JP7387139B2 - 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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Description
本発明は、耐熱チタン合金の弱化組織である粒界を強化し、優れたクリープ特性を有するチタン合金、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鉄チタン合金として、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。
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。
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、Ｔｉ－５．７Ａｌ－３．９Ｎｂ－３．８Ｚｒ（質量％）合金の等軸組織およびバイモダル組織のクリープ特性が示されている。６００℃１３７ＭＰａ下において、２５０時間以下で５０％以上の大きな変形後破断し、これらの組織はクリープ寿命が短いことを報告する。これらの組織はクリープ試験中に粒界にひずみが集積することにより動的再結晶を起こすことにより変形が加速することも示された。
非特許文献３は、質量％で、Ａｌ：６％、Ｎｂ：４％、Ｚｒ：４％を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなり、α－Ｔｉ相の等軸組織、バイモダル組織、α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相とが交互に積層した針状組織を有する、チタン合金を開示する。非特許文献３によれば、６００℃１３７ＭＰａ下におけるクリープ特性が示されており、クリープ寿命はそれぞれ４０００時間以上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
島上渓、伊藤勉、戸田佳明、湯本敦史、御手洗容子、「Ｔｉ－Ａｌ－Ｎｂ－Ｚｒ合金の熱処理条件による組織変化とクリープ特性」日本金属学会 ２０１８年春期第１６２回講演大会
島上渓、伊藤勉、戸田佳明、湯本敦史、御手洗容子、「Ｔｉ－Ａｌ－Ｎｂ－Ｚｒ合金のクリープ機構」日本金属学会 ２０１８年秋期第１６３回講演大会
本発明の課題は、粒界を強化したチタン合金、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である。
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３％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り、等軸α－Ｔｉ相と、前記等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有し、前記β－Ｔｉ相は、前記等軸α－Ｔｉ相に対して、体積％で、０．５％以上２０％以下の範囲であり、前記β－Ｔｉ相に含有されるシリサイドの含有量は、前記β－Ｔｉ相に対して、体積％で、０．０５％以上２０％以下の範囲であり、これにより上記課題を解決する。
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３％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．９％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなってもよい。
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：０％以上２．５％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなってもよい。
前記β－Ｔｉ相は、前記等軸α－Ｔｉ相に対して、体積％で、１％以上１０％以下の範囲であってもよい。
前記β－Ｔｉ相に含有されるシリサイドの含有量は、前記β－Ｔｉ相に対して、体積％で、１％以上１０％以下の範囲であってもよい。
前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、５μｍ以上２００μｍ以下の範囲であり、前記β－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上１０μｍ以下の範囲であってもよい。
前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１０μｍ以上５０μｍ以下の範囲であり、前記β－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上２μｍ以下の範囲であってもよい。
前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１０μｍ以上４０μｍ以下の範囲であり、前記β－Ｔｉ相の厚さは、１００ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であってもよい。
前記シリサイドの粒径は、１ｎｍ以上５μｍ以下の範囲であってもよい。
前記シリサイドの粒径は、１ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であってもよい。
前記シリサイドは、Ｔｉ５Ｓｉ３相であってもよい。
α２－Ｔｉ３Ａｌ相をさらに含有してもよい。
本発明のチタン合金を製造する方法は、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３％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である材料から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８００℃以上１１００℃以下の温度範囲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８００℃以上１１００℃以下の温度範囲において鍛造および／または圧延することと、前記鍛造および／または圧延された加工材料を８００℃より大きく１１００℃以下の温度範囲において熱処理することと、前記熱処理後の加工材料を０．００１℃／秒以上１０℃／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し、これにより上記課題を解決する。
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してもよい。
前記冷却することは、前記加工材料を０．１℃／秒以上１℃／秒以下の範囲の冷却速度で冷却してもよい。
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してもよい。
前記時効処理をすることは、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してもよい。
前記時効処理をすることに続いて、水冷することをさらに包含してもよい。
本発明のエンジン部品は、上記チタン合金からなり、これにより上記課題を解決する。
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３％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り、等軸α－Ｔｉ相と、前記等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有し、前記β－Ｔｉ相は、前記等軸α－Ｔｉ相に対して、体積％で、０．５％以上２０％以下の範囲であり、前記β－Ｔｉ相に含有されるシリサイドの含有量は、前記β－Ｔｉ相に対して、体積％で、０．０５％以上２０％以下の範囲であり、これにより上記課題を解決する。
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３％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．９％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなってもよい。
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：０％以上２．５％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなってもよい。
前記β－Ｔｉ相は、前記等軸α－Ｔｉ相に対して、体積％で、１％以上１０％以下の範囲であってもよい。
前記β－Ｔｉ相に含有されるシリサイドの含有量は、前記β－Ｔｉ相に対して、体積％で、１％以上１０％以下の範囲であってもよい。
前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、５μｍ以上２００μｍ以下の範囲であり、前記β－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上１０μｍ以下の範囲であってもよい。
前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１０μｍ以上５０μｍ以下の範囲であり、前記β－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上２μｍ以下の範囲であってもよい。
前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１０μｍ以上４０μｍ以下の範囲であり、前記β－Ｔｉ相の厚さは、１００ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であってもよい。
前記シリサイドの粒径は、１ｎｍ以上５μｍ以下の範囲であってもよい。
前記シリサイドの粒径は、１ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であってもよい。
前記シリサイドは、Ｔｉ５Ｓｉ３相であってもよい。
α２－Ｔｉ３Ａｌ相をさらに含有してもよい。
本発明のチタン合金を製造する方法は、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３％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である材料から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８００℃以上１１００℃以下の温度範囲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８００℃以上１１００℃以下の温度範囲において鍛造および／または圧延することと、前記鍛造および／または圧延された加工材料を８００℃より大きく１１００℃以下の温度範囲において熱処理することと、前記熱処理後の加工材料を０．００１℃／秒以上１０℃／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し、これにより上記課題を解決する。
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してもよい。
前記冷却することは、前記加工材料を０．１℃／秒以上１℃／秒以下の範囲の冷却速度で冷却してもよい。
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してもよい。
前記時効処理をすることは、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してもよい。
前記時効処理をすることに続いて、水冷することをさらに包含してもよい。
本発明のエンジン部品は、上記チタン合金からなり、これにより上記課題を解決する。
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３％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、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置するβ－Ｔｉ相とを有し、さらにβ－Ｔｉ相がシリサイドを含有するので、クリープ変形を加速させる粒界が強化される。その結果、本発明のチタン合金は、このような特異な組織によってクリープ特性に優れる。耐酸化特性およびクリープ特性に優れる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０．００１℃／秒以上１０℃／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１０℃／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、本発明のチタン合金を製造できる。
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、チタン合金の組成ならびに組織制御により粒界を強化し、クリープ特性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、チタン合金の組成ならびに組織制御により粒界を強化し、クリープ特性を改善させることに成功した。
本発明のチタン合金は、質量％（ｍａｓｓ％）で
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３％以下、および、
シリコン（Ｓｉ）：０．１％以上１％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）、炭素（Ｃ）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、その粒界にシリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する。このような組織により粒界が強化され、クリープ特性が向上し得る。
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３％以下、および、
シリコン（Ｓｉ）：０．１％以上１％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）、炭素（Ｃ）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、その粒界にシリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する。このような組織により粒界が強化され、クリープ特性が向上し得る。
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、等軸α－Ｔｉ相に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虞がある。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。このことから、３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。３質量％を超えると耐酸化特性を低下させる虞がある。好ましくは、２．５質量％以下である。なお、Ｓｎを添加する場合は、０．３質量％以上であると特に等軸α－Ｔｉ相の安定化および強化の効果が大きい。
Ｓｉ：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、シリサイドは好ましくはＴｉ５Ｓｉ３相であり、これによりチタン合金を強化する。
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、例示的には以下のような組成がある。
本発明のチタン合金は、好ましくは、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３％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ってもよい。この場合も、上述した等軸α－Ｔｉ相と、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有する。
本発明のチタン合金は、好ましくは、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３％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ってもよい。この場合も、上述した等軸α－Ｔｉ相と、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有する。
あるいは、本発明のチタン合金は、好ましくは、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３％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．９％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなってもよい。この場合も、上述した等軸α－Ｔｉ相と、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有する。
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３％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．９％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなってもよい。この場合も、上述した等軸α－Ｔｉ相と、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有する。
あるいは、本発明のチタン合金は、好ましくは、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：０％以上２．５％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなってもよい。この場合も、上述した等軸α－Ｔｉ相と、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有する。
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：０％以上２．５％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなってもよい。この場合も、上述した等軸α－Ｔｉ相と、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有する。
本発明のチタン合金は、等軸α－Ｔｉ相とその粒界に位置するβ－Ｔｉ相とを有するが、等軸α－Ｔｉ相がβ－Ｔｉ相よりも多い。これにより、本発明のチタン合金は、優れた耐酸化特性およびクリープ特性を示す。好ましくは、β－Ｔｉ相は、等軸α－Ｔｉ相に対して、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、優れたクリープ特性を示す。より好ましくは、β－Ｔｉ相は、等軸α－Ｔｉ相に対して、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、なお好ましくは、１％以上１０％以下の範囲を満たす。なお、等軸α－Ｔｉ相およびβ－Ｔｉ相の割合は、例えば、Ｘ線回折測定によるＸＲＤパターンのピーク強度比や、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、５μｍ以上２００μｍ以下の範囲であり、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置するβ－Ｔｉ相の厚さ（β－Ｔｉ相の層の厚さに同じ）は、５０ｎｍ以上１０μｍ以下の範囲である。これにより、本発明のチタン合金は、優れたクリープ特性を示す。さらに好ましくは、等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１０μｍ以上２００μｍ以下の範囲であり、β－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上１０μｍ以下の範囲である。
なおさらに好ましくは、等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１０μｍ以上５０μｍ以下の範囲であり、β－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上２μｍ以下の範囲である。さらに好ましくは、等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１０μｍ以上４０μｍ以下の範囲であり、β－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β－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（例えば、３００個の等軸α－Ｔｉ相とその周囲に位置するβ－Ｔｉ相）を求めればよい。
シリサイドは、Ｔｉ５Ｓｉ３相であってもよい。シリサイドの粒径は、好ましくは、１ｎｍ以上５μｍ以下の範囲であり、さらに好ましくは、１ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であり、なおさらに好ましくは、１ｎｍ以上５００ｎｍ以下の範囲である。
β－Ｔｉ相に含有されるシリサイドの含有量は、特に制限はないが、例示的には、β－Ｔｉ相に対して、体積％で、０．０５％以上２０％以下、好ましくは、１％以上１０％以下の範囲である。ここでも、含有量は、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、上述したように、耐酸化特性およびクリープ特性（特に６００℃以上における）のバランスに優れるため、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３％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０．００１℃／秒以上１０℃／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相が消失してα相となり、室温では等軸α－Ｔｉ相の粒界にのみβ－Ｔｉ相が残留する。さらにβ－Ｔｉ相内にシリサイドが形成された組織となり本発明のチタン合金が得られる。好ましくは、加工材料を０．００１℃／秒以上５℃／秒以下、さらに好ましくは、０．１℃／秒以上１℃／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、時効処理を行ってもよい。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β－Ｔｉ相内にシリサイド（例えば、Ｔｉ５Ｓｉ３相）の析出が促進され、等軸α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相とが粒界をさらに強化し得る。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８］
例１～例８の合金試料は、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、Ｓｉ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９００℃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、９００℃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）。例６～例８の試料については、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８の合金試料は、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、Ｓｉ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９００℃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、９００℃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）。例６～例８の試料については、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８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８の試料の粉末Ｘ線回折測定を行ったところ、ＸＲＤパターンから等軸α－Ｔｉ相のピークが確認された。さらに、例１～例８の試料をＳＥＭにより観察した。観察結果を図２～図５に示す。
図２は、（ａ）例１および（ｂ）例２の試料の組織を示すＳＥＭ像である。
図３は、（ａ）例３、（ｂ）例４および（ｃ）例５の試料の組織を示すＳＥＭ像である。
図４は、（ａ）例６、（ｂ）例７および（ｃ）例８の試料の組織を示すＳＥＭ像である。
図５は、例６の試料のＥＤＳ元素マッピングの結果を示す図である。
図３は、（ａ）例３、（ｂ）例４および（ｃ）例５の試料の組織を示すＳＥＭ像である。
図４は、（ａ）例６、（ｂ）例７および（ｃ）例８の試料の組織を示すＳＥＭ像である。
図５は、例６の試料のＥＤＳ元素マッピングの結果を示す図である。
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相の周りに白いコントラストで示されるβ－Ｔｉ相の組織を有した。さらに、等軸α－Ｔｉ相の中に白い粒状の相が存在し、この白い粒状の相はシリサイドであった。一方、図１（ｂ）によれば、例２の試料は、等軸α－Ｔｉ相のみの組織を有した。
図３によれば、例３～例４の試料は、いずれも、板状の白いコントラストのβ－Ｔｉ相と黒いコントラストの等軸α－Ｔｉ相とが交互に生成する針状組織を有し、Ｓｉの含有量が増大するにつれて、白い粒状のシリサイドがより明確に析出した。特にＳｉを０．９質量％以上にすると、３μｍ以上の大きさを有するシリサイドの析出が確認され、これらは等軸α－Ｔｉ相、β－Ｔｉ相の両方に析出した。
図４によれば、例６～例８の試料は、いずれも、黒いコントラストで示される等軸α－Ｔｉ相と、その周りの粒界に白いコントラストで示されるβ－Ｔｉ相とを有する組織を示した。等軸α－Ｔｉ相に着目すると、図２および図３で見られた白い粒状のシリサイドは確認されなかった。
図５のＳｉの結果に着目すれば、例６の試料中、Ｓｉは、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置するβ－Ｔｉ相内で検出され、β－Ｔｉ相はシリサイドを含有していることが分かった。このシリサイドはＴｉ５Ｓｉ３相であった。ＥＤＳからシリサイドのβ－Ｔｉ相に対する含有量（体積％）は、３％と算出された。図示しないが、例７および例８の試料も同様の結果であった。また、図４では白い粒状のシリサイドが明確に確認されなかったことから、例６～例８の試料中のシリサイドの粒径は、１ｎｍ以上１μｍ以下の範囲であると推定される。
また、図４から、例６～例８の試料における、等軸α－Ｔｉ相の粒径、β－Ｔｉ相の厚さ、および、β－Ｔｉ相の等軸α－Ｔｉ相に対する割合を求めた。粒径は、３００個の等軸α－Ｔｉ相の粒子の平均を求め、β－Ｔｉ相の厚さ（β－Ｔｉ相の層の厚さ）は、３００個の等軸α－Ｔｉ相の周りの厚さの平均を求め、β－Ｔｉ相の割合は、等軸α－Ｔｉ相とβ－Ｔｉ相との面積比から算出した。
その結果、例６～例８の試料は、いずれも、３０μｍの粒径を有する等軸α－Ｔｉ相と５００ｎｍの厚さを有するβ－Ｔｉ相との組織を有しており、β－Ｔｉ相の割合は、５体積％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、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３％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り、等軸α－Ｔｉ相と、その粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する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、０．００１℃／秒以上１０℃／秒以下の範囲の冷却速度との組み合わせが、上述の組織を有するチタン合金の製造に有効であることが示された。
次に、例１および例６～例８の試料についてクリープ試験を行った。詳細には、各試料を、６００℃に加熱しながら１３７ＭＰａで応力を加え、８００時間後のひずみ量、ならびに、０．２％ひずみに到達する時間を測定した。なお、例１の試料は、４１０時間で破断した。結果を表２に示す。また、例１の試料については、クリープ試験後の組成分析をＥＤＳにより行った。結果を図６に示す。
図６は、クリープ試験後の例１の試料のＥＤＳ元素マッピングの結果を示す図である。
図６は、６００℃、１３７ＭＰａでクリープ試験後破断した後（４１０時間）の例１の試料の組織および組成を示す。図６によれば、ＳＥＭ像に示される白い粒状の相中にはＳｉおよびＺｒが濃縮しており、（Ｔｉ，Ｚｒ）５Ｓｉ３シリサイドであることが明らかとなった。また、図２（ａ）のＳＥＭ像（クリープ試験前であり、熱処理のみの例１の試料）と比較すると、白い粒状の相の析出は、クリープ試験中に促進され、主に等軸α－Ｔｉ相内に生成した。一方、粒界のβ－Ｔｉ相にはＮｂが濃縮し、Ａｌの濃度が低かった。このことからも、例１の試料では、シリサイドは、等軸α－Ｔｉ相に含有され、β－Ｔｉ相には含有されないことが分かる。
表２のひずみ量に着目すれば、例６～例８の試料は、４１０時間では破断することなく、クリープ試験後８００時間でのひずみ量は数％と小さく、クリープ寿命が大幅に伸びた。
さらに、表２の０．２％ひずみに達する時間に着目すれば、例６～例８の試料は、２０時間以上を要し、例１の試料のそれ（１．４時間）の１５倍以上であった。このことからも、所定の組成を有し、等軸α－Ｔｉ相と、その粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有するチタン合金である例６～例８の試料は、優れたクリープ特性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３％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り、等軸α－Ｔｉ相と、等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置するβ－Ｔｉ相とを有し、さらにβ－Ｔｉ相内にシリサイドが生成した組織を有するチタン合金は、粒界が強化され、６００℃以上の温度におけるクリープ特性に優れた材料であり、エンジン部品、タービン部材、耐熱性部材等に好適であることが示された。
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、耐酸化特性およびクリープ特性に優れるため、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 (19)
- 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３％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り、
等軸α－Ｔｉ相と、前記等軸α－Ｔｉ相の粒界に位置し、シリサイドを含有するβ－Ｔｉ相とを有する組織を有し、
前記β－Ｔｉ相は、前記等軸α－Ｔｉ相に対して、体積％で、０．５％以上２０％以下の範囲であり、
前記β－Ｔｉ相に含有されるシリサイドの含有量は、前記β－Ｔｉ相に対して、体積％で、０．０５％以上２０％以下の範囲である、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３％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．９％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなる、請求項１に記載のチタン合金。 - 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：０％以上２．５％以下、および、
Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下
を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物からなる、請求項１に記載のチタン合金。 - 前記β－Ｔｉ相は、前記等軸α－Ｔｉ相に対して、体積％で、１％以上１０％以下の範囲である、請求項１～３のいずれかに記載のチタン合金。
- 前記β－Ｔｉ相に含有されるシリサイドの含有量は、前記β－Ｔｉ相に対して、体積％で、１％以上１０％以下の範囲である、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、５μｍ以上２００μｍ以下の範囲であり、
前記β－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上１０μｍ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、１０μｍ以上５０μｍ以下の範囲であり、
前記β－Ｔｉ相の厚さは、５０ｎｍ以上２μｍ以下の範囲である、請求項６に記載のチタン合金。 - 前記等軸α－Ｔｉ相の粒径は、１０μｍ以上４０μｍ以下の範囲であり、
前記β－Ｔｉ相の厚さは、１００ｎｍ以上１μｍ以下の範囲である、請求項７に記載のチタン合金。 - 前記シリサイドの粒径は、１ｎｍ以上５μｍ以下の範囲である、請求項１～８のいずれかに記載のチタン合金。
- 前記シリサイドの粒径は、１ｎｍ以上１μｍ以下の範囲である、請求項９に記載のチタン合金。
- 前記シリサイドは、Ｔｉ５Ｓｉ３相である、請求項１～１０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１～１１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３％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である材料から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８００℃以上１１００℃以下の温度範囲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８００℃以上１１００℃以下の温度範囲において鍛造および／または圧延することと、
前記鍛造および／または圧延された加工材料を８００℃より大きく１１００℃以下の温度範囲において熱処理することと、
前記熱処理後の加工材料を０．００１℃／秒以上１０℃／秒以下の範囲の冷却速度で室温まで冷却することと
を包含する、請求項１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３０分以上１０時間以下の時間範囲で熱処理する、請求項１３に記載の製造方法。
- 前記冷却することは、前記加工材料を０．１℃／秒以上１℃／秒以下の範囲の冷却速度で冷却する、請求項１３または１４に記載の製造方法。
- 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１３～１５のいずれかに記載の製造方法。
- 前記時効処理をすることは、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１６に記載の製造方法。
- 前記時効処理をすることに続いて、水冷することをさらに包含する、請求項１７に記載の製造方法。
- 請求項１～１２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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