JP2015178671A

JP2015178671A - 自動車用ターボチャージャのタービンホイール及びその製造方法

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Publication number: JP2015178671A
Application number: JP2014252173A
Authority: JP
Inventors: 芳紀鷲見; Yoshinori Washimi; 宏之高林; Hiroyuki Takabayashi
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2014-02-28
Filing date: 2014-12-12
Publication date: 2015-10-08
Anticipated expiration: 2034-12-12
Also published as: JP6634674B2; EP2913418A1; EP2913418B1; US20150247221A1; US9738954B2

Abstract

【課題】安定した高温強度が得られ、耐久寿命の信頼性の高いＮｉ基合金から成る自動車用ターボチャージャのタービンホイールを提供する。
【解決手段】タービンホイールを、質量％でＣ：０．０８〜０．２０％，Ｍｎ：０．２５％以下，Ｓｉ：０．０１〜０．５０％，Ｃｒ：１２．０〜１４．０％，Ｍｏ：３．８０〜５．２０％，Ｎｂ＋Ｔａ：１．８０〜２．８０％，Ｔｉ：０．５０〜１．００％，Ａｌ：５．５０〜６．５０％，Ｂ：０．００５〜０．０１５％，Ｚｒ：０．０５〜０．１５％，Ｆｅ：０．０１〜２．５％，残部Ｎｉ及び不可避的不純物の組成を有するＮｉ基合金にて構成し、翼部の先端から軸部までを含む各部位のγ′相のサイズが０．４〜０．８μｍの範囲内に収まるように組織制御する。
【選択図】なし

Description

この発明は自動車用ターボチャージャのタービンホイール及びその製造方法，特にＮｉ基合金にて構成して成るタービンホイール及びその製造方法に関する。

近年、自動車の燃費向上が強く要望される中で、燃費向上に大きな効果があるターボチャージャが自動車のエンジン、特に自動車用ディーゼルエンジンに広く用いられている。
ターボチャージャは、エンジンからの排気ガスを利用してタービンホイールを回転させ、同軸上に設けられたコンプレッサホイールを駆動してエンジンに高圧空気を供給する。

図３（Ａ）は一般的な自動車用ターボチャージャの構造を示している。
図３（Ａ）に示しているようにターボチャージャ１０は、タービンハウジング１２内部にタービンホイール１４を、またコンプレッサハウジング１６内にコンプレッサホイール１８を有し、それらタービンホイール１４とコンプレッサホイール１８とが、共通のロータシャフト２０で一体回転状態に連結されている。

ターボチャージャ１０では、エンジンからの排ガスをタービンハウジング１２内に流入させて、その排ガスによりタービンホイール１４を回転させ、これによりコンプレッサハウジング１６内のコンプレッサホイール１８を一体に回転させる。
そしてコンプレッサホイール１８の回転により、コンプレッサハウジング１６内に空気を吸入してこれを加圧し、高圧の空気をエンジンへと過給する。

図３（Ｂ）はタービンホイール１４の形状をより詳しく示している。
同図に示しているようにタービンホイール１４は、回転中心の軸部２２と、軸部２２から放射状に延び出した多数の翼部２４とを有しており、全体として複雑な形状をなしている。
またその肉厚も軸部２２と翼部２４とで異なり、回転中心の軸部２２で肉厚が厚く、翼部２４で肉厚が薄い。
更に翼部２４においても肉厚は各部位で異なっており、軸部２２に近い付根部では肉厚が厚く、先端に行くほど肉厚は薄い。
自動車用ターボチャージャのタービンホイール１４の場合、最も肉厚の薄い部分ではその厚みは１ｍｍ以下である。

エンジンからの排気を受けて回転するタービンホイールは、高温下（例えば９５０℃程度の高温下）で高速回転するため（例えば毎分の回転数が数十万回）、高温強度が大であることが求められる。
そのため、従来はタービンホイールの材料として高温強度に優れたＮｉ基合金，特にインコネル７１３Ｃ（インコネル社の商品名）を代表とするＮｉ基鋳造合金が主として用いられてきた。

高温強度に優れたＮｉ基合金の場合、強化相として析出しているγ′相（ガンマプライム相）（金属間化合物のＮｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）の相）が高温まで安定であるため、鍛造によりタービンホイールを製造することが難しく、通常は主としてＮｉ基鋳造合金を用いてタービンホイールを鋳造し、且つ鋳造まま（Ａｓｃａｓｔ状態）で使用している。

タービンホイールは、高温下で高速回転，回転数の急激な変化等の過酷な条件で使用されるために強度的な特性が求められるが、他に、Ｎｉ基鋳造合金を用いて鋳造する場合、鋳込んだときに途中で固まったりせずに製品の隅々まで（鋳型キャビティの隅々まで）溶湯が回って製品形状を綺麗に形成できることや、内部に巣が出来たりしないこと等が先ず重要で、従来にあっては主としてそのための製造条件を追究してきたのが実情であった。

一方高温強度に関しては製品間でばらつきが生じることが問題視されており、その原因を追究すべく主として炭化物とか結晶粒の状態の観察が行われてきたが問題解決には到っておらず、高温強度のばらつきや、差の発生については依然として問題が残ったままであった。

尚、本発明に対する先行技術として、下記特許文献１には「金敷用合金」についての発明が示され、そこにおいて重量％で、Ｃ：０．００８〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．２５％、Ｃｒ：８．０〜２２．０％、Ｍｏ：３．５〜１０．０％、Ｎｂ及びＴａが合計で１．５〜５．０％、Ａｌ：５．０〜６．５０％、Ｔｉ：０．５〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．１５％、Ｂ：０．００５〜０．０１５％で残部Ｎｉからなる組成を有する金敷用合金が開示されているが、この特許文献１には、製品各部位のγ′相のサイズを制御することで高温強度を高める点の記載はなく、本発明とは異なる。

特許文献２には「耐熱弾性機械要素及びその製造方法」についての発明が示され、そこにおいて所定成分のＮｉ基超耐熱合金材料を使用した精密鋳造（ロストワックス鋳型を用いた減圧吸引鋳造法）により板形状の耐熱弾性機械要素を形成する点が開示されている。

特許文献３には「ニッケル基耐熱合金」についての発明が示され、そこにおいてＡｌとＣｒの複合添加により（Ａｌ、Ｃｒ）_２Ｏ_３被膜を表面に形成するようになしたＮｉ基耐熱合金が開示されている。

特許文献４には「耐熱合金」についての発明が示され、そこにおいて溶解原料に含まれるＳｅのクリープ破断強度への悪影響をなくすため、ＲＥＭを０．２０％以下添加することで高温クリープ特性に優れた複雑形状部品の鋳造成形を可能としたＮｉ基耐熱合金が開示されている。
しかしながら、これら特許文献２〜４においても製品各部位のγ′相のサイズを制御することで高温強度を高める点の記載はなく、本発明とは異なっている。

特開平１−２５５６３５号公報特開平６−４１６６４号公報特開平４−３５８０３７号公報特開昭６０−２５８４４４号公報

本発明は以上のような事情を背景とし、安定した高温強度が得られ、耐久寿命の信頼性の高いＮｉ基合金から成る自動車用ターボチャージャのタービンホイール及びその製造方法を提供することを目的としてなされたものである。

而して請求項１はタービンホイールに関するもので、質量％でＣ：０．０８〜０．２０％，Ｍｎ：０．２５％以下，Ｓｉ：０．０１〜０．５０％，Ｃｒ：１２．０〜１４．０％，Ｍｏ：３．８０〜５．２０％，Ｎｂ＋Ｔａ：１．８０〜２．８０％，Ｔｉ：０．５０〜１．００％，Ａｌ：５．５０〜６．５０％，Ｂ：０．００５〜０．０１５％，Ｚｒ：０．０５〜０．１５％，Ｆｅ：０．０１〜２．５％，残部Ｎｉ及び不可避的不純物の組成を有するＮｉ基合金にて構成され、翼部の先端から軸部までを含む各部位のγ′相のサイズが０．４〜０．８μｍの範囲内に収まるように組織制御されて成ることを特徴とする。

請求項２のものは、請求項１において、前記Ｎｉ基合金を用いて鋳造され、且つ鋳造ままの組織で使用されることを特徴とする。

請求項３のものは、請求項１，請求項２の何れかにおいて、ロストワックス法にて製造した多孔質鋳型を用い、前記Ｎｉ基合金の溶湯を該鋳型内に減圧吸引し鋳造して成ることを特徴とする。

請求項４はタービンホイールの製造方法に関するもので、請求項１〜３の何れかに記載のタービンホイールを製造するに際し、鋳型を内部に有する鋳込チャンバの容積と、該鋳込チャンバ内部の該鋳型内に吸引鋳造される溶湯の容積との比率を２〜１０％の範囲内とし、且つ該鋳込チャンバ内の該鋳型の周囲にバックアップサンドを充填して鋳造を行うことを特徴とする。

本発明者らはγ′相を強化相とするＮｉ基合金において、タービンホイールの高温強度に差やばらつきが生じる原因を究明するなかで、製造条件の差が、強度特性に差やばらつきを生ぜしめる大きな原因であることを知得した。
更に詳しく研究するなかで、製造条件の差によってγ′相のサイズが大きく変化すること、そしてそのことによってタービンホイールの強度や耐久特性が大きく変わることを突き止めた。

ここでγ′相のサイズは冷却の速度によって左右されると考えられる。
ところがタービンホイールにあっては、翼部と軸部とで肉厚が異なり、更に翼部においても中心側の付根部から先端にかけて肉厚が薄く変化する形状をなしており、即ち各部位で肉厚が様々に異なっており、これに応じて冷却時の冷却速度も肉厚の違いに応じて各部位で様々となる。
このような特有の事情を有するタービンホイールにおいて、本発明者らはタービンホイール全体でγ′相のサイズをどのようなサイズとすれば良いかの問題に直面した。
本発明者らはこれを新たな課題として更に研究を進める中で、γ′相のサイズは０．４〜０．８μｍの範囲内が適正なサイズであること、更に好ましい条件としては最も細かいγ′相と最も粗大なγ′相のサイズ比が１．５倍以下であることが適正であることを突き止めた。

要するにγ′相は大き過ぎても、また小さ過ぎても強度，耐久特性を低下させてしまう。
γ′相のサイズが粗大過ぎると強度が低下し、使用中の繰返し応力により疲労破壊を引き起してしまう。或いは強度低下が顕著であると、使用時の応力に耐えられずに翼部が塑性変形してしまい、その結果タービンハウジングと接触して破損に到ってしまう。
一方γ′相のサイズが微細過ぎると、強度が高くなるものの靭性，延性に乏しくなるため、応力負荷部にて脆性的な破壊を起し易くなり、使用中に割れが発生し易くなる。

また翼部の先端部と付根部でγ′相のサイズに顕著な差がある場合、回転中の翼部に異物が衝突した場合（ＦＯＤ）等に、強度差のある部分で応力集中により破壊し易くなる。
排ガス中には燃焼によって出来た煤とか、或いはエンジン内で金属が擦れ合ったりすることで発生する金属片とかが含まれ、そういったものが飛んで来てタービンホイールに衝突すると、強度差のある部分で応力集中により破壊し易くなるのである。

ここにおいて本発明はγ′相のサイズを０．４〜０．８μｍとするもので、これによりタービンホイールの高温強度特性を安定化でき、耐久寿命の差やばらつきを抑制して信頼性を高めることができる。更に本発明では、望ましくはγ′相のサイズの最小のものと最大のものとのサイズ比を１．５倍以下とする。

本発明において、γ′相のサイズの制御は次のようにして行うことができる。
前述したように、タービンホイールにおいて冷却中に析出するγ′相は、冷却速度によってサイズが変化し、冷却速度が速いほどサイズが細かくなり、また逆に冷却速度が遅いほどサイズが大きくなる傾向を示す。
またタービンホイールにあっては、厚みが薄く且つ中心から離れた翼先端部では冷却の速度が速く、一方中心に近い翼部の付根付近や軸部においては冷却の速度が遅い。
従ってタービンホイールにあっては、従来の製造条件の下では部位によってγ′相のサイズが異なったものとなる。

通常、鋳造品においてこういったγ′相などの析出相の形態や析出量を制御する方法としては、鋳造後に析出相が再固溶する温度で保持して析出物をマトリックス中に完全に固溶させた後、時効熱処理により狙いの大きさ、量の析出物を得る方法が一般的である。
しかしながら、これらの溶体化及び時効処理はγ′ソルバス温度（固溶化温度）の低い合金においては可能であるが、インコネル７１３Ｃで代表されるＮｉ基鋳造合金では使用時の耐熱温度を高めるためにγ′ソルバス温度が高く設計されており、溶体化処理においてγ′を完全に固溶させようとすると、局部溶融を引き起こしてしまうため上記の熱処理による組織制御が困難である。

そうした中で、鋳造にて得られるタービンホイールのγ′相のサイズを最適に制御するためには、鋳型温度と鋳込温度を最適にすることが先ず必要である。
鋳型温度が低過ぎると、鋳型に溶湯が接触して、最初に凝固する表層や翼部の先端部において冷却速度が速すぎるために、その部位のγ′相サイズが微細になり過ぎる。
一方鋳型温度が高過ぎると、特に凝固の遅い軸部などでγ′相サイズが粗大になり過ぎる。
同様に鋳込温度も低過ぎるとγ′相のサイズが微細になり過ぎ、逆に高過ぎると粗大になり過ぎる。

γ′相のサイズはまた、タービンホイールを鋳造する場合において、その凝固時の冷却速度のみならず、その後の保熱状態の影響も受ける。
例えば鋳型内部を減圧し、溶湯をその減圧により鋳型内部に吸引する減圧吸引鋳造では、一般に鋳込チャンバとしての減圧チャンバの内部に鋳型を配置するとともに、減圧チャンバ内で鋳型周りに砂（バックアップサンド）を充填し、減圧チャンバを減圧して溶湯を鋳型内に吸引鋳造するが、その際溶湯の熱が鋳型から砂へと抜熱して砂に熱が籠り、鋳型内の凝固金属が保熱状態に置かれる場合が生ずる。
特に鋳込質量が大きい場合には減圧チャンバへの抜熱量が大きくなるために、砂（バックアップサンド）の温度上昇が大となり、凝固金属が保熱状態となり易い。
而してγ′の析出する温度域で鋳型と製品が保熱されると、γ′相のサイズは粗大化する傾向となる。

詳しくは、鋳型の入っている減圧チャンバの容積に対して製品の鋳込質量を大きくし過ぎると、鋳型周囲への抜熱速度が遅くなり、同等の鋳型温度，鋳込温度条件下でもγ′相のサイズは大きくなり過ぎる。そのため減圧チャンバの容積に対して鋳込質量を大きくする場合には、鋳型温度や鋳込温度を相対的に下げる必要が生ずる。

而して本発明では、鋳型を内部に有する鋳込チャンバの容積と、鋳込チャンバ内部の鋳型内に吸引鋳造される溶湯の容積との比率を２〜１０％の範囲内とし、且つ鋳込チャンバ内の鋳型の周囲にバックアップサンドを充填して鋳造を行うことができる（請求項４）。
このようにすることで、バックアップサンドによる保熱状態を、γ′相のサイズを０．４〜０．８μｍの範囲内とするのに適したものとすることができる。
尚、上記鋳込チャンバの容積と溶湯の容積との比率について、より好ましい範囲は３〜８％であり、更に好ましくは４〜８％である。

この抜熱の問題は、必ずしも減圧吸引鋳造の場合だけでなく、重力によって鋳型内に溶湯を注入する重力鋳造であっても、鋳型周りに砂（バックアップサンド）を詰めた状態で鋳造を行う場合等に生じる問題で、従ってこの場合にもγ′相のサイズ制御のために鋳込質量を適正化することが必要である。

本発明は、Ｎｉ基鋳造合金を用いてタービンホイールをニアネットシェイプで鋳造し、そして鋳造ままの組織で使用するタービンホイールに適用して特に好適である（請求項２）。

更に、減圧吸引鋳造にて製造されるタービンホイールに適用して好適である（請求項３）。

但し、場合によって鍛造によってタービンホイールを製造する場合においても本発明の適用は可能である。鍛造で製造する場合においても、γ′相のサイズが大きくばらつくことによって高温強度に差が生じたり、ばらついたりする問題が生じ得る。この場合においてγ′相のサイズを適正範囲に揃えるように組織制御することで、特性を向上せしめ得る。

次に本発明におけるＮｉ基合金の各成分の限定理由を以下に述べる。
Ｃ：０．０８〜０．２０％
Ｃは主にＭＣあるいはＭ_２３Ｃ_６炭化物を形成することで粒界強度を向上させる。十分な高温強度を得るには０．０８％以上の添加を必要とする。但し過剰な添加は粗大な共晶炭化物を形成し靭延性の低下を引き起こす為、上限を０．２０％とする。

Ｍｎ：０．２５％以下
Ｍｎは多く添加すると高温腐食性が落ちる為、上限を０．２５％とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは高温酸化条件下において酸化被膜を緻密で安定させる効果がある為、不可避的に入る量０．０１％を超えて意図的に添加しても良い。しかし０．５０％を超える添加は高温強度を低下させるので好ましくない。

Ｃｒ：１２．０〜１４．０％
Ｃｒは、表面にＣｒ_２Ｏ_３からなる緻密な酸化皮膜を形成して耐酸化性，高温耐食性を向上させる。このような特性を発揮させるには１２．０％以上を含有させることが必要である。
しかし過剰に添加するとσ相が析出して延性，靭性が悪化するため、１４．０％を上限とする。

Ｍｏ：３．８０〜５．２０％
Ｍｏは、オーステナイト相に固溶して固溶強化により母相を強化する効果がある。このためには、少なくとも３．８０％以上含有させる必要がある。しかし５．２０％を超えるとσ相が析出しやすくなり、靭延性を低下させるため、５．２０％を上限とする。

Ｎｂ＋Ｔａ：１．８０〜２．８０％
Ｎｂ，Ｔａはγ′相に固溶してγ′相を強化するとともに、ＭＣ型の炭化物を形成し粒界を強化しクリーブ強度を高める。十分な効果を得るには１．８０％以上添加する必要がある。しかし２．８０％を超えて添加すると共晶炭化物の粗大化を招き、クリープ強度がむしろ低下する為、２．８０％を上限とする。

Ｔｉ：０．５０〜１．００％
Ｔｉはγ′相に固溶してこれを強化し、０．５０％以上の添加でクリープ強度を高める効果がある。しかし１．００％を超えて添加すると、共晶炭化物を増加させて延性を低下させるため、１．００％までとする。

Ａｌ：５．５０〜６．５０％
Ａｌは、γ′相（Ｎｉ_３Ａｌ金属間化合物）を形成し、高温強度の向上に大きく寄与する。タービンホイール用途の鋳造合金として十分な高温強度を得るには５．５０％以上の添加を必要とするが、Ａｌの添加量を増加するとクリープ強度が低下する為、６．５０％を上限とする。

Ｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｂは粒界を強化するため、０．００５％以上添加する。しかし、Ｂの過剰な添加はホウ化物を形成して特性を低下させるため、上限を０．０１５％とする。

Ｚｒ：０．０５〜０．１５％
ＺｒもＢと同様に粒界強化によりクリープ強度を向上させる。しかし、過剰な添加は有害相の形成や特性面の低下を引き起こすため、０．０５〜０．１５％を適正範囲とする。

Ｆｅ：０．０１〜２．５％
Ｆｅは合金コストを下げる目的で、低廉な合金原料を使用した際に含まれている。２．５％まではタービンホイールとしての特性に大きな影響を与えないため、含有しても良い。但し、２．５％を超えるとクリープ特性が低下するため、２．５％を上限とする。

以上のような本発明によれば、安定した高温強度が得られ、耐久寿命の信頼性の高いＮｉ基合金から成る自動車用ターボチャージャのタービンホイール及びその製造方法を提供することができる。

本発明のタービンホイールの鋳造に用いられる減圧吸引鋳造設備の図である。実施例７における各部位のγ′相のＳＥＭ写真を比較例４とともに示した図である。自動車用ターボチャージャの構造を示した図である。

次に本発明の実施例を以下に説明する。
Ｃ：０．１％，Ｍｎ：０．０３％，Ｓｉ：０．１％，Ｃｒ：１３．５％，Ｍｏ：５．０％，Ｎｂ＋Ｔａ：２．５％，Ｔｉ：１．００％，Ａｌ：６．０％，Ｂ：０．０１０％，Ｚｒ：０．０８％，Ｆｅ：１．０％，残部Ｎｉ及び不可避的不純物の組成を有するＮｉ基合金を用いて、図１に示す減圧吸引鋳造設備２６により図３（Ｂ）に示すタービンホイール１４を鋳造した。

図１において、２８は炉３０内に収容されたＮｉ基合金の溶湯で、３２は鋳込チャンバとしての減圧チャンバ、３４はその内部に配置された鋳型である。ここで鋳型３４はロストワックス法にて製造した多孔質鋳型である。
３６はその鋳型３４における製品成形用のキャビティ、即ち図３（Ｂ）に示すタービンホイールを成形するためのキャビティで、３８及び４０は、溶湯２８を吸い上げて各キャビティ３６に導く幹通路及び枝通路である。
減圧チャンバ３２内には、鋳型３４周りに砂（バックアップサンド）４４が充填されている。
また減圧チャンバ３２には、内部を真空吸引（減圧吸引）するための吸引口４６が備えられている。

図１に示す例は、大気下減圧吸引鋳造の例で、大気中で溶解された溶湯を収容する炉３０の内部は大気開放されており、その状態で減圧チャンバ３２が下降せしめられて吸上管４２が溶湯２８中に浸漬されるとともに、吸引口４６からの真空吸引で減圧チャンバ３２内が減圧される。
すると、溶湯２８が吸上管４２から幹通路３８，枝通路４０を経てキャビティ３６内に鋳込まれる。
鋳型３４内で、詳しくはキャビティ３６内で溶湯が凝固し、減圧チャンバ３２が上昇せしめられた後に、製品が鋳型３４とともに減圧チャンバ３２から取り出される。

ここでは減圧吸引鋳造に際して、鋳込総質量を１５〜２０ｋｇ，鋳込チャンバとしての減圧チャンバ容積に占める溶湯容積を５〜７％として、鋳型温度，鋳込温度を種々変えて同一形状，同一サイズのタービンホイール１４を鋳造し、翼部２４の付根部２４ａと先端部２４ｃ（図２（Ｂ）参照）とのそれぞれのγ′相のサイズを調べたところ、表１，表２の通りであった。
尚γ′相のサイズの評価は以下の方法に従って行った。

＜γ′相のサイズの評価＞
タービンホイール１４の回転軸に対して垂直な翼部２４の横断面でホイールを切断し、樹脂に埋め込んで観察試料を作製し、観察面を鏡面研磨した。
作製したミクロ観察試料を１％酒石酸−１％硫酸アンモニウム水溶液中で２５ｍＡ／ｃｍ^２の電流で４時間電解エッチングを行ってγ′相を抽出した。
電解後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて３００００倍の倍率でγ′相を撮影した。
撮影した画像を画像処理ソフト（三谷商事（株）社のＷｉｎｒｏｏｆを使用）を用いて立方体状のγ′相の一辺の長さを測定した。
詳しくはそれぞれの部位において、１〜５視野撮影し、各視野ごとに任意の１５個のγ′相の一辺長さを測定し、平均化したものを、同一部位の各視野間で更に平均化し、これをその部位におけるγ′相のサイズとした。

表１及び表２の結果から、鋳型温度，鋳込温度を変えることによってγ′相のサイズが変化すること、翼部の付根部と先端部とで同じ鋳型温度，鋳込温度の下でもγ′相のサイズが異なることが見て取れる。

次に、表３に示す各種組成のＮｉ基合金を用いて、減圧チャンバ容積に占める溶湯容積（減圧チャンバの容積と、減圧チャンバ内部の鋳型内に吸引鋳造される溶湯の容積との比率），鋳込総質量，鋳型温度，鋳込温度を種々変化させてタービンホイール１４を減圧吸引鋳造し、翼部２４における各部位及び軸部２２のγ′相のサイズを、上記と同様の方法で測定するとともに、以下の方法にて耐久試験を実施した。

＜耐久試験＞
試作したタービンホイール１４をハウジングに組み込み、これに燃焼器からの高温の燃焼ガスを吹き付けて回転させた。燃焼ガスの温度は、ガソリンエンジンの用途を想定し約９５０℃とした。試験中に破損が見られたものは、試験後のホイールを回収し破損部の調査を実施した。
結果が表４に示してある。

表４において比較例１〜５は、表３における合金１を用いてタービンホイール１４を鋳造した。
比較例１ではγ′相の最大サイズが０．２９，最小サイズが０．０６で、何れも本発明の下限値よりも小さい。加えてγ′相の最大サイズと最小サイズとの比率が４．５で、望ましいサイズ比の１．５倍以下よりも大であり、結果として耐久試験では翼部２４の薄肉部でクラックが発生し、耐久性が不十分であった。

比較例３，比較例４もまた、γ′相の最大サイズ，最小サイズともに本発明の下限値である０．４よりも小である。このうち比較例４では、γ′相の最大サイズと最小サイズとの比率が２．１で望ましいサイズ比の１．５倍以下よりも大である。結果として比較例３では翼部２４の付根部２４ａで脆性破壊を生じ、また比較例４では翼部２４の薄肉部でクラックが発生し、何れも耐久性が不十分であった。

比較例５では、γ′相の最大サイズが０．７０で本発明の範囲内にあるものの、最小サイズが０．２５で本発明の下限値である０．４よりも小であり、またγ′相の最大サイズと最小サイズとの比率が２．８で望ましいサイズ比１．５倍以下を超えて大であり、耐久試験では薄肉部にクラックが発生し、耐久性不十分であった。

また比較例２では、γ′相の最小サイズは本発明の条件を満たしているものの、最大サイズが０．８８で本発明の上限値の０．８を超えて大であり、結果として付根部２４ａで疲労破壊を起し、耐久性不十分であった。

一方比較例６，７，８は、上記合金１とは異なる組成の合金２，３，４を用いてそれぞれタービンホイール１４を鋳造した。
比較例６，比較例８は、γ′相の最大サイズ，最小サイズともに本発明の下限値である０．４よりも小さく、加えてγ′相の最大サイズと最小サイズとの比率が望ましいサイズ比の１．５倍以下よりも大である。結果としていずれも翼部２４の薄肉部でクラックが発生し、何れも耐久性が不十分であった。

比較例７では、γ′相の最大サイズが０．４０で本発明の範囲内にあるものの、最小サイズが０．２１で本発明の下限値である０．４よりも小であり、またγ′相の最大サイズと最小サイズとの比率が１．９で望ましいサイズ比１．５倍以下を超えて大であり、耐久試験では薄肉部にクラックが発生し、耐久性不十分であった。

これに対してγ′相のサイズが本発明の条件を満たす実施例１〜１９は、合金１〜４の何れを用いたものであっても、耐久試験での破損を生じず、耐久性十分であった。

因みに、実施例７と比較例４とのそれぞれの母材の電解抽出後に残ったγ′相のＳＥＭ画像を図２に示しているが（倍率は３００００倍で一定）、この画像から、実施例のものは比較例に比べてγ′相のサイズがタービンホイール各部において揃っていることが見て取れる。

以上本発明の実施形態を詳述したがこれはあくまで一例示である。
例えば本発明では、減圧吸引鋳造を行うに際して上記例示した大気下減圧吸引鋳造の他、炉内部に連なる空間を真空状態として原料或いはインゴットを溶解して溶湯とし、その後に炉内に連通する空間にＡｒガス等の不活性ガスを供給した状態の下で、減圧チャンバを介して減圧吸引し鋳造する真空下減圧吸引鋳造を行うことも可能であるなど、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。

１４タービンホイール
２２軸部
２４翼部
２８溶湯
３２鋳込チャンバ（減圧チャンバ）
３４鋳型
４４砂（バックアップサンド）

Claims

質量％で
Ｃ：０．０８〜０．２０％
Ｍｎ：０．２５％以下
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｃｒ：１２．０〜１４．０％
Ｍｏ：３．８０〜５．２０％
Ｎｂ＋Ｔａ：１．８０〜２．８０％
Ｔｉ：０．５０〜１．００％
Ａｌ：５．５０〜６．５０％
Ｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｚｒ：０．０５〜０．１５％
Ｆｅ：０．０１〜２．５％
残部Ｎｉ及び不可避的不純物の組成を有するＮｉ基合金にて構成され、翼部の先端から軸部までを含む各部位のγ′相のサイズが０．４〜０．８μｍの範囲内に収まるように組織制御されて成る自動車用ターボチャージャのタービンホイール。
前記Ｎｉ基合金を用いて鋳造され、且つ鋳造ままの組織で使用されることを特徴とする請求項１に記載のタービンホイール。
ロストワックス法にて製造した多孔質鋳型を用い、前記Ｎｉ基合金の溶湯を該鋳型内に減圧吸引し鋳造して成る請求項１，請求項２の何れかに記載のタービンホイール。
請求項１〜３の何れかに記載のタービンホイールを製造するに際し、
鋳型を内部に有する鋳込チャンバの容積と、該鋳込チャンバ内部の該鋳型内に吸引鋳造される溶湯の容積との比率を２〜１０％の範囲内とし、且つ該鋳込チャンバ内の該鋳型の周囲にバックアップサンドを充填して鋳造を行うことを特徴とするタービンホイールの製造方法。