特開 2024-126296 ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2024126296

(43)【公開日】2024-09-20

(54)【発明の名称】ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 14/00 20060101AFI20240912BHJP

   C22C 30/00 20060101ALI20240912BHJP

   C22F 1/18 20060101ALI20240912BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20240912BHJP

【ＦＩ】

C22C14/00 Z

C22C30/00

C22F1/18 H

C22F1/00 601

C22F1/00 630A

C22F1/00 630B

C22F1/00 630K

C22F1/00 631A

C22F1/00 651B

C22F1/00 650A

C22F1/00 682

C22F1/00 691B

C22F1/00 691C

C22F1/00 692A

C22F1/00 692Z

【審査請求】未請求

【請求項の数】4

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2023034586

(22)【出願日】2023-03-07

【国等の委託研究の成果に係る記載事項】（出願人による申告）令和４年度 国立研究開発法人科学技術振興機構 戦略イノベーション創造プログラム（ＳＩＰ第２期）統合型材料開発システムによるマテリアル革命（研究開発課題：高性能ＴｉＡｌ基合金動翼の粉末造形プロセス開発と基盤技術構築）委託研究 産業技術力強化法第１７条の適用を受ける特許出願

(71)【出願人】

【識別番号】514275772

【氏名又は名称】三菱重工航空エンジン株式会社

(71)【出願人】

【識別番号】304021417

【氏名又は名称】国立大学法人東京工業大学

(71)【出願人】

【識別番号】591163960

【氏名又は名称】大阪冶金興業株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100112737

【弁理士】

【氏名又は名称】藤田 考晴

(74)【代理人】

【識別番号】100136168

【弁理士】

【氏名又は名称】川上 美紀

(74)【代理人】

【識別番号】100172524

【弁理士】

【氏名又は名称】長田 大輔

(72)【発明者】

【氏名】蘇武 信太郎

(72)【発明者】

【氏名】新藤 健太郎

(72)【発明者】

【氏名】福島 明

(72)【発明者】

【氏名】竹山 雅夫

(72)【発明者】

【氏名】中島 広豊

(72)【発明者】

【氏名】山形 遼介

(72)【発明者】

【氏名】花見 和樹

(72)【発明者】

【氏名】土井 研児

(72)【発明者】

【氏名】岩佐 康弘

(57)【要約】

【課題】所望の強度，延性および破壊靭性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金およびその製造方法を提供する。
【解決手段】本開示に係るＴｉＡｌ基合金は、原子％で、Ａｌ：４１～４６％、β安定化元素：３～１１％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃ：≦０．６％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｏ：≦１．５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、β安定化元素は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｎおよびＭｏのいずれか、または、それらの組み合わせであり、金属組織がα_２／γラメラ粒と、α_２／γラメラ粒界に析出されたセル状組織とを含み、セル状組織の体積率が、１０体積％以上７０体積％以下であり、セル状組織は、（β／γ）セル状組織または（α_２／γ／β）セル状組織である。
【選択図】図３

【特許請求の範囲】

【請求項1】

原子％で、Ａｌ：４１～４６％、β安定化元素：３～１１％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃ：≦０．６％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｏ：≦１．５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、
前記β安定化元素は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｎおよびＭｏのいずれか、または、それらの組み合わせであり、
金属組織がα_２／γラメラ粒と、α_２／γラメラ粒界に析出されたセル状組織とを含み、
前記セル状組織の体積率が、１０体積％以上７０体積％以下であり、
前記セル状組織は、（β／γ）セル状組織または（α_２／γ／β）セル状組織であるＴｉＡｌ基合金。

【請求項2】

前記金属組織は、３０体積％以下のその他構成相を含み、
前記その他構成相は、旧β粒および／または塊状γ相を含む請求項１に記載のＴｉＡｌ基合金。

【請求項3】

原子％で、Ａｌ：４１～４６％、β安定化元素：３～１１％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃ：≦０．６％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｏ：≦１．５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、前記β安定化元素がＣｒ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｎおよびＭｏのいずれか、または、それらの組み合わせであるＴｉＡｌ基合金を（α＋γ）二相域、α単相域、（β＋α）二相域または（β＋α＋γ）三相域にある第１温度で所定時間保持した後、空冷以上の冷却速度で急冷し、前記急冷した前記ＴｉＡｌ基合金を、（β＋γ）二相域または（β＋α_２＋γ）三相域にある第２温度で所定時間保持して、α_２／γラメラ粒と、α_２／γラメラ粒界に析出されたセル状組織とを含む金属組織を形成し、前記セル状組織は、（β／γ）セル状組織または（α_２／γ／β）セル状組織であり、前記セル状組織の体積率が１０体積％以上７０体積％以下となるように前記第２温度および前記第２温度の保持時間を制御するＴｉＡｌ基合金の製造方法。

【請求項4】

前記金属組織は、その他構成相を含み、
前記その他構成相は、旧β粒および／または塊状γ相を含み、
前記その他構成相の体積率が３０体積％以下となるよう前記第１温度、前記第１温度の保持時間および前記第１温度からの前記冷却速度を制御する請求項３に記載のＴｉＡｌ基合金の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本開示は、ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法に関するものである。

【背景技術】

【0002】

ＴｉＡｌ基合金は、Ｔｉ（チタン）とＡｌ（アルミニウム）と、が結合して構成される合金（金属間化合物）である（特許文献１参照）。ＴｉＡｌ基合金は、軽量かつ高温での強度が高いため、エンジンや航空宇宙機器の高温用構造材などへ適用されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0003】

【特許文献1】欧州特許出願公開第２８５１４４５号明細書

【非特許文献】

【0004】

【非特許文献1】Ｙ－Ｗ．Ｋｉｍ：Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ１９２／１９３（１９９５） ５１９－５３３

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

旧α粒径の微細化または旧α粒界へのγ相または／およびβ相の析出により、ＴｉＡｌ基合金の高強度化および高延性化を達成できることが広く知られている。しかしながら、結晶粒径の微細化または粒界析出相は、破壊靭性を低下させる。例えば、粒界γ相を析出させたＤｕｐｌｅｘ型のＴｉＡｌ基合金では、高強度および高延性を示すが、高破壊靭性を得ることは難しい（非特許文献１参照）。

【0006】

破壊靭性はＴｉＡｌ基合金の実用上重要な特性であるが、強度，延性および破壊靭性を同時に改善するＴｉＡｌ基合金の製造方法は知られていない。所望の強度，延性および破壊靭性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金を得ることは難しく、現状、いずれかの特性を犠牲にした形のＴｉＡｌ基合金を使用せざるを得ないという問題がある。

【0007】

本開示は、このような事情に鑑みてなされたものであって、所望の強度，延性および破壊靭性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金およびその製造方法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】

【0008】

上記課題を解決するために、本開示のＴｉＡｌ基合金およびその製造方法は以下の手段を採用する。

【0009】

本開示は、原子％で、Ａｌ：４１～４６％、β安定化元素：３～１１％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃ：≦０．６％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｏ：≦１．５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、前記β安定化元素は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｎおよびＭｏのいずれか、または、それらの組み合わせであり、金属組織がα_２／γラメラ粒と、α_２／γラメラ粒界に析出されたセル状組織とを含み、前記セル状組織の体積率が、１０体積％以上７０体積％以下であり、前記セル状組織は、（β／γ）セル状組織または（α_２／γ／β）セル状組織であるＴｉＡｌ基合金を提供する。

【0010】

本開示は、原子％で、Ａｌ：４１～４６％、β安定化元素：３～１１％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃ：≦０．６％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｏ：≦１．５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、前記β安定化元素がＣｒ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｎおよびＭｏのいずれか、または、それらの組み合わせであるＴｉＡｌ基合金を（α＋γ）二相域、α単相域、（β＋α）二相域または（β＋α＋γ）三相域にある第１温度で所定時間保持した後、空冷以上の冷却速度で急冷し、前記急冷した前記ＴｉＡｌ基合金を、（β＋γ）二相域または（β＋α_２＋γ）三相域にある第２温度で所定時間保持して、α_２／γラメラ粒と、α_２／γラメラ粒界に析出されたセル状組織とを含む金属組織を形成し、前記セル状組織は、（β／γ）セル状組織または（α_２／γ／β）セル状組織であり、前記セル状組織の体積率が１０体積％以上７０体積％以下となるように前記第２温度および第２温度の保持時間を制御するＴｉＡｌ基合金の製造方法を提供する。

【発明の効果】

【0011】

本開示によれば、所望の強度、延性および破壊靭性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金となる。

【図面の簡単な説明】

【0012】

【図1】Ｃｒを添加したＴｉＡｌ基合金（Ａｌ：４５原子％）の状態図である。

【図2】Ｔｉ－４５Ａｌ－６Ｃｒ［原子％］の組織写真を示す図である。

【図3】第２熱処理時間とセル状組織体積率との関係を示す図である。

【図4】セル状組織体積率と引張強度・破断伸び（室温）との関係を示す図である。

【図5】セル状組織体積率と引張強度・耐力・破断伸び（７５０℃）との関係を示す図である。

【図6】セル状組織の析出と、引張強度・破壊靭性(室温)との関係を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0013】

本実施形態に係るＴｉＡｌ基合金およびその製造方法は、航空エンジンの低圧タービン（ＬＰＴ）動翼および高圧コンプレッサー（ＨＰＣ）動翼、あるいはターボチャージャーのタービンホイールなどに適用されうる。

【0014】

＜ＴｉＡｌ基合金＞
ＴｉＡｌ基合金は、鋳造法、鍛造法および粉末冶金法などで製造された部材であってよい。粉末冶金法は、積層造形（ＡＭ）、金属粉末射出成形（ＭＩＭ）および放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ）であってよい。ＭＩＭにより製造されたＴｉＡｌ基合金は、他の方法に比べて酸素（Ｏ）を多く含む。

【0015】

ＴｉＡｌ基合金は、ＴｉとＡｌとの金属間化合物で構成されている合金である。ＴｉＡｌ基合金は、ＴｉとＡｌを主成分とする。「主成分」とは、多量に含まれる成分である。

【0016】

ＴｉＡｌ基合金は、原子％で、Ａｌ：４１～４６％、β安定化元素：３～１１％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃ：≦０．６％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｏ：≦１．５％、を含み、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる。

【0017】

Ａｌの含有量は、４１原子％以上４６原子％以下、好ましくは４２原子％以上４５原子％以下である。Ａｌの含有量が４１原子％よりも低いと、相対的にＴｉの含有量が高くなり比強度が低下してしまうことに加えて、高温における延性向上に効果的なγ相主体のセル状組織を形成することが難しくなる。Ａｌの含有量が４６原子％よりも高いと、高温における強度向上に効果的なβ相を含むセル状組織を形成することが難しくなる。

【0018】

β安定化元素は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｎおよびＭｏのいずれか、または、それらの組み合わせである。β安定化元素の含有量は、３原子％以上１１原子％以下、好ましく４原子％以上１０原子％である。β安定化元素の含有量が３原子％よりも低いと、高温における強度向上に効果的なβ相を含むセル状組織を形成することが難しくなる。β安定化元素の含有量が１１原子％よりも高いと、高温における延性向上に効果的なγ相主体のセル状組織を形成することが難しくなる。

【0019】

β安定化元素の含有量と比較しＡｌの含有量が狭い範囲となっているのは、Ａｌ含有量の変動の方がＴｉＡｌ基合金における相変態に大きく影響するためである。

【0020】

Ｎｉの含有量は、１．０原子％以下である。Ｎｉは、粉末冶金法、特にＭＩＭまたはＳＰＳのような焼結工程を含む場合、焼結を促進する焼結助剤として使用され、ＴｉＡｌ基合金焼結体の焼結密度を向上できる。また、Ｎｉはβ安定化元素としても作用するが、上記範囲の含有量のＮｉは、ＴｉＡｌ基合金における相変態にはＡｌの含有量ほど大きくは影響しない。

【0021】

Ｏの含有量は、１．５原子％以下である。ＴｉＡｌ基合金に含まれるＯは、主にＴｉＡｌ基合金の原材料や製造条件に由来する。Ｏの含有量が高すぎると、延性が低下する。

【0022】

Ｃの含有量は、０．６原子％以下である。Ｃは、ＴｉＡｌ基合金のクリープ特性を向上できる。上記範囲の含有量のＣは、ＴｉＡｌ基合金における相変態にはＡｌの含有量ほど大きくは影響しない。

【0023】

Ｓｉの含有量は、０．５原子％である。Ｓｉは、ＴｉＡｌ基合金のクリープ特性を向上できる。上記範囲の含有量のＳｉは、ＴｉＡｌ基合金における相変態にはＡｌの含有量ほど大きくは影響しない。

【0024】

不可避的不純物は、Ｈ、ＮおよびＦｅなどである。
本実施形態に係るＴｉＡｌ基合金の製造方法では熱処理における適正な第１温度を選定することで結晶粒径の制御が可能なため、結晶粒微細化に効果的なＢの含有は必須としない。

【0025】

上記ＴｉＡｌ基合金の組成を重量換算すると以下の通りである。
Ａｌの含有量は、２４．７重量％以上３３．１重量％以下である。

【0026】

β安定化元素の含有量は、３．８重量％以上２４．７重量％以下である。β安定化元素がＣｒ単独の場合、Ｃｒ含有量は３．９～１５．１重量％である。β安定化元素がＮｂ単独の場合、Ｎｂ含有量は６．８～２４．１重量％である。β安定化元素がＶ単独の場合、Ｖ含有量は３．８～１４．９重量％である。β安定化元素がＭｎ単独の場合、Ｍｎ含有量は４．１～１５．８重量％である。β安定化元素がＭｏ単独の場合、Ｍｏ含有量は７．０～２４．７重量％である。

【0027】

Ｎｉの含有量は、１．５６重量％以下である。Ｃの含有量は、０．１９重量％以下である。Ｓｉの含有量は、０．３７重量％以下である。Ｏの含有量は、０．６４重量％以下である。

【0028】

ＴｉＡｌ基合金の金属組織は、ラメラ組織とセル状組織とを含む。ＴｉＡｌ基合金におけるセル状組織の体積率は、１０体積％以上７０体積％以下である。

【0029】

金属組織の構成は上記に限定されず、ラメラ組織とセル状組織の他、旧β粒および／または塊状γ相などのその他構成相を含んでいてもよく、その他構成相の体積率は３０体積％以下であることが好ましい。

【0030】

セル状組織およびその他構成相の体積率は、ラメラ組織の体積率が０％とならないよう制御される。ＴｉＡｌ基合金の金属組織は、少なくとも数体積％のラメラ組織を含む。ＴｉＡｌ基合金の金属組織は、例えば、セル状組織７０体積％、ラメラ組織３０体積％、その他構成相０体積％で構成されてもよい。ＴｉＡｌ基合金の金属組織は、例えば、セル状組織３０体積％、ラメラ組織４０体積％、その他構成相３０体積％で構成されてもよい。

【0031】

ラメラ組織は、α_２相とγ相とが層状に規則的に積層されたα_２／γラメラ粒である。

【0032】

セル状組織は、β／γセル状組織および／またはα_２／γ／βセル状組織である。
セル状組織は、不連続析出反応によって生じるβ相およびγ相、またはα_２相、β相およびγ相の微細混合組織（セル）の集合体である。１個のセルのセル径は１～２５μｍと非常に微細な組織であり、複数のセルが連続的に集合した状態で存在することが特徴である。セル境界にβ相が点在する形態で存在する場合もある。

【0033】

その他構成相として区別した旧β粒はβ相主体、塊状γ相はγ相主体であるものの、室温までの冷却過程でβ相およびγ相の混合組織となりうるが、セル径１～２５μｍのセルから構成される連続的集合体のような組織形態とはならないことが、上記セル状組織との相違点である。

【0034】

＜製造方法＞
上記ＴｉＡｌ基合金の製造方法について説明する。
本実施形態に係るＴｉＡｌ基合金の製造方法は、鋳造法，鍛造法および粉末冶金法などで製造されたＴｉＡｌ基合金を熱処理する工程を含む。熱処理は２段階で実施する。

【0035】

（第１熱処理）
１段階目の熱処理では、ＴｉＡｌ基合金を加熱して第１温度まで昇温させた後、該第１温度で所定時間保持する。加熱時のＴｉＡｌ基合金の昇温速度は任意である。所定時間保持後、ＴｉＡｌ基合金を急冷し、少なくとも、後述する第２温度以下まで降温させる。

【0036】

第１温度は、ＴｉＡｌ基合金が（α＋γ）二相域、α単相域、（β＋α）二相域、または（β＋α＋γ）三相域に保持される温度である。第１温度を（α＋γ）二相域、（β＋α）二相域、または（β＋α＋γ）三相域の温度にする場合、（α＋γ）二相域、（β＋α）二相域、または（β＋α＋γ）三相域の中でもα単相域に近い温度を選択することが好ましい。「近い」とは、平衡状態図、等温断面図から、てこの原理を用いて算出可能なα相分率が７０％以上となる温度域である。

【0037】

例えば、第１温度は、１１５０℃以上１４５０℃以下、好ましくは１２００℃以上１４００℃以下である。

【0038】

例えば、第１温度の保持時間は、１分以上８時間以下、好ましくは３０分以上４時間以下である。

【0039】

「急冷」とは、空冷以上の冷却速度で降温させることを意味する。急冷時の具体的な冷却速度は、第１温度から１０００℃までの平均冷却速度で、３０℃／分以上８００℃／分以下、好ましくは１００℃／分以上４００℃／分以下である。急冷は、例えば、不活性ガス（Ａｒ、Ｎ_２など）を用いたガスファン冷却で実施できる。熱処理する材料のサイズにより材料内部の冷却速度は変動するが、ガス流量調整により適正な冷却速度に制御することは可能である。

【0040】

（第２熱処理）
２段目の熱処理では、第１熱処理済みのＴｉＡｌ基合金を加熱して第２温度まで昇温させた後、該第２温度で所定時間保持する。加熱時のＴｉＡｌ基合金の昇温速度は任意である。所定時間保持後、ＴｉＡｌ基合金を冷却し、室温まで降温させる。冷却速度は任意である。

【0041】

第２温度は、ＴｉＡｌ基合金が（β＋γ）二相域または（β＋α_２＋γ）三相域に保持される温度である。第２温度を（β＋α_２＋γ）三相域の温度にする場合、（β＋α_２＋γ）三相域の中でも（β＋γ）に近い温度を選択することが好ましい。

【0042】

例えば、第２温度は、８５０℃以上１１５０℃以下、好ましくは９００℃以上１１００℃以下である。

【0043】

第２温度は、第１温度よりも１０℃以上低い温度とする。第２温度は、第１温度とは異なる相状態となる温度領域に存在する温度である。

【0044】

第２温度の保持時間は、セル状組織の体積率が１０体積％以上７０体積％以下となるように制御する。第２温度の保持時間を長くすると、セル状組織の体積率を高くできる。

【0045】

セル状組織の体積率が１０体積％以上７０体積％以下となるように制御することで、所望の強度、延性および破壊靭性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金を得られる。セル状組織の体積率が１０体積％以上７０体積％以下となるような保持時間は、予備試験等により取得できる。

【0046】

例えば、第２温度の保持時間は、１分以上２４０時間以下、好ましくは３０分以上４８時間以下である。

【0047】

第２熱処理は、第１熱処理の後、連続して実施されてもよいが、これに限定されず、時間を空けて第１熱処理とは別個に実施されてもよい。

【0048】

各相の変態温度域はＴｉＡｌ基合金の組成によって異なる。第１温度および第２温度としては、熱処理対象のＴｉＡｌ基合金の組成に応じた状態図に基づいて適した温度が選択される。

【0049】

次に、図を参照して、上記熱処理の作用効果について説明する。
（状態図）
図１に、Ｃｒを添加したＴｉＡｌ基合金（Ａｌ：４５原子％）の状態図を示す。同図において、横軸はＣｒ含有量（原子％）、縦軸は温度（Ｋ）、細線（および白丸）は酸素含有量０．１３原子％（０．１３Ｏ）、太線は酸素含有量０．７５原子％（＋０．７５Ｏ）である。図１において、＋０．７５ＯであるＴｉＡｌ基合金の相は括弧で括って表記する。

【0050】

酸素含有量０．１３原子％（０．１３Ｏ）のＴｉＡｌ基合金は、鋳造法、鍛造法または粉末冶金法のうちＡＭ法で製造された合金を想定したものである。酸素含有量０．７５原子％（＋０．７５Ｏ）のＴｉＡｌ基合金は、粉末冶金法のうちＭＩＭ法で製造された合金を想定したものである。

【0051】

図１に示すように、酸素含有量の増加に伴い、各相の変態温度域はシフトする。

【0052】

図１に示すように、Ｃｒ含有量が増えると、より低い温度でもβ相を含む相構成となり得る。これは、Ｃｒを添加することで、β相が安定化して存在できるようになるからである。Ｃｒに代えて他のβ安定化元素を添加した場合にも、同様の傾向が示される。

【0053】

図１のような状態図を用いることで、熱処理対象のＴｉＡｌ基合金に適した第１温度および第２温度を定めることができる。図１では、酸素含有量およびβ安定化元素含有量に応じて、状態図の適正な範囲から第１温度および第２温度を選択できる。

【0054】

例えば、Ｃｒが５～６原子％添加され、Ｏが０．７５原子％添加されたＴｉＡｌ基合金（Ｔｉ－４５Ａｌ－５～６Ｃｒ－０．７５Ｏ［原子％］）では、第１温度を１５２３Ｋ（約１２５０℃）～１６２３Ｋ（約１３５０℃）から選択すればよい。上記範囲であれば、Ｏが０．７５原子％含有している場合、ＴｉＡｌ基合金を（α＋γ）二相域、α単相域、（β＋α）二相域、または（β＋α＋γ）三相域のいずれかに保持できる。第２温度は、１４２３Ｋ（約１１５０℃）以下の範囲から選択できる。それにより、ＴｉＡｌ基合金を（β＋γ）二相域または（β＋α_２＋γ）三相域に保持できる。

【0055】

第１温度において、ＴｉＡｌ基合金は、（α＋γ）二相域、α単相域、（β＋α）二相域、または（β＋α＋γ）三相域に保持される。第１温度を（α＋γ）二相域、（β＋α）二相域、または（β＋α＋γ）三相域の温度にする場合、（α＋γ）二相域、（β＋α）二相域、または（β＋α＋γ）三相域の中でもα単相域に近い温度を選択することが好ましい。よって、第１温度では、α相がＴｉＡｌ基合金の主な構成相となる。α相は冷却されるとα_２相とγ相が層状に積層されたα_２／γラメラ組織に変態する、または急冷時の冷却速度が速い場合、フェザリー組織に変態するが、第２熱処理において第２温度で保持されることで最終的にα_２／γラメラ組織に変態する。

【0056】

第１温度で所定時間保持した後、急冷すると、ＴｉＡｌ基合金中にγ生成能およびβ生成能の高い過飽和固溶体が形成される。

【0057】

第１熱処理後、第１温度よりも低温の第２温度で保持することで、旧α粒界（α_２／γラメラ粒界）からの不連続析出反応により、セル状組織が形成される。

【0058】

（組織写真）
図２に、Ｔｉ－４５Ａｌ－６Ｃｒ［原子％］の組織写真を示す。Ｔｉ－４５Ａｌ－６Ｃｒ［原子％］は、１２５０℃で第１熱処理し、４５０℃／分で急冷した後、１０００℃で第２熱処理したＴｉＡｌ基合金である。酸素含有量は０．８２原子％である。

【0059】

図２のＴｉＡｌ基合金では、ラメラ組織（ｌａｍｅｌｌａｒ）の間（旧α粒界）に微細構造のセル状組織（ｃｅｌｌｕｌａｒ）が析出していることを確認できる。

【0060】

（第２熱処理時間とセル状組織体積率）
Ａｌ含有量の異なるＴｉＡｌ基合金（合金１～３）について、上記実施形態に従って熱処理を実施し、セル状組織の体積率について検討した。
合金１：Ｔｉ－４２．３Ａｌ－４Ｎｂ－３Ｃｒ－０．７６Ｏ［原子％］
合金２：Ｔｉ－４３．０Ａｌ－４Ｎｂ－３Ｃｒ－０．８３Ｏ［原子％］
合金３：Ｔｉ－４３．８Ａｌ－４Ｎｂ－３Ｃｒ－０．７１Ｏ［原子％］

【0061】

第１熱処理は、第１温度１２５０℃、保持時間２時間、冷却速度４５０℃／分で実施した。室温まで冷却した後、別途第２熱処理を施した。第２熱処理は、第２温度１０００℃、保持時間３時間または１６時間、Ａｒガスファン冷却で実施した。セル状組織の体積率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による複数の反射電子像（ＢＥＩ）において、セル状組織の占める面積率を画像分析法により定量化し、複数のＢＥＩから得られた平均面積率が体積率と等価であることから求めた。

【0062】

図３に、第２熱処理時間とセル状組織体積率との関係を示す。同図において、横軸は、第２熱処理の保持時間（Ａｇｉｎｇ
Ｔｉｍｅ，Ｔ_ａｇｅ ［Ｈｒ］）、縦軸はセル状組織体積率（Ｖ_ｃｅｌｌ［％］）である。

【0063】

図３において、■，●，◆は、それぞれ合金１，２，３の実測値（第２熱処理の保持時間３時間、１６時間）である。図３において、実線（Ｌｉｎｅ）は、それぞれ合金１，２，３の実測値を用いてＪｏｈｎｓｏｎ－Ｍｅｈｌ－Ａｖｒａｍｉ式から算出した計算値である。

【0064】

図３によれば、Ａｌの含有量に応じてセル状組織の体積率は変化した。Ａｌの含有量が低いほど、セル状組織の体積率は高くなった。

【0065】

図３によれば、第２温度の保持時間を長くするほど、セル状組織の析出反応が進展し、セル状組織の体積率が高くなった。

【0066】

以上の結果から、ＴｉＡｌ基合金の組成、第２温度の保持時間（第２熱処理時間）によってセル状組織の体積率を制御できることが示唆された。また、セル状組織の成長速度は拡散係数に依存し、拡散係数は温度に依存することから、第２温度を高くするとセル状組織の析出反応が進展しやすいことは自明であり、第２熱処理の第２温度によってセル状組織の体積率を制御できることも明らかである。

【0067】

（セル状組織の析出がＴｉＡｌ基合金の機械的特性に与える影響）
熱処理後の合金１～３について、引張試験、シェブロンノッチ３点曲げ試験を実施し、引張強度、破断伸び、０．２％耐力（以降、耐力）および破壊靭性を測定した。試験は室温または７５０℃加熱下で実施した。引張試験における歪み速度は、室温では８．３×１０^－５［ｓ^－１］、７５０℃加熱下では８．３×１０^－４［ｓ^－１］、３点曲げ試験における試験速度は、８．３×１０^－５［ｍｍ・ｓ^－１］とした。

【0068】

図４に、セル状組織の体積率と引張強度・破断伸び（室温）との関係を示す。同図において、横軸はセル状組織の体積率（Ｖ_ｃｅｌｌ［％］）、左縦軸は室温における引張強度（ＵＴＳ_Ｒ．Ｔ．［ＭＰａ］）、右縦軸は室温における破断伸び（ＥＬ_Ｒ．Ｔ．［ＭＰａ］）、ＳＯＬＩＤ（実線）は引張強度、ＳＯＬＩＤ（破線）は破断伸びである。■，●，◆は、それぞれ合金１，２，３の実測値である。

【0069】

図４によれば、セル状組織が形成されることで、引張強度が向上した。一方、セル状組織の形成は、破断伸びには影響しなかった。

【0070】

図５に、セル状組織の体積率と引張強度・耐力・破断伸び（７５０℃）との関係を示す。同図において、横軸はセル状組織の体積率（Ｖ_ｃｅｌｌ［％］）、左縦軸は７５０℃における引張強度（ＵＴＳ_Ｈ．Ｔ．［ＭＰａ］）および耐力（ＹＳ_Ｈ．Ｔ．［ＭＰａ］）、右縦軸は７５０℃における破断伸び（ＥＬ_Ｈ．Ｔ．［ＭＰａ］）、実線は引張強度、破線は破断伸び、線なし（□，〇，◇）は耐力である。■，●，◆（□，〇，◇）は、それぞれ合金１，２，３の実測値である。

【0071】

図５によれば、室温での試験と同様に、セル状組織が形成されることで、（高温）引張強度が向上した。また、７５０℃の高温では、セル状組織の形成により、耐力および破断伸びも向上した。

【0072】

図５によれば、セル状組織の体積率が１０％以上であれば、７５０℃の高温では、耐力および破断伸びの明瞭な向上効果が発現する。セル状組織の体積率が７０％以下であれば、７５０℃での引張強度の極大値を含むことが可能である。

【0073】

図６に、セル状組織の析出と、引張強度・破壊靭性(室温)との関係を示す。同図において、横軸は室温における破壊靭性［ＭＰａ√ｍ］、縦軸は室温における引張強度［ＭＰａ］である。図６には、合金１～３、および従来法（結晶粒径の微細化または粒界析出相による強化）で製造した様々なＴｉＡｌ基合金の結果も記載する。

【0074】

図６によれば、セル状組織が析出されていないＴｉＡｌ基合金では、引張強度と破壊靭性とはトレードオフの関係にあることが確認された（右下から左上に向かう矢印参照）。引張強度が高ければ、破壊靭性は低くなる。一方、セル状組織が析出しているＴｉＡｌ基合金（合金１～３）では、引張強度および破壊靭性が同時に向上することが確認された（図中央、左下から右上に向かう矢印参照）。

【0075】

〈付記〉
以上説明した実施形態に記載のＴｉＡｌ基合金およびその製造方法は、例えば以下のように把握される。

【0076】

本開示の第１態様に係るＴｉＡｌ基合金は、原子％で、Ａｌ：４１～４６％、β安定化元素：３～１１％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃ：≦０．６％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｏ：≦１．５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、前記β安定化元素は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｎおよびＭｏのいずれか、または、それらの組み合わせであり、金属組織がα_２／γラメラ粒と、α_２／γラメラ粒界に析出されたセル状組織とを含み、前記セル状組織の体積率が、１０体積％以上７０体積％以下であり、前記セル状組織は、（β／γ）セル状組織または（α_２／γ／β）セル状組織である。

【0077】

上記第１態様において、前記金属組織は、３０体積％以下のその他構成相を含み、前記その他構成相は、旧β粒および／または塊状γ相を含んでもよい。

【0078】

本開示の第２態様に係るＴｉＡｌ基合金の製造方法は、原子％で、Ａｌ：４１～４６％、β安定化元素：３～１１％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃ：≦０．６％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｏ：≦１．５％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、前記β安定化元素がＣｒ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｎおよびＭｏのいずれか、または、それらの組み合わせであるＴｉＡｌ基合金を（α＋γ）二相域、α単相域、（β＋α）二相域または（β＋α＋γ）三相域にある第１温度で所定時間保持した後、空冷以上の冷却速度で急冷し、前記急冷した前記ＴｉＡｌ基合金を、（β＋γ）二相域または（β＋α_２＋γ）三相域にある第２温度で所定時間保持して、α_２／γラメラ粒と、α_２／γラメラ粒界に析出されたセル状組織とを含む金属組織を形成し、前記セル状組織は、（β／γ）セル状組織または（α_２／γ／β）セル状組織であり、前記セル状組織の体積率が１０体積％以上７０体積％以下となるように前記第２温度および第２温度の保持時間を制御する。

【0079】

上記第２態様において、前記金属組織は、その他構成相を含み、前記その他構成相は、旧β粒および／または塊状γ相を含み、前記その他構成相の体積率が３０体積％以下となるよう前記第１温度、前記第１温度の保持時間および前記第１温度からの前記冷却速度を制御してもよい。

【0080】

セル状組織は、強化相であるβ相を含む微細組織である。このようなセル状組織の析出により、ＴｉＡｌ基合金の耐力および引張強度は向上する。

【0081】

セル状組織は、高温延性相であるγ相を主体とした構造である。このようなセル状組織の析出により、ＴｉＡｌ基合金の破断伸びが向上する。

【0082】

セル状組織は、旧α粒界から不連続析出反応により旧α粒径（α_２／γラメラ粒径）を維持したまま析出された組織である。旧α粒径を維持したままとすることで破壊靭性を確保でき、セル状組織の析出により、ＴｉＡｌ基合金の耐力、引張強度および破断伸びが向上する。

【0083】

ＴｉＡｌ基合金において微量成分であるＯの含有量が高いと、延性が低下する。そのため、一般的にはＯの含有量は低く抑えることが好まれるが、Ｏの含有量を低くしようとすると製造コストが増加する。本開示の第２態様では、熱処理を２段階で実施することで、セル状組織の体積率を制御できるため、上記範囲のＯの含有量であれば所望の延性を有する合金を得られる。

【0084】

本開示の上記態様によれば、所望の強度、延性および破壊靭性を兼ね備えたＴｉＡｌ基合金を得られる。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】