JP5109217B2 - チタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、チタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法に係り、特に、トラックのディーゼルエンジン等に搭載されるターボチャージャーや、高温下で連続使用される回転部材等に用いられるチタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＡｌとＴｉとの金属間化合物であるチタンアルミナイド（ＴｉＡｌ）は、軽量で、高強度である等といった特性を有していることから、航空機や自動車用エンジンの回転部材等に有望とされている。
【０００３】
これらの部材にチタンアルミナイドを用いるには、チタンアルミナイドがクリープ強度（特に高温クリープ強度）及び疲労強度を高いレベルで満足すること、即ち、チタンアルミナイドのクリープ特性（特に高温クリープ特性）及び疲労特性が良好であることが要求される。
【０００４】
チタンアルミナイドの金属組織形態の１つに全面ラメラ組織があるが、この組織のチタンアルミナイドは、クリープ特性に優れていることが知られている。また、β相安定化型元素（Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ等）を添加したチタンアルミナイドは、クリープ特性に優れたものが多いことが知られている。これは、これらの元素を添加すると、Ａｌ成分量との兼ね合いから、初晶がβ相で凝固を開始した場合、結晶粒の粗大化が生じ、即ち、金属組織が粗大組織となるためであり、これによって、クリープ強度が向上する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、疲労特性の向上という観点では、金属組織の結晶粒はできるだけ微細であることが好ましい。つまり、クリープ特性の向上と疲労特性の向上は相反する要求であり、その両立は困難であった。
【０００６】
以上の事情を考慮して創案された本発明の目的は、金属組織の結晶粒が微細であり、クリープ特性及び疲労特性がいずれも良好なチタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成すべく本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品は、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品において、化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物であり、金属組織の平均結晶粒径が５０〜３００μｍ、金属組織中に析出するＣ基析出物の平均粒径が１μｍ以下であるものである。
また本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品は、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品において、化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｂ：０．２〜１．２０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物であり、
金属組織の平均結晶粒径が５０〜１５０μｍ、金属組織中に析出するＢ基析出物の平均長さが２〜１５μｍであるものである。
【０００８】
以上の構成によれば、疲労特性を向上させるべく金属組織の結晶粒の微細化を図っても、クリープ特性の著しい低下のおそれがないチタンアルミナイド鋳造品を得ることができる。
【０００９】
一方、本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品の結晶粒微細化方法は、請求項１又は２に記載のチタンアルミナイド鋳造品と同じ化学組成の合金溶湯を金型内に鋳込んだ後、その鋳造体を冷却する際に、１５００〜１１００℃の温度域で、１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却するものである。
【００１０】
以上の方法によれば、上記化学組成のチタンアルミナイド鋳造品を、完全２相（α＋γ相）の層状組織に、かつ、結晶粒微細に形成することができる。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好適一実施の形態を添付図面に基いて説明する。
【００１２】
高温クリープ特性及び鋳造性が良好なチタンアルミナイドとして、本発明者は、Ti-Al-Fe-V系合金又はTi-Al-Fe-V-B系合金（特願平１０−９５１７２号参照）、及びTi-Al-Mo-V系合金又はTi-Al-Mo-V-Si系合金（特願平１１−１６１０７３号）を先行出願した。
【００１３】
上述したTi-Al-Fe-V系合金又はTi-Al-Fe-V-B系合金は、鋳造ままでも優れた高温クリープ特性を有するチタンアルミナイドである。また、Ti-Al-Mo-V系合金又はTi-Al-Mo-V-Si系合金は、Ti-Al-Fe-V系合金又はTi-Al-Fe-V-B系合金よりもＡｌ含有量を増やすことで、機械的特性の向上、即ち高温クリープ強度の更なる向上を図ったチタンアルミナイドである。一般に、Ａｌ含有量が少ないと結晶粒は微細であり、Ａｌ含有量が多いと結晶粒は粗大となる。
【００１４】
先行出願の両チタンアルミナイドは、クリープ特性に主眼をおいたものであったため、その金属組織を、図７，図８に示すように、β凝固による粗大なラメラ組織とすることで、クリープ強度の向上を図っていた。しかし、金属組織の結晶粒が粗大であれば高クリープ強度が得られるものの、疲労特性が低下することから、これらのチタンアルミナイドは、疲労特性についてはあまり十分ではなかった。
【００１５】
そこで、本願発明のチタンアルミナイド鋳造品においては、Ｃ又はＢを規定範囲内で含有させることで、金属組織の結晶粒の微細化を図り、先行出願の両チタンアルミナイドの良好な高温クリープ特性を維持しつつ、疲労特性の改善を図ったものである。
【００１６】
具体的には、第１の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、
化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％、より好ましくは０．２〜０．４原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物で構成される、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品である。
【００１７】
また、第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、
化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｂ：０．２〜１．２０原子％、より好ましくは０．３〜１．２０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物で構成される、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品である。
【００１８】
ここで、第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品において、Ｖの含有量は、１．８原子％以下の任意の値であるが、好ましくは１原子％以下、特に好ましくは０．５原子％前後である。
【００１９】
第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の結晶粒微細化方法を以下に説明する。
【００２０】
先ず、化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％又はＢ：０．２〜１．２０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物となるように金属元素の添加量を調整した後、溶解を行う。
【００２１】
次に、溶解した合金溶湯を金型内に鋳込んで鋳造体を形成する。この鋳造体を冷却する際、１５００〜１１００℃の温度域で、１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する。これによって、鋳放し材の金属組織において、γ相の単相が析出することはなく、完全２相（α＋γ相）の層状組織が結晶粒微細に形成されると共に、結晶粒界に微細なＣ基又はＢ基析出物が析出した本実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品が得られる。
【００２２】
次に、第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の作用について説明する。
【００２３】
第１の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図を図１に、図１の部分拡大図を図２に、第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図を図３に、図３の部分拡大図を図４に示す。
【００２４】
チタンアルミナイド鋳造品の母材中に、Ｃを０．１〜０．４原子％（又はＢを０．２〜１．２０原子％）の範囲で含有させることで、最初にマトリックス（α＋γ相の完全２相）中にＣ基（又はＢ基）析出物が析出し、これらの析出物が核となって結晶粒が微細化し、図１，図２（又は図３，図４）に示すように、図７，図８と比較して金属組織の結晶粒が微細なチタンアルミナイド鋳造品が得られる。
【００２５】
この時、Ｃ（又はＢ）の含有量が規定範囲よりも多いと、Ｃ基（又はＢ基）析出物が過剰に析出すると共に、過剰に析出したこれらの析出物が結晶粒を必要以上に微細化し、クリープ強度の低下を招いてしまう。また、結晶の凝固終了時におけるＣ基（又はＢ基）析出物が粗大になってしまい、これらの析出物が後に破壊の起点となってしまう。逆に、Ｃ（又はＢ）の含有量が規定範囲よりも少ないと、結晶粒の微細化に全く寄与しない。よって、結晶粒の凝固終了時におけるＣ基（又はＢ基）析出物は、その量はできるだけ少なく、かつ、そのサイズはできるだけ微細であることが好ましいことから、Ｃ（又はＢ）の含有量は上記範囲に規定される。
【００２６】
これらの実施の形態においては、上記規定範囲内でＣを添加することで、図２に示すように、結晶粒界に、平均粒径が１μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以下の粒状のＣ基析出物が析出する。又は、上記規定範囲内でＢを添加することで、図４に示すように、結晶粒界に、平均長さが１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下のフレーク状のＢ基析出物（図４中の多数の黒点）が析出する。この微細なＣ基（又はＢ基）析出物が結晶核として析出することで、金属組織における結晶粒の平均粒径が５０〜３００μｍ、好ましくは５０〜１５０μｍに微細化する。
【００２７】
金属組織の結晶粒度とクリープ強度及び結晶粒度と疲労強度の関係を図５に示す。ここで、図５中の、破線Ａ１はＣ又はＢ添加無しのチタンアルミナイド鋳造品のクリープ強度特性を、実線Ａ２は本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品のクリープ強度特性を、実線Ｂはチタンアルミナイド鋳造品の疲労強度特性を示している。
【００２８】
図５に示すように、一般に、結晶粒の微細化に伴って、クリープ強度は著しく低下し、疲労強度は著しく向上する（破線Ａ１、実線Ｂ参照）。これは、金属が変形する時は、結晶粒が微細であると、粒界すべり、結晶拡散クリープ変形が容易となり、その結果、金属の変形が容易となるためである。しかし、本実施の形態においては、結晶粒内に析出する微細なＣ基（又はＢ基）析出物が結晶粒の微細化に寄与すると共に、転位のピン止めとして作用する（ピン止め効果）。このため、疲労強度は著しく向上し、かつ、クリープ強度は大幅に低下することはなく（実線Ａ２参照）、即ちクリープ強度の著しい低下を防ぐことができ、チタンアルミナイド鋳造品の機械的特性が改善される。尚、析出したＣ基（又はＢ基）析出物が粗大であれば、チタンアルミナイド鋳造品の機械的特性改善に寄与しないことは言うまでもない。
【００２９】
ここで、Ｃ及びＢを両方添加してもよいが、その場合、Ｃ，Ｂの内、特にＣの添加量を極微量に制御しなければならなくなる。Ｃの添加量があまりにも少ないと、合金の溶製時にＣが全量揮発してしまうおそれがあり、Ｃの制御が著しく困難となるので、合金設計上、あまり好ましくない。
【００３０】
第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品を、自動車やトラックのターボチャージャーや、高温下で連続使用される回転部材等に対して適用した場合、機械的特性、特に高温クリープ特性及び疲労特性に全く問題がなく、また、製造コストも前述した先行出願の両チタンアルミナイドと同等であることから、コストの大幅な上昇のおそれもない。つまり、高性能、高信頼性のターボチャージャー又は高温回転部材を安価に大量生産することが可能となる。
【００３１】
また、これらのチタンアルミナイド鋳造品は、そのまま金属部品として利用することが可能であるが、これらの鋳造品は鋳放し材であるため、鋳造欠陥を有しているおそれもある。このため、必要に応じて、これらの鋳造品に対して、ＨＩＰ処理や均質化処理等の熱処理を施し、鋳造欠陥を除去するようにしてもよい。この時の熱処理条件は、８００〜１１００℃の温度範囲又は（｛１２２０＋２５（Ａｌ原子％−４４）｝＋１０）以上の温度で熱処理を施すと共に、１００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する。
【００３２】
次に、本発明の他の実施の形態について説明する。
【００３３】
前述した第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品であった。これに対して、第３の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、後述する実施例の表１に記載されるように、第１の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の化学組成の内、Ｓｉを含まず、ＭｏをＦｅで置き換えたものである。
【００３４】
具体的には、第３の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、
化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｆｅ、Ｖの両元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｆｅの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％、より好ましくは０．２〜０．４原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物で構成される、Ｆｅ及びＶの双方を含有するチタンアルミナイド鋳造品である。
【００３６】
第３の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品においても、第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品と同様の効果が得られることは言うまでもない。また、第３の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品と比較して、Ｍｏを含有しない分、製造コストの低減を図ることができる。
【００３７】
【実施例】
Ａｌ、Ｍｏ又はＦｅ、Ｖ、Ｓｉ、Ｃ又はＢ、残部Ｔｉ＋不可避的不純物からなる合金溶湯を溶解製造した後、１５００〜１１００℃の温度域において１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら冷却し、化学組成の異なる２８種類の鋳造体を作製した（実施例１〜１９、比較例１〜７、先行例１，２）。
【００３８】
各鋳造体の化学組成を表１に示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
次に、各鋳造体について、組織観察、クリープ特性、及び疲労特性の評価を行った。また、これらの評価を基に総合評価を行った。各評価結果を表２に示す。
（組織観察）
組織観察方法としては、各鋳造体を切断し、その切断面を光学顕微鏡及び反射電子像によりミクロ組織解析を行い、Ｃ基又はＢ基析出物のサイズ、結晶粒微細化の効果の有無を観察した。ここで、結晶粒微細化の効果が著しかったものは◎、有ったものは○、無かったものは×とした。
（クリープ特性評価）
クリープ特性の評価方法としては、各鋳造体を平行部φ６×３０ｍｍの試験片に加工し、大気中で荷重２４０ＭＰａ、温度７６０℃の条件でクリープラプチャ試験を行い、クリープ破断寿命（ｈｒ）を測定した。
（疲労特性評価）
疲労特性の評価方法としては、周波数６０Ｈｚの三角波を用い、各鋳造体に対して、室温で、応力振幅Ｒ（最小応力／最大応力）が０．１、平均応力が１９２．５ＭＰａの疲労試験を行い、破断に至るまでのサイクル数（回）を測定した。この時、疲労特性が良好なものを○、先行例１，２と同等又は同等以上のものを△とした。
【００４１】
【表２】
【００４２】
表２に示すように、Ｃ又はＢの添加の無い先行例１，２の鋳造体においては、クリープ破断寿命は５００ｈｒ以上と長く、高温クリープ特性に優れているものの、結晶粒が粗大であることから、疲労特性が良好でなかった。これらを踏まえた総合評価が○にとどまった。
【００４３】
これに対して、Ｃを規定範囲内で添加した実施例１〜７，１１〜１３，１７〜１９の鋳造体においては、Ｃ基析出物のサイズは微細又はやや大であり、全ての鋳造体で結晶粒の微細化効果が観察され、疲労特性はいずれも良好であった。また、クリープ破断寿命は３００〜５００ｈｒ程度であり、先行例１，２と比較してクリープ破断寿命の著しい低下はなかった。これらを踏まえた総合評価が◎と良好であった。他方、Ｂを規定範囲内で添加した実施例８〜１０，１４〜１６の鋳造体においては、Ｂ基析出物のサイズは粗大であり、全ての鋳造体で結晶粒の微細化効果が観察され、疲労特性はいずれも良好であった。また、クリープ破断寿命は４００ｈｒ以上であり、先行例１，２と比較してクリープ破断寿命の著しい低下はなかった。これらを踏まえた総合評価が◎と良好であった。ここで、実施例１，１１，１７又は実施例８，１４の鋳造体においては、結晶粒微細化の効果は得られるものの、Ｃ又はＢの含有量がやや少ないため、疲労特性が先行例１，２と同等又は同等以上の△となり、これらを踏まえた総合評価は○にとどまった。
【００４４】
尚、Ｂ基析出物のサイズが「粗大」であるというのは、Ｃ基析出物のサイズと比較してのことであり、Ｂ基析出物のサイズ基準では「微細」である。
【００４５】
比較例３，７又は比較例２，５，６の鋳造体においては、結晶粒微細化の効果は得られるものの、Ｃ又はＢの含有量が規定範囲よりも多いため、Ｃ又はＢの含有量が規定範囲内のものと比較して、Ｃ基又はＢ基析出物のサイズが大きい（大又は極粗大である）ことから、クリープ破断寿命が低下した。これらを踏まえた総合評価は○にとどまった。
【００４６】
比較例１又は比較例４の鋳造体においては、Ｃ又はＢの添加自体を行っていないため、クリープ特性及び疲労特性は先行例１，２の鋳造体と同程度であり、これらを踏まえた総合評価は○にとどまった。
【００４７】
次に、クリープ特性と疲労特性の関係を図６に示す。ここで、横軸はクリープ破断寿命（ｈｒ〔７６０℃，２４０ＭＰａ〕）を、縦軸はＬＣＦ（Life of Cycles to Failure）特性を示している。
【００４８】
図６に示すように、図中△印で示されるTi-Al-Mo-V系合金にＳｉを添加すると共に、Ａｌ含有量を増やすことで、Ｓｉによる析出強化及び結晶粒粗大化により、クリープ破断寿命が３００ｈｒ程度から５００ｈｒ程度に向上し、即ち高温クリープ特性が改善され、図中□印で示されるTi-Al-Mo-V-Si系合金が得られる。
【００４９】
このTi-Al-Mo-V-Si系合金にＣ又はＢを添加することで、結晶粒が微細化してＬＣＦ特性が改善され、図中黒丸印で示される本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品ＬＣＦ特性が得られる。この時、Ｃ又はＢの添加量があまりにも少ないと、図中○印で示すように、結晶粒微細化の効果が無く、ＬＣＦ特性が改善されることはない。また、Ｃ又はＢの添加量の多い、少ないによって、析出するＣ基又はＢ基析出物のサイズが粗大になったり、微細になったりする。この時、析出したＣ基又はＢ基析出物があまりにも粗大であると、高温クリープ特性の著しい低下を防ぐことができない。
【００５０】
以上、本発明の実施の形態は、上述した実施の形態に限定されるものではなく、他にも種々のものが想定されることは言うまでもない。
【００５１】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、次のような優れた効果を発揮する。
（１） 疲労特性を向上させるべく金属組織の結晶粒の微細化を図っても、クリープ特性の著しい低下のおそれがないチタンアルミナイド鋳造品を得ることができる。
（２） （１）のチタンアルミナイド鋳造品を、完全２相（α＋γ相）の層状組織に、かつ、結晶粒微細に形成することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】第１の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図である。
【図２】図１の部分拡大図である。
【図３】第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図である。
【図４】図３の部分拡大図である。
【図５】金属組織の結晶粒度とクリープ強度及び結晶粒度と疲労強度の関係を示す図である。
【図６】クリープ特性とＬＣＦ特性の関係を示す図である。
【図７】高温クリープ特性に優れたチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図である。
【図８】図７の部分拡大図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、チタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法に係り、特に、トラックのディーゼルエンジン等に搭載されるターボチャージャーや、高温下で連続使用される回転部材等に用いられるチタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＡｌとＴｉとの金属間化合物であるチタンアルミナイド（ＴｉＡｌ）は、軽量で、高強度である等といった特性を有していることから、航空機や自動車用エンジンの回転部材等に有望とされている。
【０００３】
これらの部材にチタンアルミナイドを用いるには、チタンアルミナイドがクリープ強度（特に高温クリープ強度）及び疲労強度を高いレベルで満足すること、即ち、チタンアルミナイドのクリープ特性（特に高温クリープ特性）及び疲労特性が良好であることが要求される。
【０００４】
チタンアルミナイドの金属組織形態の１つに全面ラメラ組織があるが、この組織のチタンアルミナイドは、クリープ特性に優れていることが知られている。また、β相安定化型元素（Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ等）を添加したチタンアルミナイドは、クリープ特性に優れたものが多いことが知られている。これは、これらの元素を添加すると、Ａｌ成分量との兼ね合いから、初晶がβ相で凝固を開始した場合、結晶粒の粗大化が生じ、即ち、金属組織が粗大組織となるためであり、これによって、クリープ強度が向上する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、疲労特性の向上という観点では、金属組織の結晶粒はできるだけ微細であることが好ましい。つまり、クリープ特性の向上と疲労特性の向上は相反する要求であり、その両立は困難であった。
【０００６】
以上の事情を考慮して創案された本発明の目的は、金属組織の結晶粒が微細であり、クリープ特性及び疲労特性がいずれも良好なチタンアルミナイド鋳造品及びその結晶粒微細化方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成すべく本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品は、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品において、化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物であり、金属組織の平均結晶粒径が５０〜３００μｍ、金属組織中に析出するＣ基析出物の平均粒径が１μｍ以下であるものである。
また本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品は、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品において、化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｂ：０．２〜１．２０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物であり、
金属組織の平均結晶粒径が５０〜１５０μｍ、金属組織中に析出するＢ基析出物の平均長さが２〜１５μｍであるものである。
【０００８】
以上の構成によれば、疲労特性を向上させるべく金属組織の結晶粒の微細化を図っても、クリープ特性の著しい低下のおそれがないチタンアルミナイド鋳造品を得ることができる。
【０００９】
一方、本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品の結晶粒微細化方法は、請求項１又は２に記載のチタンアルミナイド鋳造品と同じ化学組成の合金溶湯を金型内に鋳込んだ後、その鋳造体を冷却する際に、１５００〜１１００℃の温度域で、１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却するものである。
【００１０】
以上の方法によれば、上記化学組成のチタンアルミナイド鋳造品を、完全２相（α＋γ相）の層状組織に、かつ、結晶粒微細に形成することができる。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好適一実施の形態を添付図面に基いて説明する。
【００１２】
高温クリープ特性及び鋳造性が良好なチタンアルミナイドとして、本発明者は、Ti-Al-Fe-V系合金又はTi-Al-Fe-V-B系合金（特願平１０−９５１７２号参照）、及びTi-Al-Mo-V系合金又はTi-Al-Mo-V-Si系合金（特願平１１−１６１０７３号）を先行出願した。
【００１３】
上述したTi-Al-Fe-V系合金又はTi-Al-Fe-V-B系合金は、鋳造ままでも優れた高温クリープ特性を有するチタンアルミナイドである。また、Ti-Al-Mo-V系合金又はTi-Al-Mo-V-Si系合金は、Ti-Al-Fe-V系合金又はTi-Al-Fe-V-B系合金よりもＡｌ含有量を増やすことで、機械的特性の向上、即ち高温クリープ強度の更なる向上を図ったチタンアルミナイドである。一般に、Ａｌ含有量が少ないと結晶粒は微細であり、Ａｌ含有量が多いと結晶粒は粗大となる。
【００１４】
先行出願の両チタンアルミナイドは、クリープ特性に主眼をおいたものであったため、その金属組織を、図７，図８に示すように、β凝固による粗大なラメラ組織とすることで、クリープ強度の向上を図っていた。しかし、金属組織の結晶粒が粗大であれば高クリープ強度が得られるものの、疲労特性が低下することから、これらのチタンアルミナイドは、疲労特性についてはあまり十分ではなかった。
【００１５】
そこで、本願発明のチタンアルミナイド鋳造品においては、Ｃ又はＢを規定範囲内で含有させることで、金属組織の結晶粒の微細化を図り、先行出願の両チタンアルミナイドの良好な高温クリープ特性を維持しつつ、疲労特性の改善を図ったものである。
【００１６】
具体的には、第１の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、
化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％、より好ましくは０．２〜０．４原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物で構成される、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品である。
【００１７】
また、第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、
化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｂ：０．２〜１．２０原子％、より好ましくは０．３〜１．２０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物で構成される、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品である。
【００１８】
ここで、第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品において、Ｖの含有量は、１．８原子％以下の任意の値であるが、好ましくは１原子％以下、特に好ましくは０．５原子％前後である。
【００１９】
第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の結晶粒微細化方法を以下に説明する。
【００２０】
先ず、化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％又はＢ：０．２〜１．２０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物となるように金属元素の添加量を調整した後、溶解を行う。
【００２１】
次に、溶解した合金溶湯を金型内に鋳込んで鋳造体を形成する。この鋳造体を冷却する際、１５００〜１１００℃の温度域で、１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却する。これによって、鋳放し材の金属組織において、γ相の単相が析出することはなく、完全２相（α＋γ相）の層状組織が結晶粒微細に形成されると共に、結晶粒界に微細なＣ基又はＢ基析出物が析出した本実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品が得られる。
【００２２】
次に、第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の作用について説明する。
【００２３】
第１の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図を図１に、図１の部分拡大図を図２に、第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図を図３に、図３の部分拡大図を図４に示す。
【００２４】
チタンアルミナイド鋳造品の母材中に、Ｃを０．１〜０．４原子％（又はＢを０．２〜１．２０原子％）の範囲で含有させることで、最初にマトリックス（α＋γ相の完全２相）中にＣ基（又はＢ基）析出物が析出し、これらの析出物が核となって結晶粒が微細化し、図１，図２（又は図３，図４）に示すように、図７，図８と比較して金属組織の結晶粒が微細なチタンアルミナイド鋳造品が得られる。
【００２５】
この時、Ｃ（又はＢ）の含有量が規定範囲よりも多いと、Ｃ基（又はＢ基）析出物が過剰に析出すると共に、過剰に析出したこれらの析出物が結晶粒を必要以上に微細化し、クリープ強度の低下を招いてしまう。また、結晶の凝固終了時におけるＣ基（又はＢ基）析出物が粗大になってしまい、これらの析出物が後に破壊の起点となってしまう。逆に、Ｃ（又はＢ）の含有量が規定範囲よりも少ないと、結晶粒の微細化に全く寄与しない。よって、結晶粒の凝固終了時におけるＣ基（又はＢ基）析出物は、その量はできるだけ少なく、かつ、そのサイズはできるだけ微細であることが好ましいことから、Ｃ（又はＢ）の含有量は上記範囲に規定される。
【００２６】
これらの実施の形態においては、上記規定範囲内でＣを添加することで、図２に示すように、結晶粒界に、平均粒径が１μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以下の粒状のＣ基析出物が析出する。又は、上記規定範囲内でＢを添加することで、図４に示すように、結晶粒界に、平均長さが１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下のフレーク状のＢ基析出物（図４中の多数の黒点）が析出する。この微細なＣ基（又はＢ基）析出物が結晶核として析出することで、金属組織における結晶粒の平均粒径が５０〜３００μｍ、好ましくは５０〜１５０μｍに微細化する。
【００２７】
金属組織の結晶粒度とクリープ強度及び結晶粒度と疲労強度の関係を図５に示す。ここで、図５中の、破線Ａ１はＣ又はＢ添加無しのチタンアルミナイド鋳造品のクリープ強度特性を、実線Ａ２は本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品のクリープ強度特性を、実線Ｂはチタンアルミナイド鋳造品の疲労強度特性を示している。
【００２８】
図５に示すように、一般に、結晶粒の微細化に伴って、クリープ強度は著しく低下し、疲労強度は著しく向上する（破線Ａ１、実線Ｂ参照）。これは、金属が変形する時は、結晶粒が微細であると、粒界すべり、結晶拡散クリープ変形が容易となり、その結果、金属の変形が容易となるためである。しかし、本実施の形態においては、結晶粒内に析出する微細なＣ基（又はＢ基）析出物が結晶粒の微細化に寄与すると共に、転位のピン止めとして作用する（ピン止め効果）。このため、疲労強度は著しく向上し、かつ、クリープ強度は大幅に低下することはなく（実線Ａ２参照）、即ちクリープ強度の著しい低下を防ぐことができ、チタンアルミナイド鋳造品の機械的特性が改善される。尚、析出したＣ基（又はＢ基）析出物が粗大であれば、チタンアルミナイド鋳造品の機械的特性改善に寄与しないことは言うまでもない。
【００２９】
ここで、Ｃ及びＢを両方添加してもよいが、その場合、Ｃ，Ｂの内、特にＣの添加量を極微量に制御しなければならなくなる。Ｃの添加量があまりにも少ないと、合金の溶製時にＣが全量揮発してしまうおそれがあり、Ｃの制御が著しく困難となるので、合金設計上、あまり好ましくない。
【００３０】
第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品を、自動車やトラックのターボチャージャーや、高温下で連続使用される回転部材等に対して適用した場合、機械的特性、特に高温クリープ特性及び疲労特性に全く問題がなく、また、製造コストも前述した先行出願の両チタンアルミナイドと同等であることから、コストの大幅な上昇のおそれもない。つまり、高性能、高信頼性のターボチャージャー又は高温回転部材を安価に大量生産することが可能となる。
【００３１】
また、これらのチタンアルミナイド鋳造品は、そのまま金属部品として利用することが可能であるが、これらの鋳造品は鋳放し材であるため、鋳造欠陥を有しているおそれもある。このため、必要に応じて、これらの鋳造品に対して、ＨＩＰ処理や均質化処理等の熱処理を施し、鋳造欠陥を除去するようにしてもよい。この時の熱処理条件は、８００〜１１００℃の温度範囲又は（｛１２２０＋２５（Ａｌ原子％−４４）｝＋１０）以上の温度で熱処理を施すと共に、１００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する。
【００３２】
次に、本発明の他の実施の形態について説明する。
【００３３】
前述した第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品であった。これに対して、第３の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、後述する実施例の表１に記載されるように、第１の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の化学組成の内、Ｓｉを含まず、ＭｏをＦｅで置き換えたものである。
【００３４】
具体的には、第３の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、
化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｆｅ、Ｖの両元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｆｅの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％、より好ましくは０．２〜０．４原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物で構成される、Ｆｅ及びＶの双方を含有するチタンアルミナイド鋳造品である。
【００３６】
第３の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品においても、第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品と同様の効果が得られることは言うまでもない。また、第３の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品は、第１及び第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品と比較して、Ｍｏを含有しない分、製造コストの低減を図ることができる。
【００３７】
【実施例】
Ａｌ、Ｍｏ又はＦｅ、Ｖ、Ｓｉ、Ｃ又はＢ、残部Ｔｉ＋不可避的不純物からなる合金溶湯を溶解製造した後、１５００〜１１００℃の温度域において１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら冷却し、化学組成の異なる２８種類の鋳造体を作製した（実施例１〜１９、比較例１〜７、先行例１，２）。
【００３８】
各鋳造体の化学組成を表１に示す。
【００３９】
【表１】
次に、各鋳造体について、組織観察、クリープ特性、及び疲労特性の評価を行った。また、これらの評価を基に総合評価を行った。各評価結果を表２に示す。
（組織観察）
組織観察方法としては、各鋳造体を切断し、その切断面を光学顕微鏡及び反射電子像によりミクロ組織解析を行い、Ｃ基又はＢ基析出物のサイズ、結晶粒微細化の効果の有無を観察した。ここで、結晶粒微細化の効果が著しかったものは◎、有ったものは○、無かったものは×とした。
（クリープ特性評価）
クリープ特性の評価方法としては、各鋳造体を平行部φ６×３０ｍｍの試験片に加工し、大気中で荷重２４０ＭＰａ、温度７６０℃の条件でクリープラプチャ試験を行い、クリープ破断寿命（ｈｒ）を測定した。
（疲労特性評価）
疲労特性の評価方法としては、周波数６０Ｈｚの三角波を用い、各鋳造体に対して、室温で、応力振幅Ｒ（最小応力／最大応力）が０．１、平均応力が１９２．５ＭＰａの疲労試験を行い、破断に至るまでのサイクル数（回）を測定した。この時、疲労特性が良好なものを○、先行例１，２と同等又は同等以上のものを△とした。
【００４１】
【表２】
表２に示すように、Ｃ又はＢの添加の無い先行例１，２の鋳造体においては、クリープ破断寿命は５００ｈｒ以上と長く、高温クリープ特性に優れているものの、結晶粒が粗大であることから、疲労特性が良好でなかった。これらを踏まえた総合評価が○にとどまった。
【００４３】
これに対して、Ｃを規定範囲内で添加した実施例１〜７，１１〜１３，１７〜１９の鋳造体においては、Ｃ基析出物のサイズは微細又はやや大であり、全ての鋳造体で結晶粒の微細化効果が観察され、疲労特性はいずれも良好であった。また、クリープ破断寿命は３００〜５００ｈｒ程度であり、先行例１，２と比較してクリープ破断寿命の著しい低下はなかった。これらを踏まえた総合評価が◎と良好であった。他方、Ｂを規定範囲内で添加した実施例８〜１０，１４〜１６の鋳造体においては、Ｂ基析出物のサイズは粗大であり、全ての鋳造体で結晶粒の微細化効果が観察され、疲労特性はいずれも良好であった。また、クリープ破断寿命は４００ｈｒ以上であり、先行例１，２と比較してクリープ破断寿命の著しい低下はなかった。これらを踏まえた総合評価が◎と良好であった。ここで、実施例１，１１，１７又は実施例８，１４の鋳造体においては、結晶粒微細化の効果は得られるものの、Ｃ又はＢの含有量がやや少ないため、疲労特性が先行例１，２と同等又は同等以上の△となり、これらを踏まえた総合評価は○にとどまった。
【００４４】
尚、Ｂ基析出物のサイズが「粗大」であるというのは、Ｃ基析出物のサイズと比較してのことであり、Ｂ基析出物のサイズ基準では「微細」である。
【００４５】
比較例３，７又は比較例２，５，６の鋳造体においては、結晶粒微細化の効果は得られるものの、Ｃ又はＢの含有量が規定範囲よりも多いため、Ｃ又はＢの含有量が規定範囲内のものと比較して、Ｃ基又はＢ基析出物のサイズが大きい（大又は極粗大である）ことから、クリープ破断寿命が低下した。これらを踏まえた総合評価は○にとどまった。
【００４６】
比較例１又は比較例４の鋳造体においては、Ｃ又はＢの添加自体を行っていないため、クリープ特性及び疲労特性は先行例１，２の鋳造体と同程度であり、これらを踏まえた総合評価は○にとどまった。
【００４７】
次に、クリープ特性と疲労特性の関係を図６に示す。ここで、横軸はクリープ破断寿命（ｈｒ〔７６０℃，２４０ＭＰａ〕）を、縦軸はＬＣＦ（Life of Cycles to Failure）特性を示している。
【００４８】
図６に示すように、図中△印で示されるTi-Al-Mo-V系合金にＳｉを添加すると共に、Ａｌ含有量を増やすことで、Ｓｉによる析出強化及び結晶粒粗大化により、クリープ破断寿命が３００ｈｒ程度から５００ｈｒ程度に向上し、即ち高温クリープ特性が改善され、図中□印で示されるTi-Al-Mo-V-Si系合金が得られる。
【００４９】
このTi-Al-Mo-V-Si系合金にＣ又はＢを添加することで、結晶粒が微細化してＬＣＦ特性が改善され、図中黒丸印で示される本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品ＬＣＦ特性が得られる。この時、Ｃ又はＢの添加量があまりにも少ないと、図中○印で示すように、結晶粒微細化の効果が無く、ＬＣＦ特性が改善されることはない。また、Ｃ又はＢの添加量の多い、少ないによって、析出するＣ基又はＢ基析出物のサイズが粗大になったり、微細になったりする。この時、析出したＣ基又はＢ基析出物があまりにも粗大であると、高温クリープ特性の著しい低下を防ぐことができない。
【００５０】
以上、本発明の実施の形態は、上述した実施の形態に限定されるものではなく、他にも種々のものが想定されることは言うまでもない。
【００５１】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、次のような優れた効果を発揮する。
（１） 疲労特性を向上させるべく金属組織の結晶粒の微細化を図っても、クリープ特性の著しい低下のおそれがないチタンアルミナイド鋳造品を得ることができる。
（２） （１）のチタンアルミナイド鋳造品を、完全２相（α＋γ相）の層状組織に、かつ、結晶粒微細に形成することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】第１の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図である。
【図２】図１の部分拡大図である。
【図３】第２の実施の形態に係るチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図である。
【図４】図３の部分拡大図である。
【図５】金属組織の結晶粒度とクリープ強度及び結晶粒度と疲労強度の関係を示す図である。
【図６】クリープ特性とＬＣＦ特性の関係を示す図である。
【図７】高温クリープ特性に優れたチタンアルミナイド鋳造品の金属組織の光学顕微鏡観察図である。
【図８】図７の部分拡大図である。
Claims (3)
- Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品において、化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｃ：０．１〜０．４原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物であり、
金属組織の平均結晶粒径が５０〜３００μｍ、金属組織中に析出するＣ基析出物の平均粒径が１μｍ以下であることを特徴とするチタンアルミナイド鋳造品。 - Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全てを含有するチタンアルミナイド鋳造品において、化学組成が、
Ａｌ：４６〜５０原子％、
Ｍｏ、Ｖ、及びＳｉの全元素を総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの含有量は０．７原子％以下、Ｍｏの含有量は１７．５−０．３ｘ原子％以下（ｘ：Ａｌの含有量））、
Ｂ：０．２〜１．２０原子％、
残部：Ｔｉ及び不可避的不純物であり、
金属組織の平均結晶粒径が５０〜１５０μｍ、金属組織中に析出するＢ基析出物の平均長さが２〜１５μｍであることを特徴とするチタンアルミナイド鋳造品。 - 請求項１又は２に記載のチタンアルミナイド鋳造品と同じ化学組成の合金溶湯を金型内に鋳込んだ後、その鋳造体を冷却する際に、１５００〜１１００℃の温度域で、１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却することを特徴とするチタンアルミナイド鋳造品の結晶粒微細化方法。
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