(57)【要約】【課題】  湯周り性を向上し、溶湯活性を低減させた、ＴｉＡｌ鋳造合金、および、それを製造する方法を提供すること。【解決手段】  本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は、アルミニウム（Ａｌ）：４２〜４８原子％、マンガン（Ｍｎ）：５〜１２原子％、残部チタン（Ｔｉ）および不可避不純物からなる。さらに、ニオブ（Ｎｂ）、シリコン（Ｓｉ）および炭素（Ｃ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素を含んでもよい。また、β相の面積率は５％未満であってもよい。【選択図】  図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム（Ａｌ）：４２〜４８原子％、マンガン（Ｍｎ）：５〜１２原子％、残部チタン（Ｔｉ）および不可避不純物からなる、ＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項２】
さらに、ニオブ（Ｎｂ）、シリコン（Ｓｉ）および炭素（Ｃ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素を含む、請求項１に記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項３】
前記Ｎｂの含有量は、０．５〜３．０原子％である、請求項２に記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項４】
前記Ｓｉの含有量は、０．３〜１．０原子％である、請求項２または３のいずれかに記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項５】
前記Ｃの含有量は、０．１〜０．７原子％である、請求項２〜４のいずれかに記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項６】
β相の面積率は、５％未満である、請求項１〜５のいずれかに記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項７】
前記β相の面積率は、３％以下である、請求項６に記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項８】
重量は８００ｇ以下である、請求項１〜７のいずれかに記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項９】
前記Ｍｎの含有量は、６〜１２原子％である、請求項１〜８のいずれかに記載のＴｉＡｌ合金。
【請求項１０】
前記Ａｌに対する前記Ｔｉの原子数比は、０．８３以上１．２６以下の範囲である、請求項１〜９のいずれかに記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項１１】
前記Ａｌに対する前記Ｔｉの原子数比は、０．９以上１．２以下の範囲である、請求項１０に記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項１２】
動翼またはタービンホイールの精密鋳造品である、請求項１〜１１のいずれかに記載のＴｉＡｌ鋳造合金。
【請求項１３】
請求項１〜１２のいずれかに記載のＴｉＡｌ鋳造合金の製造方法であって、
鋳造後の成分がアルミニウム（Ａｌ）：４２〜４８原子％、マンガン（Ｍｎ）：５〜１２原子％、残部チタン（Ｔｉ）および不可避不純物を満たす原料を溶解する工程と、
前記溶解する工程によって得られた溶湯を鋳型に注湯する工程と
を包含する、方法。
【請求項１４】
前記溶解する工程は、セラミックるつぼを用いる、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
前記溶解する工程は、高周波溶解を用いる、請求項１３または１４のいずれかに記載の方法。
【請求項１６】
前記原料は、ニオブ（Ｎｂ）、シリコン（Ｓｉ）および炭素（Ｃ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素を含む、請求項１３〜１５のいずれかに記載の方法。
【請求項１７】
前記注湯する工程は、８００ｇ以下の重量の前記溶湯を前記鋳型に注湯する、請求項１３〜１６のいずれかに記載の方法。
【請求項１８】
前記注湯する工程後、前記鋳型を室温まで放冷する工程をさらに包含する、請求項１３〜１７のいずれかに記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＴｉＡｌ鋳造合金およびその製造方法に関し、詳細には、湯周り性を向上し、溶湯活性を低減させた、ＴｉＡｌ鋳造合金およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＴｉＡｌ合金は、近年乗用車ターボチャージャー用タービンホイールやジェットエンジンのタービン最終段動翼に使用が開始された。これらの部品ではいずれも小型の精密鋳造品が使用されている。
【０００３】
一般に、精密鋳造では、製品と同じ形状の空洞部を有するセラミック製の鋳型を用いる。鋳造によりこの空洞を溶湯で満たして凝固させることで、製品形状の鋳造品を得る。なお、鋳造品の外側に付着するセラミックは破壊して除去される。
【０００４】
この精密鋳造品に用いる合金に関しては、鋳造性が良いことが望ましいことは言うまでも無い。鋳造性が良いこととは、まず、鋳型の狭い空洞部分の先端まで、隙間無く溶湯を満たすことができる湯周り性が良好なことが求められる。次に、鋳型の空洞の内表面のセラミック材と溶湯とは接触するため、このセラミック材と反応しにくいことが求められる。セラミック材と溶湯とが反応すれば、製品である鋳造品表面に凹みやガス欠陥などが生じやすくなる。
【０００５】
一般に、ＴｉＡｌ合金の鋳造性は競合材であるＮｉ基超合金に較べると大きく劣る。その最大の理由はＮｉ基超合金に較べると融点が高く、また溶湯が活性なためである。先に述べた鋳造性に関し、湯周り性を向上させるためには、溶湯の過熱温度を大きくすれば良い。しかしながら、ＴｉＡｌ合金では元々融点が高い上に過熱温度を大きくすると溶湯温度は非常に高温になる。さらにＴｉＡｌ合金の溶湯はＮｉ基超合金の溶湯に較べると活性なため、溶湯温度上昇の効果と相俟って、反応性が非常に高くなる。従って、鋳造時に鋳型のセラミック材との反応が生じやすく、鋳造品表面に欠陥が出やすい。
【０００６】
この反応を防止するためには、溶湯の過熱温度を小さくすることが必要であるが、その場合は湯周り性が低下する。また、そもそもＴｉＡｌ合金で一般的な溶解方法であるスカル溶解などの水冷銅ルツボ中の溶解では、溶湯の過熱温度を大きくすることは困難ということもある。
【０００７】
以上の状況より、現在のＴｉＡｌ合金の精密鋳造品では、溶湯の過熱温度を小さくして、吸引鋳造や遠心鋳造などの強制的に湯周り性を向上させる方策が取られてきた（例えば、特許文献１および２を参照）。特許文献１は、吸引鋳造によって精密鋳造品を製造し、特許文献２は、遠心鋳造によって精密鋳造品を製造することを開示する。
【０００８】
しかしながら、これらの方策を取っても溶湯過熱温度が小さいことに伴う湯周り性の低下を完全に補うことはできず、製品に湯周り不良などの欠陥がでやすい。また、溶湯過熱温度が小さくてもＴｉＡｌ合金は高融点なため溶湯温度は高く、またＴｉＡｌ合金の溶湯は活性なことから、鋳型表面のセラミック材と反応することで生じる表面欠陥が製品に出やすい。
【０００９】
一方、Ｍｎを添加したＴｉＡｌ合金が知られている（例えば、特許文献３および４を参照）。特許文献３は、高周波誘導溶解による大型のＴｉＡｌ鋳造合金インゴットの製造に関し、融点を低下するために、Ｍｎを４〜８重量％添加すること、ならびに、冷却過程におけるＴｉＡｌ合金の割れを防止するため、冷却過程で積極的に高温変形能が優れたβ相を生成させることを開示している。しかしながら、そのまま製品となる精密鋳造品においては、β相は、高温強度を低下させるため、望ましくない。
【００１０】
特許文献４は、高温強度、衝撃特性を備え、機械加工性に優れたＴｉＡｌ基合金に関し、β相の面積分率が５〜１５％であり、３〜１０原子％のＭｎを含有し、鍛造法によって得られるＴｉＡｌ基合金を開示する。しかしながら、特許文献４では、熱間鍛造時の高温変形能を確保するため、高いβ相の面積分率を必要とするが、熱間鍛造を実施しない精密鋳造品においては、β相は高温強度を低下させるため、望ましくない。
【００１１】
以上のように、ＴｉＡｌ合金の精密鋳造品では、競合材料であるＮｉ基超合金の精密鋳造品に較べて鋳造欠陥が生じやすく、生産時の歩留まりが低いという問題があった。この低い歩留まりは製品コストの増大に直接的につながる。また、Ｍｎを添加したＴｉＡｌ合金においても、これまでの合金ではβ相が多量に残留する問題があるため、使用時の高温強度が低下する問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開平４−２２５６２号公報
【特許文献２】特開２０１６−７８０６７号公報
【特許文献３】特開２０１１−３６８７７号公報
【特許文献４】特開２００５−３５６７２９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
以上から、本発明の課題は、ＴｉＡｌ鋳造合金およびそれを製造する方法を提供することであり、詳細には、湯周り性を向上し、溶湯活性を低減させた、ＴｉＡｌ鋳造合金、および、それを製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明によるＴｉＡｌ鋳造合金は、アルミニウム（Ａｌ）：４２〜４８原子％、マンガン（Ｍｎ）：５〜１２原子％、残部チタン（Ｔｉ）および不可避不純物からなり、これにより上記課題を解決する。
さらに、ニオブ（Ｎｂ）、シリコン（Ｓｉ）および炭素（Ｃ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素を含んでもよい。
前記Ｎｂの含有量は、０．５〜３．０原子％であってもよい。
前記Ｓｉの含有量は、０．３〜１．０原子％であってもよい。
前記Ｃの含有量は、０．１〜０．７原子％であってもよい。
β相の面積率は、５％未満であってもよい。
前記β相の面積率は、３％以下であってもよい。
重量は８００ｇ以下であってもよい。
前記Ｍｎの含有量は、６〜１２原子％であってもよい。
前記Ａｌに対する前記Ｔｉの原子数比は、０．８３以上１．２６以下の範囲であってもよい。
前記Ａｌに対する前記Ｔｉの原子数比は、０．９以上１．２以下の範囲であってもよい。
動翼またはタービンホイールの精密鋳造品であってもよい。
本発明による上記ＴｉＡｌ鋳造合金の製造方法は、鋳造後の成分がアルミニウム（Ａｌ）：４２〜４８原子％、マンガン（Ｍｎ）：５〜１２原子％、残部チタン（Ｔｉ）および不可避不純物を満たす原料を溶解する工程と、前記溶解する工程によって得られた溶湯を鋳型に注湯する工程とを包含し、これにより上記課題を解決する。
前記溶解する工程は、セラミックるつぼを用いてもよい。
前記溶解する工程は、高周波溶解を用いてもよい。
前記原料は、ニオブ（Ｎｂ）、シリコン（Ｓｉ）および炭素（Ｃ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素を含んでもよい。
前記注湯する工程は、８００ｇ以下の重量の前記溶湯を前記鋳型に注湯してもよい。
前記注湯する工程後、前記鋳型を室温まで放冷する工程をさらに包含してもよい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は、５〜１２原子％のＭｎが添加されることにより、融点が低下するため、過熱温度を大きくできるので、湯周り性が向上し、湯周り性不良が抑制され得る。さらに、本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は、上述のＭｎの添加によりＴｉの含有量が低減し、溶湯活性が低下するので、セラミック鋳型との反応が抑制され、表面欠陥等の発生が抑制される。
【００１６】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金の製造方法は、鋳造後の成分において、４２〜４８原子％のＡｌ、５〜１２原子％のＭｎ、残部がＴｉと不可避不純物からなる原料を溶解し、その溶湯を注湯するため、過度温度を大きくした状態で溶湯を注湯できる。その結果、湯周り性不良が抑制されたＴｉＡｌ鋳造合金が製造される。さらに、従来のＴｉＡｌ合金に較べ過熱温度を増加させても溶湯温度自体は低く、また溶湯におけるＴｉの含有量が低減しているので、セラミック鋳型との反応が抑制され、表面欠陥等を有しないＴｉＡｌ鋳造合金が製造される。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明のＴｉＡｌ鋳造合金を製造する工程を示すフローチャート
【図２】例１〜例２５で使用した鋳型を模式的に示す図
【図３】合金５および合金１０の外観を示す図
【図４】合金１８の反射電子像を示す図
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、図面を参照しながら本発明の実施の形態を説明する。なお、同様の要素には同様の番号を付し、その説明を省略する。
【００１９】
本願発明者は、ＴｉＡｌ合金の融点を下げるとともに、ＴｉＡｌ合金の溶湯活性を下げることに着目し、添加元素を用い、Ｔｉの含有量を制御することが、ＴｉＡｌ精密鋳造合金に有効であることを見出した。
【００２０】
詳細には、Ｔｉの比率を下げるためには、Ａｌまたは添加元素の比率を増加する必要があるが、Ａｌの比率の大きな増加は、延性低下等の材料特性の劣化をもたらす。このことから、材料特性が劣化することなくＴｉの比率を下げるためには、Ａｌの比率を従来と変えることなく、添加元素の比率を多くする必要がある。本願発明者は、ＴｉＡｌ合金に多く添加しても特性を低下させず、融点を低下させる添加元素として、多数の実験からＭｎが最も有効であることを見出し、以下の組成を有するＴｉＡｌ鋳造合金およびその製造方法に至った。
【００２１】
特に、ＭｎをＴｉＡｌに添加すると、β相が析出しやすくなることが知られており、このβ相は、高温での変形能に富む相であるため、熱間鍛造型ＴｉＡｌ合金では鍛造性を改善させる相として積極的に用いられている。しかしながら、熱間鍛造を前提としない精密鋳造合金（精密鋳造品）では、β相は使用時の高温強度を低下させるため望ましくないが、本発明では、組成を制御するとともに、製造工程を改善することにより、β相の生成が抑制され高温強度に優れたＴｉＡｌ鋳造合金およびその製造方法を提供する。以下に詳細に説明する。
【００２２】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は、アルミニウム（Ａｌ）：４２〜４８原子％、マンガン（Ｍｎ）：５〜１２原子％、残部チタン（Ｔｉ）および不可避不純物からなる。不可避不純物は、原料中、あるいは、製造工程において混入する不純物である。
【００２３】
Ａｌは、ＴｉとともにＴｉＡｌ相、Ｔｉ３Ａｌ相等を構成するが、Ａｌが４８原子％を超えると、ＴｉＡｌ相が増大し、延性や耐衝撃性が低下し得る。Ａｌが４２原子％を下回ると、Ｔｉ３Ａｌ相が増大し、延性や耐衝撃性が低下し得る。なお、Ａｌの含有量は、好ましくは、４３〜４６原子％である。このような観点から、本発明のＴｉＡｌ鋳造合金において、「ＴｉＡｌ」は、ＴｉＡｌ相およびＴｉ３Ａｌ相を主相とするＴｉＡｌ金属間化合物を意図しており、その主相とする割合は、９５面積％以上であり、好ましくは、９７面積％以上である。
【００２４】
Ｍｎは、ＴｉＡｌ鋳造合金に固溶し、それ自身の融点が低いため、ＴｉＡｌ鋳造合金の融点を下げる効果がある。また、Ｍｎは、ＴｉＡｌ鋳造合金に添加される代表的な元素であるＣｒと比べると、多く固溶され得るが、脆い金属間化合物等の有害相を生成することなく、融点を低下できる。その結果、鋳造時に過熱温度を大きくできるので、湯周り性が向上し、湯周り不良が抑制される。また、Ｍｎの添加によりＴｉの含有量が低減するため、溶湯活性が低下し、鋳造時にセラミック鋳型との反応が抑制され、表面欠陥等の発生が抑制される。Ｍｎが１２原子％を超えると、β相が増大し、高温強度を低下させる虞がある。Ｍｎが５原子％を下回ると、ＴｉＡｌ鋳造合金の融点の低下が十分に低下しない場合がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは、６〜１２原子％である。この範囲であれば、ＴｉＡｌ鋳造合金におけるβ相の生成を抑制し、低融点化に効果的である。
【００２５】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は、好ましくは、ニオブ（Ｎｂ）、シリコン（Ｓｉ）および炭素（Ｃ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素をさらに含有する。これらの元素は、いずれも、ＴｉＡｌ鋳造合金の高温強度を向上し得る。
【００２６】
添加元素としてＮｂを添加する場合、Ｎｂの含有量は、好ましくは、０．５〜３．０原子％である。この範囲であれば、高温強度の向上が期待できる。Ｎｂの含有量は、さらに好ましくは、１．５〜２．５原子％である。
【００２７】
添加元素としてＳｉを添加する場合、Ｓｉの含有量は、好ましくは、０．３〜１．０原子％である。この範囲であれば、高温強度の向上が期待できる。Ｎｂの含有量は、さらに好ましくは、０．３〜０．７原子％である。
【００２８】
添加元素としてＣを添加する場合、Ｃの含有量は、好ましくは、０．１〜０．７原子％である。この範囲であれば、高温強度の向上が期待できる。Ｃの含有量は、さらに好ましくは、０．１〜０．５原子％である。
【００２９】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金において、β相の面積率（面積分率）は、好ましくは、５％未満に制御されている。これにより、高温強度が向上し得る。さらに好ましくは、β相の面積率は３％以下に制御されている。これにより、さらに高温強度が向上し得る。なお、β相の面積率は、電子顕微鏡等によってＴｉＡｌ鋳造合金の切断面を観察した際に、組織全体の面積に対するβ相の面積の割合である。
【００３０】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は、好ましくは、８００ｇ以下の重量を有する。これにより、β相の析出が抑制され、使用時の高温強度を維持できる。一般には、ＭｎをＴｉＡｌ合金に添加するとβ相が析出しやすくなることが知られているが、本願発明者は、後述するように、鋳造過程における冷却速度を、溶湯量を調整することによって制御し、冷却速度を速くすることでβ相の析出量が制御できることを見出した。このような観点からも本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は小型の精密鋳造品として有利である。
【００３１】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金において、Ａｌに対するＴｉの原子数比は、好ましくは、０．８３以上１．２６以下の範囲を満たす。これにより、ＴｉＡｌ金属間化合物を主相とし、かつ、Ｔｉの含有量が制限されるので、溶湯活性が低下し、鋳造時にセラミック鋳型との反応が抑制され、表面欠陥等の発生を抑制できる。Ａｌに対するＴｉの原子数比は、さらに好ましくは、０．９以上１．２以下の範囲を満たす。これにより、溶湯活性がさらに低減し、表面欠陥等の発生を抑制できる。Ａｌに対するＴｉの原子数比は、なおさらに好ましくは、０．９５以上１．１５以下の範囲を満たす。
【００３２】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は、上述したように、湯周り性不良や表面欠陥が抑制されており、かつ、高温強度に優れるため、精密鋳造品として有利であり、発電用ガスタービンや航空機用ジェットエンジンの動翼、乗用車ターボチャージャーのタービンホイールなどに利用される。
【００３３】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金の製造方法を説明する。
図１は、本発明のＴｉＡｌ鋳造合金を製造する工程を示すフローチャートである。
【００３４】
工程Ｓ１１０：原料を溶解する。ここで、原料は、鋳造後の成分がアルミニウム（Ａｌ）：４２〜４８原子％、マンガン（Ｍｎ）：５〜１２原子％、残部チタン（Ｔｉ）および不可避不純物を満たすように調整される。原料の形状に特に制限はなく、ペレット、粒状、スポンジ等であり得る。
【００３５】
原料は、好ましくは、ニオブ（Ｎｂ）、シリコン（Ｓｉ）および炭素（Ｃ）からなる群から選択される少なくとも１種の元素をさらに含有する。これにより、ＴｉＡｌ鋳造合金の高温強度が向上し得る。この場合も単体金属であってもよいし、例えばＣを添加する場合、ＴｉＣといった化合物であってもよい。
【００３６】
添加元素としてＮｂを添加する場合、鋳造後のＮｂの含有量が、好ましくは、０．５〜３．０原子％、さらに好ましくは、１．５〜２．５原子％となるように添加される。添加元素としてＳｉを添加する場合、鋳造後のＳｉの含有量は、好ましくは、０．３〜１．０原子％、さらに好ましくは、０．３〜０．７原子％となるように添加される。添加元素としてＣを添加する場合、鋳造後のＣの含有量が、好ましくは、０．１〜０．７原子％、さらに好ましくは、０．１〜０．５原子％となるように添加される。
【００３７】
溶解は、水冷銅ルツボに加え、セラミックるつぼを用いて行っても良い。例示的には、イットリアるつぼ、カルシアるつぼが採用される。これにより、るつぼから混入する酸素量の増加が抑制されるため好ましい。また、溶解は、原料が溶解し、溶湯となれば、任意の溶解法を採用できるが、例示的には、高周波溶解等を採用できる。例えば、高周波溶解を採用した場合、原料を投入したるつぼを、チャンバーに設置し、チャンバー内を真空排気し、アルゴンガス等の不活性ガスを導入し、溶解してもよい。
【００３８】
本発明によれば、Ｍｎの添加により融点が低下した原料を溶解するため、例えば、５０℃以上２００℃以下まで過熱温度を上げることができ、湯周り性が向上し得る。５０℃以上２００℃以下まで過熱温度を上げても、溶湯温度は１６００℃以下であり、従来のＴｉＡｌ合金の溶湯温度（１６３０〜１６５０℃）よりも低い。
【００３９】
工程Ｓ１２０：工程Ｓ１１０で得られた溶湯を鋳型に注湯する。鋳型は一般的なセラミック鋳型であるが、工程Ｓ１１０で得られた溶湯は、Ｔｉの含有量が制限されているので、溶湯活性が低下しており、セラミックとの反応が抑制される。その結果、表面欠陥等の発生が抑制されたＴｉＡｌ鋳造合金が得られる。また、好ましくは、８００ｇ以下の重量の溶湯が鋳型に注湯される。これにより、小型のＴｉＡｌ鋳造合金からなる精密鋳造品が得られるが、β相の析出を抑制し、使用時の高温強度を維持できる。工程Ｓ１２０に続いて、注湯後の鋳型を室温まで放冷する。
【００４０】
さらに、本願発明者は、注湯後の鋳型の冷却速度に着目し、検討した結果、β相の生成量は冷却速度に著しく依存することが分かった。詳細には、冷却速度が遅いと平衡状態に近づくためβ相の生成が促進され、冷却速度が速いと非平衡状態となりβ相の生成が抑制される。この知見を鋳造合金のサイズに置き換えると、放冷時の冷却速度が小さい大型の鋳造合金（例えば、８００ｇを超える重量）では、β相の生成が促進され、放冷時の冷却速度が大きい小型の鋳造合金（例えば、８００ｇ以下の重量）では、β相の生成が抑制され、なおかつ、Ｍｎの多量添加が可能であるため、湯周り性不良が改善され、表面欠陥の発生が抑制されたＴｉＡｌ鋳造合金が提供できる。
【００４１】
次に具体的な実施例を用いて本発明を詳述するが、本発明がこれら実施例に限定されないことに留意されたい。
【実施例】
【００４２】
［例１〜例２５］
表１の組成を満たすよう、スポンジＴｉ、Ａｌペレット、Ｍｎ粒状原料、Ｎｂ粒状原料、Ｓｉ粒状原料、ＴｉＣ粉末を秤量し、イットリアるつぼに投入し、高周波溶解によって溶解した（図１の工程Ｓ１１０）。詳細には、るつぼを溶解炉チャンバーに設置し、チャンバー内を真空排気後、アルゴンガスを導入した。このとき、高周波溶解炉の条件は、５ｋＷであり、原料すべてが溶解後、出力３ｋＷで３分間保持した。その最終段階での溶解時の過熱温度はおよそ１００℃（溶湯温度：１５００℃）であった。その後、図２に示す鋳型に、表１に示す重量の溶湯を注湯した（図１の工程Ｓ１２０）。
【００４３】
図２は、例１〜例２５で使用した鋳型を模式的に示す図である。
【００４４】
鋳型は、湯周り性を評価するため、空洞部の幅を変化させてある。詳細には、空洞部の下から、１ｍｍ、３ｍｍ、１０ｍｍ、２０ｍｍおよび３０ｍｍの幅の直方体が積み重なった形状を有する。また、鋳型の材質は、鋳鉄であるが、実際の精密鋳造品の状況に近づけるため、溶湯と接触する鋳型の内表面にジルコニア系塗料が塗布されている。注湯に際しては、鋳型の上にアルミナ製ロートを置き、このロートの途中まで溶湯で満たした。
【００４５】
注湯後、鋳型を室温まで放冷し、図２に示す箇所で鋳型を分離し、ＴｉＡｌ鋳造合金を取り出した。例１〜例２５のそれぞれで得られた試料を、合金１〜合金２５と称する。
【００４６】
合金１〜合金２５の鋳造性、β相の面積率および材料特性を以下の要領で調べた。なお、得られた合金１〜合金２５の組成は目標成分どおりであった。
【００４７】
（１）鋳造性
合金１〜合金２５の表面を観察し、湯周り不良の有無および表面欠陥（凹み）の数を調べた。
（２）β相の面積率
β相の面積率は、合金１〜合金２５の厚さ３０ｍｍの部分の内部について、切断、研磨後に反射電子像を観察し、組織全体に対してのβ相の割合を算出した。
（３）材料特性
合金１〜合金２５の厚さ３０ｍｍの部分の内部から並行部直径がφ４ｍｍの丸棒試験片を切り出し、引張試験を実施した。引張試験の条件は、室温（２５℃）および８５０℃において、初期歪み速度８×１０−５ｓ−１であった。室温の延性（％）および８５０℃における引張強度（ＭＰａ）を測定した。
【００４８】
以上の結果を図３、図４および表１にまとめて示す。
【００４９】
【表１】
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【００５０】
図３は、合金５および合金１０の外観を示す図である。
【００５１】
図２の鋳型において一番狭い部分は一番下側に示すが、図３では、一番狭い部分が上となるよう上下逆転して示す。図３には、合金１０（左側）および合金５（右側）の外観を示す。合金１０には湯周り不良が確認され、鋳型の表面に塗布したジルコニア系塗料と溶湯とが反応した際に生じる多くの凹み（表面欠陥）が見られ、鋳造性が悪かった。一方、合金５には湯周り不良および表面欠陥は見られず、鋳造性が良かった。以上の結果から、本発明では、湯周り不良が無く、表面欠陥が５個以下のものを鋳造性に優れる条件とした。
【００５２】
図４は、合金１８の反射電子像を示す図である。
【００５３】
図４の反射電子像において、明るいコントラストで示される相がβ相であり、暗いコントラストで示される相が主相であった。合金１８は、鋳造性に優れるが、β相の生成が確認された。図示しないが、例えば、合金１２の反射電子像では、目視にて確認されるβ相はなかった。また、表１の引張特性を参照すれば、β相の面積率が５％以上になると、高温強度の低下が生じるため、β相の面積率が５％未満のものを高温強度に優れる条件とした。また、表１の引張特性を参照すれば、室温における伸びが０．５％以上であり、８５０℃での引張強度が４００ＭＰａ以上のものを材料特性に優れる条件、４５０ＭＰａ以上のものをさらに優れる条件とした。
【００５４】
以上から、Ａｌ：４２〜４８原子％、Ｍｎ：５〜１２原子％、残部Ｔｉおよび不可避不純物を満たす合金３〜合金７、合金１２〜合金１６、合金１９〜合金２０、および、合金２２〜合金２５は、優れたＴｉＡｌ鋳造合金であることが示された。鋳造時において、過熱温度およそ１００℃の溶湯（溶湯温度：１５００℃）でも、従来のＴｉＡｌ合金の過熱温度（例えば、３０℃）の溶湯（溶湯温度：１６３０℃）に比べて、溶湯温度は十分に低く、Ｍｎの添加により融点が低下したことが示された。特に、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｃの添加元素をさらに含有させた合金２２〜合金２５は、高温強度に優れたＴｉＡｌ鋳造合金であることが示された。
【００５５】
さらに、合金２０と合金２１とを比較すると、同じ組成であっても、重量が８００ｇ以下とすることによって、β相の面積率の生成が抑制され、高温強度が向上することが示された。
【産業上の利用可能性】
【００５６】
本発明のＴｉＡｌ鋳造合金は、湯周り性が向上し、溶湯活性が低減されているので、精密鋳造品に用いた場合、湯周り不良や表面欠陥が抑制される。また高温強度に優れるため、発電用ガスタービンや航空機用ジェットエンジンの動翼、乗用車ターボチャージャーのタービンホイールなどとして使用することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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