡｌ合金において、前記金属組織は、ラメラ粒とγ粒との合計の体積率を１００体積％としたとき、ラメラ粒の体積率が８０体積％以上であってもよい。

本開示に係るＴｉＡｌ合金は、室温のビッカース硬さが、２００ＨＶ以上であってもよい。

本開示に係るＴｉＡｌ合金において、８００℃、負荷応力１５０ＭＰａのとき、２００時間経過後のクリープ歪みが２％以下であってもよい。

上記構成のＴｉＡｌ合金及びその製造方法によれば、ＴｉＡｌ合金の機械的強度と延性とをバランスよく向上させることが可能となる。

本開示の実施形態において、タービン翼の構成を示す図である。 本開示の実施形態において、引張試験結果を示すグラフである。 本開示の実施形態において、参考例４から８のＴｉＡｌ合金の金属組織観察結果を示す写真である。 本開示の実施形態において、実施例２から４、参考例９、１０のＴｉＡｌ合金の金属組織観察結果を示す写真である。 本開示の実施形態において、熱間等方加圧処理前のＴｉＡｌ合金のビッカース硬さ測定結果を示すグラフである。 本開示の実施形態において、熱間等方加圧処理後のＴｉＡｌ合金のビッカース硬さ測定結果を示すグラフである。 本開示の実施形態において、引張試験結果を示すグラフである。 本開示の実施形態において、クリープ試験結果を示すグラフである。 本開示の実施形態において、酸化試験後の断面観察結果を示す写真である。

以下に本開示の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。本開示の実施形態に係るＴｉＡｌ（チタンアルミナイド）合金は、４８原子％以上５０原子％以下のＡｌと、３原子％以上５原子％以下のＮｂと、０．１原子％以上０．３原子％以下のＢと、を含有し、残部が、Ｔｉと不可避的不純物とから構成されている。次に、ＴｉＡｌ合金を構成する各合金成分の組成範囲を限定した理由について説明する。

Ａｌ（アルミニウム）は、機械的強度と、室温延性等の延性を向上させる機能を有している。Ａｌの含有率は、４８原子％以上５０原子％以下である。Ａｌの含有率が４８原子％より小さいと、延性が低下する。Ａｌの含有率が５０原子％より大きくなると、延性が低下する。また、Ａｌの含有率が５０原子％より大きくなると、凝固過程がα単相領域（α凝固）からγ単相領域（γ凝固）に変化するので、柱状晶が形成され、異方性を生じる可能性がある。Ａｌの含有率を４８原子％以上５０原子％以下とすることにより、凝固過程をα単相領域（α凝固）にすることができるので異方性が抑制される。また、Ａｌの含有率を４９原子％とすることにより、機械的強度と延性とをより向上させることができる。

Ｎｂ（ニオブ）は、耐酸化性と機械的強度とを向上させる機能を有している。Ｎｂの含有率は、３原子％以上５原子％以下である。Ｎｂの含有率が、３原子％より小さい場合には、耐酸化性と高温強度とが低下する。Ｎｂの含有率が５原子％より大きい場合には、室温延性等の延性が低下する。また、Ｎｂの含有率が５原子％以下の場合には、Ｎｂの偏析を抑制することができる。Ｎｂの偏析が生じると、機械的強度や延性が低下する可能性がある。

Ｂ（ホウ素）は、結晶粒を微細化することにより、室温延性等の延性を高める機能を有している。Ｂの含有率は、０．１原子％以上０．３原子％以下である。Ｂの含有率が０．１原子％より小さくなると、結晶粒が粗大化して延性が低下する。Ｂの含有率が０．３原子％より大きくなると、衝撃特性が低下する場合がある。Ｂの含有率を０．１原子％以上０．３原子％以下とすることにより、結晶粒径が２００μｍ以下の微細な結晶粒で構成されているので、延性を向上させることができる。

Ｂは、後述する熱間等方加圧処理により、結晶粒内に微細な硼化物を析出させて、機械的強度を向上させる機能を有している。微細な硼化物は、粒径が０．１μｍ以下のものを含んで形成されている。微細な硼化物は、ＴｉＢ、ＴｉＢ_２等で構成されている。結晶粒内に微細な硼化物が析出することにより、引張強度、疲労強度、クリープ強度等の機械的強度を向上させることができる。

ＴｉＡｌ合金の残部は、Ｔｉと不可避的不純物とから構成されている。不可避的不純物とは、意図的に添加しなくても混入する可能性がある不純物である。ＴｉＡｌ合金は、Ｃｒ（クロム）を含有していないので、機械的強度の低下を抑制できる。ＴｉＡｌ合金は、Ｖ（バナジウム）を含有していないので、機械的強度の低下や耐酸化性の低下を抑制できる。ＴｉＡｌ合金は、Ｍｏ（モリブデン）を含有していないので比強度の低下を抑制できる。

次に、本開示の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法について説明する。

ＴｉＡｌ合金の製造方法は、４８原子％以上５０原子％以下のＡｌと、３原子％以上５原子％以下のＮｂと、０．１原子％以上０．３原子％以下のＢと、を含有し、残部が、Ｔｉと不可避的不純物とからなるＴｉＡｌ合金原料を溶解して鋳造する鋳造工程を備えている。このＴｉＡｌ合金原料を、真空誘導炉等で溶解して鋳造し、インゴット（鋳塊）等を形成する。ＴｉＡｌ合金原料の鋳造には、一般的な金属材料の鋳造で用いられている鋳造装置を使用することができる。

このＴｉＡｌ合金は、従来のＴｉＡｌ合金よりも凝固温度が低いので、鋳造時に湯廻り性を向上させることができる。これにより、タービン翼等のＴｉＡｌ合金部品を、ネットシェイプやニアネットシェイプで形成することができるので、製造コストを低減することが可能である。また、このＴｉＡｌ合金によれば、スーパーヒートを取る必要がないので、鋳造性が向上する。このＴｉＡｌ合金は、凝固過程が、α単相領域を通過する（α凝固）。これによりＴｉＡｌ合金の柱状晶の発生を防止して、異方性を抑制することができる。

ＴｉＡｌ合金の製造方法は、鋳造したＴｉＡｌ合金を、１２５０℃以上１３５０℃以下、１時間以上５時間以下、１５８ＭＰａ以上１８６ＭＰａ以下で熱間等方加圧（ＨＩＰ）し、熱間等方加圧後に９００℃まで炉冷し、９００℃以下で急冷して熱間等方加圧処理する熱間等方加圧処理工程を備えていてもよい。熱間等方加圧処理により、ボイド等の鋳造欠陥の抑制と、金属組織の制御とを行うことができる。

より詳細には、鋳造したＴｉＡｌ合金を、１２５０℃以上１３５０℃以下、１時間以上５時間以下、１５８ＭＰａ以上１８６ＭＰａ以下で熱間等方加圧することにより、主に、鋳造したＴｉＡｌ合金に含まれるボイド等の内部欠陥などの鋳造欠陥を抑制できる。また、熱間等方加圧後に圧力を開放して９００℃まで炉冷し、９００℃以下で急冷することにより、主に、金属組織を制御することができる。なお、９００℃からの急冷は、空冷以上の冷却速度とするとよく、ガスファン冷却等で行うことが可能である。

ＴｉＡｌ合金の製造方法は、熱間等方加圧処理したＴｉＡｌ合金を、８００℃以上９５０℃以下で１時間以上５時間以下保持して応力除去する応力除去工程を備えていてもよい。熱間等方加圧処理したＴｉＡｌ合金を熱処理して応力除去することにより、残留応力等を除去することができる。これによりＴｉＡｌ合金の延性を、更に向上させることができる。

熱間等方加圧処理や応力除去は、酸化防止のために、真空雰囲気中や、アルゴンガス等による不活性ガス雰囲気中で行われるとよい。熱間等方加圧には、一般的な金属材料の熱間等方加圧に用いられるＨＩＰ装置等を使用可能である。応力除去には、一般的な金属材料の応力除去焼きなましに用いられる雰囲気炉等を使用可能である。

次に、ＴｉＡｌ合金の金属組織について説明する。ＴｉＡｌ合金の金属組織は、結晶粒径が２００μｍ以下の微細な結晶粒で構成されている。これにより、ＴｉＡｌ合金の延性を向上させることができる。また、ＴｉＡｌ合金の金属組織は、ラメラ粒と、γ粒とから構成されており、Ｎｂの偏析がない。ラメラ粒は、Ｔｉ_３Ａｌからなるα_２相と、ＴｉＡｌからなるγ相とが層状に規則的に配列して形成されている。γ粒は、ＴｉＡｌで形成されている。γ粒の粒内には、粒径が０．１μｍ以下の硼化物を含んでいる。硼化物は、ＴｉＢ、ＴｉＢ_２等で針状等に構成されている。

ラメラ粒は、引張強度、疲労強度、クリープ強度等の機械的強度を向上させることができる。γ粒は、延性と高温強度とを向上させることができる。粒径が０．１μｍ以下の微細な硼化物は、機械的強度を向上させることができる。ＴｉＡｌ合金の金属組織は、ラメラ粒とγ粒との合計の体積率を１００体積％としたとき、ラメラ粒の体積率が８０体積％以上であり、残部がγ粒であるとよい。ＴｉＡｌ合金の金属組織がラメラ粒を主体として構成されるので、機械的強度を向上させることができる。また、ＴｉＡｌ合金の金属組織は、Ｎｂの偏析がないので、機械的強度や延性の低下を抑制することができる。

次に、本開示の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の機械的特性について説明する。ＴｉＡｌ合金の室温における機械的特性は、ＪＩＳ、ＡＳＴＭ等に準拠してビッカース硬さを測定したとき、室温のビッカース硬さが２００ＨＶ以上とすることができる。また、ＴｉＡｌ合金の室温における機械的特性は、ＪＩＳ、ＡＳＴＭ等に準拠して引張試験を行ったとき、室温引張破断強度が４００ＭＰａ以上であり、室温引張破断歪みが１．０％以上とすることができる。ＴｉＡｌ合金の高温クリープ特性は、ＪＩＳ、ＡＳＴＭ等に準拠してクリープ試験を行ったとき、８００℃、負荷応力１５０ＭＰａにおいて、２００時間経過後のクリープ歪みを２％以下にすることができる。また、ＴｉＡｌ合金の高温クリープ特性は、８００℃、負荷応力１５０ＭＰａにおいて、４００時間経過後のクリープ歪みを７％以下にすることができる。

本開示の実施形態に係るＴｉＡｌ合金は、航空機エンジン部品のタービン翼等への適用が可能である。図１は、タービン翼１０の構成を示す図である。このＴｉＡｌ合金は高温強度等の機械的強度が大きいので、タービン翼１０の耐熱性を向上させることができる。また、このＴｉＡｌ合金は室温延性に優れているので、タービン翼１０の組立てや組付けをする場合でも、タービン翼１０の破損を抑制できる。

以上、上記構成のＴｉＡｌ合金は、４８原子％以上５０原子％以下のＡｌと、３原子％以上５原子％以下のＮｂと、０．１原子％以上０．３原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなる。これによりＴｉＡｌ合金の機械的強度と延性とをバランスよく向上させることができる。

上記構成のＴｉＡｌ合金の製造方法は、４８原子％以上５０原子％以下のＡｌと、１原子％以上３原子％以下のＮｂと、０．１原子％以上０．３原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなるＴｉＡｌ合金原料を鋳造する鋳造工程を備えている。これにより、機械的強度と延性とをバランスよく向上させたＴｉＡｌ合金を製造できると共に、湯廻り性が良好なので、鋳造性を向上させることが可能となる。

まず、実施例１から４、参考例１から１０、比較例１のＴｉＡｌ合金について説明する。各ＴｉＡｌ合金の合金組成を表１に示す。

実施例１のＴｉＡｌ合金は、４９．５原子％のＡｌと、４原子％のＮｂと、０．２原子％のＢとを含み、残部がＴｉと不可避的不純物とした。実施例２のＴｉＡｌ合金は、４８原子％のＡｌと、４原子％のＮｂと、０．１原子％のＢとを含み、残部がＴｉと不可避的不純物とした。実施例３のＴｉＡｌ合金は、４９原子％のＡｌと、４原子％のＮｂと、０．１原子％のＢとを含み、残部がＴｉと不可避的不純物とした。実施例４のＴｉＡｌ合金は、５０原子％のＡｌと、４原子％のＮｂと、０．１原子％のＢとを含み、残部がＴｉと不可避的不純物とした。

参考例１から３のＴｉＡｌ合金は、Ｎｂを含む３元系ＴｉＡｌ合金とし、Ｎｂの含有率を４原子％とし、Ａｌの含有率を４８原子％から５０原子％と変化させた。参考例４から８のＴｉＡｌ合金は、Ｂを含む３元系ＴｉＡｌ合金とし、Ｂの含有率を０．１原子％とし、Ａｌの含有率を４８原子％から５２原子％と変化させた。参考例９から１０のＴｉＡｌ合金は、ＮｂとＢとを含む４元系ＴｉＡｌ合金とし、Ｎｂの含有率を４原子％とし、Ｂの含有率を０．１原子％とし、Ａｌの含有率を５１原子％から５２原子％と変化させた。比較例１のＴｉＡｌ合金は、４８原子％のＡｌと、２原子％のＮｂと、２原子％のＣｒとを含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とした。

表１に示す合金組成の各ＴｉＡｌ合金原料を高周波真空溶解炉にて溶解して鋳造し、各合金組成からなるＴｉＡｌ合金のインゴットを形成した。各ＴｉＡｌ合金について、鋳造後に熱間等方加圧処理を行った。熱間等方加圧処理は、鋳造したＴｉＡｌ合金を、１３００±１４℃、３±０．１時間、１７２±１４ＭＰａで熱間等方加圧し、熱間等方加圧後に９００℃まで炉冷し、９００℃以下でガスファン冷却により急冷して処理した。

ＴｉＡｌ合金におけるＡｌの影響について評価した。参考例１から３のＴｉＡｌ合金について、室温で引張試験を行った。引張試験は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準拠して行った。図２は、引張試験結果を示すグラフである。図２のグラフでは、横軸にＡｌの含有率を取り、縦軸に歪みを取り、参考例１から３を白菱形で表している。歪みは、破断歪みを示している。図２のグラフから、Ａｌの含有率が４８原子％より小さい場合や、Ａｌの含有率が５０原子％より大きい場合には、室温延性が低下することがわかった。また、参考例２は、参考例１，３より歪みが大きくなった。このことからＡｌの含有率が４９原子％の場合には、室温延性がより高くなることがわかった。

ＴｉＡｌ合金の金属組織について評価した。実施例２から４、参考例４から１０のＴｉＡｌ合金について、金属組織観察を行った。金属組織観察は、光学顕微鏡で行った。図３は、参考例４から８のＴｉＡｌ合金の金属組織観察結果を示す写真であり、図３（ａ）は、参考例４の写真であり、図３（ｂ）は、参考例５の写真であり、図３（ｃ）は、参考例６の写真であり、図３（ｄ）は、参考例７の写真であり、図３（ｅ）は、参考例８の写真である。図４は、実施例２から４、参考例９、１０のＴｉＡｌ合金の金属組織観察結果を示す写真であり、図４（ａ）は、実施例２の写真であり、図４（ｂ）は、実施例３の写真であり、図４（ｃ）は、実施例４の写真であり、図４（ｄ）は、参考例９の写真であり、図４（ｅ）は、参考例１０の写真である。

図３（ａ）から図３（ｃ）に示すように、参考例４から６では、凝固過程がα単相領域（α凝固）の金属組織が認められた。一方、図３（ｄ）から図３（ｅ）に示すように、参考例７から８では、凝固過程がγ単相領域（γ凝固）した金属組織が認められた。凝固過程がγ単相領域（γ凝固）の金属組織は、柱状晶が形成されており、異方性が認められた。図４（ａ）から図４（ｃ）に示すように、実施例２から４では、凝固過程がα単相領域（α凝固）の金属組織が認められた。一方、図４（ｄ）から図４（ｅ）に示すように、参考例９から１０では、凝固過程がγ単相領域（γ凝固）の金属組織が認められた。凝固過程がγ単相領域（γ凝固）の金属組織は、柱状晶が形成されており、異方性が認められた。この結果からＡｌの含有率が５０原子％より大きくなると、凝固過程がγ単相領域（γ凝固）になり、異方性が生じることがわかった。

図４（ａ）から図４（ｃ）に示すように、実施例２から４の金属組織は、結晶粒径が２００μｍ以下の微細な結晶粒で構成されていた。実施例２から４の金属組織は、ラメラ粒と、γ粒とから構成されており、γ粒の粒内に粒径が０．１μｍ以下の硼化物を含んでいた。実施例２から４の金属組織は、ラメラ粒とγ粒との合計の体積率を１００体積％としたとき、ラメラ粒の体積率が８０体積％以上であり、残部がγ粒から構成されていた。なお、各粒の体積率については、金属組織写真における各粒のコントラストの情報から画像処理により各粒の面積率を算出し、これを各粒の体積率とした。また、実施例２から４の金属組織は、Ｎｂの偏析が認められなかった。

熱間等方加圧処理前後のＴｉＡｌ合金の硬さについて評価した。実施例２から４、参考例４から１０のＴｉＡｌ合金について、室温でビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さ測定は、ＡＳＴＭ Ｅ９２に準拠して行った。図５は、熱間等方加圧処理前のＴｉＡｌ合金のビッカース硬さ測定結果を示すグラフである。図６は、熱間等方加圧処理後のＴｉＡｌ合金のビッカース硬さ測定結果を示すグラフである。図５及び図６では、横軸に各ＴｉＡｌ合金のＡｌの含有率を取り、縦軸にビッカース硬さを取り、実施例２から４のビッカース硬さを白丸、参考例４から１０のビッカース硬さを黒丸で示している。

実施例２から４のビッカース硬さは、熱間等方加圧処理前後において、２００ＨＶ以上であった。また、ＴｉＡｌ合金のＡｌの含有率が４８原子％以上５０原子％以下の場合には、実施例２から４のビッカース硬さは、参考例４から６のビッカース硬さよりも大きくなった。これに対してＴｉＡｌ合金のＡｌの含有率が５０原子％より大きい場合には、参考例７から８のビッカース硬さと、参考例９から１０のビッカース硬さとは略同じであった。この結果から、ＴｉＡｌ合金のＡｌの含有率が４８原子％以上５０原子％以下の場合には、Ｎｂは機械的強度の向上に寄与していると考えられる。

ＴｉＡｌ合金の室温機械特性について評価した。実施例１、比較例１のＴｉＡｌ合金について、室温で引張試験を行った。引張試験は、ＡＳＴＭ Ｅ８に準拠して行った。図７は、引張試験結果を示すグラフである。図７では、横軸に歪みを取り、縦軸に応力を取り、各ＴｉＡｌ合金の応力―歪み曲線を示している。実施例１は、比較例１よりも室温強度が大きくなった。また、実施例１は、比較例１と室温延性が略同じであった。より詳細には、実施例１の室温引張破断強度は、４００ＭＰａ以上であり、室温引張破断歪みは、１．０％以上であった。

ＴｉＡｌ合金の高温機械特性について評価した。実施例１、比較例１のＴｉＡｌ合金について、高温でクリープ試験を行った。クリープ試験は、ＡＳＴＭ Ｅ１３９に準拠して行った。クリープ試験条件は、試験温度８００℃、負荷応力１５０ＭＰａとした。図８は、クリープ試験結果を示すグラフである。図８では、横軸にクリープ時間を取り、縦軸にクリープ歪みを取り、各ＴｉＡｌ合金のクリープ曲線を示している。実施例１は、比較例１よりも４倍以上の高温クリープ特性が得られた。このように実施例１は、比較例１よりも高温クリープ特性が向上した。より詳細には、実施例１の高温クリープ特性は、試験温度８００℃、負荷応力１５０ＭＰａのとき２００時間経過後のクリープ歪みが２％以下であった。また、実施例１の高温クリープ特性は、試験温度８００℃、負荷応力１５０ＭＰａのとき４００時間経過後のクリープ歪みが７％以下であった。

図７及び図８に示すように、実施例１のＴｉＡｌ合金は、機械的強度と延性とが優れており、機械的強度と延性とがバランスよく向上していることが明らかとなった。これに対して比較例１のＴｉＡｌ合金は、実施例１のＴｉＡｌ合金より、室温強度、高温機械特性が低下した。この理由は、比較例１のＴｉＡｌ合金に含まれるＣｒの影響等によると考えられる。

ＴｉＡｌ合金の耐酸化性について評価した。実施例１、比較例１のＴｉＡｌ合金について、酸化試験を行った。酸化試験は、大気雰囲気中で７５０℃、２００時間の連続酸化により行った。酸化試験後に断面観察を行って、酸化皮膜の厚みを評価した。図９は、酸化試験後の断面観察結果を示す写真であり、図９（ａ）は、実施例１の写真であり、図９（ｂ）は、比較例１の写真である。実施例１の酸化皮膜の厚みは、２．８μｍであった。比較例１の酸化皮膜の厚みは、４．３μｍであった。この結果から、実施例１は、比較例１よりも耐酸化性に優れていることがわかった。

本開示は、ＴｉＡｌ合金の機械的強度と延性とをバランスよく向上させることが可能となることから、航空機エンジン部品のタービン翼等に有用なものである。

Claims (6)

1. ＴｉＡｌ合金であって、
   ４８原子％以上５０原子％以下のＡｌと、
   ３原子％以上５原子％以下のＮｂと、
   ０．１原子％以上０．３原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなり、室温引張破断強度が４００ＭＰａ以上であり、室温引張破断歪みが１．０％以上である、ＴｉＡｌ合金。
2. 請求項１に記載のＴｉＡｌ合金であって、
   Ａｌの含有率は、４９原子％である、ＴｉＡｌ合金。
3. 請求項１または２に記載のＴｉＡｌ合金であって、
   金属組織は、ラメラ粒とγ粒とから構成されており、Ｎｂの偏析がない、ＴｉＡｌ合金。
4. 請求項３に記載のＴｉＡｌ合金であって、
   前記金属組織は、ラメラ粒とγ粒との合計の体積率を１００体積％としたとき、ラメラ粒の体積率が８０体積％以上である、ＴｉＡｌ合金。
5. 請求項１から４のいずれか１つに記載のＴｉＡｌ合金であって、
   室温のビッカース硬さが、２００ＨＶ以上である、ＴｉＡｌ合金。
6. 請求項１から５のいずれか１つに記載のＴｉＡｌ合金であって、
   ８００℃、負荷応力１５０ＭＰａのとき、２００時間経過後のクリープ歪みが２％以下である、ＴｉＡｌ合金。

Images