(57)【要約】      （修正有）【課題】鍛造性をより向上させることが可能なＴｉＡｌ合金及びその製造方法を提供する。【解決手段】鍛造用の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。【選択図】図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
鍛造用のＴｉＡｌ合金であって、
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り、
金属組織は、結晶粒径が２００μｍ以下であり、粒径が１００μｍ以下の硼化物を含む、
ＴｉＡｌ合金。
【請求項２】
請求項１に記載のＴｉＡｌ合金であって、
Ａｌの含有率が４３原子％であり、Ｎｂの含有率が４原子％であり、Ｖの含有率が５原子％である、ＴｉＡｌ合金。
【請求項３】
請求項１または２に記載のＴｉＡｌ合金であって、
Ｂの含有率は、０．２原子％以上１原子％以下である、ＴｉＡｌ合金。
【請求項４】
請求項３に記載のＴｉＡｌ合金であって、
Ｂの含有率は、０．５原子％以上１原子％以下である、ＴｉＡｌ合金。
【請求項５】
請求項１から４のいずれか１つに記載のＴｉＡｌ合金であって、
金属組織は、Ｔｉ３Ａｌからなるα２相と、ＴｉＡｌからなるγ相とにより形成されるラメラ粒と、ＴｉＡｌからなるγ粒と、ＴｉＡｌからなるＢ２粒もしくはβ粒とから構成されており、前記γ粒の粒内及び前記Ｂ２粒もしくはβ粒の粒内の少なくとも一方に、粒径が０．１μｍ以下の硼化物を含む、ＴｉＡｌ合金。
【請求項６】
請求項５に記載のＴｉＡｌ合金であって、
前記金属組織は、前記ラメラ粒と、前記γ粒と、前記Ｂ２粒もしくはβ粒との合計の体積率を１００体積％としたとき、前記ラメラ粒の体積率が８０体積％以上９５体積％以下であり、前記γ粒の体積率が２体積％以上１０体積％以下であり、前記Ｂ２粒もしくはβ粒の体積率が３体積％以上１０体積％以下である、ＴｉＡｌ合金。
【請求項７】
鍛造用のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
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合金原料を溶解して、結晶粒径が２００μｍ以下であり、粒径が１００μｍ以下の硼化物を含む金属組織に鋳造する工程を備える、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記ＴｉＡｌ合金原料は、Ａｌの含有率が４３原子％であり、Ｎｂの含有率が４原子％であり、Ｖの含有率が５原子％である、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項９】
請求項７または８に記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記ＴｉＡｌ合金原料は、Ｂの含有率が、０．２原子％以上１原子％以下である、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１０】
請求項９に記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記ＴｉＡｌ合金原料は、Ｂの含有率が、０．５原子％以上１原子％以下である、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１１】
請求項７から１０のいずれか１つに記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記鋳造する工程は、前記ＴｉＡｌ合金原料の溶解温度からの冷却過程において、α単相領域を通過しない、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１２】
請求項７から１１のいずれか１つに記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記鋳造したＴｉＡｌ合金を１２００℃以上１３５０℃以下に加熱して、１／秒より大きい歪速度で鍛造する工程を備える、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１３】
請求項１２に記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記鍛造する工程において、前記鋳造したＴｉＡｌ合金は、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、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１４】
請求項１２または１３に記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記鍛造する工程において、前記鋳造したＴｉＡｌ合金は、室温から１２００℃以上１３５０℃以下に到る昇温中に、α単相領域を通過しない、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１５】
請求項１２から１４のいずれか１つに記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記鍛造したＴｉＡｌ合金を熱処理する工程を備え、
前記熱処理する工程は、
前記鍛造したＴｉＡｌ合金を１１５０℃以上１３５０℃以下に加熱して急冷することにより再結晶化する再結晶化処理と、
前記再結晶化処理の後に、７００℃以上９５０℃以下、１時間以上５時間以下で加熱して時効する時効処理と、
を有する、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１６】
請求項１５に記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記再結晶化処理は、前記鍛造したＴｉＡｌ合金を、１１５０℃以上１３５０℃以下に加熱することにより、α相＋β相の２相領域またはα相＋β相＋γ相の３相領域に保持する、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１７】
請求項１５または１６に記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記再結晶化処理及び前記時効処理において、前記鍛造したＴｉＡｌ合金は、α単相領域を通過しない、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【請求項１８】
請求項１５から１７のいずれか１つに記載のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、
前記熱処理する工程は、Ｔｉ３Ａｌからなるα２相と、ＴｉＡｌからなるγ相とにより形成されるラメラ粒と、ＴｉＡｌからなるγ粒と、ＴｉＡｌからなるＢ２粒もしくはβ粒とから構成されており、前記γ粒の粒内及び前記Ｂ２粒もしくはβ粒の粒内の少なくとも一方に、粒径が０．１μｍ以下の硼化物を含む金属組織に熱処理する、ＴｉＡｌ合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は、ＴｉＡｌ合金及びその製造方法に係り、特に、鍛造用のＴｉＡｌ合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＴｉＡｌ（チタンアルミナイド）合金は、ＴｉとＡｌ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、熱間鍛造加工する場合には、恒温鍛造が行われている。特開平６−４１６６１号公報（特許文献１）には、ＴｉＡｌ合金を恒温鍛造により加工することが示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平６−４１６６１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
ところで、ＴｉＡｌ合金の恒温鍛造は、金型温度と、ＴｉＡｌ合金素材とを略同じ温度に保持して、低歪速度（例えば、５×１０−５／秒から５×１０−１／秒）で鍛造加工が行われる。このような恒温鍛造では、低歪速度で鍛造加工することから、鍛造速度が遅くなり、ＴｉＡｌ合金部品の生産性が低下する可能性がある。
【０００５】
そこで本開示の目的は、鍛造性をより向上させることが可能なＴｉＡｌ合金及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金は、鍛造用のＴｉＡｌ合金であって、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。
【０００７】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金において、Ｂの含有率は、０．２原子％以上１原子％以下である。
【０００８】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金において、Ｂの含有率は、０．５原子％以上１原子％以下である。
【０００９】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金において、金属組織は、結晶粒径が２００μｍ以下であり、粒径が１００μｍ以下の硼化物を含む。
【００１０】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金において、金属組織は、Ｔｉ３Ａｌからなるα２相と、ＴｉＡｌからなるγ相とにより形成されるラメラ粒と、ＴｉＡｌからなるγ粒と、ＴｉＡｌからなるＢ２粒もしくはβ粒とから構成されており、前記γ粒の粒内及び前記Ｂ２粒もしくはβ粒の粒内の少なくとも一方に、粒径が０．１μｍ以下の硼化物を含む。
【００１１】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金において、前記金属組織は、前記ラメラ粒と、前記γ粒と、前記Ｂ２粒もしくはβ粒との合計の体積率を１００体積％としたとき、前記ラメラ粒の体積率が８０体積％以上９５体積％以下であり、前記γ粒の体積率が２体積％以上１０体積％以下であり、前記Ｂ２粒もしくはβ粒の体積率が３体積％以上１０体積％以下である。
【００１２】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法は、鍛造用のＴｉＡｌ合金の製造方法であって、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合金原料を溶解して鋳造する工程を備える。
【００１３】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記ＴｉＡｌ合金原料は、Ｂの含有率が、０．２原子％以上１原子％以下である。
【００１４】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記ＴｉＡｌ合金原料は、Ｂの含有率が、０．５原子％以上１原子％以下である。
【００１５】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記鋳造する工程は、前記ＴｉＡｌ合金原料の溶解温度からの冷却過程において、α単相領域を通過しない。
【００１６】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記鋳造する工程は、結晶粒径が２００μｍ以下であり、粒径が１００μｍ以下の硼化物を含む金属組織に鋳造する。
【００１７】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記鋳造したＴｉＡｌ合金を１２００℃以上１３５０℃以下に加熱して、１／秒より大きい歪速度で鍛造する工程を備える。
【００１８】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法は、前記鍛造する工程において、前記鋳造したＴｉＡｌ合金は、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。
【００１９】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法は、前記鍛造する工程において、前記鋳造したＴｉＡｌ合金は、室温から１２００℃以上１３５０℃以下に到る昇温中に、α単相領域を通過しない。
【００２０】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記鍛造したＴｉＡｌ合金を熱処理する工程を備え、前記熱処理する工程は、前記鍛造したＴｉＡｌ合金を１１５０℃以上１３５０℃以下に加熱して急冷することにより再結晶化する再結晶化処理と、前記再結晶化処理の後に、７００℃以上９５０℃以下、１時間以上５時間以下で加熱して時効する時効処理と、を有する。
【００２１】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記再結晶化処理は、前記鍛造したＴｉＡｌ合金を、１１５０℃以上１３５０℃以下に加熱することにより、α相＋β相の２相領域またはα相＋β相＋γ相の３相領域に保持する。
【００２２】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記再結晶化処理及び前記時効処理において、前記鍛造したＴｉＡｌ合金は、α単相領域を通過しない。
【００２３】
本発明の実施形態に係るＴｉＡｌ合金の製造方法において、前記熱処理する工程は、Ｔｉ３Ａｌからなるα２相と、ＴｉＡｌからなるγ相とにより形成されるラメラ粒と、ＴｉＡｌからなるγ粒と、ＴｉＡｌからなるＢ２粒もしくはβ粒とから構成されており、前記γ粒の粒内及び前記Ｂ２粒もしくはβ粒の粒内の少なくとも一方に、粒径が０．１μｍ以下の硼化物を含む金属組織に熱処理する。
【発明の効果】
【００２４】
上記構成の鍛造用のＴｉＡｌ合金及びその製造方法によれば、より大きな歪速度で高速鍛造が可能であることから、鍛造性が向上する。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】本発明の実施の形態において、タービン翼の構成を示す図である。
【図２】本発明の実施の形態において、各合金の結晶粒径の測定結果を示すグラフである。
【図３】本発明の実施の形態において、実施例４の合金の金属組織の観察結果を示す写真である。
【図４】本発明の実施の形態において、各合金のピーク応力の測定結果を示すグラフである。
【図５】本発明の実施の形態において、各合金の絞りの測定結果を示すグラフである。
【図６】本発明の実施の形態において、熱処理後の実施例２の合金における金属組織の観察結果を示す写真である。
【図７】本発明の実施の形態において、析出した硼化物の観察結果を示す写真である。
【図８】本発明の実施の形態において、各合金の引張特性を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下に本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。
【００２７】
鍛造用のＴｉＡｌ（チタンアルミナイド）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構成されている。次に、鍛造用のＴｉＡｌ合金を構成する各合金成分の組成範囲を限定した理由について説明する。
【００２８】
Ａｌ（アルミニウム）の含有率は、４１原子％以上４４原子％以下である。Ａｌの含有率が４１原子％より小さいと、Ｔｉの含有率が相対的に大きくなるので比重が大きくなり、比強度が低下する。Ａｌの含有率が４４原子％より大きくなると、鍛造温度が高温になるので鍛造性が低下する。
【００２９】
Ｎｂ（ニオブ）は、β相安定化元素であり、鍛造時に高温変形に優れるβ相を形成する機能を有している。Ｎｂの含有率は、４原子％以上６原子％以下である。Ｎｂの含有率が、４原子％以上６原子％以下であれば、鍛造時にβ相を形成することができる。また、Ｎｂの含有率が４原子％より小さい場合や、Ｎｂの含有率が６原子％より大きい場合には、機械的強度が低下する。
【００３０】
Ｖ（バナジウム）は、β相安定化元素であり、鍛造時に高温変形に優れるβ相を形成する機能を有している。Ｖの含有率は、４原子％以上６原子％以下である。Ｖの含有率が、４原子％以上６原子％以下であれば、鍛造時にβ相を形成することができる。また、Ｖの含有率が４原子％より小さい場合には、鍛造性が低下する。Ｖの含有率が６原子％より大きい場合には、機械的強度が低下する。
【００３１】
Ｂ（ホウ素）は、結晶粒を微細化することにより、延性を大きくする機能を有している。Ｂを添加することにより、１１００℃以上１３５０℃以下において延性が大きくなり、１２００℃以上１３５０℃以下では延性がより大きくなる。このようにＢは、高温で延性を大きくする機能を有しているので、鍛造性を向上させることができる。
【００３２】
Ｂの含有率は、０．１原子％以上１原子％以下である。Ｂの含有率が０．１原子％より小さくなると、結晶粒の粒径が２００μｍより大きくなり、延性が低下することにより、鍛造性が低下する。Ｂの含有率が１原子％より大きくなると、インゴット（鋳塊）の形成時に粒径が１００μｍより大きい硼化物が形成しやすくなるので、延性が低下することにより、鍛造性が低下する。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。また、Ｂの含有率が１原子％以下であるのは、Ｂの含有率を１原子％より大きくしても、結晶粒の更なる微細化が殆ど生じないからである。
【００３３】
このように、Ｂの含有率を０．１原子％以上１原子％以下とすることにより、結晶粒径が２００μｍ以下となり、粒径が１００μｍ以下の硼化物を含むようになるので、延性が大きくなり、鍛造性を向上させることができる。また、Ｂの含有率は、０．２原子％以上１原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上１原子％以下であることがより好ましい。これにより、結晶粒径を更に小さくできるので、延性がより大きくなり、鍛造性をより向上させることが可能となる。
【００３４】
Ｂは、β相安定化元素であるＮｂ及びＶと組み合わせて添加されることにより、鍛造時の変形抵抗を低下させて、鍛造性を向上させる機能を有している。より詳細には、Ｂは、Ｎｂ及びＶと組み合わせて添加されることにより、Ｂが添加されない場合と比較して、１／秒より大きい歪速度で変形させた場合に、ピーク応力を小さくすることができる。このように大きな歪速度で変形させた場合でも変形抵抗がより小さくなることから、ＢをＮｂ及びＶと組み合わせて添加することにより高速鍛造が可能となる。Ｂが、他のβ相安定化元素の組み合わせ（例えば、Ｎｂ及びＭｏの組み合わせや、Ｃｒ及びＭｏの組み合わせ等）に添加される場合には、Ｂが添加されない場合と比較してピーク応力が大きくなり、変形抵抗が大きくなるので、鍛造割れが発生しやすく高速鍛造することができない。
【００３５】
Ｂは、後述する熱処理工程で再結晶化処理及び時効処理することにより、結晶粒内に微細な硼化物を析出させて、機械的強度を向上させる機能を有している。微細な硼化物は、粒径が０．１μｍ以下のものを含んで形成されている。微細な硼化物は、ＴｉＢ、ＴｉＢ２等で構成されている。結晶粒内に微細な硼化物が析出することにより、引張強度、疲労強度、クリープ強度等の機械的強度を向上させることができる。
【００３６】
ＴｉＡｌ合金は、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）等の不可避的不純物を含んでいてもよい。
【００３７】
次に、鍛造用のＴｉＡｌ合金の製造方法について説明する。
【００３８】
鍛造用のＴｉＡｌ合金の製造方法は、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合金原料を溶解して鋳造する工程を備えている。
【００３９】
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。また、ＴｉＡｌ合金原料のＢの含有率は、０．２原子％以上１原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上１原子％以下であることがより好ましい。
【００４０】
鋳造した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と不可避的不純物からなる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。
【００４１】
鋳造した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、針状等に形成されており、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、鍛造性を向上させることができる。
【００４２】
鍛造用のＴｉＡｌ合金の製造方法は、鋳造したＴｉＡｌ合金を１２００℃以上１３５０℃以下に加熱して、１/秒より大きい歪速度で鍛造する工程を備えていてもよい。
【００４３】
鋳造したＴｉＡｌ合金は、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ＴｉＡｌ合金は、高温変形に優れているβ相を含んでいるので、変形が容易になる。また、鋳造したＴｉＡｌ合金は、室温から加熱温度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。鋳造した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ことにより延性の低下が抑えられ、鍛造性を向上させることができる。
【００４４】
鋳造したＴｉＡｌ合金を１２００℃以上１３５０℃以下に加熱した状態で、１／秒より大きい歪速度で鍛造する。１／秒より大きい歪速度で鍛造した場合でも、ピーク応力が小さいので、変形抵抗が小さくなり、鍛造割れを抑制することができる。鍛造時の歪速度は、例えば、１／秒より大きく１０／秒以下とすることや、１０／秒以上とすることが可能である。鍛造については、酸化防止のために、アルゴンガス等による不活性ガス雰囲気中で行うとよい。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。鍛造後には、鍛造したＴｉＡｌ合金を炉冷等により徐冷する。徐冷中においても、鍛造したＴｉＡｌ合金は、α単相領域を通過しないので、結晶粒の粗大化が抑制される。
【００４５】
鍛造用のＴｉＡｌ合金の製造方法は、鍛造したＴｉＡｌ合金を熱処理する熱処理工程を備えていてもよい。熱処理工程は、鍛造したＴｉＡｌ合金を１１５０℃以上１３５０℃以下に加熱して急冷する再結晶化処理と、７００℃以上９５０℃以下、１時間以上５時間以下で加熱して時効する時効処理と、を有している。
【００４６】
再結晶化処理は、鍛造したＴｉＡｌ合金を１１５０℃以上１３５０℃以下に加熱して急冷することにより再結晶化する処理である。鍛造したＴｉＡｌ合金は、１１５０℃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、これらの領域から急冷される。加熱温度での保持時間は、０．５時間以上５時間以下とするとよい。鍛造したＴｉＡｌ合金には鍛造加工により歪が付与されているので、再結晶化して結晶粒を微細化することができる。なお、再結晶化処理後の金属組織は、α相＋β相の２相領域またはα相＋β相＋γ相の３相領域から急冷しているので、α相＋β相またはα相＋β相＋γ相になる。
【００４７】
時効処理は、再結晶化処理の後に、７００℃以上９５０℃以下、１時間以上５時間以下で加熱して時効する処理である。時効処理により、α相が、Ｔｉ３Ａｌからなるα２相と、ＴｉＡｌからなるγ相とにより形成される等軸のラメラ粒となる。ラメラ粒は、α２相と、γ相とが層状に規則的に配列して形成されている。β相は、Ｂ２粒（いわゆるＣｓＣｌ型の結晶構造）もしくはβ粒になるか、β相は、Ｂ２粒もしくはβ粒と、γ粒とになる（Ｂ２粒及びγ粒もしくはβ粒及びγ粒）。γ相は、γ粒になる。また、時効処理により、粒径が０．１μｍ以下の微細な硼化物が、結晶粒内に析出される。この微細な硼化物は、ＴｉＢ、ＴｉＢ２等で形成されている。
【００４８】
再結晶化処理や時効処理は、酸化防止のためにアルゴンガス等による不活性ガス雰囲気中で行われるとよい。再結晶化処理や時効処理には、一般的な金属材料の熱処理に用いられる雰囲気炉等を使用可能である。また、再結晶化処理や時効処理では、鍛造したＴｉＡｌ合金は、α単相領域を通過しないので、結晶粒の粗大化が抑制され、機械的強度が向上する。
【００４９】
次に、熱処理したＴｉＡｌ合金の金属組織について説明する。熱処理したＴｉＡｌ合金の金属組織は、Ｔｉ３Ａｌからなるα２相と、ＴｉＡｌからなるγ相とにより形成されるラメラ粒と、ＴｉＡｌからなるγ粒と、ＴｉＡｌからなるＢ２粒もしくはβ粒とから構成されており、γ粒の粒内及びＢ２粒もしくはβ粒の粒内の少なくとも一方に、粒径が０．１μｍ以下の硼化物を含んでいる。
【００５０】
熱処理したＴｉＡｌ合金の金属組織は、等軸のラメラ粒を主体として構成されている。熱処理したＴｉＡｌ合金の金属組織は、ラメラ粒と、γ粒と、Ｂ２粒もしくはβ粒との合計の体積率を１００体積％としたとき、ラメラ粒の体積率が８０体積％以上９５体積％以下であり、γ粒の体積率が２体積％以上１０体積％以下であり、Ｂ２粒もしくはβ粒の体積率が３体積％以上１０体積％以下である。このように、熱処理したＴｉＡｌ合金の金属組織は、等軸のラメラ粒を主体として構成されているので、引張強度、疲労強度、クリープ強度等の機械的強度を向上させることができる。
【００５１】
また、熱処理したＴｉＡｌ合金の金属組織は、γ粒の粒内及びＢ２粒もしくはβ粒の粒内の少なくとも一方に、粒径が０．１μｍ以下の硼化物が析出されている。硼化物は、γ粒の粒内及びＢ２粒もしくはβ粒の粒内のどちらか一方に析出されていてもよいし、γ粒の粒内及びＢ２粒もしくはβ粒の粒内の両方に析出されていてもよい。硼化物の粒径は、０．１μｍ以下である。硼化物は、ＴｉＢ、ＴｉＢ２等で構成されている。このように熱処理したＴｉＡｌ合金の金属組織には、粒径が０．１μｍ以下の微細な硼化物が析出しているので、機械的強度を更に向上させることができる。
【００５２】
上記の鍛造用のＴｉＡｌ合金は、航空機エンジン部品のタービン翼等への適用が可能である。図１は、タービン翼１０の構成を示す図である。このようなタービン翼１０等を１／秒より大きな歪速度で熱間鍛造により高速鍛造することが可能となるので、タービン翼１０等の部品の生産性を向上させることができる。
【００５３】
以上、上記構成の鍛造用の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ので、１／秒より大きな歪速度で高速鍛造することが可能となり、鍛造性が向上する。
【実施例】
【００５４】
まず、実施例１から４、比較例１から４のＴｉＡｌ合金について説明する。各ＴｉＡｌ合金の合金組成を表１に示す。
【００５５】
【表１】
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【００５６】
実施例１から４、比較例１、２の合金では、Ａｌを４３原子％、Ｎｂを４原子％、Ｖを５原子％を含有し、Ｂの含有率を変化させた。実施例１の合金では、Ｂを０．１原子％とし、実施例２の合金では、Ｂを０．２原子％とし、実施例３の合金では、Ｂを０．５原子％とし、実施例４の合金では、Ｂを１原子％とした。また、比較例１の合金では、Ｂを２原子％とし、比較例２の合金では、Ｂを含有しないものとした（Ｂを０原子％）。
【００５７】
比較例３、４の合金では、４３原子％のＡｌと、５原子％のＮｂと、５原子％Ｍｏと、を含有し、Ｂの含有率を変化させた。比較例３の合金では、Ｂを含有しないものとし（Ｂを０原子％）、比較例４の合金では、Ｂを０．２原子％とした。
【００５８】
表１に示す合金組成の各ＴｉＡｌ合金原料を高周波真空溶解炉にて溶解して鋳造し、各合金組成からなるＴｉＡｌ合金のインゴットを形成した。
【００５９】
鋳造した実施例１から４、比較例１、２の合金について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により金属組織観察し、結晶粒径を測定した。図２は、各合金の結晶粒径の測定結果を示すグラフである。図２のグラフでは、横軸に各合金のＢの含有率を取り、縦軸に結晶粒径を取り、各合金の結晶粒径を黒丸で示している。
【００６０】
Ｂの含有率の増加に伴って、結晶粒径が小さくなる傾向が得られた。比較例２の合金では、結晶粒径が１０００μｍより大きくなった。これに対して実施例１から４、比較例１の合金では、結晶粒径が２００μｍ以下であった。また、Ｂの含有率が１原子％より大きい場合には、結晶粒径が略同じであり、微細化効果が殆ど得られなかった。
【００６１】
図３は、実施例４の合金の金属組織の観察結果を示す写真である。実施例４の合金の金属組織中に、矢印で示すように、粒径が１００μｍ以下の硼化物の析出がみられた。このことから、Ｂの含有率が１原子％より大きくなると、粒径が１００μｍより大きい粗大な硼化物が析出しやすくなり、延性や靱性が低下する可能性があることがわかった。
【００６２】
この結果から、Ｂの含有率を０．１原子％以上１原子％以下とすることにより、鋳造したＴｉＡｌ合金の結晶粒径が２００μｍ以下となり、粒径が１００μｍ以下の硼化物を析出物として含むことがわかった。また、Ｂの含有率が０．２原子％以上１原子％以下の場合や、Ｂの含有率が０．５原子％以上１原子％以下の場合には、結晶粒径をより小さくできることが明らかとなった。
【００６３】
次に、鍛造時の変形抵抗を評価するために、実施例２、比較例２、３、４のピーク応力を測定した。まず、ピーク応力の測定方法について説明する。歪速度０．０１／秒、０．１／秒、１／秒、１０／秒の各歪速度で真歪み１．２まで圧縮試験を行い、真応力―真歪み曲線を求め、最大応力をピーク応力とした。歪速度については、真歪みの歪速度とした。試験温度は、１２００℃とした。
【００６４】
図４は、各合金のピーク応力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、縦軸にピーク応力を取り、実施例２の合金を黒丸、比較例２の合金を白三角形、比較例３の合金を白四角形、比較例４の合金を黒四角形で示している。
【００６５】
実施例２、比較例２の合金のピーク応力は、歪速度が１／秒以下では同じであった。実施例２、比較例２の合金のピーク応力は、歪速度が１０／秒では、実施例２の合金のピーク応力は、比較例２の合金のピーク応力よりも小さくなった。このことから歪速度が１／秒より大きい場合には、実施例２の合金は、比較例２の合金よりもピーク応力が小さくなることがわかった。また、実施例２の合金では、歪速度が１／秒のときのピーク応力と、歪速度が１０／秒のときのピーク応力と、が同じであり、歪速度が１／秒以上の場合には、ピーク応力の増加が殆どみられなかった。この結果から、合金成分にＢを含むことにより、Ｂを含まない場合よりも、歪速度が１／秒より大きい場合において、ピーク応力が小さくなり、鍛造時の変形抵抗をより小さくできることがわかった。
【００６６】
比較例３、４の合金のピーク応力を比較すると、比較例４の合金では、合金成分にＢを含んでいてもピーク応力の低下はみられなかった。比較例４の合金では、歪速度が１／秒より大きい場合でも、ピーク応力の増加がみられた。この結果から、Ｂの添加は、合金成分にＮｂとＶとを含む場合に有効であり、合金成分にＮｂとＭｏとを含む場合には有効でないことがわかった。
【００６７】
次に、実施例２、比較例２の合金について、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。絞りの試験温度については、１０００℃から１３５０℃とした。絞りについては、各合金の破断材破断部の断面積減少率を計測して算出した。図５は、各合金の絞りの測定結果を示すグラフである。図５のグラフでは、横軸に試験温度を取り、縦軸に絞りを取り、実施例２の合金を白菱形、比較例２の合金を黒四角形で示している。
【００６８】
１１００℃以上１３５０℃以下において、実施例２の合金の絞りは、比較例２の合金の絞りよりも大きくなった。この結果から、合金成分にＢを添加することにより、延性が向上することがわかった。実施例２の合金の絞りは、１２００℃以上１３５０℃以下でより大きくなり、１２５０℃以上１３５０℃以下で更に大きくなることがわかった。また、比較例２の合金では、１０００℃から１３５０℃で絞りが略０％であり、延性が小さかった。
【００６９】
次に、鋳造した実施例２の合金について、１２００℃に加熱してα相＋β相の２相領域に保持し、歪速度を１０／秒としてプレス鍛造した。プレス鍛造後に、鍛造した実施例２の合金を炉冷により室温まで徐冷した。鍛造した実施例２の合金について外観観察を行ったところ、鍛造割れ等については認められなかった。
【００７０】
鍛造した実施例２の合金について、再結晶化処理と時効処理とからなる熱処理を行った。再結晶化処理については、鍛造した実施例２の合金を、１１５０℃以上１３５０℃以下、０．５時間以上５時間以下で加熱してα相＋β相の２相領域とした後に、空冷により室温まで急冷した。時効処理については、再結晶化処理後に、７００℃以上９５０℃以下、１時間以上５時間以下で加熱して時効した。
【００７１】
熱処理後の実施例２の合金について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により金属組織観察を行った。図６は、熱処理後の実施例２の合金における金属組織の観察結果を示す写真である。熱処理後の実施例２の合金における金属組織は、Ｔｉ３Ａｌからなるα２相と、ＴｉＡｌからなるγ相とにより形成されるラメラ粒と、ＴｉＡｌからなるγ粒と、ＴｉＡｌからなるＢ２粒（いわゆるＣｓＣｌ型の結晶構造）もしくはβ粒とから構成されており、ラメラ粒が主体であった。熱処理後の実施例２の合金における金属組織は、ラメラ粒と、γ粒と、Ｂ２粒もしくはβ粒との合計の体積率を１００体積％としたとき、ラメラ粒の体積率は、８０体積％以上９５体積％以下であり、γ粒の体積率は、２体積％以上１０体積％以下であり、Ｂ２粒もしくはβ粒の体積率は、３体積％以上１０体積％以下であった。なお、各粒の体積率については、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真における各粒のコントラストの情報から画像処理により各粒の面積率を算出し、これを各粒の体積率とした。
【００７２】
また、熱処理後の実施例２の合金における金属組織は、γ粒内及びＢ２粒もしくはβ粒の粒内の少なくとも一方に、硼化物が析出していた。図７は、析出した硼化物の観察結果を示す写真である。図７に矢印で示すように、硼化物の粒径は、０．１μｍ以下であった。
【００７３】
次に、熱処理後の実施例２の合金について、引張試験を行って強度特性を評価した。また、比較例２の合金についても、同様に引張試験を行った。なお、比較例２の合金については、鋳造した後、鍛造せずに、実施例２の合金と同様の熱処理を行った。図８は、各合金の引張特性を示すグラフである。図８のグラフでは、横軸に試験温度を取り、縦軸に比強度を取り、実施例２の合金を黒四角形、比較例２の合金を白菱形で示している。熱処理後の実施例２の合金は、比較例２の合金よりも、室温強度、高温強度ともに大きくなった。この結果から、合金成分にＢを添加することにより、機械的強度が向上することがわかった。
【産業上の利用可能性】
【００７４】
本開示は、より大きな歪速度で高速鍛造が可能であり、鍛造性が向上することから、航空機エンジン部品のタービン翼等に有用なものである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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