(57)【要約】      （修正有）【課題】延性及び鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金およびその製造方法を提供する。【解決手段】０．０５〜０．２０ｗｔ％のホウ素を含有したＯ相基耐熱チタン合金をα２＋Ｂ２域またはＢ２域にて鍛造して中間素材を得た後、Ｂ２域温度範囲にて焼鈍することにより、旧Ｂ２粒径が微細に維持された（Ｏ＋Ｂ２）ラメラー組織が形成される。これにより、優れた延性及び８５０℃の低温で恒温鍛造加工できるという効果を有するＯ相基耐熱チタン合金材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．０５〜０．２０ｗｔ％のホウ素を添加したＯ相基耐熱チタン合金材を、α２＋Ｂ２域またはＢ２域にて鍛造して中間素材を得た後、前記中間素材をＢ２域温度範囲にて焼鈍することを特徴とするＯ相基耐熱チタン合金の製造方法。
【請求項２】
ホウ素添加前の合金組成が、Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ（以上、ａｔ％）または合成組成Ｔｉ100-x-yＡｌx（Ｎｂa Ｍ1-a ）y（ａｔ％）（Ｍは、ｂｃｃ相形成元素を示し、ｘは２０〜２４、ｙは１４〜２４、ａは０．６５〜０．９５を示す）で表されることを特徴とする請求項１に記載のＯ相基耐熱チタン合金の製造方法。
【請求項３】
ｂｃｃ相形成元素（Ｍ）が、そのｂｃｃ相安定化能がＮｂを基準として、
２３≦ΣＳM ＋ΣＳＮｂ≦２９（ΣＳＭ
は、ｂｃｃ相形成元素によるＮｂ基準のｂｃｃ相安定化能の和を示し、ΣＳＮｂは、Ｎｂによるｂｃｃ相安定化能を示す）の関係にあることを特徴とする請求項２に記載のＯ相基耐熱チタン合金の製造方法。
【請求項４】
ｂｃｃ相形成元素（Ｍ）が、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｏおよびＴａのうちから選ばれた１種または２種以上の元素であることを特徴とする請求項２または３に記載のＯ相基耐熱チタン合金の製造方法。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに記載の方法により作成された、Ｏ相とＢ２相からなるラメラー組織を有し、粒径が８０μｍ〜２００μｍの範囲の結晶粒を有することを特徴とするＯ相基耐熱チタン合金。
【請求項６】
請求項１ないし４のいずれかに記載の方法により作成された、短径に対する長径の比が１〜３００の範囲のＴｉＢの針状結晶が析出していることを特徴とするＯ相基耐熱チタン合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、延性及び鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ジェットエンジン、自動車エンジンなどの各種のパワーエンジニアリング機器においては、軽量かつ高強度であり、さらにこれらの部材は高温に曝されるため、優れた高温強度特性が必要される。そのため、前記特性を有するチタン合金はこれらの用途に最適な材料の一つとして期待されている。
【０００３】
ただし、近年のこれら機器の低燃費化、高出力化に対応して、チタン合金に対しては９００〜１０００℃の温度まで使用可能であることが要望されているが、現状ではチタン合金の使用上限温度は６００℃程度で頭打ちである。
【０００４】
Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ３元系合金において形成されるＴｉ２ＡｌＮｂ化合物相（斜方晶（Ｏｒｔｈｏｒｈｍｂｉｃ）の結晶構造を持つことからＯ相と呼ばれ、ここでは、このＯ相を主相とする合金をＯ相基合金と総称する）は、チタン系のγ−ＴｉＡｌ金属間化合物相よりも加工性、破壊靱性に優れることから、信頼性の高い新しいタイプの軽量耐熱材料として注目されている。しかしながら、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ｗｔ％）合金などの通常のチタン合金と比較して靱性、延性は低く、実用合金の開発に際しては、これらの特性値を向上させることが必要不可欠である。
【０００５】
前記靭性や延性を改善したＯ相基耐熱チタン合金として、高温相であるＢ２相（ＣｓＣｌ型構造）を２０％程金属組織中に組入れた（Ｏ+Ｂ２）型Ｔｉ-２２Ａｌ-２７Ｎｂ（ａｔ％）合金が提案されている（例えば、非特許文献１参照）。また、高価な金属元素の使用量低減及び特性の改善を目的として、ベースとなるＯ相基耐熱チタン合金中のＮｂの一部を、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｏおよびＴａうちの１種または２種以上のｂｃｃ相形成元素Ｍで代替することが提案されている（特許文献１参照）。
【０００６】
一方、チタン合金においては、前記機械的特性を改善する方法として、ホウ素を微量添加による結晶粒の細粒化が示されている。例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金にホウ素を０．０１ｗｔ％〜１８．４ｗｔ％添加することでβ域において超塑性を示すことが記載されている（例えば、特許文献２参照）。
【０００７】
【非特許文献１】Ｒ.Ｇ. Ｒｏｗｅ:Ｔｉｔａｎｉｕｍ‘９２-Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ, ＴＭＳ, Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ, ＰＡ, １９９３,ｐｐ.３４３-３５０.
【特許文献１】特開２０００−０８７１５９号
【特許文献２】特表２００７−５１９８２２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
非特許文献によれば、Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ（ａｔ％）合金に代表される（Ｏ＋Ｂ２）型合金の室温延性や破壊靱性値は、確かにγ−ＴｉＡｌよりも優れた値を示すことが実証されており、材料としての信頼性は極めて高い。ただし、前記用途目的とした加工を行う際には、より優れた室温延性に加えて良好な鍛造性が求められる。
【０００９】
こうした室温延性や鍛造性の改善には、非特許文献に記載されるような微量なホウ素の添加による結晶粒の微細化が有効と推測されるが、従来、Ｏ相のような金属間化合物相を主相とするチタン合金におけるホウ素添加の利用は、強度の改善を目的として単独もしくはその他の分散粒子とともに複合的に微細分散させたものであり、高温・低歪速度での超塑性延性を示すことを除き、基本的に延性や鍛造性そのものの改善を目的としたものではない。
【００１０】
本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、室温での延性や鍛造性に優れた微量のホウ素を含有したＯ相基耐熱チタン合金とその製造法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
かかる実情に鑑み前記課題について鋭意検討を進めてきたところ、微量のホウ素を添加したＯ相基耐熱チタン合金をα２＋Ｂ２域またはＢ２域にて鍛造して中間素材を得た後、前記中間素材をＢ２域温度範囲にて焼鈍することにより、旧Ｂ２粒径が微細に維持されたＯ相とＢ２相からなるラメラー組織が形成され、その結果、延性や恒温鍛造性が大幅に改善されることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１２】
即ち本発明の延性や恒温鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金の製造方法は、ホウ素を０．０５〜０．２０ｗｔ％を添加したＯ相基耐熱チタン合金材を加熱して、α２＋Ｂ２域またはＢ２域にて鍛造して中間素材を得た後、前記中間素材をＢ２域温度範囲にて焼鈍することを特徴としている。
【００１３】
本発明の延性や恒温鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金の製造方法は、ホウ素添加前の合金組成が、Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ（以上、ａｔ％）または合成組成Ｔｉ100-x-yＡｌx（Ｎｂa Ｍ1-a ）y  （ａｔ％）（Ｍは、ｂｃｃ相形成元素を示し、ｘは２０〜２４、ｙは１４〜２４、ａは０．６５〜０．９５を示す）であることを特徴としている。
【００１４】
本発明の延性や恒温鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金の製造方法は、前記ｂｃｃ相形成元素（Ｍ）が、そのｂｃｃ相安定化能がＮｂを基準として、２３≦ΣＳＭ ＋ΣＳＮｂ≦２９（ΣＳＭ
は、ｂｃｃ相形成元素によるＮｂ基準のｂｃｃ相安定化能の和を示し、ΣＳＮｂは、Ｎｂによるｂｃｃ相安定化能を示す）の関係にあることを特徴としている。
【００１５】
本発明の延性や恒温鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金の製造方法は、前記ｂｃｃ相形成元素（Ｍ）が、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｏおよびＴａうちから選ばれた１種または２種以上の元素であることを特徴としている。
【００１６】
本発明の延性や恒温鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金は、Ｏ相とＢ２相からなるラメラー組織を有し、粒径が８０μｍ〜２００μｍの範囲の結晶粒を有することを特徴としている。
【００１７】
本発明の延性や恒温鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金は、短径に対する長径の比が１〜３００の範囲のＴｉＢの針状結晶が析出していることを特徴としている。
【発明の効果】
【００１８】
以上にも述べた本発明に係わる方法で製造されたＯ相基耐熱チタン合金材は、溶製直後および焼鈍後の結晶粒が小さく、かつ両者にほとんど差がない。前記高温域での熱処理を経ても結晶粒が粗大化しにくい特徴を有しており、そのため、従来に比べて室温延性および恒温鍛造性に優れているので、クラックや割れが発生することなくしかも効率的に鍛造することができるという効果を奏するものである。また、加工に要する熱エネルギーや加工時間を低減できるという効果も併せ持つものである。本願発明は、鍛造性に優れたＯ相基耐熱チタン合金の製造法を提供するものであり、この方法で製造された合金部材は、タービンブレードなどの軽量高強度の耐熱部材に活用できる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明の最良の実施形態について以下に説明する。
本発明は、斜方晶構造のＯ相とＢ２相から構成されるラメラー組織（異なる二つの相が層状構造を形成する組織）を有するＯ相基耐熱チタン合金をベースに、０．０５〜０．２０ｗｔ．％のホウ素を添加して、溶製・鍛造及び焼鈍後の結晶粒を微細化することで室温延性や恒温鍛造性を改善することに成功したものある。
【００２０】
ここで、本発明のＯ相基耐熱チタン合金としては、Ａｌが２２ａｔ％、Ｎｂが２７ａｔ％、残部Ｔｉとしたものをベースに、Ｂを最大で０．２０ｗｔ％添加したものを例示できる。さらには、Bの添加が極少量の場合、溶解時におけるＢの均一な分散や十分な効果の発現において問題があり、また、Ｂ添加量の増加とともにホウ化物の粗大化の問題があり、Bの添加は０．０５〜０．１５ｗｔ％がより好ましい
【００２１】
また、特許文献１が開示している、高価な金属元素の使用量低減及び特性の改善を目的として、ベースとなるＯ相基耐熱チタン合金中のＮｂの一部を、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，ＭｏおよびＴａうちの１種または２種以上のｂｃｃ相形成元素Ｍで代替する技術を、本発明においても適用することができ、そのＯ相基耐熱チタン合金の成分は、次の合成組成式で表される
Ｔｉ１００‐ｘ‐ｙＡｌｘ（ＮｂａＭ１‐ａ）y  （ａｔ％）
（ｘは２０〜２４、ｙは１４〜２４、ａは０．６５〜０．９５）
このうち、ｂｃｃ相形成元素（Ｍ）は、そのｂｃｃ相安定化能がＮｂを基準として、次式の関係で示される。
２３≦ΣＳＭ
＋ΣＳＮｂ ≦２９
（ΣＳＭ  は、β相形成元素によるＮｂ基準のβ相安定化能の和を示し、ΣＳＮｂは、Ｎｂによるβ相安定化能を示す）
前記一連の式に従ったＯ相基耐熱チタン合金をベースに微量のＢを添加したものとして、例えば、Ｔｉ−２２Ａｌ−１１Ｎｂ−２Ｍｏ‐１Ｆｅ（以上、ａｔ％）‐０．１ｗｔ％Ｂが例示される。
【００２２】
これらの合金の製造は、チタン合金にて通常用いられる非消耗電極式または消耗電極式の真空またはアルゴンアーク溶解法、電子ビーム溶解法、プラズマ溶解法、コールドクルーシブル浮遊溶解法等を用いて行えば良い。得られた鋳塊は、熱間鍛造、熱間圧延等の一般的に用いられる方法で、所要形状に成形加工する。
【００２３】
ここに、本発明の好適製造方法によれば、前記の方法で溶製されたＯ相基耐熱チタン合金材をα２＋Ｂ２域またはＢ２域の温度にて鍛造を行い、中間素材Ｍを得る。具体的には、α２＋Ｂ２域で行う場合、α２＋Ｂ２／Ｂ２変態温度以下より９５０℃までが好ましく、また、Ｂ２域で行う場合には、α２＋Ｂ２／Ｂ２変態温度以上から１２００℃までの範囲が好ましい。
【００２４】
本発明においては、前記した温度範囲にてＯ相基耐熱チタン合金材を鍛造することにより、クラックや割れが発生することなくしかも効率的に鍛造することができるという効果を奏するものである。ここで、前記鍛造温度の以下で行なう場合には、前記材料の流動性が低下して割れや耳のような欠陥を生成して好ましくない。一方、前記鍛造温度の上限を超えて行なう場合には、鍛造に要するエネルギー的には有利ではあるが、経済性の点や材料の酸化という点では好ましくない。よって、本発明においては、前記した温度範囲で鍛造を行い本発明に係る中間素材を製造することが好ましいとされる。
【００２５】
前記の方法で製造された中間素材は、次いで、Ｂ２域の温度で焼鈍後空冷もしくは炉冷程度の速度で冷却することが好ましい。ここでいう焼鈍は、鍛造時に蓄積された歪を開放することとともに金属組織をいわゆるラメラー組織に制御することを目的とするものである。
【００２６】
この後さらにラメラー組織の安定化を図るために（Ｏ＋Ｂ２）域で安定化焼鈍することがより好ましい。
【００２７】
本発明においては前記一連の方法で製造された（Ｏ＋Ｂ２）ラメラー組織を有するＯ相基耐熱チタン合金材の結晶粒の形態は、球状であること好ましい態様とするものである。
【００２８】
更には、前記ＴｉＢの析出物のアスペクト比が、３００以下であることを好ましい態様とするものである。
【００２９】
前記一連の処理により本発明に係る方法で製造されたＯ相基耐熱チタン合金材に対して、その後に行う恒温鍛造加工を８５０℃の低温で加工処理することができるという効果を奏するものである。  
【００３０】
ここで、恒温鍛造とは、Ｏ相基耐熱チタン合金材のみならず鍛造用の金型の温度もＯ相基耐熱チタン合金材の鍛造温度まで事前に加熱しておく鍛造方法を意味する。
【００３１】
前記のよう焼鈍工程を取り込むことで中間素材の中に蓄積された内部歪を効果的に開放することができ、恒温鍛造後の割れや傷の発生を効果的に抑制することができるという効果を奏するものである。
【００３２】
次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明する。
【実施例】
【００３３】
［実施例１］
本例では、Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｂ合金の製造例を示す。
【００３４】
下記表１に示す配合比率を有するスポンジチタン、Ａｌ粒、Ｎｂ粒、Ｍｏ粒、電解鉄、クリスタルボロンからなる合金原料を混合した後、コールドクルーシブル誘導溶解法により約２ｋｇの鋳塊を溶製した。この鋳塊を１１００℃に加熱し、直径１２ｍｍまで鍛造比９３％の熱間鍛造及び溝ロール圧延を施し、棒形状の中間素材を得た。前記鍛造材を１１５０℃にて１時間焼鈍後０．０３℃／秒の冷却速度で冷却し、さらに８５０℃で３３時間焼鈍して本願発明に係わる試験材１を得た。
【００３５】
［比較例１］
クリスタルボロンの混合を行わない事以外は実施例１と同様に操作して試験材２を得た。
【００３６】
【表１】
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【００３７】
表２は、鋳塊及び焼鈍材の欠陥評価と結晶粒径測定結果を示す。目視及び光学顕微鏡観察にて確認したところ、試験材１、２ともに鋳塊、焼鈍材に表面及び内部欠陥は観察されなかった。結晶粒径は、試験材１において鋳塊及び焼鈍材ともに８０〜２００μｍであり、試験材２と比較して、著しく微細化している。
【００３８】
【表２】
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【００３９】
実施例１で得た焼鈍材より平行部直径３．５ｍｍ、長さ１６ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、室温、３５０、５００、６５０℃、８００℃、において歪速度３×１０−４ｓｅｃ−１で引張試験を行い、引張特性の評価を行った。結果を表３に示す。
【００４０】
【表３】
2011052239.tif 000004
【００４１】
表３より、いずれの試験温度においても試験材１は試験材２と比較して、強度は同程度もしくはそれ以上であるのに対して、破断伸びが大きく、わずか０．１重量％のホウ素の添加により延性が改善していることがわかる。
【００４２】
実施例１で得た焼鈍材より直径８ｍｍ、長さ１２ｍｍの円柱状試験片を切り出し、これを表４の条件にて恒温鍛造し、クラックや表面欠陥の有無により鍛造性を評価した。この結果を表４に示す。
【００４３】
表４に示すように、試験材１においては１ｓｅｃ−１以下の歪速度において８５０℃までクラックや表面欠陥は認められず、試験材２と比較して、良好な鍛造性を有していた。
【００４４】
【表４】
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