(57)【要約】【課題】  Ｃを０．１％以上に添加することにより、高温強度を向上させた耐熱Ｔｉ合金を提供する。【解決手段】  本発明の耐熱Ｔｉ合金は、下記式で示すＭｏ当量（[Ｍｏ]eq）が−４以下、好ましくは−６以下あるいは７６０℃におけるα相の面積率が８０％以上、好ましくは９０％以上であって、Ｃ含有量が０．１〜０．２５mass％であり、α相の固溶限を越えるＣはＴｉＣとして組織中に微細分散したものである。[Ｍｏ]eq＝１．０[Ｍｏ]＋０．６７[Ｖ]＋０．４４[Ｗ]＋０．２８[Ｎｂ]        ＋０．２２[Ｔａ]＋２．９[Ｆｅ]＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］        ＋１．４［Ｃｏ］＋０．７７［Ｃｕ］−１．０［Ａｌ］但し、［Ｘ］は元素Ｘの含有量mass％を示す。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
α相あるいはα＋β相からなるＴｉ合金であって、下記式で示すＭｏ当量（[Ｍｏ]eq）が−４以下であって、Ｃ含有量が０．１〜０．２５mass％であり、α相の固溶限を越えるＣはＴｉＣとして組織中に微細分散した高温強度に優れた耐熱Ｔｉ合金。
[Ｍｏ]eq＝１．０[Ｍｏ]＋０．６７[Ｖ]＋０．４４[Ｗ]＋０．２８[Ｎｂ]
＋０．２２[Ｔａ]＋２．９[Ｆｅ]＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］
＋１．４［Ｃｏ］＋０．７７［Ｃｕ］−１．０［Ａｌ］
但し、［Ｘ］は元素Ｘの含有量mass％を示す。
【請求項２】
Ｍｏ当量が−６以下である請求項１に記載した耐熱Ｔｉ合金。
【請求項３】
α相あるいはα＋β相からなるＴｉ合金であって、Ｃ含有量が０．１〜０．２５mass％であり、α相の固溶限を越えるＣはＴｉＣとして組織中に微細分散し、７６０℃におけるα相の面積率が８０％以上である高温強度に優れた耐熱Ｔｉ合金。
【請求項４】
７６０℃におけるα相の面積率が９０％以上である請求項３に記載した耐熱Ｔｉ合金。
【請求項５】
mass％で、Ａｌ：６．５〜９．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．６〜１．４％、Ｃ：０．１〜０．２５％、残部Ｔｉおよび不純物からなる請求項１〜４のいずれか１項に記載した耐熱Ｔｉ合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温強度に優れたα型Ｔｉ合金、α＋β型Ｔｉ合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
耐熱Ｔｉ合金としては、Ｔｉにα安定化元素を添加して固溶強化させることが有効である。α安定化元素としてはＡｌ、Ｏ、Ｃが知られており、特にＴｉに大きな固溶度を有し、固溶強化能が大きいＡｌが主として用いられる。
【０００３】
このような高温強度の良好な耐熱Ｔｉ合金としては、例えばＴｉ−５Ａｌ−２．５Ｓｎ合金（数値はmassを示す。以下同様）、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ合金、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ合金、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｎｂ−１Ｔａ−０．８Ｍｏ合金、Ｔｉ−６Ａｌ−２．７５Ｓｎ−４Ｚｒ−０．４Ｍｏ−０．４５Ｓｉ合金、Ｔｉ−５Ａｌ−３．５Ｓｎ−３Ｚｒ−１Ｎｂ−０．３Ｓｉ合金（ＩＭＩ８２９）、Ｔｉ−５．８Ａｌ−４Ｓｎ−３．５Ｚｒ−０．７Ｎｂ−０．５Ｍｏ−０．３５Ｓｉ合金（ＩＭＩ８３４）などが実用化されている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
近年、ますます高温強度に対する要求が高まっており、高温強度の向上のために、Ａｌと複合してＣを添加することが試みられている。
しかし、Ｃを多量に添加すると粗大なＴｉＣが析出し、疲労強度を著しく低下させる。このため、従来、その添加量は０．１mass％（以下、単に「％」と表示する。）未満に抑えられているのが実状である。
【０００５】
なお、Ｃを０．２％と多量に添加したＴｉ合金として、Ｔｉ−４．５Ａｌ−４Ｃｒ−０．５Ｆｅ−０．２Ｃ合金が知られているが、この合金は室温で高強度を発現するものの、高温（例えば、７６０℃程度）では高強度を発現しない。
【０００６】
本発明はかかる問題点に鑑みなされたもので、Ｃを０．１％以上に添加することにより、高温強度を向上させた耐熱Ｔｉ合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者は、前記Ｔｉ−４．５Ａｌ−４Ｃｒ−０．５Ｆｅ−０．２Ｃ合金がＣを０．２％含有するにも拘わらず、高温強度が劣る点について鋭意研究したところ、このＴｉ合金のＭｏ当量（添加元素量を代表的β安定化元素であるＭｏの量に換算したもの。Ｍｏ当量の算出法は後述する。）は３．３５（％）と大きく、いわゆるβリッチのＴｉ合金であり、７６０℃程度の高温下ではＣによって強化すべきα相の量が少ないため、Ｃ添加が高温強度の向上に寄与しないことを知見した。また、Ｃを多量に添加することによって生成するＴｉＣも、高温で十分な量のα相があれば、適宜の加工熱処理を施すことによってα相に固溶させることができ、その後の冷却によりα相の固溶限を越えるＣはＴｉＣとなって組織中に微細分散する。微細分散したＴｉＣは引張強度や疲労強度などの機械的性質に悪影響を及ぼさず、また高温においてＣがα相に再固溶されることを知見した。本発明はかかる知見に基づいてなされたものである。
【０００８】
すなわち、本発明の耐熱Ｔｉ合金は、下記式で示すＭｏ当量（[Ｍｏ]eq）が−４以下、好ましくは−６以下であって、Ｃ含有量が０．１〜０．２５mass％であり、α相の固溶限を越えるＣはＴｉＣとして組織中に微細分散したものである。
[Ｍｏ]eq＝１．０[Ｍｏ]＋０．６７[Ｖ]＋０．４４[Ｗ]＋０．２８[Ｎｂ]
＋０．２２[Ｔａ]＋２．９[Ｆｅ]＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］
＋１．４［Ｃｏ］＋０．７７［Ｃｕ］−１．０［Ａｌ］
但し、［Ｘ］は元素Ｘの含有量mass％を示す。
【０００９】
前記耐熱Ｔｉ合金におけるＭｏ当量の規定は、高温におけるα相の量に着目すると、７６０℃におけるα相の量が面積率で８０％以上、好ましくは９０％以上に対応する。
【００１０】
この耐熱Ｔｉ合金によると、β安定化元素がＭｏ当量で−４以下（好ましくは−６以下）に規制されているので、高温、例えば７６０℃におけるα相の量が８０面積％以上（好ましくは９０％以上）となり、また室温においてα相の固溶限を越えるＣはＴｉＣの形で組織中に微細分散しているので、０．１〜０．２５％と多量に添加したＣは、高温においてα相に固溶され、α相を有効に固溶強化することができ、優れた高温強度を得ることができる。
【００１１】
前記耐熱Ｔｉ合金の成分は、前記Ｍｏ当量あるいは７６０℃でのα相量の条件を満足する範囲で適宜選択することができるが、代表的合金として、mass％で、Ａｌ：６．５〜９．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．６〜１．４％、Ｃ：０．１〜０．２５％、残部Ｔｉおよび不純物からなるＴｉ合金を挙げることができる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の耐熱Ｔｉ合金によれば、β安定化元素がＭｏ当量で−４以下に規制され、このため７６０℃での高温下でのα相量が８０面積％以上となり、また室温でα相の固溶限を越えるＣはＴｉＣの形で組織中に微細分散しているので、０．１〜０．２５％と多量に添加したＣは、高温において多量に生成したα相に有効に固溶されるため、優れた高温強度を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
実施形態にかかる耐熱Ｔｉ合金について説明する。
このＴｉ合金は必須成分としてＡｌおよびＣが添加されるが、他の成分については下記式で算出されるＭｏ当量が−４以下の範囲内で任意の元素を添加することができる。なお、下記式は当業者にとって周知であり、例えば特許第３３６５１９０号に開示されている。
[Ｍｏ]eq＝１．０[Ｍｏ]＋０．６７[Ｖ]＋０．４４[Ｗ]＋０．２８[Ｎｂ]
＋０．２２[Ｔａ]＋２．９[Ｆｅ]＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］
＋１．４［Ｃｏ］＋０．７７［Ｃｕ］−１．０［Ａｌ］
但し、［Ｘ］は元素Ｘの含有量mass％を示す。
【００１４】
Ａｌはα相での固溶度が大きく、固溶強化能も高いため、必須元素として添加される。本発明ではＭｏ当量を−４以下にするため、少なくとも４％以上は必要である。一方、過度に添加するとＴｉ−Ａｌ系の金属間化合物が生成し、材質が脆化する。β安定化元素や中性元素によってＴｉ−Ａｌ化合物の生成をある程度抑制することができるが、概ね１０％以下に止めることが好ましい。
【００１５】
ＣもＡｌと同様、α相に固溶して、α相を固溶強化する作用を有し、室温強度のみならず高温強度を上昇させ、変態点（α相が消失する温度）を上昇させる。０．１％未満では高温強度、変態点の上昇作用が少なく、一方２．５％を越えると７６０℃の高温において８０面積％以上の多量のα相を確保しても、加工熱処理により再固溶されない粗大ＴｉＣが残存するようになり、機械的性質が劣化する。このため、本発明ではＣ量の下限を０．１０％、好ましくは０．１２％とし、その上限を０．２５％、好ましくは０．２０％とする。
【００１６】
Ａｌ、Ｃの他のα安定化元素、β安定化元素あるいは中性元素は、Ｍｏ当量が−４以下となるように適宜添加することができる。Ｍｏ当量が−４より大きくなると、７６０℃においてもβ相の量が優勢になり、α量が８０面積％未満となり、α相が不足するようになる。Ｍｏ当量は−５以下とすることが好ましく、−６以下とすることがさらに好ましい。Ｍｏ当量を−６以下とすることによって、７６０℃におけるα相は９０％以上となり、高温強度がより向上するようになる。
【００１７】
実施形態にかかるＴｉ合金の代表例として、mass％で、Ａｌ：６．５〜９．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．６〜１．４％、Ｃ：０．１〜０．２５％を必須合金成分とし、残部Ｔｉおよび不純物からなるＴｉ合金を挙げることができる。このＣ添加Ｔｉ合金のＣ添加前のベース合金はＴｉ−Ａｌ−Ｍｏ−Ｖ合金であり、Ｃ以外の添加元素の成分限定理由は以下のとおりである。
【００１８】
Ａｌはα安定化元素であり、α相を固溶強化し、高温強度を向上させると共に変態点を上昇させる。６．５％未満ではかかる作用が過小であり、一方９．０％を超えるＴｉ3Ａｌ が生成し、靭性が低下する。このため、Ａｌ量の下限を６．５％、好ましくは７．０％とし、その上限を９．０％、好ましくは８．５％とする。
【００１９】
Ｍｏはβ安定化元素であり、β相を若干強化し、α＋βの２相組織にするために添加する。０．５％未満ではかかる作用が過小であり、一方１．５％を超えるとβ相が強化され高温強度が低下するようになる。このためＭｏの下限を０．５％とし、その上限を１．５％とする。
【００２０】
Ｖもβ安定化元素であり、β相を若干強化し、２相組織にするために添加される。０．６％未満ではかかる作用が過小であり、一方１．４％を超えるとβ相が強化され高温強度が低下するようになる。このためＶの下限を０．６％とし、その上限を１．４％とする。
【００２１】
本発明のＴｉ合金は、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｏ−Ｖ−Ｃ合金に限らず、Ｍｏ当量が−４以下であれば、他のβ安定化元素、α安定化元素等を含んでもよいことは先に説明したとおりである。Ｃ添加前のＴｉ合金（ベース合金）としては、例えばＴｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ、Ｔｉ−５Ａｌ−３．５Ｓｎ−３Ｚｒ−１Ｎｂ−０．３Ｓｉ、Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｓｎ、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−５．８Ａｌ−４Ｓｎ−３．５Ｚｒ−０．７Ｎｂ−０．５Ｍｏ−０．３５Ｓｉ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｎｂ−１Ｔａ−０．８Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−２．７５Ｓｎ−４Ｚｒ−０．４Ｍｏ−０．４５Ｓｉなどを例示することができる。なお、これらのベース合金を用いて、Ｃ量が０．１〜０．２５％となるようにＣを添加した後のＴｉ合金のＭｏ当量は、正確には（ベース合金のＭｏ当量）×（１００−添加Ｃ％）／１００であるが、Ｃ量は多くても０．２５％であるので、ベース合金のＭｏ当量と実質的に同一と考えて差し支えない。
【００２２】
次に、実施形態にかかるＴｉ合金の製造例について説明する。
まず、所定成分を有するＴｉ合金を溶解し、鋳造して得られた鋳塊を１０００〜１２００℃に加熱した後、７０〜８０％の圧下率で圧延、鍛造などの熱間粗加工を行う。次いで、加工熱処理として（包析温度−１５０）℃から（包析温度−５０）℃程度の温度範囲（成分系によって異なるが概ね８５０〜１０９０℃程度）で６０〜８０％程度の圧下率で圧延、鍛造などの熱間加工を施す。これによって、鋳造時に生成した粗大なＴｉＣをα相に再固溶させることができる。一旦、α相に再固溶されたＣは、その後の冷却によっても粗大なＴｉＣとなって析出せず、組織中に微細に分散して析出する。高温で使用する場合、微細分散したＴｉＣは分解して、そのＣがα相に固溶される。
【００２３】
熱間加工後、一般的には、応力除去、加工組織の回復、再結晶を目的として焼鈍が施される。この焼鈍により、組織や寸法の安定化、機械的性質の向上などが図られる。焼鈍は、典型的には、例えば６００〜８００℃で１ｈｒ〜１０ｈｒ程度保持される。また、ベース合金の種類によっては、熱間加工後に９００〜１２００℃で５min 〜１２０min 保持する溶体化処理が施され、急冷後、時効処理あるいは前記焼鈍が施される。
【００２４】
以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【実施例１】
【００２５】
表１に示す化学成分を有するベース合金にＣ添加量（Ｃ添加後のＴｉ合金のＣ量）が０．１２％、０．２０％となるようにＣを添加した溶解原料をアーク溶解し、その溶湯を鋳造して直径５０mm×厚さ１５mmの鋳塊を得た。この鋳塊を１２００℃に加熱し、厚さ１０mmまで粗圧延を行い、その後、８５０℃に加熱して４mmまで熱間圧延を施した。なお、Ｃ添加Ｔｉ合金試料の包析温度は１０００〜１１４０℃程度である。
【００２６】
得られた圧延板（板厚４mm）から長さ１０mm×幅１０mmの試験片を採取し、７６０℃でのα相量を測定するため、７６０℃にて２ｈｒ加熱保持後、水冷した。この試験片を用いて、光学顕微鏡による組織観察を行い、撮影した組織写真を用いて０．２mm×０．５mmの視野内のα量（面積％）を画像ソフトを用いて求めた。その結果を表２に示す。また、表２にはベース合金のＭｏ当量も併記した。
【００２７】
さらに、得られた圧延材を１２００℃×５min 保持後空冷する溶体化処理を行った後、引き続いて７６０℃×２ｈ保持後空冷する焼鈍を行った。焼鈍後の圧延板から圧延方向に引張試験片を採取し、７６０℃で高温引張試験を行い引張強さ（ＴＳ）を測定した。同様に、ベース合金についても引張強さ（ＴＳ）を測定した。これらの引張強さから差を取って、Ｃ添加による引張強さの上昇量を求めた。その結果を表２に併せて示す。
【００２８】
【表１】
2005105335.tif 000002
【００２９】
【表２】
2005105335.tif 000003
【００３０】
表２を基にＭｏ当量、α相の量と引張強さ（ＴＳ）の上昇量との関係を図１および図２に示す。表２および図１、２から、Ｍｏ当量が−４以下では７６０℃でのα相の量は８０％以上となっており、また添加Ｃ量が同量であっても、Ｍｏ当量が−４以下、α相量が８０％以上のＴｉ合金では引張強さの上昇量が著しいことがわかる。
【実施例２】
【００３１】
前記表１のNo. １２およびNo. １のベース合金を用い、表３に示すようにＣ添加量（Ｃ添加後のＴｉ合金のＣ量）を種々変えたＴｉ合金を溶製し、実施例１と同様の工程で板厚４mmのＴｉ合金板を製作した。また、このＴｉ合金板から実施例１と同様にして引張試験片を採取し、７６０℃における引張強さを測定した。得られた結果を表３に併せて示す。
【００３２】
【表３】
2005105335.tif 000004
【００３３】
表３を基にＣ添加量と７６０℃における引張強さ（ＴＳ）との関係を図３に示す。表３および図３より、表１のNo. １のベース合金（Ｍｏ当量＝３．４）を用いたＣ添加Ｔｉ合金では、Ｃを添加してもほとんど高温強度の向上は見られない。一方、表１のNo. １２のベース合金（Ｍｏ当量＝−６．３）を用いたＣ添加Ｔｉ合金では、Ｃの添加量が増すに従って高温強度が上昇しており、０％ＣのNo. ２１と０．２０％ＣのNo. ２４では引張強さが３０ＭＰａ程度上昇したことがわかる。また、Ｃ添加合金のNo. ２２〜２４ではヤング率が１３０ＧＰａ以上であった。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】実施例１におけるＭｏ当量と引張強さ（ＴＳ）の上昇量との関係を示すグラフである。
【図２】実施例１におけるα相の量と引張強さ（ＴＳ）の上昇量との関係を示すグラフである。
【図３】実施例２におけるＣ添加量と７６０℃における引張強さ（ＴＳ）との関係を示す図である。
【図１】
2005105335.tif 000005
【図２】
2005105335.tif 000006
【図３】
2005105335.tif 000007