WO2015146266A1 - 鋳型及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金鋳造品及びその鋳造方法 - Google Patents

鋳型及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金鋳造品及びその鋳造方法 Download PDF

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slurry
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茂征 佐藤
達也 関口
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株式会社Ihi
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    • F05D2300/174—Titanium alloys, e.g. TiAl

Definitions

  • the present invention relates to a mold and a manufacturing method thereof, a TiAl alloy cast product and a casting method thereof, and more particularly to a mold for casting a TiAl (titanium aluminide) alloy and a manufacturing method thereof, and a TiAl alloy cast product and a casting method thereof.
  • TiAl alloy which is an intermetallic compound of titanium and aluminum, is excellent in specific strength in a high temperature range, and is applied to turbine blades of jet engines.
  • As a mold for casting such a TiAl alloy turbine blade or the like the same mold as that for casting a titanium alloy is used.
  • At least the first layer of the cavity surface of the mold body constituting the mold is composed of an aggregate mainly composed of cerium oxide and a binder mainly composed of zirconia sol. It is described that it is formed from a fired product of a slurry.
  • TiAl alloy is a brittle material because it is an intermetallic compound, and the TiAl alloy casting may break or crack due to shrinkage in the cooling process after casting (1100 ° C. to 1000 ° C.). More specifically, at the time of cooling after casting, the mold restrains the TiAl alloy cast product, and due to the difference in thermal expansion between the TiAl alloy cast product and the mold, the shrinkage amount of the TiAl alloy cast product is larger than the shrinkage amount of the mold. Therefore, there is a possibility that a tensile stress is applied to the TiAl alloy cast product and breakage or cracking occurs.
  • an object of the present invention is to provide a mold capable of suppressing breakage and cracking of a TiAl alloy casting and a manufacturing method thereof, and a TiAl alloy casting and a casting method thereof.
  • a mold according to the present invention is a mold for casting a TiAl alloy, is formed with a bottom, and includes a mold body having a cavity into which a molten TiAl alloy is poured, and the mold body is provided on the cavity side.
  • a refractory material containing at least one of cerium oxide, yttrium oxide and zirconium oxide, and a reaction resistant layer for suppressing reaction with the TiAl alloy molten metal, and a backup formed on the reaction resistant layer.
  • the backup layer is formed of a refractory material containing cristobalite of 26% by mass or more and 34% by mass or less, the balance being made of fused silica of 80% by mass or more and 100% by mass or less.
  • a weakening layer that lowers the mold strength, and a shape-retaining layer that is formed of a refractory material and retains the mold shape.
  • the refractory material forming the weakened layer contains the silica material in an amount of 90% by mass to 100% by mass.
  • the refractory material forming the weakened layer is made of the silica material.
  • the weakening layer is formed immediately above the reaction-resistant layer.
  • a mold manufacturing method is a mold manufacturing method for casting a TiAl alloy, which is formed with a bottom and is a solder for forming a mold body having a cavity into which a molten TiAl alloy is poured.
  • the backup slurry layer forming step coats a weakened slurry obtained by mixing refractory material particles containing 80% by mass or more and 100% by mass or less of fused silica and a binder, and 80% by mass or more and 100% by mass of fused silica. % Of stagnant stucco material composed of refractory material particles containing less than or equal to 5% to form a weakened slurry layer, and a stabilized stucco material composed of refractory material particles and a binder, and a stabilized stucco material composed of refractory material particles.
  • the backup slurry layer is formed by processing to form a shape-retaining slurry layer.
  • the weakened slurry layer is a weakened slurry obtained by mixing refractory particles containing 90% by mass or more and 100% by mass or less of fused silica and a binder. And a weakened stucco material composed of refractory material particles containing 90% by mass or more and 100% by mass or less of fused silica.
  • the weakened slurry layer is coated with a weakened slurry in which a refractory material particle made of fused silica and a binder are mixed, and a refractory made of fused silica. It is characterized by being formed by stucco treatment of a weakened stucco material of material particles.
  • the mold manufacturing method according to the present invention is characterized in that, in the backup slurry layer forming step, the weakened slurry layer is formed immediately above the reaction resistant slurry layer.
  • the TiAl alloy casting according to the present invention is characterized by being cast by any one of the molds.
  • the casting method for a TiAl alloy casting according to the present invention is characterized in that any one of the above molds is heated from 1100 ° C. to 1300 ° C., and a molten TiAl alloy is poured into the mold for casting.
  • the mold for casting the TiAl alloy is provided with the weakening layer for reducing the mold strength. Therefore, in the cooling process after casting (1100 ° C. to 1000 ° C.), the mold cracks from the weakening layer. appear. Thereby, since the restriction
  • it is sectional drawing which shows the structure of the casting_mold
  • it is sectional drawing for demonstrating each process in the manufacturing method of the casting_mold
  • it is a figure which shows the structure of the turbine blade which is a TiAl alloy casting.
  • it is a figure which shows the intensity
  • FIG. 1 it is a graph which shows the high temperature strength characteristic of the casting_mold
  • FIG. In embodiment of this invention it is a graph which shows the high temperature strength characteristic of the casting_mold
  • FIG. In embodiment of this invention it is a graph which shows the high temperature strength characteristic of the casting_mold
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a configuration of a mold 10 for casting a TiAl alloy.
  • a mold 10 shown in FIG. 1 is a mold for casting a turbine blade as a TiAl alloy casting.
  • the mold 10 is formed with a bottom and includes a mold body 14 having a cavity 12 into which a molten TiAl alloy is poured.
  • the mold body 14 includes a wing body casting part 14a where the wing body is cast, a shroud casting part 14b where the shroud is cast, and a platform casting part 14c where the platform is cast.
  • the mold body 14 is provided with a gate (not shown) for pouring molten TiAl alloy into the cavity 12.
  • the mold body 14 is provided on the cavity side and has a reaction resistant layer 16 for suppressing reaction with the molten TiAl alloy.
  • the reactive layer 16 is formed of a refractory material made of an oxide or the like that has low reactivity with the molten TiAl alloy.
  • the refractory material of the reaction resistant layer 16 includes at least one of cerium oxide (CeO 2 ), yttrium oxide (Y 2 O 3 ), and zirconium oxide (ZrO 2 ). For the refractory material of the reactive layer 16, these oxides may be used alone or in combination.
  • the thickness of the reaction resistant layer 16 is, for example, 0.5 mm to 2.0 mm.
  • cerium oxide As the refractory material of the reaction resistant layer 16, it is preferable to use cerium oxide as a main component, which is less reactive than the TiAl alloy molten metal and cheaper than zirconium oxide. By using cerium oxide, it is possible to suppress seizure between the TiAl alloy cast and the mold 10, and the surface smoothness of the TiAl alloy cast can be improved.
  • the mold body 14 is formed on the reactive layer 16 and has a backup layer 18 formed of a refractory material.
  • the backup layer 18 includes a weakening layer 18a that lowers the mold strength and a shape-retaining layer 18b that retains the mold shape.
  • the weakening layer 18a is formed of a refractory material containing cristobalite of 26% by mass or more and 34% by mass or less and the balance of 80% by mass or more and 100% by mass of a silica material made of fused silica.
  • the thickness of the weakening layer 18a is, for example, 0.5 mm to 2.0 mm.
  • the silica material contained in the refractory material forming the weakened layer 18a contains cristobalite. Cristobalite undergoes a phase transformation between ⁇ -type ( ⁇ -cristobalite) and ⁇ -type ( ⁇ -cristobalite) in the temperature range of 200 ° C. to 300 ° C. Due to this phase transformation, a volume change occurs and cracks (microcracks) occur in the weakened layer 18a, and the mold strength can be lowered.
  • the ratio of the amount of cristobalite in the silica material is 26% by mass or more and 34% by mass or less, and preferably 34% by mass.
  • the weakened layer 18a has fewer cracks (microcracks), and the high temperature strength of the mold 10 in the cooling process after casting (from 1100 ° C. to 1000 ° C.) increases. Because. If the ratio of the amount of cristobalite in the silica material is 34% by mass, cracks (microcracks) in the weakened layer 18a increase, so that the strength of the mold 10 in the cooling process after casting (from 1100 ° C. to 1000 ° C.) is reduced. This is because the amount is sufficient.
  • the reason why the content of the silica material contained in the refractory material is 80% by mass or more is that when the content of the silica material is less than 80% by mass, the high temperature strength of the mold 10 from 1000 ° C. to 1100 ° C. increases. It is.
  • the weakening layer 18a is formed of a refractory material containing 90% by mass or more and 100% by mass or less of the above silica material (a silica material containing cristobalite of 26% by mass or more and 34% by mass or less and the balance being fused silica). It is preferable. In this case, the high temperature strength at 1000 ° C. to 1100 ° C. of the mold 10 can be further reduced.
  • the refractory material forming the weakened layer 18a may be the above-described silica material (100% by mass of silica material including 26% by mass or more and 34% by mass or less of cristobalite, the balance being made of fused silica).
  • zirconium silicate ZrSiO 4
  • aluminum oxide Al 2 O 3
  • zirconium oxide ZrO 2
  • magnesium oxide MgO
  • mullite Al 6 Si 2 O 13
  • an oxide such as zirconium silicate (ZrSiO 4 ), silicon dioxide (SiO 2 ), aluminum oxide (Al 2 O 3 ), mullite (Al 6 Si 2 O 13 ), or the like is used. Is possible. These oxides may be used alone or in combination for the refractory material of the shape-retaining layer 18b.
  • the thickness of the shape retaining layer 18b is, for example, 0.5 mm to 5.0 mm.
  • the weakened layer 18 a may be formed immediately above the reactive layer 16, the shape retaining layer 18 b may be formed on the weakened layer 18 a, or the protective layer 16 may be maintained immediately above the reactive layer 16.
  • the shape layer 18b may be formed, and the weakening layer 18a may be formed on the shape retaining layer 18b.
  • the backup layer 18 may be formed by alternately forming the weakening layer 18a and the shape retaining layer 18b.
  • the weakening layer 18a is preferably formed immediately above the reaction resistant layer 16. This is because the weakened layer 18a is provided closer to the TiAl alloy casting, so that the mold 10 is easily broken.
  • FIG. 2 is a flowchart showing a method of manufacturing the mold 10 for casting the TiAl alloy.
  • the manufacturing method of the mold 10 for casting the TiAl alloy includes a wax mold forming step (S10), a reactive slurry layer forming step (S12), a backup slurry layer forming step (S14), and a dewaxing step (S16). And a firing step (S18).
  • FIG. 3 is a cross-sectional view for explaining each step in the method of manufacturing the mold 10 for casting the TiAl alloy
  • FIG. 3A is a cross-sectional view for explaining the wax mold forming step (S10)
  • FIG. 3B is a cross-sectional view for explaining the reaction resistant slurry layer forming step (S12)
  • FIGS. 3C and 3D show the backup slurry layer forming step (S14). It is sectional drawing for demonstrating.
  • the wax mold forming step (S10) is formed with a bottom, and a wax model for forming a mold body 14 having a cavity 12 into which molten TiAl alloy is poured.
  • 22 is a step of molding 22.
  • a wax model 22 for forming the mold body 14 is formed of a brazing material.
  • the wax model 22 is molded by injecting a brazing material into a mold by injection molding or the like and curing the brazing material, and then removing the mold from the mold.
  • the brazed model 22 is provided with refractory material particles containing at least one of cerium oxide, yttrium oxide and zirconium oxide, and a binder.
  • a reactive stucco material composed of refractory material particles containing at least one of cerium oxide, yttrium oxide and zirconium oxide to form a reactive slurry layer 24. is there.
  • the reaction model slurry is coated on the wax model 22.
  • the reaction resistant slurry includes refractory material particles having low reactivity with the molten TiAl alloy and a binder.
  • refractory material particles of the reactive slurry refractory material particles containing at least one of cerium oxide, yttrium oxide and zirconium oxide are used. These oxides may be used alone or in combination with the refractory particles of the reactive slurry. For example, # 325 mesh refractory particles can be used as the refractory particles of the reactive slurry.
  • an organic binder such as silica sol such as colloidal silica, zirconia sol, yttria sol, or phenol resin can be used.
  • these materials may be used alone or in combination.
  • silica sol is used as the binder, cerium oxide is preferably used for the refractory particles in order to suppress the reaction between the molten TiAl alloy and the silica sol.
  • a coating method of the reaction resistant slurry As a coating method of the reaction resistant slurry, a dipping method, a spraying method, and a coating method can be used, but a dipping method is preferable because it can be uniformly coated with the wax model 22.
  • the wax-type model 22 coated with the reaction-resistant slurry is stucco-treated with the reaction-resistant stucco material and dried.
  • the reaction-resistant stucco material for example, refractory material particles containing at least one of # 60 to # 160 mesh of cerium oxide, yttrium oxide, and zirconium oxide are used.
  • the reactive mold is coated on the wax model 22 and the stucco treatment of the reactive stucco material to form the reactive slurry layer 24 on the wax model 22.
  • the reactive slurry coating and the stucco treatment of the reactive stucco material may be repeated a plurality of times in order to form the reactive slurry layer 24 with a predetermined thickness.
  • the backup slurry layer forming step (S14) is a step of forming the backup slurry layer 26 on the reactive slurry layer 24 as shown in FIGS. 3 (c) and 3 (d).
  • a backup slurry layer 26 composed of a weakened slurry layer 26 a and a shape retaining slurry layer 26 b is formed on the reaction resistant slurry layer 24.
  • a weakened slurry is coated on the reactive slurry layer 24.
  • the weakened slurry is constituted by mixing refractory material particles containing fused silica in an amount of 80% by mass or more and 100% by mass or less and a binder. It is preferable that the refractory material particles constituting the weakened slurry contain 90% by mass or more and 100% by mass or less of fused silica. Further, the refractory material particles constituting the weakened slurry may be fused silica (fused silica 100 mass%).
  • zirconium silicate ZrSiO 4
  • aluminum oxide Al 2 O 3
  • zirconium oxide ZrO 2
  • magnesium oxide MgO
  • mullite Al 6 Si 2 O 13
  • the binder a binder such as a silica sol similar to the reaction resistant slurry can be used, but a silica sol such as colloidal silica is preferably used.
  • stucco treatment with weakened stucco material is performed on the surface coated with weakened slurry and dried.
  • weakened stucco material refractory material particles containing 80% by mass or more and 100% by mass or less of fused silica are used.
  • refractory material particles containing 90 mass% or more and 100 mass% or less of fused silica it is preferable to use refractory material particles containing 90 mass% or more and 100 mass% or less of fused silica.
  • the refractory material particles constituting the weakened stucco material may be fused silica (fused silica 100% by mass).
  • refractory material particles constituting the weakened stucco material zirconium silicate (ZrSiO 4 ), aluminum oxide (Al 2 O 3 ), zirconium oxide (ZrO 2 ), magnesium oxide (MgO), mullite (Al 6 Si 2 O) It is possible to use refractory particles such as 13 ).
  • refractory material particles of the weakened stucco material for example, refractory material particles of # 60 to # 160 mesh can be used.
  • the coating of the weakened slurry and the stucco treatment of the weakened stucco material may be repeated, for example, 2 to 5 times until the weakened slurry layer 26a has a predetermined thickness.
  • a shape-retaining slurry is coated on the weakened slurry layer 26a.
  • the shape-retaining slurry is configured by mixing refractory material particles and a binder.
  • the refractory material particles of the shape retaining slurry include at least one oxide such as zirconium silicate (ZrSiO 4 ), silicon dioxide (SiO 2 ), aluminum oxide (Al 2 O 3 ), mullite (Al 6 Si 2 O 13 ). It is possible to use one.
  • the binder it is possible to use a binder such as silica sol similar to the reaction resistant slurry.
  • # 325 mesh refractory particles can be used as the refractory particles of the shape retaining slurry.
  • the shape-retaining stucco material includes at least one refractory material such as zirconium silicate (ZrSiO 4 ), silicon dioxide (SiO 2 ), aluminum oxide (Al 2 O 3 ), mullite (Al 6 Si 2 O 13 ). It is possible to use particles. For example, # 60 to # 160 mesh refractory particles can be used as the refractory particles of the shape-retaining stucco material.
  • the coating of the shape-retaining slurry and the stucco treatment of the shape-retaining stucco material may be repeated, for example, 2 to 5 times until the shape-retaining slurry layer 26b reaches a predetermined thickness.
  • the backup slurry layer 26 including the weakened slurry layer 26a and the shape retaining slurry layer 26b is formed on the reaction resistant slurry layer 24.
  • the weakened slurry layer 26a may be formed immediately above the reactive slurry layer 24, and the shape retaining slurry layer 26b may be formed on the weakened slurry layer 26a.
  • the shape retaining slurry layer 26b may be formed immediately above the layer 24, and the weakened slurry layer 26a may be formed on the shape retaining slurry layer 26b.
  • the backup slurry layer 26 may be configured by alternately forming the weakened slurry layer 26a and the shape retaining slurry layer 26b.
  • the weakened slurry layer 26 a is preferably formed directly above the reactive resistant layer 24.
  • the dewaxing step (S18) is a step of heating and dewaxing the wax model 22 on which the reaction-resistant slurry layer 24 and the backup slurry layer 26 are formed, and molding a molded body.
  • a mold molded body is formed by melting and removing the wax model 22.
  • a wax model 22 having a reaction-resistant slurry layer 24 and a backup slurry layer 26 is placed in an autoclave or the like, and the temperature is 100 ° C. to 180 ° C., 4 atm (0.4 MPa) to 8 atm (0. 8 MPa) is performed by heating and pressurizing.
  • the wax model 22 is eluted to obtain a molded body (green body).
  • the firing step (S16) is a step in which the molded body is heated and fired at a firing temperature of 1000 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower.
  • the mold-formed body is heated and fired at 1000 ° C. to 1100 ° C. in a firing furnace or the like, so that the reactive slurry layer 24 is baked and hardened to become the reactive layer 16, and the weakened slurry layer 26a and the shape retaining slurry layer 26b.
  • the back-up slurry layer 26 consisting of the above is baked and hardened to become the back-up layer 18 consisting of the weakened layer 18a and the shape-retaining layer 18b, and the mold 10 is formed as a shell.
  • a cavity 12 is formed at a location where the wax model 22 is eluted.
  • the firing time is, for example, 1 hour to 10 hours.
  • the cristobalite produced from the fused silica contained in the weakened slurry layer 26a is heated from a temperature of 1000 ° C. to 1100 ° C. and then cooled to room temperature.
  • the cristobalite is changed from ⁇ -type ( ⁇ -cristobalite) to ⁇ -type ( ⁇ -Volume change occurs due to phase transformation to (cristobalite), and cracks (microcracks) occur in the weakened layer 18a.
  • the strength of the weakened layer 18a can be reduced.
  • furnace cooling or air cooling may be sufficient, in order to generate more cracks (microcracks) in the weakened layer 18a, air cooling is more preferable.
  • the ratio of the amount of cristobalite of the silica material composed of fused silica and cristobalite contained in the weakened layer 18a is 26% by mass or more and 34% by mass or less.
  • the reason why the firing temperature is 1000 ° C. or higher is that when the firing temperature is lower than 1000 ° C., the ratio of the amount of cristobalite in the silica material contained in the weakened layer 18a is smaller than 26% by mass, and thus the fired temperature is generated in the weakened layer 18a. This is because cracks (microcracks) are reduced and the mold strength is increased.
  • the firing temperature is 1100 ° C. or lower because if the firing temperature is 1100 ° C., the ratio of the amount of cristobalite in the silica material contained in the weakened layer 18a is 34% by mass. This is because it is possible to sufficiently reduce the mold strength. Moreover, it is because production efficiency will fall when baking temperature becomes higher than 1100 degreeC. In addition, it is preferable that a calcination temperature is 1100 degreeC.
  • the TiAl alloy placed in the melting crucible is melted in a vacuum in the melting chamber of the melting furnace, and the molten TiAl alloy is maintained at a predetermined temperature.
  • the mold 10 preheated to a predetermined temperature is inserted into the mold chamber of the melting furnace and evacuated.
  • the mold temperature is preferably 1100 ° C. to 1300 ° C. This is because when the mold temperature is lower than 1100 ° C., casting defects are likely to occur due to poor hot water. This is because when the mold temperature is higher than 1300 ° C., the crystal grains are likely to be coarsened.
  • the casting temperature is preferably a melting point of the TiAl alloy + 30 ° C. to a melting point + 160 ° C. This is because if the casting temperature is lower than the melting point of the TiAl alloy + 30 ° C., casting defects are likely to occur due to poor hot water. This is because when the casting temperature is higher than the melting point of the TiAl alloy + 160 ° C., heating becomes difficult due to limitations of casting equipment or the like, and crystal grains are likely to be coarsened.
  • the mold 10 poured with molten TiAl alloy is moved to the mold chamber, and the gate bubble is closed.
  • the mold 10 moved to the mold chamber is allowed to stand for a predetermined time in a vacuum. After standing, the mold chamber is opened to the atmosphere, the mold 10 in which the TiAl alloy is cast is taken out, placed on a sand cart, and left to reach room temperature.
  • FIG. 4 is a diagram showing a configuration of a turbine blade 30 which is a cast TiAl alloy product.
  • the turbine blade 30 includes a blade body 32, a shroud 34, and a platform 36.
  • the longitudinal direction is 200 mm to 300 mm
  • the width direction is 50 mm to 70 mm
  • the thickness is 3 mm to 7 mm.
  • the turbine blade 30 is restrained by the mold in the cooling process after casting (from 1100 ° C. to 1000 ° C.) and pulled in the longitudinal direction of the turbine blade 30. Stress is applied. For this reason, in the conventional mold, there is a possibility that breakage or cracking may occur at a site A between the wing body 32 and the shroud 34 or a site B between the wing body 32 and the platform 36.
  • the shrinkage amount of the turbine blade 30 is larger than the shrinkage amount of the mold 10, but when the turbine blade 30 contracts, the mold 10 is compressed. Stress is applied, and a crack is generated from the weakened layer 18a of the mold 10. Thereby, the restriction
  • the mold has a weakened layer with reduced mold strength. Therefore, in the cooling process (1100 ° C. to 1000 ° C.) after casting the molten TiAl alloy, the mold is cracked from the weakened layer of the mold. Will occur. Thereby, the restriction
  • a turbine blade made of TiAl alloy was cast, and the occurrence of cracks was evaluated. First, the high temperature strength characteristics of the mold were evaluated.
  • each mold was coated with a wax-type model by coating the reaction-resistant slurry and the stucco treatment of the reaction-resistant stucco material twice.
  • a slurry layer was formed.
  • the reaction resistant slurry a slurry in which cerium oxide particles and colloidal silica were mixed was used. Cerium oxide particles were used as the reaction-resistant stucco material.
  • the cerium oxide particles of the reaction resistant slurry those of # 325 mesh were used, and as the cerium oxide particles of the reaction resistant stucco material, those of # 100 mesh were used.
  • the weakened slurry layer was formed by coating the weakened slurry and the stucco treatment of the weakened stucco material on the reaction resistant slurry layer.
  • Example 1 a weakened slurry obtained by mixing refractory material particles (100% by mass of fused silica particles) made of fused silica particles and colloidal silica was used.
  • a weakened slurry in which refractory material particles containing 90 mass% fused silica particles and 10 mass% zirconium silicate particles and colloidal silica were mixed was used.
  • a weakened slurry in which refractory material particles containing 80% by mass of fused silica particles and 20% by mass of zirconium silicate particles and colloidal silica were mixed was used.
  • the same weak slurry as that of Example 1 was used.
  • the refractory material particles of the weakened slurry those of # 325 mesh were used.
  • weakened stucco material (100% by mass of fused silica particles) made of fused silica particles was used.
  • a weakened stucco material containing 90% by mass of fused silica particles and 10% by mass of zirconium silicate particles was used.
  • a weakened stucco material containing 80% by mass of fused silica particles and 20% by mass of zirconium silicate particles was used.
  • the same weakened stucco material of the mold of Example 1 was used.
  • the weakened stucco material was # 100 mesh.
  • a weakened slurry layer consisting of two layers was formed on the reactive slurry layer by repeating the coating of the weakened slurry and the stucco treatment of the weakened stucco material twice.
  • a weakened slurry layer consisting of one layer was formed on the reaction-resistant slurry layer by coating the weakened slurry and the stucco treatment of the weakened stucco material once.
  • the weakened slurry coating and the stucco treatment of the weakened stucco material were repeated three times on the reaction resistant slurry layer to form a weakened slurry layer consisting of three layers.
  • the weakened slurry coating and the stucco treatment of the weakened stucco material were repeated five times on the reaction resistant slurry layer to form a weakened slurry layer consisting of five layers.
  • a shape-retaining slurry layer was formed on the weakened slurry layer by coating the shape-retaining slurry and stuccoing the shape-retaining stucco material.
  • the shape-retaining slurry a mixture of refractory material particles containing 30% by mass of fused silica particles and 70% by mass of zirconium silicate particles and colloidal silica was used. Mullite particles were used for the shape retaining stucco material.
  • the same shape retaining slurry and shape retaining stucco material were used.
  • the refractory material particles of the shape retaining slurry those of # 325 mesh were used, and as the shape retaining stucco material, those of # 100 mesh were used.
  • the shape-retaining slurry coating and the stucco treatment of the shape-retaining stucco material were repeated twice on the weakened slurry layer, and finally the shape-retaining slurry coating was performed. A shaped slurry layer was formed.
  • the shape-retaining slurry coating and the shape-retaining stucco material stucco treatment were repeated three times on the weakened slurry layer, and finally the shape-retaining slurry coating was applied to form a four-layered retention layer. A shaped slurry layer was formed.
  • the shape-retaining slurry coating and the shape-retaining stucco material stucco treatment are performed once on the weakened slurry layer, and finally the shape-retaining slurry coating is performed, so that the two-layer retaining shape is formed.
  • a shaped slurry layer was formed.
  • the shape-retaining slurry layer was formed by coating the shape-retaining slurry on the weakened slurry layer.
  • a backup slurry layer composed of a weakened slurry layer and a shape retaining slurry layer was formed on the reaction resistant slurry layer.
  • the wax model in which the reaction-resistant slurry layer and the backup slurry layer were formed was dewaxed by heating to 180 ° C. with an autoclave to obtain a mold molded body (green body). After dewaxing, the molded body was fired in a firing furnace at 1100 ° C. for 3 to 5 hours to solidify the reaction-resistant slurry layer and the backup slurry layer into a shell (shell). A mold was formed. The dewaxing conditions and the firing conditions were the same for the molds of Examples 1 to 6.
  • the mold of Comparative Example 1 is different from the molds of Examples 1 to 3 in the weakened slurry and the weakened stucco material.
  • the mold of Comparative Example 1 in place of the weakened slurry of the molds of Examples 1 to 3, refractory material particles containing 70% by mass of fused silica particles and 30% by mass of zirconium silicate particles were mixed with colloidal silica. A slurry was used.
  • a stucco material in which 70% by mass of fused silica particles and 30% by mass of zirconium silicate particles were mixed was used. Since others are the same as the mold manufacturing methods of Examples 1 to 3, detailed description thereof is omitted.
  • the fused silica particles and zirconium silicate particles for slurry those of # 325 mesh were used. A stucco material of # 100 mesh was used.
  • the mold of Comparative Example 2 is different from the molds of Examples 1 to 6 in that a weakened slurry layer is not formed. That is, the mold of Comparative Example 2 is coated with a slurry obtained by mixing refractory material particles containing 30% by mass of fused silica particles and 70% by mass of zirconium silicate particles and colloidal silica on the reactive slurry layer. Then, a stucco material made of mullite particles was stucco treated. The slurry coating and the stucco treatment of the stucco material were repeated four times, and finally the slurry was coated to form a five-layer slurry layer. In the mold of Comparative Example 2, the firing temperature after the dewaxing process was set to 1050 ° C.
  • FIG. 5 is a diagram showing a mold strength test method. The strength test was performed according to an ICI (Investment Casting Institute) ceramic test guide, and the bending strength (MPa) was measured. The span between the fulcrums was 40 mm, and the tip angle of the fulcrum was 2R. With the test piece heated to the test temperature and held, a load was applied to perform a strength test.
  • ICI Investment Casting Institute
  • the high temperature strength characteristics of the molds of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 and 2 will be described.
  • the molds of Examples 1 to 3 and Comparative Example 1 were set to 1000 ° C. to 1500 ° C.
  • the mold of Comparative Example 2 was set to room temperature to 1400 ° C.
  • FIG. 6 is a graph showing the high-temperature strength characteristics of the molds of Examples 1 to 3 and Comparative Example 1.
  • the horizontal axis represents the test temperature
  • the vertical axis represents the bending strength
  • the bending strength of the mold of Example 1 is represented by white circles
  • the bending strength of the mold of Example 2 is represented by white squares.
  • the bending strength of the mold of Example 3 is represented by a white rhombus
  • the bending strength of the mold of Comparative Example 1 is represented by x.
  • the high temperature strength of the molds of Examples 1 to 3 was lower than the high temperature strength of the mold of Comparative Example 1. Further, in the temperature range from 1000 ° C. to 1100 ° C., the high temperature strength of the molds of Examples 1 and 2 was further lowered than the high temperature strength of the mold of Example 3.
  • FIG. 7 is a graph showing the high-temperature strength characteristics of the mold of Comparative Example 2.
  • the horizontal axis represents the test temperature
  • the vertical axis represents the bending strength
  • the bending strength at each test temperature is represented by a white circle. Comparing the graphs of FIG. 6 and FIG. 7, in the temperature range of 1000 ° C. to 1100 ° C., the high temperature strength of the mold of Comparative Example 2 was higher than the high temperature strength of the molds of Examples 1 to 3. From this, it was found that in the conventional mold for casting a titanium alloy, the mold strength in the cooling process (1100 ° C. to 1000 ° C.) after casting of the TiAl alloy cast product is increased, and the mold is difficult to break.
  • the test temperature was from normal temperature to 1300 ° C.
  • FIG. 8 is a graph showing the high-temperature strength characteristics of the molds of Examples 1, 4, 5, and 6.
  • the horizontal axis represents the test temperature
  • the vertical axis represents the bending strength
  • the bending strength of the mold of Example 1 is represented by a white circle
  • the bending strength of the mold of Example 4 is represented by a black circle
  • the bending strength of the mold of Example 5 is represented by a black square
  • the bending strength of the mold of Example 6 is represented by a white square.
  • Example 6 At any test temperature, the mold strength of the mold of Example 6 is the smallest, the mold of Example 4 is the strongest, and Example 6 ⁇ Example 5 ⁇ Example 1 ⁇ Example 4 I found out that there was a relationship. From this, it was found that the thinner the weakened layer, the higher the high temperature strength, and the thicker the weakened layer, the lower the high temperature strength.
  • FIG. 9 is a photograph showing the cross-sectional structure observation results of the molds of Example 2 and Comparative Example 1
  • FIG. 9A is a photograph showing the cross-sectional structure observation results of the mold of Comparative Example 1.
  • FIG. b) is a photograph showing a cross-sectional structure observation result of the mold of Example 2.
  • the mold of Example 2 is a weakened layer
  • the mold of Comparative Example 1 is 70% by mass of fused silica particles corresponding to the weakened layer of the mold of Example 2.
  • FIG. 10 is a graph showing the high-temperature strength characteristics of the green body.
  • the horizontal axis represents the test temperature
  • the vertical axis represents the bending strength
  • the bending strength at each test temperature is represented by a black circle.
  • a silica mold formed of fused silica was prepared. First, a method for producing a silica mold will be described.
  • the wax model was coated with a silica slurry in which fused silica particles and colloidal silica were mixed, and a silica stucco material made of fused silica particles was stucco treated.
  • a silica slurry and silica stucco material the same weakened slurry and weakened stucco material of Example 1 were used.
  • the silica slurry coating and the stucco treatment of the silica stucco material were repeated 6 times, the silica slurry was finally coated to form 7 layers of silica slurry.
  • the wax type model in which the silica slurry layer was formed was heated at 180 ° C. by an autoclave to perform dewaxing treatment. After the dewaxing treatment, each is fired at 800 ° C., 900 ° C., 940 ° C., 970 ° C., 1000 ° C., 1050 ° C., and 1100 ° C. to solidify the silica slurry layer to form a shell, and a silica mold is used. Formed.
  • the strength characteristics of the silica mold were evaluated.
  • the test piece was cut out from a silica mold.
  • the size of the test piece and the strength test method were performed in accordance with the above-described ICI (Investment Casting Institute) ceramic test guide. In addition, about the strength test, it implemented at normal temperature.
  • the ratio of the amount of cristobalite was measured by the X-ray diffraction method for the silica mold baked at each firing temperature, and the amount of cristobalite was quantified.
  • the ratio of the amount of cristobalite is the ratio of cristobalite to the total of fused silica and cristobalite.
  • a sample horizontal multipurpose X-ray diffractometer Ultima IV manufactured by Rigaku Corporation was used as the X-ray diffractometer. Cristobalite was quantified by an internal standard method using silicon as a standard sample, and was calculated from an intensity calibration curve of quartz and cristobalite prepared in advance.
  • the X-ray tube is Cu, acceleration voltage 40 kV, current 40 mA, scan speed 1 degree / minute, cristobalite measurement angle 21.0 degrees to 22.3 degrees, silicon measurement angle 27. It was set to 9 to 29.0 degrees.
  • FIG. 11 is a graph showing the relationship between the room temperature strength and the ratio of the amount of cristobalite in a silica mold.
  • the horizontal axis represents the firing temperature
  • the left vertical axis represents the bending strength
  • the right vertical axis represents the cristobalite amount ratio
  • the bending strength is represented by a black circle
  • the cristobalite amount ratio is It is represented by a white circle.
  • template begins to fall from 900 degreeC at a calcination temperature, and falls most when a calcination temperature is 1000 to 1100 degrees C or less.
  • the ratio of the amount of cristobalite in the silica mold was 11% by mass at a firing temperature of 900 ° C., 26% by mass at a firing temperature of 1000 ° C., and 34% by mass at a firing temperature of 1100 ° C. Therefore, the relationship between the strength of the silica mold and the ratio of the cristobalite amount was found to decrease most when the ratio of the cristobalite amount was 26 mass% or more and 34 mass% or less.
  • the mold for casting the turbine blade the mold of Example 1 and the mold of Comparative Example 2 were used.
  • the TiAl alloy a TiAl alloy made of Ti-48 at% Al-2 at% Nb-2 at% Cr was used.
  • the longitudinal direction was about 250 mm
  • the width direction was about 60 mm
  • the thickness was about 6 mm.
  • the TiAl alloy placed in the melting crucible in the melting chamber of the melting furnace was vacuum-melted and the molten TiAl alloy was maintained at a predetermined temperature.
  • a mold preheated from 1100 ° C. to 1300 ° C. was inserted into the mold chamber of the melting furnace and evacuated.
  • the gate valve between the mold chamber and the dissolution chamber was opened, and the mold was moved to the dissolution chamber.
  • the melting crucible was tilted, and the molten TiAl alloy was poured into the mold.
  • the casting temperature was from the melting point + 30 ° C. of the TiAl alloy to the melting point + 160 ° C.
  • the mold poured with the molten TiAl alloy was moved to the mold chamber.
  • the mold moved to the mold chamber was allowed to stand for about 20 minutes in a vacuum.
  • the mold chamber was opened to the atmosphere, the mold in which the TiAl alloy was cast was taken out, placed on a sand cart, and allowed to stand at room temperature.
  • the mold surface temperature was measured with an infrared camera.
  • the present invention is useful for casting TiAl alloy castings such as turbine blades because it is possible to suppress breakage and cracking of the TiAl alloy castings.

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Abstract

　ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型（１０）は、有底で形成されており、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯されるキャビティ（１２）を有する鋳型本体（１４）を備え、鋳型本体（１４）は、キャビティ側に設けられ、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材で形成され、ＴｉＡｌ合金溶湯との反応を抑制する耐反応性層（１６）と、耐反応性層（１６）の上に形成されるバックアップ層（１８）と、を有し、バックアップ層（１８）は、２６質量％以上３４質量％以下のクリストバライトを含み、残部が溶融シリカからなるシリカ材を、８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材で形成され、鋳型強度を低下させる弱化層（１８ａ）と、耐火材で形成され、鋳型形状を保持する保形層（１８ｂ）と、を有する。

Description

鋳型及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金鋳造品及びその鋳造方法
　本発明は、鋳型及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金鋳造品及びその鋳造方法に係り、特に、ＴｉＡｌ（チタンアルミナイド）合金を鋳造する鋳型及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金鋳造品及びその鋳造方法に関する。
　チタンとアルミニウムとの金属間化合物であるＴｉＡｌ合金は、高温域の比強度等に優れていることから、ジェットエンジンのタービン翼等に適用されている。このようなＴｉＡｌ合金製のタービン翼等を鋳造する鋳型には、チタン合金を鋳造する鋳型と同じ鋳型が用いられている。
　特許文献１には、チタン合金用鋳型では、鋳型を構成する鋳型本体のキャビティ表面の少なくとも初層を、酸化セリウムを主成分とする骨材と、少なくともジルコニアゾルを主成分とするバインダで構成されるスラリの焼成物で形成することが記載されている。
特開２００７－６９２４６号公報
　ところで、ＴｉＡｌ合金は、金属間化合物であることから脆性材料であり、鋳込み後の冷却過程（１１００℃から１０００℃）での収縮により、ＴｉＡｌ合金鋳造品に破断や割れが発生する場合がある。より詳細には、鋳込み後の冷却時には、鋳型がＴｉＡｌ合金鋳造品を拘束すると共に、ＴｉＡｌ合金鋳造品と鋳型との熱膨張差により、ＴｉＡｌ合金鋳造品の収縮量が鋳型の収縮量よりも大きくなるので、ＴｉＡｌ合金鋳造品には引張応力が負荷されて破断や割れが発生する可能性がある。
　そこで本発明の目的は、ＴｉＡｌ合金鋳造品の破断や割れを抑制可能な鋳型及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金鋳造品及びその鋳造方法を提供することである。
　本発明に係る鋳型は、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型であって、有底で形成されており、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯されるキャビティを有する鋳型本体を備え、前記鋳型本体は、キャビティ側に設けられ、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材で形成され、前記ＴｉＡｌ合金溶湯との反応を抑制する耐反応性層と、前記耐反応性層の上に形成されるバックアップ層と、を有し、前記バックアップ層は、２６質量％以上３４質量％以下のクリストバライトを含み、残部が溶融シリカからなるシリカ材を、８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材で形成され、鋳型強度を低下させる弱化層と、耐火材で形成され、鋳型形状を保持する保形層と、を有することを特徴とする。
　本発明に係る鋳型において、前記弱化層を形成する耐火材は、前記シリカ材を９０質量％以上１００質量％以下含有することを特徴とする。
　本発明に係る鋳型において、前記弱化層を形成する耐火材は、前記シリカ材からなることを特徴とする。
　本発明に係る鋳型において、前記弱化層は、前記耐反応性層の直上に形成されていることを特徴とする。
　本発明に係る鋳型の製造方法は、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型の製造方法であって、有底で形成されており、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯されるキャビティを有する鋳型本体を形成するためのロウ型模型を成形するロウ型成形工程と、前記ロウ型模型に、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材粒子と、バインダとを混合した耐反応性スラリをコーティングし、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材粒子からなる耐反応性スタッコ材をスタッコ処理して、耐反応性スラリ層を形成する耐反応性スラリ層形成工程と、前記耐反応性スラリ層の上に、バックアップスラリ層を形成するバックアップスラリ層形成工程と、前記耐反応性スラリ層と前記バックアップスラリ層とを形成したロウ型模型を加熱して脱ロウし、鋳型成形体を成形する脱ロウ工程と、前記鋳型成形体を１０００℃以上１１００℃以下で加熱して焼成する焼成工程と、を備え、前記バックアップスラリ層形成工程は、溶融シリカを８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子と、バインダと、を混合した弱化スラリをコーティングし、溶融シリカを８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子からなる弱化スタッコ材をスタッコ処理して弱化スラリ層を形成し、耐火材粒子と、バインダとを混合した保形スラリと、耐火材粒子からなる保形スタッコ材をスタッコ処理して保形スラリ層を形成して、前記バックアップスラリ層を形成することを特徴とする。
　本発明に係る鋳型の製造方法は、前記バックアップスラリ層形成工程において、前記弱化スラリ層は、溶融シリカを９０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子と、バインダと、を混合した弱化スラリをコーティングし、溶融シリカを９０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子からなる弱化スタッコ材をスタッコ処理して形成されることを特徴とする。
　本発明に係る鋳型の製造方法は、前記バックアップスラリ層形成工程において、前記弱化スラリ層は、溶融シリカからなる耐火材粒子と、バインダと、を混合した弱化スラリをコーティングし、溶融シリカからなる耐火材粒子の弱化スタッコ材をスタッコ処理して形成されることを特徴とする。
　本発明に係る鋳型の製造方法は、前記バックアップスラリ層形成工程において、前記耐反応性スラリ層の直上に、前記弱化スラリ層を形成することを特徴とする。
　本発明に係るＴｉＡｌ合金鋳造品は、前記鋳型のいずれか１つにより鋳造されたことを特徴とする。
　本発明に係るＴｉＡｌ合金鋳造品の鋳造方法は、前記鋳型のいずれか１つを１１００℃から１３００℃に加熱し、鋳型内にＴｉＡｌ合金溶湯を注湯して鋳造することを特徴とする。
　上記構成によれば、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型には、鋳型強度を低下させる弱化層が設けられているので、鋳込み後の冷却過程（１１００℃から１０００℃）では、弱化層から鋳型の割れが発生する。これにより、ＴｉＡｌ合金鋳造品の鋳型による拘束が解放されるので、ＴｉＡｌ合金鋳造品の破断や割れを抑制することが可能となる。
本発明の実施の形態において、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型の構成を示す断面図である。 本発明の実施の形態において、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型の製造方法を示すフローチャートである。 本発明の実施の形態において、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型の製造方法における各工程を説明するための断面図である。 本発明の実施の形態において、ＴｉＡｌ合金鋳造品であるタービン翼の構成を示す図である。 本発明の実施の形態において、鋳型の強度試験方法を示す図である。 本発明の実施の形態において、実施例１から３、比較例１の鋳型の高温強度特性を示すグラフである。 本発明の実施の形態において、比較例２の鋳型の高温強度特性を示すグラフである。 本発明の実施の形態において、実施例１、４、５、６の鋳型の高温強度特性を示すグラフである。 本発明の実施の形態において、実施例２及び比較例１の鋳型の断面組織観察結果を示す写真である。 本発明の実施の形態において、グリーン体の高温強度特性を示すグラフである。 本発明の実施の形態において、シリカ製鋳型における常温強度と、クリストバライト量の比率との関係を示すグラフである。
　以下に本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。図１は、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型１０の構成を示す断面図である。図１に示す鋳型１０は、ＴｉＡｌ合金鋳造品としてタービン翼を鋳造するための鋳型を示している。
　鋳型１０は、有底で形成されており、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯されるキャビティ１２を有する鋳型本体１４を備えている。鋳型本体１４は、翼本体が鋳造される翼本体鋳造部１４ａと、シュラウドが鋳造されるシュラウド鋳造部１４ｂと、プラットホームが鋳造されるプラットホーム鋳造部１４ｃと、を有している。鋳型本体１４には、ＴｉＡｌ合金溶湯を空洞のキャビティ１２に注湯するための湯口（図示せず）が設けられている。
　鋳型本体１４は、キャビティ側に設けられており、ＴｉＡｌ合金溶湯との反応を抑制するための耐反応性層１６を有している。耐反応性層１６は、ＴｉＡｌ合金溶湯との反応性が低い酸化物等からなる耐火材で形成されている。耐反応性層１６の耐火材は、酸化セリウム（ＣｅＯ２）、酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）及び酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）の少なくとも１つを含んで構成されている。耐反応性層１６の耐火材には、これらの酸化物を単体で用いてもよいし、これらの酸化物を組み合わせて用いるようにしてもよい。耐反応性層１６の厚みは、例えば、０．５ｍｍから２．０ｍｍである。
　耐反応性層１６の耐火材には、ＴｉＡｌ合金溶湯との反応性が酸化ジルコニウムより低く、安価である酸化セリウムを主成分として用いることが好ましい。酸化セリウムを用いることで、ＴｉＡｌ合金鋳造品と鋳型１０との焼き付きを抑えることが可能となり、ＴｉＡｌ合金鋳造品の表面平滑性を向上させることができる。
　鋳型本体１４は、耐反応性層１６の上に形成されており、耐火材で形成されるバックアップ層１８を有している。バックアップ層１８は、鋳型強度を低下させる弱化層１８ａと、鋳型形状を保持する保形層１８ｂと、から構成されている。
　弱化層１８ａは、２６質量％以上３４質量％以下のクリストバライトを含み、残部が溶融シリカからなるシリカ材を、８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材で形成されている。弱化層１８ａの厚みは、例えば、０．５ｍｍから２．０ｍｍである。
　弱化層１８ａを形成する耐火材に含有されるシリカ材には、クリストバライトが含まれている。クリストバライトは、２００℃から３００℃の温度範囲で、β型（β―クリストバライト）とα型（α―クリストバライト）との間で相変態する。この相変態により体積変化が生じて弱化層１８ａに割れ（マイクロクラック）が発生し、鋳型強度を低下させることが可能となる。
　シリカ材のクリストバライト量の比率は、２６質量％以上３４質量％以下であり、３４質量％であることが好ましい。シリカ材のクリストバライト量の比率が２６質量％より小さいと、弱化層１８ａの割れ（マイクロクラック）が少なくなり、鋳込み後の冷却過程（１１００℃から１０００℃）での鋳型１０の高温強度が高くなるからである。シリカ材のクリストバライト量の比率が３４質量％であれば、弱化層１８ａの割れ（マイクロクラック）が多くなるので、鋳込み後の冷却過程（１１００℃から１０００℃）での鋳型１０の強度を低下させるのに十分な量であるからである。
　耐火材に含有されるシリカ材の含有率が８０質量％以上であるのは、シリカ材の含有率が８０質量％より少なくなると、鋳型１０の１０００℃から１１００℃での高温強度が高くなるからである。弱化層１８ａは、上記のシリカ材（２６質量％以上３４質量％以下のクリストバライトを含み、残部が溶融シリカからなるシリカ材）を９０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材で形成されていることが好ましい。この場合には、鋳型１０の１０００℃から１１００℃での高温強度を更に低下させることが可能となるからである。また、弱化層１８ａを形成する耐火材は、上記のシリカ材（２６質量％以上３４質量％以下のクリストバライトを含み、残部が溶融シリカからなるシリカ材１００質量％）であってもよい。
　弱化層１８ａを形成する耐火材の残部には、珪酸ジルコニウム（ＺｒＳｉＯ４）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）、ムライト（Ａｌ６Ｓｉ２Ｏ１３）等の酸化物の少なくとも１つを用いることが可能である。
　保形層１８ｂの耐火材には、珪酸ジルコニウム（ＺｒＳｉＯ４）、二酸化珪素（ＳｉＯ２）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、ムライト（Ａｌ６Ｓｉ２Ｏ１３）等の酸化物を用いることが可能である。保形層１８ｂの耐火材には、これらの酸化物を単体で用いてもよいし、これらの酸化物を組み合わせて用いるようにしてもよい。保形層１８ｂの厚みは、例えば、０．５ｍｍから５．０ｍｍである。
　バックアップ層１８の形成については、耐反応性層１６の直上に弱化層１８ａを形成し、弱化層１８ａの上に保形層１８ｂを形成してもよいし、耐反応性層１６の直上に保形層１８ｂを形成し、保形層１８ｂの上に弱化層１８ａを形成してもよい。また、弱化層１８ａと保形層１８ｂとを交互に形成してバックアップ層１８を構成してもよい。
　弱化層１８ａは、耐反応性層１６の直上に形成されていることが好ましい。弱化層１８ａがＴｉＡｌ合金鋳造品のより近くに設けられているので、鋳型１０が割れやすくなるからである。
　次に、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型１０の製造方法について説明する。
　図２は、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型１０の製造方法を示すフローチャートである。ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型１０の製造方法は、ロウ型成形工程（Ｓ１０）と、耐反応性スラリ層形成工程（Ｓ１２）と、バックアップスラリ層形成工程（Ｓ１４）と、脱ロウ工程（Ｓ１６）と、焼成工程（Ｓ１８）と、を備えている。
　図３は、ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型１０の製造方法における各工程を説明するための断面図であり、図３（ａ）は、ロウ型成形工程（Ｓ１０）を説明するための断面図であり、図３（ｂ）は、耐反応性スラリ層形成工程（Ｓ１２）を説明するための断面図であり、図３（ｃ）及び図３（ｄ）は、バックアップスラリ層形成工程（Ｓ１４）を説明するための断面図である。
　ロウ型成形工程（Ｓ１０）は、図３（ａ）に示すように、有底で形成されており、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯されるキャビティ１２を有する鋳型本体１４を形成するためのロウ型模型２２を成形する工程である。鋳型本体１４を形成するためのロウ型模型２２をロウ材で成形する。ロウ型模型２２は、金型内にロウ材を射出成形等により注入し、ロウ材を硬化させた後に、金型から取り出して成形される。
　耐反応性スラリ層形成工程（Ｓ１２）は、図３（ｂ）に示すように、ロウ型模型２２に、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材粒子と、バインダとを混合した耐反応性スラリをコーティングし、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材粒子からなる耐反応性スタッコ材をスタッコ処理して耐反応性スラリ層２４を形成する工程である。
　まず、ロウ型模型２２に耐反応スラリをコーティングする。耐反応性スラリは、ＴｉＡｌ合金溶湯との反応性が低い耐火材粒子と、バインダとを含んで構成されている。耐反応性スラリの耐火材粒子には、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材粒子が用いられる。耐反応性スラリの耐火材粒子には、これらの酸化物を単体で用いてもよいし、これらの酸化物を組み合わせて用いてもよい。また、耐反応性スラリの耐火材粒子には、例えば、＃３２５メッシュの耐火材粒子を用いることが可能である。
　バインダには、コロイダルシリカ等のシリカゾル、ジルコニアゾル、イットリアゾル、フェノール樹脂等の有機バインダを用いることが可能である。バインダには、これらの材料を単体として用いてもよいし、これらの材料を組み合わせて用いてもよい。また、バインダとしてシリカゾルを用いる場合には、ＴｉＡｌ合金溶湯とシリカゾルとの反応を抑制するために、耐火物粒子には酸化セリウムを用いることが好ましい。
　耐反応性スラリのコーティング方法としては、浸漬法、吹き付け法、塗布法を用いることが可能であるが、ロウ型模型２２により均一にコーティングできることから浸漬法が好ましい。
　次に、耐反応性スラリをコーティングしたロウ型模型２２に、耐反応性スタッコ材をスタッコ処理して乾燥させる。耐反応性スタッコ材には、例えば、＃６０から＃１６０メッシュの酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材粒子が用いられる。このようにして、ロウ型模型２２に耐反応性スラリのコーティングと、耐反応性スタッコ材のスタッコ処理とを行い、ロウ型模型２２に耐反応性スラリ層２４を形成する。なお、耐反応性スラリのコーティングと、耐反応性スタッコ材のスタッコ処理とは、耐反応性スラリ層２４を所定の厚さで形成するために、複数回繰り返して行うようにしてもよい。
　バックアップスラリ層形成工程（Ｓ１４）は、図３（ｃ）及び図３（ｄ）に示すように、耐反応性スラリ層２４の上にバックアップスラリ層２６を形成する工程である。耐反応性スラリ層２４の上に、弱化スラリ層２６ａと保形スラリ層２６ｂとからなるバックアップスラリ層２６を形成する。
　まず、図３（ｃ）に示すように、耐反応性スラリ層２４の上に、弱化スラリをコーティングする。弱化スラリは、溶融シリカを８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子と、バインダとを混合して構成されている。弱化スラリを構成する耐火材粒子は、溶融シリカを９０質量％以上１００質量％以下含有することが好ましい。また、弱化スラリを構成する耐火材粒子は、溶融シリカ（溶融シリカ１００質量％）であってもよい。
　弱化スラリを構成する耐火材粒子の残部には、珪酸ジルコニウム（ＺｒＳｉＯ４）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）、ムライト（Ａｌ６Ｓｉ２Ｏ１３）等の酸化物を少なくとも１つを用いることが可能である。なお、弱化スラリの耐火材粒子には、例えば、＃３２５メッシュの耐火材粒子を用いることができる。バインダには、耐反応性スラリと同様のシリカゾル等のバインダを用いることが可能であるが、コロイダルシリカ等のシリカゾルを用いることが好ましい。
　次に、弱化スラリをコーティングした面に、弱化スタッコ材でスタッコ処理して乾燥させる。弱化スタッコ材には、溶融シリカを８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子が用いられる。弱化スタッコ材には、溶融シリカを９０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子が用いられることが好ましい。また、弱化スタッコ材を構成する耐火材粒子は、溶融シリカ（溶融シリカ１００質量％）であってもよい。
　弱化スタッコ材を構成する耐火材粒子の残部には、珪酸ジルコニウム（ＺｒＳｉＯ４）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）、ムライト（Ａｌ６Ｓｉ２Ｏ１３）等の耐火材粒子を用いることが可能である。なお、弱化スタッコ材の耐火材粒子には、例えば、＃６０から＃１６０メッシュの耐火材粒子を用いることができる。
　弱化スラリのコーティングと、弱化スタッコ材のスタッコ処理とは、弱化スラリ層２６ａが所定の厚さになるまで、例えば、２回から５回繰り返すようにしてもよい。
　次に、図３（ｄ）に示すように、弱化スラリ層２６ａの上に、保形スラリをコーティングする。保形スラリは、耐火材粒子と、バインダとを混合して構成されている。保形スラリの耐火材粒子には、珪酸ジルコニウム（ＺｒＳｉＯ４）、二酸化珪素（ＳｉＯ２）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、ムライト（Ａｌ６Ｓｉ２Ｏ１３）等の酸化物の少なくも１つを用いることが可能である。バインダには、耐反応性スラリと同様のシリカゾル等のバインダを用いることが可能である。なお、保形スラリの耐火材粒子には、例えば、＃３２５メッシュの耐火材粒子を用いることができる。
　次に、保形スラリをコーティングした面に、保形スタッコ材でスタッコ処理して乾燥させる。保形スタッコ材には、珪酸ジルコニウム（ＺｒＳｉＯ４）、二酸化珪素（ＳｉＯ２）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、ムライト（Ａｌ６Ｓｉ２Ｏ１３）等の酸化物の少なくも１つの耐火材粒子を用いることが可能である。なお、保形スタッコ材の耐火材粒子には、例えば、＃６０から＃１６０メッシュの耐火材粒子を用いることができる。保形スラリのコーティングと、保形スタッコ材のスタッコ処理とは、保形スラリ層２６ｂが所定の厚さになるまで、例えば、２回から５回繰り返すようにしてもよい。
　このようにして、耐反応性スラリ層２４の上に、弱化スラリ層２６ａと保形スラリ層２６ｂとからなるバックアップスラリ層２６が形成される。バックアップスラリ層２６の形成については、耐反応性スラリ層２４の直上に弱化スラリ層２６ａを形成し、弱化スラリ層２６ａの上に保形スラリ層２６ｂを形成してもよいし、耐反応性スラリ層２４の直上に保形スラリ層２６ｂを形成し、保形スラリ層２６ｂの上に弱化スラリ層２６ａを形成してもよい。また、弱化スラリ層２６ａと保形スラリ層２６ｂとを交互に形成してバックアップスラリ層２６を構成してもよい。また、耐反応性層１６の直上に弱化層１８ａを形成するために、弱化スラリ層２６ａは、耐反応性スラリ層２４の直上に形成されていることが好ましい。
　脱ロウ工程（Ｓ１８）は、耐反応性スラリ層２４とバックアップスラリ層２６とを形成したロウ型模型２２を加熱して脱ロウし、鋳型成形体を成形する工程である。ロウ型模型２２を溶融させて除去することにより、鋳型成形体を成形する。脱ロウは、耐反応性スラリ層２４とバックアップスラリ層２６とが形成されたロウ型模型２２をオートクレーブ等に入れて、１００℃から１８０℃、４気圧（０．４ＭＰａ）から８気圧（０．８ＭＰａ）で加熱・加圧処理して行われる。この脱ロウ処理により、ロウ型模型２２が溶出して鋳型成形体（グリーン体）が得られる。
　焼成工程（Ｓ１６）は、鋳型成形体を、１０００℃以上１１００℃以下の焼成温度で加熱して焼成する工程である。鋳型成形体を焼成炉等で１０００℃から１１００℃で加熱して焼成することにより、耐反応性スラリ層２４が焼き固められて耐反応性層１６となり、弱化スラリ層２６ａと保形スラリ層２６ｂとからなるバックアップスラリ層２６が焼き固められて弱化層１８ａと保形層１８ｂとからなるバックアップ層１８となり、殻体（シェル）となって鋳型１０が形成される。ロウ型模型２２が溶出した箇所にはキャビティ１２が形成される。焼成時間については、例えば、１時間から１０時間である。
　１０００℃以上１１００℃以下の焼成温度で加熱された後に、室温まで冷却される途中で、弱化スラリ層２６ａに含まれる溶融シリカから生成したクリストバライトが、β型（β―クリストバライト）からα型（α―クリストバライト）へ相変態することで体積変化が生じ、弱化層１８ａ中に割れ（マイクロクラック）が発生する。これにより、弱化層１８ａの強度を低下させることが可能となる。なお、加熱後の冷却については、炉冷でも空冷でもよいが、弱化層１８ａ中に割れ（マイクロクラック）をより多く発生させるために、空冷のほうが好ましい。
　また、焼成温度が１０００℃以上１１００℃以下の場合には、弱化層１８ａに含まれる、溶融シリカとクリストバライトとからなるシリカ材のクリストバライト量の比率が、２６質量％以上３４質量％以下となる。
　焼成温度が１０００℃以上であるのは、焼成温度が１０００℃より低いと、弱化層１８ａに含まれるシリカ材のクリストバライト量の比率が２６質量％よりも小さくなるので、弱化層１８ａ中に発生する割れ（マイクロクラック）が減少し、鋳型強度が高くなるからである。
　焼成温度が１１００℃以下であるのは、焼成温度が１１００℃であれば、弱化層１８ａに含まれるシリカ材のクリストバライト量の比率が３４質量％であるので、弱化層１８ａ中に割れ（マイクロクラック）を十分発生させて、鋳型強度を低下させることが可能となるからである。また、焼成温度が１１００℃より高温になると、生産効率が低下するからである。なお、焼成温度は、１１００℃であることが好ましい。
　次に、鋳型１０を用いたＴｉＡｌ合金鋳造品の鋳造方法について説明する。
　溶解炉の溶解室で溶解坩堝に入れられたＴｉＡｌ合金を真空溶解し、ＴｉＡｌ合金溶湯を所定温度に維持する。所定温度に予め加熱した鋳型１０を溶解炉の鋳型室に挿入し、真空引きする。鋳型温度については、１１００℃から１３００℃であることが好ましい。鋳型温度が１１００℃より低温である場合には、湯廻り不良等により鋳造欠陥が生じ易いからである。鋳型温度が１３００℃より高温である場合には、結晶粒が粗大化し易いからである。鋳型室が溶解室と同等の真空雰囲気に到達したら、鋳型室と溶解室との間のゲートバルブを開き、鋳型１０を溶解室に移動させる。溶解坩堝を傾動し、鋳型内にＴｉＡｌ合金溶湯を注湯する。鋳込み温度については、ＴｉＡｌ合金の融点＋３０℃から融点＋１６０℃であることが好ましい。鋳込み温度がＴｉＡｌ合金の融点＋３０℃より低温である場合には、湯廻り不良等により鋳造欠陥が生じ易いからである。鋳込み温度がＴｉＡｌ合金の融点＋１６０℃より高温である場合には、鋳造設備の制約等により加熱が困難になる場合や、結晶粒が粗大化し易くなるからである。
　次に、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯された鋳型１０を鋳型室に移動し、ゲートバブルを閉じる。鋳型室に移動させた鋳型１０については、真空中で所定時間静置させる。静置後、鋳型室を大気開放し、ＴｉＡｌ合金が鋳込まれた鋳型１０を取り出し、砂台車に載せて、常温になるまで放置する。
　図４は、ＴｉＡｌ合金鋳造品であるタービン翼３０の構成を示す図である。タービン翼３０は、翼本体３２と、シュラウド３４と、プラットホーム３６と、から構成されている。タービン翼３０の大きさについては、例えば、長手方向が２００ｍｍから３００ｍｍ、幅方向が５０ｍｍから７０ｍｍ、厚みが３ｍｍから７ｍｍである。脆性材料であるＴｉＡｌ合金でタービン翼３０が鋳造される場合には、鋳込み後の冷却過程（１１００℃から１０００℃）において、タービン翼３０が鋳型に拘束されて、タービン翼３０の長手方向に引張応力が負荷される。このため、従来の鋳型では、翼本体３２とシュラウド３４との間の部位Ａや、翼本体３２とプラットホーム３６との間の部位Ｂで、破断や割れが発生する可能性がある。
　これに対して、鋳型１０に弱化層１８ａが設けられている場合には、タービン翼３０の収縮量は鋳型１０の収縮量よりも大きくなるが、タービン翼３０が収縮するときに鋳型１０に圧縮応力が負荷されて、鋳型１０の弱化層１８ａから割れが生じる。これにより、鋳型１０によるタービン翼３０の拘束が解放されて、タービン翼３０の破断や割れが抑制される。
　以上、上記構成によれば、鋳型は、鋳型強度を低下させた弱化層を有しているので、ＴｉＡｌ合金溶湯の鋳込み後の冷却過程（１１００℃から１０００℃）において、鋳型の弱化層から割れが発生する。これにより、鋳型によるＴｉＡｌ合金鋳造品の拘束が解放されて、ＴｉＡｌ合金鋳造品の破断や割れが抑制される。
　ＴｉＡｌ合金製のタービン翼を鋳造し、クラックの発生について評価した。まず、鋳型の高温強度特性の評価を行った。
　（鋳型の製造）
　実施例１から６の鋳型の製造方法について説明する。なお、実施例１から３の鋳型の製造方法では、弱化スラリと弱化スタッコ材の耐火材粒子に含まれる溶融シリカの割合が相違している。実施例４から６の鋳型の製造方法では、弱化スラリ層の厚みが相違している。以下に、各鋳型の製造方法の詳細について説明する。
　実施例１から６の鋳型では、いずれの鋳型も、ロウ型模型に、耐反応性スラリのコーティングと、耐反応性スタッコ材のスタッコ処理とを２回繰り返して行い、２層からなる耐反応性スラリ層を形成した。耐反応性スラリには、酸化セリウム粒子と、コロイダルシリカとを混合したスラリを用いた。耐反応性スタッコ材には、酸化セリウム粒子を用いた。耐反応性スラリの酸化セリウム粒子には、＃３２５メッシュのものを使用し、耐反応性スタッコ材の酸化セリウム粒子には、＃１００メッシュのものを使用した。
　耐反応性スラリ層の上に、弱化スラリのコーティングと、弱化スタッコ材のスタッコ処理とを行って、弱化スラリ層を形成した。
　実施例１の鋳型では、溶融シリカ粒子からなる耐火材粒子（溶融シリカ粒子が１００質量％）と、コロイダルシリカとを混合した弱化スラリを用いた。実施例２の鋳型では、９０質量％の溶融シリカ粒子と１０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを含む耐火材粒子と、コロイダルシリカとを混合した弱化スラリを用いた。実施例３の鋳型では、８０質量％の溶融シリカ粒子と２０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを含む耐火材粒子と、コロイダルシリカとを混合した弱化スラリを用いた。実施例４から６の鋳型では、実施例１の鋳型の弱化スラリと同じものを用いた。弱化スラリの耐火材粒子には、＃３２５メッシュのものを使用した。
　実施例１の鋳型では、溶融シリカ粒子からなる弱化スタッコ材（溶融シリカ粒子が１００質量％）を用いた。実施例２の鋳型では、９０質量％の溶融シリカ粒子と１０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを含む弱化スタッコ材を用いた。実施例３の鋳型では、８０質量％の溶融シリカ粒子と２０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを含む弱化スタッコ材を用いた。実施例４から６の鋳型では、実施例１の鋳型の弱化スタッコ材と同じものを用いた。弱化スタッコ材には、＃１００メッシュのものを使用した。
　実施例１から３の鋳型では、耐反応性スラリ層の上に、弱化スラリのコーティングと、弱化スタッコ材のスタッコ処理とを２回繰り返し、２層からなる弱化スラリ層を形成した。実施例４の鋳型では、耐反応性スラリ層の上に、弱化スラリのコーティングと、弱化スタッコ材のスタッコ処理と１回行い、１層からなる弱化スラリ層を形成した。実施例５の鋳型では、耐反応性スラリ層の上に、弱化スラリのコーティングと、弱化スタッコ材のスタッコ処理とを３回繰り返し、３層からなる弱化スラリ層を形成した。実施例６の鋳型では、耐反応性スラリ層の上に、弱化スラリのコーティングと、弱化スタッコ材のスタッコ処理とを５回繰り返し、５層からなる弱化スラリ層を形成した。
　次に、弱化スラリ層の上に、保形スラリのコーティングと、保形スタッコ材のスタッコ処理とを行って、保形スラリ層を形成した。保形スラリには、３０質量％の溶融シリカ粒子と７０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを含む耐火材粒子と、コロイダルシリカとを混合したものを用いた。保形スタッコ材には、ムライト粒子を用いた。なお、実施例１から６の鋳型では、いずれも同じ保形スラリと保形スタッコ材とを用いた。保形スラリの耐火材粒子には、＃３２５メッシュのものを使用し、保形スタッコ材には、＃１００メッシュのものを使用した。
　実施例１から３の鋳型では、弱化スラリ層の上に、保形スラリのコーティングと、保形スタッコ材のスタッコ処理とを２回繰り返し、最後に保形スラリのコーティングを行って、３層からなる保形スラリ層を形成した。実施例４の鋳型では、弱化スラリ層の上に、保形スラリのコーティングと、保形スタッコ材のスタッコ処理とを３回繰り返し、最後に保形スラリのコーティングを行って、４層からなる保形スラリ層を形成した。実施例５の鋳型では、弱化スラリ層の上に、保形スラリのコーティングと、保形スタッコ材のスタッコ処理とを１回行い、最後に保形スラリのコーティングを行って、２層からなる保形スラリ層を形成した。実施例６の鋳型では、弱化スラリ層の上に、保形スラリのコーティングを行って、１層からなる保形スラリ層を形成した。
　このようにして、耐反応性スラリ層の上に、弱化スラリ層と保形スラリ層とからなるバックアップスラリ層を形成した。
　次に、耐反応性スラリ層とバックアップスラリ層とを形成したロウ型模型を、オートクレーブで１８０℃に加熱して脱ロウし、鋳型成形体（グリーン体）とした。脱ロウした後に、鋳型成形体を焼成炉により１１００℃で３時間から５時間焼成して、耐反応性スラリ層とバックアップスラリ層とを固めて殻体（シェル）とし、実施例１から６の鋳型を形成した。なお、脱ロウ処理条件と、焼成条件とについては、実施例１から６の鋳型でいずれも同じ条件とした。
　次に、比較例１から２の鋳型の製造方法について説明する。
　比較例１の鋳型では、実施例１から３の鋳型と、弱化スラリ及び弱化スタッコ材が相違している。比較例１の鋳型では、実施例１から３の鋳型の弱化スラリに代えて、７０質量％の溶融シリカ粒子と３０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを含む耐火材粒子と、コロイダルシリカとを混合したスラリを用いた。また、比較例１の鋳型では、実施例１から３の鋳型の弱化スタッコ材に代えて、７０質量％の溶融シリカ粒子と３０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを混合したスタッコ材を用いた。その他については、実施例１から３の鋳型の製造方法と同じであるため詳細な説明を省略する。スラリ用の溶融シリカ粒子と珪酸ジルコニウム粒子とには、＃３２５メッシュのものを使用した。スタッコ材には、＃１００メッシュのものを使用した。
　比較例２の鋳型では、弱化スラリ層を形成しない点で、実施例１から６の鋳型と相違している。すなわち、比較例２の鋳型では、耐反応性スラリ層の上に、３０質量％の溶融シリカ粒子と７０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを含む耐火材粒子と、コロイダルシリカとを混合したスラリをコーティングし、ムライト粒子からなるスタッコ材をスタッコ処理した。このスラリのコーティングと、このスタッコ材のスタッコ処理とを４回繰り返した後に、最後にこのスラリをコーティングして５層からなるスラリ層を形成した。また、比較例２の鋳型では、脱ロウ処理後の焼成温度を１０５０℃とした。その他については、実施例１から６の鋳型の製造方法と同じであるため詳細な説明を省略する。スラリ用の溶融シリカ粒子と珪酸ジルコニウム粒子とには、＃３２５メッシュのものを使用した。スタッコ材には、＃１００メッシュのものを使用した。なお、比較例２の鋳型は、チタン合金を鋳造する従来の鋳型と同じ鋳型である。
　（鋳型の高温強度特性）
　実施例１から６、比較例１から２の鋳型の高温強度特性を評価した。試験片については、各鋳型から切り出して作製した。試験片の形状については、長さ４０ｍｍ（Ｌ）×幅１５ｍｍ（Ｗ）×厚さ約６ｍｍ（ｔ）の矩形状とした。図５は、鋳型の強度試験方法を示す図である。強度試験については、ＩＣＩ（Ｉｎｖｅｓｔｍｅｎｔ　Ｃａｓｔｉｎｇ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）セラミックテストガイドに準拠して行い、抗折強度（ＭＰａ）を測定した。支点間のスパンを４０ｍｍとし、支点の先端角を２Ｒとした。試験片を試験温度まで加熱して保持した状態で、荷重を負荷して強度試験を行った。
　まず、実施例１から３、比較例１、２の鋳型の高温強度特性について説明する。試験温度については、実施例１から３、比較例１の鋳型については１０００℃から１５００℃とし、比較例２の鋳型については常温から１４００℃とした。
　図６は、実施例１から３、比較例１の鋳型の高温強度特性を示すグラフである。図６のグラフでは、横軸に試験温度を取り、縦軸に抗折強度を取り、実施例１の鋳型の抗折強度を白丸で表し、実施例２の鋳型の抗折強度を白四角形で表し、実施例３の鋳型の抗折強度を白菱形で表し、比較例１の鋳型の抗折強度を×で表している。
　１０００℃から１１００℃の温度範囲では、実施例１から３の鋳型の高温強度は、比較例１の鋳型の高温強度より低下した。また、１０００℃から１１００℃の温度範囲では、実施例１、２の鋳型の高温強度は、実施例３の鋳型の高温強度よりも更に低下した。
　図７は、比較例２の鋳型の高温強度特性を示すグラフである。図７のグラフでは、横軸に試験温度を取り、縦軸に抗折強度を取り、各試験温度での抗折強度を白丸で表している。図６と図７とのグラフを比較すると、１０００℃から１１００℃の温度範囲では、比較例２の鋳型の高温強度は、実施例１から３の鋳型の高温強度より大きくなった。このことから、チタン合金を鋳造する従来の鋳型では、ＴｉＡｌ合金鋳造品の鋳込み後の冷却過程（１１００℃から１０００℃）での鋳型強度が大きくなり、鋳型が割れ難くなることがわかった。
　次に、実施例１、４、５、６の鋳型の高温強度特性について説明する。試験温度については、常温から１３００℃とした。
　図８は、実施例１、４、５、６の鋳型の高温強度特性を示すグラフである。図８のグラフでは、横軸に試験温度を取り、縦軸に抗折強度を取り、実施例１の鋳型の抗折強度を白丸で表し、実施例４の鋳型の抗折強度を黒丸で表し、実施例５の鋳型の抗折強度を黒四角形で表し、実施例６の鋳型の抗折強度を白四角形で表している。
　いずれの試験温度においても、鋳型強度については、実施例６の鋳型が最も強度が小さく、実施例４の鋳型が最も強度が大きく、実施例６＜実施例５＜実施例１＜実施例４の関係にあることがわかった。このことから、弱化層が薄いほど高温強度が大きくなり、弱化層が厚いほど高温強度が低下することが明らかとなった。
　（鋳型の断面組織観察）
　強度試験前における実施例２及び比較例１の鋳型について、光学顕微鏡による断面組織観察を行った。図９は、実施例２及び比較例１の鋳型の断面組織観察結果を示す写真であり、図９（ａ）は、比較例１の鋳型の断面組織観察結果を示す写真であり、図９（ｂ）は、実施例２の鋳型の断面組織観察結果を示す写真である。また、鋳型の断面組織観察した部位については、実施例２の鋳型については弱化層であり、比較例１の鋳型では、実施例２の鋳型の弱化層に対応する、７０質量％の溶融シリカ粒子と３０質量％の珪酸ジルコニウム粒子とを含む耐火材粒子で形成された層である。
　図９（ａ）及び図９（ｂ）の写真から明らかなように、比較例１の鋳型では割れ（マイクロクラック）が少ないのに対して、実施例２の鋳型では割れ（マイクロクラック）が多く発生していた。
　（焼成の影響）
　脱ロウ処理後の焼成の影響を評価するために、実施例１の鋳型における脱ロウ処理後焼成前のグリーン体について高温強度特性を評価した。試験片については、グリーン体から切り出して作製した。試験片のサイズや強度試験方法については、上述したＩＣＩ（Ｉｎｖｅｓｔｍｅｎｔ　Ｃａｓｔｉｎｇ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）セラミックテストガイドに準拠して行った。
　図１０は、グリーン体の高温強度特性を示すグラフである。図１０のグラフでは、横軸に試験温度を取り、縦軸に抗折強度を取り、各試験温度における抗折強度を黒丸で表している。図６に示す実施例１の鋳型の高温強度と、図１０に示すグリーン体の高温強度とを比較すると、１０００℃から１２００℃の温度範囲では、グリーン体の高温強度のほうが大きくなった。このことから、焼成により鋳型強度が低下することが明らかとなった。
　鋳型の強度低下に対する焼成温度とクリストバライト量との関係を評価するために、溶融シリカで形成したシリカ製鋳型を作製した。まず、シリカ製鋳型の作製方法について説明する。
　ロウ型模型に、溶融シリカ粒子とコロイダルシリカとを混合したシリカスラリをコーティングし、溶融シリカ粒子からなるシリカスタッコ材をスタッコ処理した。シリカスラリとシリカスタッコ材とには、実施例１の鋳型の弱化スラリ、弱化スタッコ材と同じものを用いた。
　シリカスラリのコーティングと、シリカスタッコ材のスタッコ処理とを６回繰り返した後に、最後にシリカスラリのコーティングを行って、７層のシリカスラリ層を形成した。次に、シリカスラリ層を形成したロウ型模型をオートクレーブで１８０℃に加熱して、脱ロウ処理した。脱ロウ処理後に、焼成炉により８００℃、９００℃、９４０℃、９７０℃、１０００℃、１０５０℃及び１１００℃で各々焼成して、シリカスラリ層を固めて殻体（シェル）とし、シリカ製鋳型を形成した。
　次に、シリカ製鋳型について強度特性を評価した。試験片については、シリカ製鋳型から切り出して作製した。試験片のサイズや強度試験方法については、上述したＩＣＩ（Ｉｎｖｅｓｔｍｅｎｔ　Ｃａｓｔｉｎｇ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）セラミックテストガイドに準拠して行った。なお、強度試験については、常温で実施した。
　また、各焼成温度で焼成したシリカ製鋳型について、クリストバライト量の比率をＸ線回折法により測定し、クリストバライト量の定量を行った。クリストバライト量の比率とは、溶融シリカとクリストバライトとの合計に対するクリストバライトの割合である。Ｘ線回折装置には、株式会社リガク製の試料水平型多目的Ｘ線回折装置ＵｌｔｉｍａＩＶを使用した。クリストバライトの定量については、シリコンを標準試料とした内部標準法により行い、予め作成してある石英とクリストバライトの強度検量線より算出した。Ｘ線回折測定については、Ｘ線管球がＣｕ、加速電圧４０ｋＶ、電流４０ｍＡ、スキャン速度１度／分、クリストバライトの測定角度を２１．０度から２２．３度、シリコンの測定角度を２７．９度から２９．０度とした。
　図１１は、シリカ製鋳型における常温強度と、クリストバライト量の比率との関係を示すグラフである。図１１のグラフでは、横軸に焼成温度を取り、左縦軸に抗折強度を取り、右縦軸にクリストバライト量の比率を取り、抗折強度については黒丸で表し、クリストバライト量の比率については白丸で表している。
　シリカ製鋳型の強度は、焼成温度が９００℃から低下し始め、焼成温度が１０００℃から１１００℃以下で最も低下することがわかった。シリカ製鋳型のクリストバライト量の比率は、焼成温度が９００℃では１１質量％であり、焼成温度が１０００℃では２６質量％であり、焼成温度が１１００℃では３４質量％であった。したがって、シリカ製鋳型の強度と、クリストバライト量の比率との関係では、シリカ製鋳型の強度は、クリストバライト量の比率が２６質量％以上３４質量％以下で最も低下することがわかった。
　（クラック発生率の評価）
　次に、実施例１の鋳型でＴｉＡｌ合金製のタービン翼を鋳造し、タービン翼のクラック発生率を評価した。
　タービン翼を鋳造する鋳型には、実施例１の鋳型と、比較例２の鋳型を使用した。ＴｉＡｌ合金には、Ｔｉ－４８ａｔ％Ａｌ－２ａｔ％Ｎｂ－２ａｔ％ＣｒからなるＴｉＡｌ合金を使用した。タービン翼の大きさについては、長手方向が約２５０ｍｍ、幅方向が約６０ｍｍ、厚みが約６ｍｍとした。溶解炉の溶解室で溶解坩堝に入れられたＴｉＡｌ合金を真空溶解し、ＴｉＡｌ合金溶湯を所定温度に維持した。１１００℃から１３００℃に予め加熱した鋳型を溶解炉の鋳型室に挿入し、真空引きした。鋳型室が溶解室と同等の真空雰囲気に到達したら、鋳型室と溶解室との間のゲートバルブを開き、鋳型を溶解室に移動させた。溶解坩堝を傾動し、鋳型内にＴｉＡｌ合金溶湯を注湯した。また、鋳込み温度については、ＴｉＡｌ合金の融点＋３０℃から融点＋１６０℃とした。
　次に、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯された鋳型を鋳型室に移動した。鋳型室に移動させた鋳型については、真空中で約２０分間静置させた。静置後、鋳型室を大気開放し、ＴｉＡｌ合金が鋳込まれた鋳型を取り出し、砂台車に載せて、常温になるまで放置した。また、鋳型表面温度を赤外線カメラで測定した。
　実施例１及び比較例２の鋳型でタービン翼を各々１００個鋳造してクラック発生率を求めたところ、比較例２の鋳型では８２％であったのに対して、実施例１の鋳型では５０％であった。このことから、鋳型に弱化層を設けることにより、クラック発生率を３２％低減することができた。なお、クラックが発生したタービン翼については、いずれも鋳込み後の冷却過程で、鋳型表面温度が１１００℃から１０００℃のときにクラックが発生した。
　本発明は、ＴｉＡｌ合金鋳造品の破断や割れを抑制することが可能となることから、タービン翼等のＴｉＡｌ合金鋳造品の鋳造に有用なものである。

Claims (10)

  1. 　ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型であって、
    　有底で形成されており、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯されるキャビティを有する鋳型本体を備え、
    　前記鋳型本体は、
    　キャビティ側に設けられ、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材で形成され、前記ＴｉＡｌ合金溶湯との反応を抑制する耐反応性層と、
    　前記耐反応性層の上に形成されるバックアップ層と、を有し、
    　前記バックアップ層は、
    　２６質量％以上３４質量％以下のクリストバライトを含み、残部が溶融シリカからなるシリカ材を、８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材で形成され、鋳型強度を低下させる弱化層と、
    　耐火材で形成され、鋳型形状を保持する保形層と、を有することを特徴とする鋳型。
  2. 　請求項１に記載の鋳型であって、
    　前記弱化層を形成する耐火材は、前記シリカ材を９０質量％以上１００質量％以下含有することを特徴とする鋳型。
  3. 　請求項２に記載の鋳型であって、
    　前記弱化層を形成する耐火材は、前記シリカ材からなることを特徴とする鋳型。
  4. 　請求項１から３のいずれか１つに記載の鋳型であって、
    　前記弱化層は、前記耐反応性層の直上に形成されていることを特徴とする鋳型。
  5. 　ＴｉＡｌ合金を鋳造する鋳型の製造方法であって、
    　有底で形成されており、ＴｉＡｌ合金溶湯が注湯されるキャビティを有する鋳型本体を形成するためのロウ型模型を成形するロウ型成形工程と、
    　前記ロウ型模型に、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材粒子と、バインダとを混合した耐反応性スラリをコーティングし、酸化セリウム、酸化イットリウム及び酸化ジルコニウムの少なくとも１つを含む耐火材粒子からなる耐反応性スタッコ材をスタッコ処理して、耐反応性スラリ層を形成する耐反応性スラリ層形成工程と、
    　前記耐反応性スラリ層の上に、バックアップスラリ層を形成するバックアップスラリ層形成工程と、
    　前記耐反応性スラリ層と前記バックアップスラリ層とを形成したロウ型模型を加熱して脱ロウし、鋳型成形体を成形する脱ロウ工程と、
    　前記鋳型成形体を１０００℃以上１１００℃以下で加熱して焼成する焼成工程と、
    　を備え、
    　前記バックアップスラリ層形成工程は、
    　溶融シリカを８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子と、バインダと、を混合した弱化スラリをコーティングし、溶融シリカを８０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子からなる弱化スタッコ材をスタッコ処理して弱化スラリ層を形成し、
    　耐火材粒子と、バインダとを混合した保形スラリと、耐火材粒子からなる保形スタッコ材をスタッコ処理して保形スラリ層を形成して、前記バックアップスラリ層を形成することを特徴とする鋳型の製造方法。
  6. 　請求項５に記載の鋳型の製造方法であって、
    　前記バックアップスラリ層形成工程において、前記弱化スラリ層は、溶融シリカを９０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子と、バインダと、を混合した弱化スラリをコーティングし、溶融シリカを９０質量％以上１００質量％以下含有する耐火材粒子からなる弱化スタッコ材をスタッコ処理して形成されることを特徴とする鋳型の製造方法。
  7. 　請求項６に記載の鋳型の製造方法であって、
    　前記バックアップスラリ層形成工程において、前記弱化スラリ層は、溶融シリカからなる耐火材粒子と、バインダと、を混合した弱化スラリをコーティングし、溶融シリカからなる耐火材粒子の弱化スタッコ材をスタッコ処理して形成されることを特徴とする鋳型の製造方法。
  8. 　請求項５から７のいずれか１つに記載の鋳型の製造方法であって、
    　前記バックアップスラリ層形成工程において、前記耐反応性スラリ層の直上に、前記弱化スラリ層を形成することを特徴とする鋳型の製造方法。
  9. 　請求項１から４のいずれか１つに記載の前記鋳型で鋳造されたことを特徴とするＴｉＡｌ合金鋳造品。
  10. 　請求項１から４のいずれか１つに記載の前記鋳型を１１００℃から１３００℃に加熱し、鋳型内にＴｉＡｌ合金溶湯を注湯して鋳造することを特徴とするＴｉＡｌ合金鋳造品の鋳造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105618669A (zh) * 2016-02-01 2016-06-01 安徽埃斯克制泵有限公司 一种泵体砂型铸造用耐火涂料
CN111136258A (zh) * 2020-02-14 2020-05-12 西北工业大学 一种高温Ti基合金铸件的热处理方法
JP7504100B2 (ja) 2018-12-11 2024-06-21 サフラン シェルモールド製造用の改良された鋳造用スラリー

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180078996A1 (en) * 2016-04-06 2018-03-22 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20170320131A1 (en) * 2016-05-04 2017-11-09 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20170326631A1 (en) * 2016-05-10 2017-11-16 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20170333985A1 (en) * 2016-05-18 2017-11-23 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20170341139A1 (en) * 2016-05-25 2017-11-30 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20170368601A1 (en) * 2016-06-23 2017-12-28 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20180043428A1 (en) * 2016-08-09 2018-02-15 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20180043427A1 (en) * 2016-08-12 2018-02-15 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20180056385A1 (en) * 2016-08-30 2018-03-01 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20180056383A1 (en) * 2016-08-31 2018-03-01 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20180141115A1 (en) * 2016-11-23 2018-05-24 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20180161864A1 (en) * 2016-12-09 2018-06-14 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20180169748A1 (en) * 2016-12-12 2018-06-21 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
US20180161865A1 (en) * 2016-12-12 2018-06-14 Callaway Golf Company Unit Cell Titanium Casting
CN107900286B (zh) * 2017-12-04 2019-05-17 东方电气集团东方汽轮机有限公司 一种熔融石英陶瓷型壳制备方法
CN114054670B (zh) * 2021-10-15 2024-02-23 北京航空材料研究院股份有限公司 一种高惰性的砂型铸型及其制备方法、应用

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0957392A (ja) * 1995-08-18 1997-03-04 Daido Steel Co Ltd 鋳造用鋳型及びその製造方法と、鋳造用鋳型の使用方法及び鋳造方法
JPH105928A (ja) * 1996-06-19 1998-01-13 Daido Steel Co Ltd 歯科Ｔｉ鋳造用鋳型およびその製造方法
JP2010188360A (ja) * 2009-02-16 2010-09-02 Ihi Corp 精密鋳造用鋳型及びその製造方法、並びに精密鋳造品
JP2011255398A (ja) * 2010-06-09 2011-12-22 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 鋳造用具、鋳造用具の生産方法及び精密鋳造方法
JP2012503553A (ja) * 2008-09-25 2012-02-09 マンフレッド レンケル 金属溶融体で鋳造するための鋳型を製造する方法
JP2013180344A (ja) * 2012-02-29 2013-09-12 General Electric Co <Ge> チタン及びチタンアルミナイド合金鋳造用の鋳型及びフェースコートの組成物及び方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2165833A (en) 1984-10-24 1986-04-23 Doulton Ind Products Ltd Ceramic materials for manufacture of cores, moulds and strongbacks
FR2599649B1 (fr) 1986-06-10 1988-09-02 Snecma Moule-carapace cristobalitique pour fonderie, les produits et le procede utilises pour la preparation dudit moule
US6024163A (en) * 1997-01-07 2000-02-15 Precision Castparts Corp. Investment casting brittle, reactive materials
TWI235740B (en) * 1998-02-11 2005-07-11 Buntrock Ind Inc Improved investment casting mold and method of manufacture
DE10346953A1 (de) 2003-10-09 2005-05-04 Mtu Aero Engines Gmbh Werkzeug zum Herstellen von Gussbauteilen, Verfahren zum Herstellen des Werkzeugs und Verfahren zum Herstellen von Gussbauteilen
CN1895816B (zh) * 2005-07-12 2013-05-22 斯内克马公司 失蜡铸造法
CN101257985A (zh) * 2005-09-07 2008-09-03 株式会社Ihi 铸模及其制造方法、以及使用铸模得到的铸件
JP2007069246A (ja) * 2005-09-07 2007-03-22 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd チタン合金用鋳型
JP2007069247A (ja) 2005-09-07 2007-03-22 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd チタンアルミ合金用鋳型
US7322795B2 (en) * 2006-01-27 2008-01-29 United Technologies Corporation Firm cooling method and hole manufacture
US8236232B2 (en) * 2007-04-30 2012-08-07 General Electric Company Methods for making reinforced refractory crucibles for melting titanium alloys
US8048365B2 (en) * 2007-04-30 2011-11-01 General Electric Company Crucibles for melting titanium alloys
US10314342B2 (en) 2017-10-20 2019-06-11 Altria Client Services Llc E-vaping device using a jet dispensing cartridge, and method of operating the e-vaping device

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0957392A (ja) * 1995-08-18 1997-03-04 Daido Steel Co Ltd 鋳造用鋳型及びその製造方法と、鋳造用鋳型の使用方法及び鋳造方法
JPH105928A (ja) * 1996-06-19 1998-01-13 Daido Steel Co Ltd 歯科Ｔｉ鋳造用鋳型およびその製造方法
JP2012503553A (ja) * 2008-09-25 2012-02-09 マンフレッド レンケル 金属溶融体で鋳造するための鋳型を製造する方法
JP2010188360A (ja) * 2009-02-16 2010-09-02 Ihi Corp 精密鋳造用鋳型及びその製造方法、並びに精密鋳造品
JP2011255398A (ja) * 2010-06-09 2011-12-22 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 鋳造用具、鋳造用具の生産方法及び精密鋳造方法
JP2013180344A (ja) * 2012-02-29 2013-09-12 General Electric Co <Ge> チタン及びチタンアルミナイド合金鋳造用の鋳型及びフェースコートの組成物及び方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105618669A (zh) * 2016-02-01 2016-06-01 安徽埃斯克制泵有限公司 一种泵体砂型铸造用耐火涂料
JP7504100B2 (ja) 2018-12-11 2024-06-21 サフラン シェルモールド製造用の改良された鋳造用スラリー
CN111136258A (zh) * 2020-02-14 2020-05-12 西北工业大学 一种高温Ti基合金铸件的热处理方法

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