(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ：４６〜５０原子％、Ｍｏ，Ｖ，Ｓｉの全てを含み、Ｍｏ，Ｖ，Ｓｉの全てを総量で５．５原子％以下（但し、Ｓｉの添加量は０．７原子％以下，Ｍｏの添加量はＡｌの添加量ｘ原子％に対して−０．３ｘ＋１７．５原子％以下とする）、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とするチタンアルミナイド合金材料。
【請求項２】
上記Ｍｏに代えてＦｅ又はＭｏと共にＦｅ（但し、Ｆｅ又はＦｅ＋Ｍｏの添加量はＡｌの添加量ｘ原子％に対して−０．３ｘ＋１７．５原子％以下とする）を添加したことを特徴とする請求項１に記載のチタンアルミナイド合金材料。
【請求項３】
Ａｌ：４８±１．０原子％、Ｍｏ：０．４〜０．８原子％、Ｖ：０．５〜１．１原子％、Ｓｉ：０．１〜０．３原子％、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とするチタンアルミナイド合金材料。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載のチタンアルミナイド合金材料の溶湯を金型に鋳込んだ直後、これを１５００〜１１００℃の温度域において１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら冷却して、（α2 ＋γ）相の全面ラメラ組織を付与してなることを特徴とするチタンアルミナイド鋳造品。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載のチタンアルミナイド合金材料の溶湯を金型に鋳込んだ直後、これを１５００〜１１００℃の温度域において１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら冷却し、その後、８００〜１１００℃若しくはＴ（℃）≧｛１２００℃＋２５（Ａｌ−４４）｝＋１０、冷却速度１００℃／ｍｉｎ以上で熱処理して、（α2 ＋γ）相の全面ラメラ組織を付与してなることを特徴とするチタンアルミナイド鋳造品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、トラック等のディーゼルエンジンに搭載され、高温下で連続使用されるターボチャージャー等に適用されるチタンアルミナイド合金材料及びその鋳造品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
ＡｌとＴｉとの合金であるチタンアルミナイド（ＴｉＡｌ）は、軽量，高強度等といった特性ゆえに航空機や自動車用エンジンの回転部材等として有望されているが、このチタンアルミナイドを例えば自動車用エンジンのターボチャージャー等に適用する場合には、従来の特性に加えて特に優れた量産性，耐クリープ性，耐酸化性といった点が要求されてくる。
【０００３】
すなわち、従来のチタンアルミナイドからなる金属部品は、その殆どが鍛造によって得られ、精密加工性に乏しいため、特に量産性が要求される自動車部品としては実用的ではない。
【０００４】
一方、耐クリープ性は、Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ等の第３，第４元素を添加したり、鍛造等による組織制御を施すことにより改善されることが知られているが、前者の方法ではこれら第３，第４元素を添加すると精密鋳造性が著しく損なわれてしまうため、高精度な部品が得られず、また、後者の方法では複雑な熱処理工程を施す必要があるため、製造コストが高くなってしまうといった欠点がある。
【０００５】
さらに、従来のチタンアルミナイドは、高温での耐酸化性に乏しく、７００℃以上の高温になると表面が酸化してスケールが成長してやがて剥離を生じてしまうことから、７００℃以上の高温環境下で使用されるターボチャージャー等の耐熱部品として使用することは困難である。
【０００６】
そこで、本発明はこのような課題を有効に解決するために案出されたものであり、その目的は、量産性，耐クリープ性，耐酸化性の全てを高い次元で満足することができる新規なチタンアルミナイド合金材料及びその鋳造品を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために本発明は、Ａｌ：４６〜５０原子％、Ｍｏ，Ｖ，Ｓｉの全てを含み、Ｍｏ，Ｖ，Ｓｉの全てを総量で５．５原子％以下（但し、Ｓｉの添加量は０．７原子％以下，Ｍｏの添加量はＡｌの添加量ｘ原子％に対して−０．３ｘ＋１７．５原子％以下とする）、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とするチタンアルミナイド合金材料、及びこの合金材料の溶湯を金型に鋳込んだ直後、これを１５００〜１１００℃の温度域において１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら鋳造して、（α2 ＋γ）相の全面ラメラ組織が確保したチタンアルミナイド鋳造品である。
【０００８】
すなわち、先ず、量産性を損ねる大きな要因となっている鍛造に代えて鋳造を採用することで量産性を向上させることができると共に、鋳造に際して合金材料中に少量のＶを添加することによって高い鋳造性を確保することができる。
【０００９】
次に、クリープ特性は凝固時において母材中にβ相及び粗大シリサイドが析出することにより劣化することが知られているが、合金材料中に少量のＭｏを添加することによりクリープ特性を向上させることができる。
【００１０】
さらに、Ｓｉを添加することにより耐酸化性を向上させるようにするが、このＳｉの大量添加はクリープ特性を劣化させる粗大シリサイドの析出を増大させることから、その添加量を０．７原子％以下に抑制する必要がある。
【００１１】
そして、このような合金成分からなる鋳放し材を１５００〜１１００℃の温度域において１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら冷却することで、鋳放し材の組織で全面ラメラ組織を確保されるため、その後の熱処理工程を省略することが可能となり、優れた量産性を発揮することができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
次に、本発明を実施する好適一形態を説明する。
【００１３】
本発明に係るチタンアルミナイド鋳造品は、上述したように、Ａｌ：４６〜５０原子％、Ｍｏ，Ｖ，Ｓｉの全てを総量で５原子％以下（但し、Ｓｉの添加量は０．７原子％以下，Ｍｏの添加量はＡｌの添加量ｘ原子％に対して−０．３ｘ＋１７．５原子％以下とする）、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなるチタンアルミナイド合金材料の溶湯を金型に鋳込んだ直後、これを１５００〜１１００℃の温度域において１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら冷却してなるものである。
【００１４】
そして、これらの条件によって得られた本発明のチタンアルミナイド鋳造品にあっては、上述したような量産性，耐クリープ性，耐酸化性の全てを高い次元で満足することができる。具体的には、トラックのディーゼルエンジンのターボチャージャーの部品として採用した場合、８００℃以上での繰り返し使用環境下においてもクリープ破壊やスケール剥離等が生じることがなく、また、鋳造による鋳放し材の状態で使用することができるため、安価に大量生産することが可能となる。しかも、軽量，高強度等といった従来のチタンアルミナイドの特性も殆ど損なうことがない。
【００１５】
以下、これらの合金材料成分及び冷却条件等について詳述する。
【００１６】
先ず、本発明においてＡｌの割合は４６〜５０原子％とする必要がある。すなわち、一般に鋳放し材は、凝固収縮に起因して鋳物表面・内部に鋳造割れが発生することがあるが、これを防ぐためには素材そのものが軟化し、常温延性を有していなければならない。そして、ＴｉＡｌ合金の場合は、図１及び図２に示すようにＡｌ含有量が４５．５原子％以上でこの性質が出現するが、４５．５原子％では、耐酸化性が低いため、最低でも４６原子％以上とする必要があるからである。また、高温クリープ特性を向上させるためには、鋳造材にα2 （Ｔｉ3 Ａｌ）相とγ（ＴｉＡｌ）相からなる全面ラメラ組織を付与する必要があるが、この組織はＡｌ含有量が約３８〜５０原子％の鋳物材で得ることができる（図３参照）。従って、本発明は、常温延性と全面ラメラ組織を付与させるためにＡｌの割合を４６〜５０原子％と限定したものである。
【００１７】
また、添加する第３，第４元素としては、Ｍｏ，Ｖ，Ｆｅ，Ｓｉの元素であり、これらの全ての元素（Ｆｅ又はＭｏのいずれか或いは両者）を用いて複合添加するようになっているが、このとき、その総添加量は５．５原子％以下に制限する必要がある。すなわち、このＭｏ，Ｖ，Ｆｅは、Ｔｉ合金中β相安定化元素として作用する。そして、本精密鋳造用チタンアルミナイドに高温クリープ特性を付与させるためには、このβ相が存在しない（α2 ＋γ）相の全面ラメラ組織でなければならない。特に、Ｆｅ，Ｍｏは強いβ相安定化元素であり、図４及び図５に示すように、４６〜５０原子％Ａｌ付近では僅かの添加により、β相がラメラ粒界上に析出し、高温クリープ特性を低下させることが実験的に明らかになっている。従って、これらの観点とミクロ組織の実験的検証により、Ｍｏ，Ｖ，Ｆｅ，Ｓｉの総添加量は５．５原子％以下に限定する必要がある。尚、この条件下で得られた全面ラメラ組織を図６に示す。
【００１８】
但し、このときこれら元素のうちＳｉの添加量だけは０．７原子％以下に制限する必要がある。その理由は、Ｓｉの添加量が０．７原子％を超えるとＳｉ化合物がラメラ組織中に粗大に析出し、疲労破壊の起点となる可能性が高く、ターボチャージャーのような回転体用構造物では望ましくないからである。尚、０．７原子％以上のＳｉを添加して析出したシリサイドを図７に示す。
【００１９】
また、Ｍｏの添加量もＡｌの添加量ｘ原子％に対して−０．３ｘ＋１７．５原子％以下に制限する必要がある。すなわち、図４に示すように、（α＋β＋γ）／（α＋γ）相境界とミクロ組織観察の結果から上記の範囲に制限することでβ相が析出しないようにするためである。例えば、Ａｌの添加量が４８原子％である場合、Ｍｏの添加量は３．１原子％が上限値となり、これを超えて添加するとβ相が析出してクリープ特性が著しく劣化する結果を招く。尚、この添加元素のうち、Ｍｏに代えてＦｅ又はＭｏと共にＦｅを用いても上記と同様な作用効果を得ることができる。
【００２０】
また、この合金材料からなる溶湯を鋳込んだ直後の冷却工程において、１５００〜１１００℃の温度域においては１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら冷却する必要がある。これは、鋳造後の成型品にγ粒を析出させずに完全２相（α2 ＋γ）相層状組織である全面ラメラ組織を確保して高クリープ特性を維持するためである。そして、冷却速度が１５０℃／ｍｉｎ以下では、層間隔が細かいラメラ組織が得られない。Ａｌ量が５０原子％に近づくにつれてラメラ組織にγ粒が生じやすくなる。冷却速度が遅いとこの現象がより顕著になるからである。反対に２５０℃／ｍｉｎを超えると、構造物表面と内部との冷却速度の差が非常に大きくなる場合があるからである。そして、ターボチャージャー等の鋳造品で冷却速度を２５０℃／ｍｉｎ以上にすると凝固収縮に対し、高温延性が追従し難くなるので翼部、翼部根本部などで鋳造割れが顕著となるからである。
【００２１】
そして、このチタンアルミナイド鋳造品をトラックのディーゼルエンジンのターボチャージャーの部品として採用する場合、そのＡｌ，Ｍｏ，Ｖ，Ｓｉの割合としては、個々のサイズや使用条件等によって異なってくるが、好ましくはＡｌ：４８±１．０原子％、Ｍｏ：０．４〜０．８原子％，Ｖ：０．５〜１．１原子％，Ｓｉ：０．１〜０．３原子％であり、維持する冷却速度は１５０〜２５０℃／ｍｉｎである。
【００２２】
次に、このようにして得られた鋳造品はそのまま金属部品として利用することが可能であるが、この鋳造品は鋳放し材であるため、そのなかには鋳造欠陥が発生している場合があり、その後、必要に応じてＨＩＰ処理や均質化処理等の熱処理を施して鋳造欠陥を除去する必要がある。
【００２３】
このとき、その熱処理条件としては、上記冷却過程で形成された全面ラメラ組織を破壊するおそれがない条件で行う必要があり、具体的には、８００〜１１００℃若しくはＴ（℃）≧｛１２００℃＋２５（Ａｌ−４４）｝＋１０、冷却速度１００℃／ｍｉｎ以上の条件で熱処理を施すことで全面ラメラ組織を維持しつつ、鋳造欠陥を効果的に除去することが可能となる。すなわち、冷却速度を制限したときに得られた鋳造材の全面ラメラ組織を熱処理した後も維持するためには熱処理温度を約１１２５℃の共析温度以下にしなければならない。工業炉の温度ばらつきを考慮すると、実用上の上限温度は１１００℃となり、また下限温度は素材の使用温度（７５０℃付近）よりも高くしなければならないこと、及び熱処理による均質化ＨＩＰ効果を十分得られなければならないこと等、実験結果を踏まえて８００℃とした。一方、高温クリープ特性を確保するためには、本合金にＨＩＰ処理，均質化処理を施した後でも全面ラメラ組織を付与しなければならない。この場合、図８に示した（α＋γ）領域でこれら処理が行われるとγ粒が析出してくるため、全面ラメラ組織が得られない。このミクロ組織的不具合を避けるためにα／（α＋γ）相変態温度以上に加熱し、α単相域でこれら処理を行う必要がある。このα／（α＋γ）相変態温度はＡｌ量に依存し、本合金系ではＴ( ℃) ＝｛１２２０℃＋２５（Ａｌ−４４）＋１０｝が成り立っていることが実験的に求められた。また、冷却速度に関しては、１００℃／ｍｉｎ以下にすると、冷却過程で（α＋γ）相領域を通過する際、γ粒の析出を促進すること、ラメラ層間隔を粗大化する等のミクロ組織的不具合が発生する。
【００２４】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。
【００２５】
表１及び表２に示すように、Ａｌ，Ｍｏ又はＦｅ，Ｖ，Ｓｉ，残部Ｔｉ＋不可避的不純物からなる合金元素を様々な割合で配合した材料をそれぞれ加熱溶融した後、１５００〜１１００℃の温度域において１５０〜２５０℃／ｍｉｎの冷却速度を保ちながら冷却した鋳放し材を製作して試料１〜４５を製作し、これら各試料１〜４５に対してそれぞれ以下に示すような評価方法によって耐酸化性，クリープ特性，組織観察の評価を行った。
【００２６】
（クリープ特性評価）
クリープ特性の評価方法としては、各試料を平行部φ６×３０ｍｍの試験片に加工し、大気中で荷重１６０ＭＰａ〜２７０ＭＰａ、温度７６０℃の条件でクリープラプチャ試験を行い、破断時間を測定した。主な試験結果を図９に示す。尚、表に示す数値はこのうち２４０ＭＰａの荷重での破断寿命を示したものである。
【００２７】
（耐酸化特性評価）
耐酸化特性の評価方法としては、各試料に対して熱天秤中で８００℃，３０分加熱した後、５分間で室温まで冷却して２０分放置した後、再び加熱するといった１サイクル（５５分）を２００回繰り返した後、その試料の試験開始前と試験後の重量変化を測定し、その単位面積当たりの酸化増量（ｍｇ／ｃｍ2 ）を換算して求めた。主な試験結果を図１０に示す。
【００２８】
（組織観察）
組織観察方法としては、各試料を切断し、その切断面を光学顕微鏡及び反射電子像によるミクロ組織解析を行い、全面ラメラ組織である２相層状組織の有無を観察した。
【００２９】
【表１】
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【００３０】
【表２】
0003915324.tif 000003
【００３１】
この結果、クリープ破断寿命に関しては、図９に示すように、いずれの応力域においても一桁以上、従来合金より大幅に上回った。また、酸化増量結果に関しては、図１０に示すように、従来合金よりも大幅に少ないものであった。
【００３２】
さらに、層状組織の観察結果に関しては、表１，表２及び図９，図１０に示すように、Ｍｏ又はＦｅ，Ｖ，Ｓｉの総添加量が５原子％を超える試料３，５，７と、Ｍｏ及びＦｅの総添加量が本発明の上限値以上の試料１０，１７，３４，３８，４３，４５にあっては、いずれも２相層状組織がみられなかったの対し、Ｍｏ又はＦｅ，Ｖ，Ｓｉの総添加量が５原子％以下でかつＭｏの添加量が本発明の上限値以下である他の試料は、いずれも２相層状組織が確認された。
【００３３】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、従来のチタンアルミナイドでは容易に得ることができなかった量産性，耐クリープ性，耐酸化性の全てを高い次元で満足することができる。この結果、これらの全ての特性が要求されるディーゼルエンジンのターボチャージャーの構成部品として本発明鋳造品を使用すれば、高性能，高信頼性のターボチャージャーを安価に大量生産することが可能となる等といった優れた効果を発揮することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】アルミニウム含量と硬度との関係を示すグラフ図である。
【図２】アルミニウム含量と伸び率及び応力との関係を示すグラフ図である。
【図３】アルミニウム含量と温度との関係を示すグラフ図である。
【図４】ＴｉＡｌ−Ｍｏ，ＴｉＡｌ−Ｆｅ状態図である。
【図５】本発明の合金成分範囲から外れ、β相がラメラ粒界上に析出した状態を示す顕微鏡写真図である。
【図６】本発明の合金範囲内で得られた全面ラメラ組織を示す顕微鏡写真図である。
【図７】０．７原子％以上にＳｉを添加した粗大シリサイドが析出した状態を示す顕微鏡写真図である。
【図８】ＴｉＡｌ状態図である。
【図９】クリープ破断寿命を示すグラフ図である。
【図１０】高温酸化特性を示すグラフ図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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