(57)【要約】【課題】高温下での高い機械的特性と高い耐酸化性とを有し、機械的異方性が少ない耐熱チタン合金部材、その製造方法、及び該合金部材を用いた製造物を提供する。【解決手段】本発明に係るチタン基合金部材は、チタン（Ti）を主元素とし、少なくとも0.5〜2.0 質量%のホウ素（B）を含み、繊維状のTiB粒子が多結晶の母相中に分散析出したチタン（Ti）基合金部材であって、TiB粒子は1〜10μmの長軸かつ0.０１〜0.5μm以下の短軸を含み、アスペクト比が2〜1000であって、母相の各結晶粒内で結晶学的にランダムな方向に析出していることを特徴とする。【選択図】図４Ａ
2019073760.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
チタン（Ti）を主元素とし、少なくとも0.5〜2.0 質量%のホウ素（B）を含み、繊維状のTiB粒子が多結晶の母相中に分散析出したチタン（Ti）基合金部材であって、前記TiB粒子は1〜10μmの長軸かつ0.01〜0.5μm以下の短軸を含み、アスペクト比が2〜1000であって、母相の各結晶粒内で結晶学的にランダムな方向に析出していることを特徴とするチタン基合金部材。
【請求項２】
請求項１に記載のチタン基合金部材において、
600℃における引張強さが650MPa以上であり、破断伸びが5％以上であることを特徴とするチタン基合金部材。
【請求項３】
チタン（Ti）を主合金とし、0.5〜2.0 質量%のホウ素（B）を含む合金組成となるように、合金の原料を混合・溶解して溶湯を形成する原料混合溶解工程と、
前記溶湯から合金粉末を形成するアトマイズ工程と、
前記合金粉末を用いた金属粉末積層造形法により所望形状を有する合金積層造形体を形成する積層造形工程とを有することを特徴とするチタン基合金部材の製造方法。
【請求項４】
請求項３に記載のチタン基合金部材の製造方法であって、
前記積層造形工程における前記金属粉末積層造形法は、電子ビーム溶融法を用いて行うことを特徴とするチタン基合金部材の製造方法。
【請求項５】
請求項４に記載のチタン基合金部材の製造方法であって、前記電子ビーム溶融法における仮焼温度が700℃以上850℃以下であることを特徴とするチタン基合金部材の製造方法。
【請求項６】
請求項３に記載のチタン基合金部材の製造方法であって、
前記積層造形工程における前記金属粉末積層造形法は、選択的レーザー溶融法及び時効処理を用いて行うことを特徴とするチタン基合金部材の製造方法。
【請求項７】
請求項１または２に記載の合金部材、もしくは請求項３〜６のいずれかの製造方法で製造された合金部材からなる航空機ガスタービンエンジンの高圧圧縮機後段ブレード。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、チタン基合金を用いて粉末積層造形法により作製したチタン基合金部材及び該チタン基合金部材の製造方法、ならびに該チタン基合金部材を用いた製造物に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
世界の民間航空機の需要は年々伸びており、現在までに19,200機、今後20年間で更に17,560機導入されると予測されている。その結果、航空機機体数の増加に伴うCO2発生量の増加が課題となっている。航空機のCO2排出量低減には航空機の軽量化とエンジン燃焼効率向上とが有効であるため、近年、航空機機体およびエンジンには、アルミ合金や鋼に比べて比強度が高く、軽量化が可能であるチタン(Ti)合金の使用が増加している。
【０００３】
民間航空機用エンジンへは、燃焼効率が高く、低燃費のターボファンエンジンが多く採用されている。ターボファンエンジンは、ファン、圧縮機、燃焼器、及びタービンの4つの部位から構成される。エンジン後方で燃料を燃焼させて、ガスタービンとともに、前方のファンブレードを回転させ、そのブレードが前方から取り入れた空気を後方に押しやるととともに、燃焼ガスを後方に排出させることによる反作用を推進力としている。
【０００４】
前方の比較的低温域(600℃以下)のファンと圧縮機とには、主にTi合金が使用されている。後方の高温域の燃焼器やタービンには、主にニッケル(Ni)合金が用いられている。
【０００５】
圧縮機においては、前方の低圧側から後方の高圧側へ温度が高くなり、耐熱性を有する高強度の軽量材料が求められる。そのため、圧縮機のブレード材として低圧側ではTi-6Al-V合金、高圧側ではα系(α＋β2相)の高耐熱Ti合金(Ti-8Al-1Mo-1V合金やTi-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金等)が主に使用されている。
【０００６】
一方、圧縮機高圧側の後段ブレード(耐熱温度：600℃)には、Ti合金の約2倍の比重を有するNi基超合金(インコネル718)が使用されており、エンジン軽量化のため、高耐熱Ti合金による軽量化が求められている。
【０００７】
Ti合金の高耐熱化を図るべく、非金属前駆体化合物を圧密化し、溶融させることなく、前駆体化合物を蒸気相還元法により還元した後、得られた金属材料を圧密化する方法により、チタン基マトリックス中に少なくとも約５０体積％の最大寸法が約２μｍ未満の円盤状のホウ化チタン粒子を分散させたチタン基合金が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１４−４０６７４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、この合金では、円盤状のホウ化チタン粒子が各結晶粒の結晶方位に対してある一定方向に結晶配向しているため、機械的異方性が少なからず生じる。また、高温強度を向上させるためには、ホウ化チタン粒子の形状は円盤状よりもアスペクト比の大きい棒状の方がより効果的であり、少量でも十分な強度向上効果を期待することができる。さらに、ホウ化チタン粒子の粗大化を抑制するために、低温で圧粉成形を行うため、高密度の成形部品を得ることが難しいとともに、複雑形状部品を成形することが困難である。
【００１０】
したがって、本発明の目的は、高温下での高い機械的特性と高い耐酸化性とを有し、機械的異方性が少ない耐熱チタン合金部材、その製造方法、及び該合金部材を用いた製造物を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
（I）本発明の一態様は、高温強度向上に有効なファイバー状の一ホウ化チタン(TiB)粒子を粗大化、凝集させることなく、多数均一分散析出させるとともに、TiB粒子を母相の各結晶粒内でランダムに析出させたことを特徴とするチタン基合金部材を提供する。
具体的には、チタン（Ti）を主元素とし、少なくとも0.5〜2.0 質量%のホウ素（B）を含み、繊維状のTiB粒子が多結晶の母相中に分散析出したチタン（Ti）基合金部材であって、TiB粒子は1〜10μmの長軸かつ0.01〜0.5μm以下の短軸を含み、アスペクト比が2〜1000であって、母相の各結晶粒内で結晶学的にランダムな方向に析出していることを特徴とするチタン基合金部材を提供する。
なお、本態様において、TiB粒子の「長軸」とはTiB粒子の長さを意味し、TiB粒子の「短軸」とは太さを意味するものである。
【００１２】
（II）本発明の他の一態様は、上記のチタン基合金部材の製造方法であって、チタンを主合金とし、0.5〜2.0質量%のホウ素を含む合金組成となるように、合金の原料を混合・溶解して溶湯を形成する原料混合溶解工程と、前記溶湯から合金粉末を形成するアトマイズ工程と、前記合金粉末を用いた金属粉末積層造形法により所望形状を有する合金積層造形体を形成する積層造形工程とを有することを特徴とするチタン基合金部材の製造方法を提供する。
【００１３】
（III）本発明の更に他の一態様は、上記のチタン基合金部材を用いた製造物であって、前記製造物が、航空機ガスタービンエンジンの高圧圧縮機後段ブレードであることを特徴とする製造物を提供する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、高温下での高い機械的特性と高い耐酸化性とを有し、機械的異方性が少ない耐熱チタン合金部材、その製造方法、及び該チタン基合金部材を用いた製造物を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明に係るチタン基合金部材の製造方法の一例を示す工程図である。
【図２】電子ビーム溶融法の粉末積層造形装置の構成及び積層造形方法の例を示す断面模式図である。
【図３】レーザービーム溶融法の粉末積層造形装置の構成および積層造形方法の例を示す模式図である。
【図４Ａ】本発明に係る合金積層造形体のTiB分散形態を示すEPMA元素マッピング像である。
【図４Ｂ】合金積層造形体との比較のために作製した同一組成の鍛造材のTiB分散形態を示すEPMA元素マッピング像である。
【図５】合金積層造形体のTiBの分散形態及び形状の一例を示す透過型電子顕微鏡観察結果である。
【図６】異なる仮焼温度でEBM造形した合金積層造形体における同一の結晶粒内の母相(M)とTiB(P)との電子回折パターン解析により求めたそれらの結晶方位関係を示す図である。
【図７】本発明に係るチタン基合金部材を用いた製造物の一例であり、航空機ガスタービンエンジンの高圧圧縮機後段ブレードを示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
（チタン基合金部材）
従来、高温強度向上に有効なファイバー状の一ホウ化チタン(TiB)粒子を粗大化、凝集させることなく、多数均一分散析出させるとともに、TiB粒子を母相の各結晶粒内でランダムに析出させることが難しいという問題があった。
【００１７】
本発明者等は、高温下での高い機械的特性かつ高い耐酸化性を有し、機械的異方性が少ない耐熱チタン基合金部材を開発すべく、微細なTiB粒子を母相の各結晶粒内でランダムに析出させる方法について鋭意研究を重ねた。その結果、チタン基合金の粉末を用いた電子ビーム積層造形法により合金積層造形体を形成することで、従来の普通鋳造材に比べ、微細なTiB粒子がマトリクス中に均一分散したチタン基合金部材を得られる可能性が見出された。
【００１８】
チタン基合金へのホウ素（B）の添加量は0.5〜2.0 質量%が好適である。ホウ素（B）の添加量が0.5質量%未満では高温下での引張強度向上の効果は明瞭に現れず、2.0質量%を超えると、急激に脆化してしまう。
【００１９】
具体的には、積層造形合金部材は高温での良好な機械的特性（例えば、600℃において、5％以上の破断伸び、650MPa以上の引張強さ）を有することができる。なお、破断伸び及び引張強さの上限については特に限定されるものではないが、現状得られる本発明のチタン基合金部材では、それぞれ20％及び750MPaである。
【００２０】
なお、本実施形態のチタン基合金は、ホウ素（B）に加えて、その他の元素、例えばアルミニウム（Al）、スズ（Sn）、ジルコニウム（Zr）、モリブデン（Mo）、シリコン（Si）などの元素を含むことができる。
【００２１】
以下、本発明の実施形態について、図面を参照しながらチタン基部材の製造手順に沿って説明する。ただし、本発明は、ここで取り挙げた実施形態に限定されるものではなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜組み合わせや改良が可能である。
【００２２】
［チタン基合金部材の製造方法］
図１は、本発明に係るチタン基合金部材の製造方法の一例を示す工程図である。図１に示したように、本発明の製造方法は、原料混合溶解工程とアトマイズ工程と積層造形工程と取出工程とを有する。以下、本発明の実施形態をより具体的に説明する。
【００２３】
（原料混合溶解工程）
図１に示したように、まず、所望のチタン合金組成（例えば、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si-1.0B）となるように原料を混合・溶解して溶湯10を形成する原料混合溶解工程を行う。原料の混合方法や溶解方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。例えば、溶解方法として真空溶解を好適に利用できる。また、真空炭素脱酸法などを併用して、溶湯10を精錬することが好ましい。
【００２４】
（アトマイズ工程）
次に、溶湯10から合金粉末20を形成するアトマイズ工程を行う。アトマイズ方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。例えば、高純度・均質組成・球形状粒子が得られるガスアトマイズ法や遠心力アトマイズ法を好ましく用いることができる。
【００２５】
合金粉末20の平均粒径は、ハンドリング性や充填性の観点から、30μm以上300μm以下が好ましく、40μm以上150μm以下がより好ましい。平均粒径が30μm未満になると、次工程の積層造形工程において合金粉末20が舞い上がり易くなり、合金積層造形体の形状精度が低下する要因となる。一方、平均粒径が300μm超になると、次工程の積層造形工程において合金積層造形体の表面粗さが増加したり合金粉末20の溶融が不十分になったりする要因となる。
【００２６】
（積層造形工程）
次に、上記で用意した合金粉末20を用いた金属粉末積層造形法により、所望形状を有する合金積層造形体230を形成する積層造形工程を行う。焼結ではなく溶融・凝固によってニアネットシェイプの金属部材を造形する金属粉末積層造形法の適用により、鋳造材と同等以上の硬度とともに、複雑形状を有する三次元部材を作製することができる。積層造形方法に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。例えば、電子ビーム溶融（Electron Beam Melting：EBM）法や選択的レーザー溶融（Selective Laser Melting：SLM）法を用いた金属粉末積層造形法を好適に利用できる。
【００２７】
EBM法を例にとって積層造形工程を説明する。図２は、EBM法の粉末積層造形装置の構成及び積層造形方法の例を示す断面模式図である。図２に示したように、EBM粉末積層造形装置100は、電子ビーム制御部110と粉末制御部120とに大別され、全体が真空チャンバーになっている。
【００２８】
1)最初に、造形しようとする合金積層造形体230の１層厚さ分（例えば、約30〜800μm）でステージ121を下降させる。ステージ121上面上のベースプレート122上にパウダーホッパー123から合金粉末20を供給し、レーキアーム124により合金粉末20を平坦化して粉末床210（層状粉末）を形成する。
【００２９】
2)次いで、加熱されたタングステンフィラメント111（例えば、2500℃以上）から熱電子が放出され、アノード112により加速して（例えば、光速の半分程度）、電子ビーム113を形成する。加速された電子ビーム113は、非点補正装置114で真円化され、フォーカスコイル115により粉末床210へ集束される。
【００３０】
3)次いで、比較的弱い（緩い）集束ビームを偏向コイル116により走査して粉末床210全体を予備加熱し、粉末床の仮焼結体を形成する。EBM方式では、粉末床を局所溶融・凝固する前に、粉末床の仮焼結体を形成する工程を行うことが好ましい。これは、局所溶融のための集束ビーム照射によって、合金粉末の帯電による粉末床の飛散を防ぐためである。また、本工程の加熱によって、合金積層造形体の残留応力が緩和され、合金積層造形体230の変形が抑制される作用効果もある。
【００３１】
粉末床210の仮焼温度は、700℃以上1000℃以下が好ましい。仮焼温度が700℃未満になると、合金粉末粒子同士の焼結がほとんど進行せず、仮焼結体の形成が困難になる。一方、仮焼温度が1000℃超になると、合金粉末同士の焼結が進行し過ぎて、合金積層造形体230の取り出し（合金積層造形体230と仮焼結体との分離）が困難になる。また、材料特性面からは仮焼温度をなるべく低めにするのが好ましい。仮焼温度を高くすると、TiB粒子の成長が促進され、TiB粒子が粗大化してしまい、機械特性や耐酸化性が低下してしまうためである。よって、仮焼温度は700℃以上850℃以下がより好ましい。
【００３２】
4)次いで、粉末床の仮焼結体に対し、造形しようとする合金積層造形体230の3D-CADデータから変換された2Dスライスデータに基づいて、局所溶融のための強い集束ビームを照射して合金の微小溶融池を形成すると共に、該集束ビームを走査して微小溶融池を移動・逐次凝固させることにより、2Dスライス形状の凝固層220を形成する。
【００３３】
5）次いで、上記1）〜4）を繰り返して、所望形状を有する合金積層造形体230を造形する。
【００３４】
なお、上記では、EBM法を例にとって積層造形工程を説明したが、上述のようにEBM法では比較的弱い集束ビームで粉末床210全体を予備加熱するので、当該予熱によって、粉末床、すなわち原料粉末はTiBが析出する温度範囲内に十分な時間存在するようになる。
【００３５】
SLM法による積層造形工程は以下のようにして行う。図3は、SLM法の粉末積層造形装置300の構成を示す模式図である。
【００３６】
1）造形しようとする合金積層造形体301の1層厚さ分（例えば、約20〜50μm）でステージ302を下降させる。ステージ302上面上のベースプレート303上にパウダー供給用コンテナ304から合金粉末305を供給し、リコータ306により合金粉末305を平坦化して粉末床307（層状粉末）を形成する。
【００３７】
2)次に、造形しようとする合金積層造形体301の3D-CADデータから変換された2Dスライスデータに基づいて、レーザー発信器308から出力されるレーザー309をガルバノメーターミラー310を通してベースプレート303上の未溶融の粉末へ照射し、微小溶融池を形成すると共に、微小溶融池を移動・逐次凝固させることにより、2Dスライス形状の凝固層312を形成する。なお、未溶融粉末は回収用コンテナ311に回収される。この操作を繰り返して積層することにより、合金積層造形体301を製作する。
【００３８】
3)その後、時効処理を施すことにより、TiB粒子を析出させる。SLM法では、強度の大きなレーザー光で粉末床307、すなわち、原料粉末を短時間で加熱するので、原料粉末はTiBが析出する温度範囲内に十分な時間存在することができない。したがって、SLM法を用いる場合は、後に時効処理を併用し、TiBを十分に析出させることが好ましい。
【００３９】
（取出工程）
EBM法を用いた場合、合金積層造形体230は仮焼結体中に埋没しているため、次に、合金積層造形体230を取り出す取出工程を行う。合金積層造形体230の取り出し方法（合金積層造形体230と仮焼結体との分離方法、合金積層造形体230とベースプレート122との分離方法）に特段の限定はなく、従前の方法を利用できる。例えば、合金粉末20を用いたサンドブラストを好ましく用いることができる。合金粉末20を用いたサンドブラストは、除去した仮焼結体を吹き付けた合金粉末20と共に解砕することで、合金粉末20として再利用することができる利点がある。
【００４０】
得られた合金積層造形体から微細組織観察用の試料を採取し、EPMAにより、該試料の微細組織を観察した。図４Ａは本発明による合金積層造形体、図４Ｂには比較のために作製した同一組成の鍛造材のEPMA元素マッピング像である。明らかに合金積層造形体におけるTiBの方が微細かつ均一に分散析出していた。
【００４１】
次に、合金積層造形体の微細組織をより詳細に調査するために、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて微細組織観察を行った。
【００４２】
図５は異なる仮焼温度における合金積層造形体のTEM像である。矢印で示した棒状のコントラスト部がTiB粒子であり、それらの少なくとも50%以上の長軸が1〜10μmかつ短軸が0.01〜0.5μm以下、アスペクト比が２〜１０００であった。
【００４３】
また、図６は、異なる仮焼温度でEBM造形した合金積層造形体における同一の結晶粒内の母相(M)とTiB(P)との電子回折パターン解析により、それらの結晶方位関係を調査した結果である。同一の結晶粒内に存在する各TiBは異なる結晶方位を有しており、TiBは母相の各結晶粒内でランダムに析出していることがわかった。
【００４４】
［チタン基合金部材を用いた製造物］
図７は、本発明に係るチタン基合金部材を用いた製造物の一例であり、航空機ガスタービンエンジンの高圧圧縮機後段のブレードを示す写真である。本発明のチタン基合金製造物は金属粉末積層造形法により製造されることから、図７に示したような複雑形状物でも容易に造形することができる。また、本発明のチタン基合金部材を用いたブレードは、高温下での高い機械的特性と高い耐酸化性とを兼ね備える。
【００４５】
［実施例］
以下、実施例および比較例により本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００４６】
［実験１］
（原料粉末P1〜P7の用意）
表１に示す名目組成の電極棒（Φ50×L500）を高周波溶解炉により作製した。IAP（Induction Melting Gas Atomizing Process）法により、この電極棒からTi合金粉末を作製し、粒径が45〜105μmに収まるように分級して原料粉末P1〜P7を用意した。
【００４７】
【表１】
2019073760.tif 000003
【００４８】
［実験２］
（EBM造形体の作製）
実験１で用意した原料粉末P1〜P7に対し、図２に示したような電子ビーム溶融（Electron Beam Melting：EBM）粉末積層造形装置を用いて、合金積層造形体（25 mm×25mm×高さ70mmの角柱材、高さ方向が積層方向）を造形した。電子ビーム溶融法における仮焼温度は700℃〜900℃とした。
【００４９】
積層造形工程の後、合金積層造形体の周囲の仮焼結体を、合金積層造形体と同じ成分の粉末を用いたサンドブラストにより除去する取出工程を行って、合金積層造形体のM1E-仮焼温度〜M7E-仮焼温度を取り出した。
【００５０】
［実験３］
（SLM造形体の作製）
実験１で用意した原料粉末P1〜P7に対し、図３に示したような選択的レーザー溶融（Selective Laser Melting：SLM）粉末積層造形装置を用いて、合金積層造形体（25 mm×25mm×高さ70mmの角柱材、高さ方向が積層方向）を造形した。時効処理条件としては、加熱保持温度：750℃、加熱保持時間：3時間、加熱雰囲気：真空、加熱保持後の冷却方法：ガス冷却とした。時効処理を施したSLM造形物をM1S〜M7Sとした。
【００５１】
（普通鍛造材の作製）
実験１で用意したTi合金粉末P1〜P7に対し、銅製の水冷鋳型を用いたアーク溶解法により、インゴット（幅14 mm×長さ80 mm×高さ20mmの角柱材）を鋳造した。鋳造時の元素偏析や組織斑をできるだけ抑制するため、5回以上繰り返し溶解を行った。その後、大気中でα+β相域（920〜950℃）で15min間加熱保持後、圧下率：30%、圧下速度: 30mm/sの条件でプレス加工による熱間鍛造工程を2回繰り返した。なお、熱間鍛造後の冷却は空冷とした。以上の工程により、普通鍛造材M1F〜M7Fを作製した。これら普通鍛造材は、積層造形工程を行っていない試料であり、金属粉末積層造形の影響を確認するための基準試料となる。
【００５２】
［実験４］
（機械的特性および耐酸化性の測定）
上記で作製した各試料から引張試験用の試験片（平行部直径：4 mm、平行部長さ：20 mm）を採取した。なお、EBMおよびSLM造形体からは試験片長手方向が積層造形方向と一致するように採取した。
【００５３】
各試験片に対して、材料万能試験機を用いて，600℃における高温引張試験（JIS G 0567に準拠、ひずみ速度：5×10-5 s-1）を実施し、引張強さと破断伸びとを測定した。引張試験の測定結果は、5測定のうちの最大値と最小値とを除いた3測定の平均値として求めた。引張強さの評価は、650MPa以上を「合格」と判定し、650MPa未満を「不合格」と判定した。また、破断伸びの評価は、5％以上を「合格」と判定し、5％未満を「不合格」と判定した。結果を後述する表２、３に示す。
【００５４】
また、上記で作製した各試験片から耐酸化性試験用の酸化試験片（縦15 mm×横15 mm×厚さ2 mm）を採取した。試験片をアルミナるつぼに入れて800℃に加熱した電気炉にて加熱保持した。48時間加熱保持後、アルミナるつぼに入れた状態で試験片重量を計測した。なお、耐酸化性は酸化による重量増加で評価し、重量増加＝(酸化後重量-酸化前重量)/試験片表面積で表されるように、酸化前後の重量差を試験片表面積で除して求めた。耐酸化性の評価は、重量増加が3.5mg/cm2未満を「合格」と判定し、3.5mg/cm2以上を「不合格」と判定した。結果を後述する表２、３に示す。
【００５５】
【表２】
2019073760.tif 000004
【００５６】
【表３】
2019073760.tif 000005
【００５７】
表３に示したように、積層造形工程を行っていない試料である普通鍛造材M1F〜M7Fは、合金組成に依らず、600℃における引張強さが650MPa未満であり、高温機械特性が不合格であった。
【００５８】
一方、表２に示すように、EBM積層造形体については、B添加量が0.5〜2.0質量%かつ仮焼温度が700℃〜850℃の試験片は、650MPa以上の引張強さと5%以上の破断伸びを有し、良好な高温強度を有していることが実証された。なお、仮焼温度が700℃未満では十分な仮焼結体が形成されず、積層造形が不可能であった。
【００５９】
時効処理を施したSLM積層造形体については、B添加量が0.5〜2.0質量%の試験片は、EBM積層造形体と同様に650MPa以上の引張強さと5%以上の破断伸びを有し、良好な高温強度を有していることが実証された。
【００６０】
一方、耐酸化性に関しては、積層造形工程を行っていない試料である普通鍛造材M1F〜M6Fは、合金組成に依らず、重量増加が3.5mg/cm2以上と不合格であったが、Nb添加したM7Fに関しては、重量増加が3.5mg/cm2未満となり、Nb添加により耐酸化性が良好であった。
【００６１】
また、EBM積層造形体および時効処理を施したSLM積層造形体に関しては、B添加した合金については概ね、重量増加が3.5mg/cm2未満となり、良好な耐酸化性を有していることが実証された。さらに、Nb添加することにより、耐酸化性がさらに向上することが認められた。
【００６２】
［実験５］
［チタン基合金部材を用いた製造物］
図７は、本発明に係るチタン基合金部材を用いた製造物の一例であり、航空機ガスタービンエンジンの高圧圧縮機後段のブレードを示す写真である。得られたブレードに対して、Ｘ線CTスキャンによる内部欠陥検査と、寸法測定とを行った。その結果、機械的特性に悪影響を及ぼすような内部欠陥は認められず、設計寸法に対する変形も認められなかった。本実験から、本発明の有効性が確認された。
【００６３】
本発明のチタン基合金製造物は金属粉末積層造形法により製造されることから、複雑形状物でも容易に造形することができる。また、本発明のチタン基合金部材を用いたブレードは、高温下での高い機械的特性と高い耐酸化性とを兼ね備える。
【００６４】
上述した実施形態や実施例は、本発明の理解を助けるために説明したものであり、本発明は、記載した具体的な構成のみに限定されるものではない。例えば、ある実施形態の構成の一部を他の実施形態の構成に置き換えることが可能であり、また、ある実施形態の構成に他の実施形態の構成を加えることも可能である。すなわち、本発明は、本明細書の実施形態や実施例の構成の一部について、削除・他の構成に置換・他の構成の追加をすることが可能である。
【符号の説明】
【００６５】
10…溶湯、20…合金粉末、100…EBM粉末積層造形装置、110…電子ビーム制御部、120…粉末制御部、111…タングステンフィラメント、112…アノ−ド、113…電子ビーム、114…非点補正装置、115…フォーカスコイル、116…偏向コイル、121…ステージ、122…ベースプレート、123…パウダーホッパー、124…レーキアーム、210…粉末床、220…凝固層、230…合金積層造形体、231…擬溶体化合金造形体、300…SLM粉末積層造形装置、301…合金積層造形体、302…ステージ、303…ベースプレート、304…パウダー供給用コンテナ、305…合金粉末、306…リコータ、307…粉末床（層状粉末）、308…レーザー発信器、309…レーザー、310…ガルバノメーターミラー、311…未溶融粉末回収用コンテナ、312…2Dスライス形状の凝固層
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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