JP6311356B2 - ＴｉＡｌ製タービンホイール - Google Patents
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Description
本発明は、ＴｉＡｌ製タービンホイールに関し、さらに詳しくは、自動車のターボチャージャーなどに用いられるＴｉＡｌ製タービンホイールに関する。
自動車用ターボチャージャーのタービンホイールは、エンジンから排気される高温ガスにさらされるため、高温下での耐熱性が要求される。そのため、タービンホイールには、従来、Ｎｉ基合金、ＴｉＡｌ合金（例えば、特許文献１〜３）などの耐熱性に優れた合金が用いられている。
ＴｉＡｌ合金は、Inconel（登録商標）７１３ＣなどのＮｉ基合金に比較して耐酸化性が若干劣る。しかし、ＴｉＡｌ合金にＡｌ、Ｎｂ、又はＳｉを添加することにより耐酸化性が改善されることが知られており、また実際の自動車排気ガスに含まれる酸素成分が少ないことから、酸化による問題は克服しつつある。
一方、燃費や燃焼効率を改善するために、排ガス温度は高温化する傾向にあり、９００℃を超える高温域での強度特性の改善が重要課題になっている。しかしながら、タービンホイールは、一般に、鋳造法により製造されており、鋳造ままでは微小な欠陥（ミクロシュリンケージ）を内在することが多い。
一方、燃費や燃焼効率を改善するために、排ガス温度は高温化する傾向にあり、９００℃を超える高温域での強度特性の改善が重要課題になっている。しかしながら、タービンホイールは、一般に、鋳造法により製造されており、鋳造ままでは微小な欠陥（ミクロシュリンケージ）を内在することが多い。
この問題を解決するために、高温での熱処理による延性の改善や、ＨＩＰ処理による延性・強度の改善が知られており、ＴｉＡｌ合金にも適用事例はある。
しかしながら、ＴｉＡｌ合金に対してＨＩＰ処理を施すと、むしろ特性を損ない、ＨＩＰ処理による高温特性の改善が得られない場合があった。
しかしながら、ＴｉＡｌ合金に対してＨＩＰ処理を施すと、むしろ特性を損ない、ＨＩＰ処理による高温特性の改善が得られない場合があった。
本発明が解決しようとする課題は、高温特性に優れたＴｉＡｌ系合金からなるＴｉＡｌ製タービンホイールを提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、ＨＩＰ処理による高温特性改善が可能なＴｉＡｌ系合金からなるＴｉＡｌ製タービンホイールを提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、ＨＩＰ処理による高温特性改善が可能なＴｉＡｌ系合金からなるＴｉＡｌ製タービンホイールを提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係るＴｉＡｌ製タービンホイールは、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、
３０．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３３．０ｍａｓｓ％、
０．０６ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．１２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．１ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ系合金からなる。
（２）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ホイール中央部の組織が等軸晶からなり、かつ、平均結晶粒径が０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
（３）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ＨＩＰ後のホイール中央部のミクロシュリンケージの面積率が０．００５area％未満である。
（１）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、
３０．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３３．０ｍａｓｓ％、
０．０６ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．１２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．１ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ系合金からなる。
（２）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ホイール中央部の組織が等軸晶からなり、かつ、平均結晶粒径が０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
（３）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ＨＩＰ後のホイール中央部のミクロシュリンケージの面積率が０．００５area％未満である。
所定の組成を有するＴｉＡｌ系合金を鋳造すると、通常、個々の結晶粒がα2相（Ｔｉ3Ａｌ）とγ相（ＴｉＡｌ）のラメラー構造を持つ組織が得られる。一方、個々の結晶粒の形状は、ＴｉＡｌ系合金の組成に応じて、柱状晶となる場合と、等軸晶となる場合とがある。
柱状晶組織を持つＴｉＡｌ系合金に対してＨＩＰ処理を施すと、高温特性の改善は得られない。同様に、等軸晶組織を持つＴｉＡｌ系合金に対してＨＩＰ処理を施す場合において、平均粒径が小さすぎる場合及び大きすぎる場合のいずれも、高温特性の改善は得られない。
柱状晶組織を持つＴｉＡｌ系合金に対してＨＩＰ処理を施すと、高温特性の改善は得られない。同様に、等軸晶組織を持つＴｉＡｌ系合金に対してＨＩＰ処理を施す場合において、平均粒径が小さすぎる場合及び大きすぎる場合のいずれも、高温特性の改善は得られない。
これに対し、ＴｉＡｌ系合金を鋳造する場合において、成分を最適化すると、適度な粒径を持つ等軸晶組織が得られる。このようなＴｉＡｌ系合金に対してＨＩＰ処理すると、高温特性が改善される。これは、ＨＩＰ処理によりシュリンケージが消滅すると同時に、ＨＩＰ処理時における結晶粒間での等軸γ粒の析出が抑制されるためと考えられる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． ＴｉＡｌ製タービンホイール］
本発明に係るＴｉＡｌ製タービンホイールは、以下の構成を備えている。
（１）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、
３０．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３３．０ｍａｓｓ％、
０．０６ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．１２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．１ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ系合金からなる。
（２）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ホイール中央部の組織が等軸晶からなり、かつ、平均結晶粒径が０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
（３）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ＨＩＰ後のホイール中央部のミクロシュリンケージの面積率が０．００５area％未満である。
［１． ＴｉＡｌ製タービンホイール］
本発明に係るＴｉＡｌ製タービンホイールは、以下の構成を備えている。
（１）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、
３０．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３３．０ｍａｓｓ％、
０．０６ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．１２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．１ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ系合金からなる。
（２）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ホイール中央部の組織が等軸晶からなり、かつ、平均結晶粒径が０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
（３）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ＨＩＰ後のホイール中央部のミクロシュリンケージの面積率が０．００５area％未満である。
［１．１． ＴｉＡｌ系合金］
本発明に係るＴｉＡｌ製タービンホイールは、ＴｉＡｌ系合金からなる。ＴｉＡｌ系合金は、以下のような元素を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
本発明に係るＴｉＡｌ製タービンホイールは、ＴｉＡｌ系合金からなる。ＴｉＡｌ系合金は、以下のような元素を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１．１．１． 主構成元素］
（１）３０．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３３．０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、Ｔｉと結合して金属間化合物であるγ相（ＴｉＡｌ）及びα相（Ｔｉ3Ａｌ）を生成する。α相は、室温ではα2相となる。γ相及びα相は、いずれも単相では脆く、強度が低い化合物である。しかしながら、Ａｌ量を最適化すると、γ相中にα相が体積率で４〜２８％程度含まれる二相状態（ラメラー組織）となり、延性及び強度が高くなる。また、耐久強度特性も最も良好となる。
（１）３０．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３３．０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、Ｔｉと結合して金属間化合物であるγ相（ＴｉＡｌ）及びα相（Ｔｉ3Ａｌ）を生成する。α相は、室温ではα2相となる。γ相及びα相は、いずれも単相では脆く、強度が低い化合物である。しかしながら、Ａｌ量を最適化すると、γ相中にα相が体積率で４〜２８％程度含まれる二相状態（ラメラー組織）となり、延性及び強度が高くなる。また、耐久強度特性も最も良好となる。
Ａｌ量が不足すると、α相（Ｔｉ3Ａｌ）の量が過大になる。同時に、平均結晶粒径が３．０ｍｍを超える粗大な等軸晶組織となる。等軸晶組織であるため、ＨＩＰ処理後は、ミクロシュリンケージが圧着されることにより特性ばらつきは抑制される。しかし、ＨＩＰ処理によってラメラーが粗くなり、かつ、結晶粒界に粗大な等軸γ粒が形成される（図１（ａ）参照）。その結果、高温強度及び耐久強度が低下する。さらに、耐酸化性はＡｌ量に依存しており、高温域での使用を考えると、低Ａｌ側の設計は好ましくない。
従って、Ａｌ量は、３０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、３０．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、３１．０ｍａｓｓ％以上である。
従って、Ａｌ量は、３０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、３０．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、３１．０ｍａｓｓ％以上である。
Ａｌ量が多くなるほど、耐酸化性は増大する。特に、１０００℃付近の高温域では、その効果が顕著になる。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると、γ相（ＴｉＡｌ）が過大（すなわち、α相（Ｔｉ3Ａｌ）が過小）となり、強度及び延性が著しく低下する。同時に、柱状晶組織が支配的となる。柱状晶組織の場合、ミクロシュリンケージがやや粗大なため、ＨＩＰ処理を行っても圧着効果が低い。また、ＨＩＰ処理後に形成される等軸γ粒の形成箇所がタービンホイールの軸部（中央部）に集中する（図１（ｄ）参照）。そのため、高温引張強度が低くなり、耐久寿命も低下する。
従って、Ａｌ量は、３３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、３２．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３２．０ｍａｓｓ％以下である。
従って、Ａｌ量は、３３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、３２．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３２．０ｍａｓｓ％以下である。
（２）０．０６ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．１２ｍａｓｓ％：
Ｃは、α（α2）相及びγ相の双方に固溶し、ＴｉＡｌ系合金の高温強度を上げ、耐久強度を向上させる効果がある。Ｃ量が０．０６ｍａｓｓ％以上になると、マクロ組織が適度に等軸晶化し（図１（ｂ）参照）、耐久強度を向上させる効果が現れる。従って、Ｃ量は、０．０６ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃ量が過剰になると（Ｃ量が０．１２ｍａｓｓ％を超えると）、炭化物の析出と、結晶粒の過度の微細化が顕在化し、耐久強度が低下する。従って、Ｃ量は、０．１２ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｃは、α（α2）相及びγ相の双方に固溶し、ＴｉＡｌ系合金の高温強度を上げ、耐久強度を向上させる効果がある。Ｃ量が０．０６ｍａｓｓ％以上になると、マクロ組織が適度に等軸晶化し（図１（ｂ）参照）、耐久強度を向上させる効果が現れる。従って、Ｃ量は、０．０６ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｃ量が過剰になると（Ｃ量が０．１２ｍａｓｓ％を超えると）、炭化物の析出と、結晶粒の過度の微細化が顕在化し、耐久強度が低下する。従って、Ｃ量は、０．１２ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（３）Ｏ≦０．１ｍａｓｓ％：
（４）Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％：
Ｏ及びＮは、原料から混入する不純物である。Ｏ及び／又はＮが多量に混入すると、マクロ組織が極微細等軸晶となる（図１（ｃ）参照）。従って、Ｏ量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。また、Ｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（４）Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％：
Ｏ及びＮは、原料から混入する不純物である。Ｏ及び／又はＮが多量に混入すると、マクロ組織が極微細等軸晶となる（図１（ｃ）参照）。従って、Ｏ量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。また、Ｎ量は、０．０５ｍａｓｓ％以下である必要がある。
［１．１．２． 副構成元素］
ＴｉＡｌ系合金は、上述した主構成元素に加えて、以下の１又は２以上の副構成元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
ＴｉＡｌ系合金は、上述した主構成元素に加えて、以下の１又は２以上の副構成元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（５）７．０ｍａｓｓ％≦Ｎｂ＋Ｔａ≦８．０ｍａｓｓ％：
「Ｎｂ＋Ｔａ」は、ＮｂとＴａの総量を表す。また、総量が上記範囲内である限りにおいて、Ｎｂ又はＴａのいずれか一方が含まれていなくても良く（Ｎｂ≧０ｍａｓｓ％、Ｔａ≧０ｍａｓｓ％）、あるいは、双方が含まれていても良いことを表す。
Ｎｂ及びＴａは、いずれもＴｉＡｌ系合金の耐酸化性を改善する。このような効果を得るためには、総量は、７．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。総量は、さらに好ましくは、７．２ｍａｓｓ％以上である。
一方、総量が過剰になると、延性が低下する。また、これらの元素は高比重であるため、ＴｉＡｌ系合金の密度を高くし、低密度というＴｉＡｌ系合金の利点が薄れる。従って、総量は、８．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。総量は、さらに好ましくは、７．８ｍａｓｓ％以下である。
「Ｎｂ＋Ｔａ」は、ＮｂとＴａの総量を表す。また、総量が上記範囲内である限りにおいて、Ｎｂ又はＴａのいずれか一方が含まれていなくても良く（Ｎｂ≧０ｍａｓｓ％、Ｔａ≧０ｍａｓｓ％）、あるいは、双方が含まれていても良いことを表す。
Ｎｂ及びＴａは、いずれもＴｉＡｌ系合金の耐酸化性を改善する。このような効果を得るためには、総量は、７．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。総量は、さらに好ましくは、７．２ｍａｓｓ％以上である。
一方、総量が過剰になると、延性が低下する。また、これらの元素は高比重であるため、ＴｉＡｌ系合金の密度を高くし、低密度というＴｉＡｌ系合金の利点が薄れる。従って、総量は、８．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。総量は、さらに好ましくは、７．８ｍａｓｓ％以下である。
（６）０．２ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、高温環境下においてシリサイド（Ｔｉ5Ｓｉ3）を析出させ、クリープ特性を改善する。また、Ｓｉは、耐酸化性を改善する。高いクリープ特性を得るためには、Ｓｉ量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、粗大な晶出シリサイド（Ｔｉ5Ｓｉ3）を形成し、クリープ特性を劣化させる。また、粗大な晶出シリサイドは、室温での延性も低下させる。従って、Ｓｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉは、高温環境下においてシリサイド（Ｔｉ5Ｓｉ3）を析出させ、クリープ特性を改善する。また、Ｓｉは、耐酸化性を改善する。高いクリープ特性を得るためには、Ｓｉ量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、粗大な晶出シリサイド（Ｔｉ5Ｓｉ3）を形成し、クリープ特性を劣化させる。また、粗大な晶出シリサイドは、室温での延性も低下させる。従って、Ｓｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下である。
（７）０．５ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦１．５ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、ＴｉＡｌ系合金の延性を改善する。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、０．５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、湯周り性が悪化する。また、耐酸化性が低下するとともに、β相が生成し、高温強度が低下する。従って、Ｃｒ量は、１．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、１．３ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒは、ＴｉＡｌ系合金の延性を改善する。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、０．５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、湯周り性が悪化する。また、耐酸化性が低下するとともに、β相が生成し、高温強度が低下する。従って、Ｃｒ量は、１．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、１．３ｍａｓｓ％以下である。
（８）０．２ｍａｓｓ％≦Ｍｎ＋Ｖ≦４．０ｍａｓｓ％：
「Ｍｎ＋Ｖ」は、ＭｎとＶの総量を表す。また、総量が上記範囲内である限りにおいて、Ｍｎ又はＶのいずれか一方が含まれていなくても良く（Ｍｎ≧０ｍａｓｓ％、Ｖ≧０ｍａｓｓ％）、あるいは、双方が含まれていても良いことを表す。
Ｍｎ及びＶは、いずれもＴｉＡｌ系合金の延性を改善する。このような効果を得るためには、総量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、総量が過剰になると、耐酸化性が低下するとともに、β相が生成し、高温強度が低下する。従って、総量は、４．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
「Ｍｎ＋Ｖ」は、ＭｎとＶの総量を表す。また、総量が上記範囲内である限りにおいて、Ｍｎ又はＶのいずれか一方が含まれていなくても良く（Ｍｎ≧０ｍａｓｓ％、Ｖ≧０ｍａｓｓ％）、あるいは、双方が含まれていても良いことを表す。
Ｍｎ及びＶは、いずれもＴｉＡｌ系合金の延性を改善する。このような効果を得るためには、総量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、総量が過剰になると、耐酸化性が低下するとともに、β相が生成し、高温強度が低下する。従って、総量は、４．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（９）０．２ｍａｓｓ％≦Ｗ＋Ｒｅ≦１０．０ｍａｓｓ％：
「Ｗ＋Ｒｅ」は、ＷとＲｅの総量を表す。また、総量が上記範囲内である限りにおいて、Ｗ又はＲｅのいずれか一方が含まれていなくても良く（Ｗ≧０ｍａｓｓ％、Ｒｅ≧０ｍａｓｓ％）、あるいは、双方が含まれていても良いことを表す。
Ｗ及びＲｅは、いずれもＴｉＡｌ系合金の耐酸化性を改善する。このような効果を得るためには、総量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、総量が過剰になると、延性が低下する。また、Ｗ及びＲｅは高比重のため、ＴｉＡｌ系合金の密度を高くし、低密度というＴｉＡｌ系合金の利点が薄れる。従って、総量は、１０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
「Ｗ＋Ｒｅ」は、ＷとＲｅの総量を表す。また、総量が上記範囲内である限りにおいて、Ｗ又はＲｅのいずれか一方が含まれていなくても良く（Ｗ≧０ｍａｓｓ％、Ｒｅ≧０ｍａｓｓ％）、あるいは、双方が含まれていても良いことを表す。
Ｗ及びＲｅは、いずれもＴｉＡｌ系合金の耐酸化性を改善する。このような効果を得るためには、総量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、総量が過剰になると、延性が低下する。また、Ｗ及びＲｅは高比重のため、ＴｉＡｌ系合金の密度を高くし、低密度というＴｉＡｌ系合金の利点が薄れる。従って、総量は、１０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１０）Ｚｒ＜１．０ｍａｓｓ％：
（１１）Ｆｅ＜１．０ｍａｓｓ％：
Ｚｒ及びＦｅは、いずれもＴｉＡｌ系合金製タービンホイールの精密鋳造の工程及び原料から混入する不純物である。Ｚｒ及び／又はＦｅが１．０ｍａｓｓ％以上混入すると、ＴｉＡｌ系合金の延性が著しく低下する。従って、Ｚｒ量は、１．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。同様に、Ｆｅ量は、１．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。特に、Ｚｒ量及びＦｅ量がともに１．０ｍａｓｓ％未満であるのが好ましい。
（１１）Ｆｅ＜１．０ｍａｓｓ％：
Ｚｒ及びＦｅは、いずれもＴｉＡｌ系合金製タービンホイールの精密鋳造の工程及び原料から混入する不純物である。Ｚｒ及び／又はＦｅが１．０ｍａｓｓ％以上混入すると、ＴｉＡｌ系合金の延性が著しく低下する。従って、Ｚｒ量は、１．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。同様に、Ｆｅ量は、１．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。特に、Ｚｒ量及びＦｅ量がともに１．０ｍａｓｓ％未満であるのが好ましい。
［１．２． 組織］
タービンホイールを構成するＴｉＡｌ系合金は、ホイール中央部の組織が等軸晶からなり、かつ、平均結晶粒径が０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下であるものからなる。なお、「ホイール中央部」とは、図２（ｂ）のサンプル採取位置で示す部分である。
タービンホイールを構成するＴｉＡｌ系合金は、ホイール中央部の組織が等軸晶からなり、かつ、平均結晶粒径が０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下であるものからなる。なお、「ホイール中央部」とは、図２（ｂ）のサンプル採取位置で示す部分である。
［１．２．１． 等軸晶］
「等軸晶」とは、短径Ｄ1に対する長径Ｄ2の比（＝Ｄ2／Ｄ1比）が３．０以下である粒子をいう。
「長径Ｄ2」とは、ＴｉＡｌ系合金の断面を顕微鏡で観察した場合において、断面に現れる粒子の長径方向（長さが最大となる方向）の長さをいう。
「短径Ｄ1」とは、短径方向（長径方向に対して垂直な方向）の長さをいう。
「等軸晶」とは、短径Ｄ1に対する長径Ｄ2の比（＝Ｄ2／Ｄ1比）が３．０以下である粒子をいう。
「長径Ｄ2」とは、ＴｉＡｌ系合金の断面を顕微鏡で観察した場合において、断面に現れる粒子の長径方向（長さが最大となる方向）の長さをいう。
「短径Ｄ1」とは、短径方向（長径方向に対して垂直な方向）の長さをいう。
「等軸晶からなる」とは、ＴｉＡｌ系合金の断面を顕微鏡で観察し、視野内に含まれる３０個以上の粒子を無作為に選んだ場合において、観察された粒子の総数に対する等軸晶粒子の数の割合が７０％以上であることをいう。
本発明において、過冷却が大きくなるように成分が最適化されているため、凝固時には、鋳型の近傍だけでなく、中心部においても相対的に多量の核が生成する。その結果、実質的に等軸晶からなるＴｉＡｌ系合金が得られる。
本発明において、過冷却が大きくなるように成分が最適化されているため、凝固時には、鋳型の近傍だけでなく、中心部においても相対的に多量の核が生成する。その結果、実質的に等軸晶からなるＴｉＡｌ系合金が得られる。
［１．２．２． 平均結晶粒径］
「結晶粒径」とは、粒子断面の円相当径をいう。
「平均結晶粒径」とは、無作為に選んだ１０個以上の粒子の結晶粒径の平均値をいう。
「結晶粒径」とは、粒子断面の円相当径をいう。
「平均結晶粒径」とは、無作為に選んだ１０個以上の粒子の結晶粒径の平均値をいう。
ＴｉＡｌ系合金の平均結晶粒径は、合金成分（すなわち、過冷却の程度と、核生成の起点となる成分の量）に依存する。核生成を助長する成分が多くなるほど、平均結晶粒径は小さくなる。結晶粒径が小さくなるほど、室温〜８００℃域の強度及び延性が向上する。しかしながら、核生成を助長する成分が過剰になると、結晶粒径が小さくなる（図１（ｃ）参照）と同時に、ラメラーコロニーサイズが小さくなる。その結果、９００℃を超える温度域での強度特性が低下する。また、不要な硬質脆性な化合物を形成することは、疲労破壊起点を増やすことにも相当するため、実機環境での耐久リスクが増加することになる。従って、平均結晶粒径は、０．３ｍｍ以上である必要がある。
一方、結晶粒径が大きくなりすぎると、ＨＩＰ処理後に、結晶粒間に粗大な等軸γ粒子が多量に析出する（図１（ａ）参照）。その結果、高温特性がかえって低下する。従って、平均結晶粒径は、３．０ｍｍ以下である必要がある。
［１．３． ミクロシュリンケージ］
一般に、ＴｉＡｌ系合金を鋳造すると、粒子間にミクロシュリンケージが存在する。これをＨＩＰ処理すると、ミクロシュリンケージが圧着され、鋳造欠陥（破壊起点）が減少する。その結果、特性ばらつきが抑制される。ＨＩＰ処理条件を最適化すると、ＨＩＰ後のホイール中央部のミクロシュリンケージの面積率は、０．００５area％未満となる。
ここで、「ミクロシュリンケージの面積率」とは、図２（ｂ）のサンプル採取位置の縦断面において、観察視野（１５ｍｍ×１５ｍｍ）内に含まれるミクロシュリンケージの面積の割合をいう。
一般に、ＴｉＡｌ系合金を鋳造すると、粒子間にミクロシュリンケージが存在する。これをＨＩＰ処理すると、ミクロシュリンケージが圧着され、鋳造欠陥（破壊起点）が減少する。その結果、特性ばらつきが抑制される。ＨＩＰ処理条件を最適化すると、ＨＩＰ後のホイール中央部のミクロシュリンケージの面積率は、０．００５area％未満となる。
ここで、「ミクロシュリンケージの面積率」とは、図２（ｂ）のサンプル採取位置の縦断面において、観察視野（１５ｍｍ×１５ｍｍ）内に含まれるミクロシュリンケージの面積の割合をいう。
［２． タービンホイールの製造方法］
本発明に係るタービンホイールは、
（１）所定の成分となるように配合された原料を溶解し、鋳型に鋳造し、
（２）鋳造品をＨＩＰ処理し、
（３）必要に応じて機械加工を施す
ことにより製造することができる。
本発明に係るタービンホイールは、
（１）所定の成分となるように配合された原料を溶解し、鋳型に鋳造し、
（２）鋳造品をＨＩＰ処理し、
（３）必要に応じて機械加工を施す
ことにより製造することができる。
［２．１． 溶解・鋳造工程］
まず、所定の成分となるように配合された原料を溶解し、鋳型に鋳造する（溶解・鋳造工程）。溶解方法及び溶解条件は、特に限定されるものではなく、所定の成分を有する溶湯が得られる方法及び条件であればよい。
溶解方法としては、例えば、レビテーション溶解法、真空誘導溶解法、プラズマ・スカル溶解法などがある。
まず、所定の成分となるように配合された原料を溶解し、鋳型に鋳造する（溶解・鋳造工程）。溶解方法及び溶解条件は、特に限定されるものではなく、所定の成分を有する溶湯が得られる方法及び条件であればよい。
溶解方法としては、例えば、レビテーション溶解法、真空誘導溶解法、プラズマ・スカル溶解法などがある。
次に、得られた溶湯を鋳型に鋳造する。鋳造方法及び条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法及び条件を選択することができる。
鋳造方法としては、例えば、減圧吸引鋳造法、加圧鋳造法、遠心鋳造法、金型鋳造法などがある。これらの中でも減圧吸引鋳造法は、薄肉で複雑な形状を有する部材の鋳造が可能であるので、タービンホイールの鋳造方法として特に好適である。
鋳造方法としては、例えば、減圧吸引鋳造法、加圧鋳造法、遠心鋳造法、金型鋳造法などがある。これらの中でも減圧吸引鋳造法は、薄肉で複雑な形状を有する部材の鋳造が可能であるので、タービンホイールの鋳造方法として特に好適である。
減圧吸引鋳造法とは、ロストワックス法にて製造した砂型を用い、原料又は母合金をレビテーション溶解した後、鋳型をセットしたチャンバー内を減圧吸引することで鋳型内に溶湯を吸引し、鋳造する方法である。各製品重量は、通常１ｋｇ以下である。減圧吸引鋳造法は、タービンホイールのように翼先端部の肉厚が５ｍｍ以下となる薄肉・小型鋳物に適した方法である。また、レビテーション溶解との組み合わせにより、活性金属の溶解であるにもかかわらず、酸素、窒素などの混入を抑制できる。
しかしながら、レビテーション溶解炉では、その構造上、高周波電流により対象金属を加熱する一方で、炉体は常時水冷されている。そのため、溶湯温度を上げるのに限界があり、合金成分により凝固後の組織形態に差が生じる。
これに対し、本発明においては、溶湯の成分が最適化されているので、目的とする等軸晶組織を安定して得ることができる。
鋳造後、破砕、ショットブラスト等を利用して、鋳型を除去する。
これに対し、本発明においては、溶湯の成分が最適化されているので、目的とする等軸晶組織を安定して得ることができる。
鋳造後、破砕、ショットブラスト等を利用して、鋳型を除去する。
［２．２． ＨＩＰ処理工程］
次に、鋳造品をＨＩＰ処理する（ＨＩＰ処理工程）。ＨＩＰ処理は、内部の鋳造欠陥を消滅させ、信頼性を向上させるとともに、強度及び靱性を改善させる。ＨＩＰ処理条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
一般に、ＨＩＰ処理温度が高くなるほど、より短時間の処理で、ミクロシュリンケージを圧着させることができる。従って、ＨＩＰ処理温度は、１０００℃以上が好ましい。
一方、ＨＩＰ処理温度が高くなりすぎると、結晶粒が粗大化する。従って、ＨＩＰ処理温度は、１３５０℃以下が好ましい。
次に、鋳造品をＨＩＰ処理する（ＨＩＰ処理工程）。ＨＩＰ処理は、内部の鋳造欠陥を消滅させ、信頼性を向上させるとともに、強度及び靱性を改善させる。ＨＩＰ処理条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。
一般に、ＨＩＰ処理温度が高くなるほど、より短時間の処理で、ミクロシュリンケージを圧着させることができる。従って、ＨＩＰ処理温度は、１０００℃以上が好ましい。
一方、ＨＩＰ処理温度が高くなりすぎると、結晶粒が粗大化する。従って、ＨＩＰ処理温度は、１３５０℃以下が好ましい。
最適なＨＩＰ処理時間は、組成や処理温度にもよるが、通常、２時間程度である。同様に、ＨＩＰ処理時の圧力は、通常、１０００ｋｇｆ／ｃｍ2以上（９８ＭＰａ以上）である。ＨＩＰ処理後、サンドブラストにて表面の煤を除去する。
［２．３． 加工工程］
次に、必要に応じてＨＩＰ処理品に対して、機械加工を施す（加工工程）。加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。なお、実質的に後加工が不要な場合には、後加工を省略することができる。
次に、必要に応じてＨＩＰ処理品に対して、機械加工を施す（加工工程）。加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。なお、実質的に後加工が不要な場合には、後加工を省略することができる。
［３． 作用］
所定の組成を有するＴｉＡｌ系合金を鋳造すると、通常、個々の結晶粒がα2相（Ｔｉ3Ａｌ）とγ相（ＴｉＡｌ）のラメラー構造を持つ組織が得られる。一方、個々の結晶粒の形状は、ＴｉＡｌ系合金の組成に応じて、柱状晶となる場合と、等軸晶となる場合とがある。
一般に、鋳造品に対してＨＩＰ処理を施すと、鋳造まま材に形成されているミクロシュリンケージが圧着され、鋳造欠陥減少（破壊起点減少）による品質改善効果（特性ばらつきの抑制効果）が得られることが知られている。しかしながら、本願発明者らは、詳細な調査の結果、ＴｉＡｌ系合金については、鋳造組織が異なると、ＨＩＰ処理による強度・延性に与える効果が異なることを見出した。
所定の組成を有するＴｉＡｌ系合金を鋳造すると、通常、個々の結晶粒がα2相（Ｔｉ3Ａｌ）とγ相（ＴｉＡｌ）のラメラー構造を持つ組織が得られる。一方、個々の結晶粒の形状は、ＴｉＡｌ系合金の組成に応じて、柱状晶となる場合と、等軸晶となる場合とがある。
一般に、鋳造品に対してＨＩＰ処理を施すと、鋳造まま材に形成されているミクロシュリンケージが圧着され、鋳造欠陥減少（破壊起点減少）による品質改善効果（特性ばらつきの抑制効果）が得られることが知られている。しかしながら、本願発明者らは、詳細な調査の結果、ＴｉＡｌ系合金については、鋳造組織が異なると、ＨＩＰ処理による強度・延性に与える効果が異なることを見出した。
また、ＨＩＰ処理時の温度環境では、通常、結晶粒成長には至らない。しかしながら、ＨＩＰ処理により、ラメラー間隔の増大と結晶粒間の等軸γ粒の形成による高温強度特性の低下が起こる。そのため、ＨＩＰ処理に際しては、ラメラー組織の変化に起因する特性低下を抑制することが肝要となる。
一方、ＨＩＰとは関係なく、不純物（例えば、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂなど）の多量添加により、微細な等軸粒が得られることが知られている。そのため、このような不純物の添加による結晶粒の微細等軸化とＨＩＰ処理とを組み合わせることが考えられる。
一方、ＨＩＰとは関係なく、不純物（例えば、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂなど）の多量添加により、微細な等軸粒が得られることが知られている。そのため、このような不純物の添加による結晶粒の微細等軸化とＨＩＰ処理とを組み合わせることが考えられる。
しかし、不純物の添加による微細等軸化とＨＩＰ処理との組み合わせでは、室温〜８００℃域の強度及び延性を向上させることはできるが、９００℃を超える高温域での強度特性が低下する。これは、結晶粒が小さくなると同時に、ラメラーコロニーサイズも小さくなるためである。また、不要な硬質脆性な化合物を形成することは、疲労破壊起点を増やすことにも相当するため、実機環境での耐久リスクが増加することになる。
本願発明者らは、ＨＩＰ処理前のマクロ・ミクロ組織と、ＨＩＰ処理後の強度特性に及ぼす成分の影響を鋭意調査した。その結果、最適な結晶組織と結晶粒サイズが存在し、その組織を得るための製法と組成の最適解が存在することを見出した。具体的には、Ｃ量とＡｌ量を適正化することで、炭化物を形成することなく、０．３〜３．０ｍｍ程度の適度な等軸晶組織が得られることを見出した。
図１に、ＨＩＰ処理前後の組織の模式図を示す。凝固時に核生成が専ら鋳型の近傍で起こる場合、図１（ｄ）の上図に示すように、鋳造組織は柱状晶組織が支配的となる。一方、核生成が鋳型から離れた位置にある溶湯内でも活発に起こる場合、図１（ａ）の上図〜図１（ｃ）の上図に示すように、鋳造組織は等軸晶組織となる。また、核生成を助長する成分が多くなるほど、図１（ａ）→図１（ｂ）→図１（ｃ）に示すように、結晶粒は微細化する。
柱状晶組織においては、ミクロシュリンケージがタービンホイールの軸部中央に凝集している。このような柱状晶組織に対してＨＩＰ処理を行うと、図１（ｄ）の下図に示すように、タービンホイールの軸部中央のミクロシュリンケージを完全に圧着できない上に、結晶粒界部に等軸γ粒が集合形成されやすい。その結果、かえって特性を損ない、ＨＩＰ処理による高温特性の改善は得られない。
一方、等軸晶組織においては、材料内にミクロシュリンケージが均等に分散している。そのため、等軸晶組織に対するＨＩＰ処理は有効であり、ＨＩＰ処理により室温〜８００℃程度の低温域での強度及び靱性の向上を図ることができる。
しかしながら、等軸晶組織において、結晶粒を微細化しすぎた場合（図１（ｃ））には、９００℃を超える高温域での強度低下とクリープ伸びの増大が生じる。そのため、９００℃を超える高温域での使用に耐えられない。
また、結晶粒を粗大化しすぎた場合（図１（ａ））には、ＨＩＰ処理後に結晶粒界に多量の等軸γ粒が形成される。そのため、高温強度及び耐久寿命が低下する。
しかしながら、等軸晶組織において、結晶粒を微細化しすぎた場合（図１（ｃ））には、９００℃を超える高温域での強度低下とクリープ伸びの増大が生じる。そのため、９００℃を超える高温域での使用に耐えられない。
また、結晶粒を粗大化しすぎた場合（図１（ａ））には、ＨＩＰ処理後に結晶粒界に多量の等軸γ粒が形成される。そのため、高温強度及び耐久寿命が低下する。
これに対し、適度に粗い等軸晶組織に対してＨＩＰ処理すると、図１（ｂ）に示すように、多量の等軸γ粒子を生成させることなく、ミクロシュリンケージを圧着することができる。その結果、室温〜８００℃の低温域の特性が向上するだけでなく、９００℃を超える高温域における特性（高温強度、耐クリープ性）も向上する。
（実施例１〜２７、参考例２８、実施例２９〜５８、比較例１〜２６）
［１． 試料の作製］
レビテーション溶解及び減圧吸引鋳造を組み合わせた精密鋳造法にて、１００ｇ程度のタービンホイールを作製した。鋳造後、破砕、ショットブラスト等を用いて、鋳型を除去した。その後、鋳造品のＨＩＰ処理を行った。ＨＩＰ処理条件は、温度：１２００℃、加圧ガス：Ａｒガス、圧力：１０００ｋｇｆ／ｃｍ2（９８ＭＰａ）以上、処理時間：２時間とした。ＨＩＰ処理後、サンドブラストにて表面の煤を除去した。表１及び表２に、各試料の成分を示す。
［１． 試料の作製］
レビテーション溶解及び減圧吸引鋳造を組み合わせた精密鋳造法にて、１００ｇ程度のタービンホイールを作製した。鋳造後、破砕、ショットブラスト等を用いて、鋳型を除去した。その後、鋳造品のＨＩＰ処理を行った。ＨＩＰ処理条件は、温度：１２００℃、加圧ガス：Ａｒガス、圧力：１０００ｋｇｆ／ｃｍ2（９８ＭＰａ）以上、処理時間：２時間とした。ＨＩＰ処理後、サンドブラストにて表面の煤を除去した。表１及び表２に、各試料の成分を示す。
［２． 試験方法］
［２．１． 引張試験及びクリープラプチャー試験］
図２（ａ）に示すように、ＨＩＰ処理後のタービンホイールの軸部中央より、試験片を切り出した。試験部直径は６ｍｍ、試験部平滑部の長さは１３ｍｍとした。この試験片を用いて引張試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠）、及びクリープラプチャー試験（ＪＩＳ Ｚ ２２７１に準拠）を行った。
［２．１． 引張試験及びクリープラプチャー試験］
図２（ａ）に示すように、ＨＩＰ処理後のタービンホイールの軸部中央より、試験片を切り出した。試験部直径は６ｍｍ、試験部平滑部の長さは１３ｍｍとした。この試験片を用いて引張試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠）、及びクリープラプチャー試験（ＪＩＳ Ｚ ２２７１に準拠）を行った。
［２．２． 結晶粒径、ミクロシュリンケージの面積率、及び等軸γ面積率］
図２（ｂ）に示すように、タービンホイールの軸部中央より試験片を切り出した。
試験片の縦断面ミクロ組織を研磨ままの状態で光学顕微鏡にて観察し、１５ｍｍ×１５ｍｍの視野を撮影した。その中におけるシュリンケージの面積率を導出した。
また、試験片の縦断面ミクロ組織をエッチングした状態で光学顕微鏡にて観察し、１５ｍｍ×１５ｍｍの視野を撮影した。その範囲の結晶粒径（＝ラメラーコロニーサイズ）の平均値、及び等軸γ粒子の面積率を導出した。
図２（ｂ）に示すように、タービンホイールの軸部中央より試験片を切り出した。
試験片の縦断面ミクロ組織を研磨ままの状態で光学顕微鏡にて観察し、１５ｍｍ×１５ｍｍの視野を撮影した。その中におけるシュリンケージの面積率を導出した。
また、試験片の縦断面ミクロ組織をエッチングした状態で光学顕微鏡にて観察し、１５ｍｍ×１５ｍｍの視野を撮影した。その範囲の結晶粒径（＝ラメラーコロニーサイズ）の平均値、及び等軸γ粒子の面積率を導出した。
［２．３． 耐久試験］
ＨＩＰ処理後のタービンホイールを実機のターボチャージャーにセットした。燃料を燃焼させたガスバーナー送風によりタービンの回転試験を実施した。温度環境として、ターボチャージャー入口におけるガス温度を１０００℃に設定した。
送風量により回転数を制御した。１０万回転／分から試験を開始し、各５万回転アップ毎に３０分間定常運転し、段階的に回転速度を上げた。ホイールが破損する限界の回転速度を耐久限界回転数とした。すなわち、２０万回転／分で破損した場合は、耐久限界回転数は１５万回／分である。
なお、３０万回転／分以上については、機構上、回転速度を上げることができなかったため、実施していない。従って、３０万回転／分のデータは、３０万回転で３０分間定常運転しても未破損であったことを意味する。
ＨＩＰ処理後のタービンホイールを実機のターボチャージャーにセットした。燃料を燃焼させたガスバーナー送風によりタービンの回転試験を実施した。温度環境として、ターボチャージャー入口におけるガス温度を１０００℃に設定した。
送風量により回転数を制御した。１０万回転／分から試験を開始し、各５万回転アップ毎に３０分間定常運転し、段階的に回転速度を上げた。ホイールが破損する限界の回転速度を耐久限界回転数とした。すなわち、２０万回転／分で破損した場合は、耐久限界回転数は１５万回／分である。
なお、３０万回転／分以上については、機構上、回転速度を上げることができなかったため、実施していない。従って、３０万回転／分のデータは、３０万回転で３０分間定常運転しても未破損であったことを意味する。
［３． 結果］
表３及び表４に結果を示す。表５及び表６には、主としてＡｌ量が異なる材料の組成及び結果を抜き出して示した。同様に、表７及び表８には、主としてＣ量が異なる材料の組成及び結果を抜き出して示した。
図３（ａ）に、Ａｌ量とクリープラプチャー寿命との関係を示す。図３（ｂ）に、Ａｌ量と耐久破損限界回転数との関係を示す。図４（ａ）に、Ｃ量とクリープラプチャー寿命との関係を示す。図４（ｂ）に、Ｃ量と耐久破損限界回転数との関係を示す。
表３〜表８及び図３〜図４より、以下のことがわかる。
表３及び表４に結果を示す。表５及び表６には、主としてＡｌ量が異なる材料の組成及び結果を抜き出して示した。同様に、表７及び表８には、主としてＣ量が異なる材料の組成及び結果を抜き出して示した。
図３（ａ）に、Ａｌ量とクリープラプチャー寿命との関係を示す。図３（ｂ）に、Ａｌ量と耐久破損限界回転数との関係を示す。図４（ａ）に、Ｃ量とクリープラプチャー寿命との関係を示す。図４（ｂ）に、Ｃ量と耐久破損限界回転数との関係を示す。
表３〜表８及び図３〜図４より、以下のことがわかる。
（１）Ａｌ量が過剰になると、柱状晶組織となる。一方、Ａｌ量が少なすぎると、平均結晶粒径が３．０ｍｍを超える粗大な等軸晶組織となる。その結果、何れの場合も高温特性が低下する。
これに対し、Ａｌ量を最適化すると、平均結晶粒径が０．３〜３．０ｍｍ程度の適度な粗さを有する等軸晶組織が得られる。また、これによって高温特性が向上する。
これに対し、Ａｌ量を最適化すると、平均結晶粒径が０．３〜３．０ｍｍ程度の適度な粗さを有する等軸晶組織が得られる。また、これによって高温特性が向上する。
（２）Ｃ量が少なすぎると、柱状晶組織となる。一方、Ｃ量が過剰になると、平均結晶粒径が０．３ｍｍ未満の極微細な等軸晶組織となる。その結果、何れの場合も高温特性が低下する。
これに対し、Ｃ量を最適化すると、平均結晶粒径が０．３〜３．０ｍｍ程度の適度な等軸晶組織が得られる。また、これによって高温特性が向上する。
これに対し、Ｃ量を最適化すると、平均結晶粒径が０．３〜３．０ｍｍ程度の適度な等軸晶組織が得られる。また、これによって高温特性が向上する。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係るタービンホイールは、自動車用ターボチャージャーに用いることができる。
Claims (7)
- 以下の構成を備えたＴｉＡｌ製タービンホイール。
（１）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、
３０．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３３．０ｍａｓｓ％、
０．０６ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．１２ｍａｓｓ％、
Ｏ≦０．１ｍａｓｓ％、及び、
Ｎ≦０．０５ｍａｓｓ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ系合金からなる。
（２）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ホイール中央部の組織が等軸晶からなり、かつ、平均結晶粒径が０．３ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
（３）前記ＴｉＡｌ製タービンホイールは、ＨＩＰ後のホイール中央部のミクロシュリンケージの面積率が０．００５area％未満である。 - 前記ＴｉＡｌ系合金は、
７．０ｍａｓｓ％≦Ｎｂ＋Ｔａ≦８．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１に記載のＴｉＡｌ製タービンホイール。 - 前記ＴｉＡｌ系合金は、
０．２ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％、
をさらに含む請求項１又は２に記載のＴｉＡｌ製タービンホイール。 - 前記ＴｉＡｌ系合金は、
０．５ｍａｓｓ％≦Ｃｒ≦１．４ｍａｓｓ％
さらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載のＴｉＡｌ製タービンホイール。 - 前記ＴｉＡｌ系合金は、
０．２ｍａｓｓ％≦Ｍｎ＋Ｖ≦４．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれか１項に記載のＴｉＡｌ製タービンホイール。 - 前記ＴｉＡｌ系合金は、
０．２ｍａｓｓ％≦Ｗ＋Ｒｅ≦１０．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から５までのいずれか１項に記載のＴｉＡｌ製タービンホイール。 - 前記ＴｉＡｌ系合金は、
Ｚｒ≦０．０５ｍａｓｓ％、及び／又は、
Ｆｅ≦０．０６ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から６までのいずれか１項に記載のＴｉＡｌ製タービンホイール。
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