WO2019123694A1 - ＴｉＡｌ合金材及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金材の鍛造方法 - Google Patents

ＴｉＡｌ合金材及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金材の鍛造方法 Download PDF

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馬場　正信
洋平 榊原
祐太朗 大田
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    • B21K3/00—Making engine or like machine parts not covered by sub-groups of B21K1/00; Making propellers or the like
    • B21K3/04—Making engine or like machine parts not covered by sub-groups of B21K1/00; Making propellers or the like blades, e.g. for turbines; Upsetting of blade roots

Definitions

  • the present disclosure relates to a TiAl alloy material and a method of manufacturing the same, and a method of forging a TiAl alloy material, and more particularly to a TiAl alloy material for hot forging and a method of manufacturing the same and a method of forging a TiAl alloy material.
  • a TiAl (titanium aluminide) alloy is an alloy formed of an intermetallic compound of Ti (titanium) and Al (aluminum).
  • a TiAl alloy is excellent in heat resistance, is lighter than a Ni-based alloy, and has a large specific strength, so it is applied to aircraft engine parts such as turbine blades. Since the TiAl alloy has poor ductility and is a difficult-to-process material, constant temperature forging is performed when hot forging.
  • a sheath made of Ti or Ti alloy or the like having a deformation resistance close to that of the TiAl alloy is coated and hot forged (see Patent Document 1). ).
  • an oxygen enriched layer called ⁇ case is formed on the surface.
  • the ⁇ case is harder than the base metal, has poor ductility, and is a difficult-to-process material. For this reason, if an ⁇ case is formed on the surface of the TiAl alloy, forging cracks may occur during hot forging.
  • the sheath is coated on the TiAl alloy and hot forged in the atmosphere, the Ti, Ti alloy, etc. are coated when the sheath is coated. It is necessary to carry out difficult welding operations.
  • the sheath may adhere to the TiAl alloy, which may make the removal of the sheath difficult.
  • the operation at the time of hot forging may be complicated, and the workability may be reduced.
  • the objective of this indication is providing the TiAl alloy material which can improve the workability at the time of hot forging, its manufacturing method, and the forging method of a TiAl alloy material.
  • the TiAl alloy material according to the present disclosure is a TiAl alloy material for hot forging, and is formed on the surface of the base formed of the TiAl alloy, and the base, and the main component is Al and contains Ti. And an Al layer.
  • the TiAl alloy material according to the present disclosure may have an alumina coating formed on the surface of the Al layer and formed of alumina.
  • the thickness of the Al layer may be 10 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less.
  • the TiAl alloy includes 41 at% to 44 at% Al, 4 at% to 6 at% Nb, and 4 at% to 6 at% V. It may contain B of 0.1 atomic% or more and 1 atomic% or less, and the balance may be made of Ti and unavoidable impurities.
  • a method of manufacturing a TiAl alloy material according to the present disclosure is a method of manufacturing a TiAl alloy material for hot forging, and a base material forming step of melting and casting a TiAl alloy raw material to form a base material; Al is diffused and infiltrated into the material, and an Al layer forming step of forming an Al layer containing Al as a main component of Al on the surface of the base material is provided.
  • the Al layer forming step embeds the base material in a treated powder obtained by mixing an Al raw material powder, an activator, and a sintering inhibitor, and a non-oxidizing atmosphere
  • the heat treatment may be performed at 650 ° C. or more and 800 ° C. or less.
  • the TiAl alloy raw material includes 41 at% to 44 at% Al, 4 at% to 6 at% Nb, and 4 at% to 6 at%.
  • V at not less than 0.1 atomic% and not more than 1 atomic%, and the balance may be made of Ti and unavoidable impurities.
  • a forging method of a TiAl alloy material according to the present disclosure is a forging method of a TiAl alloy material for hot forging, in which Al is diffused and infiltrated into a substrate formed of a TiAl alloy, and the surface of the substrate is An Al layer forming step of forming an Al layer containing Al and containing Ti as a main component, and a hot forging step of hot forging the base on which the Al layer is formed in an air atmosphere.
  • the Al layer forming step embeds the base material in a treated powder obtained by mixing an Al raw material powder, an activator, and a sintering inhibitor, and a non-oxidizing atmosphere
  • the heat treatment may be performed at 650 ° C. or more and 800 ° C. or less.
  • the TiAl alloy includes 41 at% to 44 at% Al, 4 at% to 6 at% Nb, and 4 at% to 6 at%. It may contain V and B of 0.1 atomic% or more and 1 atomic% or less, and the balance may be made of Ti and unavoidable impurities.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view showing a configuration of a TiAl alloy material for hot forging in the embodiment of the present disclosure.
  • it is a flow chart which shows composition of a manufacturing method of TiAl alloy material for hot forging.
  • it is a flow chart which shows the composition of the forge method of the TiAl alloy material for hot forging.
  • it is a graph which shows the measurement result of the aperture in a base material.
  • it is a photograph showing a metallographic observation result of a substrate tested in an air atmosphere. It is a photograph which shows the metal structure observation result of the specimen of Example 1 and comparative example 1 in an embodiment of this indication.
  • it is a photograph which shows the metal structure observation result of the specimen of comparative examples 2-4. In embodiment of this indication, it is a photograph which shows the metal structure observation result of the specimen of comparative examples 5-7. In embodiment of this indication, it is a graph which shows the measurement result of the aperture in each specimen. In embodiment of this indication, it is a photograph which shows the appearance observation result after the hot forging test.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing the configuration of a TiAl alloy material 10 for hot forging.
  • the TiAl alloy material 10 for hot forging includes a base 12 formed of a TiAl alloy and an Al layer 14 formed on the surface of the base 12.
  • the base 12 is formed of a TiAl alloy.
  • the TiAl alloy is composed of TiAl ( ⁇ phase) or Ti 3 Al ( ⁇ 2 phase), which is an intermetallic compound of Ti (titanium) and Al (aluminum).
  • the alloy composition of the TiAl alloy may be composed of Ti and Al without any other alloy component, or may contain other alloy components.
  • Other alloy components are, for example, Nb (niobium), V (vanadium), Mo (molybdenum), Ta (tantalum), Cr (chromium), Mn (manganese), Ni (nickel), Si (silicon), B ( It can be at least one element such as boron), Cu (copper), Fe (iron) and the like.
  • TiAl alloy it is preferable to use a TiAl alloy which has small deformation resistance at high temperature and can be forged at a high strain rate.
  • a TiAl alloy which has small deformation resistance at high temperature and can be forged at a high strain rate.
  • Al 41 to 44 atomic%, Nb of 4 to 6 atomic%, V of 4 to 6 atomic%, 0.
  • a TiAl alloy containing B at 1 atomic% or more and 1 atomic% or less and the balance being composed of Ti and unavoidable impurities (hereinafter, this TiAl alloy is referred to as a TiAl alloy for high speed forging is there).
  • the metallographic structure of this TiAl alloy for high speed forging has a grain size of 200 ⁇ m or less and contains borides (TiB, TiB 2 etc.) of 100 ⁇ m or less in grain size, so ductility is increased and hot forgeability is improved. be able to. Since this TiAl alloy for high speed forging is excellent in high temperature deformation characteristics at the time of hot forging, it can be forged at high speed at a strain rate greater than 1 / second or at a strain rate of 10 / second or more.
  • the Al layer 14 is preferably formed on the surface of the base material 12 and composed mainly of Al and Ti.
  • the main component of the Al layer 14 refers to the component contained in the largest amount among the components contained in the Al layer 14. Since the main component of the Al layer 14 is Al, an alumina coating excellent in oxidation resistance is formed on the surface of the Al layer 14 during hot forging in an air atmosphere which is an oxidizing atmosphere. Thereby, generation
  • the ⁇ case is brittle, so that forging cracks easily occur during hot forging in an air atmosphere.
  • forging cracks are easily generated during hot forging, so it is difficult to increase the strain rate for processing.
  • the Al layer 14 is formed on the surface of the substrate 12, the alumina film is formed on the surface of the Al layer 14 by selective oxidation, so transmission of oxygen is suppressed and the formation of the ⁇ case Is suppressed. Thereby, the occurrence of forging cracks at the time of hot forging can be prevented. Further, even in the case of the TiAl alloy for high speed forging, since forging cracking at the time of hot forging can be suppressed, high speed forging can be performed at a higher strain rate.
  • the alumina film formed by the selective oxidation of the Al layer 14 forms a dense protective oxide film and has excellent adhesion. Even if the alumina coating is exfoliated during hot forging, the Al layer 14 in the portion where the alumina coating exfoliated is immediately selectively oxidized to form a new alumina coating.
  • the ceramic film formed by applying and baking the ceramic coating is a porous film, oxygen permeates through the ceramic film, and the ⁇ case is easily formed.
  • the ceramic film formed by physical vapor deposition for example, sputtering, ion plating, vacuum evaporation, etc.
  • has a thin film thickness oxygen is easily transmitted, and is easily peeled off, an ⁇ case is formed. It will be easier.
  • an alumina film which is an excellent protective oxide film, is formed at the time of hot forging in an air atmosphere, so that it is formed by another coating method.
  • the ⁇ case can be suppressed more than the ceramic film.
  • the Al layer 14 may be configured to contain Ti.
  • the adhesion between the base 12 and the Al layer 14 can be enhanced. It is preferable that Ti contained in the Al layer 14 be Ti diffused outward from the substrate 12.
  • the adhesion between the base 12 and the Al layer 14 can be further enhanced by forming the Al layer 14 with a diffusion layer containing Ti diffused outward from the base 12.
  • the Al layer 14 may be formed to have a higher Al concentration than the base 12.
  • the Al concentration of the Al layer 14 can be 60 atomic% or more, preferably 70 atomic% or more, and may be 80 atomic% or more or 90 atomic% or more.
  • the Al concentration of the Al layer 14 can be, for example, a value measured by energy dispersive X-ray analysis (EDX) or the like.
  • the Ti concentration may be constant or inclined with respect to the thickness direction of the Al layer 14.
  • the Al layer 14 may be formed so as to be inclined such that the Ti concentration increases from the surface side of the Al layer 14 to the substrate side with respect to the thickness direction of the Al layer 14.
  • the Al layer 14 may be formed of TiAl 2 or TiAl 3 which is an intermetallic compound more aluminum-rich than TiAl ( ⁇ phase) or Ti 3 Al ( ⁇ 2 phase).
  • the Al layer 14 may be formed of TiAl 2 alone, or may be formed of TiAl 3 alone.
  • the Al layer 14 may be formed of both TiAl 2 and TiAl 3 . More specifically, the Al layer 14 may be formed of a mixed layer in which TiAl 2 and TiAl 3 are mixed, or may be formed of two layers of a TiAl 2 layer and a TiAl 3 layer.
  • the Al layer 14 may contain other components in addition to Al and Ti.
  • the Al layer 14 may contain, as another component, at least one component such as Nb, V, Mo, Ta, Cr, Mn, Ni, Si, B, Cu, Fe or the like.
  • the Al layer 14 contains, for example, Cr or Si, which is excellent in oxidation resistance, the oxidation resistance can be improved.
  • These other components may be contained in the Al layer 14 by, for example, outward diffusion from the base 12 to the Al layer 14.
  • the base 12 is formed of a TiAl alloy for high-speed forging
  • the Al layer 14 contains Ti diffused outward from the base 12 and Nb, V and B of out-diffused from the base 12. It may be formed of a diffusion layer containing at least one component.
  • the thickness of the Al layer 14 can be 10 ⁇ m to 100 ⁇ m. If the thickness of the Al layer 14 is smaller than 10 ⁇ m, the thickness of the alumina coating formed by the selective oxidation is also reduced, so that oxygen can easily permeate. When the thickness of the Al layer 14 is larger than 100 ⁇ m, the Al layer 14 is easily peeled off.
  • the thickness of the Al layer 14 may be 10 ⁇ m to 30 ⁇ m. Since the thickness of the Al layer 14 is 30 ⁇ m or less, the Al layer 14 is removed by mechanical processing after hot forging, so it is sufficient if oxidation in the hot forging can be prevented and the formation of the ⁇ case can be suppressed. It is from. Further, by making the thickness of the Al layer 14 smaller, the heat treatment time of the diffusion and penetration treatment described later can be further shortened.
  • FIG. 2 is a flowchart showing the configuration of a method of manufacturing the TiAl alloy material 10 for hot forging.
  • the method of manufacturing the TiAl alloy material 10 for hot forging includes a base material forming step (S10) and an Al layer forming step (S12).
  • a base material formation process (S10) is a process of melt
  • a TiAl alloy raw material is melted and cast in a vacuum induction furnace or the like to form a base 12 made of an ingot (ingot) or the like.
  • a casting apparatus used in casting of general metal materials can be used.
  • the TiAl alloy raw material includes 41 at% to 44 at% Al and 4 at% to 6 at% Nb, An alloy having an alloy composition containing V of 4 atomic% to 6 atomic% and B of 0.1 atomic% to 1 atomic%, with the balance being Ti and unavoidable impurities is used.
  • this TiAl alloy for high speed forging since it is composed of the above-mentioned alloy composition, it does not pass through the ⁇ single phase region in the cooling process from the melting temperature. When passing through the ⁇ single phase region, the ductility is lowered by the coarsening of the crystal grains. Since this cast high-speed forging TiAl alloy does not pass through the ⁇ single phase region, coarsening of crystal grains is suppressed.
  • the metal structure of the cast high-speed forging TiAl alloy has a grain size of 200 ⁇ m or less and contains a boride having a grain size of 100 ⁇ m or less.
  • the boride is formed in a needle shape and is made of TiB, TiB 2 or the like.
  • the metal structure of the cast high-speed forging TiAl alloy cast is composed of fine crystal grains having a crystal grain size of 200 ⁇ m or less, and includes a boride having a small grain size of 100 ⁇ m or less. Therefore, the hot forgeability can be improved.
  • the base 12 may be formed by HIP (hot isostatic pressing) after casting. By subjecting the base 12 to HIP processing, internal defects such as casting defects can be suppressed.
  • HIP processing it is possible to use a HIP device used in HIP processing of general metal materials.
  • the Al layer forming step (S12) is a step in which Al is diffused and infiltrated into the base material 12 to form an Al layer 14 composed mainly of Al and containing Ti on the surface of the base material 12.
  • the base material 12 is embedded in a treated powder in which an Al raw material powder, an activator, and a sintering inhibitor are mixed, and the temperature is at least 650 ° C. to 800 ° C. in a nonoxidizing atmosphere. It is good to heat-treat below.
  • Al powder such as pure Al powder, Al alloy powder etc.
  • the Al alloy powder may be composed mainly of Al.
  • the main component of the Al alloy powder refers to the component contained in the largest amount among the components contained in the Al alloy powder.
  • Al powder since it does not contain another alloy component, manufacturing cost can be held down.
  • Al-Cr alloy powder an Al-Si alloy powder or the like containing Cr and Si, which are excellent in oxidation resistance, the oxidation resistance of the Al layer 14 can be improved.
  • Al raw material powder may be replaced with Al alloy powder, and you may use the mixed powder of Al powder and other additive element powder.
  • an Al—Si alloy powder may be used, or a mixed powder of Al powder and Si powder may be used.
  • the base 12 is formed of a TiAl alloy for high-speed forging, it is preferable to use an Al powder such as a pure Al powder without containing any other alloy component as the Al raw material powder.
  • Al powder is used as the Al raw material powder, adhesion between the base 12 and the Al layer 14 is improved as compared with the case where Al alloy powder such as Al—Cr alloy powder is used.
  • a halide such as chloride or fluoride may be used.
  • ammonium chloride NH 4 Cl
  • Alumina Al 2 O 3 powder or the like can be used as the sintering inhibitor. It is possible to use a commercial item etc. for Al raw material powder, an activator, and a sintering inhibiting agent.
  • the Al raw material powder, an activator, and a sintering inhibitor are mixed to prepare a treated powder.
  • the treated powder preferably contains, for example, 5% by mass or more and 40% by mass or less of the Al raw material powder and 1% by mass or more and 5% by mass or less of the activator, and the remaining portion is composed of a sintering inhibitor.
  • the ratio of the Al raw material powder may be 5% by mass to 20% by mass, or 10% by mass to 20% by mass.
  • the base 12 embedded in the treated powder is heat-treated in a non-oxidizing atmosphere.
  • the Al raw material powder and the activator react to form, for example, an aluminum halide such as aluminum chloride.
  • the reaction of the aluminum halide with the substrate 12 causes Al to be deposited on the surface of the substrate 12 to form an Al adhesion layer.
  • Ti is diffused outward from the base 12 into the Al adhesion layer to form an Al layer 14.
  • Al—Cr alloy powder, Al—Si alloy powder or the like is used as the Al raw material powder, Cr, Si, etc. can be deposited on the surface of the base 12 together with Al.
  • the base 12 when the base 12 contains other alloy components together with Ti and Al, the other alloy components may be outwardly diffused into the Al adhesion layer to form the Al layer 14.
  • the Al layer 14 when the base 12 is formed of a TiAl alloy for high speed forging, the Al layer 14 may contain at least one of Nb, V and B components diffused outward from the base 12.
  • the heat treatment temperature may be 650 ° C. or more and 800 ° C. or less.
  • the heat treatment temperature is lower than 650 ° C., it is difficult to form the Al layer 14 because the aluminum halide is hardly generated.
  • the heat treatment temperature is higher than 800 ° C., a large amount of aluminum halide is generated, so the thickness of the Al layer 14 becomes large, and the Al layer 14 is easily peeled off.
  • the heat treatment time may be 5 minutes to 2 hours. If the heat treatment time is shorter than 5 minutes, the deposition of Al hardly occurs on the surface of the base 12, so that it becomes difficult to form the Al layer. When the heat treatment time is longer than 2 hours, the deposition of Al on the surface of the base 12 is increased, so that the thickness of the Al layer 14 is increased and the Al layer 14 is easily peeled off.
  • the heat treatment atmosphere may be an inert atmosphere such as argon gas, a reducing atmosphere such as hydrogen gas, or a non-oxidizing atmosphere such as a vacuum atmosphere to prevent oxidation or the like of the base material 12 and the Al raw material powder.
  • the heat treatment apparatus etc. which are used for the diffusion permeation treatment of a general metal material can be used for a diffusion permeation treatment apparatus. After the heat treatment, the base 12 on which the Al layer 14 is formed may be taken out of the treated powder, and the adhered powder and the like may be removed by a brush or ultrasonic cleaning.
  • the base material 12 when the base material 12 is formed of a TiAl alloy for high-speed forging, it does not pass through the ⁇ single phase region during heat treatment by diffusion infiltration (including temperature rising process and cooling process in heat treatment) . Since the TiAl alloy for high speed forging does not pass through the ⁇ single phase region during heat treatment by diffusion and penetration treatment, coarsening of crystal grains can be suppressed.
  • the substrate 12 on which the Al layer 14 is formed may be oxidized to form an alumina coating on the surface of the Al layer 14.
  • an alumina coating in advance before hot forging in an air atmosphere, it is possible to suppress the occurrence of ⁇ case during hot forging.
  • a general atmospheric furnace etc. can be used for an oxidation treatment process.
  • the alumina layer is formed on the surface of the Al layer 14 by the selective oxidation of the Al layer 14 during the temperature rise during hot forging in the atmosphere. May be
  • FIG. 3 is a flow chart showing the configuration of a forging method of the TiAl alloy material 10 for hot forging.
  • the forging method of the TiAl alloy material 10 for hot forging includes an Al layer forming step (S12) and a hot forging step (S14).
  • the Al layer forming step (S12) the base 12 made of a TiAl alloy is diffused and infiltrated with Al to form an Al layer 14 containing Ti and containing Al as a main component on the surface of the base 12 It is.
  • the Al layer forming step (S12) is the same as the Al layer forming step (S12) in the method of manufacturing the TiAl alloy material 10 for hot forging described above, so the same reference numerals are given and detailed description will be omitted.
  • the hot forging step (S14) is a step of hot forging the base 12 on which the Al layer 14 is formed in an air atmosphere.
  • the Al layer 14 is selectively oxidized in the temperature raising process at the time of hot forging in the atmospheric atmosphere which is an oxidizing atmosphere, and an alumina coating is formed on the surface of the Al layer 14.
  • This alumina film becomes a protective oxide film, and even in the case of hot forging in an air atmosphere, the permeation of oxygen is suppressed and the formation of the ⁇ case is prevented.
  • forging cracks can be suppressed.
  • the strain rate at the time of hot forging can be further increased. More specifically, when the ⁇ case is formed, cracks easily occur from the ⁇ case, so forging cracks easily occur in the TiAl alloy, and it becomes difficult to increase the strain rate during hot forging. On the other hand, when the formation of the ⁇ case can be suppressed, the strain rate at the time of hot forging can be further increased, so high speed forging becomes possible.
  • the aforementioned 41 at% to 44 at% Al, 4 at% to 6 at% Nb, 4 at% to 6 at% V, and at least 0.1 at% to 1 at% B In the case of a TiAl alloy for high-speed forging, which contains and the balance of which is composed of Ti and unavoidable impurities, if an ⁇ case is formed at the time of hot forging, forging cracks may occur. High speed forging becomes difficult at strain rates greater than 1 / s and strain rates of 10 / s or more. On the other hand, when the formation of the ⁇ case is suppressed at the time of hot forging, high speed forging can be performed at a strain rate greater than 1 / second or at a strain rate of 10 / second or more.
  • the heating temperature at the time of hot forging may be 1200 ° C. or more and 1350 ° C. or less.
  • a TiAl alloy for high speed forging by heating to 1200 ° C. or more and 1350 ° C. or less, it is held in the two phase region of ⁇ phase + ⁇ phase or the three phase region of ⁇ phase + ⁇ phase + ⁇ phase. Since the heated TiAl alloy for high speed forging contains the ⁇ phase excellent in high temperature deformation, deformation becomes easy. Further, the TiAl alloy for high speed forging does not pass through the ⁇ single phase region during the temperature rise from room temperature to the heating temperature of 1200 ° C. or more and 1350 ° C. or less. From this, by suppressing the coarsening of the crystal grains, the decrease in ductility can be suppressed and the forgeability can be further improved.
  • a hot forging method a general metal material forging method such as free forging, die forging, rotary forging, and extrusion, or a forging apparatus can be used.
  • the alumina coating and the Al layer 14 remaining after hot forging can be easily removed by machining, polishing or the like.
  • the TiAl alloy material 10 for hot forging can be used as a forging material in the case of forming a turbine blade or the like of an aircraft engine component by hot forging in an air atmosphere.
  • a TiAl alloy for high-speed forging is used as the base material 12 of the TiAl alloy material 10 for hot forging, high-speed forging can be performed at a strain rate greater than 1 / s or a strain rate of 10 / s or more. As a result, productivity of parts such as turbine blades can be improved.
  • the formation of the ⁇ case is prevented by hot forging in an air atmosphere. Since it is possible to suppress forging cracks, it is not necessary to perform a difficult welding operation or the like when coating a sheath of Ti or Ti alloy having a deformation resistance close to that of the conventional TiAl alloy. Can be improved.
  • the sheath when a sheath such as Ti or Ti alloy is covered and hot forged, the sheath may adhere to the TiAl alloy after hot forging, which may make it difficult to remove the sheath, but according to the above configuration, Since the alumina coating and Al layer remaining after hot forging can be easily removed by machining, polishing or the like, the workability at the time of hot forging is improved. Furthermore, according to the above configuration, since the diffusion diffusion treatment of Al is performed using an inexpensive Al raw material powder, the manufacturing cost can be reduced compared to the case of using an expensive sheath of Ti or Ti alloy.
  • the formation of the ⁇ case can be prevented at the time of hot forging in the air atmosphere and forging cracks can be suppressed, it is possible to perform hot forging at a higher strain rate.
  • hot forging is performed at a low strain rate (for example, 5 ⁇ 10 ⁇ 5 / sec to 5 ⁇ 10 ⁇ 1 / sec).
  • high-speed forging can be performed at a strain rate greater than 1 / sec or at a strain rate of 10 / sec or more. It is possible to improve the quality.
  • the TiAl alloy raw material was melted and cast in a high frequency vacuum melting furnace to form a substrate.
  • the substrate was formed of a TiAl alloy for high speed forging.
  • ductility was evaluated during hot forging on the cast base material. More specifically, for the substrate, the squeeze was measured by a tensile test using a Greebler tester. The test temperature was 1250 ° C. to 1275 ° C. The reduction was calculated by measuring the rate of reduction in cross section of the fractured material.
  • the test atmosphere was an inert atmosphere of argon gas and an air atmosphere. The strain rate in the case of an inert atmosphere was 1 / second, 2 / second, 10 / second. The strain rate in the case of the air atmosphere was 0.2 / second, 1 / second, 5 / second.
  • FIG. 4 is a graph showing the measurement results of the aperture in the substrate.
  • the abscissa represents the strain rate
  • the ordinate represents the aperture
  • the aperture in the inert atmosphere is indicated by a white circle
  • the aperture in the air atmosphere is indicated by a white triangle.
  • the one tested in an inert atmosphere had a larger throttling than the one tested in the air atmosphere.
  • the strain rate was 5 / s
  • the reduction was about 0%
  • brittle fracture occurred On the other hand, when tested in an inert atmosphere, the aperture was about 70% even at a strain rate of 10 / sec.
  • FIG. 5 is a photograph showing metallographic observation results of a substrate tested in an air atmosphere. An ⁇ case was formed on the substrate tested in the atmosphere, and a crack was observed in the ⁇ case. On the other hand, the formation of ⁇ case was not observed in the substrate tested in the inert atmosphere.
  • Example 1 Al was diffused and infiltrated into the substrate to form an Al layer on the surface of the substrate.
  • a treated powder obtained by mixing pure Al powder, ammonium chloride (NH 4 Cl) powder and alumina powder was used for the diffusion and penetration treatment.
  • the proportion of pure Al powder in the treated powder was 20% by mass.
  • the treated powder was placed in a ceramic container, the base material was embedded in the treated powder, and heat treatment was performed in an inert atmosphere of argon gas.
  • the heat treatment conditions were that the heat treatment temperature was 650 ° C. to 800 ° C., and the heat treatment time was 5 minutes to 2 hours.
  • the Al layer was analyzed by energy dispersive X-ray analysis (EDX) after the diffusion and penetration treatment, the Al concentration was 70 atomic% or more. From this result, it is clear that the Al layer is mainly composed of Al. Further, since the Al layer contained Ti, it was found that Ti was diffused outward from the base material and contained in the Al layer.
  • EDX energy dispersive X-ray analysis
  • a substrate (without the coating treatment) was used.
  • a ceramic paint obtained by mixing a ceramic powder, a binder, and a solvent was applied to the surface of a substrate, and fired at 350 ° C. or higher to form a ceramic film.
  • a ceramic powder containing alumina (Al 2 O 3 ) and silica (SiO 2 ) as main components was used.
  • a ceramic powder containing alumina (Al 2 O 3 ) as a main component was used.
  • a ceramic powder containing zirconia (Zr 2 O) as a main component was used.
  • a titanium-based ceramic film was formed on the surface of the base material by sputtering.
  • the titanium-based ceramic film of the sample of Comparative Example 5 was titanium nitride (TiN).
  • the titanium-based ceramic film of the sample of Comparative Example 6 was titanium aluminum nitride (TiAlN).
  • the titanium-based ceramic film of the sample of Comparative Example 7 had two layers of titanium (Ti) and titanium aluminum nitride (TiAlN). The film thickness of the titanium-based ceramic film of each sample was about 5 ⁇ m.
  • each sample was heat-treated in the air atmosphere to evaluate the formation of ⁇ case.
  • the heat treatment temperature was 1250 ° C. to 1275 ° C.
  • the ⁇ case was evaluated by observing the metal structure of the cross section of the specimen with an optical microscope after heat treatment. Table 1 shows the inhibition evaluation results of the ⁇ case of each specimen.
  • FIG. 6 is a photograph showing the metal structure observation results of the specimens of Example 1 and Comparative Example 1
  • FIG. 6 (a) is a photograph of the specimen of Example 1
  • FIG. 6 (b) is It is a photograph of the specimen of comparative example 1.
  • an Al layer was formed on the surface of the substrate, and the formation of the ⁇ case was not observed.
  • the thickness of the Al layer was 50 ⁇ m to 100 ⁇ m.
  • the formation of the ⁇ case was recognized.
  • FIG. 7 is a photograph showing the metal structure observation results of the test pieces of Comparative Examples 2 to 4,
  • FIG. 7 (a) is a photograph of the test piece of Comparative Example 2
  • FIG. 7 (b) is a comparative example.
  • 7 (c) is a photograph of the specimen of Comparative Example 4.
  • FIG. 8 is a photograph showing the metal structure observation results of the test pieces of Comparative Examples 5 to 7
  • FIG. 8 (a) is a photograph of the test piece of Comparative Example 5
  • FIG. 8 (b) is a comparative example. It is a photograph of a specimen of six
  • Drawing 8 (c) is a photograph of a specimen of comparative example 7. All of the test pieces of Comparative Examples 5 to 7 showed formation of an ⁇ case. The reason for this is considered that since the titanium-based ceramic film formed by sputtering is a thin film, oxygen permeates through the titanium-based ceramic film to form an ⁇ case.
  • Example 2 (Evaluation of ductility at the time of hot forging on a substrate on which an Al layer is formed) The ductility evaluation at the time of the hot forging in the base material in which the Al layer was formed was performed.
  • the method for producing the test pieces of Example 2 and Comparative Example 8 will be described.
  • As the substrate of each sample one obtained by subjecting the above-described cast substrate to HIP treatment was used.
  • As a specimen of Example 2 Al was diffused and infiltrated into the HIP-treated substrate to form an Al layer on the surface of the HIP-treated substrate. The diffusion and penetration treatment of Al was performed in the same manner as the test piece of Example 1.
  • the sample of Comparative Example 8 was a HIP-treated substrate (HIP-treated substrate as it is) without any coating.
  • the irises of the test pieces of Example 2 and Comparative Example 8 were measured.
  • the measurement of the reduction was performed by a tensile test using a grebble tester, as in the ductility evaluation at the time of hot forging in the above-described base material.
  • the test temperature was 1250 ° C. to 1275 ° C.
  • the test atmosphere was an air atmosphere.
  • the strain rate was 1 / second, 5 / second, 7 / second, 10 / second.
  • FIG. 9 is a graph showing the measurement results of the aperture in each sample.
  • the horizontal axis represents strain rate
  • the vertical axis represents aperture
  • the aperture of the specimen of Example 2 is indicated by a white circle
  • the aperture of the specimen of Comparative Example 8 is indicated by an open triangle.
  • the specimen of Example 2 had a larger aperture than the specimen of Comparative Example 8. More specifically, the specimen of Example 2 has a smaller aperture than the specimen of Comparative Example 8 when the strain rate is greater than 1 / second, or when the strain rate is 5 / second or more or 10 / second or more. It got bigger.
  • the strain rate was 7 / sec or more, the reduction was approximately 0%, and brittle fracture occurred.
  • the aperture is about 60% to 70%, and when the strain rate is 10 / sec, the aperture is about 40% to 50 %Met.
  • FIG. 10 is a photograph showing the appearance observation result after the hot forging test
  • FIG. 10 (a) is a photograph showing the upper die side
  • FIG. 10 (b) is a photograph showing the lower die side .
  • FIG. 10 it was revealed that the specimen after hot forging has no forging cracks and the like, and can be hot forged at high speed.

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Abstract

熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材（１０）は、ＴｉＡｌ合金で形成される基材（１２）と、基材（１２）の表面に形成され、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層（１４）と、を備える。

Description

ＴｉＡｌ合金材及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金材の鍛造方法
　本開示は、ＴｉＡｌ合金材及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金材の鍛造方法に係り、特に、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金材の鍛造方法に関する。
　ＴｉＡｌ（チタンアルミナイド）合金は、Ｔｉ（チタン）とＡｌ（アルミニウム）との金属間化合物で形成されている合金である。ＴｉＡｌ合金は、耐熱性に優れており、Ｎｉ基合金よりも軽量で比強度が大きいことから、タービン翼等の航空機用エンジン部品等に適用されている。ＴｉＡｌ合金は、延性が乏しく難加工材であることから、熱間鍛造する場合には、恒温鍛造が行われている。また、ＴｉＡｌ合金の酸化を防止するために、ＴｉＡｌ合金の変形抵抗に近い変形抵抗を有するＴｉ又はＴｉ合金等からなるシースを被覆して熱間鍛造することが行われている（特許文献１参照）。
特開２００８－２２９６８０号公報
　ところで、ＴｉＡｌ合金が酸化されると、表面にαケースと呼ばれる酸素濃化層が形成される。αケースは、母材よりも硬度が高く、延性が乏しくて難加工材である。このため、ＴｉＡｌ合金の表面にαケースが形成されると、熱間鍛造時に鍛造割れが生じる可能性がある。ＴｉＡｌ合金の酸化を防止してαケースの形成を抑制するために、ＴｉＡｌ合金にシースを被覆して大気雰囲気中で熱間鍛造する場合には、シースを被覆する際にＴｉやＴｉ合金等の難しい溶接作業等を行う必要がある。また、熱間鍛造後に、シースがＴｉＡｌ合金に固着する場合がありシースの除去作業が難しくなる。このように、ＴｉＡｌ合金にシースを被覆して熱間鍛造する場合には、熱間鍛造時の作業が煩雑となり、作業性が低下する可能性がある。
　そこで本開示の目的は、熱間鍛造時の作業性をより向上させることが可能なＴｉＡｌ合金材及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金材の鍛造方法を提供することである。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材は、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材であって、ＴｉＡｌ合金で形成される基材と、前記基材の表面に形成され、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層と、を備える。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材は、前記Ａｌ層の表面に設けられ、アルミナで形成されるアルミナ被膜を有していてもよい。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材において、前記Ａｌ層の厚みは、１０μｍ以上１００μｍ以下であってもよい。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材において、前記ＴｉＡｌ合金は、４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなるようにしてもよい。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材の製造方法は、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材の製造方法であって、ＴｉＡｌ合金原料を溶解して鋳造し、基材を形成する基材形成工程と、前記基材にＡｌを拡散浸透処理し、前記基材の表面に、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層を形成するＡｌ層形成工程と、を備える。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材の製造方法において、前記Ａｌ層形成工程は、Ａｌ原料粉末と、活性剤と、焼結防止剤とを混合した処理粉末中に前記基材を埋め込み、非酸化性雰囲気中において６５０℃以上８００℃以下で熱処理してもよい。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材の製造方法において、前記ＴｉＡｌ合金原料は、４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなるようにしてもよい。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材の鍛造方法は、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材の鍛造方法であって、ＴｉＡｌ合金で形成される基材にＡｌを拡散浸透処理し、前記基材の表面に、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層を形成するＡｌ層形成工程と、前記Ａｌ層が形成された基材を、大気雰囲気中で熱間鍛造する熱間鍛造工程と、を備える。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材の鍛造方法において、前記Ａｌ層形成工程は、Ａｌ原料粉末と、活性剤と、焼結防止剤とを混合した処理粉末中に前記基材を埋め込み、非酸化性雰囲気中において６５０℃以上８００℃以下で熱処理してもよい。
　本開示に係るＴｉＡｌ合金材の鍛造方法において、前記ＴｉＡｌ合金は、４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなるようにしてもよい。
　上記構成によれば、より簡易に大気雰囲気中における熱間鍛造時のαケースの形成を防止して、鍛造割れを抑制できるので、熱間鍛造時の作業性を向上させることが可能となる。
本開示の実施の形態において、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材の構成を示す断面図である。 本開示の実施の形態において、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材の製造方法の構成を示すフローチャートである。 本開示の実施の形態において、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材の鍛造方法の構成を示すフローチャートである。 本開示の実施の形態において、基材における絞りの測定結果を示すグラフである。 本開示の実施の形態において、大気雰囲気中で試験した基材の金属組織観察結果を示す写真である。 本開示の実施の形態において、実施例１及び比較例１の供試体の金属組織観察結果を示す写真である。 本開示の実施の形態において、比較例２から４の供試体の金属組織観察結果を示す写真である。 本開示の実施の形態において、比較例５から７の供試体の金属組織観察結果を示す写真である。 本開示の実施の形態において、各供試体における絞りの測定結果を示すグラフである。 本開示の実施の形態において、熱間鍛造試験後の外観観察結果を示す写真である。
　以下に本開示の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。図１は、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の構成を示す断面図である。熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０は、ＴｉＡｌ合金で形成される基材１２と、基材１２の表面に形成されるＡｌ層１４と、を備えている。
　基材１２は、ＴｉＡｌ合金で形成されている。ＴｉＡｌ合金は、Ｔｉ（チタン）とＡｌ（アルミニウム）との金属間化合物であるＴｉＡｌ（γ相）やＴｉ３Ａｌ（α２相）等で構成されている。ＴｉＡｌ合金の合金組成は、他の合金成分を含まずＴｉとＡｌとから構成されていてもよいし、他の合金成分を含んでいてもよい。他の合金成分は、例えば、Ｎｂ（ニオブ）、Ｖ（バナジウム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｔａ（タンタル）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｎ（マンガン）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｓｉ（珪素）、Ｂ（硼素）、Ｃｕ（銅）、Ｆｅ（鉄）等の少なくとも１つの元素とすることができる。
　ＴｉＡｌ合金には、高温での変形抵抗が小さく、大きな歪速度で高速鍛造可能なＴｉＡｌ合金を用いるとよい。このような高速鍛造可能なＴｉＡｌ合金には、４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物で構成されているＴｉＡｌ合金を用いることができる（以下、このＴｉＡｌ合金を高速鍛造用ＴｉＡｌ合金という場合がある）。この高速鍛造用ＴｉＡｌ合金の金属組織は、結晶粒径が２００μｍ以下となり、粒径が１００μｍ以下の硼化物（ＴｉＢ、ＴｉＢ２等）を含むので、延性が大きくなり、熱間鍛造性を向上させることができる。この高速鍛造用ＴｉＡｌ合金は、熱間鍛造時の高温変形特性に優れているので、１／秒より大きい歪速度や１０／秒以上の歪速度で高速鍛造することができる。
　Ａｌ層１４は、基材１２の表面に形成され、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含んで構成されているとよい。ここでＡｌ層１４の主成分とは、Ａｌ層１４に含まれる成分のなかで、最も多く含まれている成分のことである。Ａｌ層１４の主成分がＡｌであるので、酸化性雰囲気である大気雰囲気中での熱間鍛造時には、Ａｌ層１４の表面に、耐酸化性に優れたアルミナ被膜が形成される。これにより、基材１２を形成するＴｉＡｌ合金のαケースの発生を抑制することができる。
　より詳細には、ＴｉＡｌ合金にαケースが形成されると、αケースは脆性であることから、大気雰囲気中での熱間鍛造時に鍛造割れが発生し易くなる。また、高速鍛造用ＴｉＡｌ合金にαケースが形成されると、熱間鍛造時に鍛造割れが発生し易くなることから、歪速度を大きくして加工することが難しくなる。これに対して基材１２の表面にＡｌ層１４が形成されている場合には、選択酸化によりＡｌ層１４の表面にアルミナ被膜が形成されるので、酸素の透過が抑えられ、αケースの形成が抑制される。これにより、熱間鍛造時の鍛造割れの発生を防止することができる。また、高速鍛造用ＴｉＡｌ合金の場合でも、熱間鍛造時の鍛造割れを抑制できることから、より大きな歪速度で高速鍛造が可能となる。
　Ａｌ層１４の選択酸化により形成されるアルミナ被膜は、緻密な保護酸化被膜を形成し、密着性に優れている。仮に、熱間鍛造中にアルミナ被膜が剥離した場合でも、アルミナ被膜が剥離した箇所のＡｌ層１４が直ぐに選択酸化されて新たなアルミナ被膜が形成される。例えば、セラミックス塗料を塗布焼成して形成されるセラミックス被膜は、ポーラスな被膜であるので、セラミックス被膜中を酸素が透過して、αケースが形成され易くなる。また、物理蒸着法（例えば、スパッタリング法、イオンプレーティング法、真空蒸着法等）で形成されるセラミックス被膜は、膜厚が薄くて酸素が透過し易く、剥離し易いので、αケースが形成され易くなる。このように基材１２の表面にＡｌ層１４を被覆することにより、大気雰囲気中での熱間鍛造時に優れた保護酸化被膜であるアルミナ被膜が形成されるので、他のコーティング法で形成されるセラミックス被膜よりも、αケースを抑制することができる。
　Ａｌ層１４は、Ｔｉを含んで構成されているとよい。Ａｌ層１４がＴｉを含むことにより、基材１２とＡｌ層１４との密着性を高めることができる。Ａｌ層１４に含まれるＴｉは、基材１２から外方拡散したＴｉであるとよい。Ａｌ層１４が、基材１２から外方拡散したＴｉを含む拡散層で形成されていることにより、基材１２とＡｌ層１４との密着性をより高めることができる。
　Ａｌ層１４は、基材１２よりもＡｌ濃度が高く形成されているとよい。Ａｌ層１４のＡｌ濃度は、６０原子％以上とすることが可能であり、７０原子％以上であるとよく、８０原子％以上や９０原子％以上であってもよい。Ａｌ層１４のＡｌ濃度は、例えば、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）等で測定された値とすることができる。Ａｌ層１４は、Ｔｉ濃度が、Ａｌ層１４の厚み方向に対して一定であってもよく、傾斜していてもよい。例えば、Ａｌ層１４は、Ｔｉ濃度が、Ａｌ層１４の厚み方向に対してＡｌ層１４の表面側から基材側に向けて高くなるように傾斜して形成されていてもよい。
　Ａｌ層１４は、ＴｉＡｌ（γ相）やＴｉ３Ａｌ（α２相）よりもアルミリッチな金属間化合物であるＴｉＡｌ２やＴｉＡｌ３等で形成されていてもよい。Ａｌ層１４は、ＴｉＡｌ２単体で形成されていてもよく、ＴｉＡｌ３単体で形成されていてもよい。また、Ａｌ層１４は、ＴｉＡｌ２と、ＴｉＡｌ３との両方で形成されていてもよい。より詳細には、Ａｌ層１４は、ＴｉＡｌ２と、ＴｉＡｌ３とが混合した混合層で形成されていてもよいし、ＴｉＡｌ２層とＴｉＡｌ３層との２層で形成されていてもよい。
　Ａｌ層１４は、ＡｌやＴｉの他に、他の成分を含んでいてもよい。Ａｌ層１４は、他の成分として、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｆｅ等の少なくとも１つの成分を含んでいてもよい。Ａｌ層１４が、例えば、耐酸化性に優れるＣｒやＳｉを含む場合には、耐酸化性を向上させることができる。これらの他の成分は、例えば、基材１２からＡｌ層１４へ外方拡散することによりＡｌ層１４に含まれるようにしてもよい。基材１２が高速鍛造用ＴｉＡｌ合金で形成されている場合には、Ａｌ層１４は、基材１２から外方拡散したＴｉを含むと共に、基材１２から外方拡散したＮｂ、Ｖ及びＢの少なくとも１つの成分を含む拡散層で形成されていてもよい。
　Ａｌ層１４の厚みは、１０μｍ以上１００μｍ以下とすることが可能である。Ａｌ層１４の厚みが１０μｍより小さいと、選択酸化により形成されるアルミナ被膜の厚みも小さくなるので、酸素が透過し易くなるからである。Ａｌ層１４の厚みが１００μｍより大きいと、Ａｌ層１４が剥離し易くなるからである。
　Ａｌ層１４の厚みは、１０μｍ以上３０μｍ以下とするとよい。Ａｌ層１４の厚みが３０μｍ以下であるのは、Ａｌ層１４は、熱間鍛造後には機械加工等により除去されるので、熱間鍛造中の酸化を防止してαケースの形成を抑制できればよいからである。また、Ａｌ層１４の厚みをより小さくすることにより、後述する拡散浸透処理の熱処理時間をより短縮することができる。
　（熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の製造方法）
　次に、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の製造方法について説明する。図２は、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の製造方法の構成を示すフローチャートである。熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の製造方法は、基材形成工程（Ｓ１０）と、Ａｌ層形成工程（Ｓ１２）と、を備えている。
　基材形成工程（Ｓ１０）は、ＴｉＡｌ合金原料を溶解して鋳造し、ＴｉＡｌ合金で基材１２を形成する工程である。ＴｉＡｌ合金原料を、真空誘導炉等で溶解して鋳造し、インゴット（鋳塊）等からなる基材１２を形成する。ＴｉＡｌ合金原料の鋳造には、一般的な金属材料の鋳造で用いられている鋳造装置を使用することができる。
　例えば、基材１２が、高速鍛造用ＴｉＡｌ合金で形成される場合には、ＴｉＡｌ合金原料には、４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる合金組成のものが用いられる。この高速鍛造用ＴｉＡｌ合金の場合には、上記の合金組成で構成されているので、溶解温度からの冷却過程において、α単相領域を通過することがない。α単相領域を通過する場合には、結晶粒が粗大化することにより延性が低下する。鋳造したこの高速鍛造用ＴｉＡｌ合金は、α単相領域を通らないので、結晶粒の粗大化が抑制される。
　また、鋳造したこの高速鍛造用ＴｉＡｌ合金の金属組織は、結晶粒径が２００μｍ以下となり、粒径が１００μｍ以下の硼化物を含んで構成されている。この硼化物は、針状に形成されており、ＴｉＢ、ＴｉＢ２等で構成されている。このように、鋳造したこの高速鍛造用ＴｉＡｌ合金の金属組織は、結晶粒径が２００μｍ以下の微細な結晶粒で構成されており、粒径が１００μｍ以下の粒径の小さい硼化物を含んでいるので、熱間鍛造性を向上させることができる。
　基材１２は、鋳造後にＨＩＰ（熱間静水圧プレス）処理して形成されてもよい。基材１２にＨＩＰ処理することにより、鋳造欠陥等の内部欠陥などを抑制することができる。ＨＩＰ処理には、一般的な金属材料のＨＩＰ処理で用いられているＨＩＰ装置を使用することができる。
　Ａｌ層形成工程（Ｓ１２）は、基材１２にＡｌを拡散浸透処理して、基材１２の表面に、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層１４を形成する工程である。Ａｌの拡散浸透処理（アルミナイズ処理）は、Ａｌ原料粉末と、活性剤と、焼結防止剤とを混合した処理粉末中に基材１２を埋め込み、非酸化性雰囲気中において６５０℃以上８００℃以下で熱処理するとよい。
　Ａｌ原料粉末には、純Ａｌ粉末等のＡｌ粉末や、Ａｌ合金粉末等を用いるとよい。Ａｌ合金粉末は、主成分がＡｌからなるとよい。ここでＡｌ合金粉末の主成分とは、Ａｌ合金粉末に含まれる成分のなかで、最も多く含まれている成分のことである。Ａｌ原料粉末としてＡｌ粉末を用いる場合には、他の合金成分を含まないので、製造コストを抑えることができる。また、耐酸化性に優れるＣｒやＳｉを含むＡｌ－Ｃｒ合金粉末やＡｌ－Ｓｉ合金粉末等を用いる場合には、Ａｌ層１４の耐酸化性を向上させることができる。なお、Ａｌ原料粉末は、Ａｌ合金粉末に代えて、Ａｌ粉末と、他の添加元素粉末との混合粉末を用いてもよい。例えば、ＡｌとＳｉとを拡散浸透処理させてＡｌ層１４を形成する場合には、Ａｌ－Ｓｉ合金粉末を用いてもよいし、Ａｌ粉末と、Ｓｉ粉末との混合粉末を用いてもよい。また、基材１２が高速鍛造用ＴｉＡｌ合金で形成されている場合には、Ａｌ原料粉末には、他の合金成分を含まず、純Ａｌ粉末等のＡｌ粉末を用いるとよい。Ａｌ原料粉末としてＡｌ粉末を用いる場合には、Ａｌ－Ｃｒ合金粉末等のＡｌ合金粉末を用いる場合よりも、基材１２とＡｌ層１４との密着性が向上するからである。
　活性剤には、塩化物やフッ化物等のハロゲン化物を用いるとよい。活性剤には、例えば、塩化アンモニウム（ＮＨ４Ｃｌ）等を用いることが可能である。焼結防止剤には、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）粉末等を用いることができる。Ａｌ原料粉末と、活性剤と、焼結防止剤とには、市販品等を用いることが可能である。
　次に、Ａｌ原料粉末と、活性剤と、焼結防止剤とを混合して処理粉末を作製する。処理粉末は、例えば、５質量％以上４０質量％以下のＡｌ原料粉末と、１質量％以上５質量％以下の活性剤と、を含み、残部が焼結防止剤で構成されているとよい。Ａｌ原料粉末の比率は、５質量％以上２０質量％以下としてもよく、１０質量％以上２０質量％以下としてもよい。そして、セラミックス製容器等に処理粉末を入れ、処理粉末中に基材１２を埋め込みパックする。
　処理粉末に埋設された基材１２は、非酸化性雰囲気中において熱処理される。熱処理により、Ａｌ原料粉末と、活性剤とが反応して、例えば、塩化アルミニウム等のアルミニウムハロゲン化物が生成する。このアルミニウムハロゲン化物が基材１２と反応することにより、ます、基材１２の表面にＡｌが堆積してＡｌ付着層が形成される。そして、このＡｌ付着層に基材１２からＴｉが外方拡散してＡｌ層１４が形成される。Ａｌ原料粉末にＡｌ－Ｃｒ合金粉末やＡｌ－Ｓｉ合金粉末等を用いる場合には、基材１２の表面にＡｌと共に、ＣｒやＳｉ等を堆積させることができる。また、基材１２がＴｉやＡｌと共に、他の合金成分を含む場合には、Ａｌ付着層に他の合金成分が外方拡散してＡｌ層１４を形成してもよい。例えば、基材１２が高速鍛造用ＴｉＡｌ合金で形成されている場合には、Ａｌ層１４が、基材１２から外方拡散したＮｂ、Ｖ及びＢの少なくとも１つの成分を含んでいてもよい。
　熱処理温度は、６５０℃以上８００℃以下とするとよい。熱処理温度が６５０℃より低温の場合には、アルミニウムハロゲン化物が殆ど生成しないので、Ａｌ層１４を形成し難くなるからである。熱処理温度が８００℃より高温の場合には、アルミニウムハロゲン化物が多く生成するので、Ａｌ層１４の厚みが大きくなり、Ａｌ層１４が剥離し易くなるからである。
　熱処理時間は、５分間以上２時間以下とするとよい。熱処理時間が５分間より短い場合には、基材１２の表面にＡｌの堆積が殆ど生じないので、Ａｌ層１４を形成し難くなるからである。熱処理時間が２時間より長い場合には、基材１２の表面にＡｌの堆積が多くなることで、Ａｌ層１４の厚みが大きくなり、Ａｌ層１４が剥離し易くなるからである。
　熱処理雰囲気は、基材１２やＡｌ原料粉末の酸化等を防止するために、アルゴンガス等の不活性雰囲気、水素ガス等の還元性雰囲気、真空雰囲気等の非酸化性雰囲気とするとよい。拡散浸透処理装置には、一般的な金属材料の拡散浸透処理に使用される熱処理装置等を用いることができる。熱処理後は、処理粉末中からＡｌ層１４を形成した基材１２を取り出し、ブラシや超音波洗浄等で付着した粉末等を除去するとよい。
　また、基材１２が、高速鍛造用ＴｉＡｌ合金で形成されている場合には、拡散浸透処理による熱処理中（熱処理における昇温過程や冷却過程を含む）にα単相領域を通過することがない。高速鍛造用ＴｉＡｌ合金は、拡散浸透処理による熱処理中にα単相領域を通らないので、結晶粒の粗大化を抑制することができる。
　Ａｌ層形成工程（Ｓ１２）の後に、Ａｌ層１４を形成した基材１２を酸化して、Ａｌ層１４の表面にアルミナ被膜を形成する酸化処理工程を備えるようにしてもよい。予め大気雰囲気中での熱間鍛造前にアルミナ被膜を形成することにより、熱間鍛造中のαケースの発生を抑制することができる。酸化処理工程には、一般的な大気炉等を用いることができる。勿論、このような酸化処理工程を設けずに、大気雰囲気中の熱間鍛造時の昇温中にＡｌ層１４が選択酸化されることにより、Ａｌ層１４の表面にアルミナ被膜を形成するようにしてもよい。
　（熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の鍛造方法）
　次に、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の鍛造方法について説明する。図３は、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の鍛造方法の構成を示すフローチャートである。熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の鍛造方法は、Ａｌ層形成工程（Ｓ１２）と、熱間鍛造工程（Ｓ１４）と、を備えている。Ａｌ層形成工程（Ｓ１２）は、ＴｉＡｌ合金で形成される基材１２にＡｌを拡散浸透処理し、基材１２の表面に、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層１４を形成する工程である。Ａｌ層形成工程（Ｓ１２）は、上述した熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の製造方法のＡｌ層形成工程（Ｓ１２）と同じであるので同じ符号を付し、詳細な説明を省略する。
　熱間鍛造工程（Ｓ１４）は、Ａｌ層１４が形成された基材１２を、大気雰囲気中で熱間鍛造する工程である。酸化性雰囲気である大気雰囲気中の熱間鍛造時の昇温過程においてＡｌ層１４が選択酸化されて、Ａｌ層１４の表面にアルミナ被膜が形成される。このアルミナ被膜が保護酸化被膜となり、大気雰囲気中で熱間鍛造した場合でも、酸素の透過が抑制されて、αケースの形成が防止される。このように、熱間鍛造時にαケースの形成が防止されるので、鍛造割れを抑制することができる。
　また、熱間鍛造時にαケースの形成が防止されるので、熱間鍛造時の歪速度をより大きくすることができる。より詳細には、αケースが形成されると、αケースからクラックが入り易くなるのでＴｉＡｌ合金に鍛造割れが生じ易くなり、熱間鍛造時の歪速度を大きくすることが難しくなる。これに対してαケースの形成を抑制できる場合には、熱間鍛造時の歪速度をより大きくすることができるので、高速鍛造が可能となる。
　上述した４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉ及び不可避的不純物で構成されている高速鍛造用ＴｉＡｌ合金の場合では、熱間鍛造時にαケースが形成されると、鍛造割れが生じる可能性があるため、１/秒より大きい歪速度や１０/秒以上の歪速度で高速鍛造することが難しくなる。これに対して、熱間鍛造時にαケースの形成が抑制されている場合には、１/秒より大きい歪速度や１０/秒以上の歪速度で高速鍛造することが可能となる。
　熱間鍛造時の加熱温度は、１２００℃以上１３５０℃以下とするとよい。例えば、高速鍛造用ＴｉＡｌ合金の場合には、１２００℃以上１３５０℃以下に加熱されることにより、α相＋β相の２相領域またはα相＋β相＋γ相の３相領域に保持される。加熱された高速鍛造用ＴｉＡｌ合金は、高温変形に優れるβ相を含んでいるので、変形が容易になる。また、この高速鍛造用ＴｉＡｌ合金は、室温から加熱温度である１２００℃以上１３５０℃以下に到る昇温中に、α単相領域を通過することがない。このことから、結晶粒の粗大化が抑制されることにより延性の低下が抑えられ、鍛造性をより向上させることができる。
　熱間鍛造方法には、自由鍛造、型鍛造、回転鍛造、押出等の一般的な金属材料の鍛造方法や鍛造装置を用いることができる。熱間鍛造後に残留するアルミナ被膜やＡｌ層１４は、機械加工や研磨等で容易に除去することができる。
　なお、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０は、航空機エンジン部品のタービン翼等を大気雰囲気中で熱間鍛造して形成する場合において、鍛造用素材として用いられることが可能である。また、熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材１０の基材１２に高速鍛造用ＴｉＡｌ合金を用いた場合には、１/秒より大きい歪速度や１０/秒以上の歪速度で高速鍛造することが可能となるので、タービン翼等の部品の生産性を向上させることができる。
　以上説明したように、本実施形態によれば、ＴｉＡｌ合金で形成される基材にＡｌを拡散浸透処理した後に、大気雰囲気中で熱間鍛造加工することにより、αケースの形成を防止して、鍛造割れを抑制できることから、従来のＴｉＡｌ合金の変形抵抗に近い変形抵抗を有するＴｉやＴｉ合金等のシースを被覆する際の難しい溶接作業等が不要となるので、熱間鍛造時の作業性を向上させることができる。また、ＴｉやＴｉ合金等のシースを被覆して熱間鍛造する場合には、熱間鍛造後にシースがＴｉＡｌ合金に固着する場合がありシースの除去作業が難しくなるが、上記構成によれば、熱間鍛造後に残留するアルミナ被膜やＡｌ層は、機械加工や研磨等で容易に除去することができるので熱間鍛造時の作業性が向上する。更に、上記構成によれば、安価なＡｌ原料粉末を用いてＡｌの拡散浸透処理を行うので、高価なＴｉやＴｉ合金等のシースを用いる場合よりも製造コストを低減することができる。
　本実施形態によれば、大気雰囲気中での熱間鍛造時におけるαケースの形成を防止して、鍛造割れを抑制できることから、より大きな歪速度で熱間鍛造することができる。例えば、従来のＴｉＡｌ合金の恒温鍛造では、低歪速度（例えば、５×１０－５/秒から５×１０－１/秒）で熱間鍛造加工が行われていた。これに対して、上述した高速鍛造用ＴｉＡｌ合金の場合では、１/秒より大きい歪速度や、１０/秒以上の歪速度で高速鍛造することが可能となるので、タービン翼等の部品の生産性を向上させることができる。
　（ＴｉＡｌ合金の鋳造）
　ＴｉＡｌ合金原料を高周波真空溶解炉にて溶解して鋳造し、基材を形成した。ＴｉＡｌ合金原料には、４３原子％のＡｌと、４原子％のＮｂと、５原子％のＶと、０．２原子％のＢと、を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる合金組成のものを使用した。このように基材は、高速鍛造用ＴｉＡｌ合金で形成した。
　（基材における熱間鍛造時の延性評価）
　αケースの熱間鍛造に及ぼす影響を評価するために、鋳造した基材における熱間鍛造時の延性評価を行った。より詳細には、基材について、グリーブル試験機を用いた引張試験により絞りを測定した。試験温度は、１２５０℃から１２７５℃とした。絞りについては、破断材破断部の断面減少率を計測して算出した。試験雰囲気は、アルゴンガスによる不活性雰囲気と、大気雰囲気とした。不活性雰囲気の場合の歪速度は、１／秒、２／秒、１０／秒とした。大気雰囲気の場合の歪速度は、０．２／秒、１／秒、５／秒とした。
　図４は、基材における絞りの測定結果を示すグラフである。図４のグラフでは、横軸に歪速度を取り、縦軸に絞りを取り、不活性雰囲気の場合の絞りを白丸で示し、大気雰囲気の場合の絞りを白三角で示している。不活性雰囲気で試験したものは、大気雰囲気で試験したものよりも、絞りが大きくなった。大気雰囲気で試験した場合には、歪速度が５／秒で、絞りが略０％となり、脆性破壊した。これに対して、不活性雰囲気で試験した場合には、歪速度が１０／秒でも、絞りが約７０％であった。
　この理由は、不活性雰囲気で試験したものは、αケースが形成させず、大気雰囲気で試験したものは、αケースが形成されたことによると考えられる。図５は、大気雰囲気中で試験した基材の金属組織観察結果を示す写真である。大気雰囲気で試験した基材には、αケースが形成されており、αケース中にクラックが観察された。これに対して不活性雰囲気で試験した基材には、αケースの形成が認められなかった。
　この結果から、ＴｉＡｌ合金の熱間鍛造では、αケースが形成されると塑性変形し難くなり、鍛造割れが生じ易くなることがわかった。また、高速鍛造用ＴｉＡｌ合金では、αケースが形成されると、歪速度が１／秒より大きい場合には殆ど塑性変形しないので、高速で熱間鍛造することができないことがわかった。
　（αケースの抑制評価）
　実施例１、比較例１から７の供試体について、αケースの抑制評価試験を行った。まず、各供試体の作製方法について説明する。各供試体の基材には、上記の鋳造した基材を使用した。
　実施例１の供試体は、基材にＡｌを拡散浸透処理して、基材の表面にＡｌ層を形成した。拡散浸透処理には、純Ａｌ粉末と、塩化アンモニウム（ＮＨ４Ｃｌ）粉末と、アルミナ粉末とを混合した処理粉末を用いた。処理粉末中の純Ａｌ粉末の比率は、２０質量％とした。セラミックス製容器内に処理粉末を入れ、処理粉末に基材を埋め込み、アルゴンガスからなる不活性雰囲気中で熱処理した。熱処理条件は、熱処理温度が６５０℃から８００℃、熱処理時間が５分間から２時間とした。拡散浸透処理後にエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）でＡｌ層を分析したところ、Ａｌ濃度は、７０原子％以上であった。この結果から、Ａｌ層は、Ａｌを主成分として構成されていることが明らかとなった。また、Ａｌ層は、Ｔｉを含んでいたことから、基材からＴｉが外方拡散してＡｌ層に含まれていることがわかった。
　比較例１の供試体には、何もコーティング処理を施さない基材（基材のまま状態）を用いた。比較例２から４の供試体では、基材の表面に、セラミックス粉末と、バインダと、溶媒とを混合したセラミックス塗料を塗布し、３５０℃以上で焼成してセラミックス被膜を形成した。比較例２の供試体には、主成分としてアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）とシリカ（ＳｉＯ２）とを含むセラミックス粉末を用いた。比較例３の供試体には、主成分としてアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）を含むセラミックス粉末を用いた。比較例４の供試体には、主成分としてジルコニア（Ｚｒ２Ｏ）を含むセラミックス粉末を用いた。
　比較例５から７の供試体では、基材の表面に、スパッタリングによりチタン系セラミックス被膜を形成した。比較例５の供試体のチタン系セラミックス被膜は、窒化チタン（ＴｉＮ）とした。比較例６の供試体のチタン系セラミックス被膜は、窒化チタンアルミニウム（ＴｉＡｌＮ）とした。比較例７の供試体のチタン系セラミックス被膜は、チタン（Ｔｉ）と、窒化チタンアルミニウム（ＴｉＡｌＮ）との２層した。各供試体のチタン系セラミックス被膜の膜厚は、約５μｍとした。
　次に、各供試体について大気雰囲気中で熱処理し、αケースの形成を評価した。熱処理温度は、１２５０℃から１２７５℃とした。αケースについては、熱処理後に光学顕微鏡により供試体断面の金属組織を観察して評価した。表１に、各供試体のαケースの抑制評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図６は、実施例１及び比較例１の供試体の金属組織観察結果を示す写真であり、図６（ａ）は、実施例１の供試体の写真であり、図６（ｂ）は、比較例１の供試体の写真である。実施例１の供試体では、基材の表面にＡｌ層が形成されており、αケースの形成は認められなかった。Ａｌ層の厚みは、５０μｍから１００μｍであった。これに対して、比較例１の供試体では、αケースの形成が認められた。
　図７は、比較例２から４の供試体の金属組織観察結果を示す写真であり、図７（ａ）は、比較例２の供試体の写真であり、図７（ｂ）は、比較例３の供試体の写真であり、図７（ｃ）は、比較例４の供試体の写真である。比較例２から４の供試体では、いずれもαケースの形成が認められた。この理由は、セラミックス塗料により形成されるセラミックス被膜が緻密でないため、セラミックス被膜中を酸素が透過してαケースが形成されたと考えられる。
　図８は、比較例５から７の供試体の金属組織観察結果を示す写真であり、図８（ａ）は、比較例５の供試体の写真であり、図８（ｂ）は、比較例６の供試体の写真であり、図８（ｃ）は、比較例７の供試体の写真である。比較例５から７の供試体では、いずれもαケースの形成が認められた。この理由は、スパッタリングにより形成されるチタン系セラミックス被膜が薄膜であるため、チタン系セラミックス被膜中を酸素が透過してαケースが形成されたと考えられる。
　これらの結果から、基材にＡｌを拡散浸透処理して、基材の表面にＡｌ層を形成することにより、大気雰囲気中で熱曝露されてもαケースの形成を抑制できることがわかった。
　（Ａｌ層を形成した基材における熱間鍛造時の延性評価）
　Ａｌ層を形成した基材における熱間鍛造時の延性評価を行った。まず、実施例２及び比較例８の供試体の作製方法について説明する。各供試体の基材には、上記の鋳造した基材をＨＩＰ処理したものを使用した。実施例２の供試体として、ＨＩＰ処理した基材にＡｌを拡散浸透処理して、ＨＩＰ処理した基材の表面にＡｌ層を形成した。Ａｌの拡散浸透処理は、実施例１の供試体と同様の方法で行った。比較例８の供試体は、何もコーティングしていないＨＩＰ処理した基材（ＨＩＰ処理した基材のまま状態）とした。
　実施例２及び比較例８の供試体について、絞りを測定した。絞りの測定については、上述した基材における熱間鍛造時の延性評価と同様に、グリーブル試験機を用いた引張試験により行った。試験温度は、１２５０℃から１２７５℃とした。試験雰囲気は、大気雰囲気とした。歪速度は、１／秒、５／秒、７／秒、１０／秒とした。
　図９は、各供試体における絞りの測定結果を示すグラフである。図９のグラフでは、横軸に歪速度を取り、縦軸に絞りを取り、実施例２の供試体の絞りを白丸で示し、比較例８の供試体の絞りを白三角で示している。実施例２の供試体は、比較例８の供試体よりも、絞りが大きくなった。より詳細には、実施例２の供試体は、比較例８の供試体よりも、歪速度が１／秒より大きい場合や、歪速度が５／秒以上や１０／秒以上の場合で絞りが大きくなった。
　比較例８の供試体の場合には、歪速度が７／秒以上で、絞りが略０％となり、脆性破壊した。これに対して、実施例２の供試体の場合には、歪速度が７／秒のとき絞りが約６０％から７０％であり、歪速度が１０／秒のとき絞りが約４０％から５０％であった。各供試体について試験後にαケースの有無を評価したところ、比較例８の供試体ではαケースの形成が認められ、実施例２の供試体ではαケースの形成が認められなかった。このように、実施例２の供試体では、大気雰囲気中での熱間鍛造時において優れた延性を有していることがわかった。
　（熱間鍛造試験）
　実施例２の供試体について、熱間鍛造試験を行った。熱間鍛造試験は、大気雰囲気中において１２５０℃から１２７５℃でα相＋β相の２相領域に保持して、歪速度１０／秒でプレス型鍛造した。図１０は、熱間鍛造試験後の外観観察結果を示す写真であり、図１０（ａ）は、上型側を示す写真であり、図１０（ｂ）は、下型側を示す写真である。図１０に示すように、熱間鍛造後の供試体には、鍛造割れ等が無く、高速で熱間鍛造可能なことが明らかとなった。
　本開示によれば、より簡易に大気雰囲気中における熱間鍛造時のαケースの形成を防止して、鍛造割れを抑制できるので、航空機エンジン部品のタービン翼等に有用である。

Claims (10)

  1. 　熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材であって、
    　ＴｉＡｌ合金で形成される基材と、
    　前記基材の表面に形成され、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層と、
    　を備える、ＴｉＡｌ合金材。
  2. 　請求項１に記載のＴｉＡｌ合金材であって、
    　前記Ａｌ層の表面に設けられ、アルミナで形成されるアルミナ被膜を有する、ＴｉＡｌ合金材。
  3. 　請求項１または２に記載のＴｉＡｌ合金材であって、
    　前記Ａｌ層の厚みは、１０μｍ以上１００μｍ以下である、ＴｉＡｌ合金材。
  4. 　請求項１から３のいずれか１つに記載のＴｉＡｌ合金材であって、
    　前記ＴｉＡｌ合金は、４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなる、ＴｉＡｌ合金材。
  5. 　熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材の製造方法であって、
    　ＴｉＡｌ合金原料を溶解して鋳造し、基材を形成する基材形成工程と、
    　前記基材にＡｌを拡散浸透処理し、前記基材の表面に、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層を形成するＡｌ層形成工程と、
    　を備える、ＴｉＡｌ合金材の製造方法。
  6. 　請求項５に記載のＴｉＡｌ合金材の製造方法であって、
    　前記Ａｌ層形成工程は、Ａｌ原料粉末と、活性剤と、焼結防止剤とを混合した処理粉末中に前記基材を埋め込み、非酸化性雰囲気中において６５０℃以上８００℃以下で熱処理する、ＴｉＡｌ合金材の製造方法。
  7. 　請求項５または６に記載のＴｉＡｌ合金材の製造方法であって、
    　前記ＴｉＡｌ合金原料は、４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなる、ＴｉＡｌ合金材の製造方法。
  8. 　熱間鍛造用のＴｉＡｌ合金材の鍛造方法であって、
    　ＴｉＡｌ合金で形成される基材にＡｌを拡散浸透処理し、前記基材の表面に、主成分がＡｌからなり、Ｔｉを含むＡｌ層を形成するＡｌ層形成工程と、
    　前記Ａｌ層が形成された基材を、大気雰囲気中で熱間鍛造する熱間鍛造工程と、
    　を備える、ＴｉＡｌ合金材の鍛造方法。
  9. 　請求項８に記載のＴｉＡｌ合金材の鍛造方法であって、
    　前記Ａｌ層形成工程は、Ａｌ原料粉末と、活性剤と、焼結防止剤とを混合した処理粉末中に前記基材を埋め込み、非酸化性雰囲気中において６５０℃以上８００℃以下で熱処理する、ＴｉＡｌ合金材の鍛造方法。
  10. 　請求項８または９に記載のＴｉＡｌ合金材の鍛造方法であって、
    　前記ＴｉＡｌ合金は、４１原子％以上４４原子％以下のＡｌと、４原子％以上６原子％以下のＮｂと、４原子％以上６原子％以下のＶと、０．１原子％以上１原子％以下のＢと、を含有し、残部がＴｉと不可避的不純物とからなる、ＴｉＡｌ合金材の鍛造方法。
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