WO2014203714A1 - 熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 - Google Patents

熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a TiAl-based alloy suitable for use in moving blades of power generation gas turbines, aircraft gas turbines, etc., and particularly has good hot forgeability, high strength at high temperatures, and good ductility at normal temperatures. It relates to a TiAl-based hot forged alloy. Moreover, this invention relates to the manufacturing method of said TiAl base hot forging alloy.
  • a TiAl-based alloy that is lightweight and excellent in heat resistance has attracted attention as a material used for moving blades of various turbines and the like.
  • the lighter the components of the moving blade the less the centrifugal stress, so the maximum number of revolutions can be increased, the area of the moving blade can be increased, and the disk portion of the moving blade The load stress can be reduced, which is very useful for improving the efficiency of the entire apparatus.
  • This TiAl-based alloy is an alloy mainly composed of TiAl or Ti 3 Al, which is an intermetallic compound excellent in high-temperature strength, and has excellent heat resistance as described above.
  • TiAl alloy which is a lightweight heat-resistant alloy
  • the cast material has a complete lamellar structure in which an ⁇ 2 phase and a ⁇ phase excellent in high-temperature strength are laminated, but has a problem that the forgeability is poor and the room temperature ductility is poor because the crystal grains are coarse.
  • a TiAl-based alloy material having a predetermined composition on the premise of a hot forging material is maintained in the equilibrium temperature region of the ( ⁇ + ⁇ ) phase, and then plastically processed, thereby causing a casting defect. It has been proposed to refine the structure by synergistic effects of processing strain and phase transformation. Furthermore, the hot-forged TiAl-based alloy material is held in the equilibrium temperature region of the ( ⁇ + ⁇ ) phase, ( ⁇ + ⁇ + ⁇ ) phase or ( ⁇ + ⁇ ) phase, and the lamellar grains and the area fraction of the ⁇ phase and the particle size of the lamellar grains The TiAl-based alloy having excellent machinability and high-temperature strength can be manufactured. As hot working methods other than hot forging, extrusion, rolling die forging, and the like can be used.
  • Japanese Patent No. 4209092 Japanese Patent No. 4287991 Japanese Patent Laid-Open No. 6-49565
  • the cast structure is generally coarse, and some of the cast material is still insufficient in terms of improving ductility at room temperature.
  • foreign matter such as sludge collides with the moving blade during operation, or when the blade is manufactured on the outer periphery of the disk with a hammer, Since it sometimes breaks, it becomes necessary to improve the ductility and impact characteristics of the TiAl-based alloy.
  • it has been difficult to improve the ductility and impact characteristics of the above-described conventional castings.
  • it is relatively easy to manufacture small parts such as automobile parts, but it is generally difficult to manufacture large parts due to poor castability such as hot-water flow of TiAl-based alloys.
  • the present invention solves the above-mentioned problems in the TiAl-based alloy, and aims to provide a TiAl-based alloy that is excellent in hot forging, room temperature ductility, and impact characteristics as a hot forging material while being excellent in high-temperature strength. To do.
  • the TiAl-based alloy of the present invention solves the above problems, Al: 40 to 45 atomic%, and containing the additive element in the following composition ratio (A) or (B), (A) Nb: 7-9 atomic% Cr: 0.4 to 4.0 atomic%, Si: 0.3 to 1.0 atomic%, C: 0.3 to 1.0 atomic%, (B) Cr: 0.1 to 2.0 atomic%, Mo: 0.1 to 2.0 atomic%, Mn: 0.1 to 4.0 atomic%, Nb: 0.1 to 8.0 atomic%, V: any one or more of 0.1 to 8.0 atomic%, The balance is TiAl based alloy consisting of Ti and inevitable impurities, It is characterized by having a fine structure in which lamella grains having an average particle diameter of 1 to 200 ⁇ m in which Ti 3 Al phase ( ⁇ 2 phase) and TiAl phase ( ⁇ phase) are alternately laminated are densely arranged.
  • the manufacturing method of the TiAl base alloy of the present invention Holding the TiAl-based alloy in a coexisting temperature region of a hexagonal close-packed structure phase ( ⁇ phase) and a body-centered cubic structure phase ( ⁇ phase);
  • the hot-forged TiAl-based alloy material is maintained at a temperature range of 1180 to 1290 ° C. for 0.5 to 20 hours, and heat treated at a cooling rate of 0.3 to 10 [° C./min]. It is characterized by that.
  • the present invention provides a TiAl-based alloy that is excellent in high-temperature strength and excellent in hot forgeability, room temperature ductility, and impact properties as a hot forging material.
  • FIG. 24 is an example of a backscattered electron image photograph after the heat treatment of the alloy showing the evaluation results of the presence or absence of the ⁇ phase after heat treatment. It is explanatory drawing of the typical composition range in the TiAl binary system phase diagram of the TiAl casting material as a comparative example.
  • the TiAl-based alloy further includes one or more elements selected from the group consisting of W, Mo, B, Hf, Ta, and Zr. TiAl-based alloy containing 0.1 to 3 atomic%. By adding a small amount of these elements, high temperature strength, creep strength, and oxidation resistance can be enhanced.
  • an ingot is first prepared by melting, and the ingot is maintained in a coexisting temperature region of a hexagonal close-packed structure phase ( ⁇ phase) and a body-centered cubic structure phase ( ⁇ phase).
  • the hot forged TiAl-based alloy material and the hot-forged TiAl-based alloy material for 1 to 20 hours at a temperature range of 1230 to 1290 ° C. which is an ⁇ single phase region, and then 1 to 10 [° C./min] And a heat treatment step of cooling at a cooling rate.
  • the structure including the ⁇ phase formed after hot forging becomes the ⁇ single phase during the heat treatment, and then the cooling process.
  • transformation of ⁇ ⁇ ⁇ + ⁇ ⁇ ⁇ 2 + ⁇ that is, transformation from the hexagonal close-packed structure phase ( ⁇ phase) to the eutectoid phase of the hexagonal close-packed structure phase ( ⁇ phase) and TiAl phase ( ⁇ phase).
  • 3 Transformation of Al phase ( ⁇ 2 phase) and TiAl phase ( ⁇ phase) into a eutectoid phase occurs.
  • the turbine blade according to the present invention is characterized in that a TiAl-based alloy having the above composition is manufactured by the above manufacturing method.
  • the gas turbine for power generation, the gas turbine for aircraft, the turbocharger for ships, the gas turbine for various industrial machines or the steam turbine according to the present invention is characterized by using the above-described turbine blade. .
  • Al aluminum
  • Al aluminum
  • the ⁇ phase does not exist in the final state after the heat treatment, and a complete lamellar structure in which the ⁇ 2 phase and the ⁇ phase are laminated becomes hot. Since forgeability becomes favorable, it is preferable. Specifically, good hot forgeability means that large cracks do not occur even when hot forging under the conditions shown in FIG. 1 is carried out. Fine cracks accompanying changes in the surface structure due to oxidation or the like Shall not be included.
  • Al is less than 41.0 atomic%, the hot forgeability is good, but the ratio of the ⁇ 2 phase increases too much, so the ductility may decrease.
  • Al exceeds 45.0 atomic%, hot forgeability may become poor.
  • Niobium (Nb) is preferably in the range of 7.0 to 9.0 atomic% because the acid resistance is improved. When Nb is less than 7.0 atomic%, the effect of improving acid resistance may not be sufficient. When Nb exceeds 9.0 atomic%, the ⁇ phase may remain and the weight may increase.
  • Chromium (Cr) is preferable in the range of 0.4 to 4.0 atomic% because hot forgeability is improved. When Cr is less than 0.4 atomic%, for example, as shown in alloys 10 and 23 described later, hot forgeability may be reduced. When Cr exceeds 4.0 atomic%, the ⁇ phase may remain and the high temperature strength such as creep strength may be lowered.
  • Si is preferably in the range of 0.3 to 1.0 atomic% because the creep strength is improved. When Si is less than 0.3 atomic%, for example, as shown in an alloy 21 described later, the creep strength may not be improved. When Si exceeds 1.0 atomic%, hot forgeability may be poor.
  • Carbon (C) is preferably in the range of 0.3 to 1.0 atomic% because the creep strength is improved. When C is less than 0.3 atomic%, for example, as shown in alloy 5 described later, the creep strength may be insufficient. When C exceeds 1.0 atomic%, the hot forgeability may be poor.
  • the alloy element parameter P (41-Al) /3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7C is in the range of 1.1 to 2.3 atomic%. Is good. When the alloy element parameter P is less than 1.1 atomic%, the hot forgeability may be poor. When the alloy element parameter P exceeds 2.3 atomic%, the ⁇ phase remains even after the heat treatment, so that the high-temperature strength such as creep strength is lowered and the usable temperature may be lowered.
  • the crystal grain size of the lamellar grains is preferably 1 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less, particularly preferably 30 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less.
  • the crystal grain size of the lamella grains is 100 ⁇ m or less, the room temperature ductility is secured, which is preferable. Setting the average particle size of the lamellae to less than 1 ⁇ m is extremely difficult industrially. If it is less than 30 ⁇ m, the production cost may increase or the yield may decrease. On the other hand, if the average particle size exceeds 200 ⁇ m, the room temperature ductility, particularly the impact properties, may be lowered.
  • the temperature range for maintaining the hot-forged TiAl-based alloy material in the equilibrium temperature region in the ⁇ single phase region is preferably 1230 to 1290 ° C.
  • the temperature is lower than 1230 ° C., the region becomes an ⁇ + ⁇ region, and thus a complete lamellar structure may not be formed after cooling.
  • the temperature exceeds 1290 ° C., the ⁇ phase may remain after cooling due to the cooling rate because of the ⁇ + ⁇ region.
  • the time for maintaining the hot forged TiAl-based alloy material in the equilibrium temperature region in the ⁇ single phase region is preferably 1 to 20 hours. If the holding time is 1 hour or less, the time may be too short to form an ⁇ single phase. When the holding time exceeds 20 hours, the time is too long and the crystal grain size of ⁇ grains (final lamellar grains) becomes coarse, so that ductility and the like may be lowered.
  • the cooling rate after the hot-forged TiAl-based alloy material is held for a predetermined time in the equilibrium temperature region in the ⁇ single phase region is preferably 1 to 10 [° C./min].
  • the cooling rate is less than 1 [° C./min] the interval between the ⁇ 2 phase and the ⁇ phase in the lamellar grains becomes too large, and the high-temperature strength such as creep strength may decrease.
  • the cooling rate exceeds 10 [° C./min]
  • the ratio of the ⁇ 2 phase becomes too high and the ductility may be lowered.
  • the manufacturing method of the TiAl base alloy according to the first embodiment of the present invention is specifically based on the following steps. First, an ingot of the above composition components is melted. Next, hot forging of the ingot is performed. That is, like the conventional TiAl hot forging alloy, after maintaining the coexistence region of ⁇ phase and ⁇ phase, hot forging is performed in which the steel is taken out from the furnace and processed at a high strain rate while rapidly cooling. In this case, hot forgeability can be ensured by the effect of the presence of a ⁇ phase rich in plastic deformability as in the conventional hot forging material of a TiAl-based alloy. Moreover, the crystal grain size is refined by the effect of plastic strain imparting by forging.
  • the alloy of the present invention is characterized by not containing a ⁇ phase in the final state.
  • the alloy element parameter P (41-Al) /3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si.
  • Still another TiAl-based alloy according to the second embodiment of the present invention is the TiAl-based alloy, wherein one or more elements selected from the group consisting of C, Si, W, B, Ta, and Zr are further added. TiAl-based alloy containing 0.1 to 3 atomic%. By adding these elements, high temperature strength, creep strength, and oxidation resistance can be enhanced.
  • the method for producing a TiAl-based alloy according to the second embodiment of the present invention has a dense microstructure in which lamella grains having an average particle diameter of 30 to 200 ⁇ m, in which ⁇ 2 phases and ⁇ phases are alternately laminated, are densely arranged.
  • ⁇ phase does not exist in the final state after heat treatment, and ⁇ 2 / gamma complete lamellar is present. Since it becomes an organization, it is preferable. Moreover, since it becomes an ⁇ + ⁇ phase during forging, the hot forgeability is improved, which is preferable. Specifically, good hot forgeability means that even if hot forging under the conditions shown in FIG. 21 is performed, large cracks do not occur, and fine cracks accompanying changes in the surface structure due to oxidation or the like. Shall not be included.
  • the Cr equivalent is preferably in the range of 1.2 to 2.0 atomic%. If the Cr equivalent is less than 1.2 atomic%, the forgeability may be poor due to insufficient amount of ⁇ phase during forging. When the Cr equivalent exceeds 2.0 atomic%, the ⁇ phase remains after the heat treatment, so that the high-temperature strength is low and the usable temperature may be low. Although the addition effect of each element contained in the above Cr equivalent relational formula is different, it is preferable to make the Cr equivalent within the above range because the forgeability is good and the ⁇ phase does not remain.
  • the crystal grain size of the lamellar grains is 200 ⁇ m or less, it is preferable because the room temperature ductility is ensured. It is industrially difficult to make the average particle size of the lamella particles less than 30 ⁇ m, and when the average particle size exceeds 200 ⁇ m, the room temperature ductility may be lowered.
  • the temperature range maintained in the equilibrium temperature region in the ⁇ single-phase region is 1180. It is preferable that the temperature be ⁇ 1260 ° C. When the temperature is lower than 1180 ° C., because of the ⁇ + ⁇ region, a single lamellar structure may not be formed after cooling without forming an ⁇ single phase. When the temperature exceeds 1260 ° C., the ⁇ phase may remain depending on the cooling rate because of the ⁇ + ⁇ region.
  • the time for maintaining it in the equilibrium temperature region in the ⁇ single-phase region is 0.5 to 20 hours is preferable. If the holding time is less than 0.5 hours, the time may be too short to form an ⁇ single phase. If the holding time exceeds 20 hours, the crystal grain size of ⁇ grains (final lamellar grains) may become too long.
  • the cooling rate after the hot-forged TiAl base alloy material is held for a predetermined time in the equilibrium temperature region in the ⁇ single phase region is 0.3. ⁇ 10 [° C / min] is preferable.
  • the cooling rate is less than 0.3 [° C./min]
  • the interval between the ⁇ 2 phase and the ⁇ phase in the lamellar grains becomes too coarse, and the ductility and strength may be reduced.
  • the cooling rate exceeds 10 [° C./min]
  • the ratio of the ⁇ 2 phase becomes too high and the ductility may be lowered.
  • the manufacturing method of the TiAl base alloy according to the second embodiment of the present invention is specifically based on the following steps. First, an ingot of a predetermined component is dissolved. Next, hot forging of the ingot is performed. That is, it is carried out in the ⁇ + ⁇ region as in the conventional TiAl hot forging alloy. Hot forgeability can be ensured by the effect of the ⁇ phase as in the conventional material. Moreover, the crystal grain size is refined by the effect of forging. Subsequently, the forging material is heat-treated. The ⁇ ⁇ ⁇ + ⁇ ⁇ ⁇ 2 + ⁇ transformation is caused by cooling at a predetermined speed after holding for a predetermined time in the ⁇ single phase region. By optimizing the holding time in the ⁇ region, there is no coarsening of crystal grains, and finally a fine ⁇ 2 / ⁇ complete lamellar structure excellent in high temperature strength and room temperature ductility can be obtained.
  • the phase transformation process ( ⁇ + ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ + ⁇ ⁇ ⁇ 2 + ⁇ ) that was not the conventional hot forging material is realized by changing the composition significantly from that of the conventional TiAl hot forging material.
  • this phase transformation in the process of forging and heat treatment, an ⁇ 2 / ⁇ complete lamellar structure having high high-temperature strength is obtained in the final state. That is, it is possible to achieve both hot forgeability and high temperature strength. Further, since the crystal grains are refined by the effect of forging, the room temperature ductility is significantly superior to the cast material.
  • FIGS. 1 to 17 relate to the first embodiment of the present invention
  • FIGS. 18 to 25 relate to the second embodiment of the present invention
  • FIGS. 26 to 32 relate to a TiAl cast material and a conventional TiAl hot forging material as comparative examples.
  • Procedure 1 Ingot preparation
  • FIG. 1 explains the ingot used in the examples and the hot forging test for evaluating the hot forgeability.
  • A) is an appearance photograph of the ingot and the material subjected to the forging test.
  • (B) is a situation photograph during the hot forging test
  • (C) is an explanatory view of a change in height in the hot forging test.
  • FIG. 1 (A) is a typical example of the appearance of an ingot produced with the alloy composition shown in FIGS. Both ingots have almost the same appearance.
  • 2 and 3 are diagrams for explaining the summary of the components of the trial ingot and the evaluation test results.
  • the ingot production method is based on high frequency melting using an yttria crucible.
  • the raw material of the ingot is sponge Ti and granular raw materials of Al, Nb, Cr, Si, C is added as TiC powder, and the total weight is about 700 g.
  • the dissolution atmosphere is in argon gas. Casting was performed on a cast iron mold having an inner diameter of 40 mm, and cutting was performed at the position shown in FIG. 1 (A), and the lower side was subjected to a hot forging test.
  • the ingot weight in the photograph was about 700 g, but it was about 450 g after cutting the hot water.
  • Procedure 2 Measurement of area ratio of ⁇ phase existing at 1350 ° C. (heating temperature during hot forging)
  • a small piece is processed from a portion above the cut surface of the ingot, The water cooling process was implemented after hold
  • the cross-sectional structure is observed with a backscattered electron image of a scanning electron microscope, and a photograph of the result is subjected to image processing, whereby the area ratio of the ⁇ phase present in the test material was measured.
  • Hot forging test The hot forging test was performed as shown in the situation photograph shown in FIG. 1 (B) and the explanatory diagram shown in (C). That is, the heating temperature was 1350 ° C., the ingot was removed from the furnace, the press installed in the press was lowered, and forging was performed. The descent speed of the press was 50 mm / second or more, the forging direction was upset, the number of forgings was 7, and the material was returned to the furnace for each once forging and reheated. Changes in height in the hot forging test were 90 mm (initial ingot height), 80 mm, 70 mm, 55 mm, 40 mm, 30 mm, 20 mm, and 15 mm, and the compression was performed sequentially.
  • Procedure 4 Investigation of presence or absence of ⁇ -phase residue in each composition
  • the specimen after hot forging was subjected to a slow cooling heat treatment of cooling at 0.2 ° C./min after holding at 1350 ° C. for 2 hours, and scanning type
  • the cross-sectional structure was observed with a reflection electron image of an electron microscope, and the presence or absence of a ⁇ phase was investigated.
  • This heat treatment was carried out in order to investigate whether or not the ⁇ phase was finally stable in each of the compositions shown in FIGS. Moreover, it is unrelated to the heat treatment conditions after forging which is a requirement of the present invention.
  • Procedure 5 Investigation of Appropriate Heat Treatment Conditions
  • the hot forged material after the above procedure 3 was subjected to a heat treatment test with the following changes, and the appropriate heat treatment conditions were examined from the observation of the structure.
  • the changed conditions are holding temperature, holding time, and cooling rate.
  • the temperature range for holding in the equilibrium temperature region in the ⁇ single-phase region should be 1230 to 1290 ° C.
  • the holding time is a time for holding the hot-forged TiAl-based alloy in the equilibrium temperature region in the ⁇ single phase region, and it was found that the holding time is preferably 1 to 20 hours.
  • the cooling rate is a cooling rate after the hot-forged TiAl-based alloy is kept for a predetermined time in the equilibrium temperature region in the ⁇ single phase region, and it was found that 1 to 10 [° C./min] is good.
  • the target structure is a fine structure in which lamella grains having an average particle diameter of 1 to 200 ⁇ m, in which ⁇ 2 phases that appear gray in the reflected electron image and ⁇ phases that appear black in the reflected electron image are alternately laminated, are densely arranged. It is. Further, it does not include ⁇ grains in which the ⁇ phase that appears white in the reflected electron image and the ⁇ phase that appears black in the reflected electron image grows in a large equiaxed shape. It should be noted that silicide that precipitates with the addition of Si that appears as white and small particles in the reflected electron image is not subject to evaluation.
  • Procedure 6 Evaluation of creep rupture strength After heat-treating the hot forged material, a creep test piece was processed, and a creep rupture test at 870 ° C. ⁇ 225 MPa was performed. And the creep strength of each alloy was evaluated by the rupture time.
  • the invention alloy was carried out under the heat treatment conditions for obtaining the target structure in the above procedure 5.
  • the comparative alloy (the alloy in which the ⁇ phase is found to remain in the procedure 4) is an appropriate condition for the invention alloy having a similar composition.
  • FIG. 4 corresponds to a separate ingot having a different composition, and indicates a crack occurrence state in hot forging depending on whether the plotted mark is black or white. An ingot with a black plot composition has cracks in the hot forging test, and an ingot with a white plot composition has no cracks.
  • FIG. 6 shows a case where the ingot (alloy 13, composition Ti-42Al-8Nb-2.3Cr-0.9Si-0.7C (atomic%)) of the first embodiment of the present invention is hot forged at 1350 ° C. It is an appearance photograph. The amount of ⁇ phase at 1350 ° C. is estimated to be sufficiently 42% from the evaluation in Procedure 2, so that the forgeability is good and there is no crack.
  • FIG. 7 is a reflected electron image photograph of a test material obtained by heat-treating the ingot (alloy 13) of the first embodiment of the present invention under hot conditions after hot forging.
  • Complete lamellar structure without ⁇ phase (large white phase).
  • Fine white dots are precipitates (silicides) caused by Si.
  • the appropriate conditions refer to the heat treatment conditions described above. That is, when this hot forged alloy 13 is heat-treated under appropriate conditions, the hot forged material does not have a ⁇ phase with excellent high temperature deformability (low high temperature strength).
  • the particle size is slightly coarser than that of the forged product, but is significantly smaller than that of the cast material. Therefore, this hot forged material is excellent in both high temperature strength and room temperature ductility because of the above structure.
  • FIG. 8 is a photograph of the appearance of a comparative alloy 6 ingot (composition Ti-41Al-7Nb-0.9Si-0.4C (at%)) hot forged at 1350 ° C. Since the amount of ⁇ phase at 1350 ° C. was estimated to be as small as 12% from the evaluation in Procedure 2, the deformability was poor and large cracks occurred.
  • FIG. 9 is a reflected electron image structure photograph of a test material obtained by heat-treating a TiAl cast material of comparative alloy 6 under appropriate conditions. It is a complete lamellar structure without the ⁇ phase (large white phase) similar to the inventive alloy. Fine white dots are precipitates (silicides) caused by Si.
  • FIG. 10 is a photograph of the appearance when the ingot (composition Ti-40Al-7Nb-3Cr-0.6Si-0.9C (atomic%)) of Comparative Alloy 4 is hot forged at 1350 ° C. Since the ⁇ phase amount at 1350 ° C. is estimated to be 63% sufficiently from the evaluation in Procedure 2, the forgeability is good and there is no crack.
  • FIG. 11 is a reflection electron image structure photograph of a test material obtained by heat-treating an ingot of comparative alloy 4 under appropriate conditions after hot forging. It is expected that the high-temperature strength is low because the ⁇ phase (white large phase) having excellent high-temperature deformability (low high-temperature strength) remains. In fact, the creep rupture time (h) at 870 ° C. ⁇ 225 MPa was 16 hours, which was shorter than the invention alloy.
  • FIG. 12 is a reflected electron image photograph of the test material held at 1220 ° C. lower than the proper holding temperature in the heat treatment after hot forging the ingot (alloy 13) of the first embodiment of the present invention.
  • Other heat treatment conditions are appropriate conditions. It can be seen that a large black equiaxed ⁇ phase exists. That is, since it is not a complete lamellar structure, the high temperature strength is considered to be lower than that of the alloy according to the invention. As a cause of this, it is considered that 1220 ° C. is not an ⁇ single phase region but an ⁇ + ⁇ region.
  • FIG. 13 is a reflected electron image photograph of the specimen held at 1300 ° C., which is higher than the proper holding temperature, in the heat treatment after hot forging the ingot (alloy 13) of the first embodiment of the present invention.
  • Other heat treatment conditions are appropriate conditions. It can be seen that a large white ⁇ phase exists. It is considered that the high-temperature strength is lower than that of the inventive alloy because the ⁇ phase remains. As a cause of this, it is conceivable that 1300 ° C. is not an ⁇ single phase region but an ⁇ + ⁇ region.
  • FIG. 14 is a reflected electron image photograph of the test material held in 0.5 hours shorter than the proper holding time in the heat treatment after hot forging the ingot (alloy 13) of the first embodiment of the present invention.
  • Other heat treatment conditions are appropriate conditions. It can be seen that a large white ⁇ phase exists. It is considered that the high-temperature strength is lower than that of the inventive alloy because the ⁇ phase remains. In addition, since holding time was short as this cause, it is possible that there was not enough time for the beta phase which exists in a forging material to transform into an alpha phase.
  • FIG. 15 is a reflected electron image photograph of the specimen held for 23 hours longer than the proper holding time in the heat treatment after hot forging the ingot (alloy 13) of the first embodiment of the present invention.
  • Other heat treatment conditions are appropriate conditions. Although it is a complete lamellar structure, it turns out that a crystal grain is large. It is considered that the room temperature ductility and the like are lower than those of the alloys according to the invention due to the large crystal grains. In addition, since holding
  • FIG. 16 shows a backscattered electron image of a specimen cooled at 0.7 [° C./min] slower than the appropriate cooling rate in the heat treatment after hot forging the ingot (alloy 13) of the first embodiment of the present invention. It is a photograph. Other heat treatment conditions are appropriate conditions. Although it is a complete lamella structure, it can be seen that the lamella spacing is large. It is considered that the high temperature strength is lower than that of the invention alloy due to the large lamella spacing.
  • FIG. 17 is a reflection electron image photograph of the test material cooled at 15 [° C./min] faster than the appropriate cooling rate in the heat treatment after hot forging the ingot (alloy 13) of the first embodiment of the present invention. is there.
  • Other heat treatment conditions are appropriate conditions. It can be seen that although it is a complete lamellar tissue, the lamella spacing is small. Since the lamella spacing is small, the room temperature ductility is considered to be lower than that of the invention alloy.
  • Table 1 shows the components and hot forging temperatures in the material of Comparative Example 9 as the TiAl hot forged alloy and TiAl cast material of the second embodiment of the present invention and Comparative Example 10 as the conventional TiAl hot forged material. , Heat treatment conditions, structure, and tensile properties at room temperature, 850 ° C. and 950 ° C. are shown.
  • FIG. 18 is an appearance photograph when the TiAl hot forged material (composition Ti-41Al-0.6Cr-4Nb (at%)) of the second embodiment of the present invention is hot forged at 1350 ° C.
  • the forging temperature is in the ⁇ + ⁇ region. Since the ⁇ phase excellent in high temperature deformability exists, the forgeability of this hot forged material is good and there is no crack.
  • FIG. 19 is an optical micrograph of the material after forging in FIG. The horizontal line at the right corner indicates 10 ⁇ m.
  • the crystal grain size is refined by the effect of plastic strain by forging, and is about 10 to 100 ⁇ m, for example.
  • FIG. 20 shows a TiAl hot forging material (composition Ti-41Al-0.6Cr-4Nb (at%)) according to the second embodiment of the present invention, which is kept at ⁇ ° region at 1200 ° C. for 2 hours after hot forging and then 3 ° C. It is the reflection electron image photograph of the test material cooled at / min.
  • (A) is a low-magnification photograph
  • (B) is a high-magnification photograph.
  • It is a complete lamellar structure composed of an ⁇ 2 phase and a ⁇ phase, and is similar to a cast material. In the material after this heat treatment, there is no ⁇ phase excellent in high temperature deformability (low temperature strength is low).
  • the particle size is slightly coarser than that of the forged product, but is much smaller than that of the cast material shown in FIG. Therefore, this hot forged material is excellent in both high temperature strength and room temperature ductility because of the above structure.
  • FIG. 21 illustrates a hot forging test for evaluating the hot forgeability of a TiAl alloy containing the TiAl hot forging material of the second embodiment of the present invention.
  • (A) is an appearance photograph of an ingot and The cutting position (using the lower side) of the material subjected to the forging test
  • (B) is a situation photo of the hot forging test
  • (C) is an explanatory diagram of the change in height in the hot forging test.
  • FIG. 21 (A) is an external view photograph in which ingots were prepared for the compositions shown in Tables 2 and 3.
  • the ingot production method is based on high frequency melting using an yttria crucible.
  • Ingot raw materials include, in addition to sponge Ti and Al grains, Cr, Mo, Mn, Nb, and V as additive elements, either alone or in combination.
  • the dissolution atmosphere is in argon gas.
  • the ingot weight in the photograph is about 700 g, but it is about 450 g after cutting the hot water.
  • FIGS. 21 (B) and (C) are situation pictures and explanatory diagrams of the hot forging test.
  • the heating temperature is 1350 ° C.
  • the press speed is 50 mm / second or more
  • the forging direction is upset
  • the number of forgings is 7 times. , Reheating each time.
  • Changes in height in the hot forging test are 90 mm, 80 mm, 70 mm, 55 mm, 40 mm, 30 mm, 20 mm, and 15 mm, and the compression is performed sequentially.
  • Tables 2 and 3 show the compositions and test results of ingots in which the hot forgeability and the presence / absence of ⁇ -phase residue after heat treatment were investigated.
  • FIG. 22 is a diagram for explaining the influence of Al concentration and Cr equivalent on the hot forgeability of the TiAl alloy containing the TiAl hot forging material of the second embodiment of the present invention.
  • each plot in FIG. 22 corresponds to a separate ingot.
  • the effect of each additive element is different, the results can be well organized by using Cr + Mo + 0.5Mn + 0.25Nb + 0.25V (at%). It was confirmed that hot forging could be performed without cracking when the Cr equivalent was 1 at% or more and the Al concentration was 43 at% or less.
  • FIG. 23 is an example of an appearance photograph of the test material after the hot forging test of FIG.
  • FIG. 23A shows a case where no crack is present
  • FIG. 23B shows a case where a crack is generated.
  • FIG. 24 is a diagram for explaining the effects of Al concentration and Cr equivalent on the structural change after heat treatment of the TiAl alloy forging material including the TiAl hot forging material of the second embodiment of the present invention, and the presence or absence of ⁇ -phase residue Is explained.
  • the hot forging material of the ingot produced with the composition of Tables 2 and 3 is used and tested.
  • As test conditions a small piece cut out from the hot forging material is subjected to heat treatment of cooling at 0.2 ° C./min after holding at 1350 ° C. for 2 hours. Under the heat treatment test conditions relating to this figure, cooling was performed at a very low rate in order to investigate whether or not the ⁇ phase finally remained in each composition. Therefore, the crystal grain size is coarsened.
  • FIG. 25 is an example of a reflection electron image photograph after heat treatment of the TiAl alloy forged material of FIG. 24, (A) is an example of a structure in which the ⁇ phase remains, and (B) is a complete lamellar structure in which the ⁇ phase does not remain. An example of an organized organization is shown.
  • FIG. 26 is an explanatory diagram of a typical composition range in a TiAl binary phase diagram of a TiAl cast material.
  • ⁇ -phase stabilizing elements Mn, Cr, Mo, V, etc.
  • the phase transformation is ⁇ ⁇ ⁇ + ⁇ ⁇ ⁇ 2 + ⁇ , and the ⁇ phase is not stable even at high temperatures.
  • FIG. 27 is an optical micrograph of a conventional TiAl cast material (composition Ti-46 at% Al). Low temperature ductility due to coarse crystal grain size
  • FIG. 28 is a reflected electron image structure photograph of a TiAl cast material having a conventional composition (composition Ti-46 at% Al).
  • the TiAl cast material is composed of a ⁇ phase and an ⁇ 2 phase, and has a lamellar structure that is a structure in which the two phases are layered.
  • the TiAl cast material has a complete lamellar structure, has a high temperature strength and can be used up to about 850 ° C.
  • FIG. 29 is an external view photograph when a conventional TiAl cast material (composition Ti-46 at% Al) is hot forged at 1350 ° C.
  • FIG. 30 is an explanatory diagram of a typical composition range on a phase diagram of a TiAl hot forged alloy having a conventional composition.
  • This phase diagram is a phase diagram of a TiAl-V ternary alloy in which the Al concentration is fixed at 42 at% and a ⁇ -stabilizing element (in this case, V) is added to stabilize the ⁇ phase.
  • the additive elements are Mn, Cr, Mo, and Nb, the basic configuration is common, but the position of each phase varies depending on the additive element. In addition, the existence position of each phase changes depending on the change in Al concentration.
  • the region surrounded by the rectangular solid line is the composition of the conventional TiAl hot forging alloy when the additive element is V.
  • V is a region of 9 to 13 at%
  • the ⁇ + ⁇ phase is around 1300 ° C. Since the region appears and the ⁇ phase is stable even at a low temperature of 1000 ° C. or lower, the ⁇ phase remains in the final product regardless of the heat treatment. In addition, if the product is used at a high temperature for a long time, it may approach an equilibrium state and the amount of ⁇ phase may increase.
  • FIG. 31 is a photograph of the appearance when a hot forged TiAl material (composition Ti-42Al-5Mn (at%)) having a conventional composition is hot forged at 1300 ° C.
  • the forging temperature is in the ⁇ + ⁇ region. Since the ⁇ phase excellent in high temperature deformability exists, forgeability is good and there is no crack.
  • FIG. 32 is a backscattered electron image of a test material obtained by holding a TiAl hot forging material having a conventional composition (composition Ti-42Al-5Mn (at%)) at 1300 ° C. for 2 hours and cooling heat treatment at 20 ° C./min. .
  • the structure of this hot forged material is composed of a ⁇ phase, a ⁇ phase, and an ⁇ 2 / ⁇ lamella structure. Since there is a ⁇ -phase having excellent high-temperature deformability (low-temperature strength is low), the high-temperature strength is low and the usable temperature is about 700 ° C. It is impossible to eliminate this ⁇ phase by changing the heat treatment conditions. This is because this composition stabilizes the ⁇ phase at a low temperature.
  • the TiAl-based alloy and the TiAl-based alloy manufacturing method of the present invention can be obtained by changing the ratio of composition elements within a range obvious to those skilled in the art, for example, changing the composition within an allowable range that is inevitably included in manufacturing, and procuring raw material compositions. It includes composition changes within an allowable range according to price fluctuations and supply status fluctuations.
  • the TiAl-based alloy of the present invention is excellent in high-temperature strength and impact resistance, it can be used as a moving blade for gas turbines or steam turbines for power generation, aircraft, marine use or various industrial machines. Is preferred.
  • the TiAl-based alloy material produced according to the present invention is excellent in high temperature strength, and is excellent in ductility and impact properties. If such a material is used for the blades of various turbines and turbochargers, it is possible to contribute to improvement in energy efficiency and weight reduction by increasing the number of rotations while maintaining reliability.
  • the TiAl-based alloy of the present invention has good hot forgeability, so that large parts can be manufactured, and it is excellent in high temperature strength, room temperature ductility, etc. And so on.
  • the TiAl base alloy of the present invention is used, a large material excellent in high temperature strength and room temperature ductility can be obtained.
  • Rotor blades and discs using such materials have excellent high-temperature strength and cold ductility, so if they are used as rotor blades and discs for aircraft engines and gas turbines for power generation, the rotation speed is maintained while maintaining reliability. It is possible to contribute to the improvement of energy efficiency due to the increase in the size and the increase in the component size.

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Abstract

　本発明のＴｉＡｌ基熱間鍛造型合金は、Ａｌ：４０～４５原子％、及び以下の（Ａ）又は（Ｂ）の組成割合で添加元素を含有し、（Ａ）Ｎｂ：７～９原子％、Ｃｒ：０．４～４．０原子％、Ｓｉ：０．３～１．０原子％、Ｃ：０．３～１．０原子％、（Ｂ）Ｃｒ：０．１～２．０原子％、Ｍｏ：０．１～２．０原子％、Ｍｎ：０．１～４．０原子％、Ｎｂ：０．１～８．０原子％、Ｖ：０．１～８．０原子％のいずれか１種以上、残部がＴｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、Ｔｉ３Ａｌ相（α２相)とＴｉＡｌ相（γ相)が交互に積層された平均粒径１～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有することを特徴とする。

Description

熱間鍛造型ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法
　本発明は、発電用ガスタービンや航空機用ガスタービン等の動翼に用いて好適なＴｉＡｌ基合金に関し、特に熱間鍛造性が良好で、高温での強度が高く、常温での延性も良好なＴｉＡｌ基熱間鍛造合金に関する。また、本発明は、上記のＴｉＡｌ基熱間鍛造合金の製造方法に関する。
　近年、各種タ－ビン等の動翼に用いる材料として、軽量で耐熱性に優れる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、さらには動翼のディスク部分への負荷応力の低減を図ることができ、装置全体の高効率化に非常に有益である。
　このＴｉＡｌ基合金は、高温強度に優れた金属間化合物であるＴｉＡｌやＴｉ３Ａｌを主体とする合金であり、上述の如く耐熱性に優れている。そして、軽量耐熱合金であるＴｉＡｌ合金の使用形態として鋳造材と鍛造材がある。
　鋳造材は高温強度に優れたα２相とγ相が積層した完全ラメラ組織であるが鍛造性が不良であり、また結晶粒が粗大なため常温延性に乏しいという問題がある。そこで、例えば、特許文献１、２では熱間鍛造材を前提に所定の組成を有するＴｉＡｌ基合金素材を、（α＋β）相の平衡温度領域に保持し、その後に塑性加工することにより、鋳造欠陥を無くすことができるとともに、加工歪みと相変態の相乗効果で組織を微細化することが提案されている。さらに、その後熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を（α＋β）相または（α＋β＋γ）相または（β＋γ）相の平衡温度領域に保持して、ラメラ粒及びβ相の面積分率やラメラ粒の粒径を制御し、優れた機械加工性と、高温強度を備えたＴｉＡｌ基合金を製造することができるとしている。熱間鍛造以外の熱間加工方法としては、押出、圧延型鍛造等を使用することができるとしている。
特許第４２０９０９２号公報 特許第４２８７９９１号公報 特開平６－４９５６５号公報
　しかしながら、まず上記した鋳造材の場合、鋳造組織は一般に粗大であり、室温での延性向上の点ではなお不充分なものがあった。特に、産業用のエンジン等に用いる動翼では、運転時に該動翼にスラッジ等の異物が衝突したり、動翼の製造時においてディスクの外周に翼をハンマ－で植え付ける際の衝撃で翼が破壊することがあるので、ＴｉＡｌ基合金の延性や衝撃特性を向上させることが必要になってくる。ところが、上記従来技術の鋳造材では、かかる延性や衝撃特性を向上させることは困難であった。
　そして、鋳造材の場合、自動車部品等の小型部品の製造は比較的容易であるが、一般にＴｉＡｌ基合金の湯流れ性等の鋳造性は悪いため大型部品の製造が困難であった
　一方、ＴｉＡｌ基合金の鍛造材に関しては、金型と素材を一緒に高温中に保持し、温度を一定に保って低速変形することが特徴である恒温鍛造も一般に用いられているが、本手法はプロセスコストが非常に高価な上、金型と素材を一緒に加熱するという手法の制約上、大きな製品の製造ができないという問題がある。
　一方、ＴｉＡｌ基合金の鍛造材において熱間鍛造材に関しては、例えば特許文献３に示すように、高温変形能に優れた（即ち高温強度の低い）β相をβ安定化元素（Ｍｎ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ等）添加で生成させることで、鍛造中の温度低下とともに高速変形するいわゆる熱間鍛造を可能としている。しかし、従来のＴｉＡｌ基合金の熱間鍛造材は最終製品中にβ相が残留するため、使用状態において高温強度が低く使用可能温度は最高７００℃程度と、鋳造材の使用可能温度である８５０℃程度と比較して、大幅に低くなるという課題があった。
　本発明は、ＴｉＡｌ基合金における上記した問題を解決したもので、高温強度に優れるとともに、熱間鍛造材としての熱間鍛造性や室温延性、衝撃特性に優れたＴｉＡｌ基合金の提供を目的とする。
　本発明のＴｉＡｌ基合金は、上記課題を解決するもので、
　Ａｌ：４０～４５原子％、及び以下の（Ａ）又は（Ｂ）の組成割合で添加元素を含有し、
（Ａ）Ｎｂ：７～９原子％、
　　　Ｃｒ：０．４～４．０原子％、
　　　Ｓｉ：０．３～１．０原子％、
　　　Ｃ：０．３～１．０原子％、
（Ｂ）Ｃｒ：０．１～２．０原子％、
　　　Ｍｏ：０．１～２．０原子％、
　　　Ｍｎ：０．１～４．０原子％、
　　　Ｎｂ：０．１～８．０原子％、
　　　Ｖ：０．１～８．０原子％のいずれか１種以上、
残部がＴｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、
　Ｔｉ３Ａｌ相（α２相)とＴｉＡｌ相（γ相)が交互に積層された平均粒径１～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有することを特徴とする。
　また、本発明のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、
　前記ＴｉＡｌ基合金を六方最密充填構造相（α相)と体心立方構造相（β相)の共存温度領域に保持して熱間鍛造する工程と、
　前記熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を、１１８０～１２９０℃の温度範囲で０．５～２０時間保持すると共に、０．３～１０［℃／分］の冷却速度で熱処理する工程とを備えたことを特徴とする。
　本発明により、高温強度に優れるとともに、熱間鍛造材としての熱間鍛造性や室温延性、衝撃特性に優れたＴｉＡｌ基合金が提供される。
本発明の第一の実施形態の実施例において用いたＴｉＡｌ合金インゴットを説明する外観写真と、熱間鍛造性を評価するため実施した熱間鍛造試験要領の説明図である。 試作インゴットの成分とその評価試験結果の要約を説明する図である。 試作インゴットの成分とその評価試験結果の要約を説明する図である。 試作インゴットの合金元素パラメータPと１３５０℃×１ｈ水冷材（後述する手順２）中に存在するβ相の面積率、ならびに１３５０℃鍛造試験結果（同手順３）の関係の説明図である。 試作インゴットの合金元素パラメータPと１３５０℃×１ｈ水冷材（同手順２）中に存在するβ相の面積率、ならびに１３５０℃で２ｈ保持後に０．２℃／ｍｉｎで徐冷（同手順４）した場合のβ相残留有無の関係の説明図である。 本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を熱間鍛造後に適正条件で熱処理した場合の断面組織の反射電子像写真である。 比較例としての合金６組成のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 比較例としての合金６組成のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を熱間鍛造後に適正条件で熱処理した場合の断面組織の反射電子像写真である。 比較例としての合金１７組成のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 比較例としての合金１７組成のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を熱間鍛造後に適正条件で熱処理した場合の断面組織の反射電子像写真である。 比較例として本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を、熱処理において適正保持温度より低い１２２０℃で保持した場合の断面組織の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。 比較例として本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛合金を、熱処理において適正保持温度より高い１３００℃で保持した場合の断面組織の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。 比較例として本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を、熱処理において適正保持時間より短い０．５時間で保持した場合の断面組織の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。 比較例として本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を、熱処理において適正保持時間長い２３時間で保持した場合の断面組織の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。 比較例として本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を、熱処理において適正冷却速度より遅い０．７［℃／分］で冷却した場合の断面組織の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。 比較例として本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金を、熱処理において適正冷却速度より速い１５［℃／分］で冷却した場合の断面組織の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。 本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 図１８の鍛造後の材料の光学顕微鏡組織写真である。 本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材をα域の1200℃で２時間保持後に３℃/分℃で冷却した供試材の反射電子像写真である。 本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金の熱間鍛造性を評価するための熱間鍛造試験を説明する図である。 本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金の熱間鍛造性に及ぼすＡｌ濃度とＣｒ当量の影響を説明する図で、熱間鍛造での割れ発生状態を説明してある。 図２２に熱間鍛造性の評価結果を示した合金について、熱間鍛造試験後の試験素材の外観写真の例である。 本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金鍛造材の熱処理後の組織変化に及ぼすＡｌ濃度とＣｒ当量の影響を説明する図であり、β相残留の有無について説明してある。 図２４に熱処理後のβ相残留有無の評価結果を示した合金について、熱処理後の反射電子像写真の例である。 比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材のＴｉＡｌ二元系状態図における代表的な組成範囲の説明図である。 比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材の光学顕微鏡組織写真である。 比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材の反射電子像組織写真である。 比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 比較例としての従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材の状態図上における代表的な組成範囲の説明図である。 比較例としての従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材用のインゴットを１３００℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。 比較例としての従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材を１３００℃で２時間分持し、２０℃/分で冷却熱処理した供試材の反射電子像である。
　本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ基合金は、
　Ａｌ：４１～４５原子％、
　Ｎｂ：７～９原子％、
　Ｃｒ：０．４～４．０原子％、
　Ｓｉ： ０．３～１．０原子％、
　Ｃ：０．３～１．０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、次式によって求められる合金元素パラメータＰ:
　Ｐ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7C
が１．１～２．３の組成範囲にあり、熱間鍛造後に行う熱処理後の最終状態において、Ｔｉ３Ａｌ相（α２相)とＴｉＡｌ相（γ相)が交互に積層された平均粒径１～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなり、β相を含まない微細組織を有することを特徴とする。
　本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ基合金のさらに他の一つは、上記ＴｉＡｌ基合金において、さらにＷ、Ｍｏ、Ｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｚｒの群から選ばれる１種以上の元素を合計で０．１～３原子％含有したＴｉＡｌ基合金である。これらの元素を少量添加することにより、高温強度、クリ－プ強度、耐酸化性を高めることができる。
　前記組成のＴｉＡｌ基合金の製造方法としては、まず溶解によってインゴットを作成し、そのインゴットを六方最密充填構造相（α相)と体心立方構造相（β相)の共存温度領域に保持して熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を、α単相域となる１２３０～１２９０℃の温度範囲で１～２０時間保持した後、１～１０［℃／分］の冷却速度で冷却する熱処理する工程とを備えたことを特徴とする。
　本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ基合金の製造方法において、前記熱処理工程では、熱間鍛造後に形成されるβ相を含む組織が熱処理の保持中にα単相となった後、冷却過程においてα→α＋γ→α２＋γ変態、即ち六方最密充填構造相（α相)から六方最密充填構造相（α相)とＴｉＡｌ相（γ相)の共析相への変態をへて、さらにＴｉ３Ａｌ相（α２相)とＴｉＡｌ相（γ相)の共析相への変態を生じる。
　本発明のタ－ビン用動翼は、上記組成のＴｉＡｌ基合金を上記の製造方法で製造することを特徴とする。
　本発明の発電用ガスタービン、航空機用ガスタ－ビン、船舶用過給器、若しくは各種産業機械用ガスタ－ビン又は蒸気タ－ビンは、上記タ－ビン用動翼を用いたことを特徴とする。
　以下に、本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ基合金の組成およびその含有量を上記のように限定した理由を下記に記す。なお、以下の説明において、含有量を示す％は原子％である。
　アルミニウム（Ａｌ）：Ａｌは４１．０～４５．０原子％の範囲では、熱処理後の最終的な状態でβ相が存在せず、α２相とγ相が積層した完全ラメラ組織となり、熱間鍛造性が良好となるので好ましい。熱間鍛造性が良好とは、具体的には図１に示した条件の熱間鍛造を実施しても、大きな割れが発生しないことをいい、酸化等での表面組織変化に伴う微細な割れは含まれないものとする。Ａｌが４１．０原子％に満たない場合は、熱間鍛造性は良好であるがα２相の比率が多くなりすぎるため、延性が低下することがある。Ａｌが４５．０原子％を超す場合は、熱間鍛造性が不良になることがある。
　ニオブ（Ｎｂ）：Ｎｂは７．０～９．０原子％の範囲では、耐酸性を向上させるので好ましい。Ｎｂが７．０原子％に満たない場合は、耐酸性を向上させる効果が十分でないことがある。Ｎｂが９．０原子％を超す場合は、β相が残留すると共に、重量が増加する問題が生じ得る。
　クロム（Ｃｒ）：Ｃｒは０．４～４．０原子％の範囲では、熱間鍛造性を向上させるので好ましい。Ｃｒが０．４原子％に満たない場合は、例えば後記の合金１０、２３に示すように、熱間鍛造性が低下することがある。Ｃｒが４．０原子％を超す場合は、β相が残留して、クリープ強度等の高温強度が低下することがある。
　ケイ素（Ｓｉ）：Ｓｉは０．３～１．０原子％の範囲では、クリープ強度を向上させるので好ましい。Ｓｉが０．３原子％に満たない場合は、例えば後記の合金２１に示すように、クリープ強度が向上しないことがある。Ｓｉが１．０原子％を超す場合は、熱間鍛造性が不良になることがある。
　炭素（Ｃ）：Ｃは０．３～１．０原子％の範囲では、クリープ強度を向上させるので好ましい。Ｃが０．３原子％に満たない場合は、例えば後記の合金５に示すように、クリープ強度が不十分であることがある。Ｃが１．０原子％を超す場合は、熱間鍛造性が不良になることがある。
　本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ基合金において、合金元素パラメータＰ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7Cは１．１～２．３原子％の範囲が良い。合金元素パラメータＰが１．１原子％に満たない場合は、熱間鍛造性が不良になることがある。合金元素パラメータＰが２．３原子％を超す場合は、熱処理後もβ相が残留するため、クリープ強度等の高温強度が低下し使用可能温度が低くなることがある。
　本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ基合金において、ラメラ粒の結晶粒径が１μｍ以上２００μｍ以下とするのが良く、特に好ましくは３０μｍ以上１００μｍ以下とするのが良い。ラメラ粒の結晶粒径が１００μｍ以下なると、常温延性が確保されて、好ましい。ラメラ粒の平均粒径を１μｍ未満とすることは工業的に極めて困難であり、３０μｍ未満とすると製造コストが高騰したり歩留まりが低下する可能性がある。他方、平均粒径が２００μｍを超えると、室温延性、特に衝撃特性が低下することがある。
　次に、本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ基合金の製造方法において、鍛造素材の熱処理条件を上記のように限定した理由を下記に記す。熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材をα単相域での平衡温度領域に保持する温度範囲は、１２３０～１２９０℃とすることが好ましい。１２３０℃未満の場合は、α＋γ域となるため、冷却後に完全ラメラ組織が形成されないことがある。１２９０℃を超す場合は、α＋β域のため、冷却速度によって冷却後にβ相が残留することがある。
　また、熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材をα単相域での平衡温度領域内に保持する時間は、１～２０時間とすることが好ましい。保持時間が１時間以下の場合は、時間が短すぎてα単相化しないことがある。保持時間が２０時間を超す場合は、時間が長すぎα粒（最終的なラメラ粒）の結晶粒径が粗大化するため、延性等が低下することがある。
　さらに、熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材をα単相域での平衡温度領域内に所定時間保持した後の冷却速度は、１～１０［℃／分］がよい。冷却速度が１［℃／分］未満の場合は、遅すぎて、ラメラ粒内のα２相とγ相の間隔が粗大化するため、クリープ強度等の高温強度が低下することがある。冷却速度が１０［℃／分］を超す場合は、早すぎて、α２相の比率が多くなりすぎるため、延性が低下することがある。
　本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、具体的には次の工程による。まず、上記組成成分のインゴットを溶製する。次に、インゴットの熱間鍛造を実施する。即ち、従来のＴｉＡｌ熱間鍛造合金と同様にα相とβ相の共存領域保持した後、炉から取り出して急速冷却しつつ高ひずみ速度で加工する熱間鍛造を実施する。この場合、従来のＴｉＡｌ基合金の熱間鍛造材と同様に塑性変形能に富んだβ相が存在する効果で熱間鍛造性は確保できる。また、鍛造による塑性ひずみ付与の効果で結晶粒径は微細化する。
　続いて、熱間鍛造した素材の熱処理を行う。この熱処理ではα単相域で所定時間保持することで、鍛造材中に存在するβ相を消失させα単相化する。その後、所定の速度で冷却することで、α→α＋γ→α２＋γ変態を生じさせる。α域での保持時間を適正化することで結晶粒粗大化はなく、冷却速度を適正化することで最終的に高温強度と常温延性に優れた細粒のα２相とγ相が積層した完全ラメラ組織を得ることができる。なお、従来のＴｉＡｌ基合金の熱間鍛造材とは異なり、本発明の合金は最終的な状態でβ相を含まないことが特徴である。
　本発明の第一の実施形態では、合金組成を従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材とは異なる成分、具体的には合金元素パラメータＰ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7Cを１．１～２．３原子％の範囲とすることで、従来の熱間鍛造材ではなかった相変態過程（α＋β→α→α＋γ→α２＋γ）を実現し、熱間鍛造ならびに、熱処理の過程でこの相変態を利用することで最終的な状態でβ相を含まず、α２相とγ相が積層した高温強度の高い完全ラメラ組織を得るものである。つまり、熱間鍛造性と高温強度の両立を可能としたものである。また、熱間鍛造による塑性ひずみ付与の効果で結晶粒が微細化することから常温延性、衝撃特性等は鋳造材より大幅に優れている。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金は、Ａｌ：４０．０～４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
が１．２～２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなり、α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有することを特徴とする。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金のさらに他の一つは、上記ＴｉＡｌ基合金において、さらにＣ、Ｓｉ、Ｗ、Ｂ、Ｔａ、Ｚｒの群から選ばれる１種以上の元素を合計で０．１～３原子％含有したＴｉＡｌ基合金である。これらの元素を添加することにより、高温強度、クリ－プ強度、耐酸化性を高めることができる。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を密に有するＴｉＡｌ基合金を製造する方法であって、Ａｌ：４０．０～４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
が１．２～２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金素材を、α相とβ相の共存温度領域に保持して熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を、１１８０～１２６０℃の温度範囲で０．５～２０時間間保持すると共に、０．３～１０［℃／分］の冷却速度で熱処理する工程とを備えたことを特徴とする。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金において、Ａｌは４０．０～４２．８原子％の範囲では、熱処理後の最終的な状態でβ相が存在せず、α２/γの完全ラメラ組織となるので好ましい。また、鍛造時はα＋β相となるため熱間鍛造性が良好となるので好ましい。熱間鍛造性が良好とは、具体的には図２１に示した条件の熱間鍛造を実施しても、大きな割れが発生しないことをいい、酸化等での表面組織変化に伴う微細な割れは含まれないものとする。Ａｌが４０．０原子％に満たない場合は、鍛造性は良好でβ相も残留しないが、α２相の比率が多くなりすぎるため、常温延性が低下することがある。Ａｌが４２．８原子％を超す場合は、鍛造性が不良になることがある。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金において、Ｃｒ当量は１．２～２．０原子％の範囲が良い。Ｃｒ当量が１．２原子％に満たない場合は、鍛造時のβ相の量が不足のため鍛造性が不良になることがある。Ｃｒ当量が２．０原子％を超す場合は、熱処理後にβ相が残留するため、高温強度が低く使用可能温度が低くなることがある。
　上記のＣｒ当量の関係式に含まれる各元素の添加効果は各々異なるが、Ｃｒ当量を上記の範囲内とすることによって、鍛造性が良好でβ相も残留せず、好ましい。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金において、ラメラ粒の結晶粒径が２００μm以下となると、常温延性が確保されて、好ましい。ラメラ粒の平均粒径を３０μｍ未満とすることは工業的に困難であり、又、平均粒径が２００μｍを超えると、室温延性が低下することがある。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金の製造方法において、α＋β域で熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を熱処理する際、α単相域での平衡温度領域に保持する温度範囲は、１１８０～１２６０℃とすることが好ましい。１１８０℃未満の場合は、α＋γ域のため、α単相とならず冷却後に完全ラメラ組織が形成されないことがある。１２６０℃を超す場合は、α＋β域のため、冷却速度によってβ相が残留することがある。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金の製造方法において、熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を熱処理する際、α単相域での平衡温度領域内に保持する時間は、０．５～２０時間とすることが好ましい。保持時間が０．５時間未満の場合は、時間が短すぎα単相化しないことがある。保持時間が２０時間を超す場合は、時間が長すぎα粒（最終的なラメラ粒）の結晶粒径が粗大化することがある。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金の製造方法において、熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材をα単相域での平衡温度領域内に所定時間保持した後の冷却速度は、０．３～１０［℃／分］がよい。冷却速度が０．３［℃／分］未満の場合は、遅すぎて、ラメラ粒内のα２相とγ相の間隔が粗大化するため、延性と強度が低下することがある。冷却速度が１０［℃／分］を超す場合は、早すぎて、α２相の比率が多くなりすぎるため、延性が低下することがある。
　本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ基合金の製造方法は、具体的には次の工程による。まず、所定の成分のインゴットを溶解する。次に、インゴットの熱間鍛造をする。即ち、従来のＴｉＡｌ熱間鍛造合金と同様にα＋β領域で実施する。従来材と同様のβ相の効果で熱間鍛造性は確保できる。また、鍛造の効果で結晶粒径は微細化する。
　続いて、鍛造素材の熱処理を行う。α単相域で所定時間保持後に所定の速度で冷却することで、α→α＋γ→α２＋γ変態を生じさせる。α域での保持時間を適正化することで結晶粒粗大化はなく、最終的に高温強度と常温延性に優れた細粒のα２／γ完全ラメラ組織を得ることができる。
　本発明の第二の実施形態では、組成を従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材と大幅に変えることで、従来の熱間鍛造材ではなかった相変態過程（α＋β→α→α＋γ→α２＋γ）を実現し、鍛造、熱処理の過程でこの相変態を利用することで最終的な状態で高温強度の高いα２／γ完全ラメラ組織を得るものである。つまり、熱間鍛造性と高温強度の両立を可能としたものである。また、鍛造の効果で結晶粒が微細化することから常温延性は鋳造材より大幅に優れている。
　以下、図面を用いて本発明を説明する。
　図１～１７は本発明の第一の実施形態に関し、図１８～２５は本発明の第二の実施形態に関するものである。また、図２６～３２は比較例としてＴｉＡｌ鋳造材ならびに従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材に関するものである。
　最初に、本発明の第一の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金の作製手順と評価試験手順の詳細を順を追って説明する。
　手順１：インゴット作製
　図１は実施例に用いたインゴットと、熱間鍛造性を評価するための熱間鍛造試験を説明するもので、（Ａ）はインゴットの外観写真と鍛造試験に供した素材の切断位置（下側を使用）、（Ｂ）は熱間鍛造試験中の情況写真、（Ｃ）は熱間鍛造試験での高さの変化の説明図である。
　図１（Ａ）は、図２と図３に示した合金組成において作製したインゴットの外観の代表例である。いずれのインゴットもほぼ同じ外観である。図２と図３は、試作インゴットの成分とその評価試験結果の要約を説明する図である。インゴット作製方法は、イットリアるつぼを用いた高周波溶解による。インゴットの原料は、スポンジＴｉ、およびＡｌ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｉの粒状原料、ＣはＴｉＣ粉末で添加しており、合計重量は約７００ｇである。溶解雰囲気はアルゴンガス中である。鋳造は内径φ４０ｍｍの鋳鉄製鋳型に行い、切断は図１（Ａ）に示す位置で切断し、下側を熱間鍛造試験に供した。写真のインゴット重量は約７００ｇであったが、押し湯切断後は約４５０ｇとなった。
　手順２：１３５０℃（熱間鍛造時の加熱温度）で存在するβ相の面積率の測定
　上記手順１で作製したインゴットに対して、当該インゴットの切断面より上側の部位から小片を加工し、１３５０℃で１時間保持後に水冷処理を実施した。次に、この水冷処理後の供試材について、走査型電子顕微鏡の反射電子像で断面組織を観察し、その結果の写真を画像処理することで供試材中に存在するβ相の面積率を測定した。
　手順３：熱間鍛造試験
　熱間鍛造試験は、図１（Ｂ）に示す情況写真、および（Ｃ）に示す説明図のように行った。即ち、加熱温度は１３５０℃であり、インゴットを炉から取り出してプレスに設置したプレスを降下させ鍛造を実施した。プレスの降下速度は５０ｍｍ／秒以上、鍛造方向は据え込み、鍛造回数は７回で、１回鍛造の都度素材を炉に戻して再加熱を行った。熱間鍛造試験での高さの変化は、９０ｍｍ（初期のインゴット高さ）、８０ｍｍ、７０ｍｍ、５５ｍｍ、４０ｍｍ、３０ｍｍ、２０ｍｍ、１５ｍｍであり、順次圧縮を行った。
　手順４：各組成でのβ相残留有無の調査
　上記熱間鍛造後の供試材について、１３５０℃で２時間保持後に０．２℃／ｍｉｎで冷却する徐冷の熱処理を実施し、走査型電子顕微鏡の反射電子像で断面組織を観察してβ相の残留有無を調査した。なお、この熱処理は図２、３の各組成において最終的にβ相が安定であるかどうかを調査するために実施したものであり、その目的のため徐冷処理とした。また、本発明の要件である鍛造後の熱処理条件とは無関係である。
　手順５：適正熱処理条件の調査
　上記手順３後の熱間鍛造材について、以下を変化させた熱処理試験を実施し、組織観察から適正熱処理条件を調査した。変化させた条件は、保持温度、保持時間、冷却速度である。
　その結果、本発明の第一の実施形態の合金、すなわち合金元素パラメータＰ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7Cが１．１～２．３原子％の範囲のＴｉＡｌ熱間鍛造合金については、保持温度については、α単相域での平衡温度領域に保持するための温度範囲は、１２３０～１２９０℃とするのが良いことが分かった。
　保持時間は、熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金をα単相域での平衡温度領域内に保持する時間であり、１～２０時間とするのが良いことが分かった。
　冷却速度については、熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金をα単相域での平衡温度領域内に所定時間保持した後の冷却速度であり、１～１０［℃／分］がよいことが分かった。
　次に、手順５：適正熱処理条件の調査で、適正と判断した組織は次のようなものである。即ち、目的の組織は、反射電子像で灰色に見えるα２相と反射電子像で黒色に見えるγ相が交互に積層された平均粒径１～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織である。また、反射電子像で白く見えるβ相や、反射電子像で黒く見えるγ相が等軸状に大きく成長したγ粒は含まないことである。なお、反射電子像において白く小さい粒子状に見えるＳｉ添加に伴って析出するシリサイドは評価判断の対象外である。
　手順６：クリープ破断強度の評価
　熱間鍛造材について熱処理を実施した後、クリープ試験片を加工し、８７０℃×２２５ＭＰａのクリープ破断試験を実施した。そして、破断時間によって各合金のクリープ強度を評価した。熱処理に関し、発明合金については、上記手順５で目標とした組織が得られる熱処理条件で実施した。また、比較合金（手順４においてβ相が残留することが分かった合金）については、類似組成の発明合金での適正条件である。
　図４は本発明の試作インゴットの合金元素パラメータＰ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7Cと上記手順２で測定した１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率、ならびに上記手順３で評価した１３５０℃鍛造試験結果の関係の説明図である。ここで、図４の各プロットは組成が異なる別々のインゴットに相当しており、プロットしたマークが黒塗りか、白抜きかによって熱間鍛造での割れ発生状態を示している。黒塗りのプロットの組成のインゴットは熱間鍛造試験で割れが発生したものであり、白抜きのプロットの組成のインゴットは割れが発生しなかったものである。
　図４より、合金元素パラメータＰ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7Cと１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率は良い相関があることが確認できる。また、熱間鍛造性と合金元素パラメータＰ、ならびに１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率の関係に関しては、以下が言える。合金元素パラメータＰが１．１原子％以下で１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率は３０％以下の組成のインゴットの熱間鍛造性は不良である。一方、合金元素パラメータＰが１．１原子％以上で１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率は３０％以上の組成のインゴットの熱間鍛造性は良好である。
　図５は本発明の試作インゴットの合金元素パラメータＰ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7Cと上記手順２で測定した１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率、ならびに上記手順４で評価した徐冷処理においてβ相が残留するかどうか（各組成において最終的にβ相が安定であるかどうか）の関係の説明図である。
　β相の残留有無と合金元素パラメータＰ、ならびに１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率の関係に関しては、以下が言える。合金元素パラメータＰが２．３原子％以下で１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率６０％以下の組成のインゴットでは徐冷処理後にβ相は消失する。すなわちこれらの組成ではβ相は最終的に安定ではない。一方、合金元素パラメータＰが２．３原子％以上で１３５０℃×１ｈ水冷材のβ相面積率は６０％以上の組成のインゴットでは徐冷処理後にβ相は残留する。すなわちこれらの組成ではβ相は最終的に安定である。
　以上の図４ならびに図５に示した結果より、合金元素パラメータＰ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7Cを用いることで、熱間鍛造性ならびに最終的なβ相の安定性に及ぼす合金組成の影響が評価できる。このパラメータが１．１～２．３原子％の範囲において、熱間鍛造性は良好であり、また最終的にβ相が残留しないことが確認できた。
　以下、図２、図３の組成で作製したインゴットの熱間鍛造材について、典型的な事例をもとに、詳細を実施例と比較例に類型化して説明する。
[実施例１]
　図６は本発明の第一の実施形態のインゴット（合金１３、組成Ｔｉ－４２Ａｌ－８Ｎｂ－２．３Ｃｒ－０．９Ｓｉ－０．７Ｃ（原子％））を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。１３５０℃でのβ相量は手順２の評価より４２％と十分あると推定されるため鍛造性は良く、割れが無い。
　図７は本発明の第一の実施形態のインゴット（合金１３）を、熱間鍛造後、適正条件で熱処理した供試材の反射電子像写真である。β相（大きな白い相）がない完全ラメラ組織である。微細な白い点はＳｉに起因する析出物（シリサイド）である。ここで、適正条件とは上述した熱処理条件をいう。
　即ち、この熱間鍛造後の合金１３を適正条件で熱処理すると、熱間鍛造材には存在する高温変形能が優れた（高温強度が低い）β相が存在しなくなる。粒径は鍛造のままに較べると若干粗大化しているが、鋳造材に較べると大幅に小さくなる。そこで、この熱間鍛造材は、以上の組織のため高温強度、常温延性ともに優れている。
[比較例１]
　図８は、比較合金６のインゴット（組成Ｔｉ－４１Ａｌ－７Ｎｂ－０．９Ｓｉ－０．４Ｃ（原子％））を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。１３５０℃でのβ相量は手順２の評価より１２％と少ないと推定されるため変形能が悪く、大きな割れが発生した。
　図９は、比較合金６のＴｉＡｌ鋳造材を適正条件で熱処理した供試材の反射電子像組織写真である。発明合金と同様のβ相（大きな白い相）がない完全ラメラ組織である。微細な白い点はＳｉに起因する析出物（シリサイド）である。
[比較例２]
　図１０は、比較合金４のインゴット（組成Ｔｉ－４０Ａｌ－７Ｎｂ－３Ｃｒ－０．６Ｓｉ－０．９Ｃ（原子％）)を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。１３５０℃でのβ相量は手順２の評価より６３％と十分あると推定されるため鍛造性は良く、割れが無い。
　図１１は、比較合金４のインゴットを熱間鍛造後、適正条件で熱処理した供試材の反射電子像組織写真である。高温変形能が優れた（高温強度が低い）β相（白く大きい相）が残留していることより、高温強度が低いことが予想される。実際、870℃×225MPaクリープ破断時間(h)は１６時間と発明合金に較べると短かった。
[比較例３]
　図１２は本発明の第一の実施形態のインゴット（合金１３）を熱間鍛造した後の熱処理において、適正保持温度より低い１２２０℃で保持した供試材の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。黒く大きな等軸状のγ相が存在していることが分かる。すなわち完全ラメラ組織でないため高温強度が発明合金より低下していると考えられる。なお、この原因として１２２０℃がα単相域ではなくα＋γ域であることが考えられる。
[比較例４]
　図１３は本発明の第一の実施形態のインゴット（合金１３）を熱間鍛造した後の熱処理において、適正保持温度より高い１３００℃で保持した供試材の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。白く大きなβ相が存在していることが分かる。β相が残留しているため発明合金より高温強度が低下していると考えられる。なお、この原因として１３００℃がα単相域ではなくα＋β域であることが考えられる。
[比較例５]
　図１４は本発明の第一の実施形態のインゴット（合金１３）を熱間鍛造した後の熱処理において、適正保持時間より短い０．５時間で保持した供試材の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。白く大きなβ相が存在していることが分かる。β相が残留しているため発明合金より高温強度が低下していると考えられる。なお、この原因として保持時間が短かったため、鍛造材中に存在するβ相がα相に変態するための十分な時間がなかったことが考えられる。
[比較例６]
　図１５は本発明の第一の実施形態のインゴット（合金１３）を熱間鍛造した後の熱処理において、適正保持時間より長い２３時間で保持した供試材の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。完全ラメラ組織であるが結晶粒が大きいことが分かる。結晶粒が大きいため常温延性等が発明合金より低下していると考えられる。なお、この原因として保持時間が長かったため、保持中のα粒（冷却後のラメラ粒）が粗大化しすぎたことが考えられる。
[比較例７]
　図１６は本発明の第一の実施形態のインゴット（合金１３）を熱間鍛造した後の熱処理において、適正冷却速度より遅い０．７［℃／分］で冷却した供試材の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。完全ラメラ組織であるがラメラ間隔が大きいことが分かる。ラメラ間隔が大きいため高温強度が発明合金より低下していると考えられる。
[比較例８]
　図１７は本発明の第一の実施形態のインゴット（合金１３）を熱間鍛造した後の熱処理において、適正冷却速度より速い１５［℃／分］で冷却した供試材の反射電子像写真である。なお、他の熱処理条件は適正条件である。完全ラメラ組織であるがラメラ間隔が小さいことが分かる。ラメラ間隔が小さいため常温延性等が発明合金より低下していると考えられる。
[実施例２]
　表１は、本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造合金ならびにＴｉＡｌ鋳造材としての比較例９、ならびに従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材としての比較例１０の材料における成分、熱間鍛造温度、熱処理条件、組織、並びに室温、８５０℃、９５０℃での引張特性を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図１８は本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材（組成Ｔｉ－４１Ａｌ－０．６Ｃｒ－４Ｎｂ（ａｔ％））を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。鍛造温度はα＋β領域となっている。高温変形能に優れたβ相が存在するため、この熱間鍛造材の鍛造性は良く、割れが無い。
　図１９は図１８の鍛造後の材料の光学顕微鏡組織写真である。右隅の横線は、１０μｍを示している。鍛造による塑性ひずみの効果で結晶粒径が微細化し、例えば１０～１００μｍ程度になっている。
　図２０は本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材（組成Ｔｉ－４１Ａｌ－０．６Ｃｒ－４Ｎｂ（ａｔ％））を熱間鍛造後にα域の１２００℃で２時間保持後に３℃/分で冷却した供試材の反射電子像写真である。（Ａ）は低倍の写真、（Ｂ）は高倍の写真である。α２相、γ相よりなる完全ラメラ組織であり、鋳造材と同様になっている。この熱処理後の材料には、高温変形能が優れた（高温強度が低い）β相が存在しない。粒径は鍛造のままに較べると若干粗大化しているが、図２７に示す鋳造材に較べると大幅に小さい。そこで、この熱間鍛造材は、以上の組織のため高温強度、常温延性ともに優れている。
　図２１は本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金の熱間鍛造性を評価するための熱間鍛造試験を説明するもので、（Ａ）はインゴットの外観写真と鍛造試験に供した素材の切断位置（下側を使用）、（Ｂ）は熱間鍛造試験の情況写真、（Ｃ）は熱間鍛造試験での高さの変化の説明図である。
　図２１（Ａ）は、表２、３の組成についてインゴットを作製した外観写真である。インゴット作製方法は、イットリアるつぼを用いた高周波溶解による。インゴットの原料は、スポンジＴｉ、Ａｌ粒に加えて、添加元素としてＣｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖを単独または複合添加する。溶解雰囲気はアルゴンガス中である。写真のインゴット重量は約７００ｇであるが、押し湯切断後は約４５０ｇとなる。
　図２１（Ｂ）および（Ｃ）は、熱間鍛造試験の情況写真および説明図で、加熱温度は１３５０℃、プレスの速度は５０ｍｍ／秒以上、鍛造方向は据え込み、鍛造回数は７回で、都度再加熱を行っている。熱間鍛造試験での高さの変化は、９０ｍｍ、８０ｍｍ、７０ｍｍ、５５ｍｍ、４０ｍｍ、３０ｍｍ、２０ｍｍ、１５ｍｍであり、順次圧縮をしている。
　表２と表３は、熱間鍛造性と熱処理後のβ相残留有無を調査したインゴットの組成と試験結果を示すものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図２２は本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金の熱間鍛造性に及ぼすＡｌ濃度とＣｒ当量の影響を説明する図で、熱間鍛造での割れ発生状態を説明してある。ここで、図２２の各プロットは別々のインゴットに相当している。各添加元素の効果は異なるが、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ（ａｔ％）を用いれば結果が良く整理できる。上記Ｃｒ当量が１ａｔ％以上、Ａｌ濃度が４３ａｔ％以下において、割れずに熱間鍛造できることが確認できた。
　図２３は図２２の熱間鍛造試験後の試験素材の外観写真の例である。図２３（Ａ）は割れ無しの場合、（Ｂ）は割れ発生の場合を示している。
　図２４は本発明の第二の実施形態のＴｉＡｌ熱間鍛造材を含むＴｉＡｌ合金鍛造材の熱処理後の組織変化に及ぼすＡｌ濃度とＣｒ当量の影響を説明する図であり、β相残留の有無について説明してある。ここでは、表２、３の組成で作製したインゴットの熱間鍛造材を使用して試験している。試験条件は、熱間鍛造材から切り出した小片について、１３５０℃で２時間保持後に０．２℃/分で冷却する熱処理を実施している。この図に関する熱処理試験条件では、各組成で最終的にβ相が残留するかどうか調べるため、非常に遅い速度で冷却した。従って結晶粒径は粗大化している。
　各添加元素の効果は異なるが、Ｃｒ当量であるＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ（ａｔ％）を用いればうまく結果を整理できる。図２４の斜めに位置する点線より上側の組成ではβ相が残留し、それ以下ではβ相は冷却過程で消失し、α２／γ完全ラメラ組織が形成されている。なお、この図において点線で囲んだ範囲は、α２／γ完全ラメラ組織が形成され、かつ図２２に示した熱間鍛造性が良好であった組成である。
　図２５は図２４のＴｉＡｌ合金鍛造材の熱処理後の反射電子像写真の例で、（Ａ）はβ相が残留した組織の例、（Ｂ）はβ相が残留せず完全ラメラ組織となった組織の例を示してある。
　以下は比較例としてのＴｉＡｌ鋳造材ならびに従来のＴｉＡｌ熱間鍛造材に関する図である。
[比較例９]
　図２６は、ＴｉＡｌ鋳造材のＴｉＡｌ二元系状態図における代表的な組成範囲の説明図である。鋳造材ではβ相安定化元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等）は添加されても少量のため、相の状態は図２６から変化しない。相変態は、α→α＋γ→α２＋γであり、高温においてもβ相は安定でない。
　図２７は、従来組成のＴｉＡｌ鋳造材（組成Ｔｉ－４６ａｔ％Ａｌ）の光学顕微鏡組織写真である。結晶粒径が粗大なので常温延性に乏しい
　図２８は、従来組成のＴｉＡｌ鋳造材（組成Ｔｉ－４６ａｔ％Ａｌ）の反射電子像組織写真である。ＴｉＡｌ鋳造材は、γ相とα２相で構成され、この２相が層状にした組織であるラメラ組織となっている。ここでは、すべての組織がこのラメラ組織で構成されている為、完全ラメラ組織となっている。ＴｉＡｌ鋳造材は完全ラメラ組織であり、高温強度は高く８５０℃程度まで使用可能である。
　図２９は、従来組成のＴｉＡｌ鋳造材（組成Ｔｉ－４６ａｔ％Ａｌ）を１３５０℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。β相（高温変形能に優れた相）が存在しないため、変形能が悪く、大きな割れが発生した。
[比較例１０]
　図３０は、従来組成のＴｉＡｌ熱間鍛造合金の状態図上における代表的な組成範囲の説明図である。この状態図は、Ａｌ濃度を４２ａｔ％に固定し、β安定化元素（この場合はＶ）を添加してβ相を安定化したＴｉＡｌ－Ｖ三元系合金の状態図である。添加元素がＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂでも基本的な構成は共通しているが、各相の存在位置は添加元素に応じて変化する。また、Ａｌ濃度の変化によっても各相の存在位置は変化する。ここでは、矩形の実線で囲んだ領域は添加元素がＶの場合での従来のＴｉＡｌ熱間鍛造合金の組成であるが、Ｖが９～１３ａｔ％の領域であるため、１３００℃付近でβ＋α相領域が出現しており、１０００℃以下の低温側でもβ相が安定であるため、どのような熱処理を行っても最終製品にβ相が残る。また製品として高温で長時間使用すれば平衡状態に近づきこのβ相の量が増加していくこともある。
　図３１は、従来組成のＴｉＡｌ熱間鍛造材（組成Ｔｉ－４２Ａｌ－５Ｍｎ(ａｔ％))を１３００℃で熱間鍛造した場合の外観写真である。鍛造温度はα＋β領域である。高温変形能に優れたβ相が存在するため鍛造性は良く、割れが無い。
　図３２は、従来組成のＴｉＡｌ熱間鍛造材（組成Ｔｉ－４２Ａｌ－５Ｍｎ(ａｔ％))を１３００℃で２時間保持し、２０℃/分で冷却熱処理した供試材の反射電子像である。この熱間鍛造材の組織は、β相、γ相、ならびにα２／γラメラ組織から構成されている。高温変形能が優れた（高温強度が低い）β相が存在するため、高温強度は低く、使用可能温度７００℃程度である。そして、熱処理条件の変化でこのβ相を消失させることは不可能である。この組成では低温でβ相が安定するためである。
 
　なお、上記の実施の形態は本発明を具体的に説明したものに過ぎず、上記の実施の形態をもって本発明を制限的に解釈すべきではない。本発明のＴｉＡｌ基合金やＴｉＡｌ基合金の製造方法は、当業者にとって自明な範囲での組成元素の比率変更、例えば製造上必然的に含まれる許容範囲内での組成変更や原料組成物の調達価格の変動や供給状態の変動に応じた許容範囲内での組成変更を含むものである。
　本発明のＴｉＡｌ基合金は、高温強度や耐衝撃性に優れているので発電用、航空機用、船舶用若しくは各種産業機械用のガスタ－ビン又は蒸気タ－ビン用の動翼として使用するのに好適である。
　本発明によって製造されるＴｉＡｌ基合金素材は高温強度に優れるとともに、延性や衝撃特性に優れている。このような素材を各種タ－ビンや過給器の動翼とすれば、信頼性を維持しつつ、回転数の上昇によるエネルギ－効率の向上や、軽量化に貢献することが可能となる。
　また、本発明のＴｉＡｌ基合金は、熱間鍛造性が良好であることから大型部品が製造でき、また高温強度、常温延性等に優れているので航空機エンジン、発電用ガスタービンの動翼やディスク等として使用するのに好適である。
　本発明のＴｉＡｌ基合金を用いると高温強度と常温延性に優れた大型の素材が得られる。このような素材を用いた動翼やディスクは、優れた高温強度や常温延性を有することから、航空機エンジン、発電用ガスタービンの動翼やディスクとすれば、信頼性を維持しつつ、回転数の上昇や部品サイズの大型化によるエネルギ－効率の向上に貢献することが可能となる。

Claims (11)

  1. 　Ａｌ：４０～４５原子％、及び以下の（Ａ）又は（Ｂ）の組成割合で添加元素を含有し、
    （Ａ）Ｎｂ：７～９原子％、
    　　　Ｃｒ：０．４～４．０原子％、
    　　　Ｓｉ：０．３～１．０原子％、
    　　　Ｃ：０．３～１．０原子％、
    （Ｂ）Ｃｒ：０．１～２．０原子％、
    　　　Ｍｏ：０．１～２．０原子％、
    　　　Ｍｎ：０．１～４．０原子％、
    　　　Ｎｂ：０．１～８．０原子％、
    　　　Ｖ：０．１～８．０原子％のいずれか１種以上、
    残部がＴｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金であって、
    　Ｔｉ３Ａｌ相（α２相)とＴｉＡｌ相（γ相)が交互に積層された平均粒径１～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有することを特徴とするＴｉＡｌ基合金。
  2. 　請求項１に記載のＴｉＡｌ基合金を六方最密充填構造相（α相)と体心立方構造相（β相)の共存温度領域に保持して熱間鍛造する工程と、
    　前記熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を、１１８０～１２９０℃の温度範囲で０．５～２０時間保持すると共に、０．３～１０［℃／分］の冷却速度で熱処理する工程とを備えたことを特徴とするＴｉＡｌ基合金の製造方法。
  3. 　Ａｌ：４１～４５原子％、
    　Ｎｂ：７～９原子％、
    　Ｃｒ：０．４～４．０原子％、
    　Ｓｉ：０．３～１．０原子％、
    　Ｃ：０．３～１．０原子％、
    残部がＴｉ及び不可避不純物からなる請求項１に記載のＴｉＡｌ基合金であって、
    次式によって求められる合金元素パラメータＰ: 
    Ｐ＝(41-Al)/3+0.25Nb+0.8Cr-0.8Si-1.7C
    が１．１～２．３の組成範囲にあり、
    　Ｔｉ３Ａｌ相（α２相)とＴｉＡｌ相（γ相)が交互に積層された平均粒径１～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなり、β相を含まない微細組織を有することを特徴とするＴｉＡｌ基合金。
  4. 　請求項３に記載のＴｉＡｌ基合金において、さらにＷ、Ｍｏ、Ｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｚｒの群から選ばれる１種以上の元素を合計で０．１～３原子％含有することを特徴とするＴｉＡｌ基合金。
  5. 　請求項３若しくは４のＴｉＡｌ基合金を六方最密充填構造相（α相)と体心立方構造相（β相)の共存温度領域に保持して熱間鍛造する工程と、
    　前記熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を、１２３０～１２９０℃の温度範囲で１～２０時間保持すると共に、１～１０［℃／分］の冷却速度で熱処理する工程とを備えたことを特徴とするＴｉＡｌ基合金の製造方法。
  6. 　前記ＴｉＡｌ基合金は、前記熱処理工程では、鍛造材中に存在するβ相を消失させていったんα単相にした後にα→α＋γ→α２＋γ変態を生じさせることを特徴とする請求項５に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
  7. 　請求項３若しくは４に記載の組成のインゴットを請求項５若しくは６に記載した製造方法で製造したＴｉＡｌ基合金素材を用いたタ－ビン用動翼。
  8. 　請求項７に記載のタ－ビン用動翼を用いたタ－ビン。
  9. 　Ａｌ：４０．０～４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
    Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
    が１．２～２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなり、α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有することを特徴とする請求項１に記載のＴｉＡｌ基合金。
  10. 　α２相とγ相が交互に積層された平均粒径３０～２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を密に有する請求項９に記載のＴｉＡｌ基合金を製造する方法であって、Ａｌ：４０．０～４２．８原子％、次式によって求められるＣｒ当量、
    Ｃｒ当量＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．２５Ｎｂ＋０．２５Ｖ
    が１．２～２．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金素材を、
    　α相とβ相の共存温度領域に保持して熱間鍛造する工程と、
    　前記熱間鍛造したＴｉＡｌ基合金素材を、１１８０～１２６０℃の温度範囲で０．５～２０時間間保持すると共に、０．３～１０［℃／分］の冷却速度で熱処理する工程とを備えたことを特徴とするＴｉＡｌ基合金の製造方法。
  11. 　前記ＴｉＡｌ基合金素材は、前記熱処理工程では、α→α＋γ→α２＋γ変態を生じさせることを特徴とする請求項１０に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。
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