(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉ合金ディスクにおいて、ディスクのリム部をα＋β針状組織にし、ディスクのボア部を等軸α粒が１０体積％から５０体積％含まれるα＋β針状組織にし、リム部からボア部への遷移領域において連続的にα＋β針状組織から等軸α粒が１０体積％から５０体積％含まれるα＋β針状組織に変えたことを特徴とするＴｉ合金ディスク。
【請求項２】
Ｔｉ合金ディスクの鍛造をα＋β領域で行った後、ディスクをβ変態温度以下２０℃から１２０℃以内で熱処理を行い、等軸α粒が１０体積％から５０体積％含まれるα＋β針状組織にした後、ディスクのリム部をβ変態温度直上から１５０℃以内で熱処理を行い、α＋β針状組織にしたことを特徴とする請求項１記載の耐熱性に優れたＴｉ合金ディスクの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、航空機用ジェットエンジンおよび産業用ガスタービンのコンプレッサ用または低圧タービン用耐熱Ｔｉ合金ディスクに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、航空機用ジェットエンジンの燃費向上に伴う軽量化が進んでいる。これまで、航空機用ジェットエンジンの軽量化を目的として、エンジン部品に使用される従来の材料であるＦｅ基超合金またはＮｉ基超合金に代えて、軽量なＴｉ合金の適用が進められてきた。しかしながら、Ｔｉ合金の耐用温度は従来のＦｅ基超合金およびＮｉ基超合金に比べ低く、これまで耐熱性を高めるための研究が盛んに行われ、Ｔｉ−６２４２、Ｔｉ１１００、ＩＭＩ８３４等の耐熱Ｔｉ合金が開発されてきた。
【０００３】
特にディスクへの適用に当たっては、これらの耐熱Ｔｉ合金は高温に曝されるディスクリム部に要求される優れた「クリープ強度」と、比較的温度が低いディスクボア部に要求される優れた「疲労強度」との両者を満足する必要があり、「クリープ強度」と「疲労強度」との両特性のバランスに優れた少量の等軸α相を含むα＋β針状組織を有する耐熱Ｔｉ合金がコンプレッサ用ディスクに使用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、より耐熱強度が要求されるコンプレッサ後段側ディスクおよび低圧タービンディスクへの適用に当たっては、従来の単一組織を有する耐熱Ｔｉ合金では耐熱強度が十分でない。
本発明では、耐熱Ｔｉ合金ディスクにおいて、これまでの単一組織を有するディスクに代わり、ディスクの各部位に必要とされる特性に対し、最適な組織にすることにより、さらに耐熱強度を高めた複合組織を有する耐熱Ｔｉ合金ディスクを提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
前記目的を達成するため、本発明による耐熱性に優れたＴｉ合金ディスクは、ディスクのリム部をα＋β針状組織にし、ディスクのボア部を等軸α粒が１０体積％から５０体積％含まれるα＋β針状組織にし、リム部からボア部への遷移領域において連続的にα＋β針状組織から等軸α粒が１０体積％から５０体積％含まれるα＋β針状組織に変えたことを特徴とする。
【０００６】
また、本発明による耐熱性に優れたＴｉ合金ディスクの製造方法は、α＋β領域でディスクの鍛造を行った後、ディスクをβ変態温度以下２０℃から１２０℃以内で熱処理を行い、等軸α粒が１０体積％から５０体積％含まれるα＋β針状組織にした後、ディスクのリム部をβ変態温度直上から１５０℃以内で熱処理を行い、α＋β針状組織にしたことを特徴とする。
【０００７】
このときディスクのリム部の局部加熱には、高周波加熱、ソルトバス、通電加熱および輻射加熱等のいかなる加熱方法をとっても良い。また、加熱後の冷却に当たっては、空冷、油冷、水冷等いかなる冷却方法をとっても良いが、冷却速度が速い方がα＋β針状組織が細かく、疲労およびクリープ特性に優れる。さらに、熱処理時間については、過度に長時間になると結晶粒の粗大化が起こるため、５時間以内が望ましい。
【０００８】
【作用】
一般に、Ｔｉ合金のクリープ特性についてはα＋β針状組織が優れ、また疲労特性については等軸α相を大量に含むα＋β組織が優れていることが知られている。しかしながら、等軸α粒の量と低サイクル疲労およびクリープ特性との定量的な関係については明確でない。
【０００９】
そこでこれらの関係を明確にすべく、本発明者は、Ｔｉ−６．０Ａｌ−４．０Ｓｎ−３．５Ｚｒ−２．８Ｍｏ−０．４Ｓｉ−０．８Ｎｂ−０．０７Ｃの組成を有する耐熱Ｔｉ合金について、表１に示すように、熱処理温度の変化によって等軸α粒量を熱処理温度によって変化させ、低サイクル疲労およびクリープ特性を調査し実験した。
【００１０】
【表１】
0003590430.tif 000002
実験の条件は、低サイクル疲労試験とクリープ試験により疲労強度とクリープ強度を調査した。低サイクル疲労試験は、温度４５０℃、１％歪み、片振り、歪み速度０．２％／秒とし、クリープ試験は、温度５４０℃、荷重３００ＭＰａ、１００時間とした。
【００１１】
実験の結果、図１に示すように、等軸α粒の体積率が１０％以上において優れた疲労寿命を示すが、等軸α粒の体積率が５０％以上では低下の傾向があり、また著しくクリープ特性が劣化することが判明した。
そこで本発明では、温度が高くクリープ特性が重要視されるディスクリム部にはα＋β針状組織を、また温度が比較的低く、疲労特性が重要視されるディスクボア部には等軸α粒を１０体積％から５０体積％含むα＋β組織にした。また、リム部からボア部への遷移領域においては、不連続な組織変化は応力集中を招き、破壊の起点となり得るため、連続的な強度の変化が得られるように、連続的に組織を変えることにした。これにより、図２に示すように、ディスクリム部のクリープ強度を高めるとともに、ディスクボア部の低サイクル疲労特定を高め、さらに組織の遷移部分においてはこれらの中間的強度を連続的に与えることにより、従来の単一組織を有するディスクに比べ、使用時のディスクの温度分布に即した強度を付与することが可能であり、さらに耐熱強度を高めることが可能である。
【００１２】
また、このような複合組織を有するディスクの製造方法として、α＋β領域でディスクの鍛造を行うことにより、α相の析出によってβ相の加工中の粗大化を防ぎディスク全体の結晶粒を微細化させることにより、低サイクル疲労特性を改善することが可能になる。一方、β領域での鍛造は結晶粒の粗大化を引き起こし、その後の熱処理によって結晶粒を微細化することが不可能なため疲労特性を劣化させる原因となる。
【００１３】
α＋β領域でディスク鍛造したディスクをβ変態温度以下で熱処理を行うと、等軸α相が析出するが、前述の１０〜５０体積％の等軸α相を得るためには、β変態温度以下２０℃から１２０℃以内で熱処理をする必要があり、２０℃以下では等軸α相が１０体積％以下となり、また１２０℃以上では等軸α相量が５０体積％以上となるため、温度域をβ変態温度以下２０℃から１２０℃とした。
【００１４】
また、ディスク全体を等軸α粒が１０体積％から５０体積％含む微細なα＋β針状組織にした後、ディスクリム部をクリープ特性に優れたα＋β針状組織にするためにβ変態温度以上に加熱する必要がある。しかし、β変態温度以上１５０℃以上に加熱すると、著しい結晶粒の粗大化と酸化（特に粒界酸化）が起こるため、上限温度をβ変態温度以上１５０℃とした。
【００１５】
【実施例】
以下、本発明の実施例を説明する。
Ｔｉ−６．０Ａｌ−４．０Ｓｎ−３．５Ｚｒ−２．８Ｍｏ−０．４Ｓｉ−０．８Ｎｂ−０．０７Ｃの組成を有する耐熱Ｔｉ合金を容量２ｔのプラズマ積相凝固炉で溶解の後、真空アーク溶解炉によって２回再溶解し成分の均質化を行い、直径５１０ｍｍのインゴットを作製した。
【００１６】
このインゴットを、β温度域において分塊鍛造を行って、さらに９６０℃のα＋β温度域において鍛造を行い直径２１０ｍｍの丸棒に鍛造した。この鍛造材から直径２００ｍｍ、長さ４００ｍｍのディスク鍛造用の素材を作製し、プレス鍛造機により９６０℃に加熱後、高さ９２ｍｍ、直径約３７０ｍｍまで据え込み荒地素材を作製した。
【００１７】
その後、型打鍛造機によって、９６０℃に加熱した荒地素材を型打することにより、高さ７５ｍｍ、直径４２５ｍｍのディスクを作製した。このディスクをβ変態温度１０２５℃から４５℃低い９６５℃で１時間加熱後空冷を行い、ディスク全体を等軸α相を約３５体積％含むα＋β針状組織にした。
この後、図３に示す形状のディスク１に機械加工した。このディスク１は、ディスクリム部２と遷移部３とディスクボア部４とからなる。ディスクリム部のみを高周波加熱によってβ変態温度より７５℃高い１１００℃に１時間加熱後空冷を行い、α＋β針状組織にした。
【００１８】
図８にディスクの切断面が表れる斜視図を示し、図４にディスク断面のマクロ組織を示し、図５、図６及び図７にミクロ組織を示す。図５に示すようにディスクリム部はα＋β針状組織になり、図７に示すようにディスクボア部は等軸粒を約３５％含むα＋β針状組織になり、また図６に示すようにこれらの遷移部においては連続的に組織が変化しているのが判る。
【００１９】
比較材として、型打鍛造したディスクを９９５℃に１時間加熱後空冷を行い、ディスク全体をクリープと疲労特性のバランスに優れた約１０体積％の等軸α相を含むα＋β針状組織にした。これら２種のディスクには時効熱処理として６５０℃で１時間加熱後空冷を行った。
特性評価として、本発明Ｔｉ合金ディスクのリム部、ボア部および遷移部から引張疲労試験片、およびクリープ試験片を切出し各試験を実施した。また、比較材のディスク全体が約１０体積％の等軸α相粒を含むα＋β針状組織を有するディスクにおいてはディスクリム部のみから各種試験片を切出し特性評価試験を実施した。
【００２０】
表２にディスクの特性評価試験結果を示す。これによれば、本発明ディスクのリム部の引張強度および低サイクル疲労寿命は、比較ディスクに比べ低いものの、リム部に要求されるクリープ特性についてはクリープ歪みが小さく優れた特性を示している。また、ボア部のクリープ歪みは比較ディスクに比べ大きいものの、ボア部に要求される低サイクル疲労特性については、疲労寿命が長く優れていることのが判る。また、遷移部の各特性は、リブ部とボア部の中間の特性を有し、比較ディスクと同程度の特性を有しているのが判る。
【００２１】
【表２】
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【００２２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明のＴｉ合金ディスクにおいては、優れたクリープ特性を要するディスクのリム部をα＋β針状組織にしクリープ強度を高め、優れた低サイクル疲労特性を有するディスクのボア部を等軸α粒が１０体積％から５０体積％含むα＋β針状組織にし低サイクル疲労特性を高め、リム部からボア部の中間の特性を要する遷移領域において連続的にα＋β針状組織から等軸α粒が１０体積％から５０体積％含むα＋β針状組織に変えたことにより、従来の単一組織を有するＴｉ合金ディスクに比べ、耐熱強度を高めることが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ合金の等軸α粒の体積率と低サイクル疲労寿命及びクリープ歪みとの関係を示す実験データ図である。
【図２】Ｔｉ合金ディスクの外径方向の各部位の強度と従来必要とされる各部位の強度の分布図である。
【図３】Ｔｉ合金ディスクの形状を示すもので、（Ａ）は平面図、（Ｂ）は  ＩＩＩ−ＩＩＩ  線断面図である。
【図４】Ｔｉ合金ディスク断面のマクロ金属組織を示す写真である。
【図５】Ｔｉ合金ディスク断面のリム部のミクロ金属組織を示す写真である。
【図６】Ｔｉ合金ディスク断面の遷移部のミクロ金属組織を示す写真である。
【図７】Ｔｉ合金ディスク断面のボア部のミクロ金属組織を示す写真である。
【図８】斜めから見たＴｉ合金ディスクの切断面のマクロ金属組織を示す写真である。
【符号の説明】
１    ディスク
２    リム部
３    遷移部
４    ボア部
【図１】
0003590430.tif 000004
【図２】
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【図３】
0003590430.tif 000006
【図４】
0003590430.tif 000007
【図５】
0003590430.tif 000008
【図６】
0003590430.tif 000009
【図７】
0003590430.tif 000010
【図８】
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