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図面 (12)

課題

内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させたTiAl系耐熱部材を提供すること。

解決手段

TiAl系耐熱部材は、28.0mass%≦Al≦35.0mass%、1.0mass%≦Nb+Mo+W+Ta≦15.0mass%、0.1mass%≦Cr+Mn+V≦5.0mass%、及び、0.1mass%≦Si≦1.0mass%を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなるTiAl系合金からなる。前記TiAl系耐熱部材は、その表面の全部又は一部に内部より硬さの高い硬化層を備え、表層の硬さに対する内部の硬さの比が1.4以上2.5以下である。

概要

背景

自動車用ターボチャージャータービンホイールは、エンジンから排気される高温ガスにさらされるため、高温下での耐熱性が要求される。そのため、タービンホイールには、従来、Ni基合金TiAl合金などの耐熱性に優れた合金が用いられている。

TiAl合金は、Inconel(登録商標)713CなどのNi基合金に比較して耐酸化性が若干劣る。しかし、TiAl合金にNb、Siなどを添加することにより耐酸化性が改善されることが知られている。また、実際の自動車排気ガスに含まれる酸素成分が少ないことから、酸化による問題は克服しつつある。
一方、燃費燃焼効率を改善するために、排ガス温度は高温化する傾向にあり、900℃を超える高温域での強度特性の改善が重要課題になっている。

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献1には、Al:38〜45原子%、Mn:3〜10原子%、残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金が開示されている。
同文献には、TiAl基合金中のラメラー組織とβ相とを適切に制御することにより、TiAl基合金の機械加工性高温強度とを両立できる点が記載されている。

特許文献2には、Al:38〜48原子%、Mn:4〜10原子%、残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金が開示されている。
同文献には、TiAl基合金において、所定の平均粒径において室温での延性、特に衝撃特性が大幅に改善される点が記載されている。

特許文献3には、
(1)Al:42〜52原子%を含むTi−Al系合金に、1300℃超のα−Ti単相域で1/sec以上の歪速度で加工を施して細粒化し、
(2)得られた微細結晶粒の内部にTiAlとTi3Alのラメラを生成させて微細ラメラ粒組織とするラメラ形成処理を行う
Ti−Al系金属間化合物基合金の製造方法が開示されている。
同文献には、全体が微細なラメラ粒から成る組織は、常温延性、高温強度、破壊靱性特性バランスが優れている点が記載されている。

さらに、特許文献4には、ラメラ組織を含むTi−Al系金属間化合物の製造において、ラメラ層間隔を増加させる熱処理固相線温度以下で行う方法が開示されている。
同文献には、ラメラ層間隔を制御することにより、目的に応じた特性(強度、硬度、耐熱性、耐衝撃性等)をコントロールすることが可能になる点が記載されている。

特許文献1〜4に記載されているように、TiAl系合金の組織制御は、TiAl系合金の機械的特性の向上に有効である。しかしながら、粒径の制御やラメラ間隔の制御による機械的特性の向上には、限界がある。

また、TiAl系合金において、表面硬度を高めるために、浸炭処理窒化処理も行われている。しかし、これらの処理は表面にTiCやTiNなどの炭化物、窒化物を生成させるため、靱性低下あるいは表面破壊の起点となることが懸念される。また、表面処理工程が必要となるため、コストに大きく影響する。
一方、TiAl系合金において、母材自体の硬度を上げることは可能であるが、硬度が高くなるほど母材の靱性劣化する。そのため、母材全体を高硬度させた材料は、高負荷がかかる実用部材として使用できない。

概要

内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させたTiAl系耐熱部材を提供すること。TiAl系耐熱部材は、28.0mass%≦Al≦35.0mass%、1.0mass%≦Nb+Mo+W+Ta≦15.0mass%、0.1mass%≦Cr+Mn+V≦5.0mass%、及び、0.1mass%≦Si≦1.0mass%を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなるTiAl系合金からなる。前記TiAl系耐熱部材は、その表面の全部又は一部に内部より硬さの高い硬化層を備え、表層の硬さに対する内部の硬さの比が1.4以上2.5以下である。

目的

本発明が解決しようとする課題は、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させたTiAl系耐熱部材を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

以下の構成を備えたTiAl系耐熱部材。(1)前記TiAl系耐熱部材は、28.0mass%≦Al≦35.0mass%、1.0mass%≦Nb+Mo+W+Ta≦15.0mass%、0.1mass%≦Cr+Mn+V≦5.0mass%、及び、0.1mass%≦Si≦1.0mass%を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなるTiAl系合金からなる。(2)前記TiAl系耐熱部材は、その表面の全部又は一部に内部より硬さの高い硬化層を備え、次の(a)式で表される硬さ比が1.4以上2.5以下である。硬さ比=HVS/HVI・・・(a)但し、HVS(表層の硬さ)は、表面から0.02mm±0.005mmの位置におけるビッカース硬さ(荷重:0.98N)、HVI(内部の硬さ)は、表面から0.50mm±0.10mmの位置におけるビッカース硬さ(荷重:0.98N)。

請求項2

前記TiAl系合金は、0.01mass%≦C≦0.2mass%をさらに含む請求項1に記載のTiAl系耐熱部材。

請求項3

前記TiAl系合金は、0.005mass%≦B≦0.200mass%をさらに含む請求項1又は2に記載のTiAl系耐熱部材。

請求項4

硬化層深さは、0.03mm以上0.25mm以下である請求項1から3までのいずれか1項に記載のTiAl系耐熱部材。但し、「硬化層深さ」とは、表面から硬さが(HVS+HVI)/2となる位置までの長さをいう。

請求項5

前記硬化層のα2体積率が30体積%以上60体積%以下である請求項1から4までのいずれか1項に記載のTiAl系耐熱部材。但し、「硬化層のα2体積率」とは、表面から0.02mm±0.005mmの位置において測定されたα2相の体積率をいう。

請求項6

前記内部の組織がγ(TiAl)/α2(Ti3Al)層状組織である請求項1から5までのいずれか1項に記載のTiAl系耐熱部材。

請求項7

前記TiAl系耐熱部材は、タービンホイールである請求項1から6までのいずれか1項に記載のTiAl系耐熱部材。

請求項8

前記タービンホイールの表層部は、平均結晶粒径が10μm以上50μm以下であり、かつ、結晶方位ランダム等軸粒組織を呈する請求項7に記載のTiAl系耐熱部材。

請求項9

前記タービンホイールの翼内部は、平均結晶粒径が100μm以上500μm以下であり、かつ、結晶方位がランダムな等軸粒組織を呈する請求項8に記載のTiAl系耐熱部材。

技術分野

0001

本発明は、TiAl系耐熱部材に関し、さらに詳しくは、自動車用ターボチャージャータービンホイールなどに好適なTiAl系耐熱部材に関する。

背景技術

0002

自動車用ターボチャージャーのタービンホイールは、エンジンから排気される高温ガスにさらされるため、高温下での耐熱性が要求される。そのため、タービンホイールには、従来、Ni基合金TiAl合金などの耐熱性に優れた合金が用いられている。

0003

TiAl合金は、Inconel(登録商標)713CなどのNi基合金に比較して耐酸化性が若干劣る。しかし、TiAl合金にNb、Siなどを添加することにより耐酸化性が改善されることが知られている。また、実際の自動車排気ガスに含まれる酸素成分が少ないことから、酸化による問題は克服しつつある。
一方、燃費燃焼効率を改善するために、排ガス温度は高温化する傾向にあり、900℃を超える高温域での強度特性の改善が重要課題になっている。

0004

そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献1には、Al:38〜45原子%、Mn:3〜10原子%、残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金が開示されている。
同文献には、TiAl基合金中のラメラー組織とβ相とを適切に制御することにより、TiAl基合金の機械加工性高温強度とを両立できる点が記載されている。

0005

特許文献2には、Al:38〜48原子%、Mn:4〜10原子%、残部:Ti及び不可避不純物からなるTiAl基合金が開示されている。
同文献には、TiAl基合金において、所定の平均粒径において室温での延性、特に衝撃特性が大幅に改善される点が記載されている。

0006

特許文献3には、
(1)Al:42〜52原子%を含むTi−Al系合金に、1300℃超のα−Ti単相域で1/sec以上の歪速度で加工を施して細粒化し、
(2)得られた微細結晶粒の内部にTiAlとTi3Alのラメラを生成させて微細ラメラ粒組織とするラメラ形成処理を行う
Ti−Al系金属間化合物基合金の製造方法が開示されている。
同文献には、全体が微細なラメラ粒から成る組織は、常温延性、高温強度、破壊靱性特性バランスが優れている点が記載されている。

0007

さらに、特許文献4には、ラメラ組織を含むTi−Al系金属間化合物の製造において、ラメラ層間隔を増加させる熱処理固相線温度以下で行う方法が開示されている。
同文献には、ラメラ層間隔を制御することにより、目的に応じた特性(強度、硬度、耐熱性、耐衝撃性等)をコントロールすることが可能になる点が記載されている。

0008

特許文献1〜4に記載されているように、TiAl系合金の組織制御は、TiAl系合金の機械的特性の向上に有効である。しかしながら、粒径の制御やラメラ間隔の制御による機械的特性の向上には、限界がある。

0009

また、TiAl系合金において、表面硬度を高めるために、浸炭処理窒化処理も行われている。しかし、これらの処理は表面にTiCやTiNなどの炭化物、窒化物を生成させるため、靱性低下あるいは表面破壊の起点となることが懸念される。また、表面処理工程が必要となるため、コストに大きく影響する。
一方、TiAl系合金において、母材自体の硬度を上げることは可能であるが、硬度が高くなるほど母材の靱性劣化する。そのため、母材全体を高硬度させた材料は、高負荷がかかる実用部材として使用できない。

先行技術

0010

特開2002−356729号公報
特開2001−316743号公報
特開平08−144034号公報
特開平06−264203号公報

発明が解決しようとする課題

0011

本発明が解決しようとする課題は、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させたTiAl系耐熱部材を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、表面破壊の起点の増加や製造コストの増加を生じさせることなく、表面のみを高硬度化させたTiAl系耐熱部材を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、TiAl系耐熱部材の一つであるタービンホイールに対して本発明を適用し、かつ結晶粒径を制御することで、タービンホイールの耐久性を向上させることにある。

課題を解決するための手段

0012

上記課題を解決するために本発明に係るTiAl系耐熱部材は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
(1)前記TiAl系耐熱部材は、
28.0mass%≦Al≦35.0mass%、
1.0mass%≦Nb+Mo+W+Ta≦15.0mass%、
0.1mass%≦Cr+Mn+V≦5.0mass%、及び、
0.1mass%≦Si≦1.0mass%
を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなるTiAl系合金からなる。
(2)前記TiAl系耐熱部材は、
その表面の全部又は一部に内部より硬さの高い硬化層を備え、
次の(a)式で表される硬さ比が1.4以上2.5以下である。
硬さ比=HVS/HVI ・・・(a)
但し、
HVS(表層の硬さ)は、表面から0.02mm±0.005mmの位置におけるビッカース硬さ(荷重:0.98N)、
HVI(内部の硬さ)は、表面から0.50mm±0.10mmの位置におけるビッカース硬さ(荷重:0.98N)。
前記TiAl系耐熱部材は、タービンホイールが好ましい。
前記タービンホイールの表層部は、平均結晶粒径が10μm以上50μm以下であり、かつ、結晶方位ランダム等軸粒組織を呈するものが好ましい。
さらに、前記タービンホイールの翼内部は、平均結晶粒径が100μm以上500μm以下であり、かつ、結晶方位がランダムな等軸粒組織を呈するものが好ましい。

発明の効果

0013

初晶としてβ(βTi)相が析出するように、溶湯の成分を調整する。次いで、溶湯を鋳型鋳造する。この時、表層が固液域を通過する際の冷却速度を所定の範囲に制御すると、表層に形成される初晶β相の厚さを制御することができる。冷却の進行に伴い、初晶β相は、やがてAl含有量が相対的に少ないα(αTi)相となる。さらに冷却が進行すると、α相は、α2(Ti3Al)相とγ(TiAl)相のラメラ組織となる。初晶β相は、溶湯成分に比べてAl量が少ないため、表層は、内部に比べてα2相の量が多い。

0014

一方、表層において初晶β相が析出した後、内部が凝固する。内部は、主として溶湯成分をほぼ反映したα相、すなわち、表層に比べてAl量の多いα相からなる。さらに冷却が進行すると、内部のα相は、α2相とγ相の層状組織(ラメラ組織)となる。内部のα相は、相対的にAl量が多いため、内部は、表層に比べてα2相の量が少ない。
TiAl系合金の硬さは、α2相の量に依存し、α2相の量が多くなるほど硬度が高くなる。そのため、溶湯成分及び固液域の冷却速度を最適化することによって、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させることができる。また、表面処理が不要であるので、表面破壊の起点の増加や製造コストの増加を生じさせることなく、表面のみを高硬度化させることができる。

図面の簡単な説明

0015

硬さの測定方法を説明するための模式図である。
表層部の反射電子像図2(a))及び内部の反射電子像(図2(b))である。
曲げ強度の測定方法を説明するための模式図である。
引張強度の測定方法を説明するための模式図である。
硬化層深さの測定方法を説明するための図である。

0016

翼間部のEPMA測定結果である。
表面からの距離とAl量との関係、及び表面からの距離とビッカース硬さHVとの関係を示す図である。

0017

内部硬さと表層硬さとの関係を示す図である。
固液域の冷却速度と硬化層深さとの関係を示す図である。
硬化層深さと曲げ強度との関係を示す図である。
Ti−Al二元系状態図である。

0018

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
[1.TiAl系耐熱部材]
本発明に係るTiAl系耐熱部材は、以下の構成を備えている。
(1)前記TiAl系耐熱部材は、
28.0mass%≦Al≦35.0mass%、
1.0mass%≦Nb+Mo+W+Ta≦15.0mass%、
0.1mass%≦Cr+Mn+V≦5.0mass%、及び、
0.1mass%≦Si≦1.0mass%
を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなるTiAl系合金からなる。
(2)前記TiAl系耐熱部材は、
その表面の全部又は一部に内部より硬さの高い硬化層を備え、
次の(a)式で表される硬さ比が1.4以上2.5以下である。
硬さ比=HVS/HVI ・・・(a)
但し、
HVS(表層の硬さ)は、表面から0.02mm±0.005mmの位置におけるビッカース硬さ(荷重:0.98N)、
HVI(内部の硬さ)は、表面から0.50mm±0.10mmの位置におけるビッカース硬さ(荷重:0.98N)。

0019

[1.1.TiAl系合金]
本発明に係るTiAl系耐熱部材は、TiAl系合金からなる。TiAl系合金は、以下のような元素を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。なお、以下の成分範囲の説明において、各成分の含有量は、材料全体平均組成を表す。

0020

[1.1.1.主構成元素
(1)28.0mass%≦Al≦35.0mass%:
Alは、Tiとともに金属間化合物γ(TiAl)、α2(Ti3Al)を構成する必須元素である。Al量が少なすぎると、α2相の生成量が過剰となる。その結果、内部の延性及び靱性が低下するとともに、耐酸化性にも劣る。従って、Al量は、28.0mass%以上である必要がある。Al量は、さらに好ましくは、30.0mass%以上、さらに好ましくは、31.0mass%以上である。

0021

γ/α2層状組織(ラメラ組織)において、高強度・高靱性を得るためには、内部のα2体積率を所定の範囲とする必要がある。一方、表層を高硬度化するためには、β相を初晶として晶出させ、それらを凝固中成長させる必要がある。Al量が過剰になると、γ単相化し、Al3Ti相の生成量が増大し、あるいは、β相を初晶として晶出させるのが困難となる。従って、Al量は、35.0mass%以下である必要がある。Al量は、さらに好ましくは、34.0mass%以下、さらに好ましくは、32.0mass%以下である。

0022

(2)1.0mass%≦Nb+Mo+W+Ta≦15.0mass%:
「Nb+Mo+W+Ta」は、Nb、Mo、W及びTa(以下、「Nb等」ともいう)の総量を表す。また、総量が上記の範囲内にある限りにおいて、Nb等はいずれか一種が含まれていても良く、あるいは、二種以上が含まれていても良いことを表す(Nb≧0mass%、Mo≧0mass%、W≧0mass%、Ta≧0mass%)。

0023

Nb等は、TiAl系材料の耐酸化性を向上させるのに有効な元素である。Nb等をSiと共に複合添加すると、単独添加の場合に比べて耐酸化性がさらに向上する。また、Nb等は、Tiサイトに固溶するため、表面硬度を上昇させるα2相の硬度を上昇させる効果がある。このような効果を得るためには、Nb等の総量は、1.0mass%以上である必要がある。総量は、さらに好ましくは、4.0mass%以上、さらに好ましくは、7.0mass%以上である。

0024

一方、総量が過剰になると、軟質なB2相を形成するため、表面硬度の上昇効果飽和する。また、Nb等は高融点で、かつ高価な元素であるため、必要以上の添加は、製造性や材料コストに課題を生ずる。従って、Nb等の総量は、15.0mass%以下である必要がある。総量は、さらに好ましくは、10.0mass%以下、さらに好ましくは、8.0mass%以下である。

0025

(3)0.1mass%≦Cr+Mn+V≦5.0mass%:
「Cr+Mn+V」は、Cr、Mn、及びV(以下、「Cr等」ともいう)の総量を表す。また、総量が上記の範囲内にある限りにおいて、Cr等はいずれか一種が含まれていても良く、あるいは、二種以上が含まれていても良いことを表す(Cr≧0mass%、Mn≧0mass%、V≧0mass%)。

0026

Cr等は、γ相及びα2相の両方に固溶するが、特にγ相に固溶する元素である。そして、これらがγ相中に固溶すると、固溶強化によって硬度が上昇する。このような効果を得るためには、Cr等の総量は、0.1mass%以上である必要がある。総量は、さらに好ましくは、0.5mass%以上、さらに好ましくは、0.8mass%以上である。

0027

一方、総量が過剰になると、上記のような効果が飽和する。また、耐酸化性の劣化に対する影響が大となる。従って、総量は、5.0mass%以下である必要がある。総量は、さらに好ましくは、3.0mass%以下、さらに好ましくは、1.5mass%以下である。

0028

(4)0.1mass%≦Si≦1.0mass%:
Siは、TiAl系材料の耐酸化性の向上、及びTi−Si系化合物の析出によるクリープ特性の向上に非常に有効な元素である。また、Siは、鋳造まま状態で得られるラメラ組織の高温安定性を向上させる。さらに、Siは、溶湯の融点を低下させるため、凝固時の組織制御が容易となる。このような効果を得るためには、Si量は、0.1mass%以上である必要がある。Si量は、さらに好ましくは、0.2mass%以上、さらに好ましくは、0.3mass%以上である。

0029

一方、Si量が過剰になると、初晶としてα相が晶出しやすくなる。従って、Si量は、1.0mass%以下である必要がある。Si量は、さらに好ましくは、0.7mass%以下、さらに好ましくは、0.5mass%以下である。

0030

[1.1.2. 副構成元素
TiAl系合金は、上述した主構成元素に加えて、以下の1又は2以上の副構成元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。なお、以下の成分範囲の説明において、各成分の含有量は、材料全体の平均組成を表す。

0031

(5)0.01mass%≦C≦0.2mass%:
Cは、γ相及びα2相に固溶し、これらを強化することにより硬度を高める作用を有する。このような効果を得るためには、C量は、0.01mass%以上が好ましい。C量は、さらに好ましくは、0.03mass%以上、さらに好ましくは、0.06mass%以上である。
一方、C量が過剰になると、その効果は飽和し、延性が低下する。従って、C量は、0.2mass%以下が好ましい。C量は、さらに好ましくは、0.15mass%以下、さらに好ましくは、0.12mass%以下である。

0032

(6)0.005mass%≦B≦0.200mass%:
Bは、γ/α2層状組織の結晶粒を微細化させる効果があり、表面においても硬度を高める効果がある。また、Bは鋳造性を改善するため、凝固時の組織制御が容易となる。このような効果を得るためには、B量は、0.005mass%以上が好ましい。B量は、さらに好ましくは、0.01mass%以上、さらに好ましくは、0.02mass%以上である。
一方、B量が過剰になると、ホウ化物であるTiB2が多量に析出し、強度及び靱性を低下させる。従って、B量は、0.200mass%以下が好ましい。B量は、さらに好ましくは、0.150mass%以下、さらに好ましくは、0.100mass%以下である。

0033

(7)O≦0.3mass%、N≦0.2mass%:
O、Nは、γ相及びα2相に固溶し、強化に作用するが、過剰になると延性を低下させる。そのため、不可避的不純物として、O≦0.3mass%、N≦0.2mass%とするのが好ましい。

0034

[1.2.硬化層]
本発明に係るTiAl系耐熱部材は、その表面に硬化層を備えている。TiAl系耐熱部材は、表面の全部が硬化層で覆われていても良く、あるいは、表面の一部が硬化層で覆われていても良い。
「硬化層」とは、TiAl系耐熱部材の表層に形成された領域であって、内部より硬さの高い領域をいう。

0035

[1.2.1. 硬さ比]
本発明に係るTiAl系耐熱部材は、次の(a)式で表される硬さ比が1.4以上2.5以下である必要がある。
硬さ比=HVS/HVI ・・・(a)
但し、
HVS(表層の硬さ)は、表面から0.02mm±0.005mmの位置におけるビッカース硬さ(荷重:0.98N)、
HVI(内部の硬さ)は、表面から0.50mm±0.10mmの位置におけるビッカース硬さ(荷重:0.98N)。

0036

材料全体のα2相を多くすると、材料全体の硬さは上昇するが、材料全体の機械的特性(特に、靱性)が低下する。一方、材料全体のα2相を少なくすると、材料全体が十分な機械的特性を示すが、材料全体の硬さが低下する。
これに対し、表層部分のα2体積率を内部に比べて増加させると、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表層のみを硬化させることができる。

0037

硬さ比が過度に小さくなる(すなわち、表層の硬さが過度に小さくなる)と、十分な機械的特性が得られない。従って、硬さ比は、1.4以上である必要がある。硬さ比は、さらに好ましくは、1.6以上、さらに好ましくは、1.8以上である。
一方、硬さ比が過度に大きくなる(すなわち、表層の硬さが過度に大きくなる)と、かえって表面破壊が起きやすくなる。従って、硬さ比は、2.5以下である必要がある。硬さ比は、さらに好ましくは、2.4以下、さらに好ましくは、2.2以下である。

0038

成分及び製造条件を最適化すると、表層の硬さ(HVS)は、HV450以上、HV500以上、あるいは、HV600以上となる。
同様に、成分及び製造条件を最適化すると、内部の硬さ(HVI)は、HV400以下、あるいは、HV300以下となる。

0039

[1.2.2.硬化層深さ]
「硬化層深さ」とは、、表面から硬さが(HVS+HVI)/2となる位置(又は、硬さがHVS−0.5(HVS−HVI)となる位置)までの長さをいう。
後述するように、溶湯を凝固させる場合において、表層の固液域の冷却速度を所定の範囲にすると、初晶β相のサイズ、すなわち、硬化層深さを制御することができる。

0040

硬化層深さが小さすぎると、TiAl系耐熱部材の機械的特性が低下する。従って、硬化層深さは、0.03mm以上が好ましい。硬化層深さは、さらに好ましくは、0.05mm以上、さらに好ましくは、0.08mm以上である。
一方、硬化層深さを必要以上に大きくしても、効果に差が無く、実益がない。また、硬化層深さを過度に大きくすると、表面破壊が起きやすくなる。従って、硬化層深さは、0.25mm以下が好ましい。硬化層深さは、さらに好ましくは、0.20mm以下、さらに好ましくは、0.15mm以下である。

0041

[1.2.3. α2体積率]
[1.2.3.1. 定義]
「α2体積率(体積%)」とは、3000倍で5視野をSEMの反射電子像で撮影し、各視野内に含まれるα2相(白く見える領域)の総面積(ΣS)を求め、これを視野の総面積(ΣS0)で割ることにより得られる値(=ΣS×100/ΣS0)をいう。
「硬化層のα2体積率」とは、TiAl系耐熱部材の表面から0.02mm±0.005mmの位置において測定されたα2相の体積率をいう。
「内部のα2体積率」とは、TiAl系耐熱部材の表面から0.50mm±0.10mmの位置において測定されたα2相の体積率をいう。

0042

[1.2.3.2.硬化層のα2体積率]
α2相はγ相より硬いため、α2相が多いほどγ/α2層状組織の硬さは上昇する。TiAl系耐熱部材の表層を強化し、これによってTiAl系耐熱部材の機械的特性を向上させるためには、硬化層のα2体積率は、30体積%以上が好ましい。硬化層のα2体積率は、さらに好ましくは、35体積%以上、さらに好ましくは、40体積%以上である。

0043

硬化層のα2体積率は、目的とするTiAl系耐熱部材を製造可能な限りにおいて、高いほど良い。しかしながら、硬化層のα2体積率が大きすぎると、靱延性の低下や耐酸化特性が劣化する。従って、硬化層のα2体積率は、60体積%以下が好ましい。硬化層のα2体積率は、さらに好ましくは、55体積%以下、さらに好ましくは、50体積%以下である。

0044

[1.2.3.3. 内部のα2体積率]
内部のα2体積率の量が小さすぎると、十分な強度が得られない。従って、内部のα2体積率は、5体積%以上が好ましい。内部のα2体積率は、さらに好ましくは、10体積%以上、さらに好ましくは、15体積%以上である。
一方、内部のα2体積率が大きすぎると、著しく脆性な材料となり、靱性が低下する。従って、内部のα2体積率は、30体積%未満が好ましい。内部のα2体積率は、さらに好ましくは、25体積%以下、さらに好ましくは、20体積%以下である。

0045

[1.3. 内部の組織]
内部の組織は、高温強度の点から、γ(TiAl)/α2(Ti3Al)層状組織が好ましい。内部の組織をγ/α2層状組織に維持したまま、表層のみを硬化させると、機械的特性に優れたTiAl系耐熱部材が得られる。

0046

[1.4.TiAl系耐熱部材の具体例]
本発明に係るTiAl系耐熱部材は、種々の用途に用いることができる。
TiAl系耐熱部材としては、例えば、
(1)自動車ターボチャージャーなどに用いられるタービンホイール、
(2)航空機ジェットエンジンLPT(Low Pressure Turbine)ブレード
(3)自動車用エンジンバルブ
などがある。

0047

[1.5.タービンホイールとしての特性]
タービンホイールは、高温で高速回転しつつ、アクセルオンオフにより加速減速が繰り返される。この時、翼表層部には曲げ応力翼部全体には遠心力が負荷される。
曲げ強度は、結晶粒が微細になるほど高くなるため、翼表層部は、結晶粒が微細であるのが好ましい。特に、翼表層部の平均結晶粒径を10μm以上50μm以下とすることで、高い曲げ強度を得ることができる。翼表層部の平均結晶粒径は、好ましくは、12μm以上45μm以下、さらに好ましくは、15μm以上40μm以下である。
ここで、「翼表層部」とは、表面から深さ50μmまでの部分をいう。

0048

一方、翼全体に負荷される遠心力に耐えるためには、翼内部の強度の向上が重要である。微細な結晶粒は、高温強度の向上という点では、必ずしも好ましくない。そこで、翼内部の平均結晶粒を100μm以上500μm以下とすることで、高い高温強度を得ることが可能となる。翼内部の平均結晶粒径は、好ましくは、150μm以上450μm以下、さらに好ましくは、200μm以上400μm以下である。
ここで、「翼内部」とは、表面から深さ200μmの位置から、翼の中心までの部分をいう。
タービンホイールの特性を安定化させるためには、翼表層部及び翼内部のいずれも、フルラメラ組織であり、かつ、結晶方位がランダムな等軸粒組織が好ましい。

0049

[2.TiAl系耐熱部材の製造方法]
本発明に係るTiAl系耐熱部材は、以下の方法により製造することができる。

0050

[2.1. 溶解工程]
まず、上述した組成となるように原料を配合し、溶解する(溶解工程)。
原料の溶解方法は、特に限定されるものではなく、均一な溶湯が得られる方法であればよい。溶解方法としては、例えば、レビテーション溶解法、真空誘導溶解法、プラズマスカル溶解法などがある。

0051

[2.2.鋳造工程
次に、溶湯を鋳型に鋳造する。本発明においては、溶湯の成分が最適化されているので、初晶としてβ相が晶出する。初晶β相は、素材成分よりAl量が低いため、凝固後はα2量の多いラメラ組織を形成し、硬さ向上に寄与する。

0052

β相と液相の共存域(固液域、図11参照)における冷却速度が速すぎる場合、表層において初晶β相が十分に成長しない。所定の硬化層深さを得るためには、表層の固液域の冷却速度は、1℃/s以上が好ましい。冷却速度は、さらに好ましくは、5℃/s以上、さらに好ましくは、10℃/s以上である。
一方、固液域の冷却速度が遅すぎると、表層において初晶のβ相は十分に成長するが、冷却中に元素拡散が生ずる。そのため、成分が均質化し、硬さに寄与するα2相が十分に形成されず、硬さの向上程度が小さい。従って、冷却速度は、50℃/s以下が好ましい。冷却速度は、さらに好ましくは、45℃/s以下、さらに好ましくは、40℃/s以下である。
なお、タービンホイールにおいては、凝固速度が結晶粒径に影響を及ぼす。上記の固液域の冷却速度で製造されるタービンホイールは、翼表層部及び翼内部の平均結晶粒径が上述した範囲となるため、良好な耐久性を得ることが可能となる。

0053

表層の温度が固液域を通過した後、すなわち、表層に所定の厚さの初晶β相が形成された後の冷却速度は、特に限定されない。但し、必要以上に除冷すると、冷却中に元素の拡散が生じ、成分が均一化する。従って、表層の温度が固液域を通過した後の冷却速度は、1℃/s以上が好ましい。冷却後、鋳造部材を鋳型から取り出す。

0054

[2.3.HIP処理工程]
次に、必要に応じて、鋳造部材をHIP処理する(HIP処理工程)。HIP処理は、必ずしも必要ではないが、HIP処理を行うと、内部の鋳造欠陥消滅し、信頼性が向上する。HIP処理条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な条件を選択することができる。

0055

[2.4. 加工工程]
次に、必要に応じて、鋳造部材又はそのHIP処理品に対して、機械加工を施す(加工工程)。加工方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。なお、実質的に後加工が不要な場合には、後加工を省略することができる。

0056

[3. 作用]
図11に、Ti−Al二元系状態図を示す。まず、初晶としてβ(βTi)相が析出するように、溶湯の成分を調整する。次いで、溶湯を鋳型に鋳造する。
この時、表層が固液域を通過する際の冷却速度を所定の範囲に制御すると、表層に形成される初晶β相の厚さを制御することができる。冷却の進行に伴い、初晶β相は、やがてAl含有量が相対的に少ないα(αTi)相となる。さらに冷却が進行すると、α相は、α2(Ti3Al)相とγ(TiAl)相のラメラ組織となる。初晶β相は、溶湯成分に比べてAl量が少ないため、表層は、内部に比べてα2相の量が多い。

0057

一方、表層において初晶β相が析出した後、内部が凝固する。内部は、主として溶湯成分をほぼ反映したα相、すなわち、表層に比べてAl量の多いα相からなる。さらに冷却が進行すると、内部のα相は、α2相とγ相のラメラ組織となる。内部のα相は、相対的にAl量が多いため、内部は、表層に比べてα2相の量が少ない。
TiAl系合金の硬さは、α2相の量に依存し、α2相の量が多くなるほど硬度が高くなる。そのため、溶湯成分及び固液域の冷却速度を最適化することによって、内部の機械的特性を良好に維持したまま、表面のみを高硬度化させることができる。また、表面処理が不要であるので、表面破壊の起点の増加や製造コストの増加を生じさせることなく、表面のみを高硬度化させることができる。

0058

TiAl系合金を用いて回転体を製造する場合において、摺動部の表面に硬化層を形成すると、摺動部の耐摩耗性を向上させることができる。
また、鋳造条件を調整することで、任意の部位に硬化層を形成することも可能である。例えば、タービンホイールの場合、表面強度が必要な翼根本部や、耐エロージョン性が必要な翼表面にのみ、硬化層を形成することができる。
また、タービンホイールにおいては、表面の硬化層に加えて、翼表層部と翼内部の結晶粒径を制御することで、耐久性を向上させることができる。

0059

(実施例1〜17、比較例1〜6)
[1.試料の作製]
原料として、純Ti、粒状Al、及び、その他の金属元素純金属又は合金を用いた。原料を水冷銅坩堝内で溶解し、外径50mmのタービンホイールを鋳造した。
なお、比較例6については、鋳造後に浸炭処理を行った。

0060

[2.試験方法
[2.1. 硬さ測定]
図1(a)に、タービンホイールの正面図を示す。図1(b)に、タービンブレードから切断された部分の平面図を示す。図1(c)に、翼間部の拡大図を示す。
まず、タービンブレードのほぼ中央を軸に対して垂直に切断した(図1(a))。次いで、翼間部の表層(表面から0.02mm±0.005mmの位置)、及び内部(表面から0.50mm±0.10mmの位置)のビッカース硬さを測定した(図1(b)、図1(c))。N=5、荷重=100gf(0.98N)とした。
さらに、表層の硬さHVSと内部の硬さHVIから、硬さ比を求めた。

0061

[2.2. α2体積率]
翼間部の表層、及び内部の反射電子像を撮影した。図2(a)に、表層部の反射電子像の一例を示す。図2(b)に、内部の反射電子像の一例を示す。倍率は3000倍とし、各試料について、それぞれ5視野撮影した。黒く見えるγ相と、白く見えるα2相とのコントラスト差より、α2相の体積率を測定した。

0062

[2.3. 強度]
[2.3.1.曲げ強度]
図3(a)に、タービンブレードの正面図を示す。図3(b)に、タービンブレードから切断された部分の平面図を示す。図3(c)に、タービンブレードから切り出された試験片を示す。
まず、タービンブレードのほぼ中央を軸に対して垂直に切断した(図3(a))。切断された部材から、曲げ強度評価用の試験片を切り出した(図3(b))。さらに、試験片の元部を治具で固定し、翼の先端に曲げ荷重を付加した(図3(c))。試験は室温で実施し、N=3とした。
[2.3.2.引張強度]
引張試験には曲げ試験と同様の試験片を用い、翼に負荷される遠心力を想定して、引張荷重を負荷した(図4参照)。試験は室温で実施し、N=3とした。

0063

[2.4.硬化層深さ]
図5に、硬化層深さの測定方法の一例を示す。表層(0.02mm±0.005mm)と内部(0.50mm±0.10mm)との間において、所定間隔でビッカース硬さを測定した。荷重=100gf(0.98N)とした。表層の硬さHVSと内部の硬さHVIの差ΔHV(=HVS−HVI)を求め、硬さが内部より0.5ΔHV高い位置(換言すれば、硬さが(HVS+HVI)/2となる位置)を求めた。さらに、表面から当該位置までの長さ(硬化層深さ)を測定した。
[2.5. EPMA]
翼間部のAl量をEPMAにより測定した。

0064

[2.6.結晶粒度
試料を鏡面まで研磨した後、腐食して結晶組織現出させた。翼表層部及び翼内部について、それぞれ、ラメラ粒のサイズを結晶粒径として測定した。
結晶粒径の測定は、光学顕微鏡にて100倍で組織を撮影し、任意の長さの直線中の結晶粒数にて算出する切断法を用いた。
[2.7.耐久試験
タービンホイールの評価として、実体にて回転試験を実施した。試験は、排ガス温度:950℃、回転数:200,000rpmで実施した。耐久性は、加速と減速を繰り返して10時間で破壊するか否かで評価した。

0065

[3. 結果]
表1及び表2に、成分、製造条件、及び結果を示す。
図6に、翼間部のEPMA測定結果を示す。図7に、表面からの距離とAl量との関係、及び表面からの距離とビッカース硬さHVとの関係を示す。
図8に、内部硬さと表層硬さとの関係を示す。図9に、固液域の冷却速度と硬化層深さとの関係を示す。図10に、硬化層深さと曲げ強度との関係を示す。
表1、及び図6図10より、以下のことがわかる。

0066

0067

0068

(1)硬化層が認められた試料に関し、EPMAにより、翼間部のAl量を分析したところ、表層部のAl量が内部より少ないことがわかった(図6)。翼間部のAl量は内部に向かうほど高くなり、ビッカース硬さは内部に向かうほど低くなった(図7)。
ビッカース硬さHVは、α2体積率と相関がある。一方、翼間部のα2体積率は、内部に向かうほど高くなる。表層部のビッカース硬さHVが内部より高いのは、表層部のAl量が少なくなることによって、表層部のα2体積率が増加するためと考えられる。

0069

(2)実施例1〜17は、いずれも翼間部の表層硬さはHV450以上、内部の硬さはHV400以下であった。また、硬さ比は、1.4〜2.5であり、内部に対して十分な硬化が認められる(図8)。さらに、実施例1〜17は、いずれも十分な硬化層深さが得られている(図9)。
(3)比較例1は、十分な硬化層深さが認められない(図9)。これは、固液域の冷却速度が速すぎるために、初晶β相が十分に成長しなかったためである。
比較例2、3もまた、十分な硬化層深さが認められない。これは、固液域の冷却速度が遅すぎるために、成分の均一化が進行したためである。

0070

(4)実施例1〜17は、表面硬化層を有し、翼表層の結晶粒径が適切に調整されているため、曲げ強度がいずれも800MPa以上であり、表面硬化層が存在しない、又は表面硬化層が過度に厚い比較例1〜7より高い(図10)。また、HIP材(実施例14)、及び大型形状品(実施例15〜17)であっても、高い曲げ強度を示した。また、翼内部の組織が適切なため、引張強度も比較例と比べて高い値を示している。タービンホイールの耐久試験でも、すべて破損せずに合格している。
(5)比較例4は、表層の硬化が認められない。これは、Al量が過剰であるために、初晶がα相となるためである。
比較例5は、表層の硬さは高いものの、内部の硬さも同程度であり、表層のみ硬化させることはできなかった。これは、Al量が少なすぎるためである。
(6)比較例6は、浸炭処理を行っているため、表層は著しく硬化するものの、内部は硬化しない。また、浸炭処理が必要であり、コストも高い。

実施例

0071

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

0072

本発明に係るTiAl系耐熱部材は、自動車用ターボチャージャーのタービンホイールなどに用いることができる。

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