(57)【要約】  本発明は、鋳鉄及び粉体冶金技術を用いることによって生産される、チタンアルミニウムを基礎とした合金に関するものである。前記合金はTi-z Al-y Nbから成り、ｚは次の処方即ち、４４．５原子％≦z≦４５．５原子％、かつ、ｙは次の処方即ち、５原子％≦y≦１０原子％、任意のB及び／又はCの添加について０．０５原子％〜０．８原子％の含有率を有する。前記合金は、０．１原子％〜３．０原子％の範囲のモリブデン（Mo）を含有することを特徴とする。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶融及び粉体冶金技術を用いることによって製造されたチタンアルミニウムを基礎とした合金にして、Ti-z Al-y Nbの合金組成を有して構成され、４４．５原子％≦z≦４７原子％、特に４４．５原子％≦z≦４５．５原子％、及び、５原子％≦y≦１０原子％を有する合金において、０．１原子％から３原子％までの範囲においてモリブデン（Mo）を含むことを特徴とする合金。
【請求項２】
溶融及び粉体冶金技術を用いることによって製造されたチタンアルミニウムを基礎とした合金にして、Ti-z Al-y Nb-x Bの合金組成を有して構成され、４４．５原子％≦z≦４７原子％、特に４４．５原子％≦z≦４５．５原子％、５原子％≦y≦１０原子％、及び、０．０５原子％≦x≦０．８原子％を有する合金において、０．１原子％から３原子％までの範囲においてモリブデン（Mo）を含むことを特徴とする合金。
【請求項３】
溶融及び粉体冶金技術を用いることによって製造されたチタンアルミニウムを基礎とした合金にして、Ti-z Al-y Nb-w Cの合金組成を有して構成され、４４．５原子％≦z≦４７原子％、特に４４．５原子％≦z≦４５．５原子％、５原子％≦y≦１０原子％、及び、０．０５原子％≦w≦０．８原子％を有する合金において、０．５原子％から３原子％までの範囲においてモリブデン（Mo）を含むことを特徴とする合金。
【請求項４】
溶融及び粉体冶金技術を用いることによって製造されたチタンアルミニウムを基礎とした合金にして、Ti-z Al-y Nb-x B-w Cの合金組成を有して構成され、４４．５原子％≦z≦４７原子％、特に４４．５原子％≦z≦４５．５原子％、５原子％≦y１０原子％、０．０５原子％≦x≦０．８原子％、及び、０．０５原子％≦w≦０．８原子％を有する合金において、０．１原子％から３原子％までの範囲においてモリブデン（Mo）を含むことを特徴とする合金。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか一項に係る合金から製造された構成要素。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶融及び粉体冶金技術を用いることによって、Ti-z Al-y Nbの場合、４４．５原子％≦z≦４７原子％、特に４４．５原子％≦z≦４５．５原子％、５原子％≦y≦１０原子％、かつ、０．０５原子％〜０．８原子％の含有率でおそらくB及び／又はCの添加を有するTi-z Al-y Nbの合金組成を備えた、チタンアルミニウムを基礎として作成される合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタンアルミニウム合金は、これら合金が軽量被削材として、特に高温使用に用いられるのに非常に適しているようにする性質を有している。産業上の活用として、これら合金は、四面体構造を有する金属間相γ-（TiAl）に基づく特別な関心を有し、かつ、γ-（TiAl）の多数相と同時にまた六角形構造を有する金属間相α2（Ti3Al）の少数相も含む。これらγ-チタンアルミニウム合金は、７００℃までにおいて、軽量（３．８５〜４．２ｇ／ｃｍ３）、高弾性率、高い強度及び高い耐クリープ性のように、高い稼動温度における移動部品のための軽量被削材として魅力となる性質により、特徴付けられる。そのような使用の例は、航空機エンジン及び静止ガスタービンにおけるタービン動翼、エンジンバルブ、熱風換気装置である。
【０００３】
【特許文献１】EP1 015 605 B1
【特許文献２】EP1 015 650 B1
【非特許文献１】「Structural Intermetallics 1997」Y-W. Kim、D.M. Dimiduk著、M.V. Nathanal、R. Darolia、C.T. Liu、P.L. Martin、D.B. Miracle、R. Wagner、M. Yamaguchi編、（TMS：ウォーレンデール、ペンシルベニア州）、１９９６年、頁５３１
【０００４】
アルミニウム含量４５原子％〜４９原子％を有する合金の技術的に重要な領域において、溶融物の固化、及び続く冷却の際に、一連の相転移が現れる。固化は、全体的にβ-混晶体心立方構造（高温相）を経て、又は六方晶構造を有するα-混晶及びγ-相が共存する、二つの包晶反応において起こり得る。
【０００５】
更に元素ニオブ（Nb）が強度、耐クリープ性、耐酸素性、及び延性の増加につながることが公知である。γ-相に部分的に不溶性である元素、ホウ素により、鋳造状態及び、続く熱処理によって再成型された後のα-領域内の両方において、細粒がもたらされ得る。低アルミニウム含有率及び高濃度のβ-安定化元素の結果、構造中の増加されたβ-相部分は、この相の目の粗い分散を引き起こし、かつ機械特性を弱めることにつながる。
【０００６】
γ-チタンアルミニウム合金の機械特性は、それらの変形及び破断性質に関して、しかしまた多層構造又は二重構造の好ましい使用による構造的異方性により、著しく異方性である。チタンアルミニウム由来成分からの製造における、構造及び組織の所望の使用を目的として、鋳造方法、様々な粉体状金属冶金、及び再成型工程、並びにこれら製造方法の組み合わせが使用可能である。
【０００７】
非特許文献１によると、様々な開発プログラムのコースにおいて、構造に関する多数の合金元素の影響、様々な製造工程における組成調整、及び個々の特性が調査された。それによって発見された関係は、例えばスチールなどの他の体系化された金属に関する場合と同様に複雑であって、制限された規則によって非常に一般的な形式に要約され得たにすぎない。従って、ある混合部が性質の例外的な組み合わせを有し得る。
【０００８】
チタンアルミニウム合金は特許文献１から公知であり、構造的かつ化学的に均一な構造を有する。この場合、γ（TiAl）及びα2（Ti3Al）の大部分の相は、目の細かい分散状態に分離されている。４５原子％のアルミニウム含有率を有する、開示されたチタンアルミニウム合金は、例外的に良好な機械特性及び高温特性により区別されている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
あらゆるチタンアルミニウム合金の一般的な課題は低い延性である。長い間、予め与えられた高い脆性及び金属間相の性質から発生しているチタンアルミニウム合金の低い破壊耐性（非特許文献１比較）の改良に成功しなかった。多くの上記使用に対し、実際には１％以上の塑性破断伸度で十分である。タービン及びエンジンの製造に対しては、しかしながら大きなバッチ番号に渡る工業生産においてこの延性の最小量が保証されることが必須である。延性は工業生産工程における構造に敏感に依存するので、著しく均一な構造形状を確実に得るのは非常に困難である。高伸張強度合金に対し、例えば最大粒又は単層群体サイズのような最大許容欠陥サイズは非常に小さい、従って、そのような合金に対して非常に高い構造均一性が望まれる。この均一性は、しかしながら、例えばアルミニウム含有率においてプラスマイナス０．５原子％由来の合金混合物の避けられない変動のために達成されるのが難しい。
【００１０】
γ-チタンアルミニウム合金の現在における多くの可能な構造タイプは、薄層と二重と呼ばれる構造のみが高温使用用と考えられている。単層領域からの冷却において、α-混晶が最初に出現し、一方でγ-相の平板が結晶学的に配向し、かつα-混晶から分離する。
【００１１】
これと比較して、薄層群体及びγ-粒から成る二重構造は、材料が第二相領域α＋γ内で加熱された場合に生じる。その次に冷却において、第二相領域に存在しているα-粒は、再度二つの相になった薄層群体へと変化する。結局、γ-チタンアルミニウム合金中に目の粗い構成要素が存在する、というのはα-領域を走り抜ける間に大きなα-粒が形成されるからである。実際にこれは、α-相の大きな幹結晶が溶融物から形成される場合の固化の際に発生する。したがって、処理の際に出来うる限りα-混晶の単層領域が回避されなければならない。しかしながら実施において塑性や処理温度における変動が出現し、かつそれによって加工部品における構造を局所的に変化するために、大きな薄層群体の形成は免れ得ない。
【００１２】
この技術のこの状態から、本発明は、課題として、微細で均一な構造形態を有するチタンアルミニウム合金の製造を可能にすることであり、その目的に応じて、合金組成の変種を合金にし、並びに産業上の実施における生産工程の際に現れる避けられない温度変化をその合金の均質性において殆んど乃至著しい影響が無く、かつ、特に製造工程においていかなる基本的な変更をも必要とせずに製造を可能にすることである。従って、本発明の更なる目的は、均一な合金から成る構成要素を可能にすることである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
この課題は、溶融及び粉体冶金技術の使用を介して、Ti-z Al-y Nbの合金組成の場合、４４．５原子％≦ｚ≦４７原子％、特に４４．５原子％≦ｚ≦４５．５原子％、及び５原子％≦ｙ≦１０原子％であり、更にこの合金はモリブデン（Mo）を０．１原子％〜３．０原子％の範囲において含むように形成されている合金組成を有するチタンアルミニウムを基礎とする合金によって解決される。その合金の残部はTi（チタン）で作られている。
【００１４】
調査によれば、ニオブ部分を有するチタンアルミニウムとモリブデンを合金にすると、通常全温度範囲に渡ってβ-相が安定でないという合金が結果的に生じ、従って、通例の工程において、押し出しのような方法が高温β-相の残部を溶解し、より良い合金の構造形態が得られる。このようにして、前記製造工程に相当する全温度範囲にわたって、木目が粗くなることなくβ-相の体積部分が実現される。本発明に係るこのタイプの合金は、従って、細粒及び非常に均一なβ-相の分散のために、高強度を有する均一構造である。
【００１５】
従って、本発明によって開示される合金は、タービン動翼、又は、エンジンやタービンの構成部品のような高温使用用軽量被削材として適している。本発明の合金は、鋳造冶金、溶融冶金、乃至、粉体金属冶金方法を用いることによって、又は、これらの方法を再成型技術と組み合わせて用いることによって作られる。
【００１６】
中でも、Ti-（４４．５原子％〜４５．５原子％）Al-（５原子％〜１０原子％）Nbの場合、約１．０原子％〜３．０原子％の含有量でモリブデンを添加することは、高い構造均一性を有する良好な微細構造をもたらす。
【００１７】
更に、本発明に係る合金は、Ti-z Al-y Nb-xの場合、４４．５原子％≦ｚ≦４７原子％、特に４４．５原子％≦ｚ≦４５．５原子％、５原子％≦ｙ≦１０原子％、及び、０．０５原子％≦ｘ≦０．８原子％、または、Ti-z Al-y Nb-w Cの場合、４４．５原子％≦ｚ≦４７原子％、特に４４．５原子％≦ｚ≦４５．５原子％、５原子％≦ｙ≦１０原子％、及び０．０５原子％≦ｗ≦０．８原子％の組成を有し、各合金は、０．１原子％〜３原子％の範囲で、特に０．５原子％〜３原子％の範囲でモリブデン（Mo）を含有する。
【００１８】
代替として、合金はTi-z Al-y Nb-x B-w Cの場合、４４．５原子％≦ｚ≦４７原子％、特に４４．５原子％≦ｚ≦４５．５原子％、５原子％≦ｙ≦１０原子％、０．０５原子％≦ｘ≦０．８原子％及び０．０５原子％≦ｗ≦０．８原子％、及び０．１原子％〜３原子％の範囲のモリブデンの添加によって作られる。
【００１９】
与えられた合金及び同様の合金比率により、β-相の細粒分散を有する高強度γ-チタンアルミニウム合金が、広い範囲の処理温度に対して創られる。
【００２０】
本発明の場合、構造安定性と工程セキュリティに対する努力がそれによって、体心立方β-相の含有を得ようとすることによって、単相領域の出現が製造工程内に渡る全温度領域に渡って、かつ使用においても回避されるように成し遂げられる。原則的に、１３５０℃以上の温度においてあらゆる工業用チタンアルミニウム合金に対し、高温相に従ってβ-相が出現する。
【００２１】
文献より、この相は低温において、Mo、W、Nb、Cr、Mn及びVなどの様々な元素によって安定化され得ることが知られている。しかしながら、これら元素が存在する合金の特別な問題は、β-安定化元素がAl含有量に非常に厳密に調整されなければならないことにある。更に、これら元素の添加の場合に、高いβ-相部分かつこの相の粗い分散を引き起こす、好ましくない交換効果が生じる。そのような構造は、機械的性質に対して最も不利である。更に、β-相の性質は合金元素とそれらの組成に依存する。特に構造が、β-相からの脆性ω-相の沈殿が実質的に必ず除去されるように選択されなければならない。この関係から、合金組成は、機械特性に対して最適な組成及びβ-相の分散が広い範囲の処理温度に対して実現され得るようにもたらされる。同時に、最良の可能な強度性質が達成される。
【００２２】
本発明の好ましい形態によると、合金は、同様にホウ素、好ましくは、その合金の領域において０．０５原子％〜０．８原子％の含有量を有するホウ素を含む。ホウ素の添加は、同様に合金の機械的強度及び構造安定性に寄与する、安定な沈殿の形成を有利に導く。
【００２３】
本発明の課題は、更に、本発明の合金から作られた構成要素によって解決される。繰りかえしを避けるために、前記に対して比較が作られる。
【００２４】
以下において本発明は、本発明の一般的な思考の制限無く、添付の概念図を参照しながら代表的な実施形態によって記述される。公表に関しては、本発明の全ての詳細に対して参照がなされるが、文字で説明されるよりも、より厳密ではない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
図１は、Ti-45 Al-8 Nb-0.2 C（原子％）合金から製造された鋳造ブロックにおける構造の二つの写真を示す。その写真並びに、続く図における更なる写真は、走査型電子顕微鏡において後方散乱電子によって撮影された。
【００２６】
構造（図１）は、かつてのγ-薄層から由来するα2-相及びγ-相の薄層群体を示す。かつてのγ-薄層は、明るく撮影されたβ-相又はB2-相の粒の縞模様によって分離されている。次にβ-α-転位に形成されたα-薄層が崩壊し、更に冷却してα2-薄層及びγ-薄層になる。
【００２７】
図２ａ〜２ｃでは、異なる処理工程後に走査型電子顕微鏡において撮影されたTi-45 Al-8 Nb-0.2 C合金構造の更なる写真が示されている。図２ａは、１２３０℃で押し出された後の構造を示す。押し出し方向は水平に走る。その構造は、α2-及びβ-相の粒を示し、その際、体心立方β-相は消えていた。
【００２８】
図２ｂでは、１２３０℃で押し出し及び更なる１１００℃における鍛造工程後の合金の構造を示す。この構造は、α2-及びγ-相、及び、少量のα2/γ-薄層群体の粒を示す。
【００２９】
図２ｃでは、１２３０℃で押し出し及び１３３０℃における、次の加熱処理後の合金の構造を示す。この構造は同様に、α2-及びγ-相の粒を表す。その写真は、α2-及びγ-相の薄層を備えた完全な薄層構造を示す。薄層群体サイズは約２００μｍであり、その際、２００μmよりも明らかに大きい群体も現れている。
【００３０】
図２ａ中に図示された構造と同様に、図２ｂ及び２ｃ中に図示された構造中においても、体心立方相は現れていない。従って、押し出し後にこの温度範囲において加熱処理を施されたβ-相は、熱力学的に安定ではない。
【００３１】
図３ａ及び３ｂでは、本発明に係る合金構造の走査型電子顕微鏡写真を表す。Ti-45 Al-5 Nb合金から始まって、合金試薬モリブデンが２原子％添加された。この出発合金Ti-45 Al-5 Nb-2 Moは、特許文献２において記載の組成に基づいている。
【００３２】
図３ａ及び３ｂは、１２５０℃における押し出し及び１０３０℃における、続く加熱処理（図３ａ）後、並びに１２７０℃において（図３ｂ）観察された本発明のこの合金の構造を示す。
【００３３】
図３ａの構造は、α2-相、γ-相及び明るく写ったβ-相の粒を表し、その際、後者は縞模様に配列されている。図３ｂ中の構造は、α2-及びγ-相の薄層群体、並びに、再度ではあるがγ-相から沈殿した明るく写ったβ-相の粒を示す。
【００３４】
図３ａ及び３ｂの構造は、微細で非常に均一であり、β-相の均一な分散を示す。１０３０℃の加熱処理後、球状の構造が現れ、その際、それは押し出し方向に対して平行である縞模様のβ-相の粒を有し、一方で、１２７０℃で加熱処理された材料は、非常に均一で、均一に分散したβ-粒（図３ｂ）を有する完全な薄層構造を表す。
【００３５】
Ti-45 Al-5 Nb-2 Mo合金の群体サイズは、２０〜３０μｍであり、従って、γ-チタンアルミニウム合金の完全な薄層構造のものよりも少なくとも５倍小さい。更に、β-相において、γ-相が除去されたので、β-粒は非常に細かく分けられた。従って、要するに、非常に細かい、かつ均一な構造が達成された。
【００３６】
試験は、加熱処理が１３２０℃までの全高温領域に対して成された後の、この細かく均一な構造形態を示している。構造は、製造工程に適した全温度範囲にわたって、β-相の十分な体積がもたらされ、かつ粒成長が効果的に抑制されることを明らかに示している。
【００３７】
１０３０℃において加熱処理された材料に対して行われた引張試験に於いて、室温で伸び限界８６７ＭＰａ、引張強度８１６ＭＰａ、及び破断点での塑性伸長１．８％が測定された。
【００３８】
図４は、引張試験におけるTi-45 Al-5 Nb-2 Mo合金の試験から測定された、張力-伸び極性を示す。試験材料は１２５０℃において押し出され、次に１０３０℃において二時間加熱処理を受け、次に炉で冷却された。７００℃及び９００℃において取られた曲線は、合金が多くの高温利用に適していることを示している。少量のモリブデンを合金することにより、合金において非常に均一な微細構造が成され、それによってこの合金が高温被削材として良好に使用され得る。
【００３９】
更に図４において、室温（２５℃）における本発明の材料への引張試験の結果が図示されており、その際、ＭＰａで表される張力σが、％で表される伸びεに対して表されている。それによって、別のやりかたで今までγ-チタンアルミニウム合金に対して観察されることの無かった伸び限界の増加が見られた。このことは、特に細かい、かつ均一な構造の兆候を現している。伸び限界の増加は、塑性流れによる局所的な張力に対して反応し得、延性や損傷耐性に対して非常に有利である。
【００４０】
適切な処理温度範囲内における本発明の合金の均一性は、技術的に回避不可能である、温度や組成の変化に影響されない。
【００４１】
本発明のチタンアルミニウム合金は、冶金鋳造又は粉体金属技術の利用を介して作られる。例えば、本発明の合金は、加熱鍛造、加熱圧縮、及び加熱押し出し及び加熱圧延により処理され得る。
【００４２】
本発明は、これまでのような工業用表面処理に現れる合金組成の変化及び避けられない処理の必要性にもかかわらず、非常に均一な微細構造及び高い強度を備えたチタンアルミニウム合金の製造が可能となったという利点をもたらす。
【００４３】
本発明のチタンアルミニウム合金は、７００℃〜８００℃の範囲までの温度で高い強度、並びに良好な室温延性を成し遂げる。従って、その合金は多数の使用領域に適しており、かつ、例えば高い負荷のかかった要素用に、又は、格別に高い温度用チタンアルミニウム合金として使用可能である。
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】Ti-45 Al-8 Nb-0.2 C（原子％）の合金を有する鋳造ブロックの走査型電子顕微鏡写真である。
【図２ａ】Ti-45 Al-8 Nb-0.2 C（原子％）の合金において、異なる処理工程後、走査型電子顕微鏡によって撮影された構造の写真である。
【図２ｂ】Ti-45 Al-8 Nb-0.2 C（原子％）の合金において、異なる処理工程後、走査型電子顕微鏡によって撮影された構造の写真である。
【図２ｃ】Ti-45 Al-8 Nb-0.2 C（原子％）の合金において、異なる処理工程後、走査型電子顕微鏡によって撮影された構造の写真である。
【図３ａ】Ti-45 Al-5 Nb-2 Mo（原子％）の本発明の合金において、異なる処理工程後の構造の写真である。
【図３ｂ】Ti-45 Al-5 Nb-2 Mo（原子％）の本発明の合金において、異なる処理工程後の構造の写真である。
【図４】Ti-45 Al-5 Nb-2 Mo（原子％）の合金の試験結果の張力-伸び曲線のグラフである。
【図１】
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【図２ａ】
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【図２ｂ】
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【図２ｃ】
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【図３ａ】
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【図３ｂ】
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【図４】
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【国際調査報告】
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2008520826.tif 000011
2008520826.tif 000012
2008520826.tif 000013
2008520826.tif 000014
2008520826.tif 000015