JP4107830B2 - ＴｉＡｌ金属間化合物基合金、及び鋳造部品の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＴｉＡｌ金属間化合物基合金、及び、鋳造部品製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ガスタービンのタービンホイールやガスタービン動翼のように、高温、且つ、高周速で長時間使用される鋳造部品の材料として、ＴｉＡｌ金属間化合物基合金（以下、「ＴｉＡｌ基合金」という。）の適用が検討されている。ＴｉＡｌ基合金は、実用上充分な耐熱性を有し、更に、軽量である観点から、有望な材料である。このようなＴｉＡｌ基合金の一が公開特許公報（特開平９−１４３５９９）に開示されている。公知のそのＴｉＡｌ基合金は、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｗ、及びＭｎからなり、Ａｌ濃度が４５〜４８原子％、Ｎｉ濃度が０．５〜２原子％、Ｎｂ濃度が１〜３原子％、Ｗ濃度が０．２〜１原子％、Ｍｎ濃度が１〜２原子％であり、残部がＴｉからなる。公知のそのＴｉＡｌ基合金は、内部摩擦の向上のために適量のＮｉが添加されている。
【０００３】
ＴｉＡｌ基合金により鋳造部品を製造する製造方法として、ＴｉＡｌ基合金を鋳造した後に、ＨＩＰ（熱間静水圧プレス）処理を行う製造方法が知られている。ＨＩＰ処理とは、高温の不活性ガス雰囲気において高い圧力を加える処理のことである。鋳造により作製されたＴｉＡｌ基合金の鋳造部品には、ボイドなどの鋳造欠陥が存在する。鋳造欠陥の存在は、部品の強度を低下させるため、好ましくない。ＨＩＰ処理は、高温の不活性ガス雰囲気において高い圧力を加えることにより、鋳造欠陥を消滅させる。
【０００４】
しかし、ＨＩＰ処理は、ＴｉＡｌ基合金の強度の源であるラメラ組織のラメラ間隔を大きくするため、クリープ強度の低下をもたらす。高温、且つ、高周速で長時間使用される鋳造部品には、高いクリープ強度が必要不可欠である。
【０００５】
また、ＴｉＡｌ基合金は、延性に乏しいため、低サイクル強度を確保するためには、一般の金属と比べると結晶粒を小さくする必要がある。しかしながら、鋳造したＴｉＡｌ基合金の結晶粒は通常大きくなるため、低サイクル疲労強度が小さい。このような鋳造部品が組み込まれた装置の始動及び停止が頻繁に行われる場合には、装置の始動時に発生する温度分布により、装置の始動毎に熱応力が印加されるため、高い低サイクル疲労強度が必要である。ガスタービンのタービンホイールやガスタービン動翼のように鋳造部品が大型である場合には、温度分布が大きくなるため、一層高い低サイクル疲労強度が要求される。
【０００６】
このように、ＨＩＰ処理によるクリープ強度の低下と、結晶粒が粗大であることによる低サイクル強度の低下とは、ＴｉＡｌ基合金で形成された鋳造部品の実用化の上で問題である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品のクリープ強度を向上する技術を提供することにある。
【０００８】
本発明の他の目的は、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品の低サイクル強度を向上する技術を提供することにある。
【０００９】
本発明の更に他の目的は、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品のクリープ強度と低サイクル疲労強度との両者を同時に向上する技術を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上述の目的を達成するために、本発明によるＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、その非ラメラ組織の体積比率が３％以下であり、ラメラ粒径が２００μｍ以下であり、ラメラ間隔が２μｍ以下である。非ラメラ組織の体積比率が３％以下であり、且つ、ラメラ間隔が２μｍ以下であることにより、高いクリープ強度が実現される。更に、ラメラ粒径が２００μｍ以下であることにより、高い低サイクル疲労強度が実現される。
【００１１】
当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、ボロン（Ｂ）を含むことが好ましい。ボロンは、ＴｉＡｌ金属間化合物基合金のラメラ粒径を微細化して２００μｍ以下にすることを可能にする。
【００１２】
ボロン（Ｂ）のＢ濃度は、０．２〜１．２原子％であることが好ましい。
【００１３】
本発明によるＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）及びボロン（Ｂ）を含む。ボロンは、当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金の粒径を小さくし、高い低サイクル疲労強度を実現する。このとき、ボロン（Ｂ）のＢ濃度は、０．２〜１．２原子％であることが好ましい。
【００１４】
本発明によるＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）、ニッケル（Ｎｉ）、及びボロン（Ｂ）を含む。アルミニウムのＡｌ濃度は、４３〜４８原子％であり、ニオブのＮｂ濃度は、２．０〜５．０原子％であり、タングステンのＷ濃度は、０．２〜１．２原子％であり、ニッケルのＮｉ濃度は、０．１〜１．０原子％であり、ボロンのＢ濃度は、０．２〜１．２原子％である。
【００１５】
当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、更に、マンガン（Ｍｎ）を含むことが好ましい。このとき、マンガンのＭｎ濃度は、０．２〜１．２原子％であることが好ましい。
【００１６】
また、当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、更に、クロム（Ｃｒ）を含むことが好ましい。クロムのＣｒ濃度は、０．２〜１．２原子％であることが好ましい。
【００１７】
また、当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、更に、シリコン（Ｓｉ）を含むことが好ましい。このとき、シリコンのＳｉ濃度は、０．１〜１．０原子％であることが好ましい。
【００１８】
また、当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、更に、炭素（Ｃ）を含むことが好ましい。このとき、炭素のＣ濃度は、０．１〜０．５原子％であることが好ましい。
【００１９】
本発明による鋳造部品の製造方法は、
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金を鋳造して鋳造部品を作製する鋳造工程と、
前記鋳造部品にＨＩＰ処理を行うＨＩＰ工程と、
前記ＨＩＰ工程の後、前記鋳造部品を非酸化雰囲気で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程の後、前記鋳造部品を急冷する急冷工程
とを備えている。鋳造部品を非酸化雰囲気で加熱し、その後、鋳造部品を急冷することにより、ＨＩＰ工程で損なわれたラメラ組織が再構築され、クリープ強度が向上される。
【００２０】
鋳造部品は、加熱工程において、１３２０〜１３７０℃に加熱されることが好ましい。また、急冷工程において、鋳造部品が１０００℃まで冷却される間の冷却速度は、３０〜１００℃／ｍｉｎであることが好ましい。
【００２１】
当該鋳造部品の製造方法は、更に、
前記急冷工程の後、前記鋳造部品を加熱する他の加熱工程と、
前記他の加熱工程の後、前記鋳造部品を徐冷する徐冷工程
とを備えていることが好ましい。急冷工程により鋳造部品の粒界に残された残留応力は、他の加熱工程と徐冷工程とにより開放され、クリープ強度が一層向上される。
【００２２】
前記鋳造部品は、前記他の加熱工程において、９００〜１０５０℃に加熱されることが好ましい。また、前記徐冷工程において、前記鋳造部品が冷却される冷却速度は、１０℃／ｍｉｎ以下であることが好ましい。
【００２３】
また、当該鋳造部品の製造方法で使用されるＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、ボロンを含むことが好ましい。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、添付図面を参照しながら、本発明によるＴｉＡｌ基合金、及び鋳造部品の製造方法の実施の一形態を説明する。
【００２５】
本発明によるＴｉＡｌ基合金の実施の一形態は、粒界に存在する非ラメラ組織の体積比率が３％以下であり、ラメラ粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であり、ラメラ間隔が２μｍ以下であるＴｉＡｌ基合金である。ＴｉＡｌ基合金には、一般に、ラメラ組織を有するラメラ粒が形成されている。ＴｉＡｌ基合金の非ラメラ組織の体積比率が３％以下であることと、ラメラ間隔が２μｍ以下であることとにより、当該ＴｉＡｌ基合金のクリープ強度が向上されている。更に、ラメラ粒径が２００μｍ以下であることにより、当該ＴｉＡｌ基合金の低サイクル疲労強度が向上されている。
【００２６】
当該ＴｉＡｌ基合金は、チタン（Ｔｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）を主相とし、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）及びボロン（Ｂ）が添加されている。各元素の濃度は、
Ａｌ濃度：４３〜４８原子％
Ｎｂ濃度：２．０〜５．０原子％
Ｗ濃度：０．２〜１．２原子％
Ｎｉ濃度：０．１〜１．０原子％
Ｍｎ濃度：０．２〜１．２原子％
Ｂ濃度：０．２〜１．２原子％
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
である。
【００２７】
アルミニウムは、当該ＴｉＡｌ基合金の主相の一である。Ａｌ濃度が４３原子％未満になることは、靭性低下を招き、望ましくない。一方、Ａｌ濃度が４８原子％を超えることは、ラメラ組織中のα２相の割合が過度に減少し、高温における強度が低下するため望ましくない。
【００２８】
ニオブの添加は、当該ＴｉＡｌ基合金の耐酸化性を向上する。Ｎｂ濃度が２．０原子％未満では、耐酸化性の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｎｂ濃度が５．０原子％を超えることは、比重の増加とコストの上昇とを招き、望ましくない。
【００２９】
タングステンは、当該ＴｉＡｌ基合金の高温における強度を向上する。Ｗ濃度が０．２原子％未満では、高温強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｗ濃度が１．０原子％を超えることは、比重の増加とコストの上昇とを招き、望ましくない。
【００３０】
ニッケルは、当該ＴｉＡｌ基合金の内部摩擦を増加する。内部摩擦の増加は、振動の減衰能を増加し、当該ＴｉＡｌ基合金で形成された部品の耐共振性を向上する点で好ましい。Ｎｉ濃度が０．１原子％未満では、内部摩擦の増加の効果が充分に得られない。一方、Ｎｉ濃度が１．０原子％を超えることは、ラーベル相などの有害相の生成による常温延性の低下を招き、望ましくない。
【００３１】
マンガンは、当該ＴｉＡｌ基合金の低サイクル疲労強度を向上する。Ｍｎ濃度が０．２原子％未満では、低サイクル疲労強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｍｎ濃度が１．２原子％を超えることは、耐酸化性の低下を招き、望ましくない。
【００３２】
ボロンは、当該ＴｉＡｌ基合金のラメラ粒径の調整のために添加されている。より具体的には、ボロンの添加は、当該ＴｉＡｌ基合金のラメラ粒径を小さくする。Ｂ濃度が０．２原子％未満では、ラメラ粒径の減少の効果が充分に得られない。一方、Ｂ濃度が１．２原子％を超えることは、ボロンの析出による脆性の劣化を招き、望ましくない。
【００３３】
低サイクル疲労強度の更なる向上のためには、０．２〜１．２原子％のクロム（Ｃｒ）が、当該ＴｉＡｌ基合金に添加されることが好ましい。Ｃｒ濃度が０．２原子％未満では、低サイクル疲労強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｃｒ濃度が１．２原子％を超えることは、β相の生成によってクリープ強度の低下を招き、望ましくない。
【００３４】
また、クリープ強度の更なる向上のためには、０．１〜１．０原子％のシリコン（Ｓｉ）、又は、０．１〜０．５原子％の炭素（Ｃ）が、当該ＴｉＡｌ基合金に添加されることが好ましい。Ｓｉ濃度が０．１原子％未満では、クリープ強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｓｉ濃度が１．０原子％を超えることは、低サイクル疲労強度の低下を招き、望ましくない。また、Ｃ濃度が０．１原子％未満では、クリープ強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｃ濃度が０．５原子％を超えることは、低サイクル疲労強度の低下を招き、望ましくない。
【００３５】
続いて、上述のＴｉＡｌ基合金により、クリープ強度、及び／又は、低サイクル疲労強度が高い鋳造部品を製造する製造方法を説明する。
【００３６】
まず、上述の組成を有するＴｉＡｌ基合金が溶解され、更に、鋳造されて鋳造部品が成型される。成型された鋳造部品の結晶粒は、ＴｉＡｌ基合金にボロンが添加されていることにより微細化される。これは、鋳造部品のラメラ粒径が微細化されることと同義である。結晶粒の微細化は、鋳造部品の低サイクル疲労強度を向上する。
【００３７】
続いて、成型された鋳造部品にＨＩＰ処理が行われ、鋳造部品に含まれる鋳造欠陥が消滅される。ＨＩＰ処理の条件は下記のとおりである。
温度：１２００〜１３００℃
加熱時間：１〜３ｈ
圧力：１００ＭＰａ以上
雰囲気：Ａｒガス
Ａｒガス雰囲気でＨＩＰ処理が行われるのは、鋳造部品の酸化を防止するためである。ＨＩＰ処理の温度は、１２００〜１３００℃であることが好ましい。温度が１２００℃未満であると、ＴｉＡｌ基合金の流動性が充分に得られないため、鋳造欠陥が充分に消滅できない。一方、温度が１３００℃を超えることはＡｒガスに不純物として含まれる酸素によって鋳造部品が酸化されるため、望ましくない。Ａｒガスに不純物として含まれる酸素のモル比は極めて小さくすることが可能であるが、１００ＭＰａのような高圧の条件の下では、不純物として含まれる酸素の分圧は、鋳造部品の酸化を招くのに充分な大きさである。従って、ＨＩＰ処理の温度は１３００℃以下であることが好ましい。
【００３８】
ＨＩＰ処理は、鋳造部品の鋳造欠陥を消滅させる一方で、クリープ強度の低下を招く。ＨＩＰ処理は、ラメラ間隔を増大し、更に、粒界において非ラメラ組織を生成してラメラ粒の粒界の整合性を低下させる。ラメラ間隔の増大と粒界の整合性の低下とは、クリープ強度を低下させる。
【００３９】
ＨＩＰ処理により低下したクリープ強度を向上するために、下記の工程が行われる。まず、真空中において鋳造部品を高温で熱処理し、続いて急冷する真空ガスファンクーリング処理が行われる。真空ガスファンクーリング処理の熱処理が真空中で行われるのは、鋳造部品の表面の酸化を防止するためである。真空ガスファンクーリング処理の熱処理の条件は、下記のとおりである。
温度：１３２０〜１３７０℃
時間：２０分〜１時間
続いて、熱処理が行われる炉に常温のＡｒガスが吹き込まれて、鋳造部品が急冷される。
【００４０】
この真空ガスファンクーリング処理により、ラメラ組織が再構築され、クリープ強度が向上する。より詳細には、ラメラ間隔が減少し、更に、粒界の非ラメラ組織が実質的に消失されて粒界の整合性が向上し、これにより、クリープ強度が向上する。
【００４１】
真空ガスファンクーリング処理の熱処理の温度は、１３２０〜１３７０℃であることが好ましい。過度の高温が鋳造部品に加えられることは好ましくない一方で、温度が１３２０℃未満であると、ラメラ組織の再構築の効果が充分に得られないためである。
【００４２】
また、鋳造部品が１０００℃まで冷却される間の冷却速度は、３０〜１００℃／ｍｉｎであることが好ましい。
【００４３】
上述の真空ガスファンクーリング処理は、ラメラ組織の再構築によるクリープ強度の向上をもたらす一方で、急冷が行われることによってラメラ粒界に残留応力が残る。例えば、ＴｉＡｌ鋳造部品をタービンホイールとして高温で使用する時には、回転によって遠心力が内部に負荷される。このように、外部から応力が鋳造部品に印加されると、ラメラ粒界の残留応力は動的再結晶を引き起こし、非ラメラ組織を生成する。非ラメラ組織の生成は、クリープ強度の低下の要因になる。
【００４４】
残留応力による動的再結晶を防止するために、真空ガスファンクーリング処理の後、下記条件による応力緩和熱処理が行われる。
温度：９００〜１０５０℃
時間：３〜５０時間
冷却方法：徐冷（１０℃／ｍｉｎ以下）
雰囲気：大気
９００〜１０５０℃で熱処理された後、徐冷が行われることにより、残留応力が開放される。このとき、温度が９００℃よりも低いと応力が充分に緩和されず、また、温度が１０５０℃よりも高いと、再構築されたラメラ組織を破壊するため、熱処理の温度は、９００〜１０５０℃に選ばれることが好ましい。また、酸化雰囲気中における９００〜１０５０℃での熱処理では、ＴｉＡｌ基合金の酸化は許容できる程度にしか生じないため、応力緩和熱処理は、不活性雰囲気で行われる必要はない。
【００４５】
以上に説明されたように、本実施の形態では、ＴｉＡｌ基合金で鋳造された鋳造部品のクリープ強度の向上と、低サイクル疲労強度の向上とが実現される。以下、本発明の実施例について説明する。
【００４６】
【実施例】
ＴｉＡｌ基合金により、直径１５０ｍｍのタービンホイールが７つ鋳造された。図１は、鋳造されたタービンホイールの外観を示す。ＴｉＡｌ基合金の組成は、下記の５種類である。
・成分１（比較成分、ボロン無添加）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
・成分２（本発明の基本成分）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、Ｂ濃度：０．６％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
・成分３（本発明の基本成分：Ｃｒ添加有り）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、Ｂ濃度：０．６％、Ｃｒ濃度：０．６％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
・成分４（本発明の基本成分：Ｓｉ添加有り）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、Ｂ濃度：０．６％、Ｓｉ濃度：０．６％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
・成分５（本発明の基本成分：Ｃ添加有り）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、Ｂ濃度：０．６％、Ｃ濃度：０．３％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
【００４７】
図２に示されているように、タービンホイール１（比較例１）は、成分１を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。タービンホイール２〜４（比較例２、及び実施例３〜４）は、成分２を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。タービンホイール５（実施例５）は、成分３を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。タービンホイール６（実施例６）は、成分４を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。タービンホイール７（実施例７）は、成分５を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。
【００４８】
鋳造されたタービンホイール１〜７に対し、ＨＩＰ処理が行われた。ＨＩＰ処理における熱処理の条件は、１２５０℃、３時間、１５０ＭＰａであった。更に、ＨＩＰ処理が行われたタービンホイールのうち、タービンホイール１、３〜７に対し、真空ガスファンクーリング処理が行われた。真空ガスファンクーリング処理における熱処理の条件は、１３４０℃、３０分であった。更に、真空ガスファンクーリング処理が行われたタービンホイールのうち、タービンホイール１、４〜７に対し、応力緩和熱処理が行われた。即ち、タービンホイール２は、真空ガスファンクーリング処理と応力緩和熱処理とが行われず、タービンホイール３は、応力緩和熱処理が行われなかった。
【００４９】
タービンホイール１〜７のそれぞれの中心から試験片が切り出され、低サイクル疲労試験とクリープ破断試験とが行われた。低サイクル疲労試験では、試験対象の部分が、直径３ｍｍ、長さ８ｍｍの丸棒である試験片が使用された。試験片には、７５０℃の温度で、０．７％のひずみが印加され、破断までのサイクル数が計測された。一方、クリープ破断試験では、直径６ｍｍ、長さ３０ｍｍの丸棒の試験片が使用された。試験片には、９００℃の温度で、１００ＭＰａの引っ張り応力が印加され、破断時間が測定された。
【００５０】
図２は、試料の成分及び試料作製のプロセスと試験結果とを示している。
【００５１】
比較例１の試料は、成分１（比較成分）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。比較例１の試料には、他の試料とは異なり、ボロンは含まれていない。図２に示されているように、比較例１の試料は、高いクリープ強度を示した。これは、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理の効果である。しかし、比較例１の試料は、低サイクル疲労試験の破断回数は最も小さい。図３は、比較例１の試料の断面の光学顕微鏡像である。図３に示されているように、ボロンが添加されていない比較例１の試料は結晶粒が大きく、その粒径は２００μｍを超えている。結晶粒が大きいことが、比較例１の試料の低サイクル疲労強度が低い原因であると考えられる。
【００５２】
比較例２の試料は、成分２（本発明の基本成分）を有し、且つ、ＨＩＰ処理のみが行われている試料である。比較例２の試料には、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われていない試料である。
【００５３】
比較例２の試料は、図２に示されているように、良好な低サイクル疲労強度を示した。図４は、比較例２の試料の断面の光学顕微鏡像である。図４に示されているように、比較例２の試料の結晶粒の粒径（即ち、ラメラ粒径）は、比較例１の試料の結晶粒の粒径よりもはるかに小さく、２００μｍ以下である。比較例２の試料は、ボロンの添加による結晶粒の微細化の効果によって低サイクル疲労強度が向上したと考えられる。
【００５４】
一方、比較例２の試料は、図２に示されているように、クリープ強度が低かった。図５は、比較例２の試料の粒界近傍の電子顕微鏡像である。図５に示されているように、比較例２の試料のラメラ間隔は大きく、２μｍを超えていた。更に、比較例２の試料は、粒界に非ラメラ組織が存在し、非ラメラ組織の体積比率は、全体積の３％を超えていた。大きいラメラ間隔、及び、多量の非ラメラ組織の存在が、低いクリープ強度の原因であると考えられる。
【００５５】
実施例３の試料は、図２に示されているように、成分２（本発明の基本成分）を有し、且つ、ＨＩＰ処理と真空ガスファンクーリング処理とが行われている試料である。実施例３の試料には、応力緩和熱処理が行われていない。実施例３の試料は、比較例２の試料と同様に、比較例１の試料よりも良好な低サイクル疲労強度を示した。これは、ボロンの添加による結晶粒の微細化の効果によると考えられる。
【００５６】
また、実施例３の試料は、比較例２の試料よりも高いクリープ強度を示した。図６は、クリープ試験が行われていない状態での、実施例３の試料の粒界近傍の電子顕微鏡像である。図６に示されているように、実施例３の試料のラメラ間隔は小さく、２μｍ以下であった。更に、実施例３の試料は、粒界に非ラメラ組織が実質的に存在しなかった。即ち、実施例３の試料は、クリープ強度の向上に望ましい組織を有していた。
【００５７】
その一方で、実施例３の試料は、クリープ試験の間に動的再結晶が発生していた。図７は、クリープ試験により破断した実施例３の試料の断面の光学顕微鏡像を示す。図７に示されているように、実施例３の試料には、ラメラ粒の粒界に動的再結晶により生成された再結晶粒が多く認められ、再結晶粒が多く認められる部分にクリープボイドが生じている。実施例３の試料は、真空ガスファンクーリング処理で行われる急冷により、ラメラ粒界に大きな残留応力が残り、この残留応力が原因でクリープ試験中に動的再結晶が発生したものと考えられる。動的再結晶は、クリープ強度の低下の要因となるから、動的再結晶がなければ、更に高いクリープ強度が実現されていたと考えられる。
【００５８】
実施例４の試料は、成分２（本発明の基本成分）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。実施例４の試料では、ボロン添加によって高い低サイクル疲労強度が実現されるとともに、実施例３の試料よりも更に高いクリープ強度が実現されている。実施例３の試料では、残留応力による動的再結晶が発生していたが、実施例４の試料では、応力緩和熱処理によって残留応力による動的再結晶が抑制され、これによりクリープ強度が向上したと考えられる。
【００５９】
実施例５の試料は、成分３（本発明の基本成分：Ｃｒ添加有り）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。実施例５の試料は、実施例４の試料と比較すると、低サイクル疲労強度が向上され、クリープ強度が低下した。これは、クロムの添加によって、延性が向上された一方で、強度が低下したためと考えられる。クロムの添加は、高い低サイクル疲労強度が要求される用途でＴｉＡｌ基合金が使用される場合に有効である。
【００６０】
実施例６の試料は、成分４（本発明の基本成分：Ｓｉ添加有り）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。実施例６の試料は、実施例４の試料と比較すると、クリープ強度が向上され、低サイクル疲労強度が低下した。これは、シリコンの添加によって、強度が向上された一方で、延性が低下したためと考えられる。Ｓｉの添加は、高いクリープ強度が要求される用途でＴｉＡｌ基合金が使用される場合に有効である。
【００６１】
実施例７の試料は、成分５（本発明の基本成分：Ｃ添加有り）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。実施例７の試料は、実施例４の試料と比較すると、クリープ強度が向上され、低サイクル疲労強度が低下した。これは、炭素の添加によって、強度が向上された一方で、延性が低下したためと考えられる。炭素の添加は、高いクリープ強度が要求される用途でＴｉＡｌ基合金が使用される場合に有効である。
【００６２】
【発明の効果】
本発明により、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品のクリープ強度を向上する技術が提供される。
【００６３】
また、本発明により、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品の低サイクル強度を向上する技術が提供される。
【００６４】
また、本発明により、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品のクリープ強度と低サイクル疲労強度との両者を同時に向上する技術が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は、作製されたタービンホイールの外観を示す。
【図２】 図２は、作製された試料の成分及び試料作製のプロセス、並びに試験結果を示している。
【図３】 図３は、比較例１の試料の断面の光学顕微鏡像である。
【図４】 図４は、比較例２の試料の断面の光学顕微鏡像である。
【図５】 図５は、比較例２の試料の粒界近傍の電子顕微鏡像である。
【図６】 図６は、クリープ試験が行われていない状態での、実施例３の試料の粒界近傍の電子顕微鏡像である。
【図７】 図７は、クリープ試験により破断した実施例３の試料の断面の光学顕微鏡像を示す。
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＴｉＡｌ金属間化合物基合金、及び、鋳造部品製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ガスタービンのタービンホイールやガスタービン動翼のように、高温、且つ、高周速で長時間使用される鋳造部品の材料として、ＴｉＡｌ金属間化合物基合金（以下、「ＴｉＡｌ基合金」という。）の適用が検討されている。ＴｉＡｌ基合金は、実用上充分な耐熱性を有し、更に、軽量である観点から、有望な材料である。このようなＴｉＡｌ基合金の一が公開特許公報（特開平９−１４３５９９）に開示されている。公知のそのＴｉＡｌ基合金は、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｗ、及びＭｎからなり、Ａｌ濃度が４５〜４８原子％、Ｎｉ濃度が０．５〜２原子％、Ｎｂ濃度が１〜３原子％、Ｗ濃度が０．２〜１原子％、Ｍｎ濃度が１〜２原子％であり、残部がＴｉからなる。公知のそのＴｉＡｌ基合金は、内部摩擦の向上のために適量のＮｉが添加されている。
【０００３】
ＴｉＡｌ基合金により鋳造部品を製造する製造方法として、ＴｉＡｌ基合金を鋳造した後に、ＨＩＰ（熱間静水圧プレス）処理を行う製造方法が知られている。ＨＩＰ処理とは、高温の不活性ガス雰囲気において高い圧力を加える処理のことである。鋳造により作製されたＴｉＡｌ基合金の鋳造部品には、ボイドなどの鋳造欠陥が存在する。鋳造欠陥の存在は、部品の強度を低下させるため、好ましくない。ＨＩＰ処理は、高温の不活性ガス雰囲気において高い圧力を加えることにより、鋳造欠陥を消滅させる。
【０００４】
しかし、ＨＩＰ処理は、ＴｉＡｌ基合金の強度の源であるラメラ組織のラメラ間隔を大きくするため、クリープ強度の低下をもたらす。高温、且つ、高周速で長時間使用される鋳造部品には、高いクリープ強度が必要不可欠である。
【０００５】
また、ＴｉＡｌ基合金は、延性に乏しいため、低サイクル強度を確保するためには、一般の金属と比べると結晶粒を小さくする必要がある。しかしながら、鋳造したＴｉＡｌ基合金の結晶粒は通常大きくなるため、低サイクル疲労強度が小さい。このような鋳造部品が組み込まれた装置の始動及び停止が頻繁に行われる場合には、装置の始動時に発生する温度分布により、装置の始動毎に熱応力が印加されるため、高い低サイクル疲労強度が必要である。ガスタービンのタービンホイールやガスタービン動翼のように鋳造部品が大型である場合には、温度分布が大きくなるため、一層高い低サイクル疲労強度が要求される。
【０００６】
このように、ＨＩＰ処理によるクリープ強度の低下と、結晶粒が粗大であることによる低サイクル強度の低下とは、ＴｉＡｌ基合金で形成された鋳造部品の実用化の上で問題である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品のクリープ強度を向上する技術を提供することにある。
【０００８】
本発明の他の目的は、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品の低サイクル強度を向上する技術を提供することにある。
【０００９】
本発明の更に他の目的は、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品のクリープ強度と低サイクル疲労強度との両者を同時に向上する技術を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上述の目的を達成するために、本発明によるＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、その非ラメラ組織の体積比率が３％以下であり、ラメラ粒径が２００μｍ以下であり、ラメラ間隔が２μｍ以下である。非ラメラ組織の体積比率が３％以下であり、且つ、ラメラ間隔が２μｍ以下であることにより、高いクリープ強度が実現される。更に、ラメラ粒径が２００μｍ以下であることにより、高い低サイクル疲労強度が実現される。
【００１１】
当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、ボロン（Ｂ）を含むことが好ましい。ボロンは、ＴｉＡｌ金属間化合物基合金のラメラ粒径を微細化して２００μｍ以下にすることを可能にする。
【００１２】
ボロン（Ｂ）のＢ濃度は、０．２〜１．２原子％であることが好ましい。
【００１３】
本発明によるＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）及びボロン（Ｂ）を含む。ボロンは、当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金の粒径を小さくし、高い低サイクル疲労強度を実現する。このとき、ボロン（Ｂ）のＢ濃度は、０．２〜１．２原子％であることが好ましい。
【００１４】
本発明によるＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）、ニッケル（Ｎｉ）、及びボロン（Ｂ）を含む。アルミニウムのＡｌ濃度は、４３〜４８原子％であり、ニオブのＮｂ濃度は、２．０〜５．０原子％であり、タングステンのＷ濃度は、０．２〜１．２原子％であり、ニッケルのＮｉ濃度は、０．１〜１．０原子％であり、ボロンのＢ濃度は、０．２〜１．２原子％である。
【００１５】
当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、更に、マンガン（Ｍｎ）を含むことが好ましい。このとき、マンガンのＭｎ濃度は、０．２〜１．２原子％であることが好ましい。
【００１６】
また、当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、更に、クロム（Ｃｒ）を含むことが好ましい。クロムのＣｒ濃度は、０．２〜１．２原子％であることが好ましい。
【００１７】
また、当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、更に、シリコン（Ｓｉ）を含むことが好ましい。このとき、シリコンのＳｉ濃度は、０．１〜１．０原子％であることが好ましい。
【００１８】
また、当該ＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、更に、炭素（Ｃ）を含むことが好ましい。このとき、炭素のＣ濃度は、０．１〜０．５原子％であることが好ましい。
【００１９】
本発明による鋳造部品の製造方法は、
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金を鋳造して鋳造部品を作製する鋳造工程と、
前記鋳造部品にＨＩＰ処理を行うＨＩＰ工程と、
前記ＨＩＰ工程の後、前記鋳造部品を非酸化雰囲気で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程の後、前記鋳造部品を急冷する急冷工程
とを備えている。鋳造部品を非酸化雰囲気で加熱し、その後、鋳造部品を急冷することにより、ＨＩＰ工程で損なわれたラメラ組織が再構築され、クリープ強度が向上される。
【００２０】
鋳造部品は、加熱工程において、１３２０〜１３７０℃に加熱されることが好ましい。また、急冷工程において、鋳造部品が１０００℃まで冷却される間の冷却速度は、３０〜１００℃／ｍｉｎであることが好ましい。
【００２１】
当該鋳造部品の製造方法は、更に、
前記急冷工程の後、前記鋳造部品を加熱する他の加熱工程と、
前記他の加熱工程の後、前記鋳造部品を徐冷する徐冷工程
とを備えていることが好ましい。急冷工程により鋳造部品の粒界に残された残留応力は、他の加熱工程と徐冷工程とにより開放され、クリープ強度が一層向上される。
【００２２】
前記鋳造部品は、前記他の加熱工程において、９００〜１０５０℃に加熱されることが好ましい。また、前記徐冷工程において、前記鋳造部品が冷却される冷却速度は、１０℃／ｍｉｎ以下であることが好ましい。
【００２３】
また、当該鋳造部品の製造方法で使用されるＴｉＡｌ金属間化合物基合金は、ボロンを含むことが好ましい。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、添付図面を参照しながら、本発明によるＴｉＡｌ基合金、及び鋳造部品の製造方法の実施の一形態を説明する。
【００２５】
本発明によるＴｉＡｌ基合金の実施の一形態は、粒界に存在する非ラメラ組織の体積比率が３％以下であり、ラメラ粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であり、ラメラ間隔が２μｍ以下であるＴｉＡｌ基合金である。ＴｉＡｌ基合金には、一般に、ラメラ組織を有するラメラ粒が形成されている。ＴｉＡｌ基合金の非ラメラ組織の体積比率が３％以下であることと、ラメラ間隔が２μｍ以下であることとにより、当該ＴｉＡｌ基合金のクリープ強度が向上されている。更に、ラメラ粒径が２００μｍ以下であることにより、当該ＴｉＡｌ基合金の低サイクル疲労強度が向上されている。
【００２６】
当該ＴｉＡｌ基合金は、チタン（Ｔｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）を主相とし、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）及びボロン（Ｂ）が添加されている。各元素の濃度は、
Ａｌ濃度：４３〜４８原子％
Ｎｂ濃度：２．０〜５．０原子％
Ｗ濃度：０．２〜１．２原子％
Ｎｉ濃度：０．１〜１．０原子％
Ｍｎ濃度：０．２〜１．２原子％
Ｂ濃度：０．２〜１．２原子％
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
である。
【００２７】
アルミニウムは、当該ＴｉＡｌ基合金の主相の一である。Ａｌ濃度が４３原子％未満になることは、靭性低下を招き、望ましくない。一方、Ａｌ濃度が４８原子％を超えることは、ラメラ組織中のα２相の割合が過度に減少し、高温における強度が低下するため望ましくない。
【００２８】
ニオブの添加は、当該ＴｉＡｌ基合金の耐酸化性を向上する。Ｎｂ濃度が２．０原子％未満では、耐酸化性の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｎｂ濃度が５．０原子％を超えることは、比重の増加とコストの上昇とを招き、望ましくない。
【００２９】
タングステンは、当該ＴｉＡｌ基合金の高温における強度を向上する。Ｗ濃度が０．２原子％未満では、高温強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｗ濃度が１．０原子％を超えることは、比重の増加とコストの上昇とを招き、望ましくない。
【００３０】
ニッケルは、当該ＴｉＡｌ基合金の内部摩擦を増加する。内部摩擦の増加は、振動の減衰能を増加し、当該ＴｉＡｌ基合金で形成された部品の耐共振性を向上する点で好ましい。Ｎｉ濃度が０．１原子％未満では、内部摩擦の増加の効果が充分に得られない。一方、Ｎｉ濃度が１．０原子％を超えることは、ラーベル相などの有害相の生成による常温延性の低下を招き、望ましくない。
【００３１】
マンガンは、当該ＴｉＡｌ基合金の低サイクル疲労強度を向上する。Ｍｎ濃度が０．２原子％未満では、低サイクル疲労強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｍｎ濃度が１．２原子％を超えることは、耐酸化性の低下を招き、望ましくない。
【００３２】
ボロンは、当該ＴｉＡｌ基合金のラメラ粒径の調整のために添加されている。より具体的には、ボロンの添加は、当該ＴｉＡｌ基合金のラメラ粒径を小さくする。Ｂ濃度が０．２原子％未満では、ラメラ粒径の減少の効果が充分に得られない。一方、Ｂ濃度が１．２原子％を超えることは、ボロンの析出による脆性の劣化を招き、望ましくない。
【００３３】
低サイクル疲労強度の更なる向上のためには、０．２〜１．２原子％のクロム（Ｃｒ）が、当該ＴｉＡｌ基合金に添加されることが好ましい。Ｃｒ濃度が０．２原子％未満では、低サイクル疲労強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｃｒ濃度が１．２原子％を超えることは、β相の生成によってクリープ強度の低下を招き、望ましくない。
【００３４】
また、クリープ強度の更なる向上のためには、０．１〜１．０原子％のシリコン（Ｓｉ）、又は、０．１〜０．５原子％の炭素（Ｃ）が、当該ＴｉＡｌ基合金に添加されることが好ましい。Ｓｉ濃度が０．１原子％未満では、クリープ強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｓｉ濃度が１．０原子％を超えることは、低サイクル疲労強度の低下を招き、望ましくない。また、Ｃ濃度が０．１原子％未満では、クリープ強度の向上の効果が充分に得られない。一方、Ｃ濃度が０．５原子％を超えることは、低サイクル疲労強度の低下を招き、望ましくない。
【００３５】
続いて、上述のＴｉＡｌ基合金により、クリープ強度、及び／又は、低サイクル疲労強度が高い鋳造部品を製造する製造方法を説明する。
【００３６】
まず、上述の組成を有するＴｉＡｌ基合金が溶解され、更に、鋳造されて鋳造部品が成型される。成型された鋳造部品の結晶粒は、ＴｉＡｌ基合金にボロンが添加されていることにより微細化される。これは、鋳造部品のラメラ粒径が微細化されることと同義である。結晶粒の微細化は、鋳造部品の低サイクル疲労強度を向上する。
【００３７】
続いて、成型された鋳造部品にＨＩＰ処理が行われ、鋳造部品に含まれる鋳造欠陥が消滅される。ＨＩＰ処理の条件は下記のとおりである。
温度：１２００〜１３００℃
加熱時間：１〜３ｈ
圧力：１００ＭＰａ以上
雰囲気：Ａｒガス
Ａｒガス雰囲気でＨＩＰ処理が行われるのは、鋳造部品の酸化を防止するためである。ＨＩＰ処理の温度は、１２００〜１３００℃であることが好ましい。温度が１２００℃未満であると、ＴｉＡｌ基合金の流動性が充分に得られないため、鋳造欠陥が充分に消滅できない。一方、温度が１３００℃を超えることはＡｒガスに不純物として含まれる酸素によって鋳造部品が酸化されるため、望ましくない。Ａｒガスに不純物として含まれる酸素のモル比は極めて小さくすることが可能であるが、１００ＭＰａのような高圧の条件の下では、不純物として含まれる酸素の分圧は、鋳造部品の酸化を招くのに充分な大きさである。従って、ＨＩＰ処理の温度は１３００℃以下であることが好ましい。
【００３８】
ＨＩＰ処理は、鋳造部品の鋳造欠陥を消滅させる一方で、クリープ強度の低下を招く。ＨＩＰ処理は、ラメラ間隔を増大し、更に、粒界において非ラメラ組織を生成してラメラ粒の粒界の整合性を低下させる。ラメラ間隔の増大と粒界の整合性の低下とは、クリープ強度を低下させる。
【００３９】
ＨＩＰ処理により低下したクリープ強度を向上するために、下記の工程が行われる。まず、真空中において鋳造部品を高温で熱処理し、続いて急冷する真空ガスファンクーリング処理が行われる。真空ガスファンクーリング処理の熱処理が真空中で行われるのは、鋳造部品の表面の酸化を防止するためである。真空ガスファンクーリング処理の熱処理の条件は、下記のとおりである。
温度：１３２０〜１３７０℃
時間：２０分〜１時間
続いて、熱処理が行われる炉に常温のＡｒガスが吹き込まれて、鋳造部品が急冷される。
【００４０】
この真空ガスファンクーリング処理により、ラメラ組織が再構築され、クリープ強度が向上する。より詳細には、ラメラ間隔が減少し、更に、粒界の非ラメラ組織が実質的に消失されて粒界の整合性が向上し、これにより、クリープ強度が向上する。
【００４１】
真空ガスファンクーリング処理の熱処理の温度は、１３２０〜１３７０℃であることが好ましい。過度の高温が鋳造部品に加えられることは好ましくない一方で、温度が１３２０℃未満であると、ラメラ組織の再構築の効果が充分に得られないためである。
【００４２】
また、鋳造部品が１０００℃まで冷却される間の冷却速度は、３０〜１００℃／ｍｉｎであることが好ましい。
【００４３】
上述の真空ガスファンクーリング処理は、ラメラ組織の再構築によるクリープ強度の向上をもたらす一方で、急冷が行われることによってラメラ粒界に残留応力が残る。例えば、ＴｉＡｌ鋳造部品をタービンホイールとして高温で使用する時には、回転によって遠心力が内部に負荷される。このように、外部から応力が鋳造部品に印加されると、ラメラ粒界の残留応力は動的再結晶を引き起こし、非ラメラ組織を生成する。非ラメラ組織の生成は、クリープ強度の低下の要因になる。
【００４４】
残留応力による動的再結晶を防止するために、真空ガスファンクーリング処理の後、下記条件による応力緩和熱処理が行われる。
温度：９００〜１０５０℃
時間：３〜５０時間
冷却方法：徐冷（１０℃／ｍｉｎ以下）
雰囲気：大気
９００〜１０５０℃で熱処理された後、徐冷が行われることにより、残留応力が開放される。このとき、温度が９００℃よりも低いと応力が充分に緩和されず、また、温度が１０５０℃よりも高いと、再構築されたラメラ組織を破壊するため、熱処理の温度は、９００〜１０５０℃に選ばれることが好ましい。また、酸化雰囲気中における９００〜１０５０℃での熱処理では、ＴｉＡｌ基合金の酸化は許容できる程度にしか生じないため、応力緩和熱処理は、不活性雰囲気で行われる必要はない。
【００４５】
以上に説明されたように、本実施の形態では、ＴｉＡｌ基合金で鋳造された鋳造部品のクリープ強度の向上と、低サイクル疲労強度の向上とが実現される。以下、本発明の実施例について説明する。
【００４６】
【実施例】
ＴｉＡｌ基合金により、直径１５０ｍｍのタービンホイールが７つ鋳造された。図１は、鋳造されたタービンホイールの外観を示す。ＴｉＡｌ基合金の組成は、下記の５種類である。
・成分１（比較成分、ボロン無添加）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
・成分２（本発明の基本成分）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、Ｂ濃度：０．６％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
・成分３（本発明の基本成分：Ｃｒ添加有り）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、Ｂ濃度：０．６％、Ｃｒ濃度：０．６％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
・成分４（本発明の基本成分：Ｓｉ添加有り）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、Ｂ濃度：０．６％、Ｓｉ濃度：０．６％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
・成分５（本発明の基本成分：Ｃ添加有り）
Ａｌ濃度：４５％、Ｎｂ濃度：３．０％、Ｗ濃度：０．６％、Ｎｉ濃度：０．４％、Ｍｎ濃度：０．６％、Ｂ濃度：０．６％、Ｃ濃度：０．３％、残部：Ｔｉ及び不可避的不純物
【００４７】
図２に示されているように、タービンホイール１（比較例１）は、成分１を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。タービンホイール２〜４（比較例２、及び実施例３〜４）は、成分２を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。タービンホイール５（実施例５）は、成分３を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。タービンホイール６（実施例６）は、成分４を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。タービンホイール７（実施例７）は、成分５を有するＴｉＡｌ基合金で鋳造された。
【００４８】
鋳造されたタービンホイール１〜７に対し、ＨＩＰ処理が行われた。ＨＩＰ処理における熱処理の条件は、１２５０℃、３時間、１５０ＭＰａであった。更に、ＨＩＰ処理が行われたタービンホイールのうち、タービンホイール１、３〜７に対し、真空ガスファンクーリング処理が行われた。真空ガスファンクーリング処理における熱処理の条件は、１３４０℃、３０分であった。更に、真空ガスファンクーリング処理が行われたタービンホイールのうち、タービンホイール１、４〜７に対し、応力緩和熱処理が行われた。即ち、タービンホイール２は、真空ガスファンクーリング処理と応力緩和熱処理とが行われず、タービンホイール３は、応力緩和熱処理が行われなかった。
【００４９】
タービンホイール１〜７のそれぞれの中心から試験片が切り出され、低サイクル疲労試験とクリープ破断試験とが行われた。低サイクル疲労試験では、試験対象の部分が、直径３ｍｍ、長さ８ｍｍの丸棒である試験片が使用された。試験片には、７５０℃の温度で、０．７％のひずみが印加され、破断までのサイクル数が計測された。一方、クリープ破断試験では、直径６ｍｍ、長さ３０ｍｍの丸棒の試験片が使用された。試験片には、９００℃の温度で、１００ＭＰａの引っ張り応力が印加され、破断時間が測定された。
【００５０】
図２は、試料の成分及び試料作製のプロセスと試験結果とを示している。
【００５１】
比較例１の試料は、成分１（比較成分）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。比較例１の試料には、他の試料とは異なり、ボロンは含まれていない。図２に示されているように、比較例１の試料は、高いクリープ強度を示した。これは、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理の効果である。しかし、比較例１の試料は、低サイクル疲労試験の破断回数は最も小さい。図３は、比較例１の試料の断面の光学顕微鏡像である。図３に示されているように、ボロンが添加されていない比較例１の試料は結晶粒が大きく、その粒径は２００μｍを超えている。結晶粒が大きいことが、比較例１の試料の低サイクル疲労強度が低い原因であると考えられる。
【００５２】
比較例２の試料は、成分２（本発明の基本成分）を有し、且つ、ＨＩＰ処理のみが行われている試料である。比較例２の試料には、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われていない試料である。
【００５３】
比較例２の試料は、図２に示されているように、良好な低サイクル疲労強度を示した。図４は、比較例２の試料の断面の光学顕微鏡像である。図４に示されているように、比較例２の試料の結晶粒の粒径（即ち、ラメラ粒径）は、比較例１の試料の結晶粒の粒径よりもはるかに小さく、２００μｍ以下である。比較例２の試料は、ボロンの添加による結晶粒の微細化の効果によって低サイクル疲労強度が向上したと考えられる。
【００５４】
一方、比較例２の試料は、図２に示されているように、クリープ強度が低かった。図５は、比較例２の試料の粒界近傍の電子顕微鏡像である。図５に示されているように、比較例２の試料のラメラ間隔は大きく、２μｍを超えていた。更に、比較例２の試料は、粒界に非ラメラ組織が存在し、非ラメラ組織の体積比率は、全体積の３％を超えていた。大きいラメラ間隔、及び、多量の非ラメラ組織の存在が、低いクリープ強度の原因であると考えられる。
【００５５】
実施例３の試料は、図２に示されているように、成分２（本発明の基本成分）を有し、且つ、ＨＩＰ処理と真空ガスファンクーリング処理とが行われている試料である。実施例３の試料には、応力緩和熱処理が行われていない。実施例３の試料は、比較例２の試料と同様に、比較例１の試料よりも良好な低サイクル疲労強度を示した。これは、ボロンの添加による結晶粒の微細化の効果によると考えられる。
【００５６】
また、実施例３の試料は、比較例２の試料よりも高いクリープ強度を示した。図６は、クリープ試験が行われていない状態での、実施例３の試料の粒界近傍の電子顕微鏡像である。図６に示されているように、実施例３の試料のラメラ間隔は小さく、２μｍ以下であった。更に、実施例３の試料は、粒界に非ラメラ組織が実質的に存在しなかった。即ち、実施例３の試料は、クリープ強度の向上に望ましい組織を有していた。
【００５７】
その一方で、実施例３の試料は、クリープ試験の間に動的再結晶が発生していた。図７は、クリープ試験により破断した実施例３の試料の断面の光学顕微鏡像を示す。図７に示されているように、実施例３の試料には、ラメラ粒の粒界に動的再結晶により生成された再結晶粒が多く認められ、再結晶粒が多く認められる部分にクリープボイドが生じている。実施例３の試料は、真空ガスファンクーリング処理で行われる急冷により、ラメラ粒界に大きな残留応力が残り、この残留応力が原因でクリープ試験中に動的再結晶が発生したものと考えられる。動的再結晶は、クリープ強度の低下の要因となるから、動的再結晶がなければ、更に高いクリープ強度が実現されていたと考えられる。
【００５８】
実施例４の試料は、成分２（本発明の基本成分）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。実施例４の試料では、ボロン添加によって高い低サイクル疲労強度が実現されるとともに、実施例３の試料よりも更に高いクリープ強度が実現されている。実施例３の試料では、残留応力による動的再結晶が発生していたが、実施例４の試料では、応力緩和熱処理によって残留応力による動的再結晶が抑制され、これによりクリープ強度が向上したと考えられる。
【００５９】
実施例５の試料は、成分３（本発明の基本成分：Ｃｒ添加有り）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。実施例５の試料は、実施例４の試料と比較すると、低サイクル疲労強度が向上され、クリープ強度が低下した。これは、クロムの添加によって、延性が向上された一方で、強度が低下したためと考えられる。クロムの添加は、高い低サイクル疲労強度が要求される用途でＴｉＡｌ基合金が使用される場合に有効である。
【００６０】
実施例６の試料は、成分４（本発明の基本成分：Ｓｉ添加有り）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。実施例６の試料は、実施例４の試料と比較すると、クリープ強度が向上され、低サイクル疲労強度が低下した。これは、シリコンの添加によって、強度が向上された一方で、延性が低下したためと考えられる。Ｓｉの添加は、高いクリープ強度が要求される用途でＴｉＡｌ基合金が使用される場合に有効である。
【００６１】
実施例７の試料は、成分５（本発明の基本成分：Ｃ添加有り）を有し、且つ、ＨＩＰ処理、真空ガスファンクーリング処理、及び応力緩和熱処理が行われている試料である。実施例７の試料は、実施例４の試料と比較すると、クリープ強度が向上され、低サイクル疲労強度が低下した。これは、炭素の添加によって、強度が向上された一方で、延性が低下したためと考えられる。炭素の添加は、高いクリープ強度が要求される用途でＴｉＡｌ基合金が使用される場合に有効である。
【００６２】
【発明の効果】
本発明により、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品のクリープ強度を向上する技術が提供される。
【００６３】
また、本発明により、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品の低サイクル強度を向上する技術が提供される。
【００６４】
また、本発明により、ＴｉＡｌ基合金で形成されている鋳造部品のクリープ強度と低サイクル疲労強度との両者を同時に向上する技術が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は、作製されたタービンホイールの外観を示す。
【図２】 図２は、作製された試料の成分及び試料作製のプロセス、並びに試験結果を示している。
【図３】 図３は、比較例１の試料の断面の光学顕微鏡像である。
【図４】 図４は、比較例２の試料の断面の光学顕微鏡像である。
【図５】 図５は、比較例２の試料の粒界近傍の電子顕微鏡像である。
【図６】 図６は、クリープ試験が行われていない状態での、実施例３の試料の粒界近傍の電子顕微鏡像である。
【図７】 図７は、クリープ試験により破断した実施例３の試料の断面の光学顕微鏡像を示す。
Claims (15)
- チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）、ニッケル（Ｎｉ）、ボロン（Ｂ）及びマンガン（Ｍｎ）からなり、
前記アルミニウムのＡｌ濃度が、４３〜４８原子％であり、
前記ニオブのＮｂ濃度が、２．０〜５．０原子％であり、
前記タングステンのＷ濃度が、０．２〜１．２原子％であり、
前記ニッケルのＮｉ濃度が、０．１〜１．０原子％であり、
前記ボロンのＢ濃度が、０．２〜１．２原子％であり、
前記マンガンのＭｎ濃度が、０．２〜１．２原子％
であるＴｉＡｌ金属間化合物基合金であって、
非ラメラ組織の体積比率が３％以下であり、ラメラ粒径が２００μｍ以下であり、ラメラ間隔が２μｍ以下である
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項１に記載のＴｉＡｌ金属間化合物基合金において、
更に、クロム（Ｃｒ）を含む
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項２に記載のＴｉＡｌ金属間化合物基合金において、
前記クロムのＣｒ濃度は、０．２〜１．２原子％である
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項１に記載のＴｉＡｌ金属間化合物基合金において、
更に、シリコン（Ｓｉ）を含む
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項４に記載のＴｉＡｌ金属間化合物基合金において、
前記シリコンのＳｉ濃度は、０．１〜１．０原子％である
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項１に記載のＴｉＡｌ金属間化合物基合金において、
更に、炭素（Ｃ）を含む
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項６に記載のＴｉＡｌ金属間化合物基合金において、
前記炭素のＣ濃度は、０．１〜０．５原子％である
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）、ニッケル（Ｎｉ）、ボロン（Ｂ）及びマンガン（Ｍｎ）からなり、
前記アルミニウムのＡｌ濃度が、４３〜４８原子％であり、
前記ニオブのＮｂ濃度が、２．０〜５．０原子％であり、
前記タングステンのＷ濃度が、０．２〜１．２原子％であり、
前記ニッケルのＮｉ濃度が、０．１〜１．０原子％であり、
前記ボロンのＢ濃度が、０．２〜１．２原子％であり、
前記マンガンのＭｎ濃度が、０．２〜１．２原子％
であり、非ラメラ組織の体積比率が３％以下であり、ラメラ粒径が２００μｍ以下であり、且つ、ラメラ間隔が２μｍ以下であるＴｉＡｌ金属間化合物基合金でできた鋳造部品の製造方法であって、
上記成分組成のＴｉＡｌ金属間化合物基合金を鋳造して鋳造部品を作製する鋳造工程と、
前記鋳造部品にＨＩＰ処理を行うＨＩＰ工程と、
前記ＨＩＰ工程の後、前記鋳造部品を非酸化雰囲気で１３２０〜１３７０℃で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程の後、前記鋳造部品を、１０００℃まで冷却される間の冷却速度が３０〜１００℃／ｍｉｎであるように急冷する急冷工程
とを備えた
鋳造部品の製造方法。 - 請求項８に記載の鋳造部品の製造方法において、
更に、
前記急冷工程の後、前記鋳造部品を９００〜１０５０℃に加熱する他の加熱工程と、
前記他の加熱工程の後、前記鋳造部品を１０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程
とを備えた
鋳造部品の製造方法。 - 請求項８又は９に記載の鋳造部品の製造方法において、
前記ＴｉＡｌ金属間化合物基合金が、更に、クロム（Ｃｒ）を含む
鋳造部品の製造方法。 - 請求項１０に記載の鋳造部品の製造方法において、
前記クロムのＣｒ濃度は、０．２〜１．２原子％である
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項８又は９に記載の鋳造部品の製造方法において、
前記ＴｉＡｌ金属間化合物基合金が、更に、シリコン（Ｓｉ）を含む
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項１２に記載の鋳造部品の製造方法において、
前記シリコンのＳｉ濃度は、０．１〜１．０原子％である
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項８又は９に記載の鋳造部品の製造方法において、
前記ＴｉＡｌ金属間化合物基合金が、更に、炭素（Ｃ）を含む
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。 - 請求項１４に記載の鋳造部品の製造方法において、
前記炭素のＣ濃度は、０．１〜０．５原子％である
ＴｉＡｌ金属間化合物基合金。
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