JPH03226538A - ＴｉＡｌ基耐熱合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、耐熱性（高温強度、耐高温酸化特性）および
、構造材料として必要な常温における破壊靭性に優れ、
高温にて使用されるガスタービン部材や６動車用・航空
機用エンジン部材として好適な金属間化合物Ｔ　ｉ　Ａ
ｌ基耐熱合金及びその製造方法に関する。

［従来技術］ ＴｉとＡｇとの間に形成される金属間化合物ＴｉＡＲは
、軽量である上に、優れた耐熱性を有するため、Ｎｉ基
超超合金セラミックスに代わる耐熱材料として実用化が
期待されている。しかしながら、この金属間化合物は構
造材料としての特性バランスが、これらの競合材料と比
較して、必ずしも勝っておらず、この点がこの材料の実
用化を妨げてきた。

即ち、Ｎｉ基超超合金比較すると、■比重は小さいもの
の、高温における比強度が必ずしも十分ではない二と、
■高温における耐高温酸化特性が十分ではないこと、■
常温において脆いこと、■セラミックスと比較すると、
脆さの点では勝るものの、耐高温酸化特性や比強度では
劣ることが挙げられる。

比重がＮｉ基超超合金りも大幅に小さいという有利な特
性を有するＴ　ｉ　Ａｌ系材料を実用化するためには、
７；＆温における比強度や耐高温酸化特性をＮｉ基超超
合金以上向上させ、かつ常温における脆さを改善して、
耐熱構造材料としての特性をバランス良く上昇させるこ
とが必要不可欠である。

Ｔ　ｉ　Ａｌの特性改善に関しては、これまでにも多く
の報告がなされている。例えば、米国特許４．２９４，
６１５号では、Ｔ　Ｅ　Ａｌ基合金の常温延性、および
クリープ特性に及ぼす合金元素の影響について検討して
おり、３１乃至３６重量％Ａｌに０，７乃至２重量％Ｖ
の添加によって常温延性と高温強度のバランスが良好に
なり、更にＣを添加することにより、常温延性を犠牲に
はするものの、高温強度が著しく向上することなどが記
載されている。また、特公昭５９−５８１号では、Ｔｉ
：ＡＮの比が重量比で６６：、３４乃至４０　：　６０
のＴ　ｉ　Ａｌを基とするものに、０．５乃至５０重量
％のＡｇを添加することにより延性が著しく改善される
こと、特公昭６２−２１５号では、３０乃至３６重量％
Ａｌに、０．１乃至５重量％のＭｎを添加することによ
って、常温延性が上昇することが報告されている。さら
に、特開昭６３−１１１１５２号には、Ｓｉの添加が耐
？ｇＪ温酸化特性の改善に効果があること、特開昭６３
−１１４９３０号には、ＳｔやＢの添加によって粉末焼
結材の高強度化および延性改善の効果があり、希土類元
素の添加により耐高温酸化特性の改善効果があること、
特開昭６３−１２５６３４号にはＢの添加が延性改善に
効果があり、塑性加工が容易になること、特開平１４２
５３９号には、Ｃｒ、Ｆｅの一種類以上の添加、及びそ
れに加えてＭｎ、Ａｇ、Ｖの一種類以上の添加によって
熱間加工性が改善され、１１５０℃・２５％の熱間圧延
が可能となること、特開平１−７９３３５号にはＮｉ、
Ｓｉ、Ｂの添加により常温強度と高温延性が改善される
こと、特開平１−２５５６３２号には、Ｙ、Ｒｅの添加
とそれに加えてＳｉ、Ｃの一種類以上、及び（又は）Ｃ
ｒ、Ｔａ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗ、Ｎｂ。

Ｖ、Ｍｎ、Ｚ　ｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｆ　ｅのうち一種類以
上の添加により常温靭性（しかし、実施例には引張の伸
びの記載しかなく、延性である）が改善されること、特
開平１−２５９１３９号には、Ｃｒ添加およびそれに加
えてＹ、Ｒｅ、Ｃ，Ｓｔ。

Ｂのうちの一種類以上の添加により、耐高温酸化性、常
温強度、常温延性が改善されること、特開平１−２８７
２４３号にはＭｎ、Ｎｂの添加により耐高温酸化性、常
温延性が改善され、高温強度を失わないこと、特開平１
−２９８１２７号には、３０乃至３６重量　％　Ａ　（
Ｉに０．５〜１５重量％Ｎｂを添加し、あるいはそれに
加えてＢ、Ｃ。

Ｓｉの一種類以上を０．０１乃至０．５重量％添加する
こと、又は０．１乃至４重量％Ｃｒを添加し、あるいは
それに加えてＢ、Ｃ，Ｓｉの一種類以上を０．０１乃至
０．５重量％添加すること、又は０．１乃至６重量％の
Ｍｏを添加し、あるいはそれに加えてＢ、Ｃ，Ｓｔの一
種類以上を０．０１乃至０．５重量％添加することによ
って、常温延性と高温強度が改善されることなどがそれ
ぞれ記載されている。

［発明が解決しようとする課題］ ところで、すでに触れたように、この材料を実用化する
ためには、高温における比強度や耐高温酸化特性をＮｉ
基超超合金以上向上させかつ常温における脆さを改善し
て、耐熱構造材料としての特性をバランス良く上昇させ
ることが必要不可欠であり、これらの特性を総合的に向
上させなければならない。また、Ｔ　ｉ　ＡＭのような
、いわゆる脆性材料の材料評価法として重要なのは、材
料中に欠陥が存在し、それが不安定破壊に至る際の至り
にくさを表わすパラメー、夕である「破壊靭性」であっ
て、試験材中に欠陥が存在しないことを仮定した「延性
」はあまり大きな意味を持たない。

延性と破壊靭性とは一対一に対応するものではない。

このように、この材料を天川化するためには、比重が小
さいという特性を損なわずに、常温破壊靭性、高温強度
、耐高温酸化特性をバランス良く改善する二とが必要不
可欠であるにもかかわらず、上述した従来技術の中では
、二のような観点から発明・報告された例は見られない
。

また、耐熱構造材料である以上、高温における使用中の
組織変化は、使用中の寸法変化、材質変化とも関連して
非常に重要な問題である。また、材料中の不均一や残留
応力の存在も、機械的性質に支障を来したり、あるいは
使用中の形状変化の原因になりかねない。さらに、もし
材料中に鋳造欠陥等の欠陥が存在した場合には、機械的
特性値が低下して、構造材料として致命傷となる可能性
も大きい。実使用前に何らかの方法により、このような
欠陥を取り除かなければならない必要性が生じる場合も
ある。

しかしながら、Ｔ　ｉ　Ａｌ基耐熱合金について、この
ような耐熱構造材料としての品質安定性確保の観点から
、熱処理、高温静水圧プレス処理（ＨＩＰ処理）等につ
いて検討された例はない。

以上、述べてきたように、ＴｉＡ、７７系耐熱材料の実
用化のためには、比重が小さいという特性を損なわずに
、常温破壊靭性、高温強度、耐高温酸化特性をバランス
良く改善することが必要不可欠であり、例えば常温破壊
靭性が改善された一方で、高温強度が低下したのでは意
味をなさないのであ仝。また、耐熱構造材料である以上
、材料中の欠陥や高温使用時における材質変化等は極力
避けなければならない。

この発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって
、その目的は、常温破壊靭性、高温強度、耐高温酸化特
性がバランス良く改善されたＴ　ｉ　ＡＮ基耐熱合金を
提供することにある。

この発明の他の目的は、上記Ｔ　ｉ　Ａｌ基耐熱合金を
、耐熱構造材料としての品質安定性が確保されるように
製造することができるＴ　ｉ　Ａｌ基耐熱合金の製造方
法を提供することにある。

Ｅ問題点を解決するための手段及び作用］この発明は、
上記の考え方に基づき、Ｔ　ｉ　ＡＮの常温破壊靭性、
高温強度、耐高温酸化特性をバランスよく向上させるべ
く研究を進めた結果、完成に至ったものである。

すなわち、この発明に係るＴ　ｉ　ＡＮ耐熱合金は、重
量？６で、 Ａｇ：２８％以上、３８％以下 Ｎｂ：０．５％以上、２０％以下 及び、 Ｓｉ：０．２５％以上、３．５％以下 Ｚｒ：０．３％以上、５．５％以下 Ｓｎ：０．１％以上、６．０％以下 のうち一種以上を含み、 Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｎ：０．１％以上、Ｆｅ：０．
１％以上、Ｃｏ：０，１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、
Ｃｕ：０，１％以上のうち一種以上を、 （％Ｃｒ）／１４．７＋（％Ｍｎ）／１２Ｊ＋（％ｒｅ
）／１２．５＋（％Ｃｏ）／１３．２＋（％Ｎ１）７１
３．２で表される値が１未満を満足する条件で含み、か
つ ０を０．９％以下、Ｎを０．５％以下、Ｈを０．０５％
以下とし、 残部がＴｉと溶製上の不可避的不純物とからなることを
特徴とする。

また、この合金に対し、上述の ｒＣｒ：０．１％以上、Ｍｎ：０．１％以上、Ｆｅ：０
．１％以上、Ｃｏ：０．１％以上、Ｎｉ：（’）、１？
６以上、Ｃｕ：０．１％以上のうち一種以上を、（％Ｃ
ｒ）／１４．７＋（％Ｍｎ）／１２．３＋（％ｒｅ）／
１２．５＋（％Ｃｏ）／１３．２＋（％Ｎｉ）７１３．
２で表される値が１未満を満足する条件で含み」、とい
う条件の代わりに、又はこの条件に加え、ｒＶ：０，１
％以上、Ｍｏ：０．１％以上、Ｈｆ：０．１％以上、Ｗ
：０．１％以上、Ｔａ：０．１％以上のうち一種以上を
、（％Ｖ）／１１，８＋（％ＭＯ）／１１．０＋（％Ｈ
ｆ）／８．４＋（％Ｗ）／６．９＋（％Ｔａ）／７．２
で表される値が１未満を満足する条件で含み」という条
件を加えたことを特徴とする。

更に、これら合金に対し、ｒＢ：０．０１％以上、０．
５％以下、Ｃ二０．０１％以上、０．５％以下のうち一
種以上を含み」という条件を加えたことを特徴とする。

以上のような構成は、本願発明者らがＴ　ｉ　Ａ１基合
金の機械的性質および耐高温酸化特性に及ぼす合金元素
の影響について調査した結果見出した、各元素の以下の
ような効果に基づいてなされたものである。

Ｎｂは、Ｔ　ｉ　ＡＮ基合金の耐高温酸化特性の向上に
対して非常に効果的である。しかしながら、添加量が多
すぎると高温においてβ相が安定化し、高温強度の低下
を招くとともに、比重が増大してＴ　ｉ　ＡＮの持つ大
きな長所であるところの低比重という特徴を損なうこと
になる。Ｎｂ以外に耐高温酸化特性を大幅に改善する元
素は見出されていないので、Ｎｂを適量添加することは
Ｔ　ｉ　Ａｌ耐熱合金にとっては不可欠である。なお、
Ｎｂは常温破壊靭性に対してはあまり影響を及ぼさない
。

Ｓｉは、高温強度の増大に対して非常に効果的である。

しかしながら、添加量の増大に伴ない常温破壊靭性が単
調に低下するので、その添加量については注意が必要で
ある。なお、Ｓｉは耐高温酸化特性に対してはほとんど
影響しない。

Ｚｒも、高温強度の増大に対して効果的である。

しかしながら、常温破壊靭性は添加量に伴なって低下し
、さらに比重が増大するので、添加量が多すぎるとこの
材料の特長を損なう。なお、Ｚｒは耐高温酸化特性には
あまり影響を及ぼさない。

Ｓｎは、高温強度の増大に対して効果的であるが、耐高
温酸化特性に対しては、むしろ悪影響を及ぼす。従って
、ＳｎはＮｂが同時に添加されている場合に限って、そ
の効果が現われる。常温破壊靭性に対しては、あまり影
響を及ぼさない。

また、これ以外の添加合金元素の効果として以下のよう
なことが判明した。

まず、適量のＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ。

又はＣｕの添加は、常温破壊靭性を向上させる効果及び
、高温強度を若干向上させる効果がある。

しかしながら、これらの元素は、添加量が多すぎると、
主にＴｉとの間に、別の金属間化合物を形成し、常温破
壊靭性が著しく低下する。これらを複合的に添加した場
合にも、複合的な金属間化合物を形成し、常温破壊靭性
が低下するので、これらの形成に及はす各元素の寄与の
程度を考慮して、各元素の添加量を調節する必要がある
。

適量のＶ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｗ、又はＴａの添加も、常温破
壊靭性と高温強度の向上に効果がある。これらの元素は
、Ｔｉとの間には金属間化合物を形成しないが、添加量
が多すぎると高温においてβ相が多量に現われるように
なり、高温強度が著しく低下する。複合的に添加した場
合にも同様にβ相が現われるため、β相の発生に及ぼす
各元素の寄与の程度を考慮して、各元素の添加量を調節
する必要がある。

さらに、Ｂ、Ｃについて検討した結果、次のようなこと
が明らかになった。

適量のＢの添加は、各特性にはあまり効果を示さないも
のの、この材料の高温におけるミクロ組織の安定性に対
して効果のあることが認められる。

添加量が多すぎる場合には、Ｔｉとの間に別の化合物を
形成するため、常温破壊靭性の低下を招き好ましくない
。

適量のＣの添加は、高温強度の向上に対して若干の効果
がある。しかしながら、その効果は、それほど大きくな
いため、Ｃの添加のみで高温強度を向上させようとする
と、逆に常温破壊靭性の低下を招き、無理が生ずる。Ｃ
の添加は、Ｓｉ。

Ｚｒ　　Ｓｎの一種類以上が共存した場合にのみ、常温
破壊靭性を損なうことなく、高温強度向上の効果が有効
に現われる。

０、Ｎは、高温強度の増大に対しては、効果が認められ
る。しかしながら、常温破壊靭性は、含有量の増大に伴
ない単調に低下する。また、含有量が多すぎると、常温
破壊靭性の観点から好ましくない。

Ｈは含有量が多すぎると、Ｔｉとの間に水素化物を形成
し、常温破壊靭性に悪影響を及ぼすとともに、高温強度
が低下する。

すなわち、このような各元素の効果に基づき、実用に耐
えるＴ　ｉ　Ａｌ基耐熱合金の開発を目的として、耐熱
構造材料として具備すべく各特性をバランスよく有する
という観点に立ち、各特性に及ぼす合金元素の影響につ
いて広範な実験を行なった結果、本願発明が完成された
のである。

また、本発明合金はＴ　ｉ　Ａｉ）基合金であり、Ｔ　
ｉ　ＡＤ招単相の合金とは限らず、例えばＴｉ＋ＡＮ相
等が存在する場合があり、すなわち、２相以上の相によ
り構成される場合がある。したがって、本発明合金を例
えば鋳造した場合、鋳造後の冷却速度によっては、その
組織が非平衡組織であり、高温使用時に大きな組織変化
を生じることがある。また、例えば、鋳造時の部品中に
おける冷却速度の分布等に起因して、組織や機械的性質
が部品中で不均一になることもある。その他、材料中の
残留応力が、機械的性質に対して支障を来す場合もある
。これらの要因は、材料使用中の材質劣化や寸法変化を
引き起こしたり、破損等の原因になる可能性があり、好
ましくない。このような観点から、必要によっては、本
発明合金より成る部品等を使用する前に熱処理、あるい
は高温静水圧プレス（以下、ＨＩＰ処理と記す）するこ
とにより、組織、機械的性質が安定になり、残留応力が
低減して、構造耐熱材料としての品質安定性が確保され
る。なお、ＨＩＰ処理を施すと、材料中に存在する欠陥
（鋳造欠陥等）を消滅させる効果も加わり、品質安定性
の観点から、より好ましい。

すなわち、この発明に係るＴ　ｉ　Ａｌ基合金は、この
発明に係る合金を鋳造のままで使用材とするか、又は溶
融鋳造後、１回ある。いは２回以上の熱処理を施すか、
又は溶融鋳造後ＨＩＰ処理することを特徴とする。上記
熱処理及びＨＩＰ処理は複合して行うこともできる。

次に、この発明に係る合金における合金元素の作用及び
組成限定理由について詳細に説明する。

ＡｊｌＡｊ？は金属間化合物ＴｉＡｌを構成する主要な
元素である。Ａｌ量が２８％より低いとＴｉ１ＡＩ相の
体積分率が増大し、常温破壊靭性が著しく低下する。ま
た、３８％より多い場合も常温破壊靭性が低下するほか
、高温強度も低下する。優れた常温破壊靭性と高温強度
を合わせ持つためには、ｌ！ｍが２８％以上３８％以下
である必要がある。

Ｎｂ：　　Ｎｂは耐高温酸化特性を大きく改善する唯一
の元素であり、本発明合金において必要不可欠である。

添加量が０．５％より少ないと、耐高温酸化特性に対し
て十分な効果が現れず、また２０％より多いと、高温強
度が低下するうえ、比重が増大するので好ましくない。

従って、Ｎｂの添加量を０．５％以上２０％以下に規定
する。

ＳＬ、Ｚｒ、Ｓｎは、上述したようにいずれも高温強度
の向上に対して効果を示す合金元素である。

Ｓｉ：　　Ｓｉは高温強度を著しく向上させる。

しかし、添加量が０．２５％より少ないと十分な効果が
現れずまた３、５％より多く添加すると、Ｔｉとの間に
別の金属間化合物を形成し、常温破壊靭性が著しく低下
する。したがって、Ｓｔの添加量は、０．２５％以上、
３．５％以下に規定する。

Ｚｒ：　　Ｚｒは高温強度を向上させる。また、常温破
壊靭性は添加□量に伴って単調に低下する。

その添加量が０．３％より少ないと、高温強度の向上に
対して十分な効果が現れず、また５８５％よりも多いと
、常温破壊靭性が低かするうえ、比重が増大するので好
ましくない。従って、２「の添加量を０．３％以上、５
．５％以下に規定する。

Ｓｎ：　　Ｓｎは高温強度を向上させるが、耐高ａ！酸
化特性に対してはむしろ悪影響を及ぼすため、Ｎｂと共
存する場合にのみ効果的に作用する。この添加量が０．
１％より少ないと高温強度の向上に対して十分な効果が
現れず、また６％より多いと常温破壊靭性が低下するう
え、耐高温酸化特性が低下して好ましくない。従って、
Ｓｎの添加量を０．１％以上、６％以下に規定する。

Ｓｉ、Ｚｒ、Ｓｎは、いずれも高温強度の向上を目的と
して添加されるため、上記の成分範囲内であれば、２種
類以上を複合的に添加しても差し支えない。

Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ　：　　これらは
、いずれも常温破壊靭性の向上に効果を示す合金元素で
ある。しかじな′がら、これらの元素はいずれも添加量
が多すぎるとＴｉとの間に別の金属間化合物を形成する
傾向があり、そのような金属間化合物の体積分率が増加
すると逆に常温破壊靭性が著しく低下する。Ｔｉとの間
に金属間化合物を形成する傾向は、各元素でそれぞれ異
なるので、このことを勘案して、各元素の添加量に重み
をつけて数式化した。

すなわち、Ｔｉとの間に金属間化合物を形成する傾向は
、添加する重量において比較すると、Ｍｎ＞Ｆｅ＞Ｃｏ
−Ｎｉ＞Ｃｕ＞Ｃｒの順であり、これらの元素のうち一
種類以上あるいは二種類以上を添加する場合、 Ｃ（％Ｃｒ）　／１４．７＋　（％Ｍ　ｎ　）　／　１
２．３＋　（％Ｆｅ）／１２．５＋（％Ｃｏ　）　　／
　１３．２＋　　（％Ｎ　ｉ　）　　／　１８．２＋（
％Ｃｕ）　／１４．１１　＜　１ の範囲内であれば、常温破壊靭性の向上に効果があり、
この範囲以上添加すると、Ｔｉとこれらの元素の間に形
成される金属間化合物の体積分率が増大して、常温破壊
靭性が低下する（以下、各合金組成における上式の値を
、「Ａ値」と記す。）。

なお、夫々の元素の添加量が０．１％より少ないと、十
分な常温破壊靭性向上の効果が見られないことから、各
元素の添加量を０．１％以上とする。

Ｖ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｗ、Ｔａ　：　　これらは、常温破壊
靭性の向上に効果がある。しかしながら、これらの元素
は、高温において不規副相であるβ相を安定化するため
、添加量が多すぎると、高温域におけるβ相の体積分率
が増大し、高温強度が著しく低下する。高温においてβ
相を安定化する度合は、各元素間で異なり、このことを
勘案して、各元素の添加量に重みをつけて数式化した。

すなわち、高温においてβ相を安定化する度合は、添加
する重量において比較すると、Ｗ＞Ｔａ　＞Ｈｆ　＞Ｍ
ｏ　＞Ｖの順であり、これらの元素のうち一種類以上を
添加する場合、［（％Ｖ）　／１１．６＋　（％Ｍ　ｏ
　）　／　１１．０＋　（％Ｈｆ）／８．４　＋　（％
Ｗ）　／６．９　＋　（％Ｔ　ａ　）　／７．２１＜　
１の範囲内であれば、高温強度を損なうことなく常温破
壊靭性の向上の効果があり、この節回以上添加すると、
高温におけるβ相の体積分率が増大して、高温強度が著
しく低下する（以下、各合金組成における上式の値を、
［Ｂ値］と記す。）。なお、夫々の元素の添加量が０．
１９０より少ないと、常温破壊靭性向上に対して十分な
効果を示さないことから、各元素の添加量を０．１＝６
以上とする。

Ｂ：　Ｂは、常温破壊靭性、高温強度、耐高温酸化特性
に対して、あまり大きな効果を示さない。

しかしながら、Ｂは、この材料の高温における組織をよ
り安定化する効果がある。高温における組織の安定性を
、より高めたい場合には、適量のＢの添加が効果的であ
る。これによって、常温破壊靭性、高温強度、耐高温酸
化特性を損なうことなく、より組織安定性の良好な合金
を得ることができる。Ｂの添加量が０．０１％より少な
いと、組織安定性に対して十分な効果はない。また０、
５％より多いとＴｉとの間に別の化合物を形成して、常
温破壊靭性が著しく低下する。従って、Ｂを添加する場
合、その添加量を０．０１以上、０．５％以下の範囲に
規定する。

Ｃ：　Ｃは高温強度の向上に対して若干の効果がある。

しかしながら、′添加量が多すぎると常温破壊靭性の低
下を招く。Ｃの添加量が０．０１％より少ないと、高温
強度向上に対して十分な効果が得られず、また０、５％
より多いと常温破壊靭性が著しく低下する。従って、Ｃ
の添加量を０．０１％以上、０．５％以下に規定する。

０、Ｎ：Ｏ，Ｎの含有量の増加に伴ない、常温破壊靭性
はｌｊ調に低下する。酸素含有量が０．９’、６より多
いか、あるいは、窒素含有量が０．５％よりも多くなる
と常温破壊靭性が低下して好ましくない。従って、０含
有量を０．９％以下、Ｎ含Ｈａを０．５％以下に夫々規
定する。

Ｈ；　Ｈは、０．０５％より多く含有されると、Ｔｉと
の間に水素化物を形成し、常温破壊靭性が著しく低下す
る。従って、Ｈ含有量を０．０５％以下に規定する。

次に、この発明に係る上記発明合金の製造方法について
詳細に説明する。

この発明に係る製造方法は、前述したように、上記合金
の品質の安定性を確保するためのものである。

本発明合金を例えば鋳造する場合、なにも支障がなけれ
ば鋳造したままの状態を使用材とすることかできる。し
かし、鋳造後の冷却速度によっては、非平衡組織が現れ
たり、あるいは、鋳造材中の冷却速度分布等に起因して
、組織や機械的性質において不均一を生ずることがある
。また、材料中の残留応力等によって、機械的性質に支
障をきたすこともある。これらは、この材料を高温にお
いて使用した場合に材質変化や寸法変化を生じたり、あ
るいは破壊等の原因になる可能性がある。

従って、このような場合には必要に応じて本発明に係る
合金で製造された部品を使用する前に熱処理やＨＩＰ処
理を施すことにより、耐熱構造材料としての品質安定性
がより確保される。

熱処理の条件としては、６％℃以上１３％℃以下の温度
範囲における熱処理を１回あるいは２回以上行うことが
挙げられる。即ち、６％℃より低い温度における熱処理
では、組織的に鋳造ままのものと大きく変わるところは
認められず、１３％℃より高い温度における熱処理は、
熱処理装置の操業維持に多大なるコストを必要とするこ
となど、好ましくない。

また、ＨＩＰ処理条件としては、１％０℃以上１３％℃
以下の温度範囲において１％０ｋｇｆ／ｃｄ以上３％０
　ｋｇｆ／ｃｄ以下の圧力下で行うことが挙げられる。

１％０℃より低い温度における処理では、原子の拡散速
度が十分に速くないため、６効な効果を得るためには多
大な時間を必要とし、好ましくない。１３％℃より高い
温度における処理は、同様に装置の操業維持に多大なる
コストを必要とするため好ましくない。圧力条件に関し
ても、１％０　ｋｇｌ’／ｃ−より低い圧力では、ＨＩ
Ｐ処りの効果は小さく、すなわち通常の熱処理と何ら変
わるところがなく、また３％０ｋｇｆ／ｃｄより高い圧
力は装置の操業維持に多大なるコストを必要とするため
好ましくない。

これらの処理は、非平衡組織をより平衡な組織に近付け
る効果や、材料中の不均一を軽減する効果あるいは残留
応力を除去する効果があり、品質安定性の確保に有効で
ある。なお、ＨＩＰ処理は、このような効果の他にも、
材料中の欠陥（鋳造欠陥等）を消滅させる効果もあり、
より好ましい。

また、これら熱処理とＨＩＰ処理を複合的に行うことに
より更に一層良好な効果を得ることができる。

［実施例］ 次に、実施例を説明する。

第１表に示すような組成の合金を、アルゴン雰囲気中で
非消耗電極アーク溶解により溶製した。

第１表中、組成番号Ｅｌ乃至Ｅ７３は、この発明の範囲
内の組成を有する実施例であり、組成番号Ｃ１乃至Ｃ３
９は、この発明の範囲から外れる比較例である。なお、
合金番号Ｅ２の組成については、溶解法の影響を見るた
め、真空中で高周波溶解によっても溶解を行った。両者
の化学分析値は、はぼ同一であった。また、「請求項」
の欄は、その合金に対応する請求項の番号を示す。

このようにして製造した上記組成のインゴットからコン
パクト型破壊靭性試験片、平行部６φＸ３０＋ｎのクリ
ープ破断試験片、板厚２ｍｍの耐高温酸化特性測定用板
状試験片を採取した。破壊靭性試験は常温において各組
成について２個ずつ行い、その平均値を採用した。２個
の試験片間の測定値のばらつきについては、特に大きい
ものはなかった。また、Δ湿強度特性としてクリープ破
断特性をとりあげ、８２０℃におけるクリープ破断試験
を各組成について荷重を変えて８点行い、そのデータか
ら１％時間破断応力を導き出して、その値をパラメータ
とした。耐高温酸化特性としては、板状試験片を９％℃
で５％時間保持し、その加熱によるスケールの生成、剥
離にともなう片面当りの板厚減少量を測定して、その値
をパラメータとした。

先ず、破壊靭性試験の結果について説明する。

第２表は鋳造まま材の破壊靭性試験結果を示すものであ
る。なお、Ａｌ、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｂ。

Ｃ，Ｏ，Ｎ、Ｈ量が破壊靭性を大きく低下させない本発
明の範囲に規定されている組成のものに関しては、破壊
靭性に影響があるＡ値の計算結果も記載した。

第 り 表 昂 つ 表 刀 ２ 表 ＴｉＡｌ基耐熱材料の競合材料のひとっであるセラミッ
ク（Ｓｊ３Ｎ４）の破壊靭性値は、約５ＭＰａ−ｍ１２
であり、得られた結果は、いずれもそれを上回っている
。破壊靭性の判定基準として２０ＭＰａ　−ｍ”２　（
この値は鋳鉄の破壊靭性値に相当する）を採用し、判定
結果を第２表中に○、△、×で表した。ここで、○は破
壊靭性値が２０ＭＰａ−ｍ１２以上のもの、△は、２０
ＭＰａ−ｍＩ２より低いがほぼ同等とみなせるもの、×
は２０ＭＰａ−ｍＩ２より、大幅に低いものを示す。こ
の判定結果から明らかなように、本発明の組成範囲内の
実施例はいずれも良好な破壊靭性を示したが、比較例の
うちＡ１１．Ｓｉ、Ｚｒ、Ｓｎ。

Ｂ、Ｃ，Ｏ，Ｎ、Ｈｆｆｉが本発明の範囲から外れるも
の、及びＡ値が１を超えるものについては、破壊靭性が
低い値となった。Ｘ印の組成は、破壊靭性値が他と比べ
て大幅に低く、以下の検討から除外する。なお、大巾＊
印は、真空高周波溶製材である。真空高周波溶製材もア
ルゴン雰囲気中アーク溶製材と同等の特性を示しており
、固溶製材間に特別な差異は認められない。

上記のようにして求められた破壊靭性値とＡ値との関係
を把握した。第１図は、横軸にＡ値をとり、縦軸に破壊
靭性値をとって、これらの関係を示すグラフであり、Ａ
Ｎ、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｂ。

Ｃ，Ｏ，Ｎ、Ｈｆｉが破壊靭性を大きく低下させない本
発明の範囲に規定された組成の合金について示したもの
である。この第１図から、Ａ値が１以上になると破壊靭
性が著しく低下することが確認された。

次に、高温酸化試験の結果について説明する。

第３表は、鋳造まま材の高温酸化試験の結果を示すもの
である。

第 表 メ降 ３ 表 第３表中、耐高温酸化性の判定結果をＱ及び×で示した
。Ｏは板厚減少が０．０５ｍｍ以下と耐高温酸化性が良
好なものを示し、×は板厚減少が大きく耐高温酸化性が
悪いものを示す。この表に示すように、本発明の組成範
囲内の実施例組成のものは、良好な耐高温酸化特性を示
したが、比較例のうちＮｂを含まない合金番号Ｃ１，Ｃ
２，Ｃ３゜Ｃ１０は耐高温酸化性がＸと判定され、Ｃ１
４を除く他のＮｂ含白°合金と比較して耐高温酸化特性
が極めて劣っていた。すなわち、耐高温酸化特性にはＮ
ｂの添加が非常に効果的であることが確認された。

なお、Ｎｂを含む合金で耐高温酸化性がＸと判定された
合金番号Ｃ１４は、Ｎｂと同時に多量のＳｎを含んだも
のである。すなわち、多量のＳｎ添加は、耐高温酸化特
性向上の観点から注意が必要であることが確認された。

Ｘと判定されたものは耐高温酸化特性に劣っているので
以下の検討からは除外する。なお、第３表中の＊印も真
空高周波溶製材を示すものである。

耐高温酸化性についても、真空高周波溶製材がアルゴン
雰囲気中アーク溶製材と同等の特性を示しており、固溶
製材間に特別な差異は認められないことが確認された。

次に、高温強度の試験結果について説明する。

第４表は、鋳造のまま材の８２０℃におけるクリブ破断
試験の結果から、１％時間破断強度を求めた結宋を示す
ものである。なお、Ｖ、Ｍｏ。

Ｈｆ、Ｗ、Ｔａのうち一種以上を各々０．１％以以下（
−Ｔする合金組成のものについては、Ｂ値の計算結県も
合わせて記載した。

第 表 第 ４ 表 この第４表に示すように、実施例と比較例との間には、
８２０℃における破断強度に明らかな差が認められ、実
施例は全て破断強度２％　Ｍ　Ｐ　ａ以上と良好な値で
あったのに対し、比較例は全て２％ＭＰａ未満と不十分
な値であった。すなわち、実施例に比較して比較例の高
温強度が著しく劣っていることが確認された。比較例の
うち、合金番号Ｃ４，Ｃ５，Ｃ６はＳｉ添加量が少ない
ことが、Ｃ１ｌはＮｂ添加量が多すぎることが高温強度
が低い原因であると考えられる。また、Ｃ２４〜Ｃ３１
、及びＣ３３は、Ｖ、Ｍｏ、Ｈｆ。

Ｗ、Ｔａの添加量が多すぎることが高温強度が低い原因
であると考えられる。なお、この表においても本印は真
空高周波溶製材を示すものであり、この場合にもアルゴ
ン雰囲気中アーク溶製材と高温強度は同等であり、両名
製材間で特別な差異はみられなかった。

上記のようにして求められたクリープ破断強度とＢ値と
の関係を把握した。第２図は、横軸にＢ値をとり、縦軸
に８２０℃における１％時間クリーブ破断強度をとって
、これらの間の関係を示すグラフであり、Ｖ、Ｍｏ、Ｈ
ｆ、Ｗ、Ｔａのうちの一種以上を含有する合金組成につ
いて示すものである。この第２図からＢ値が１以上にな
ると、高温強度が著しく低下することが確認された。

以上の結果から明らかなように、本発明の範囲内の合金
は、常温破壊靭性、耐高温酸化特性、及び高温強度とも
、バランス良く優れた特性値を有しており、構造用耐熱
材料として極めて有望なものである。

次に、鋳造材に対する熱処理、ＨＩＰ処理の影響につい
て説明する。

第５表は、合金番号Ｅ２について、常温破壊靭性、耐高
温酸化特性、高温強度に及ぼす熱処理、ＨＩＰ処理の影
響を試験した結果を示すものである。

この第５表に示すように、本発明の範囲内において熱処
理したもの、ＨＩＰ処理したもの、及びこれら両方の処
理を複合して行ったもののいずれについても、各特性が
鋳造のまま材と同等であることが確認された。すなわち
、品質安定の見地からなされるこれら処理によっても、
本発明合金の優れた特性が損なわれないことが確認され
た。

第６表は、合金番号Ｅ２を１■厚さで１％■×５０１の
寸法の鋳型に鋳込んだ際の０．１−一以上の大きさの鋳
造欠陥の数と、それに１２％℃、１５％　ｋｇｌ’／ｃ
ｍ２ノ条件で４時間（７）ＨＩＰ処理ヲ施したものの０
，１１以上の大きさの鋳造欠陥の数をＸ線検査により調
査し、比較したものである。

弔６表 この表に示すように、ＨＩＰ処理により鋳造欠陥が０に
なることが確認された。すなわち、ＨＩＰ処理は鋳造欠
陥を減少させ、品質安定性の観点から極めて有効である
ことが確認された。

第３図は、銅鋳型に鋳造した合金番号Ｅ２の、鋳造まま
材と、鋳造後、熱処理、ＨＩＰ処理を施したものとにつ
いて、鋳型に接した部分の表面から厚さ方向にかけての
硬さ分布を比較して示したものである。図中、白丸は鋳
造まま材、三角は鋳造後１％℃×５時間及び７％℃×５
時間の２回の熱処理を施したもの、四角は鋳造後１２％
℃、１５％ｋｇｆ　／ｃｍ２の条件で４時間のＨＩＰ処
理を施したもの、黒丸は鋳造後１２％℃、１５％ｋｇ１
’　／Ｃｍ２の条件で４時間のＨＩＰ処理を施し、更に
１％０℃×５時間の熱処理を施したものを示す。この第
３図から、鋳造まま材は、表面近傍の硬さが内部に比較
して高い傾向にあるのに対し、熱処理、ＨＩＰ処理、及
びこれら両方の処理を施したものはいずれも、表面の硬
さが内部と同程度の値であることが確認された。このこ
とは、これらの処理により部品中の不均一が低減され、
高温使用時における組織変化や材質変化が軽減されるこ
とを意味する。従って、 必要に応じて、鋳造後、部品として使用する前に熱処理
等を施すことにより、品質安定性を向上させることがで
きる。

［発明の効果コ この発明によれば、常温破壊靭性、耐高温酸化特性、及
び高温強度に優れたＴ　ｉ　Ａｊｌ基耐熱合金、及びこ
の合金の品質安定性を確保できる製造方法を提供するこ
とができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＡ値と破壊靭性との関係を示すグラフ図、第２
図はＢ値と高温強度との関係を示すグラフ、第３図は部
品の厚み方向の硬さ分布に及ぼす熱処理及びＨＩＰ処理
の影響を示すグラフ図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）重量％で、 Ａｌ：２８％以上、３８％以下 Ｎｂ：０．５％以上、２０％以下 及び、 Ｓｉ：０．２５％以上、３．５％以下 Ｚｒ：０．３％以上、５．５％以下 Ｓｎ：０．１％以上、６．０％以下 のうち一種以上を含み、 Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｎ：０．１％以上、Ｆｅ：０．
   １％以上、Ｃｏ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、
   Ｃｕ：０．１％以上 のうち一種以上を、 （％Ｃｒ）／１４．７＋（％Ｍｎ）／１２．３＋（％Ｆ
   ｅ）／１２．５＋（％Ｃｏ）／１３．２＋（％Ｎｉ）／
   １３．２で表される値が１未満を満足する条件で含み、
   かつ Ｏを０．９％以下、Ｎを０．５％以下、 Ｈを０．０５％以下とし、 残部がＴｉと溶製上の不可避的不純物とからなることを
   特徴とするＴｉＡｌ基耐熱合金。（２）重量％で、 Ａｌ：２８％以上、３８％以下 Ｎｂ：０．５％以上、２０％以下 及び、 Ｓｉ：０．２５％以上、３．５％以下 Ｚｒ：０．３％以上、５．５％以下 Ｓｎ：０．１％以上、６．０％以下 のうち一種以上を含み、 Ｖ：０．１％以上、Ｍｏ：０．１％以上、 Ｈｆ：０．１％以上、Ｗ：０．１％以上、 Ｔａ：０．１％以上 のうち一種以上を、 （％Ｖ）／１１．６＋（％ＭＯ）／１１．０＋（％Ｈｆ
   ）１８．４＋（％Ｗ）／６．９＋（％Ｔａ）／７．２で
   表される値が１未満を満足する条件で含み、かつ Ｏを０．９％以下、Ｎを０．５％以下、 Ｈを０．０５％以下とし、 残部がＴｉと溶製上の不可避的不純物とからなることを
   特徴とするＴｉＡｌ基耐熱合金。（３）重量％で、 Ａｌ：２８％以上、３８％以下 Ｎｂ：０．５％以上、２０％以下 及び、 Ｓｉ：０．２５％以上、３．５％以下 Ｚｒ：０．３％以上、５．５％以下 Ｓｎ：０．１％以上、６．０％以下 のうち一種以上を含み、 Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｎ：０．１％以上、Ｆｅ：０．
   １％以上、Ｃｏ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、
   Ｃｕ：０．１％以上 のうち一種以上を、 （％Ｃｒ）／１４．７＋（％Ｍｎ）／１２．３＋（％Ｆ
   ｅ）／１２．５＋（％Ｃｏ）／１３．２＋（％Ｎｉ）／
   １３．２で表される値が１未満を満足する条件で、及び Ｖ：０．１％以上、Ｍｏ：０．１％以上、 Ｈｆ：０．１％以上、Ｗ：０．１％以上、 Ｔａ：０．１％以上 のうち一種以上を、 （％Ｖ）／１１．６＋（％Ｍｏ）／１１．０＋（％Ｈｆ
   ）／８．４＋（％Ｗ）／６．９＋（％Ｔａ）／７．２で
   表される値が１未満を満足する条件で夫々含み、かつ Ｏを０．９％以下、Ｎを０．５％以下、 Ｈを０．０５％以下とし、 残部がＴｉと溶製上の不可避的不純物とからなることを
   特徴とするＴｉＡｌ基耐熱合金。（４）重量％で、 Ａｌ：２８％以上、３８％以下 Ｎｂ：０．５％以上、２０％以下 及び、 Ｓｉ：０．２５％以上、３．５％以下 Ｚｒ：０．３％以上、５．５％以下 Ｓｎ：０．１％以上、６．０％以下 のうち一種以上、及び Ｂ：０．０１％以上、０．５％以下 Ｃ：０．０１％以上、０．５％以下 のうち一種以上を含み、 Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｎ：０．１％以上、Ｆｅ：０．
   １％以上、Ｃｏ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、
   Ｃｕ：０．１％以上 のうち一種以上を、 （％Ｃｒ）／１４．７＋（％Ｍｎ）／１２．３＋（％Ｆ
   ｅ）／１２．５＋（％Ｃｏ）／１３．２＋（％Ｎｉ）／
   １３．２で表される値が１未満を満足する条件で含み、
   かつ Ｏを０．９％以下、Ｎを０．５％以下、 Ｈを０．０５％以下とし、 残部がＴｉと溶製上の不可避的不純物とからなることを
   特徴とするＴｉＡｌ基耐熱合金。（５）重量％で、 Ａｌ：２８％以上、３８％以下 Ｎｂ：０．５％以上、２０％以下 及び、 Ｓｉ：０．２５％以上、３．５％以下 Ｚｒ：０．３％以上、５．５％以下 Ｓｎ：０．１％以上、６．０％以下 のうち一種以上、及び Ｂ：０．０１％以上、０．５％以下 Ｃ：０．０１％以上、０．５％以下 のうち一種以上を含み、 Ｖ：０．１％以上、Ｍｏ：０．１％以上、 Ｈｆ：０．１％以上、Ｗ：０．１％以上、 Ｔａ：０．１％以上 のうち一種以上を、 （％Ｖ）／１１．６＋（％Ｍｏ）／１１．０＋（％Ｈｆ
   ）１８．４＋（％Ｗ）／６．９＋（％Ｔａ）／７．２で
   表される値が１未満を満足する条件で含み、かつ Ｏを０．９％以下、Ｎを０．５％以下、 Ｈを０．０５％以下とし、 残部がＴｉと溶製上の不可避的不純物とからなることを
   特徴とするＴｉＡｌ基耐熱合金。（６）重量％で、 Ａｌ：２８％以上、３８％以下 Ｎｂ：０．５％以上、２０％以下 及び、 Ｓｉ：０．２５％以上、３．５％以下 Ｚｒ：０．３％以上、５．５％以下 Ｓｎ：０．１％以上、６．０％以下 のうち一種以上、及び Ｂ：０．０１％以上、０．５％以下 Ｃ：０．０１％以上、０．５％以下 のうち一種以上を含み、 Ｃｒ：０．１％以上、Ｍｎ：０．１％以上、Ｆｅ：０．
   １％以上、Ｃｏ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、
   Ｃｕ：０．１％以上 のうち一種以上を、 （％Ｃｒ）／１４．７＋（％Ｍｎ）／１２．３＋（％Ｆ
   ｅ）／１２．５＋（％Ｃｏ）／１３．２＋（％Ｎｉ）／
   １３．２で表される値が１未満を満足する条件で、及び Ｖ：０．１％以上、Ｍｏ：０．１％以上、 Ｈｆ：０．１％以上、Ｗ：０．１％以上、 Ｔａ：０．１％以上 のうち一種以上を、 （％Ｖ）／１１．６＋（％Ｍｏ）／１１．０＋（％Ｈｆ
   ）／８．４＋（％Ｗ）／６．９＋（％Ｔａ）／７．２で
   表される値が１未満を満足する条件で夫々含み、かつ Ｏを０．９％以下、Ｎを０．５％以下、 Ｈを０．０５％以下とし、 残部がＴｉと溶製上の不可避的不純物とからなることを
   特徴とするＴｉＡｌ基耐熱合金。（７）請求項１乃至６
   いずれか１項記載の合金を溶融鋳造し、鋳造のままで使
   用材とすることを特徴とするＴｉＡｌ基耐熱合金の製造
   方法。 （８）請求項１乃至６いずれか１項記載の合金を溶融鋳
   造し、その後、１回あるいは２回以上の熱処理を施すこ
   とを特徴とするＴｉＡｌ基耐熱合金の製造方法。 （９）請求項１乃至６いずれか１項記載の合金を溶融鋳
   造し、その後高温静水圧プレス処理することを特徴とす
   るＴｉＡｌ基耐熱合金の製造方法。 （１０）請求項１乃至６いずれか１項記載の合金を溶融
   鋳造し、１回あるいは２回以上の熱処理および高温静水
   圧プレス処理を複合して行うことを特徴とするＴｉＡｌ
   基耐熱合金の製造方法。