JP2707520B2 - Ｔｉ−Ａｌ系耐熱部品 - Google Patents
Ｔｉ−Ａｌ系耐熱部品Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明はＴｉ−Ａｌ系耐熱部品
に関する。
に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】例えば
エンジンバルブ，ピストン，ピストンピン，コネクティ
ングロッド，ロッカアーム或いはガスタービン，ジェッ
トエンジンのタービンブレード等の高速運動部品におい
ては、近年エンジン等の高性能化，燃費向上，レスポン
スの向上等の要請の下で軽量性，耐熱性が増々要求され
てきている。
エンジンバルブ，ピストン，ピストンピン，コネクティ
ングロッド，ロッカアーム或いはガスタービン，ジェッ
トエンジンのタービンブレード等の高速運動部品におい
ては、近年エンジン等の高性能化，燃費向上，レスポン
スの向上等の要請の下で軽量性，耐熱性が増々要求され
てきている。
【０００３】このような事情の下で軽量性，耐熱性に優
れたＴｉ−Ａｌ系耐熱材料が注目され、開発が進められ
ている。
れたＴｉ−Ａｌ系耐熱材料が注目され、開発が進められ
ている。
【０００４】このＴｉ−Ａｌ系耐熱材料の成形方法とし
て従来一般には鍛造成形が行われているが、Ｔｉ−Ａｌ
系合金の高温変形抵抗は非常に高いため、その鍛造加工
においては恒温鍛造を行う必要があり、コストの著しく
高いものとなっていた。
て従来一般には鍛造成形が行われているが、Ｔｉ−Ａｌ
系合金の高温変形抵抗は非常に高いため、その鍛造加工
においては恒温鍛造を行う必要があり、コストの著しく
高いものとなっていた。
【０００５】そこでＴｉ−Ａｌ系材料を鋳造によって成
形することが考えられるが、この鋳造成形の場合、得ら
れる成形品の強度，延性が不十分である問題がある。
形することが考えられるが、この鋳造成形の場合、得ら
れる成形品の強度，延性が不十分である問題がある。
【０００６】例えばエンジンバルブを鋳造成形して特性
を測定したところ、最も強度が必要とされる軸部におい
て強度，延性の何れも充分な値を示さなかった。
を測定したところ、最も強度が必要とされる軸部におい
て強度，延性の何れも充分な値を示さなかった。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明はこのような事情
を背景とし、鋳造によっても充分な強度，延性の得られ
るＴｉ−Ａｌ系耐熱部品を提供することを目的とするも
のである。而して本発明に係るＴｉ−Ａｌ系耐熱部品
は、Ａｌ：３２〜３６重量％，残部Ｔｉから成るように
組成を制御し、且つ主応力軸と直角方向に成長した柱状
晶が該直角方向の横断面面積率で５０％以上を占めるよ
うにするとともに、ＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相
を該柱状晶の成長方向に対して直角方向に析出させたこ
とを特徴とする。
を背景とし、鋳造によっても充分な強度，延性の得られ
るＴｉ−Ａｌ系耐熱部品を提供することを目的とするも
のである。而して本発明に係るＴｉ−Ａｌ系耐熱部品
は、Ａｌ：３２〜３６重量％，残部Ｔｉから成るように
組成を制御し、且つ主応力軸と直角方向に成長した柱状
晶が該直角方向の横断面面積率で５０％以上を占めるよ
うにするとともに、ＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相
を該柱状晶の成長方向に対して直角方向に析出させたこ
とを特徴とする。
【０００８】
【作用及び発明の効果】本発明者は、上記問題を解決す
るため先ず鋳造組織についての研究を行った。Ｔｉ−Ａ
ｌ系合金を鋳造した場合、鋳造組織として等軸晶と柱状
晶とが生成する。そこでインゴットを鋳造した上、これ
より等軸晶の部分１０（図２参照）と柱状晶の部分１２
とから試験片を切り出し、引張試験及びクリープ試験を
行った。
るため先ず鋳造組織についての研究を行った。Ｔｉ−Ａ
ｌ系合金を鋳造した場合、鋳造組織として等軸晶と柱状
晶とが生成する。そこでインゴットを鋳造した上、これ
より等軸晶の部分１０（図２参照）と柱状晶の部分１２
とから試験片を切り出し、引張試験及びクリープ試験を
行った。
【０００９】ここで柱状晶の部分１２については、図２
（イ）に示しているように柱状晶の成長方向と平行方向
（Ａ方向）及びこれと直角な方向（Ｂ方向）何れの方向
についても引張試験，クリープ試験を行った。
（イ）に示しているように柱状晶の成長方向と平行方向
（Ａ方向）及びこれと直角な方向（Ｂ方向）何れの方向
についても引張試験，クリープ試験を行った。
【００１０】この結果、柱状晶をＢ方向に引張試験，ク
リープ試験した場合の方が、Ａ方向に行った場合に比べ
て強度，延性，クリープ破断寿命の何れも高い値を示す
こと、またＢ方向の試験結果は、等軸晶における試験の
結果よりも高い値を示すことが分った。
リープ試験した場合の方が、Ａ方向に行った場合に比べ
て強度，延性，クリープ破断寿命の何れも高い値を示す
こと、またＢ方向の試験結果は、等軸晶における試験の
結果よりも高い値を示すことが分った。
【００１１】以上の事実は表３に示す実験結果から確認
することができる。この実験においては、同表に示す組
成のＴｉ−Ａｌ系材料をプラズマスカル溶解炉を用いて
溶製し、直径１００ｍｍ，重さ５ｋｇのインゴットに金
型を用いて鋳造した。
することができる。この実験においては、同表に示す組
成のＴｉ−Ａｌ系材料をプラズマスカル溶解炉を用いて
溶製し、直径１００ｍｍ，重さ５ｋｇのインゴットに金
型を用いて鋳造した。
【００１２】インゴットは１３００℃／１２００ａｔｍ
／３ｈｒのＨＩＰ熱処理を行い、その後、インゴットの
柱状晶部より柱状晶に平行な方向及び柱状晶に垂直な方
向から平行部径４ｍｍの室温引張試験片を切り出した。
／３ｈｒのＨＩＰ熱処理を行い、その後、インゴットの
柱状晶部より柱状晶に平行な方向及び柱状晶に垂直な方
向から平行部径４ｍｍの室温引張試験片を切り出した。
【００１３】また、インゴットの等軸晶部から同じ寸法
の引張試験片を切り出し、室温引張試験を実施した。
の引張試験片を切り出し、室温引張試験を実施した。
【００１４】表３の結果より、柱状晶を図２中Ｂ方向に
引張試験し、またクリープ試験したときの方がＡ方向の
それより、また等軸晶のそれよりも優れた特性を示すこ
とが分かる。
引張試験し、またクリープ試験したときの方がＡ方向の
それより、また等軸晶のそれよりも優れた特性を示すこ
とが分かる。
【００１５】
【表３】
【００１６】このような事実は従来一般的に考えられて
いる事実とは全く逆であり、今回はじめて見出されたも
のである。
いる事実とは全く逆であり、今回はじめて見出されたも
のである。
【００１７】即ち一般的には柱状晶の伸びる方向に引張
力，応力を加えた場合の方が、直角方向に引張力，応力
を加えた場合よりも高い強度（特にクリ−プ破断強度）
を示すものと考えられている。
力，応力を加えた場合の方が、直角方向に引張力，応力
を加えた場合よりも高い強度（特にクリ−プ破断強度）
を示すものと考えられている。
【００１８】例えばＮｉ基超合金の場合においても柱状
晶の表れることが認められているが（一方向凝固柱状晶
材，酸化物分散強化合金）、この場合柱状晶の伸びる方
向の方が高い強度を示す事実が確認されている。
晶の表れることが認められているが（一方向凝固柱状晶
材，酸化物分散強化合金）、この場合柱状晶の伸びる方
向の方が高い強度を示す事実が確認されている。
【００１９】しかるに上記実験においてこれと逆の現象
が認められたのは、Ｔｉ−Ａｌ系合金におけるラメラー
相が寄与しているものと考えられる。
が認められたのは、Ｔｉ−Ａｌ系合金におけるラメラー
相が寄与しているものと考えられる。
【００２０】即ち、上記Ｔｉ−Ａｌにおける柱状晶のミ
クロ組織を観察したところ、柱状晶の成長方向と直角方
向にＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相が析出している
ことが認められた。
クロ組織を観察したところ、柱状晶の成長方向と直角方
向にＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相が析出している
ことが認められた。
【００２１】このことはＴｉ−Ａｌ合金の場合、柱状晶
を応力軸方向と直角方向に晶出させ、且つラメラー相を
柱状晶と直角方向に析出させるならば、Ｔｉ−Ａｌ合金
部品の強度，延性，クリープ破断寿命を著しく高め得る
ことを意味する。本発明は以上の知見に基づいて成され
たものである。
を応力軸方向と直角方向に晶出させ、且つラメラー相を
柱状晶と直角方向に析出させるならば、Ｔｉ−Ａｌ合金
部品の強度，延性，クリープ破断寿命を著しく高め得る
ことを意味する。本発明は以上の知見に基づいて成され
たものである。
【００２２】上記のように本発明は材料組成，組織を制
御することによって優れた強度，延性等を付与し得たも
のである。この組成，組織は鋳造成形によっても条件を
適当に選定することによって容易に実現できるものであ
り、従って本発明によれば優れた特性を有するＴｉ−Ａ
ｌ系耐熱部品の製造が恒温鍛造等の塑性加工に比べて容
易となり、製造コストを大幅に低廉化することが可能と
なる。
御することによって優れた強度，延性等を付与し得たも
のである。この組成，組織は鋳造成形によっても条件を
適当に選定することによって容易に実現できるものであ
り、従って本発明によれば優れた特性を有するＴｉ−Ａ
ｌ系耐熱部品の製造が恒温鍛造等の塑性加工に比べて容
易となり、製造コストを大幅に低廉化することが可能と
なる。
【００２３】本発明においては、その一態様として、Ｔ
ｉ−Ａｌ系耐熱部品の成分として上記各成分に加えて、
Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗの１種以上を合計量で０．２〜
６．０重量％含有させることができ、これにより一層優
れた耐酸化性を付与することができる。
ｉ−Ａｌ系耐熱部品の成分として上記各成分に加えて、
Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗの１種以上を合計量で０．２〜
６．０重量％含有させることができ、これにより一層優
れた耐酸化性を付与することができる。
【００２４】また別の態様として、Ｃｒ，Ｍｎの１種又
は２種を合計量で０．２〜６．０重量％含有させること
ができ、これによって延性を更に改善することができ
る。
は２種を合計量で０．２〜６．０重量％含有させること
ができ、これによって延性を更に改善することができ
る。
【００２５】更にＶ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｃ，Ｂの１種以上を
それぞれＶ：０．１〜３．０重量％，Ｓｉ：０．０１〜
１．０重量％，Ｚｒ：０．０１〜１．０重量％，Ｃ：
０．０１〜０．５重量％，Ｂ：０．０１〜０．５重量％
の量で含有させることができる。これら成分を含有させ
ることによって強度を更に高めることが可能である。
それぞれＶ：０．１〜３．０重量％，Ｓｉ：０．０１〜
１．０重量％，Ｚｒ：０．０１〜１．０重量％，Ｃ：
０．０１〜０．５重量％，Ｂ：０．０１〜０．５重量％
の量で含有させることができる。これら成分を含有させ
ることによって強度を更に高めることが可能である。
【００２６】尚本発明においては、耐摩耗性及び耐酸化
性が必要とされるバルブ軸部及びバルブフェース部等の
部分には、必要に応じてＮｉ−Ｃｒ系合金被覆，Ｃｒメ
ッキ，Ｎｉメッキ，Ｎｉ基アルミナイズ被覆，Ｍ−Ｃｒ
−Ａｌ−Ｙ系合金溶射ないしＡｌ2Ｏ3などの酸化物系の
セラミックス材料によるコーティングを施すことが可能
である。
性が必要とされるバルブ軸部及びバルブフェース部等の
部分には、必要に応じてＮｉ−Ｃｒ系合金被覆，Ｃｒメ
ッキ，Ｎｉメッキ，Ｎｉ基アルミナイズ被覆，Ｍ−Ｃｒ
−Ａｌ−Ｙ系合金溶射ないしＡｌ2Ｏ3などの酸化物系の
セラミックス材料によるコーティングを施すことが可能
である。
【００２７】また鋳造部品の鋳造欠陥を低減する方法と
してＨＩＰ処理が有効である。このＨＩＰ処理は温度９
００〜１４００℃で圧力８００kg／cm2以上の条件で行
うのが望ましい。
してＨＩＰ処理が有効である。このＨＩＰ処理は温度９
００〜１４００℃で圧力８００kg／cm2以上の条件で行
うのが望ましい。
【００２８】更に、例えばバルブ傘部についても、傘部
表層から垂直方向に柱状晶を成長させることにより、傘
部のクリープ強度及び耐亀裂進展特性を改善することが
できる。
表層から垂直方向に柱状晶を成長させることにより、傘
部のクリープ強度及び耐亀裂進展特性を改善することが
できる。
【００２９】次に本発明における各条件の限定理由につ
き詳述する。 柱状晶が主応力軸と直角方向の横断面面積率で５０％
以上を占めること 例えば鋳造エンジンバルブの軸部等の強度及び延性を高
めるには、主応力軸に直角方向に柱状晶を晶出させ且つ
柱状晶の成長方向と直角方向、つまり主応力軸と平行方
向にＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相を析出させるこ
とが必要である。
き詳述する。 柱状晶が主応力軸と直角方向の横断面面積率で５０％
以上を占めること 例えば鋳造エンジンバルブの軸部等の強度及び延性を高
めるには、主応力軸に直角方向に柱状晶を晶出させ且つ
柱状晶の成長方向と直角方向、つまり主応力軸と平行方
向にＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相を析出させるこ
とが必要である。
【００３０】而してその柱状晶の晶出量が少ないと強
度，延性の改善に効果がなく、充分な強度と延性を得る
ためには主応力軸と直角方向の横断面面積率で５０％以
上柱状晶を晶出させることが必要である。
度，延性の改善に効果がなく、充分な強度と延性を得る
ためには主応力軸と直角方向の横断面面積率で５０％以
上柱状晶を晶出させることが必要である。
【００３１】Ａｌ：３２〜３６重量％ ＡｌはＴｉとともに金属間化合物ＴｉＡｌ及びＴｉ3Ａ
ｌを構成する必須の元素であり、Ａｌ含有量が少なくな
りすぎるとＴｉ3Ａｌの生成量が多くなりすぎて延性及
び靭性が低下するとともに耐酸化性も劣ったものとな
る。
ｌを構成する必須の元素であり、Ａｌ含有量が少なくな
りすぎるとＴｉ3Ａｌの生成量が多くなりすぎて延性及
び靭性が低下するとともに耐酸化性も劣ったものとな
る。
【００３２】反対にＡｌ含有量が多すぎるとＴｉＡｌ単
相化したり又はＡｌ3Ｔｉの生成が多くなり、延性及び
靭性が低下する。
相化したり又はＡｌ3Ｔｉの生成が多くなり、延性及び
靭性が低下する。
【００３３】良好な強度及び延性を得るためには合金中
に体積率で５〜４０％のＴｉ3Ａｌ相を析出させ、Ｔｉ
Ａｌ／Ｔｉ3Ａｌラメラー組織を得ることが必要であ
る。
に体積率で５〜４０％のＴｉ3Ａｌ相を析出させ、Ｔｉ
Ａｌ／Ｔｉ3Ａｌラメラー組織を得ることが必要であ
る。
【００３４】また晶出した柱状晶においてその成長方向
に垂直にＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌラメラー相が析出するた
めには、凝固時にα相（六方晶）が晶出する必要があ
る。
に垂直にＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌラメラー相が析出するた
めには、凝固時にα相（六方晶）が晶出する必要があ
る。
【００３５】しかしＡｌ量が少ないとβ相（立方晶）が
晶出するため、冷却過程の変態によりＴｉＡｌ／Ｔｉ3
Ａｌラメラー相は柱状晶の成長方向に対して垂直になら
ず、４５°方向に析出して強度及び延性を低下させる。
晶出するため、冷却過程の変態によりＴｉＡｌ／Ｔｉ3
Ａｌラメラー相は柱状晶の成長方向に対して垂直になら
ず、４５°方向に析出して強度及び延性を低下させる。
【００３６】またＡｌ量が多くなると初晶としてγ相
（正方晶）が晶出する。このγ相は冷却過程で変態が起
こらないため、ＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相が析
出しない。以上の点から、Ａｌ量としては３２〜３６重
量％が必要である。
（正方晶）が晶出する。このγ相は冷却過程で変態が起
こらないため、ＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相が析
出しない。以上の点から、Ａｌ量としては３２〜３６重
量％が必要である。
【００３７】Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗの中から１種以上
を合計で０．２〜６．０重量％ Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷはＴｉＡｌの耐酸化性を改善させ
る元素である。これらの効果が認められるためには０．
２％以上の添加量が必要であり、６．０％より多くなる
とこの効果は飽和する傾向にある。
を合計で０．２〜６．０重量％ Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷはＴｉＡｌの耐酸化性を改善させ
る元素である。これらの効果が認められるためには０．
２％以上の添加量が必要であり、６．０％より多くなる
とこの効果は飽和する傾向にある。
【００３８】またこれらの元素は比重が大きく、高価で
あるため、多量の添加は材料の比重を大きくするばかり
かコストを高める結果となる。このため本発明では上限
を６．０％とする。
あるため、多量の添加は材料の比重を大きくするばかり
かコストを高める結果となる。このため本発明では上限
を６．０％とする。
【００３９】Ｃｒ，Ｍｎの中から１種以上を０．２〜
６．０重量％ Ｃｒ及びＭｎはＴｉＡｌの延性を改善する元素である
が、このような効果が現われるのは添加量が０．２％か
らであり、多すぎるとその効果が飽和し、むしろ延性が
低下する傾向があるとともに、耐酸化性が劣化する。こ
のため上限を６．０％とする。
６．０重量％ Ｃｒ及びＭｎはＴｉＡｌの延性を改善する元素である
が、このような効果が現われるのは添加量が０．２％か
らであり、多すぎるとその効果が飽和し、むしろ延性が
低下する傾向があるとともに、耐酸化性が劣化する。こ
のため上限を６．０％とする。
【００４０】Ｖ ：０．１〜３．０重量％ Ｓｉ：０．０１〜１．０重量％ Ｚｒ：０．０１〜１．０重量％ Ｃ ：０．０１〜０．５重量％ Ｂ：０．０１〜０．５重量％ ＶはＴｉＡｌに固溶してＴｉＡｌの強度を上げる効果が
ある。その効果が現われるのは０．２％からである。一
方３％程度で効果は飽和する。そこで範囲を０．１〜
３．０％とする。
ある。その効果が現われるのは０．２％からである。一
方３％程度で効果は飽和する。そこで範囲を０．１〜
３．０％とする。
【００４１】ＳｉはＴｉＡｌ中に固溶し、時効熱処理に
よりシリサイドとして析出する。また過飽和のＳｉは凝
固時にシリサイドとして最終凝固部に晶出する。
よりシリサイドとして析出する。また過飽和のＳｉは凝
固時にシリサイドとして最終凝固部に晶出する。
【００４２】これらのシリサイドは引張強度及びクリー
プ強度を改善する。このような効果は０．０１％以上の
添加で現われるが、１％より多く添加するとシリサイド
が多量に生成し、延性及び靭性を害する。そこで上限を
１．０％とする。
プ強度を改善する。このような効果は０．０１％以上の
添加で現われるが、１％より多く添加するとシリサイド
が多量に生成し、延性及び靭性を害する。そこで上限を
１．０％とする。
【００４３】ＣはＴｉＡｌに固溶し、ＴｉＡｌの強度を
上げる効果がある。このような効果は０．０１％程度か
ら現われるが、０．５％を超えると延性が著しく低下す
るため、添加範囲を０．０１〜０．５％とする。
上げる効果がある。このような効果は０．０１％程度か
ら現われるが、０．５％を超えると延性が著しく低下す
るため、添加範囲を０．０１〜０．５％とする。
【００４４】ＺｒはＴｉＡｌに固溶し、強度を向上させ
る。この効果は０．０１％以上で現われ、１．０％を超
えると飽和する。そこで成分範囲を０．０１〜１．０％
とする。
る。この効果は０．０１％以上で現われ、１．０％を超
えると飽和する。そこで成分範囲を０．０１〜１．０％
とする。
【００４５】Ｂは凝固時にボライドとして晶出し、結晶
粒を微細化する効果を有する。このような効果が現われ
るのは０．０１％以上添加した場合であり、０．５％を
超えるとボライドが多くなり、延性及び脆性が低下す
る。そこで範囲を０．０１〜０．５％とする。
粒を微細化する効果を有する。このような効果が現われ
るのは０．０１％以上添加した場合であり、０．５％を
超えるとボライドが多くなり、延性及び脆性が低下す
る。そこで範囲を０．０１〜０．５％とする。
【００４６】
【実施例】次に本発明の特徴を更に明確にすべく、以下
にその実施例を詳述する。 ［実施例１］ＣＬＶ（カウンタロープレッシャバキュー
ムキャスティング）鋳造炉を用いて図１に示す形状のエ
ンジンバルブの試作を行った。溶解母材は、Ｔｉ−３
３．５ｗｔ％Ａｌから成る組成のプラズマスカル溶解イ
ンゴットを用い、また鋳型にはセラミックスシェルモー
ルド鋳型を用いた。
にその実施例を詳述する。 ［実施例１］ＣＬＶ（カウンタロープレッシャバキュー
ムキャスティング）鋳造炉を用いて図１に示す形状のエ
ンジンバルブの試作を行った。溶解母材は、Ｔｉ−３
３．５ｗｔ％Ａｌから成る組成のプラズマスカル溶解イ
ンゴットを用い、また鋳型にはセラミックスシェルモー
ルド鋳型を用いた。
【００４７】この実施例ではエンジンバルブの鋳造組織
制御を行うため、鋳造温度、具体的には溶湯加熱温度と
材料融点の差（ΔＴ）を４段階に変化させて鋳造を行っ
た。
制御を行うため、鋳造温度、具体的には溶湯加熱温度と
材料融点の差（ΔＴ）を４段階に変化させて鋳造を行っ
た。
【００４８】また鋳造品に対しては１２００℃／１２０
０kg/cm2／３時間の条件でＨＩＰ処理を行い、そしてそ
の軸部から引張試験片を切り出して組織観察を行うとと
もに、室温において引張試験を行った。結果が表１及び
参考写真に示されている。
０kg/cm2／３時間の条件でＨＩＰ処理を行い、そしてそ
の軸部から引張試験片を切り出して組織観察を行うとと
もに、室温において引張試験を行った。結果が表１及び
参考写真に示されている。
【００４９】尚表１における柱状晶面積率は、図１に示
すバルブ軸部１４の横断面の面積率であり、また参考写
真はバルブ縦断面のマクロ組織の写真である。
すバルブ軸部１４の横断面の面積率であり、また参考写
真はバルブ縦断面のマクロ組織の写真である。
【００５０】
【表１】
【００５１】これらの結果より、ΔＴを１５０℃とした
場合、エンジンバルブ軸部１４は、その表面から軸中心
に向かって垂直に柱状晶が発達し、９９％が柱状晶組織
となることが分った。
場合、エンジンバルブ軸部１４は、その表面から軸中心
に向かって垂直に柱状晶が発達し、９９％が柱状晶組織
となることが分った。
【００５２】ΔＴをこれよりも下げると柱状晶が減少
し、そしてΔＴが７０℃で組織の略全体が等軸晶とな
る。
し、そしてΔＴが７０℃で組織の略全体が等軸晶とな
る。
【００５３】このバルブの引張特性は、柱状晶の減少と
ともに引張強さ及び伸びが低下し、良好な強度及び伸び
を得るためには柱状晶の面積率が５０％以上必要である
ことが分かる。
ともに引張強さ及び伸びが低下し、良好な強度及び伸び
を得るためには柱状晶の面積率が５０％以上必要である
ことが分かる。
【００５４】［実施例２］表２に示す組成にて本発明の
組織を有するＴｉ−Ａｌエンジンバルブ（図１の
（イ））を鋳造して製造し、その鋳造エンジンバルブと
従来の等軸晶エンジンバルブ（図１の（ロ））の軸部の
引張試験及びクリープ破断試験を行った。結果が表２に
併せて示してある。
組織を有するＴｉ−Ａｌエンジンバルブ（図１の
（イ））を鋳造して製造し、その鋳造エンジンバルブと
従来の等軸晶エンジンバルブ（図１の（ロ））の軸部の
引張試験及びクリープ破断試験を行った。結果が表２に
併せて示してある。
【００５５】
【表２】
【００５６】この結果から、本発明のものは室温引張特
性，高温引張特性，クリープ破断寿命何れにおいても優
れていることが分る。
性，高温引張特性，クリープ破断寿命何れにおいても優
れていることが分る。
【００５７】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において、当業者の知識に基づき様々な変更を加えた
態様で実施可能である。
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において、当業者の知識に基づき様々な変更を加えた
態様で実施可能である。
【図１】本発明の実施例であるＴｉ−Ａｌエンジンバル
ブの組織を従来のものと比較してモデル的に示す説明図
である。
ブの組織を従来のものと比較してモデル的に示す説明図
である。
【図２】本発明の特徴を説明するための説明図である。
１０ 等軸晶部 １２ 柱状晶部 １４ エンジンバルブ軸部
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−277736（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−257130（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−193851（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−65575（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】 Ａｌ：３２〜３６重量％，残部Ｔｉから
成る組成を有し、且つ主応力軸と直角方向に成長した柱
状晶が該直角方向の横断面面積率で５０％以上を占める
とともに、ＴｉＡｌ／Ｔｉ3Ａｌのラメラー相が該柱状
晶の成長方向に対して直角方向に析出して成るＴｉ−Ａ
ｌ系耐熱部品。 - 【請求項２】 請求項１のＴｉ−Ａｌ系耐熱部品におい
て、Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗの１種以上を合計で０．２〜
６．０重量％含有させたことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系
耐熱部品。 - 【請求項３】 請求項１又は２のＴｉ−Ａｌ系耐熱部品
において、Ｃｒ，Ｍｎの１種又は２種を合計量で０．２
〜６．０重量％含有させたことを特徴とするＴｉ−Ａｌ
系耐熱部品。 - 【請求項４】 請求項１，２又は３のＴｉ−Ａｌ系耐熱
部品において、更にＶ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｃ，Ｂの１種以上
をそれぞれ、 Ｖ ：０．１〜３．０重量％ Ｓｉ：０．０１〜
１．０重量％ Ｚｒ：０．０１〜１．０重量％ Ｃ ：０．０１〜
０．５重量％ Ｂ ：０．０１〜０．５重量％ の量で含有させたことを特徴とするＴｉ−Ａｌ系耐熱部
品。
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1992
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