(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ａ１：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０.８０％、Ｃ：０．００１〜０．２００％およびＯ：０．０５〜０.２０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなるＴｉ合金に対し、下記の処理を施すことを特徴とする、耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法：
（１）β変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の温度のβ域での熱処理、（２）β域での熱処理後空冷ないしは空冷以上の速度で７００℃まで冷却し、その後空冷ないしは空冷以下の速度で冷却する急冷・徐冷、
（３）β変態点以下、望ましくはβ変態点−（３０〜１５０）℃の温度で熱間成形し、その際の成形比を３以上とするα＋β域での熱間成形、
（４）β変態点±３０℃での固溶化熱処理、ならびに
（５）５７０〜６５０℃での時効処理。
【請求項２】
重量％で、Ａ１：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０.８０％、Ｃ：０．００１〜０．２００％およびＯ：０．０５〜０.２０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなるＴｉ合金に対し、下記の処理を施すことを特徴とする、耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法：
（１）β変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の温度のβ域での熱処理、
（２）β域での熱処理後水冷処理を行い、続いてひずみ取り焼鈍を行う水冷・焼鈍、
（３）β変態点以下、望ましくはβ変態点−（３０〜１５０）℃の温度で熱間成形し、その際の成形比を３以上とするα＋β域での熱間成形、
（４）β変態点±３０℃での固溶化熱処理、ならびに
（５）５７０〜６５０℃での時効処理。
【請求項３】
処理の対象となるＴｉ合金が、重量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜０.２００％およびＯ：０．０５〜０．２０％に加えて、ＮｂおよびＴａの１種または２種：０．３〜２．０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなる合金組成を有することを特徴とする請求項１または２に記載の処理方法。
【請求項４】
処理の対象となるＴｉ合金が、Ｏ：０．０８〜０．１３％である合金組成を有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の処理方法。
【請求項５】
処理の対象となるＴｉ合金が、その中の不純物Ｆｅ，ＮｉおよびＣｒを、それぞれ０．１０％以下に規制した合金組成を有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の処理方法。
【請求項６】
処理の対象となるＴｉ合金が、Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔａ：５．０％以下である合金組成を有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の処理方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法に関し、たとえば、コンプレッサー用ブレード、ディスク、ケーシング等の航空機用エンジン部品、その他自動車用エンジンバルブ等の軽量性、耐食性および耐熱性を要求される構造部材の素材として好適に利用することができる、耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
軽量性、耐食性および耐熱性を要求される構造部材の素材としては、以前からＴｉ系合金が使用されており、たとえば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ，Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．１Ｓiなどの組成を有するＴｉ合金が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
このようなＴｉ系耐熱合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金についていえば、３００℃程度の耐用温度を有し、また、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．１Ｓｉ合金では、４５０℃程度の耐用温度を有しているが、このようなＴｉ合金においても、耐熱性のいっそうの向上が望まれていた。
【０００４】
【発明の目的】
本発明の目的は、このような技術的課題を解決することを意図してなされたものであって、軽量性、耐食性および耐熱性にすぐれたＴｉ合金について、その耐熱性をさらに向上させることができる処理方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明にかかる、耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法の第一の態様は、重量％で、Ａ１：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０.８０％、Ｃ：０．００１〜０．２００％およびＯ：０．０５〜０.２０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなるＴｉ合金に対し、下記の処理を施すことを特徴とする：
（１）β変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の温度のβ域での熱処理、（２）β域での熱処理後空冷ないしは空冷以上の速度で７００℃まで冷却し、その後空冷ないしは空冷以下の速度で冷却する急冷・徐冷、
（３）β変態点以下、望ましくはβ変態点−（３０〜１５０）℃の温度で熱間成形し、その際の成形比を３以上とするα＋β域での熱間成形、
（４）β変態点±３０℃での固溶化熱処理、ならびに
（５）５７０〜６５０℃での時効処理。
【０００６】
本発明にかかる、耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法の第二の態様は、重量％で、Ａ１：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０.８０％、Ｃ：０．００１〜０．２００％およびＯ：０．０５〜０.２０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなるＴｉ合金に対し、下記の処理を施すことを特徴とする：
（１）β変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の温度のβ域での熱処理、
（２）β域での熱処理後水冷処理を行い、続いてひずみ取り焼鈍を行う水冷・焼鈍、
（３）β変態点以下、望ましくはβ変態点−（３０〜１５０）℃の温度で熱間成形し、その際の成形比を３以上とするα＋β域での熱間成形、
（４）β変態点±３０℃での固溶化熱処理、ならびに
（５）５７０〜６５０℃での時効処理。
【０００７】
本発明で処理の対象とするＴｉ合金は、重量％で、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｓｎ：３．０〜５．０％、Ｚｒ：２．５〜６．０％、Ｍｏ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｃ：０．００１〜０.２００％およびＯ：０．０５〜０．２０％に加えて、ＮｂおよびＴａの１種または２種：０．３〜２．０％を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなる合金組成を有するものであってもよい。
【０００８】
本発明で処理の対象とするＴｉ合金は、上記した２種の基本的な合金組成のいずれにおいて、Ｏ：０．０８〜０．１３％である合金組成を有することが好ましい。
【０００９】
さらに、本発明で処理の対象とするＴｉ合金は、その中の不純物Ｆｅ，ＮｉおよびＣｒを、それぞれ０．１０％以下に規制した合金組成であることが好ましい。
【００１０】
そして、本発明で処理の対象とするＴｉ合金は、Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔａ：５．０％以下である合金組成を有することが好ましい。
【００１１】
【発明の作用】
本発明の耐熱性にすぐれたＴｉ合金の処理方法は、上述した構成を有するものであるが、以下に化学組成の限定理由と、処理条件の限定理由について説明する。
【００１２】
Ａｌ：５．０〜７．０％
Ａｌは主としてα相を強化する元素であり、高温強度を向上させるのに有効な元素であって、このような作用を得るために、その含有量を５．０％以上とした。しかし、多すぎると金属間化合物Ｔｉ３Ａｌが生成し、室温での延性が低下するので７．０％以下とした。
【００１３】
Ｓｎ：３．０〜５．０％
Ｓｎはα相およびβ相の両方を強化するのに有効な元素であって、α相とβ相の両方をバランスよく強化して強度を向上させるのに有用な元素である。このような作用を得るために、その含有量を３．０％以上とした。多すぎると、これも金属間化合物（Ｔｉ３Ａｌ等）の生成を助長して、室温における延性を低下させる傾向があるので、５．０％という上限を設けた。
【００１４】
Ｚｒ：２．５〜６．０％
Ｚｒもまた、α相およびβ相の両方を強化するのに有効な元素であって、α相とβ相の両方をバランスよく強化して強度を向上させるのに有用な元素である。このような効果を得るには、２．５％以上の添加を要する。一方、多量にすぎると金属間化合物（Ｔｉ３Ａｌ等）の生成を助長して室温での延性を低下させる傾向がみられるので、６．０％までの添加に止める。
【００１５】
Ｍｏ：２．０〜４．０％
Ｍｏは主としてβ相を強化するのに有効な元素であり、また、熱処理性を向上させるうえでも有効な元素である。このような作用を得るために、２．０％以上を添加するが、多すぎるとクリープ強度が低下するので、その限度を４．０％とした。
【００１６】
Ｓｉ：０．０５〜０．８０％
Ｓｉは、ケイ化物を形成し、粒界を強化して強度を向上させるのに有効な元素である。この利益を得ることを目的として、少なくとも０．０５％を存在させる。過大になると製造性を害するので、限度を０．８０％とした。
【００１７】
Ｃ：０．００１〜０．２００％
Ｃは炭化物を形成し、粒界を強化して強度を向上させるのに有効であり、さらには、β域直下の等軸α晶の制御を容易にする成分でもあるので、その量を０．００１％以上とした。多量の存在は、製造性にとって有害であるため、０．２００％以下にすべきである。
【００１８】
Ｎｂ＋Ｔａ：０．３〜２．０％
ＮｂおよびＴａは、主としてβ相を強化するのに有効な元素であり（ただし、Ｍｏに比べて、その効果は若干低い）、必要に応じて、これらの１種または２種を、合計で０．３％以上含有させることができる。多量に含有させても、それに見合って効果が高まるわけでなく、むしろ合金の比重を増大させて好ましくないので、合計量にして２．０％までの添加量を選ぶのがよい。
【００１９】
Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｔａ：５．０％以下
Ｍｏは、上述したように、ＮｂおよびＴａとともに主としてβ相を強化し、強度の向上に寄与する。ただし、多量に添加すれば合金の比重が高くなるので、必要な限度内とすべきであって、合計量にして５．０％以下の範囲から、必要に応じて添加量を決定する。
【００２０】
Ｏ：０．０５〜０．２０％
Ｏは、Ｔｉ合金において一般に制御された含有量で存在させる成分であるが、Ａｌと同様の作用を有していて、主としてα相を強化することにより、高温強度の向上に有効とされている。この効果を期待して、通常０．０５％以上、好ましくは０．０８％以上を存在させる。しかし、過大な量を存在させると、延性や靭性を低下させる。そこで、０．２０％以下、好適には０．１３％以下とする。
【００２１】
Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒ：各々０．１０％以下
不純物としてのＦｅ，ＮｉおよびＣｒの含有量を規制することによって、高温クリープ強度を改善することが可能であるとともに、耐熱性のいっそうの向上が可能になる。各々、０．１０％以下に規制することが望ましい。
【００２２】
β域での熱処理
β域、すなわちβ変態点以上、望ましくはβ変態点＋（１０〜８０）℃の温度域での熱処理は、α＋β型のＴｉ合金のビレット等を製造する際に一般的に実施される熱処理であり、本発明においても実施する。
【００２３】
急冷・徐冷または水冷・焼鈍
α＋β型のＴｉ合金のビレットを製造する際、上述のように、β域における熱処理を一般に実施するが、従来は、冷却を水冷によっていた。そのため、熱処理品の残留応力が大になり、場合によっては、水冷処理後に割れを生じることもあった。
【００２４】
そこで、本発明の第１の態様では、β域での熱処理後、空冷ないしは空冷以上の速度で７００℃まで冷却し、その後、空冷ないしは空冷以下の速度で冷却するという、急冷・徐冷システムを行うこととした。
【００２５】
つまり、この第１の処理方法では、粗大な粒界αを形成しやすい７００℃までは急冷し、その後は徐冷とすることによって、残留応力を小さなものにするとともに、冷却後に割れ等の不具合を生じないようにすることを図ったわけである。
【００２６】
他方、本発明の第２の態様では、β域での熱処理後、水冷処理を行い、続いてひずみ取り焼鈍を行うという、水冷・焼鈍のシステムを選択した。
【００２７】
つまり、この第２の処理方法では、水冷した場合に残留応力が大きくなるので、引続きひずみ取り焼鈍を実施することによって、残留応力が小さなものを得るという意図に出たものである。
【００２８】
α＋β域での熱間成形
このα＋β域での熱間成形は、等軸α相を得るために必要不可欠の工程である。この際の成形温度（鍛造等の加工温度）が低すぎると、製造性が低くなって、成形時に割れを生じたりするおそれがあるので、β変態点−１５０℃以上とするとすることが望ましい。
【００２９】
一方、成形温度が高すぎると、成形時の内部発熱で局部的にオーバーヒート組織となるおそれがあるため、β変態点以下、望ましくはβ変態点−３０℃以下とする。
【００３０】
このα＋β域での熱間成形においては、等軸のα相を十分に得ることができるように、その際の成形比を３以上とする。
【００３１】
固溶化熱処理
Ｔｉ合金の引張強度、クリープ強度、疲労強度に関してバランスのよい特性を得ることができるように、β変態点の上下近傍から、望ましくはβ変態点±３０℃の範囲において、固溶化熱処理を実施することが有効である。
【００３２】
この固溶化熱処理によって等軸α量を調整し、クリープ強度を重視するときにはβ域の熱処理を実施し、疲労強度を重視するときにはα＋β域の熱処理を実施するのがよい。
【００３３】
時効処理
固溶化熱処理後には、強度と延性のバランスを適切にするために時効処理を実施するのがよく、この時効処理は、５７０〜６５０℃で行なうのがよい。
【００３４】
以上説明したようなＴｉ合金の化学成分組成とし、そしてまた、このＴｉ合金のビレッティング時等の製造工程において上記した処理を施すことによって、引張強度、クリープ強度、疲労強度に優れたＴｉ合金を得ることができ、高温での強度がいっそう改善されたものとなって耐用温度が上昇することとなり、耐熱性に優れたＴｉ合金を得ることが可能となる。
【００３５】
【実施例】
表１（実施例）および表２（比較例）に示す化学組成をもつＴｉ合金を製造し、それらについて、ビレット製造工程におけるβ域での熱処理、およびその後の急冷・徐冷または水冷・焼鈍を、表３（実施例）および表４（比較例）の「β域焼鈍条件」の欄に示す条件で実施した。
【００３６】
この「β域焼鈍条件」の欄において、“ＡＣ”は空冷,“ＷＣ”は水冷、“ＬＡ”は歪取り焼鈍を施したことを示している。
【００３７】
ついで、上記β域での焼鈍後、同じく表３および表４の「熱間加工条件」の欄に示す条件で、熱間成形を実施した。この「熱間加工条件」の欄において、たとえば“４Ｓ”は、成形比を４としたことを示している。
【００３８】
続いて、表３および表４の「固溶化条件」の欄に示す条件で固溶化熱処理を施したのち、同じく表３および表４の「時効条件」の欄に示す条件で、時効処理を施した。
【００３９】
それぞれのＴｉ合金について、室温および６００℃における０．２％耐力、室温および６００℃における引張伸び、５４０℃におけるクリープ伸び、ならびに４５０℃における疲労特性を調べて、表５（実施例）および表６（比較例）に示す結果を得た。
【００４０】
0003959766.tif 000002
0003959766.tif 000003
【００４１】
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【００４２】
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【００４３】
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【００４４】
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【００４５】
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【００４６】
表１ないし表６のデータは、本発明の方法により処理したＴｉ合金が、強度および延性にすぐれ、高温におけるクリープ強度および疲労強度が良好であり、耐用温度が高いことを示している。
【００４７】
【発明の効果】
本発明の処理方法により得たＴｉ合金は、Ｔｉ合金が本来もつ軽量性および耐食性に加えて、耐熱性もすぐれたものである。