JP7430514B2 - 鋳造合金、母合金粉末の製造方法及び、鋳造合金の製造方法 - Google Patents
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Description
この発明は、粉末冶金法の原料作製等に用いられ得る鋳造合金、母合金粉末の製造方法、及び鋳造合金の製造方法に関するものである。
チタン合金は、軽量で優れた耐食性及び高い比強度を有する等といった理由から、航空宇宙機器用材料として広く利用されている。その他、チタン合金はさらに生体適合性を有し、医療機器用材料としても用いられる。
一方、チタン合金は成形加工性に難があり、溶解鋳造法により得た鋳塊を加工する方法では、最終形状を得るまでに多数の複雑な工程が必要になる。このことは、製造コストの増大を招く。また、チタン合金の溶解鋳造法では合金元素の偏析が生じやすく、用途によっては要求特性を満たすことが容易ではない場合がある。
一方、チタン合金は成形加工性に難があり、溶解鋳造法により得た鋳塊を加工する方法では、最終形状を得るまでに多数の複雑な工程が必要になる。このことは、製造コストの増大を招く。また、チタン合金の溶解鋳造法では合金元素の偏析が生じやすく、用途によっては要求特性を満たすことが容易ではない場合がある。
これに対し、近年は、素粉末混合法等の粉末冶金法が、比較的低コストで溶解鋳造法と同程度の機械的特性が得られること等から注目されている。粉末冶金法では一般に、所望の組成になるように調整した原料粉末を成形し、必要に応じて焼結等することが行われ、これにより容易にニアネットシェイプ製品が得られる。なお、製品の種類や用途等によっては、成形の後に焼結をせずに、当該成形体のまま流通することがある。
この種の粉末冶金法に用いる原料粉末に関し、特許文献１には、「Ｔｉ－５Ａｌ－２．５Ｆｅ組成の焼結合金用の母合金であって、ＡｌとＦｅの割合が目標比率を維持していて、使用にあたり配合が単純にでき、しかも粉砕性が良くて、１５０μｍ以下の粉末が容易に得られる母合金用の合金組成物を提供すること」を目的とし、「Ｔｉ：５～５０ｗｔ％、Ｆｅ：１１～３８ｗｔ％を含み、残部が不可避的不純物を含むＡｌから成ることを特徴とする焼結合金用母合金」が提案されている。
特許文献２は、「Ａｌ２０～８０原子％、Ｆｅ０．５～１０原子％および残部が実質的にＴｉからなることを特徴とする焼結性に優れたＴｉ－Ａｌ系金属間化合物粉末」を開示している。この「Ｔｉ－Ａｌ系金属間化合物粉末」によれば、「Ｔｉ－Ａｌ系金属間化合物粉末成形体の焼結時に現われる液相の範囲が低温側に広くなるので、低温での焼結によっても高い焼結密度を有する製品が得られ、さらに比較的粗い原料粉末を使用する場合にも、高い焼結密度が得られる。従って、Ｔｉ－Ａｌ系金属間化合物焼結体の機械的特性のみならず、耐熱性、対酸化性、耐磨耗性などをも大幅に改善することができる。」としている。
また特許文献２には、「Ａｌ２０～８０原子％、Ｆｅ０．５～１０原子％および残部が実質的にＴｉである組成になるように配合された原料粉末混合物を成形し、成形体を不活性雰囲気下で加熱して１１００～１４００℃の温度範囲で焼結を行なうことを特徴とする高密度Ｔｉ－Ａｌ系金属間化合物焼結体の製造方法」が記載されている。
また特許文献２には、「Ａｌ２０～８０原子％、Ｆｅ０．５～１０原子％および残部が実質的にＴｉである組成になるように配合された原料粉末混合物を成形し、成形体を不活性雰囲気下で加熱して１１００～１４００℃の温度範囲で焼結を行なうことを特徴とする高密度Ｔｉ－Ａｌ系金属間化合物焼結体の製造方法」が記載されている。
ところで、特許文献１及び２にも記載されているような、Ａｌ及びＦｅを含有するチタン合金は、いわゆるユビキタス元素を合金元素とするので、低コストで製品の製造が可能である。したがって、所要の特性を損なうことなしに、そのようなＴｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金の製品を粉末冶金法により製造できれば、製造コストの更なる低減を実現できる。なお特に、５質量％程度のＡｌ及び１質量％程度のＦｅを含有するＴｉ－５Ａｌ－１Ｆｅ合金や、５質量％程度のＡｌ及び２質量％程度のＦｅを含有するＴｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ合金は、Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金とほぼ同レベルの機械的特性を有することから有望と考えられる。
このような状況の下、粉末冶金法によるＴｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金製品の製造技術を確立させることが望ましい。
このような状況の下、粉末冶金法によるＴｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金製品の製造技術を確立させることが望ましい。
Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金の粉末冶金法では、原料粉末として、純Ｔｉ粉末、Ａｌ粉末、Ｆｅ粉末等の合金元素粉末や、Ｔｉ－Ａｌ母合金粉末、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ母合金粉末等の母合金粉末を用いることができるが、なかでも、三元素を含むＴｉ－Ａｌ－Ｆｅ母合金粉末を用いることが、焼結後のＡｌやＦｅの偏析を抑制する観点から好ましい。
かかるＴｉ－Ａｌ－Ｆｅ母合金粉末は、溶解鋳造によるインゴット等の鋳造合金を粉砕することにより作製できる。しかしながら、一般にＴｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金は粉砕性に乏しいものもあることから、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ母合金粉末の効率的な微細化は困難であった。
ここで、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金の粉末冶金法でＡｌ及びＦｅの偏析を抑制してそれらの合金成分を均一に拡散させるため、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ母合金粉末の作製時には鋳造合金を適切に微細に粉砕することが望まれる。粗粒の母合金粉末を使用した場合は圧粉体の密度が向上しにくいのみならず、ＡｌとＦｅの分散が不十分となった場合、結果として偏析に近い状態が生じうるからである。
ここで、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金の粉末冶金法でＡｌ及びＦｅの偏析を抑制してそれらの合金成分を均一に拡散させるため、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ母合金粉末の作製時には鋳造合金を適切に微細に粉砕することが望まれる。粗粒の母合金粉末を使用した場合は圧粉体の密度が向上しにくいのみならず、ＡｌとＦｅの分散が不十分となった場合、結果として偏析に近い状態が生じうるからである。
特許文献１及び２のいずれも、母合金粉末を作製するために粉砕に供される鋳造合金の粉砕性について十分な検討がなされていない。なお、特許文献２では、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金粉末を得るため、所定の粉末を溶解した後にアトマイズを行っており、比較的高価であるアトマイズ装置が必要になることもあってコストの増大が否めない。
この発明の目的は、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金の粉末冶金法の原料粉末の作製に良好に用いることができる鋳造合金、母合金粉末の製造方法及び、鋳造合金の製造方法を提供することにある。
発明者は鋭意検討の結果、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含む化合物によるＬ１2相をある程度含む鋳造合金であれば良好な粉砕性を有すること、及び、そのような鋳造合金を粉砕すれば微細な母合金粉末が得られやすくなることの新たな知見を得た。また、そのような鋳造合金は、原料に対して溶解鋳造を行って得られる合金塊を、所定の温度に加熱した後に急冷することで製造できることを見出した。
この発明の鋳造合金は、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含有し、Ｔｉの含有量が２５質量％～４５質量％、Ａｌの含有量が２５質量％～６８質量％、Ｆｅの含有量が７質量％～２０質量％であって、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量が９０質量％以上であり、ＳＥＭの分析による断面観察で、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含む化合物で形成されるＬ１2相についての面積比が０．２７５以下であるというものである。
上記の鋳造合金は、Ａｌの含有量とＦｅの含有量が、質量比でＡｌ：Ｆｅ＝５．０：０．５～５．０：３．０を満たすことが好ましい。
この発明の母合金粉末の製造方法は、上記のいずれかの鋳造合金を粉砕する粉砕工程を含むものである。
この発明の鋳造合金の製造方法は、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含有し、Ｔｉの含有量が２５質量％～４５質量％、Ａｌの含有量が２５質量％～６８質量％、Ｆｅの含有量が７質量％～２０質量％であって、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量が９０質量％以上である鋳造合金を製造する方法であって、原料を溶解し、鋳造して合金塊を得る溶解鋳造工程と、前記合金塊を１０００℃～１２００℃に加熱する加熱工程と、前記加熱工程で加熱した前記合金塊を５０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する急冷工程とを含むものである。
上記の鋳造合金の製造方法では、前記急冷工程で、水冷により前記合金塊を冷却することが好適である。
また、上記の鋳造合金の製造方法では、前記鋳造合金のＡｌの含有量とＦｅの含有量が、質量比でＡｌ：Ｆｅ＝５．０：０．５～５．０：３．０を満たすことが好ましい。
この発明の母合金粉末の製造方法は、上記のいずれかの鋳造合金の製造方法の前記急冷工程で得られる鋳造合金を粉砕する粉砕工程を含むものである。
この発明によれば、鋳造合金を、Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金の粉末冶金法の原料粉末の作製に良好に用いることができる。
以下に、この発明の実施の形態について詳細に説明する。
（鋳造合金）
この発明の一の実施形態の鋳造合金は、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含有し、Ｔｉの含有量が２５質量％～４５質量％、Ａｌの含有量が２５質量％～６８質量％、Ｆｅの含有量が７質量％～２０質量％であって、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量が９０質量％以上であり、ＳＥＭの分析による断面観察で、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含む化合物で形成されるＬ１2相についての面積比が０．２７５以下であるというものである。
（鋳造合金）
この発明の一の実施形態の鋳造合金は、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含有し、Ｔｉの含有量が２５質量％～４５質量％、Ａｌの含有量が２５質量％～６８質量％、Ｆｅの含有量が７質量％～２０質量％であって、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量が９０質量％以上であり、ＳＥＭの分析による断面観察で、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含む化合物で形成されるＬ１2相についての面積比が０．２７５以下であるというものである。
鋳造合金の組成として、Ｔｉの含有量は２５質量％～４５質量％であり、Ａｌの含有量が２５質量％～６８質量％であり、Ｆｅの含有量は７質量％～２０質量％であることが好ましい。但し、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、１００質量％以下であることを前提とする。また、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、９０質量％以上とする。したがって、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、９０質量％～１００質量％である。なお、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、９５質量％以上としてよく、９９質量％以上としてよい。
Ｔｉ含有量、Ａｌ含有量、及びＦｅ含有量がそれぞれ上記の範囲内であれば、後述するようにＬ１2相についての面積比の値が低くなって（すなわちＬ１2相の面積が大きくなって）粉砕性が大きく向上し得る傾向がある。
より詳細には、Ｔｉ含有量を２５質量％以上とすることにより、延性に富むＡｌをある程度少なくすることができて、鋳造合金の粉砕性が向上する。また、Ｔｉ含有量を４５質量％以下とすることにより、粉砕が困難なＴｉ、Ａｌ系化合物の生成を抑えて、優れた粉砕性を実現することができる。
また、Ｆｅ含有量を２０質量％以下にすることにより、粉砕性を悪化させるＴｉ2Ａｌ3Ｆｅが多量にあらわれることを抑制することができる。Ｆｅ含有量を７質量％以上にすることにより、粉砕性を悪化させるＴｉＡｌが多量にあらわれることを抑制することができる。
より詳細には、Ｔｉ含有量を２５質量％以上とすることにより、延性に富むＡｌをある程度少なくすることができて、鋳造合金の粉砕性が向上する。また、Ｔｉ含有量を４５質量％以下とすることにより、粉砕が困難なＴｉ、Ａｌ系化合物の生成を抑えて、優れた粉砕性を実現することができる。
また、Ｆｅ含有量を２０質量％以下にすることにより、粉砕性を悪化させるＴｉ2Ａｌ3Ｆｅが多量にあらわれることを抑制することができる。Ｆｅ含有量を７質量％以上にすることにより、粉砕性を悪化させるＴｉＡｌが多量にあらわれることを抑制することができる。
このような観点から、Ｔｉ含有量は、より好ましくは３０質量％～４２質量％とする。また好ましくは、Ｔｉの含有量は、３２質量％以上である。Ｆｅ含有量は、より好ましくは８質量％～１９質量％とする。また好ましくは、Ｆｅ含有量が１５質量％以下である。
なお、鋳造合金のＡｌ含有量は、２５質量％～６８質量％、好ましくは４５質量％～５５質量％とすることができる。
Ｌ１2相の面積を大きくするとの観点から、鋳造合金中のＡｌの含有量とＦｅの含有量とは、質量比でＡｌ：Ｆｅ＝５．０：０．５～５．０：３．０を満たすことが好ましい。Ａｌ含有量に対してＦｅの含有量を少なくし過ぎないことにより、Ａｌ又はＴｉＡｌによる粉砕性の悪化を抑制することができる。また、Ａｌ含有量に対してＦｅの含有量を多くし過ぎないことにより、Ｌ１2相の減少を抑えて、粉砕性をさらに良好に高めることができる。
鋳造合金には、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅ以外の元素として、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＺｎからなる群から選択される少なくとも一種を含むことがある。当該少なくとも一種は、Ｌ１2相に含まれる場合がある。これらの元素の含有量は、好ましくは１０質量％以下、より好ましくは５質量％以下、さらに好ましくは１質量％以下である。
また鋳造合金には、不可避的不純物として、Ｃｕ及びＯからなる群から選択される少なくとも一種の元素が含まれることがある。なお、Ｃｕは、たとえば溶解で使用する水冷るつぼの材質等に由来して、鋳造合金に含まれることがある。このような不可避的不純物を含む場合、当該不可避的不純物の含有量は、複数種を含む場合はそれらの合計で、たとえば０．０１質量％～０．２質量％、典型的には０．０５質量％～０．３質量％である。
鋳造合金には、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含む化合物で形成されるＬ１2相が含まれる。このＬ１2相は、典型的にはＴｉＡｌ(3-x)Ｆｅxで表される化合物であり、ここでｘは、０．１≦ｘ≦０．４の関係を満たす。Ｌ１2相は、鋳造合金の破砕性の向上に寄与するものであり、Ｌ１2相がある程度多く含まれる鋳造合金を破砕することにより、微細なＴｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金である母合金粉末が得られやすくなる。その理由は必ずしも明確ではないが、Ｌ１2相の多くを占めるＴｉＡｌ(3-x)Ｆｅx（０．１≦ｘ≦０．４）が、非常に脆性の高いＴｉＡｌ3中のＡｌの一部がＦｅに置換されたものであると考えられ、ＴｉＡｌ3と同程度の脆性を有することによるものと考えられる。但し、この発明は、このような理由に限定されるものではない。
具体的には、鋳造合金の断面をＳＥＭで観察した場合、鋳造合金は、Ｌ１2相についての面積比が０．２７５以下であるものとする。Ｌ１2相についての面積比が０．２７５以下である鋳造合金は優れた粉砕性を有し、微細な母合金粉末の製造に適したものになる。言い換えれば、Ｌ１2相についての面積比がこれよりも大きい場合、鋳造合金の粉砕性が十分に向上せず、母合金粉末を十分に微細なものとすることができない。この観点から、鋳造合金のＬ１2相についての面積比は、０．１３０以下、さらに０．０５０以下であることが好ましい。なお、Ｌ１2相についての面積比は、０．０００以上となる。
鋳造合金の断面におけるＬ１2相についての面積比は、具体的には次のようにして算出する。鋳造合金の断面の一部について、ＳＥＭで倍率が５００倍の画像（ＣＯＭＰ像）を撮影する。この画像は、例えば日本電子株式会社製ＪＸＡ－８１００により取得する。なお、ＣＯＭＰ像（反射電子像）は、試料の平均原子番号の差（組成の違い）を示す像であって、重いものほど白く、軽いものほど黒く映る。たとえば、ポアないしボイドやゴミは軽いので黒くなり、Ｆｅを多量に含む相は相対的に重いので白くなる。この画像をＨＴＭＬ基本１６色に変換して色数を減らし、該画像の１ピクセル毎の明度を、ＲＧＢカラーモデルにて数値化する。すなわち、「明度＝Ｒ＊０．２９９＋Ｇ＊０．５８７＋Ｂ＊０．１１４」により明度を求める。
ここで、当該変換処理では、白色から黒色までの色は１６色中４色（ＲＧＢの０００（黒）、１２８１２８１２８、１９２１９２１９２、２５５２５５２５５（白））しかないので、実質的には４色に変換していることになる。なお、それらの４色の閾値はそれぞれ、６６６６６６、１７８１７８１７８、２２５２２５２２５である。ＲＧＢの０００（黒）はボイド又はゴミ等とみなし、１２８１２８１２８及び１９２１９２１９２をＬ１2相の黒色とし、２５５２５５２５５（白）をそれ以外の相の白色とする。そして、黒色のピクセル数に対する白色のピクセル数の比（白色／黒色）を計算する。なお、明度の数値が５０以下の範囲はポア等とみなして、上記の白色／黒色の算出に用いない。この画像分析を鋳造合金の断面の異なる５箇所について行い、それらの５箇所で白色／黒色の計算値の平均を算出し、この平均値を上述したＬ１2相についての面積比とする。
ここで、当該変換処理では、白色から黒色までの色は１６色中４色（ＲＧＢの０００（黒）、１２８１２８１２８、１９２１９２１９２、２５５２５５２５５（白））しかないので、実質的には４色に変換していることになる。なお、それらの４色の閾値はそれぞれ、６６６６６６、１７８１７８１７８、２２５２２５２２５である。ＲＧＢの０００（黒）はボイド又はゴミ等とみなし、１２８１２８１２８及び１９２１９２１９２をＬ１2相の黒色とし、２５５２５５２５５（白）をそれ以外の相の白色とする。そして、黒色のピクセル数に対する白色のピクセル数の比（白色／黒色）を計算する。なお、明度の数値が５０以下の範囲はポア等とみなして、上記の白色／黒色の算出に用いない。この画像分析を鋳造合金の断面の異なる５箇所について行い、それらの５箇所で白色／黒色の計算値の平均を算出し、この平均値を上述したＬ１2相についての面積比とする。
なお、仮にＬ１2相がＴｉＡｌ(3-x)Ｆｅx（０．１≦ｘ０．４）で表される化合物を含む場合、Ｌ１2相が当該化合物を含むことは、Ｘ線回折法により確認することができる。具体的には、鋳造合金から採取したサンプルから、Ｘ線回折結果であるＸ線回折プロファイルを得る。そして、Ｘ線回折プロファイルに、Ｋα２線に起因するピークの除去等の所要の処理を施す。その後、ＩＣＤＤ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｅｎｔｒｅ ｆｏｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｄａｔａ）のＰＤＦ（Ｐｏｗｄｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｆｉｌｅ）に基いて、２θ＝３９．３００°～３９．６５０°の範囲内で、ＴｉＡｌ(3-x)Ｆｅx｛１１１｝面の検出ピークの有無を確認する。
（鋳造合金の製造方法）
上述したような鋳造合金を製造する方法の一例には、たとえば、原料を溶解して鋳造し、合金塊を得る溶解鋳造工程と、その合金塊を１０００℃～１２００℃、好ましくは１１００℃～１２００℃に加熱する加熱工程と、加熱工程で加熱した前記合金塊を５０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する急冷工程とが含まれる。
上述したような鋳造合金を製造する方法の一例には、たとえば、原料を溶解して鋳造し、合金塊を得る溶解鋳造工程と、その合金塊を１０００℃～１２００℃、好ましくは１１００℃～１２００℃に加熱する加熱工程と、加熱工程で加熱した前記合金塊を５０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する急冷工程とが含まれる。
溶解鋳造工程では、アーク溶解炉等の適切な溶解炉を用いて、所定の組成になるように配合したＴｉ、Ａｌ及びＦｅのそれぞれの純金属原料を溶解することができる。
所定の組成は、上述の通りであって、Ｔｉの含有量が２５質量％～４５質量％、Ａｌの含有量が２５質量％～６８質量％であり、Ｆｅの含有量が７質量％～２０質量％とする。但し、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、１００質量％以下であることを前提とする。また、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、９０質量％以上とする。なお、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、９５質量％以上としてよく、９９質量％以上としてよい。Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅ以外の元素として、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＺｎからなる群から選択される少なくとも一種を含むことがあることも上述のとおりである。この組成としつつ、後述の加熱工程及び冷却工程を行うことにより、断面観察におけるＬ１2相の面積を良好に増大させることができる。
所定の組成は、上述の通りであって、Ｔｉの含有量が２５質量％～４５質量％、Ａｌの含有量が２５質量％～６８質量％であり、Ｆｅの含有量が７質量％～２０質量％とする。但し、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、１００質量％以下であることを前提とする。また、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、９０質量％以上とする。なお、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの合計含有量は、９５質量％以上としてよく、９９質量％以上としてよい。Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅ以外の元素として、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＺｎからなる群から選択される少なくとも一種を含むことがあることも上述のとおりである。この組成としつつ、後述の加熱工程及び冷却工程を行うことにより、断面観察におけるＬ１2相の面積を良好に増大させることができる。
また溶解鋳造工程では、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅのそれぞれの純金属原料を、比重の軽い純金属原料から順番に層状に溶解炉に配置することが望ましい。具体的には、下側から順に純Ａｌ原料、純Ｔｉ原料及び純Ｆｅ原料を配置する。これにより、溶湯中の成分分離を抑制することができる。
そしてまた、鋳造合金での偏析を防止するため、所定の溶解処理後にインゴットを上下反転して再度溶解処理を行うといったような、インゴットを反転させる複数回の溶解処理を行うことが好ましい。複数回以上、たとえば三回以上の溶解を行うことにより、より均質な組成のインゴットとなる。
そしてまた、鋳造合金での偏析を防止するため、所定の溶解処理後にインゴットを上下反転して再度溶解処理を行うといったような、インゴットを反転させる複数回の溶解処理を行うことが好ましい。複数回以上、たとえば三回以上の溶解を行うことにより、より均質な組成のインゴットとなる。
加熱工程では、上記の溶解鋳造工程で得られて一旦冷えた合金塊を再度加熱し、１０００℃～１２００℃の温度にする。この加熱温度が低すぎると、Ｌ１2以外の相が多くあらわれることで粉砕性が悪化することが懸念される。一方、加熱温度が高すぎると、１２５０℃程度で液相が現れるため、適切な熱処理ではなくなる可能性がある。上記の温度を保持する時間は、たとえば３０分～１４４０分、好ましくは１２０分～３００分とすることができる。保持時間をある程度長くすることにより、均質にＬ１2があらわれる。保持時間を長くし過ぎないことにより、熱処理にかかる費用が減る。
その後、加熱工程で加熱した前記合金塊を５０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する急冷工程を行うことが重要である。急冷工程により、加熱工程で生成させたＬ１2相を多く残したままの冷却となり、製造される鋳造合金のＬ１2相についての面積比の値を上述したように小さくすることができると考えられる。但し、このような理論に限定されるものではない。
急冷工程での冷却は、水冷、油冷又は空冷等の種々の手法により行うことができるが、水による冷却である水冷が、上記の冷却速度を実現しつつ簡便に行い得る点で好ましい。
溶解鋳造工程、加熱工程及び急冷工程の各工程を経ることにより、先述したようなＬ１2相についての面積比の値が小さい鋳造合金を製造することができる。
（母合金粉末の製造方法）
上述したＬ１2相についての面積比が０．２７５以下である鋳造合金、又は、上述した鋳造合金の製造方法により製造された鋳造合金に対しては、粉砕工程を行うことができる。粉砕工程では、当該鋳造合金を粉砕して、母合金粉末とする。なお、粉末の製造にはアトマイズ法もあるが、この実施形態では、粉砕という簡易な処理にて、高価な装置を使用することなしに、母合金粉末を製造することができる。
上述したＬ１2相についての面積比が０．２７５以下である鋳造合金、又は、上述した鋳造合金の製造方法により製造された鋳造合金に対しては、粉砕工程を行うことができる。粉砕工程では、当該鋳造合金を粉砕して、母合金粉末とする。なお、粉末の製造にはアトマイズ法もあるが、この実施形態では、粉砕という簡易な処理にて、高価な装置を使用することなしに、母合金粉末を製造することができる。
粉砕工程では、種々の粉砕方法を採用可能である。粉砕方法として具体的には、たとえば、ボールミル又は破砕ローターを使用することや、高圧ガスの噴出による粒子同士の衝突を利用すること等を挙げることができる。
粉末冶金法で母合金粉末を用いる場合、偏析の抑制及び密度の向上等の観点から、母合金粉末は微細なものであることが好ましい。
微細な母合金粉末を得るため、必要に応じて、粉砕工程後に、粒径の小さいものを得るための分級工程を行うことができる。分級工程では、気流による乾式分級が可能であり、また篩を用いる篩別でもよい。なお、この分級工程で篩により篩別する場合、目開きの異なる複数の篩を用いた複数段階の篩別を行うこととしてもよい。
微細な母合金粉末を得るため、必要に応じて、粉砕工程後に、粒径の小さいものを得るための分級工程を行うことができる。分級工程では、気流による乾式分級が可能であり、また篩を用いる篩別でもよい。なお、この分級工程で篩により篩別する場合、目開きの異なる複数の篩を用いた複数段階の篩別を行うこととしてもよい。
これにより製造される母合金粉末は、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含有するものである。例えば、断面におけるＬ１2相についての面積比の値が小さい鋳造合金を用いたことにより、上記の粉砕工程及び分級工程等を経て得られる母合金粉末は微細なものになる。このような母合金粉末は、粉末冶金法によるＴｉ－５Ａｌ－１Ｆｅ合金やＴｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ合金等のチタン合金の製造に好適に用いることができる。
母合金粉末の粒子サイズは、１５０μｍ以下であることが好ましい。例えば、１５０μｍ角のメッシュ篩を使用して分級し、篩下を回収することで粒子サイズ１５０μｍ以下の母合金粉末を得ることができる。このような微細な母合金粉末は、それを用いて粉末冶金法により製造した製品でのＡｌ及びＦｅの偏析を抑制し、それらをＴｉ中に十分に拡散させることをもたらすからである。
上述した母合金粉末は、必要に応じて、純チタン粉末及び／又はＡｌ、Ｆｅ以外の合金元素からなる粉末等と混合させ、粉末冶金法による所定のチタン合金の製造等に好適に用いることができる。このチタン合金には、Ｔｉ－５Ａｌ－１Ｆｅ合金及び、Ｔｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ合金の他、Ｔｉ－５Ａｌ－１Ｆｅ－ｘ合金、Ｔｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ－ｘ合金のような、５ｍａｓｓ％Ａｌ及び、１ｍａｓｓ％Ｆｅもしくは２ｍａｓｓ％Ｆｅを含有するとともに、さらに第３、第４の合金成分を含むチタン合金も含まれる。ここで、Ａｌ、Ｆｅ以外の元素からなる粉末とは、一般的なチタン合金に用いられる合金元素、例えば、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、またはセラミック粉末、もしくは対象成分同士の母合金粉末を指すが、上記元素に限定されるものではない。
次に、この発明を試験的に実施し、その効果を確認したので以下に説明する。但し、ここでの説明は単なる例示を目的としたものであり、それに限定されることを意図するものではない。
純Ｔｉ原料、純Ａｌ原料及び、純Ｆｅ原料を、電子天秤を用いて所定の量に秤量した後、アーク溶解炉を用いて三回の溶解鋳造を行って、５０ｇのボタンインゴット（合金塊）を得た。このボタンインゴットを１１５０℃に加熱し、その温度を２時間にわたって保持した後に、水冷により５０℃／ｍｉｎ以上の速度で急冷した。これにより、実施例１～３及び比較例１～４の各鋳造合金を作製した。
実施例１～３及び比較例１～４の鋳造合金は、表１に示すように、組成が異なるものである。比較例２～４は、組成が異なること並びに、加熱及び急冷を行っていないことを除いて、実施例１と同様にして鋳造合金を作製した。Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅの含有量は、株式会社日立ハイテクサイエンス社製のＳＰＳ－３１００を用いて、誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＯＥＳ）により測定した。
実施例１～３及び比較例１～４の各鋳造合金に対して、先述したように、ＳＥＭによる断面観察（ボタンインゴットの厚さ方向における深さ１／４位置の断面観察）を行い、Ｌ１2相についての面積比を算出した。その結果を表１に示す。
なお、実施例１～３及び比較例１の鋳造合金のそれぞれについて、色数を減らす変換前（ＣＯＭＰ像）と変換後に得られた断面のＣＯＭＰ像を、図１～４にそれぞれ示す。さらに、変換後の画像に基づき求めた各明度範囲におけるピクセル数の割合を示すグラフを図５～８にそれぞれ示す。
なお、実施例１～３及び比較例１の鋳造合金のそれぞれについて、色数を減らす変換前（ＣＯＭＰ像）と変換後に得られた断面のＣＯＭＰ像を、図１～４にそれぞれ示す。さらに、変換後の画像に基づき求めた各明度範囲におけるピクセル数の割合を示すグラフを図５～８にそれぞれ示す。
上記の実施例１～３及び比較例１～４の各鋳造合金の粉砕性を確認する試験を行った。ここでは、鋳造合金をハンマーで粗く砕いた後、２０ｔプレスで３ｍｍ以下に粉砕し、粗破砕粉を得た。次いで、ボールミルとして、容器に直径１０ｍｍのＳＵＳ製ボール約１０ｋｇと粗粉砕粉を入れ、８４ｒｐｍ、２０ｈの条件で粉砕した。粉砕後、粉末を取り出し、１５０μｍメッシュで篩い、１５０μｍメッシュの篩下となる粉体を回収した。これにより計測された１５０μｍの篩下質量を投入質量で割った割合（〔１５０μｍの篩下質量／粗粉砕粉質量〕×１００）を歩留まりとした。その結果を表１に示す。歩留まりが３０％以上であれば、歩留まりが良好であると判断する。
粉砕性の試験結果より、実施例１～３はいずれも歩留まりが良好であった。一方、比較例１～４は、歩留まりが低い結果となった。これは、比較例１～４では鋳造合金の断面のＬ１2相についての面積比の値が大きかったことによるものと考えられる。
以上より、この発明によれば、粉砕性に優れた鋳造合金が得られることが解かった。このような鋳造合金はＴｉ－Ａｌ－Ｆｅ合金の粉末冶金法の原料粉末の作製に良好に用いることができる。
Claims (9)
- Ｔｉ、Ａｌ、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる母合金粉末製造用の鋳造合金であって、
Ｔｉの含有量が２５質量％～４５質量％、Ａｌの含有量が２５質量％～６８質量％、Ｆｅの含有量が７質量％～２０質量％であり、
Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅを含む化合物で形成されるＬ１ 2 相を含み、
ＳＥＭの分析による断面観察で、前記Ｌ１2相についての面積比が０．２７５以下である鋳造合金。 - Ａｌの含有量とＦｅの含有量が、質量比でＡｌ：Ｆｅ＝５．０：０．５～５．０：３．０を満たす、請求項１に記載の鋳造合金。
- 前記Ｌ１ 2 相についての面積比が０．０１６以上である請求項１又は２に記載の鋳造合金。
- 母合金粉末を製造する方法であって、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋳造合金を粉砕する粉砕工程を含む、母合金粉末の製造方法。
- 請求項１～３のいずれか一項に記載の鋳造合金を製造する方法であって、
原料を溶解し、鋳造して合金塊を得る溶解鋳造工程と、前記合金塊を１０００℃～１２００℃に加熱する加熱工程と、前記加熱工程で加熱した前記合金塊を５０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する急冷工程とを含む、鋳造合金の製造方法。 - 前記急冷工程で、水冷により前記合金塊を冷却する、請求項５に記載の鋳造合金の製造方法。
- 前記鋳造合金のＡｌの含有量とＦｅの含有量が、質量比でＡｌ：Ｆｅ＝５．０：０．５～５．０：３．０を満たす、請求項５又は６に記載の鋳造合金の製造方法。
- 前記溶解鋳造工程で、Ｔｉ、Ａｌ及びＦｅのそれぞれの純金属原料を、比重の軽い純金属原料から順番に層状に溶解炉に配置する、請求項５～７のいずれか一項に記載の鋳造合金の製造方法。
- 母合金粉末を製造する方法であって、請求項５～８のいずれか一項に記載の鋳造合金の製造方法の前記急冷工程で得られる鋳造合金を粉砕する粉砕工程を含む、母合金粉末の製造方法。
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