(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉを１．０原子％以下を含む、計１００％の原子組成が下記の範囲からなる鋳造品製造用チタンアルミニウム化物系金属間合金。
Ｔｉ          ：４８．５〜５２．５％
Ａｌ          ：４５．５〜４８．５％
Ｒｅ          ：  ２．０〜  ２．５％
【請求項２】
Ｎｂを３．５原子％以下含み、Ｓｉを１．０原子％以下を含む、計１００％の原子組成が下記の範囲からなる鋳造品製造用チタンアルミニウム化物系金属間合金。
Ｔｉ          ：４８．５〜５２．５％
Ａｌ          ：４５．５〜４８．５％
Ｒｅ          ：  ２．０〜  ２．５％
【請求項３】
計１００％の原子組成が下記の範囲からなる鋳造品製造用チタンアルミニウム化物系金属間合金。
Ｔｉ          ：４８．５〜５２．５％
Ａｌ          ：４５．５〜４８．５％
Ｒｅ          ：  ０．５〜２．５％
Ｗ            ：  ０よりも大きく２．０％以下
Ｒｅ＋Ｗ      ：  ２．０〜２．５％
【請求項４】
Ｎｂを３．５原子％以下を含み、Ｒｅ＋Ｗ＋Ｎｂが２．０〜５．５原子％である請求項３記載の鋳造品製造用チタンアルミニウム化物系金属間合金。
【請求項５】
Ｓｉを１．０原子％以下を含む請求項４記載の鋳造品製造用チタンアルミニウム化物系金属間合金。
【請求項６】
２原子％のＲｅ＋Ｗを含有する請求項３、４、５のいずれか１項に記載の合金。
【請求項７】
１〜２原子％のＲｅを含有する請求項６に記載の合金。
【請求項８】
３原子％のＮｂを含有する請求項２、５、６、７のいずれか１項に記載の合金。
【請求項９】
０．２〜０．８原子％のＳｉを含有する請求項２、４、５、６、７、８のいずれか１項に記載の合金。
【請求項１０】
原子組成を以下から選択する合金。
Ｔｉ50.6Ａｌ46.6Ｒｅ2Ｓｉ0.8
Ｔｉ52Ａｌ46Ｒｅ1Ｗ1
Ｔｉ51.8Ａｌ46Ｒｅ1Ｗ1Ｓｉ0.2
Ｔｉ49Ａｌ46Ｎｂ3Ｒｅ1Ｗ1
Ｔｉ48.8Ａｌ46Ｎｂ3Ｒｅ1Ｗ1Ｓｉ0.2
【請求項１１】
凝固によって、体心立方晶構造のβ相を生成するのに好適な、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の合金。
【請求項１２】
各初期β結晶粒子内に多数のコロニー（６）を並列配置した構造からなり、該コロニー自体は多数の小板片（７）を並列配置したもので、各小板片はγ結晶構造の層とα2 結晶構造の層とを交互に積層した構成からなり、同一コロニーの小板片を、該β結晶粒子に基づくバーガース関係によって定義される１２種のαバリアントうちのひとつに従って配向し、そして２つの隣接コロニーの小板片を異なるバリアントとして配向した、請求項１１に記載の合金から製造した鋳造品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋳造品製造用チタンアルミニウム化物に基づく金属間合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋳造によるγ−チタンアルミニウム化物（ＴｉＡｌ）から誘導された金属間合金の転換は、航空用ターボ機械部品の製造にとって重要である。実際、鋳造は概して成形方法より費用が少ない。さらに、鋳造は原則的に鋳造部品の高温機械的強度を保持する利点を持つ。というのは、得られる冶金学的結晶粒子の粒径が比較的大きいからである。
【０００３】
これら合金の鋳造性、すなわち品質がすぐれ、かつ機械的挙動の信頼性や再現性が高い鋳造品の成形性にはかなりの相違が認められるにもかかわらず、特に合金凝固時の挙動及び／又は合金の化学的組成に関連して、これらの相違を説明するのに利用できるデータがない。
【０００４】
鋳造に好適な合金組成を開発するために、本発明者等は鋳造性に対する各種高融点添加元素の効果について研究を実施した。原子の２〜１０％が少なくとも１種以上の添加元素Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｆｅ及びＲｅからなる多数のＴｉＡｌ系合金を分析し、特に鋳放し状態及び熱処理後の両者における合金の微細組織を調べた。結論として、凝固過程が鋳造品の品質に対する重要なパラメーターであることが判明した。調べた各種合金は実際には２つのカテゴリーに分類することができる。すなわち最初に生成するのがそれぞれα相六方晶構造の場合と、β相体心立方晶構造の場合に分類することができる。
【０００５】
α相凝固の場合、この相の初期結晶は、凝固時に熱勾配に沿って柱状晶粒子を生成する傾向がある。また、鋳放し状態の微細組織の柱状晶性質が極めて顕著になることが多い。というのは、好ましい結晶成長方向が、六方晶α構造に特徴的なｃ軸に平行になるからである。さらに、次の冷却時に柱状晶粒子それぞれに析出して、いわゆるγ＋α2 層構造を生成するγ相の層はいずれも六方晶のｃ軸に対して垂直に配向する。というのは、内在している相転移機構に固有な
【０００６】
【数１】
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なる配向関係があるからである。
この相転移機構を使用すると、問題の合金から鋳造品を製造するさいに当面するある種の重大な問題、特に、熱を原因とする割れ、柱間領域に導入される気孔率や製品の高い異方性（組織）など、これらはいずれも機械的性能に悪影響を与える恐れがある、の各種欠陥を説明することができる。現在までに開発された合金の多くは、米国特許第４，８７９，０９２号公報に記載されているＴｉ48Ａｌ48Ｃｒ2Ｎｂ2として最も良く知られているように、本質的にα形で凝固する合金のカテゴリーに属し、これら合金を鋳造に使用した場合、各種の、しばしば危険をもたらす技術的な手段を利用して、凝固による柱状晶性質や、これに関連して生じる組織を抑える必要がある。すなわち、これら「第１世代」合金については、むしろ鍛錬製品を対象とする合金と考えるべきである。なぜなら、適当な熱機械的処理を使用して、欠陥を取り除き、かつ組織を抑えているからである。
【０００７】
一方、β形凝固の場合、β相の＜１００＞軸が依然として凝固時の結晶成長の好ましい方向であるが、柱状晶性質は目立たなくなる。ところが、凝固後に冷却すると、初期結晶粒子と呼ばれる、β−相の結晶がα−相の結晶に転移する。いわゆる以下の
【０００８】
【数２】
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バーガース配向関係にしたがって生じる、この転移の結果、理論的には１２種のαバリアントが生成する。さらに冷却すると、各αバリアントに層状のγ相が析出する。得られた微細組織は、各初期β結晶粒子内部に数多くのコロニー（理論的には１２種以下の配向バリアント）が存在することがその特徴である。これらコロニーそれぞれは多数のα小板片（箔片）からなり、そしてこれら小板片（箔片）の境界は残留β相で形成されることが多い。最後に、各小板片はγ＋α2 層状構造を呈するものである。このような転移機序はα形で凝固する合金の場合に当面する問題を最小限に抑える効果があり、凝固欠陥の発生を抑え、また組織を目立たなくするものである。
【０００９】
十分にＴｉ富化した二元合金の場合に、β相凝固を実現することができる。例えば、Ｔｉ60Ａｌ40組成を例示でき、この場合の１．５のＴｉ／Ａｌ原子比は、１に相当する等モル組成Ｔｉ50Ａｌ50とは大きく異なっている。ところが、チタン分に富む合金は、等モル合金に比較した場合、非常に重く、しかも耐酸化性が低い。最後に、これら合金は、製造後、ほとんど変形しないα2 相の容量比が過剰に高いため、非常に脆弱なγ＋α2 の２相構造を呈するものである。なお、原子比が１．０８に等しいＴｉ52Ａｌ48組成からなり、α2 相を約１０％の容量比で含有するため最適な延性を示す、２相合金はα形でのみ凝固する傾向を示す。
【００１０】
そこで、合金の重量を実質的に増量しないように、高融点元素の添加を最小限に抑えることによって、Ｔｉ／Ａｌ比を１．１６を越えることなく、最適な５２／４８の値に近い値に維持し、同時にβ相の凝固を促進できる添加元素を見いだす試みを実施した。驚くべきことに、この点でレニウムが最も有効な元素であり、次に有効なのはタングステンであることが見いだされた。すなわちＴｉ52Ａｌ48系二元合金をほぼ完全にβ相凝固するためには、これら元素を約２原子％の量でこの合金に添加すればよいからである。一方、他の添加元素の場合には、ほぼ５原子％の量を添加する必要がある。また、添加効果は累積的であることが明らかになった。例えば、１％のＲｅと１％のＷを同時添加すると、合金はβ相凝固するが、これら元素の同量を別々に添加した場合、添加効果は不十分になる。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明は、原子組成が下記の範囲にある合金を提供することである。
Ｔｉ          ：４８．５〜５２．５％
Ａｌ          ：４５．５〜４８．５％
Ｒｅ          ：  ０．５〜  ２．５％
Ｗ            ：      ０〜  ２．０％
Ｒｅ＋Ｗ      ：  ２．０〜  ２．５％
Ｎｂ          ：      ０〜  ３．５％
Ｒｅ＋Ｗ＋Ｎｂ：  ２．０〜  ５．５％
Ｓｉ          ：      ０〜  １．０％
また、β形凝固に有効な元素として、レニウム単独ではなく、タングステンの使用が、レニウムの高コストを考えるならば、経済的に有利である。ニオブを添加すると、耐酸化性が向上するだけでなく、高温強度も向上する。最後に、ケイ素は、クリープなどの使用時における機械的特性に有利な作用を付与するために添加する。
【００１２】
本発明合金の、補足的な、あるいは選択的な特徴を以下に列記する。
本発明合金は約２原子％のＲｅ＋Ｗを含有する。
本発明合金は約１〜２原子％のＲｅを含有する。
本発明合金は約３原子％のＮｂを含有する。
本発明合金は約０．２〜０．８原子％のＳｉを含有する。
本発明合金の原子組成式は以下から選択する。
Ｔｉ50.6Ａｌ46.6Ｒｅ2Ｓｉ0.8          （１）
Ｔｉ52Ａｌ46Ｒｅ1Ｗ1                  （２）
Ｔｉ51.8Ａｌ46Ｒｅ1Ｗ1Ｓｉ0.2         （３）
Ｔｉ49Ａｌ46Ｎｂ3Ｒｅ1Ｗ1             （４）
Ｔｉ48.8Ａｌ46Ｎｂ3Ｒｅ1Ｗ1Ｓｉ0.2    （５）
本発明合金は、凝固により、体心立方晶構造のβ相を生成するのに好適である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
また、上記合金から製造した鋳造品も本発明の主題であり、この合金は、各初期β結晶粒子内に多数のコロニーを並列配置した構造をもつ。これらコロニー自体は多数の小板片を並列配置したもので、各小板片はγ結晶構造の層とα2 結晶構造の層とを交互に積層した構成である。同一コロニーの小板片は、上記β結晶粒子に基づくバーガース関係によって定義される１２種のαバリアントうちのひとつに従って配向し、２つの隣接コロニーの小板片は異なるバリアントとして配向する。
【００１４】
本発明を図面を参照して説明する。図１及び図２に、上記のα相冷却過程を示す。
図１には、一例として、冷却過程にある合金の円筒体試験片１を示す。図示のように、α結晶構造の柱状晶粒子２が生成している。これら結晶粒子は、矢印Ｆで示す温度勾配の方向、すなわち円筒体１の半径方向に一致するｃ結晶軸方向に沿って成長している。
図２に、さらに冷却した後の同じ柱状晶粒子２を拡大して示す。各粒子は、粒子の長手方向に対して垂直に配向し、かつα2 結晶構造の層４によって相互に分離されたγ結晶構造の層３を含んでいる。
【００１５】
図３は、図２で示す「第１世代」の合金の構造を示す図である。
図４の中心に、本発明合金の断面を示す。初期β結晶粒子の境界５が明らかに認められる。各コロニー６を構成する小板片の配向状態によって各コロニー６が示されている。各配向はバーガースの関係にしたがっている。
図５に、同じ合金の断面を示す。この図は、一方では、各コロニー６内の小板片７の配向状態を、他方では、γ結晶構造の層３とα2 結晶構造の層とが交互に積層されている状態を示す。
【００１６】
本発明合金は、チタンアルミニウム化物に基づく金属間合金として知られているものと同じ方法で製造かつ処理することができるので、この点について、詳しくは説明しない。
試験を実施して、高温クリープ強さについて本発明合金は従来合金よりも優れていることを確認した。高温クリープ強さは、これら材料の工業的使用における重要な要素である。
上記組成式（１）の合金と組成式Ｔｉ48Ａｌ48Ｃｒ2Ｎｂ2の上記合金について、１２５０℃で４時間、次に９００℃で４時間、同じ熱処理を行った。熱処理後、両合金は２５℃で同様な引張り特性を示したが、降伏強さはそれぞれ４８４ＭＰａ及び４５９ＭＰａで、弾性伸び、すなわち延性はそれぞれ１．４％及び０．９％であった。一方、１８０ＭＰａの応力下８００℃で０．５％のクリープひずみに達する時間を調べたところ、本発明合金は１４５時間で、比較の公知合金は５時間であった。後者の公知合金の場合、前記熱処理を省略することによって高温クリープ強さを改善できたが、α相凝固に伴う鋳造性の低下によって、室温延性が劣化した。
【００１７】
上記組成式（１）、（２）、（３）の合金、及びアリソン（Ａｌｌｉｓｏｎ）が開発し、耐クリープ性が高いと考えられている組成式Ｔｉ48Ａｌ46Ｎｂ3Ｗ1の合金について、２００ＭＰａの応力下７５０℃でクリープ試験を行った。これら４つの合金について、０．５％のひずみに達する時間はそれぞれ６２５時間、２１２時間、７４０時間及び５６時間であり、本発明合金は従来合金に比較して４〜１３倍長かった。
【図面の簡単な説明】
【図１】チタンアルミニウム化物に基づく金属間合金の２つの連続凝固過程を概略的に示す図である。
【図２】図１に示した凝固過程の拡大図を示すずである。
【図３】図２に示した合金の断面図である。
【図４】本発明の合金の構造を示す図である。
【図５】本発明の合金の構造を示す図である。
【符号の説明】
１…円筒体試験片、２…柱状晶粒子、３…γ結晶構造の層、４…α2 結晶構造の層、５…初期β結晶粒子の境界、６…コロニー、７…小板片
【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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