WO2009113335A1

WO2009113335A1 - ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼

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Publication number: WO2009113335A1
Application number: PCT/JP2009/051539
Authority: WO
Inventors: 健太郎新藤; 利光鉄井; 雅夫竹山
Original assignee: 三菱重工業株式会社; 国立大学法人東京工業大学
Priority date: 2008-03-12
Filing date: 2009-01-30
Publication date: 2009-09-17
Also published as: EP2251445A4; EP2251445A1; JP2009215631A; US20100316525A1

Abstract

　耐酸化性に優れ、且つ、高温強度の高い熱間鍛造ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法を提供する。Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、前記ａ及びｂが以下の式（１）及び（２）：０≦ａ≦２（１）３＋ａ≦ｂ≦７＋ａ（２）を満たすＴｉＡｌ基合金。Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、更にＶ：ｃ原子％、Ｃｒ：ｄ原子％、及びＭｏ：ｅ原子％から選択される１種以上の元素を含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、前記ａ乃至ｅが以下の式（３）乃至（９）：０≦ａ≦２（３）３＋ａ≦ｂ＋１．０ｃ＋１．８ｄ＋３．８ｅ≦７＋ａ（４）　ｂ≧２（５）ｃ≧０（６）ｄ≧０（７）ｅ≧０（８）ｃ＋ｄ＋ｅ＞０（９）を満たすＴｉＡｌ基合金。

Description

ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼

　本発明は、ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法、並びにそれを用いた動翼に関するものである。

　ガスタービンや過給機の動翼などに用いる材料として、軽量（比重約４）で耐熱性に優れるＴｉＡｌ基合金が注目されている。特に、大型の回転動翼の場合、動翼の構成部材が軽量であるほど遠心応力が少なくなるので、最高到達回転数の向上や動翼の大面積化、さらにはディスク部分への負荷応力の低減を図ることができる。

　ＴｉＡｌ基合金は、高温強度に優れた金属間化合物であるＴｉＡｌやＴｉ_３Ａｌを主体とする合金であり、耐熱性に優れている。しかし、ＴｉＡｌ基合金は鋳造性が悪く、鋳造での大型部品の製造が困難であるため、鍛造による成形が研究されている。鍛造方法には、超塑性加工を利用した恒温鍛造と熱間鍛造とがある。恒温鍛造は、鋳造合金のインゴットを高温で加熱しながら低速で加工する方法である。熱間鍛造は、鋳造合金インゴットを高温で加熱した後、放冷しながら高速で加工する方法である。この熱間鍛造では、ＴｉＡｌ基合金の鍛造性を向上させるために、高温での変形能に優れるβ相が析出する成分組成とし、第３元素としてＣｒ，Ｖ，Ｍｎなどのβ相安定化元素が添加される。

　特許文献１には、Ａｌを４３～４７原子％含有し、第３元素としてＣｒを添加したＴｉＡｌ基合金を、超塑性加工（恒温鍛造）することが開示されている。上記組成のＴｉＡｌ基合金を、加熱保持装置を用いた塑性加工装置で、動的再結晶が起こる低歪速度で変形し、γ相の結晶粒界にβ相を析出させた微細構造を有するＴｉＡｌ基合金を得ている。

　特許文献２には、Ａｌを４０～４８原子％含有し第３元素としてＣｒ及びＶから選択される１種以上を添加したＴｉＡｌ基合金、及び、Ａｌを３８～４８原子％含有し第３元素としてＭｎを添加したＴｉＡｌ基合金が開示されている。上記組成のＴｉＡｌ基合金に対して高速塑性加工（熱間鍛造）を施し、α_２相とγ層とが交互に積層されたラメラ組織粒を形成させて、ＴｉＡｌ基合金の高温強度を向上させている。
米国特許第５３７０８３９号明細書特開２００１－３１６７４３号公報

　特許文献１に記載の超塑性加工は、高温に保持しながらの低歪速度での塑性加工であるので、生産性が低く工業的な実用性は低い。

　一方、特許文献２に記載される熱間鍛造は、汎用設備にて一般鋼材とほぼ同様の鍛造加工が可能であるため、生産性が高く実用的である。
　しかし、特許文献２に記載されるＴｉＡｌ基合金は、熱間鍛造によりラメラ組織粒を析出させて高温強度を向上させているが、鋳造ＴｉＡｌ基合金に比べてクリープ強度が低く、耐酸化性も不十分であった。このため、ＴｉＡｌ基合金の適用可能温度は６５０℃以下となっていた。

　本発明は、耐酸化性に優れ、且つ、高温強度の高い熱間鍛造ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法を提供することを目的とする。

　上記課題を解決するために、本発明は、Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、前記ａ及びｂが以下の式（１）及び（２）：
　　　０≦ａ≦２　　　（１）
　　　３＋ａ≦ｂ≦７＋ａ　　　（２）
を満たすＴｉＡｌ基合金を提供する。

　また、本発明は、Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、更にＶ：ｃ原子％、Ｃｒ：ｄ原子％、及びＭｏ：ｅ原子％から選択される１種以上の元素を含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、前記ａ乃至ｅが以下の式（３）乃至（９）：
　　　０≦ａ≦２　　　（３）
　　　３＋ａ≦ｂ＋１．０ｃ＋１．８ｄ＋３．８ｅ≦７＋ａ　　　（４）
　　　ｂ≧２　　　（５）
　　　ｃ≧０　　　（６）
　　　ｄ≧０　　　（７）
　　　ｅ≧０　　　（８）
　　　ｃ＋ｄ＋ｅ＞０　　　（９）
を満たすＴｉＡｌ基合金を提供する。

　Ａｌ含有量が高くなると高温強度は向上する。しかし、Ａｌ含有量が高いと、高温での変形能に優れるβ相が析出しない、あるいは、析出温度域が高いために、鍛造性が悪くなる。本発明のＴｉＡｌ基合金は、汎用の鍛造設備で実現可能な温度範囲の高温でα相とβ相の２相領域となる温度領域を有し、この温度領域での熱間鍛造が可能である。本発明のＴｉＡｌ基合金は、β相安定化元素としてＮｂを上記範囲で含有し、Ａｌ含有量が４０原子％以上４２原子％以下と従来のＴｉＡｌ基合金よりも低くすることにより、鍛造性を維持しつつ高い高温強度を有する。また、Ｎｂを添加することにより、従来の熱間鍛造ＴｉＡｌ基合金よりも耐酸化性を向上させることが可能となる。

　Ｖ，Ｃｒ及びＭｏは、Ｎｂと同様にβ相を形成させやすく、ＴｉＡｌ基合金の鍛造性を向上させる効果が高い元素である。Ｎｂの他にＶ，Ｃｒ及びＭｏから選択される１種以上の元素を上記の割合で含有することで、鍛造性に優れたＴｉＡｌ基合金となる。更に、Ｖは高温での引張強度向上に寄与する。Ｃｒは、ＴｉＡｌ基合金の変形抵抗を低下させる。Ｍｏはクリープ強度向上に寄与する。Ｖ，Ｃｒ及びＭｏから選択される１種以上の元素を含有することにより、合金性能を更に向上させることが可能となる。

　上記発明において、ＴｉＡｌ基合金が、α_２相とγ相とが交互に積層されたラメラ粒が配列してなる金属組織を有することが好ましい。ラメラ粒が配列した金属組織を有することで、高温強度の高いＴｉＡｌ基合金となる。

　本発明は、Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金素材であって、前記ａ及びｂが以下の式（１）及び（２）：
　　　０≦ａ≦２　　　（１）
　　　３＋ａ≦ｂ≦７＋ａ　　　（２）
を満たすＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域内の保持温度に保持する工程と、該保持温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、所定の最終加工温度まで冷却しながら高速塑性加工する工程とを備えるＴｉＡｌ基合金の製造方法を提供する。

　また、本発明は、Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、更にＶ：ｃ原子％、Ｃｒ：ｄ原子％、及びＭｏ：ｅ原子％から選択される１種以上の元素を含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金素材であって、前記ａ乃至ｅが以下の式（３）乃至（９）：
　　　０≦ａ≦２　　　（３）
　　　３＋ａ≦ｂ＋１．０ｃ＋１．８ｄ＋３．８ｅ≦７＋ａ　　　（４）
　　　ｂ≧２　　　（５）
　　　ｃ≧０　　　（６）
　　　ｄ≧０　　　（７）
　　　ｅ≧０　　　（８）
　　　ｃ＋ｄ＋ｅ＞０　　　（９）
を満たすＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域内の保持温度に保持する工程と、該保持温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、所定の最終加工温度まで冷却しながら高速塑性加工する工程とを備えるＴｉＡｌ基合金の製造方法を提供する。

　上記組成のＴｉＡｌ基合金は、高温において（α＋β）相の平衡領域を有するとともに、Ｖ，Ｃｒ及びＭｏから選択される１種以上の元素及びＮｂを含有するので、β相が安定して析出する。ＴｉＡｌ基合金素材を（α＋β）相の平衡温度領域保持して、高温変形能の高いβ相が安定して存在する状態で、高速にて塑性加工を施すので、加工性が良好である。また、（α＋β）相の平衡温度領域の保持温度から最終加工温度まで冷却する間に高速塑性加工を施すことにより、合金中に歪みが多数導入される。この歪みを起点として動的再結晶が誘起され、最終的に微細なラメラ粒が配列する金属組織が形成される。このラメラ粒が存在する金属組織とすることで、ＴｉＡｌ基合金は高い高温強度を示す。

　上記発明において、前記保持温度が、１１５０℃以上１３５０℃以下であれば、金属組織内に（α＋β）相が安定して析出させることができる。

　上記発明において、前記最終加工温度が、１１５０℃以上であれば、高速塑性加工が可能な高い変形能を維持できる。１１５０℃未満であると、変形能が低下してＴｉＡｌ基合金素材に割れが発生する恐れがある。

　上記発明において、前記高速塑性加工として鍛造法を用いることができる。

　上記のＴｉＡｌ基合金を用いた動翼は、高温強度と耐酸化性に優れ、６５０℃以上での使用に耐え得る動翼となる。

　本発明によれば、高温強度と耐酸化性が高く、鍛造性に優れたＴｉＡｌ基合金とすることができる。本発明のＴｉＡｌ基合金を用いた動翼は、高温強度と耐酸化性に優れるため、６５０℃以上の使用環境においても適用可能である。また、鍛造性が良好であるため、短時間での成形が可能である。

　本発明の第一実施形態に係るＴｉＡｌ基合金は、Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなり、ａ及びｂが以下の式（１）及び（２）：
　　　０≦ａ≦２　　　（１）
　　　３＋ａ≦ｂ≦７＋ａ　　　（２）
を満たす。

　上記組成のＴｉＡｌ基合金は、Ａｌを４０原子％以上４２原子％の割合で含有する。Ａｌ含有量が４０原子％未満であると、高温強度が低下する。Ａｌ含有量が４２原子％を超えると、鍛造性が低下する。

　第一実施形態のＴｉＡｌ基合金は、Ｎｂを含有することにより耐酸化性に優れる。Ｎｂはβ相を高温領域で安定して析出させる効果もある。β相は高温での変形能が大きいため、β相を安定して析出させることで鍛造性が向上する。また、β相が析出することによって、冷却過程でラメラ組織（例えば、平均粒径が１μｍから５０μｍの微細ラメラ組織）が形成されやすくなる。このため、鍛造後の合金の高温強度、特にクリープ強度が向上する。Ｎｂ含有量が多くなると逆にラメラ組織が析出しにくくなり、高温強度が低下する。Ｎｂ含有量を上記割合とすることで、高温強度に優れ鍛造性が良好なＴｉＡｌ基合金となる。

　本発明の第二実施形態に係るＴｉＡｌ基合金は、Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、更にＶ：ｃ原子％、Ｃｒ：ｄ原子％、及びＭｏ：ｅ原子％から選択される１種以上の元素を含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなり、ａ乃至ｅが以下の式（３）乃至（９）：
　　　０≦ａ≦２　　　（３）
　　　３＋ａ≦ｂ＋１．０ｃ＋１．８ｄ＋３．８ｅ≦７＋ａ　　　（４）
　　　ｂ≧２　　　（５）
　　　ｃ≧０　　　（６）
　　　ｄ≧０　　　（７）
　　　ｅ≧０　　　（８）
　　　ｃ＋ｄ＋ｅ＞０　　　（９）
を満たす。

　Ｖ，Ｃｒ及びＭｏは、Ｎｂと同様にβ相を形成させやすい元素である。Ｎｂのβ相析出効果をＮｂ量：ｂ（原子％）に換算した値をＮｂ当量とすると、各元素のＮｂ当量は以下のようになる。
　Ｖ：ｂ＝１．０ｃ
　Ｃｒ：ｂ＝１．８ｄ
　Ｍｏ：ｂ＝３．８ｅ
すなわち、Ｖのβ相析出効果はＮｂの場合と同等である。Ｃｒ及びＭｏのβ相析出効果は、それぞれＮｂの１．８倍、３．８倍であり、Ｎｂに比べて少量の添加でβ相を安定して析出させることができる。

　β相を安定して析出させる効果の他に、Ｖは高温での引張強度を更に向上させる効果がある。ＣｒはＴｉＡｌ基合金の変形抵抗を低下させる効果があり、鍛造性が更に向上する。Ｍｏはクリープ強度を更に向上させる効果がある。

　Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ及びＭｏの含有量は、鍛造性及び高温強度を考慮すると、上記割合の範囲内とすると良い。

　第一実施形態および第二実施形態のＴｉＡｌ基合金を熱間鍛造法で製造する方法を、以下に説明する。
　上記組成で表される組成となるＴｉＡｌ基合金素材（例えばインゴット形状）を溶製する。

　ＴｉＡｌ基合金素材を重油炉などで加熱して、（α＋β）相の平衡温度領域内の保持温度で長時間保持する。この工程により、金属組織内にα相及びβ相を析出させる。保持温度は、上記組成式のＴｉＡｌ基合金の場合は、１１５０℃から１３５０℃となる。

　保持後のＴｉＡｌ基合金素材を炉から取り出し、合金素材の温度が（α＋β）相平衡温度領域である間に、汎用の油圧プレス機などを用いて、高速塑性加工を施す。冷却過程での高速塑性加工により、α相に歪みが導入される。歪みを起点として動的再結晶が起こり、その結果、α_２相とγ相とが交互に積層された微細なラメラ粒が形成する。β相からは冷却過程でγ相が析出して等軸的な微細組織が形成される。上記組成のＴｉＡｌ基合金の場合、最終加工温度は１１５０℃以上とすれば、変形能が大きいβ相が析出した状態で塑性加工を施すことができる。最終加工温度が１１５０℃未満であると、変形能が低下して材料割れが発生する。また、冷却速度が速すぎると、マッシブ変態を生じてラメラ組織が形成されず、冷却速度が遅すぎるとラメラ間隔が広がり材料強度が低下する。冷却速度は、例えば５０～７００℃／分程度とすることが好ましい。

　本実施形態のＴｉＡｌ基合金を用いて製造された動翼は、高温強度及び高温での耐酸化性に優れる。動翼は以下の手順にて製造される。
　第一実施形態または第二実施形態の組成のＴｉＡｌ基合金素材（インゴット形状など）を溶製する。次に、ＴｉＡｌ基合金素材に熱間自由鍛造を施し、後工程の型鍛造における鍛造性を向上させる。その後、合金素材を棒状に切断し、動翼の型鍛造の荒地とする。荒地の製造は、コストを重視する場合には、棒状のＴｉＡｌ基合金素材を溶製しても良い。棒材の形状は、最終的な翼形状を付与しやすいように、ドッグボーン形状などに加工する。

　型鍛造工程では、棒状のＴｉＡｌ基合金素材を重油炉などで加熱し、（α＋β）相平衡温度領域内の保持温度に保持する。合金素材を炉から取り出した直後に、鍛造荒地を使用して、汎用のハンマープレスで型鍛造を施して成形する。型鍛造後は、冷却過程での熱変形を防ぐために断熱材中あるいは６００℃程度の低温炉中で除冷する。最後に、鍛造品を切削加工などで動翼形状に成形する。

　本実施形態のＴｉＡｌ基合金は鍛造性に優れるため、大型部材である動翼を簡略な工程にて短時間で形成することが可能である。

　（実施例１）
　表１の実施例１－１乃至実施例１－４に示す成分からなるＴｉＡｌ基合金インゴットを鋳造により製造した。各インゴットを所定の寸法となるように切断して表面加工を施し、直径８０ｍｍ、高さ６０ｍｍの柱状のＴｉＡｌ基合金素材を得た。

　各ＴｉＡｌ基合金素材を重油炉内で１３００℃に加熱保持した。保持後、重油炉からＴｉＡｌ基合金素材を取り出し、汎用の３００トン油圧プレスを用いて、鍛造比３ｓの据え込み鍛造を行った。なお、ＴｉＡｌ基合金素材取出しから鍛造終了まで１０秒以内で実施した。鍛造後の冷却は、鉄製架台上にて大気放冷とした。鍛造後熱処理として、マッフル炉を使用して８００℃、２４時間の応力除去焼鈍を実施した。

　（比較例）
　表１の比較例１－１乃至比較例１－９に示す成分からなるＴｉＡｌ基合金インゴットを鋳造により製造した。各インゴットを切断して表面加工を施し、直径８０ｍｍ、高さ６０ｍｍの柱状のＴｉＡｌ基合金素材を得た。実施例１と同様の方法で、各ＴｉＡｌ基合金素材の鍛造及び鍛造後の応力除去焼鈍を実施した。

　（実施例２～５）
　表１の実施例２乃至実施例５に示す成分からなるＴｉＡｌ基合金インゴットを鋳造により製造した。インゴットを切断して表面加工を施し、直径８０ｍｍ、高さ６０ｍｍの柱状ＴｉＡｌ基合金素材を得た。実施例１と同様の方法で、実施例２のＴｉＡｌ基合金素材の鍛造及び鍛造後の応力除去焼鈍を実施した。

　各ＴｉＡｌ基合金の鍛造性評価、クリープ強度試験及び耐酸化性試験を実施した。
　鍛造性評価は、鍛造後のインゴットの割れの発生有無を目視で確認した。割れが発生しない場合は鍛造性良好（○）とし、割れが発生する場合は鍛造性不良（×）とした。
　クリープ強度試験は、焼鈍後のインゴットから試験片を切り出し、試験温度７６０度、負荷応力３１１ＭＰａで実施した。クリープ破断時間が２５時間以上で高温強度良好（○）とし、２５時間未満で高温強度不足（×）とした。
　耐酸化性試験は、焼鈍後のインゴットから一辺が２．８ｍｍの立方体試験片を切り出し、８７０℃にて５０時間加熱し、単位面積当たりの酸化増量で比較した。酸化増量が０．０１ｇ／ｍｍ^２以下で耐酸化性良好（○）とし、０．０１ｇ／ｍｍ^２を超えた場合に耐酸化性不足（×）とした。

　実施例１－１乃至実施例１－４のＴｉＡｌ基合金は、いずれもラメラ粒が析出した金属組織となり、高い高温強度が得られた。また、Ｎｂを含有しない比較例１－９のＴｉＡｌ基合金と比較して、耐酸化性が大幅に改善された。

　Ａｌが４０原子％（ａｔ％）未満の場合、クリープ破断時間が低下した（比較例１－１、比較例１－３）。Ａｌが４２原子％を超えると、クリープ破断時間が長く高温強度は良好だったが、鍛造割れが発生した（比較例１－５、比較例１－７）。
　Ｎｂの含有量ｂが不等式ｂ＜３＋ａを満たす場合、鍛造割れが発生した（比較例１－２、比較例１－６）。Ｎｂ含有量ｂが不等式ｂ＞７＋ａとなる場合は、クリープ破断時間が低下した（比較例１－４、比較例１－８）。

　実施例２乃至実施例５のＴｉＡｌ基合金はいずれも、鍛造性、高温強度及び耐酸化性は良好だった。

　実施例１－１、及び、実施例２乃至実施例５のＴｉＡｌ基合金について、変形抵抗測定、引張試験、クリープ強度試験、及び耐酸化性試験の評価結果を表２に示す。変形抵抗測定は、焼鈍後のインゴットから直径７ｍｍ、長さ１２ｍｍの円柱試験片を切り出し、高周波加熱を用いて１２５０℃に保持し、変形速度１００ｍｍ／秒で実施した。引張試験は、焼鈍後のインゴットから切り出した全長６０ｍｍ、評定部直径４ｍｍ、評定部長さ２０ｍｍの試験片に対し、７００℃大気中にて実施した。

　Ｖを含有する実施例２及び実施例３は、実施例１－１と比較し引張破断強度が向上した。Ｃｒを含有する実施例４は、変形抵抗が小さくなった。すなわち、高温での変形能が増大した。Ｍｏを含有する実施例５は、クリープ強度が大幅に向上した。

Claims

　Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、
　Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、
　残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、
　前記ａ及びｂが以下の式（１）及び（２）：
　　　０≦ａ≦２　　　（１）
　　　３＋ａ≦ｂ≦７＋ａ　　　（２）
を満たすＴｉＡｌ基合金。
　Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、
　Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、更に
　Ｖ：ｃ原子％、
　Ｃｒ：ｄ原子％、及び
　Ｍｏ：ｅ原子％
から選択される１種以上の元素を含有し、
　残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、
　前記ａ乃至ｅが以下の式（３）乃至（９）：
　　　０≦ａ≦２　　　（３）
　　　３＋ａ≦ｂ＋１．０ｃ＋１．８ｄ＋３．８ｅ≦７＋ａ　　　（４）
　　　ｂ≧２　　　（５）
　　　ｃ≧０　　　（６）
　　　ｄ≧０　　　（７）
　　　ｅ≧０　　　（８）
　　　ｃ＋ｄ＋ｅ＞０　　　（９）
を満たすＴｉＡｌ基合金。
　α_２相とγ相とが交互に積層されたラメラ粒が配列してなる金属組織を有する請求項１または請求項２に記載のＴｉＡｌ基合金。
　Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、
　Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、
　残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金素材であって、
　前記ａ及びｂが以下の式（１）及び（２）：
　　　０≦ａ≦２　　　（１）
　　　３＋ａ≦ｂ≦７＋ａ　　　（２）
を満たすＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域内の保持温度に保持する工程と、
　該保持温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、所定の最終加工温度まで冷却しながら高速塑性加工する工程とを備えるＴｉＡｌ基合金の製造方法。
　Ａｌ：（４０＋ａ）原子％と、
　Ｎｂ：ｂ原子％とを含有し、更に
　Ｖ：ｃ原子％、
　Ｃｒ：ｄ原子％、及び
　Ｍｏ：ｅ原子％
から選択される１種以上の元素を含有し、
　残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金素材であって、
　前記ａ乃至ｅが以下の式（３）乃至（９）：
　　　０≦ａ≦２　　　（３）
　　　３＋ａ≦ｂ＋１．０ｃ＋１．８ｄ＋３．８ｅ≦７＋ａ　　　（４）
　　　ｂ≧２　　　（５）
　　　ｃ≧０　　　（６）
　　　ｄ≧０　　　（７）
　　　ｅ≧０　　　（８）
　　　ｃ＋ｄ＋ｅ＞０　　　（９）
を満たすＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域内の保持温度に保持する工程と、
　該保持温度に保持したＴｉＡｌ基合金素材を、所定の最終加工温度まで冷却しながら高速塑性加工する工程とを備えるＴｉＡｌ基合金の製造方法。
　前記保持温度が、１１５０℃以上１３５０℃以下である請求項４または請求項５に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
　前記最終加工温度が、１１５０℃以上である請求項４乃至請求項６のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
　前記高速塑性加工として鍛造法を用いる請求項４乃至請求項７のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
　請求項１乃至請求項３のいずれか１項に記載のＴｉＡｌ基合金を用いた動翼。