JP6944874B2 - ＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、軽質で高強度の構造材料の技術分野に属し、具体的には、ＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料及びその製造方法に関する。

ＴｉＡｌ金属間化合物は、新たな軽質で高温構造材料であり、比重がニッケル基高温合金の５０％以下であり、高比強度、高比剛性、耐食、耐摩耗、耐高温であり、高弾性率及び優れた酸化防止性、クリープ防止性を有し、また、良好な高温強度を有する等の利点があり、使用温度が７５０〜９００℃までに達し、Ｎｉ基高温合金に近いが、密度が高温合金の半分しかないので、Ｎｉ基高温合金の理想的な代替材料であり、自動車又は航空エンジンの高温部材、例えば、羽根、タービン盤及び排気弁等に広く適用できる。例えば、ＴｉＡｌ合金は、グラムを重量減少単位とする航空宇宙の高温用材料であり、特にエンジン用の最適な候補材料である。米国ＧＥ社は、Ｔｉ−４８Ａｌ−２Ｃｒ−２Ｎｂ（４８２２）合金によりボーイング飛行機の後二段の低圧タービン羽根を開発し、飛行機の重量を２００Ｋｇ程度削減することに成功した。高Ｎｂ−ＴｉＡｌ合金は、その高温力学性能、クリープ防止性能及び酸化防止性能が一般的なＴｉＡｌ合金よりも顕著に高く、使用温度が約６０〜１００℃高められ、最もエンジニアリング応用の見通しがあるＴｉＡｌ合金である。

しかし、金属間化合物の固有の脆性のため、ＴｉＡｌ合金の室温での脆性が劣ることは、工業化適用を阻害する主な原因となる。同時に、現在適用される４８２２合金の使用温度が６５０℃までであり、高温性能をさらに高める余地がある。したがって、大量の研究は、ＴｉＡｌ合金の組織構造を調整することにより室温脆性を改善し使用温度を高めることに集中している。ＴｉＡｌ合金のＰＳＴ結晶では、強度と塑性が明らかな異方性を示しているので、ＴｉＡｌ合金を配向凝固方法により完全ラメラ組織のＰＳＴ結晶を作製し、ラメラ組織の配向を配向凝固における結晶の成長方向に平行にすることにより、ＴｉＡｌ合金の力学性能を向上させることができる。

完全ラメラ組織のＴｉＡｌ合金の力学性能は、ラメラの配向と密接な関係がある。単一配向を有する完全ラメラ多重双晶ＰＳＴ（Ｐｏｌｙｓｙｎｔｈｅｔｉｃ ｔｗｉｎｎｅｄ ｃｒｙｓｔａｌ）を検討したところ、その強度と塑性が明らかな異方性を示すことを見出した。完全ラメラ組織は、このような異方性を有するために、ラメラの配向が適切な場合、航空エンジン羽根のような耐高温が求められ、一次元方向のみの荷重を受ける使用条件に対してより好適になる。ＴｉＡｌ合金で、配向凝固方法により完全ラメラ組織のエンジン羽根を作製し、ラメラ組織の配向を羽根の軸方向（配向凝固における結晶の成長方向）に平行にすることができれば、極めて有利であることに違いない。Ｙａｍａｇｕｃｈｉ等は、ＴｉＡｌ合金のラメラの配向による力学性能に対する影響を系統的に検討したところ、荷重方向とラメラの配向とが平行である場合、降伏強度と伸びが最適な組合せになることを見出した。したがって、ＴｉＡｌ合金の使用性能をさらに向上させるには、最終的な組織のラメラの配向を制御することで、配向と荷重方向が一致するＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶の完全ラメラ組織を得る必要がある。

現在、国内外では、ＴｉＡｌ合金のラメラの配向の制御方法は、主に種結晶法と、凝固経路を変える非種結晶法を含む。Ｙａｍａｇｕｃｈｉ、Ｊｏｈｎｓｏｎ等は、α相凝固種結晶法により、Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ系合金を種結晶として選用し、ネックイン結晶選択法によりラメラの配向が成長方向に完全に平行する単結晶ＰＳＴを得た。種結晶の成分は、通常、母合金の成分と差異があるため、配向凝固した合金の成分と性能がばらつき、しかも、種結晶の製造プロセスが複雑である。そのため、種結晶法には、明らかな不足がある。

非種結晶法において、現在、国内外では、研究により、成長方向に平行する完全ラメラＴｉＡｌ単結晶組織を得ることがない。林均品等は、低いＧ／Ｖ条件で、Ｔｉ−４６Ａｌ−５Ｎｂ合金に対して、「自己種結晶法」（ｄｏｕｂｌｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ）という方法により成長方向に平行する完全ラメラ単結晶組織を得た。彼らは、低いＧ／Ｖプロセスにより、β相樹枝状結晶のピッチが好適である条件で、固相相転移β→αが発生して異なる位相のα変体を生成することなく、全包晶反応により成長方向に平行する単一配向のα相を得ることができ、これにより、ラメラの配向に対する制御を完成できると考えている。このような方法では、同じプロセスの配向凝固を二回行う必要があり、一般的な非種結晶法より凝固過程が一回多く、ルツボ材料による合金に対する汚染が重くなり、配向凝固するＴｉＡｌ合金の工業化に不利である。

この前、国内外では、非種結晶法によるラメラの配向の制御に対する研究については、いずれも凝固経路を変えるものであり、単結晶のラメラの配向を制御できず、成長方向に完全に平行する単結晶のラメラ組織を得ることがない。この技術難題を解決するために、ＴｉＡｌ合金の固相配向相転移過程は、ラメラの配向を制御する鍵となる。状態図から分かるように、完全ラメラ組織のＴｉＡｌ合金は、凝固した後、さらに、β→α及びα→α_２＋γの固相相転移を経る必要がある。初期相がβ相である場合、好ましい成長方向が＜００１＞であり、位相関係が｛１１０｝_β／／｛０００１｝_α／／｛１１１｝_γ ^［２５］であり、かつ、｛１１０｝_βの１２個の変数のうち、４個が成長方向に平行し、８個が成長方向に対して４５°^{［１６，２６］}で傾斜し、固相相転移を経て形成されたラメラ組織のうち、成長方向に平行する晶癖面の配向が１／３しかない。ＴｉＡｌ合金の最終的なラメラ組織の配向は、初期β相の成長方向に依存するだけでなく、その後の固相相転移過程にも依存することが明らかである。したがって、β→α固相相転移過程も、ラメラの配向を制御する鍵となる。しかしながら、これまでのＴｉＡｌラメラの配向の制御についての研究は、いずれも凝固過程に集中しており、凝固後の固相相転移過程を無視した。

したがって、連続配向液固相相転移−固相相転移条件でのＴｉＡｌ合金のラメラの配向に対する制御を完成するには、凝固過程を制御することにより、配向凝固初期相をβ相とするだけでなく、ＴｉＡｌ合金の配向固相相転移過程における新たな相の核形成、成長、相界の配向移動過程を制御することにより、配向固相相転移において成長方向と０°をなすラメラの配向のみを残すことも必要である。

本発明の目的は、ラメラの配向が完全に制御可能な、優れた室温及び高温性能を有するＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料を提供することである。当該材料は、理想的なラメラの配向を有し、組織が均一で汚染がなく、高い強度（７２９ＭＰａ）を維持するとともに室温での引張塑性が６．９％に達し、９００℃の高温での降伏強度が６３７ＭＰａであり、かつ、延性−脆性遷移温度が９００℃以上に達する。

本発明の別の目的は、前記ＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料の製造方法を提供することである。

本発明の目的は、以下の手段により達成できる。
原子パーセントで、合金成分の表現式がＴｉ_ａＡｌ_ｂＮｂ_ｃ（Ｃ，Ｓｉ）_ｄ（ただし、４３≦ｂ≦４９、２≦ｃ≦１０、ａ＋ｂ＋ｃ＝１００、０≦ｄ≦１である）であるＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料。

一方案において、当該材料の合金成分の表現式がＴｉ_ａＡｌ_ｂＮｂ_ｃ（Ｃ，Ｓｉ）_ｄ（ただし、４２≦ａ≦５５、４３≦ｂ≦４９、２≦ｃ≦９、ｄ＝０である）である。

別の方案において、当該材料の合金成分の表現式がＴｉ_ａＡｌ_ｂＮｂ_ｃ（Ｃ，Ｓｉ）_ｄ（ただし、４４≦ａ≦５１、４３≦ｂ≦４７、６≦ｃ≦９、ｄ＝０である）である。

別の方案において、当該材料の合金成分の表現式がＴｉ_ａＡｌ_ｂＮｂ_ｃ（Ｃ，Ｓｉ）_ｄ（ただし、４３≦ｂ≦４７、６≦ｃ≦１０、ａ＋ｂ＋ｃ＝１００、０．１≦ｄ≦１である）である。

本発明のＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料は、非種結晶法により光学浮遊帯で配向凝固する方法により製造することができ、当該方法は、
（１）それぞれ純度が９９．９％以上の各純物質の素材を選択し、合金成分の表現式に応じて配合し、真空度が１０^−３Ｐａよりも小さいコールドクルーシブル電磁誘導浮揚型の製錬炉で母合金インゴットを製錬し、重力鋳造法又は吸引鋳造法により母合金棒材を得る工程と、
（２）母合金棒材を上下棒材の２つの部分に切断し、それぞれ光学浮遊帯の配向凝固炉の原料棒と種結晶棒とし、上端原料棒と下端種結晶棒との間の距離を１〜５ｍｍに制御し、上下棒材間の距離を１〜５ｍｍとし、まず、原料棒と種結晶棒を水平面に同軸で垂直になるように設け、配向凝固する時に保護するための不活性ガスを流入させ、上下棒材を、逆方向で相対回転数１０〜４０ｒｐｍで回転するように調節し、加熱を開始し、上下棒材の対向する一端をまず溶解させ、対向する一端が次第に近接してから接合するように、上下棒材の位置を調整し、設備の出力を調節して５〜１０ｍｉｎ保温した後に、浮遊帯の表面が平滑になり、均一に溶解すると、成長速度を２．５〜３０ｍｍ／ｈに調節し、配向凝固を開始し、凝固が完了した後に出力を徐々に低下させるとともに、凝固した試料と残りの送り棒試料とを徐々に分離する工程と、
（３）１２５０℃〜１３５０℃×１２ｈ〜２４ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ／炉冷又は空冷による熱処理方式により、製造されたＴｉＡｌ合金の単結晶棒材を真空熱処理する工程と、を備える。

好ましい方案において、工程（１）において、電磁誘導浮揚製錬に水冷銅ルツボを採用し、母合金の製錬回数が３回以上であり、４回以上がさらに好ましい。

好ましい方案において、工程（１）において、前記母合金棒材の寸法がΦ（４〜８）ｍｍ×１２０ｍｍであり、前記吸引鋳造法に差圧吸引鋳造を採用し、圧力の強さの差を３ＭＰａに維持し、重力鋳造法を採用する場合、保護ガスの圧力の強さが標準大気圧の３分の２である。製造された母合金丸棒材の寸法がΦ（４〜８）ｍｍであってもよい。

好ましい方案において、工程（１）において、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃ又はＳｉ素材の純度が９９．９９９％以上であり、Ｎｂ純金属素材の純度が９９．９％以上である。

好ましい方案において、工程（１）において、下端種結晶棒の長さが２０〜３０ｍｍであり、上端原料棒の長さが１９０ｍｍよりも小さい。

好ましい方案において、工程（２）において、前記不活性ガスがアルゴンガス又は窒素ガスであり、配向凝固する時に流入させた不活性ガスの流量が３〜５Ｌ／ｍｉｎである。

好ましい方案において、工程（２）において、対向する一端が次第に近接してから接合するように、上下棒材の位置を調整し、その後、設備の出力を調節して保温溶解を行う。設備の総出力が４．０ＫＷである場合、出力を総出力の５５〜７０％に調節する。

好ましい方案において、工程（３）において、単結晶棒に対して、プロセスが「１２５０℃×２４ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ＋空冷」の脱偏析真空熱処理を行う。

本発明は、
純度が９９．９９９％以上のＴｉ、Ａｌ、Ｎｂ純金属素材を選択し、合金成分の表現式に応じて配合し、真空度が１０^−３Ｐａよりも小さいコールドクルーシブル浮揚型の製錬炉で母合金を製錬し、３〜４回製錬して合金成分を均一化し、配向凝固した棒材になるように吸引鋳造する第一工程と、
ＴｉＡｌ合金試料棒を、高純度のイットリアがコーティングされた鋼玉ルツボに入れて配向凝固し、５×１０^−３Ｐａまで真空引きし、システム内に高純度アルゴン保護ガスを充填する第二工程と、
誘導電源の出力を調節して試料を加熱し、保温温度を１４５０〜１６５０Ｋとし、保温時間を１５〜３０ｍｉｎとし、配向凝固を開始し、配向凝固の引上げ速度を５〜２０μｍ／ｓに制御し、試料の長さが５０ｍｍになるまで持続的に成長させ、高速焼入れを開始して配向凝固した試料に高速焼入れ処理を行い、固液界面を残す第三工程と、
を備える前記ＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料の別の製造方法をさらに提供する。

好ましい方案において、第一工程において、配向凝固した棒材の寸法がΦ（４〜６ｍｍ）×１００ｍｍである。

好ましい方案において、第二工程において、高純度のイットリアがコーティングされた鋼玉ルツボの寸法がΦ（７〜９ｍｍ）×１００ｍｍであり、高純度のアルゴン保護ガスの充填量が０．０４〜０．０６ＭＰａである。

当該方法の原理は、Ｂｒｉｄｇｍａｎ配向凝固方法によりＴｉＡｌ合金のラメラの配向を制御し、凝固のパラメータである温度勾配及び成長速度を変えることにより、まず、初期相が全β相であることを確保し、次に、凝固過程において結晶粒の競争淘汰により単結晶を得るとともに、凝固過程において、所定の臨界温度に対応する引上げ速度が存在し、この引上げ速度において、最終的なラメラの配向と成長方向が４５°をなすα相は、相界移動により解消され、β→α相転移で得られた１２個のα変数のうち最終的なラメラの配向が成長方向に平行するα相のみを残し、ラメラの配向に対する制御を完成することである。

本発明は、従来技術に比べて、以下の利点を有する。

（１）本発明が提案したＴｉＡｌ合金材料の製造プロセス方法により、当該合金の室温力学性能を大幅に向上させ、特に室温脆性を改善することができる。本発明は、Ｎｂ元素の含有量を調節し、Ｃ及びＳｉ強化元素を少量添加することにより、合金の高温力学性能を効果的に改善することができる。

（２）非種結晶の光学浮遊帯法による配向凝固技術を採用することにより、合金の汚染を防止するとともに、種結晶法において加工が複雑で、成分の組織が不均一である欠点を回避し、従来のＢｒｉｄｇｍａｎ配向凝固による合金の汚染の間題を回避しながら、高速で効率よくＴｉＡｌ−Ｎｂ単結晶を得ることができる。真空熱処理を適用することにより、ＴｉＡｌ合金を配向凝固した後に組織に残った大量の脆性Ｂ２相及びＮｂリッチ脆性偏析相を完全に解消し、組織が均一で、室温性能に優れた合金材料を得るとともに、ラメラの粗化を回避する。

（３）本方法では、一般的なＢｒｉｄｇｍａｎ配向凝固方法を採用し、凝固パラメータを調節し、連続配向液固相相転移−配向固相相転移を制御することにより、全β相の成長を確保するとともに、固相相転移において最終的なラメラの配向を制御することにより、ラメラの配向が成長方向に完全に平行するＴｉＡｌ合金の単結晶組織を得ることもできる。本発明は、種結晶法による成分性能のがたつきの欠点を効果的に回避するとともに、一回の配向凝固過程だけで、理想的なラメラの配向の単結晶組織を得、プロセスを簡略化させる。

（４）本発明では、ＴｉＡｌ合金の単結晶を製造する過程において、一定範囲の凝固パラメータで単結晶のラメラの配向を完全に制御することができる。本発明は、ＴｉＡｌ合金を配向凝固する工業化適用のために理論基礎を提供する。

（５）本方法の製造プロセスが簡単であり、コストが低く、室温脆性の改善効果が顕著であり、普遍的な適用性及び普及価値がある。

従来技術の一部のＴｉ−Ａｌ二元合金の二元状態図である。 本発明の配向凝固試料の最大縦断面（ａ）及びラメラの配向（ｂ）のミクロ組織図である。 本発明の配向凝固試料の競争領域の縦断面のミクロ組織図である。 本発明の配向凝固試料の最大縦断面（ａ）及びラメラの配向（ｂ）のミクロ組織図である。 本発明の配向凝固試料の競争領域の縦断面のミクロ組織図である。 本発明の配向凝固試料の最大縦断面（ａ）及びラメラの配向（ｂ）のミクロ組織図である。 本発明の配向凝固試料の焼入れの固液界面である。注：添付図面２〜７におけるミクロ組織の成長方向は右から左へである。 高強度高塑性のＴｉＡｌ合金材料の製造フロー図である。 ＴｉＡｌ合金の配向凝固単結晶（ａ）及びラメラの配向（ｂ）のミクロ組織である。 ＴｉＡｌ合金の単結晶の異なる熱処理プロセス前後の偏析のミクロ構造である（ａが熱処理前であり、ｂが熱処理後である）。 異なる熱処理プロセス前後のＴｉＡｌ合金の単結晶のＸＲＤ回折図である。 ＴｉＡｌ合金の室温引張力学性能曲線である。 ＴｉＡｌ−Ｎｂ単結晶が凝固したときの固液界面形態（ａ）及びネックイン結晶選択の原理の模式図（ｂ）である。 ＴｉＡｌ−Ｎｂ合金を配向凝固した後に得られた光学形態である。 ＴｉＡｌ−Ｎｂ単結晶の熱処理前（ａ）と後（ｂ）の偏析の走査型電子顕微鏡写真である。 ＴｉＡｌ−Ｎｂ単結晶の熱処理前（ａ）と後（ｂ）のラメラのピッチの写真である。 ＴｉＡｌ−Ｎｂを９００℃で引っ張った変位強度曲線である。

以下に添付図面及び実施例を参照して、本発明の内容をさらに説明するが、本発明の保護範囲は、下記各例に限られるものではない。

以下に添付図面及びＢｒｉｄｇｍａｎ配向凝固方法を参照して、ラメラの配向が完全に制御可能なＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶を製造する。具体的な実施形態は以下のとおりである。

（１）初期相が全β相であるＴｉ−Ａｌ−Ｎｂ三元合金を選択する。多元合金の状態図及び相選択原理により、図１に示すように、原子成分間の配合関係を調整することにより、まず析出した相を全てβ相とする。具体的には、Ｎｂの含有量を高め、Ａｌの相対的割合を低下させて、広いβ相領域を形成する。

（２）１）で得られた合金成分に基づいて、高純度の金属成分により配置し、高純度のＡｒガスの保護下で、コールドクルーシブル電磁浮揚型の製錬設備で母合金を溶製する。母合金を複数回製錬して均一な母合金インゴットを得、母合金棒材になるように吸引鋳造する。

（３）ＴｉＡｌ合金棒材を、内壁に高純度イットリア焼結体がコーティングされた鋼玉ルツボに置き入れ、鋼玉ルツボの寸法をΦ（５〜８ｍｍ）×１００ｍｍとし、Ｂｒｉｄｇｍａｎ配向凝固炉に入れ、５×１０^−３Ｐａまで真空引きすると、０．０４〜０．０６ＭＰａの高純度アルゴン保護ガスを充填する。

（４）誘導電源の出力を調節して試料を加熱し、保温温度を１４５０〜１６５０Ｋとし、保温時間を１５〜３０ｍｉｎとし、配向凝固を開始し、配向凝固成長速度を５〜２０μｍ／ｓに制御する。

（５）一定の速度で試料の長さが５０ｍｍになるまで持続的に成長させ、高速焼入れを開始して配向凝固試料に高速焼入れ処理を行い、固液界面を残す。

以下に具体的な実施例１〜７及び図１〜７を参照して本発明をさらに説明する。

実施例１
実験で用いられる合金成分は、Ｔｉ_４７Ａｌ_４５Ｎｂ_８（原子パーセントａｔ％）であり、金属成分の純度がいずれも９９．９９９％であり、高純度のＡｒガスの保護下で、真空度５×１０^−３Ｐａで、コールドクルーシブル電磁浮揚型の製錬設備により母合金を溶製した。４回製錬して均一な母合金インゴットを得、Φ４×１００ｍｍの母合金棒材になるように吸引鋳造した。ＴｉＡｌ合金試料棒を、内壁に高純度イットリアが塗布された鋼玉ルツボに入れて配向凝固実験を行い、５×１０^−３Ｐａまで真空引きし、そして、システム内に０．０５ＭＰａの高純度アルゴン保護ガスを充填した。誘導電源の出力を調節して試料を加熱し、保温温度を１５５０Ｋとし、保温時間を２５ｍｉｎとし、配向凝固を開始し、配向凝固の成長速度を５μｍ／ｓに制御した。試料の長さが５０ｍｍになるまで長さを引き上げると、高速焼入れを開始して試料に高速焼入れ処理を行い、固液界面を残す。当該円柱試料の最大縦断面に対して、ミクロ組織を評価し、当該引上げ速度での凝固先析出相、結晶粒の大きさ及びラメラの配向を観察し分析したところ、図２（ａ）及び図２（ｂ）に示されるように、ラメラの配向が成長方向に平行するＴｉＡｌ合金の単結晶を得たことが分かった。成長速度が５μｍ／ｓと小さい場合、溶質の富化を十分に拡散させることができ、成長が安定して進行することができ、結晶粒が成長するための時間が十分であるので、得られた結晶粒は、単結晶成長するまで粗大である。

図３は、５μｍ／ｓ時の配向凝固競争領域のミクロ組織である。β→α固相相転移において、０°及び４５°のラメラを形成する２種類の界面のミスマッチ度が異なることにより、異なる相界の移動率が異なるので、臨界引上げ速度５μｍ／ｓが存在し、この引上げ速度以下で、０°及び４５°のラメラの配向を形成するα結晶粒が核形成すると、０°結晶粒の成長駆動力が大きくなり、最終的に４５°結晶粒が淘汰され、ラメラの配向が成長方向に平行する単結晶を得た。

実施例２
実施例１と同じ合金成分及び方法を採用し、保温温度を１５５０Ｋとし、保温時間を２５ｍｉｎとし、配向凝固を開始し、配向凝固の成長速度を１５μｍ／ｓに制御した。図４（ａ）及び図４（ｂ）に示されるように、この引上げ速度でβ→α固相相転移において、４５°のラメラの配向のα相が残されたので、最終的な組織は、ラメラの配向が４５°の単結晶であった。

図５は、１５μｍ／ｓである時の配向凝固競争領域のミクロ組織である。この引上げ速度で、４５°結晶粒の固相相転移における核形成の駆動力が０°結晶粒よりも大きく、０°結晶粒が成長できなくなり、ラメラの配向と成長方向が４５°をなすＴｉＡｌ合金の単結晶を得た。

実施例３
実施例１と同じ合金成分及び方法を採用し、保温温度を１５５０Ｋとし、保温時間を２５ｍｉｎとし、配向凝固を開始し、配向凝固の成長速度を２０μｍ／ｓに制御した。図６（ａ）及び図６（ｂ）に示されるように、ラメラの配向と成長方向が４５°をなす単結晶を得た。

図７は、高速焼入れ処理後に残った固液界面であり、樹枝状結晶の成長形態が４重対称となり、明らかな二次樹枝状結晶を有し、かつ、一次樹枝状結晶の幹と９０°の垂直関係をなすので、配向凝固過程において、立方晶系のβ相が初期相であることを推断できる。

実施例４
実施例１と同じ方法を採用し、用いられる合金成分をＴｉ_５５Ａｌ_４３Ｎｂ_２とし、保温温度を１６５０Ｋとし、保温時間を３０ｍｉｎとし、配向凝固の成長速度を５μｍ／ｓとし、ラメラの配向が成長方向に平行するＴｉＡｌ合金の単結晶を得た。

実施例５
実施例１と同じ方法を採用し、用いられる合金成分をＴｉ_４８Ａｌ_４３Ｎｂ_９とし、保温温度を１４５０Ｋとし、保温時間を３０ｍｉｎとし、配向凝固の成長速度を１０μｍ／ｓとし、ラメラの配向と成長方向が４５°をなすＴｉＡｌ合金の単結晶を得た。

実施例６
実施例１と同じ方法を採用し、用いられる合金成分をＴｉ_５１Ａｌ_４５Ｎｂ_６とし、保温温度を１６５０Ｋとし、保温時間を１５ｍｉｎとし、配向凝固の成長速度を５μｍ／ｓとし、ラメラの配向が成長方向に平行するＴｉＡｌ合金の単結晶を得た。

実施例７
実施例１と同じ方法を採用し、用いられる合金成分をＴｉ_４２Ａｌ_４９Ｎｂ_９とし、保温温度を１５５０Ｋとし、保温時間を２５ｍｉｎとし、配向凝固の成長速度を５μｍ／ｓとし、ラメラの配向が成長方向に平行するＴｉＡｌ合金の単結晶を得た。

以下に、添付図面８及び高強度高塑性のＴｉＡｌ合金材料の別の製造方法を参照して、本発明をさらに詳しく説明し、具体的な実施形態は以下のとおりである。

（１）図８を参照して、当該高強度高塑性のＴｉＡｌ合金材料の合金成分の原子パーセントは、（４４〜５１）Ｔｉ−（４３〜４７）Ａｌ−（６〜９）Ｎｂであった。原子成分間の配合関係を調整することにより、先析出相を全てβ相とした。

（２）水冷銅ルツボを選択し、ＴｉＡｌ合金の母合金ボタンインゴットを電磁誘導浮揚方式で製錬し、吸引鋳造法により母合金棒材を得た。

（３）母合金棒材を原料棒及び種結晶棒の２つの部分に切断し、光学浮遊帯法により配向凝固し、保護雰囲気として高純度アルゴンガスを流入させ、上下段の相対回転数、加熱出力及び成長速度を調節することにより、ＴｉＡｌ合金のラメラの配向を制御して単結晶成長した。

（４）製造されたＴｉＡｌ合金の単結晶棒材を真空熱処理し、α単一相領域で一定の時間加熱してから保温し、その後、焼き入れを行った。脆性Ｂ２相及び残存応力を完全に解消し、高強度高塑性のＴｉＡｌ合金材料を得た。

（５）ＯＭ、ＸＲＤにより、製造されたＴｉＡｌ合金に対して微視的構造を評価し、さらに力学性能について評価することにより、最適な総合的力学性能を有するＴｉＡｌ合金材料の微視的組織及び対応する製造プロセスパラメータを確定した。

以下に、具体的な実施例８〜１３及び図８〜１２を参照して、本発明をさらに説明する。

実施例８
（１）素材の選用：
本発明では、母合金インゴットの製造で選用される合金成分はＴｉ_４７Ａｌ_４５Ｎｂ_８（原子パーセント）であり、各金属成分の純度について、Ｔｉ、Ａｌが９９．９９９％であり、Ｎｂが９９．９５％であった。

（２）母合金インゴットの製造：
高純度アルゴンガスの保護条件下で、水冷銅ルツボを用いた電磁誘導浮揚型の製錬炉により母合金インゴットを溶製した。金属原料の表面を機械的研磨して表面の酸化皮膜を除去した後、設計された成分配合材料に応じて材料を準備した。インゴットごとに７０ｇ程度の重量で、配合された材料を製錬炉内の水冷銅ルツボ内に入れ、５×１０^−３Ｐａまで真空引きした。炉内に所定の圧力の高純度のアルゴンガス（９９．９９９％）を充填し、アルゴンガスの圧力範囲を０．８〜１ＭＰａとした。３〜４回マルチパス製錬して、均一に混合した母合金インゴットを得た。その後、母合金インゴットをΦ６×１２０ｍｍの棒材になるように吸引鋳造した。

（３）光学浮遊帯での配向凝固：
母合金棒材を上下棒材の２つの部分に切断し、それぞれ光学浮遊帯の配向凝固炉の原料棒と種結晶棒とした。下端は、長さが３０ｍｍの種結晶棒であり、上端は、長さが１００ｍｍよりも小さい送り棒であった。配向凝固する時に、まず、原料棒と種結晶棒を水平面に同軸で垂直になるように設け、上下棒材間の距離を５ｍｍとし、かつ、当該間隔を４つのフィラメント集束中心に位置させた。５Ｌ／ｍｉｎの高純度のアルゴンガスを保護雰囲気として流入させ、上下棒材の軸方向の相対回転数を３０ｒｐｍに調節し、加熱を開始し、上下棒材の対向する一端をまず溶解させ、対向する一端が次第に近接してから接合するように、上下棒材の位置を調整し、出力を総出力の６８％に調節し、５ｍｉｎ保温して浮遊帯の表面を平滑にし、均一に溶解させると（すなわち、浮遊帯に明らかな振動がなくなると）、成長速度を５ｍｍ／ｈに調節して、配向凝固を開始した。８０ｍｍまで成長させると、配向凝固を停止し、出力を徐々に低下させるとともに、凝固した試料と残りの送り棒試料とを徐々に分離した。

（４）真空熱処理
配向凝固棒材の単結晶部分を鋼玉管内に入れ、１０^−３Ｐａまで真空引きした後に封管し、熱処理炉に入れ、１３００℃×２４ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ／炉冷による熱処理プロセスを採用した。

（５）構造及び性能の評価
図９ａは、光学浮遊帯の配向凝固後の試料棒の巨視的写真であり、試料が配向凝固において短い競争淘汰を経た後迅速に単結晶成長したことが認められた。図９ｂは、単結晶ラメラの配向が成長方向に平行することを示す。図１０（ａ）及び図１０（ｂ）は、熱処理前後のミクロ組織図であり、図１１のＸＲＤスペクトルを参照し、熱処理前の組織内部にＢ２相が大量分布しており、２４ｈ熱処理した後に、Ｂ２が完全に解消されたことが分かった。図１２は、製造された高強度高塑性のＴｉＡｌ合金の室温での引張応力−ひずみ曲線であり、降伏強度が７２９ＭＰａであるとともに、塑性ひずみが６．９％であり、非常に優れた室温力学性能を有する。

実施例９
実施例８と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ_４４Ａｌ_４７Ｎｂ_９（原子パーセント）とし、光学浮遊帯の配向凝固プロセスは、相対回転数２０ｒｐｍ、加熱出力５５％、成長速度２．５ｍｍ／ｈとし、真空熱処理プロセスは、１２５０℃×１２ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ／炉冷とし、Ｂ２相が完全に解消され、ＴｉＡｌ合金材料の室温での引張降伏強度が５５０ＭＰａであり、塑性ひずみが６．０％であった。

実施例１０
実施例８と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ_５１Ａｌ_４０Ｎｂ_９（原子パーセント）とし、光学浮遊帯の配向凝固プロセスは、相対回転数２５ｒｐｍ、加熱出力７０％、成長速度１０ｍｍ／ｈとし、真空熱処理プロセスは、１３００℃×２０ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ／炉冷とし、Ｂ２相が完全に解消され、ＴｉＡｌ合金材料の室温での引張降伏強度が６２８ＭＰａであり、塑性ひずみが６．５％であった。

実施例１１
実施例８と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ_４８Ａｌ_４３Ｎｂ_９（原子パーセント）とし、光学浮遊帯の配向凝固プロセスは、相対回転数２０ｒｐｍ、加熱出力６８％、成長速度１５ｍｍ／ｈとし、真空熱処理プロセスは、１３５０℃×２４ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ／炉冷とし、Ｂ２相が完全に解消され、ＴｉＡｌ合金材料の室温での引張降伏強度が６６０ＭＰａであり、塑性ひずみが６．２％であった。

実施例１２
実施例８と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ_４８Ａｌ_４３Ｎｂ_９（原子パーセント）とし、光学浮遊帯の配向凝固プロセスは、相対回転数２０ｒｐｍ、加熱出力７０％、成長速度１５ｍｍ／ｈとし、真空熱処理プロセスは、１３５０℃×１２ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ／炉冷とし、Ｂ２相が完全に解消され、ＴｉＡｌ合金材料の室温での引張降伏強度が５９３ＭＰａであり、塑性ひずみが６．８％であった。

実施例１３
実施例８と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ_４８Ａｌ_４６Ｎｂ_６（原子パーセント）とし、光学浮遊帯の配向凝固プロセスは、相対回転数３０ｒｐｍ、加熱出力６０％、成長速度２０ｍｍ／ｈとし、真空熱処理プロセスは、１２５０℃×１２ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ／炉冷とし、Ｂ２相が完全に解消されず、図１０ｂのＸＲＤスペクトルにおいて、１２ｈ熱処理の後に、Ｂ２相が少量残ったことが分かり、ＴｉＡｌ合金材料の室温での引張降伏強度が６５６ＭＰａであり、塑性ひずみが３．０％であった。

実施例１４
実施例８と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ_４４Ａｌ_４５Ｎｂ_８（原子パーセント）とし、光学浮遊帯の配向凝固プロセスは、相対回転数２５ｒｐｍ、加熱出力５５％、成長速度３０ｍｍ／ｈとし、ラメラの配向と成長方向が４５°をなすＴｉＡｌ合金の単結晶を得た。真空熱処理プロセスは、１２５０℃×１２ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎ／炉冷とし、Ｂ２相が完全に解消され、ＴｉＡｌ合金材料の室温での引張降伏強度が４３０ＭＰａであり、塑性ひずみが７．８％であった。

実施例１５
（１）選用された合金成分の原子パーセントがＴｉ−４５Ａｌ−８Ｎｂ−０．３Ｃ−０．２Ｓｉであり、残量がＴｉであり、初期原料が９９．９９９％の高純度Ａｌ、Ｔｉ、ＣとＳｉ及び９９．９５％の高純度Ｎｂであり、真空度５×１０^−３ＭＰａで、コールドクルーシブル電磁誘導浮揚型の製錬炉により４回繰り返して製錬し、ＴｉＡｌ−Ｎｂ母合金インゴットを得た。

（２）圧力の強さの差が３ＭＰａである差異吸引鋳造法によりΦ６ｍｍの丸棒状合金を得た。

（３）光学浮遊帯法により配向凝固し、吸引鋳造により得られた合金棒材を、下端が２０ｍｍの種結晶棒、上端が１５０ｍｍの送り棒になるように切断し、送り棒に対してネックイン結晶選択処理を行った。配向凝固する時に、まず、送り棒及び種結晶棒を取り付け、送り棒と種結晶棒を同軸に保持し水平面に垂直に設ける必要があり、送り棒と種結晶棒との距離が１〜３ｍｍであり、対向する一端が、４つのフィラメント集束中心に位置した。流速が４Ｌ／ｍｉｎの保護ガスを流入させ、種結晶棒及び送り棒をそれぞれ３０ｒ／ｍｉｎで逆方向で回転させるように調節し、加熱出力を１０ｍｉｎ以内で６８％に上昇して合金を溶解させ、５ｍｉｎ保温した後に、１５ｍｍ／ｈの成長速度で配向凝固した。光学浮遊帯の加熱特徴により、固液界面は、図１３（ａ）に示される凸形界面となり、原理図は、図１３（ｂ）に示されるように、中間結晶粒が成長方向に沿って成長し、両側の結晶粒が両側の斜め方向に成長した。したがって、送り棒に対してネックイン結晶選択処理を行った後に、中間に成長した結晶粒が両側の結晶粒を淘汰し、単結晶に快速に成長するようになり、競争成長から最終的な安定成長までの過程は、図１４に示されるとおりである。配向凝固が完了した後に、出力を徐々に低下させるとともに、凝固した試料と残りの送り棒試料とを徐々に分離した。

（４）製造されたＴｉＡｌ−Ｎｂ単結晶を真空脱偏析熱処理し、熱処理前の偏析形態は、図１５（ａ）に示されるように、１２５０℃のα単一相領域で２４ｈ加熱した後、偏析相を解消でき、さらに、９００℃で３０ｍｉｎ均一化処理し、空冷方式により最終的な単結晶を得た。図１５（ｂ）に示されるように、熱処理により既に完全に解消されたことを示す。図１６は、熱処理前後のラメラのピッチの変化であり、空冷の冷却速度が速く、ラメラは、粗化する時間がなかった。

（５）熱処理された単結晶を、標点距離がΦ３ｍｍ×２０ｍｍの引張試料に加工し、引張速度１×１０^−３Ｓ^−１及び引張温度９００℃で引っ張った曲線を図１７に示し、当該ＴｉＡｌ−Ｎｂ単結晶は、９００℃で降伏強度が６３７ＭＰａであり、伸びが８．１％であり、延性−脆性遷移温度が９００℃よりも大きく、一般的なＴｉＡｌ合金よりもはるかに高いことを示す。

実施例１６
実施例１５と同じ方法を採用し、Ｔｉ−４５Ａｌ−８Ｎｂ−０．４Ｃ−０．５Ｓｉで、残量がＴｉである合金を製造したが、重力鋳造方法に変更し、Φ８ｍｍの丸棒状試料を得た。ネックイン結晶選択処理を採用したため、当該直径の合金によりも単結晶試料を快速に得ることができ、同様に脱偏析熱処理した後の引張強度が６１８ＭＰａであり、伸びが９．２％であった。

実施例１７
実施例１５と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ−４５Ａｌ−８Ｎｂ−０．４Ｓｉ−０．６Ｃに変更し、残量をＴｉ（原子パーセント）とした。同様に同じ熱処理プロセスを採用し、少量のＣ及びＳｉにより相転移温度点が大幅に変化することがないが、高温強化作用をもたらし、材料の９００℃での引張降伏強度が６５０ＭＰａであり、塑性ひずみが７．６％であった。

実施例１８
実施例１５と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ−４５Ａｌ−８Ｎｂ−０．５Ｓｉとし、残量をＴｉとし、引上げ速度を４０ｍｍ／ｈに変更し、温度勾配が小さくても、ネックイン結晶選択処理を採用したため、速い成長速度で依然として単結晶を得た。熱処理後の９００℃での引張降伏強度が５９５ＭＰａであり、伸びが８．７％であった。

実施例１９
実施例１５と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ−４３Ａｌ−１０Ｎｂ−０．３Ｃ−０．３Ｓｉに変更し、残量をＴｉとした。Ｎｂ元素により強化作用をもたらしたが、偏析も相対的に多くなり、しかし、当該熱処理プロセスにより依然として脆性偏析相を解消することができた。９００℃での引張結果は、降伏強度が６６８ＭＰａであり、伸びが６％であったことを示す。

実施例２０
実施例１５と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ−４５Ａｌ−８Ｎｂ−０．４Ｃとし、残量をＴｉとし、光学浮遊帯の配向凝固プロセスの成長速度を５ｍｍ／ｈに変更し、低い成長速度は、単結晶の形成により有利であり、これは、淘汰領域の距離が短くなることとして現れた。真空熱処理と脱偏析熱処理を行った後、単結晶合金材料の９００℃での引張降伏強度が６０２ＭＰａであり、塑性ひずみが７．６％であった。

実施例２１
実施例１５と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ−４５Ａｌ−８Ｎｂとし、残量をＴｉとし、光学浮遊帯の配向凝固プロセスは相対回転数２０ｒｐｍとし、回転数が遅くなることにより温度がより不均一になるので、中間結晶粒の成長がより速くなり、単結晶を得た。９００℃での引張降伏強度が６２０ＭＰａであり、塑性ひずみが７％であった。

実施例２２
実施例１５と同じ製造方法を採用し、合金成分をＴｉ−４５Ａｌ−８Ｎｂ−０．４Ｓｉ−０．６Ｃとし、残量をＴｉとし、光学浮遊帯の加熱出力を６５％とした。低い加熱温度により温度勾配が小さくなり、単結晶の形成に不利であるが、ネックイン結晶選択の方法により、当該加熱出力で依然として単結晶を形成できた。９００℃での引張後の降伏強度が６３９ＭＰａであり、伸びが７．２％であった。

実施例２３、適用及び性能比較
ルーチンの室温と高温での引張テストにより、光学浮遊帯法により製造されたＴｉＡｌ単結晶合金に対して性能検出を行ったところ、当該合金が、他の類似する合金よりも顕著に優れた室温と高温性能を有することが分かった（具体的な性能について、表を参照する）。

ＴｉＡｌ金属間化合物の室温脆性は、ずっとその適用を制限する１つの難題である。通常、ＴｉＡｌ合金の室温での伸びが２〜３％であるが、本願で得られたＴｉＡｌ合金の室温での伸びが６．９％と高いとともに、高い強度（７２９ＭＰａ）を維持し、室温での高塑性により、ＴｉＡｌ合金に固有の室温加工の難題を解決し、合金を所望の部品の形状に容易に加工し、室温脆性を改善した。一部のＴｉＡｌ合金の単結晶の性能との比較について、表１を参照する。

高温での優れた降伏強度（９００℃／６３７ＭＰａ）： 本願の合金の９００℃での降伏強度が６３７ＭＰａであり、他のＴｉＡｌ合金の９００℃での強度よりも３０〜５０％向上し、当該合金の使用温度を現在の６５０℃〜７００℃から９００℃まで高めることが期待できる（現在、米国ＧＥ社は、Ｔｉ−４８Ａｌ−２Ｃｒ−２Ｎｂ合金をボーイング７８７旅客機の低圧タービンの六、七級羽根への適用に既に成功し、作業温度が６５０℃である）。他のＴｉＡｌ合金の９００℃での性能との比較について、表２のとおりである。

当該ＴｉＡｌ単結晶の優れた室温と高温性能により、６５０〜９００℃の使用温度でのエンジン羽根に代わり、ボーイング飛行機及びエアバス飛行機におけるエンジン羽根への使用範囲を拡大することが期待され、省エネ・排出削減等の面に巨大な収益をもたらす。また、自動車の増圧タービンと排気弁、空間運動量インターセプタのエンジンテールスカート、衛星のエンジンノズル、スペースシャトル用の可逆タービンの回転子等の部材に重要な適用見通しがある。

１． Ｄ．Ｒ．Ｊｏｈｎｓｏｎ，Ｈ．Ｉｎｕｉ，Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ，Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ．４４，２５２３−２５３５（１９９６）．
２． Ｄ．Ｒ．Ｊｏｈｎｓｏｎ，Ｙ．Ｍａｓｕｄａ，Ｈ．Ｉｎｕｉ ａｎｄ Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ，Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ．４５，２５２３−２５３３（１９９７）．
３． Ｉ．Ｓ．Ｊｕｎｇ，Ｈ．Ｓ．Ｊａｎｇ，Ｍ．Ｈ．Ｏｈ，Ｊ．Ｈ．Ｌｅｅ，Ｄ．Ｍ．Ｗｅｅ，Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．Ａ ３２９−３３１，１３−１８（２００２）．
４． Ｔ．Ｙａｍａｎａｋａ，Ｄ．Ｒ．Ｊｏｈｎｓｏｎ，Ｈ．Ｉｎｕｉ，Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ，Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ ７，７７９−７８４（１９９７）．
５． Ｄ．Ｒ．Ｊｏｈｎｓｏｎ，Ｋ．Ｃｈｉｈａｒａ，Ｈ．Ｉｎｕｉ，Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ，Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ．４６，６５２９−６５４０（１９９８）．
６． Ｈ．Ｎ．Ｌｅｅ，Ｄ．Ｒ．Ｊｏｈｎｓｏｎ，Ｈ．Ｉｎｕｉ，Ｍ．Ｈ．Ｏｈ，Ｄ．Ｍ．Ｗｅｅ，Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ，Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ．４８，３２２１−３２３３（２０００）．
７． Ｇ．Ｌ．Ｃｈｅｎ，Ｗ．Ｊ．Ｚｈａｎｇ，Ｚ．Ｃ．Ｌｉｕ，Ｓ．Ｊ．Ｌｉ，Ｙ．Ｗ．Ｋｉｍ，Ｇａｍｍａ ｔｉｔａｎｉμｍ ａｌμｍｉｎｉｄｅｓ，３１−４０（１９９９）．
８． Ｈ．Ｃｌｅｍｅｎｓ，Ｉ．Ｒμｍｂｅｒｇ，Ｐ．Ｓｃｈｒｅｔｔｅｒ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，２（３），１７９−１８４（１９９４）．
９． Ｔ．Ｔｅｔｓｕｉ．Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，４８９−４９３（１９９７）．
１０． Ｙ．Ｗ．Ｋｉｍ．Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．Ａ．１９２−１９３，５１９−５３３（１９９５）．
１１． Ｚ．Ｃ．Ｌｉｕ，Ｊ．Ｐ．Ｌｉｎ，Ｓ．Ｊ．Ｌｉ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ １０（７），６５３−６５９（２００２）．

Claims (5)

1. ＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料の製造方法であって、
   前記ＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料が合金成分を含み、前記合金成分の表現式が、原子パーセントで、Ｔｉ _ａ Ａｌ _ｂ Ｎｂ _ｃ （Ｃおよび／またはＳｉ） _ｄ （ただし、４３≦ｂ≦４７、６≦ｃ＜１０、０．１≦ｄ≦１であり、ｄはＣおよびＳｉの合計の原子パーセントであり、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１００）であり、
   （１）それぞれ純度が９９．９９９％以上のＡｌ、Ｔｉ、Ｃおよび／またはＳｉの素材と、純度が９９．９５％以上のＮｂの素材とを選択し、合金成分の表現式に応じて配合し、コールドクルーシブル電磁誘導浮揚型の製錬炉で母合金インゴットを製錬し、重力鋳造法又は吸引鋳造法により母合金棒材を得る工程と、
   （２）母合金棒材を上下棒材の２つの部分に切断し、それぞれ光学浮遊帯の配向凝固炉の原料棒と種結晶棒とし、上端原料棒と下端種結晶棒との間の距離が１〜３ｍｍに制御し、まず、原料棒と種結晶棒を水平面に同軸で垂直になるように設け、配向凝固する時に保護するための不活性ガスを流入させ、上下棒材を、逆方向で相対回転数２０〜４０ｒｐｍで回転させるように調節し、加熱を開始し、上下棒材の対向する一端をまず溶解させ、対向する一端が次第に近接してから接合するように、上下棒材の位置を調整し、設備の出力を調節して５〜１０ｍｉｎ保温した後、浮遊帯の表面が平滑になり、均一に溶解すると、成長速度を５〜３０ｍｍ／ｈに調節し、配向凝固を開始し、凝固が完了した後に、出力を徐々に低下させるとともに、凝固した試料と残りの送り棒試料とを徐々に分離する工程と、
   （３）熱処理方式を炉冷又は空冷とし、１２５０℃×２４ｈ＋９００℃×３０ｍｉｎの条件で、製造されたＴｉＡｌ合金の単結晶棒材を真空熱処理する工程と、
   を備えることを特徴とするＴｉＡｌ金属間化合物の単結晶材料の製造方法。
2. 工程（１）において、電磁誘導浮揚製錬に水冷銅ルツボを採用し、合金の製錬回数が４回以上であることを特徴とする請求項１に記載の方法。
3. 工程（１）において、前記母合金棒材の寸法がΦ４〜８ｍｍであり、
   前記吸引鋳造法に差圧吸引鋳造を採用する場合、圧力の強さの差を３ＭＰａに維持し、
   重力鋳造法を採用する場合、保護ガスの圧力の強さが標準大気圧の３分の２とする
   ことを特徴とする請求項１に記載の方法。
4. 工程（２）において、下端種結晶棒の長さが２０〜３０ｍｍであり、上端原料棒の長さが１９０ｍｍよりも小さいことを特徴とする請求項１に記載の方法。
5. 工程（２）において、前記不活性ガスがアルゴンガス又は窒素ガスであり、配向凝固する時に流入させた不活性ガスの流量が３〜５Ｌ／ｍｉｎであることを特徴とする請求項１に記載の方法。
   

Images