JP6540075B2 - ＴｉＡｌ系耐熱部材 - Google Patents

Description

本発明は、ＴｉＡｌ系耐熱部材に関し、さらに詳しくは、自動車用ターボチャージャーのタービンホイールなどに好適なＴｉＡｌ系耐熱部材に関する。

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Ｎｂ、Ｓｉなど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いる。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。

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ａｌ：３８〜４５原子％、Ｍｎ：３〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金が開示されている。
同文献には、ＴｉＡｌ基合金中のラメラー組織とβ相とを適切に制御することにより、ＴｉＡｌ基合金の機械加工性と高温強度とを両立できる点が記載されている。

特許文献２には、Ａｌ：３８〜４８原子％、Ｍｎ：４〜１０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなるＴｉＡｌ基合金が開示されている。
同文献には、ＴｉＡｌ基合金において、所定の平均粒径において室温での延性、特に衝撃特性が大幅に改善される点が記載されている。

特許文献３には、
（１）Ａｌ：４２〜５２原子％を含むＴｉ−Ａｌ系合金に、１３００℃超のα−Ｔｉ単相域で１／ｓｅｃ以上の歪速度で加工を施して細粒化し、
（２）得られた微細結晶粒の内部にＴｉＡｌとＴｉ₃Ａｌのラメラを生成させて微細なラメラ粒組織とするラメラ形成処理を行う
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金の製造方法が開示されている。
同文献には、全体が微細なラメラ粒から成る組織は、常温延性、高温強度、破壊靱性の特性バランスが優れている点が記載されている。

さらに、特許文献４には、ラメラ組織を含むＴｉ−Ａｌ系金属間化合物の製造において、ラメラ層間隔を増加させる熱処理を固相線温度以下で行う方法が開示されている。
同文献には、ラメラ層間隔を制御することにより、目的に応じた特性（強度、硬度、耐熱性、耐衝撃性等）をコントロールすることが可能になる点が記載されている。

特許文献１〜４に記載されているように、ＴｉＡｌ系合金の組織制御は、ＴｉＡｌ系合金の機械的特性の向上に有効である。しかしながら、粒径の制御やラメラ間隔の制御による機械的特性の向上には、限界がある。

また、ＴｉＡｌ系合金において、表面硬度を高めるために、浸炭処理や窒化処理も行われている。しかし、これらの処理は表面にＴｉＣやＴｉＮなどの炭化物、窒化物を生成させるため、靱性低下あるいは表面破壊の起点となることが懸念される。また、表面処理工程が必要となるため、コストに大きく影響する。
一方、ＴｉＡｌ系合金において、母材自体の硬度を上げることは可能であるが、硬度が高くなるほど母材の靱性が劣化する。そのため、母材全体を高硬度させた材料は、高負荷がかかる実用部材として使用できない。

特開２００２−３５６７２９号公報 特開２００１−３１６７４３号公報 特開平０８−１４４０３４号公報 特開平０６−２６４２０３号公報

本発明が解決しようとする課題は、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させたＴｉＡｌ系耐熱部材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、表面破壊の起点の増加や製造コストの増加を生じさせることなく、表面のみを高硬度化させたＴｉＡｌ系耐熱部材を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、ＴｉＡｌ系耐熱部材の一つであるタービンホイールに対して本発明を適用し、かつ結晶粒径を制御することで、タービンホイールの耐久性を向上させることにある。

上記課題を解決するために本発明に係るＴｉＡｌ系耐熱部材は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記ＴｉＡｌ系耐熱部材は、
２８．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３５．０ｍａｓｓ％、
１．０ｍａｓｓ％≦Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｔａ≦１５．０ｍａｓｓ％、
０．１ｍａｓｓ％≦Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｖ≦５．０ｍａｓｓ％、及び、
０．１ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％
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系耐熱部材は、
その表面の全部又は一部に内部より硬さの高い硬化層を備え、
次の（ａ）式で表される硬さ比が１．４以上２．５以下である。
硬さ比＝ＨＶ_S／ＨＶ_I ・・・（ａ）
但し、
ＨＶ_S（表層の硬さ）は、表面から０．０２ｍｍ±０．００５ｍｍの位置におけるビッカース硬さ（荷重：０．９８Ｎ）、
ＨＶ_I（内部の硬さ）は、表面から０．５０ｍｍ±０．１０ｍｍの位置におけるビッカース硬さ（荷重：０．９８Ｎ）。
前記ＴｉＡｌ系耐熱部材は、タービンホイールが好ましい。
前記タービンホイールの翼表層部は、平均結晶粒径が１０μｍ以上５０μｍ以下であり、かつ、結晶方位がランダムな等軸粒組織を呈するものが好ましい。
さらに、前記タービンホイールの翼内部は、平均結晶粒径が１００μｍ以上５００μｍ以下であり、かつ、結晶方位がランダムな等軸粒組織を呈するものが好ましい。

初晶としてβ（βＴｉ）相が析出するように、溶湯の成分を調整する。次いで、溶湯を鋳型に鋳造する。この時、表層が固液域を通過する際の冷却速度を所定の範囲に制御すると、表層に形成される初晶β相の厚さを制御することができる。冷却の進行に伴い、初晶β相は、やがてＡｌ含有量が相対的に少ないα（αＴｉ）相となる。さらに冷却が進行すると、α相は、α₂（Ｔｉ₃Ａｌ）相とγ（ＴｉＡｌ）相のラメラ組織となる。初晶β相は、溶湯成分に比べてＡｌ量が少ないため、表層は、内部に比べてα₂相の量が多い。

一方、表層において初晶β相が析出した後、内部が凝固する。内部は、主として溶湯成分をほぼ反映したα相、すなわち、表層に比べてＡｌ量の多いα相からなる。さらに冷却が進行すると、内部のα相は、α₂相とγ相の層状組織（ラメラ組織）となる。内部のα相は、相対的にＡｌ量が多いため、内部は、表層に比べてα₂相の量が少ない。
ＴｉＡｌ系合金の硬さは、α₂相の量に依存し、α₂相の量が多くなるほど硬度が高くなる。そのため、溶湯成分及び固液域の冷却速度を最適化することによって、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させることができる。また、表面処理が不要であるので、表面破壊の起点の増加や製造コストの増加を生じさせることなく、表面のみを高硬度化させることができる。

硬さの測定方法を説明するための模式図である。 表層部の反射電子像（図２（ａ））及び内部の反射電子像（図２（ｂ））である。 曲げ強度の測定方法を説明するための模式図である。 引張強度の測定方法を説明するための模式図である。 硬化層深さの測定方法を説明するための図である。

翼間部のＥＰＭＡ測定結果である。 表面からの距離とＡｌ量との関係、及び表面からの距離とビッカース硬さＨＶとの関係を示す図である。

内部硬さと表層硬さとの関係を示す図である。 固液域の冷却速度と硬化層深さとの関係を示す図である。 硬化層深さと曲げ強度との関係を示す図である。 Ｔｉ−Ａｌ二元系状態図である。

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系耐熱部材］
本発明に係るＴｉＡｌ系耐熱部材は、以下の構成を備えている。
（１）前記ＴｉＡｌ系耐熱部材は、
２８．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３５．０ｍａｓｓ％、
１．０ｍａｓｓ％≦Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｔａ≦１５．０ｍａｓｓ％、
０．１ｍａｓｓ％≦Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｖ≦５．０ｍａｓｓ％、及び、
０．１ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％
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系耐熱部材は、
その表面の全部又は一部に内部より硬さの高い硬化層を備え、
次の（ａ）式で表される硬さ比が１．４以上２．５以下である。
硬さ比＝ＨＶ_S／ＨＶ_I ・・・（ａ）
但し、
ＨＶ_S（表層の硬さ）は、表面から０．０２ｍｍ±０．００５ｍｍの位置におけるビッカース硬さ（荷重：０．９８Ｎ）、
ＨＶ_I（内部の硬さ）は、表面から０．５０ｍｍ±０．１０ｍｍの位置におけるビッカース硬さ（荷重：０．９８Ｎ）。

［１．１． ＴｉＡｌ系合金］
本発明に係るＴｉＡｌ系耐熱部材は、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。なお、以下の成分範囲の説明において、各成分の含有量は、材料全体の平均組成を表す。

［１．１．１． 主構成元素］
（１）２８．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３５．０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、Ｔｉとともに金属間化合物γ（ＴｉＡｌ）、α₂（Ｔｉ₃Ａｌ）を構成する必須元素である。Ａｌ量が少なすぎると、α₂相の生成量が過剰となる。その結果、内部の延性及び靱性が低下するとともに、耐酸化性にも劣る。従って、Ａｌ量は、２８．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、３０．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、３１．０ｍａｓｓ％以上である。

γ／α₂層状組織（ラメラ組織）において、高強度・高靱性を得るためには、内部のα₂体積率を所定の範囲とする必要がある。一方、表層を高硬度化するためには、β相を初晶として晶出させ、それらを凝固中に成長させる必要がある。Ａｌ量が過剰になると、γ単相化し、Ａｌ₃Ｔｉ相の生成量が増大し、あるいは、β相を初晶として晶出させるのが困難となる。従って、Ａｌ量は、３５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、３４．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３２．０ｍａｓｓ％以下である。

（２）１．０ｍａｓｓ％≦Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｔａ≦１５．０ｍａｓｓ％：
「Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｔａ」は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ及びＴａ（以下、「Ｎｂ等」ともいう）の総量を表す。また、総量が上記の範囲内にある限りにおいて、Ｎｂ等はいずれか一種が含まれていても良く、あるいは、二種以上が含まれていても良いことを表す（Ｎｂ≧０ｍａｓｓ％、Ｍｏ≧０ｍａｓｓ％、Ｗ≧０ｍａｓｓ％、Ｔａ≧０ｍａｓｓ％）。

Ｎｂ等は、ＴｉＡｌ系材料の耐酸化性を向上させるのに有効な元素である。Ｎｂ等をＳｉと共に複合添加すると、単独添加の場合に比べて耐酸化性がさらに向上する。また、Ｎｂ等は、Ｔｉサイトに固溶するため、表面硬度を上昇させるα₂相の硬度を上昇させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｎｂ等の総量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。総量は、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。

一方、総量が過剰になると、軟質なＢ２相を形成するため、表面硬度の上昇効果が飽和する。また、Ｎｂ等は高融点で、かつ高価な元素であるため、必要以上の添加は、製造性や材料コストに課題を生ずる。従って、Ｎｂ等の総量は、１５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。総量は、さらに好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、８．０ｍａｓｓ％以下である。

（３）０．１ｍａｓｓ％≦Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｖ≦５．０ｍａｓｓ％：
「Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｖ」は、Ｃｒ、Ｍｎ、及びＶ（以下、「Ｃｒ等」ともいう）の総量を表す。また、総量が上記の範囲内にある限りにおいて、Ｃｒ等はいずれか一種が含まれていても良く、あるいは、二種以上が含まれていても良いことを表す（Ｃｒ≧０ｍａｓｓ％、Ｍｎ≧０ｍａｓｓ％、Ｖ≧０ｍａｓｓ％）。

Ｃｒ等は、γ相及びα₂相の両方に固溶するが、特にγ相に固溶する元素である。そして、これらがγ相中に固溶すると、固溶強化によって硬度が上昇する。このような効果を得るためには、Ｃｒ等の総量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。総量は、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以上である。

一方、総量が過剰になると、上記のような効果が飽和する。また、耐酸化性の劣化に対する影響が大となる。従って、総量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。総量は、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。

（４）０．１ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、ＴｉＡｌ系材料の耐酸化性の向上、及びＴｉ−Ｓｉ系化合物の析出によるクリープ特性の向上に非常に有効な元素である。また、Ｓｉは、鋳造まま状態で得られるラメラ組織の高温安定性を向上させる。さらに、Ｓｉは、溶湯の融点を低下させるため、凝固時の組織制御が容易となる。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、０．１ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．２ｍａｓｓ％以上、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、初晶としてα相が晶出しやすくなる。従って、Ｓｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｓｉ量は、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。

［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。なお、以下の成分範囲の説明において、各成分の含有量は、材料全体の平均組成を表す。

（５）０．０１ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．２ｍａｓｓ％：
Ｃは、γ相及びα₂相に固溶し、これらを強化することにより硬度を高める作用を有する。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．０３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０６ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、その効果は飽和し、延性が低下する。従って、Ｃ量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１２ｍａｓｓ％以下である。

（６）０．００５ｍａｓｓ％≦Ｂ≦０．２００ｍａｓｓ％：
Ｂは、γ／α₂層状組織の結晶粒を微細化させる効果があり、表面においても硬度を高める効果がある。また、Ｂは鋳造性を改善するため、凝固時の組織制御が容易となる。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｂ量は、さらに好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｂ量が過剰になると、ホウ化物であるＴｉＢ₂が多量に析出し、強度及び靱性を低下させる。従って、Ｂ量は、０．２００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｂ量は、さらに好ましくは、０．１５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．１００ｍａｓｓ％以下である。

（７）Ｏ≦０．３ｍａｓｓ％、Ｎ≦０．２ｍａｓｓ％：
Ｏ、Ｎは、γ相及びα₂相に固溶し、強化に作用するが、過剰になると延性を低下させる。そのため、不可避的不純物として、Ｏ≦０．３ｍａｓｓ％、Ｎ≦０．２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。

［１．２． 硬化層］
本発明に係るＴｉＡｌ系耐熱部材は、その表面に硬化層を備えている。ＴｉＡｌ系耐熱部材は、表面の全部が硬化層で覆われていても良く、あるいは、表面の一部が硬化層で覆われていても良い。
「硬化層」とは、ＴｉＡｌ系耐熱部材の表層に形成された領域であって、内部より硬さの高い領域をいう。

［１．２．１． 硬さ比］
本発明に係るＴｉＡｌ系耐熱部材は、次の（ａ）式で表される硬さ比が１．４以上２．５以下である必要がある。
硬さ比＝ＨＶ_S／ＨＶ_I ・・・（ａ）
但し、
ＨＶ_S（表層の硬さ）は、表面から０．０２ｍｍ±０．００５ｍｍの位置におけるビッカース硬さ（荷重：０．９８Ｎ）、
ＨＶ_I（内部の硬さ）は、表面から０．５０ｍｍ±０．１０ｍｍの位置におけるビッカース硬さ（荷重：０．９８Ｎ）。

材料全体のα₂相を多くすると、材料全体の硬さは上昇するが、材料全体の機械的特性（特に、靱性）が低下する。一方、材料全体のα₂相を少なくすると、材料全体が十分な機械的特性を示すが、材料全体の硬さが低下する。
これに対し、表層部分のα₂体積率を内部に比べて増加させると、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表層のみを硬化させることができる。

硬さ比が過度に小さくなる（すなわち、表層の硬さが過度に小さくなる）と、十分な機械的特性が得られない。従って、硬さ比は、１．４以上である必要がある。硬さ比は、さらに好ましくは、１．６以上、さらに好ましくは、１．８以上である。
一方、硬さ比が過度に大きくなる（すなわち、表層の硬さが過度に大きくなる）と、かえって表面破壊が起きやすくなる。従って、硬さ比は、２．５以下である必要がある。硬さ比は、さらに好ましくは、２．４以下、さらに好ましくは、２．２以下である。

成分及び製造条件を最適化すると、表層の硬さ（ＨＶ_S）は、ＨＶ４５０以上、ＨＶ５００以上、あるいは、ＨＶ６００以上となる。
同様に、成分及び製造条件を最適化すると、内部の硬さ（ＨＶ_I）は、ＨＶ４００以下、あるいは、ＨＶ３００以下となる。

［１．２．２． 硬化層深さ］
「硬化層深さ」とは、、表面から硬さが（ＨＶ_S＋ＨＶ_I）／２となる位置（又は、硬さがＨＶ_S−０．５(ＨＶ_S−ＨＶ_I)となる位置）までの長さをいう。
後述するように、溶湯を凝固させる場合において、表層の固液域の冷却速度を所定の範囲にすると、初晶β相のサイズ、すなわち、硬化層深さを制御することができる。

硬化層深さが小さすぎると、ＴｉＡｌ系耐熱部材の機械的特性が低下する。従って、硬化層深さは、０．０３ｍｍ以上が好ましい。硬化層深さは、さらに好ましくは、０．０５ｍｍ以上、さらに好ましくは、０．０８ｍｍ以上である。
一方、硬化層深さを必要以上に大きくしても、効果に差が無く、実益がない。また、硬化層深さを過度に大きくすると、表面破壊が起きやすくなる。従って、硬化層深さは、０．２５ｍｍ以下が好ましい。硬化層深さは、さらに好ましくは、０．２０ｍｍ以下、さらに好ましくは、０．１５ｍｍ以下である。

［１．２．３． α₂体積率］
［１．２．３．１． 定義］
「α₂体積率（体積％）」とは、３０００倍で５視野をＳＥＭの反射電子像で撮影し、各視野内に含まれるα₂相（白く見える領域）の総面積（ΣＳ）を求め、これを視野の総面積（ΣＳ₀）で割ることにより得られる値（＝ΣＳ×１００／ΣＳ₀）をいう。
「硬化層のα₂体積率」とは、ＴｉＡｌ系耐熱部材の表面から０．０２ｍｍ±０．００５ｍｍの位置において測定されたα₂相の体積率をいう。
「内部のα₂体積率」とは、ＴｉＡｌ系耐熱部材の表面から０．５０ｍｍ±０．１０ｍｍの位置において測定されたα₂相の体積率をいう。

［１．２．３．２． 硬化層のα₂体積率］
α₂相はγ相より硬いため、α₂相が多いほどγ／α₂層状組織の硬さは上昇する。ＴｉＡｌ系耐熱部材の表層を強化し、これによってＴｉＡｌ系耐熱部材の機械的特性を向上させるためには、硬化層のα₂体積率は、３０体積％以上が好ましい。硬化層のα₂体積率は、さらに好ましくは、３５体積％以上、さらに好ましくは、４０体積％以上である。

硬化層のα₂体積率は、目的とするＴｉＡｌ系耐熱部材を製造可能な限りにおいて、高いほど良い。しかしながら、硬化層のα₂体積率が大きすぎると、靱延性の低下や耐酸化特性が劣化する。従って、硬化層のα₂体積率は、６０体積％以下が好ましい。硬化層のα₂体積率は、さらに好ましくは、５５体積％以下、さらに好ましくは、５０体積％以下である。

［１．２．３．３． 内部のα₂体積率］
内部のα₂体積率の量が小さすぎると、十分な強度が得られない。従って、内部のα₂体積率は、５体積％以上が好ましい。内部のα₂体積率は、さらに好ましくは、１０体積％以上、さらに好ましくは、１５体積％以上である。
一方、内部のα₂体積率が大きすぎると、著しく脆性な材料となり、靱性が低下する。従って、内部のα₂体積率は、３０体積％未満が好ましい。内部のα₂体積率は、さらに好ましくは、２５体積％以下、さらに好ましくは、２０体積％以下である。

［１．３． 内部の組織］
内部の組織は、高温強度の点から、γ（ＴｉＡｌ）／α₂（Ｔｉ₃Ａｌ）層状組織が好ましい。内部の組織をγ／α₂層状組織に維持したまま、表層のみを硬化させると、機械的特性に優れたＴｉＡｌ系耐熱部材が得られる。

［１．４． ＴｉＡｌ系耐熱部材の具体例］
本発明に係るＴｉＡｌ系耐熱部材は、種々の用途に用いることができる。
ＴｉＡｌ系耐熱部材としては、例えば、
（１）自動車のターボチャージャーなどに用いられるタービンホイール、
（２）航空機のジェットエンジン用ＬＰＴ（Low Pressure Turbine）ブレード、
（３）自動車用のエンジンバルブ、
などがある。

［１．５． タービンホイールとしての特性］
タービンホイールは、高温で高速回転しつつ、アクセルのオンオフにより加速減速が繰り返される。この時、翼表層部には曲げ応力、翼部全体には遠心力が負荷される。
曲げ強度は、結晶粒が微細になるほど高くなるため、翼表層部は、結晶粒が微細であるのが好ましい。特に、翼表層部の平均結晶粒径を１０μｍ以上５０μｍ以下とすることで、高い曲げ強度を得ることができる。翼表層部の平均結晶粒径は、好ましくは、１２μｍ以上４５μｍ以下、さらに好ましくは、１５μｍ以上４０μｍ以下である。
ここで、「翼表層部」とは、表面から深さ５０μｍまでの部分をいう。

一方、翼全体に負荷される遠心力に耐えるためには、翼内部の強度の向上が重要である。微細な結晶粒は、高温強度の向上という点では、必ずしも好ましくない。そこで、翼内部の平均結晶粒を１００μｍ以上５００μｍ以下とすることで、高い高温強度を得ることが可能となる。翼内部の平均結晶粒径は、好ましくは、１５０μｍ以上４５０μｍ以下、さらに好ましくは、２００μｍ以上４００μｍ以下である。
ここで、「翼内部」とは、表面から深さ２００μｍの位置から、翼の中心までの部分をいう。
タービンホイールの特性を安定化させるためには、翼表層部及び翼内部のいずれも、フルラメラ組織であり、かつ、結晶方位がランダムな等軸粒組織が好ましい。

［２． ＴｉＡｌ系耐熱部材の製造方法］
本発明に係るＴｉＡｌ系耐熱部材は、以下の方法により製造することができる。

［２．１． 溶解工程］
まず、上述した組成となるように原料を配合し、溶解する（溶解工程）。
原料の溶解方法は、特に限定されるものではなく、均一な溶湯が得られる方法であればよい。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。

［２．２． 鋳造工程］
次に、溶湯を鋳型に鋳造する。本発明においては、溶湯の成分が最適化されているので、初晶としてβ相が晶出する。初晶β相は、素材成分よりＡｌ量が低いため、凝固後はα₂量の多いラメラ組織を形成し、硬さ向上に寄与する。

β相と液相の共存域（固液域、図１１参照）における冷却速度が速すぎる場合、表層において初晶β相が十分に成長しない。所定の硬化層深さを得るためには、表層の固液域の冷却速度は、１℃／ｓ以上が好ましい。冷却速度は、さらに好ましくは、５℃／ｓ以上、さらに好ましくは、１０℃／ｓ以上である。
一方、固液域の冷却速度が遅すぎると、表層において初晶のβ相は十分に成長するが、冷却中に元素拡散が生ずる。そのため、成分が均質化し、硬さに寄与するα₂相が十分に形成されず、硬さの向上程度が小さい。従って、冷却速度は、５０℃／ｓ以下が好ましい。冷却速度は、さらに好ましくは、４５℃／ｓ以下、さらに好ましくは、４０℃／ｓ以下である。
なお、タービンホイールにおいては、凝固速度が結晶粒径に影響を及ぼす。上記の固液域の冷却速度で製造されるタービンホイールは、翼表層部及び翼内部の平均結晶粒径が上述した範囲となるため、良好な耐久性を得ることが可能となる。

表層の温度が固液域を通過した後、すなわち、表層に所定の厚さの初晶β相が形成された後の冷却速度は、特に限定されない。但し、必要以上に除冷すると、冷却中に元素の拡散が生じ、成分が均一化する。従って、表層の温度が固液域を通過した後の冷却速度は、１℃／ｓ以上が好ましい。冷却後、鋳造部材を鋳型から取り出す。

［２．３． ＨＩＰ処理工程］
次に、必要に応じて、鋳造部材をＨＩＰ処理する（ＨＩＰ処理工程）。ＨＩＰ処理は、必ずしも必要ではないが、ＨＩＰ処理を行うと、内部の鋳造欠陥が消滅し、信頼性が向上する。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。

［２．４． 加工工程］
次に、必要に応じて、鋳造部材又はその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］
図１１に、Ｔｉ−Ａｌ二元系状態図を示す。まず、初晶としてβ（βＴｉ）相が析出するように、溶湯の成分を調整する。次いで、溶湯を鋳型に鋳造する。
この時、表層が固液域を通過する際の冷却速度を所定の範囲に制御すると、表層に形成される初晶β相の厚さを制御することができる。冷却の進行に伴い、初晶β相は、やがてＡｌ含有量が相対的に少ないα（αＴｉ）相となる。さらに冷却が進行すると、α相は、α₂（Ｔｉ₃Ａｌ）相とγ（ＴｉＡｌ）相のラメラ組織となる。初晶β相は、溶湯成分に比べてＡｌ量が少ないため、表層は、内部に比べてα₂相の量が多い。

一方、表層において初晶β相が析出した後、内部が凝固する。内部は、主として溶湯成分をほぼ反映したα相、すなわち、表層に比べてＡｌ量の多いα相からなる。さらに冷却が進行すると、内部のα相は、α₂相とγ相のラメラ組織となる。内部のα相は、相対的にＡｌ量が多いため、内部は、表層に比べてα₂相の量が少ない。
ＴｉＡｌ系合金の硬さは、α₂相の量に依存し、α₂相の量が多くなるほど硬度が高くなる。そのため、溶湯成分及び固液域の冷却速度を最適化することによって、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させることができる。また、表面処理が不要であるので、表面破壊の起点の増加や製造コストの増加を生じさせることなく、表面のみを高硬度化させることができる。

ＴｉＡｌ系合金を用いて回転体を製造する場合において、摺動部の表面に硬化層を形成すると、摺動部の耐摩耗性を向上させることができる。
また、鋳造条件を調整することで、任意の部位に硬化層を形成することも可能である。例えば、タービンホイールの場合、表面強度が必要な翼根本部や、耐エロージョン性が必要な翼表面にのみ、硬化層を形成することができる。
また、タービンホイールにおいては、表面の硬化層に加えて、翼表層部と翼内部の結晶粒径を制御することで、耐久性を向上させることができる。

（実施例１〜１７、比較例１〜６）
［１． 試料の作製］
原料として、純Ｔｉ、粒状Ａｌ、及び、その他の金属元素の純金属又は合金を用いた。原料を水冷銅坩堝内で溶解し、外径５０ｍｍのタービンホイールを鋳造した。
なお、比較例６については、鋳造後に浸炭処理を行った。

［２． 試験方法］
［２．１． 硬さ測定］
図１（ａ）に、タービンホイールの正面図を示す。図１（ｂ）に、タービンブレードから切断された部分の平面図を示す。図１（ｃ）に、翼間部の拡大図を示す。
まず、タービンブレードのほぼ中央を軸に対して垂直に切断した（図１（ａ））。次いで、翼間部の表層（表面から０．０２ｍｍ±０．００５ｍｍの位置）、及び内部（表面から０．５０ｍｍ±０．１０ｍｍの位置）のビッカース硬さを測定した（図１（ｂ）、図１（ｃ））。Ｎ＝５、荷重＝１００ｇｆ（０．９８Ｎ）とした。
さらに、表層の硬さＨＶ_Sと内部の硬さＨＶ_Iから、硬さ比を求めた。

［２．２． α₂体積率］
翼間部の表層、及び内部の反射電子像を撮影した。図２（ａ）に、表層部の反射電子像の一例を示す。図２（ｂ）に、内部の反射電子像の一例を示す。倍率は３０００倍とし、各試料について、それぞれ５視野撮影した。黒く見えるγ相と、白く見えるα₂相とのコントラスト差より、α₂相の体積率を測定した。

［２．３． 強度］
［２．３．１． 曲げ強度］
図３（ａ）に、タービンブレードの正面図を示す。図３（ｂ）に、タービンブレードから切断された部分の平面図を示す。図３（ｃ）に、タービンブレードから切り出された試験片を示す。
まず、タービンブレードのほぼ中央を軸に対して垂直に切断した（図３（ａ））。切断された部材から、曲げ強度評価用の試験片を切り出した（図３（ｂ））。さらに、試験片の元部を治具で固定し、翼の先端に曲げ荷重を付加した（図３（ｃ））。試験は室温で実施し、Ｎ＝３とした。
［２．３．２． 引張強度］
引張試験には曲げ試験と同様の試験片を用い、翼に負荷される遠心力を想定して、引張荷重を負荷した（図４参照）。試験は室温で実施し、Ｎ＝３とした。

［２．４． 硬化層深さ］
図５に、硬化層深さの測定方法の一例を示す。表層（０．０２ｍｍ±０．００５ｍｍ）と内部（０．５０ｍｍ±０．１０ｍｍ）との間において、所定間隔でビッカース硬さを測定した。荷重＝１００ｇｆ（０．９８Ｎ）とした。表層の硬さＨＶ_Sと内部の硬さＨＶ_Iの差ΔＨＶ（＝ＨＶ_S−ＨＶ_I）を求め、硬さが内部より０．５ΔＨＶ高い位置（換言すれば、硬さが（ＨＶ_S＋ＨＶ_I）／２となる位置）を求めた。さらに、表面から当該位置までの長さ（硬化層深さ）を測定した。
［２．５． ＥＰＭＡ］
翼間部のＡｌ量をＥＰＭＡにより測定した。

［２．６． 結晶粒度］
試料を鏡面まで研磨した後、腐食して結晶組織を現出させた。翼表層部及び翼内部について、それぞれ、ラメラ粒のサイズを結晶粒径として測定した。
結晶粒径の測定は、光学顕微鏡にて１００倍で組織を撮影し、任意の長さの直線中の結晶粒数にて算出する切断法を用いた。
［２．７． 耐久試験］
タービンホイールの評価として、実体にて回転試験を実施した。試験は、排ガス温度：９５０℃、回転数：２００，０００ｒｐｍで実施した。耐久性は、加速と減速を繰り返して１０時間で破壊するか否かで評価した。

［３． 結果］
表１及び表２に、成分、製造条件、及び結果を示す。
図６に、翼間部のＥＰＭＡ測定結果を示す。図７に、表面からの距離とＡｌ量との関係、及び表面からの距離とビッカース硬さＨＶとの関係を示す。
図８に、内部硬さと表層硬さとの関係を示す。図９に、固液域の冷却速度と硬化層深さとの関係を示す。図１０に、硬化層深さと曲げ強度との関係を示す。
表１、及び図６〜図１０より、以下のことがわかる。

（１）硬化層が認められた試料に関し、ＥＰＭＡにより、翼間部のＡｌ量を分析したところ、表層部のＡｌ量が内部より少ないことがわかった（図６）。翼間部のＡｌ量は内部に向かうほど高くなり、ビッカース硬さは内部に向かうほど低くなった（図７）。
ビッカース硬さＨＶは、α₂体積率と相関がある。一方、翼間部のα₂体積率は、内部に向かうほど高くなる。表層部のビッカース硬さＨＶが内部より高いのは、表層部のＡｌ量が少なくなることによって、表層部のα₂体積率が増加するためと考えられる。

（２）実施例１〜１７は、いずれも翼間部の表層硬さはＨＶ４５０以上、内部の硬さはＨＶ４００以下であった。また、硬さ比は、１．４〜２．５であり、内部に対して十分な硬化が認められる（図８）。さらに、実施例１〜１７は、いずれも十分な硬化層深さが得られている（図９）。
（３）比較例１は、十分な硬化層深さが認められない（図９）。これは、固液域の冷却速度が速すぎるために、初晶β相が十分に成長しなかったためである。
比較例２、３もまた、十分な硬化層深さが認められない。これは、固液域の冷却速度が遅すぎるために、成分の均一化が進行したためである。

（４）実施例１〜１７は、表面硬化層を有し、翼表層の結晶粒径が適切に調整されているため、曲げ強度がいずれも８００ＭＰａ以上であり、表面硬化層が存在しない、又は表面硬化層が過度に厚い比較例１〜７より高い（図１０）。また、ＨＩＰ材（実施例１４）、及び大型形状品（実施例１５〜１７）であっても、高い曲げ強度を示した。また、翼内部の組織が適切なため、引張強度も比較例と比べて高い値を示している。タービンホイールの耐久試験でも、すべて破損せずに合格している。
（５）比較例４は、表層の硬化が認められない。これは、Ａｌ量が過剰であるために、初晶がα相となるためである。
比較例５は、表層の硬さは高いものの、内部の硬さも同程度であり、表層のみ硬化させることはできなかった。これは、Ａｌ量が少なすぎるためである。
（６）比較例６は、浸炭処理を行っているため、表層は著しく硬化するものの、内部は硬化しない。また、浸炭処理が必要であり、コストも高い。

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ＴｉＡｌ系耐熱部材は、自動車用ターボチャージャーのタービンホイールなどに用いることができる。

Claims (7)

1. 以下の構成を備えたＴｉＡｌ系耐熱部材。
   （１）前記ＴｉＡｌ系耐熱部材は、
   ２８．０ｍａｓｓ％≦Ａｌ≦３５．０ｍａｓｓ％、
   １．０ｍａｓｓ％≦Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｔａ≦１５．０ｍａｓｓ％、
   ０．１ｍａｓｓ％≦Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｖ≦５．０ｍａｓｓ％、及び、
   ０．１ｍａｓｓ％≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％
   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系耐熱部材は、
   その表面の全部に内部より硬さの高い硬化層を備え、
   次の（ａ）式で表される硬さ比が１．４以上２．５以下である。
   硬さ比＝ＨＶ_S／ＨＶ_I ・・・（ａ）
   但し、
   ＨＶ_S（表層の硬さ）は、表面から０．０２ｍｍ±０．００５ｍｍの位置において測定されたビッカース硬さ（荷重：０．９８Ｎ）、
   ＨＶ_I（内部の硬さ）は、表面から０．５０ｍｍ±０．１０ｍｍの位置において測定されたビッカース硬さ（荷重：０．９８Ｎ）。
   （３）前記硬化層のα ₂ 体積率は、３０体積％以上６０体積％以下である。
   但し、「硬化層のα ₂ 体積率」とは、表面から０．０２ｍｍ±０．００５ｍｍの位置において測定されたα ₂ 相の体積率をいう。
   （４）前記内部の組織は、γ（ＴｉＡｌ）／α ₂ （Ｔｉ ₃ Ａｌ）層状組織である。
2. 前記ＴｉＡｌ系合金は、
   ０．０１ｍａｓｓ％≦Ｃ≦０．２ｍａｓｓ％
   をさらに含む請求項１に記載のＴｉＡｌ系耐熱部材。
3. 前記ＴｉＡｌ系合金は、
   ０．００５ｍａｓｓ％≦Ｂ≦０．２００ｍａｓｓ％
   をさらに含む請求項１又は２に記載のＴｉＡｌ系耐熱部材。
4. 硬化層深さは、０．０３ｍｍ以上０．２５ｍｍ以下である請求項１から３までのいずれか１項に記載のＴｉＡｌ系耐熱部材。
   但し、「硬化層深さ」とは、表面から硬さが（ＨＶ_S＋ＨＶ_I）／２となる位置までの長さをいう。
5. 前記ＴｉＡｌ系耐熱部材は、タービンホイールである請求項１から４までのいずれか１項に記載のＴｉＡｌ系耐熱部材。
6. 前記タービンホイールの表面から深さ５０μｍまでの翼表層部は、
   平均結晶粒径が１０μｍ以上５０μｍ以下であり、かつ、
   結晶方位がランダムな等軸粒組織を呈する
   請求項５に記載のＴｉＡｌ系耐熱部材。
7. 前記タービンホイールの表面から深さ２００μｍの位置から、翼の中心までの翼内部は、
   平均結晶粒径が１００μｍ以上５００μｍ以下であり、かつ、
   結晶方位がランダムな等軸粒組織を呈する
   請求項６に記載のＴｉＡｌ系耐熱部材。

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