JP4211602B2

JP4211602B2 - 耐異物衝撃性に優れたＴｉ−Ａｌ系合金およびタービン部品

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Publication number: JP4211602B2
Application number: JP2003435095A
Authority: JP
Inventors: 宏之川浦; 和彰西野; 卓斎藤
Original assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 1998-10-23
Filing date: 2003-12-26
Publication date: 2009-01-21
Anticipated expiration: 2019-10-22
Also published as: JP2004115924A

Description

本発明は、耐異物衝撃性にすぐれたＴｉ−Ａｌ系合金に関し、詳しくは自動車、航空機エンジン用タービン部品等に用いられるＴｉ−Ａｌ系合金に関する。

近年、自動車用、航空機用エンジン用のターボチャージャーやガスタービンの高性能化、高効率化を図るために、タービンホイールやタービンブレードなどの回転部品には、耐熱性とともに軽量性が要求されており、このような要求に応じた部品用材料の研究、開発が盛んに行われている。

このようなタービンホイールやタービンブレード部材には、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１３Ｃ、Ｉｎｃｏｎｅｌ７３８ＣなどのＮｉ基超合金が使用されてきた。しかし、これらのＮｉ基合金はその重量が重いという欠点があった。

そこで、近年、ＴｉＡｌ金属間化合物をベースにしたＴｉ−Ａｌ系合金が新しい軽量・耐熱材料として注目されてきており、航空機および自動車用エンジン部品などへの適用が検討されている。しかしながら、このようなＴｉ−Ａｌ系合金は、まだ、軽量・耐熱材料として実用化に至っていないことが実状である。

また、前述のＴｉ−Ａｌ系合金は引張強度、クリープ強度、耐酸化性の観点から種々の改良が加えられてきたが、タービンホイールとして高速で回転稼働しているときに異物が衝突することに対する耐性（耐異物衝撃性）について考慮されていなかった。

この回転稼働中のタービンホイールへの異物の衝突としては、たとえば、エギゾーストマニホールドからの酸化スケール、鋳物砂などがある。

このように、タービンホイール等に用いられるタービン用部材としては、その材質自体における静的な特性に優れているだけでなく、タービンホイールとしての稼働状態における動的な特性を向上させることが課題として残っていた。

すなわち、従来の合金開発は、引張強さと伸び、あるいは破壊靱性値Ｋ_ICの向上という観点から行われてきたが、それらの試験速度はせいぜい１ｍ／秒であった。これに対して、タービンホイールは毎分１０万回転以上の回転数で稼働する部品であり、例えば外径０．０５ｍのホイールが１０万ｒｐｍで回転しているときに、ホイールの最外周に異物が衝突するときの速度は、少なくとも２６０ｍ／秒となる。したがって、タービンホイールの場合には従来の強度評価試験よりも二桁以上高速での破壊現象を取り扱う必要がある。しかし、このような高速で異物が衝突したときの耐衝撃性は従来の強度特性では予想が困難であり、耐異物衝撃性を考慮した新たな合金開発が望まれていた。

本発明は上記実状に鑑みてなされたものであり、動的な特性として耐異物衝撃性にすぐれたＴｉ−Ａｌ系合金を提供することを課題とする。

上記課題を解決するため本発明者らはまず、タービンホイールへ異物を高速で衝突させることが可能な試験装置を開発した。すなわち、ヘリウムガスを用いたガス銃タイプの装置であり、異物として、例えば直径１ｍｍの鋼球を高速で発射してタービンホイールの翼へ打ち込むことが可能な装置である。この装置を用いて、翼の破損の有無を調べることにより、耐異物衝撃性を評価した。

本発明者らは、種々のＴｉ−Ａｌ系合金の耐異物衝撃性について検討を重ねた結果、Ｖを含有するとともにＺｒあるいはＨｆを含有したＴｉ−Ａｌ系合金とすることで上記課題を解決できることを見出した。

本発明の第一のＴｉ−Ａｌ系合金は、４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＺｒと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶していることを特徴とする。

本発明の第一のタービン部品は、４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＺｒと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶しているＴｉ−Ａｌ系合金により形成されていることを特徴とする。

また、本発明の第二のＴｉ−Ａｌ系合金は、４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＨｆと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶していることを特徴とする。

本発明の第二のタービン部品は、４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＨｆと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶しているＴｉ−Ａｌ系合金により形成されていることを特徴とする。

本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、実施例の破壊限界速度が大きいことからわかるように、耐異物衝撃性にすぐれている。また、Ｔｉ−Ａｌ系合金は軽量である、耐熱性を有するという特性を有することからタービン用部品、特にタービンホイールに用いられることが好ましい。

（第一発明）
本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、４４〜５０原子％のＡｌを含有する。Ａｌは、ＴｉとともにＴｉＡｌおよびＴｉ₃Ａｌを構成するための必須の元素である。Ａｌ含有量が５０原子％を超えると、ＴｉＡｌ単相、またはもろいＡｌ₃Ｔｉ相が生成し、耐異物衝撃性が低下する。また、Ａｌ含有量が４４原子％未満では、もろいＴｉ₃Ａｌ相が多量に生成し、耐異物衝撃性が劣るとともに耐酸化性が低下する。好ましいＡｌの含有量は、４４〜４８原子％である。Ａｌの含有量が４８原子％を超えると、脆く、かつ強度が低いＴｉＡｌ相が多量に生成することにより、Ｔｉ−Ａｌ系合金の耐異物衝撃性が低下する。

また、本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、ＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ₃Ａｌ（α₂相）が層状の組織（ラメラー粒）を形成している。

本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、０．５〜５．０原子％のＶを含有する。より好ましいＶの含有量は、３．０〜５．０原子％である。Ｖは、ＴｉＡｌ、Ｔｉ₃Ａｌ相中に固溶し、それ自体の靱性を向上させ、ＴｉＡｌとＴｉ₃Ａｌとの界面の結合力を高めるとともに、ラメラー粒の境界を不規則にする効果があり、その結果、き裂の進展を不連続にすることにより、耐異物衝撃性を改善する元素である。Ｖの含有量が３．０原子％未満では、き裂の進展を不連続にする効果が十分に発揮されず、５．０原子％を超えると、耐熱材料として重要な特性である耐酸化性が悪くなるとともに、ＴｉＡｌ合金の軽量性を損ねることとなる。このように本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、ＴｉＡｌ合金の軽量性、耐酸化性を損なわずに耐異物衝撃性を改善することができる。

また、一方、Ｔｉ−Ａｌ系合金にＶを含有させると、ＴｉとＡｌの比にずれが生じるため、ＡｌとＶの含有量は、合計で４７〜５２原子％であることが好ましい。ＡｌとＶの含有量が、４７原子％未満では、もろいＴｉ₃Ａｌ相が多量に生成し、耐異物衝撃性が低下する。また、５２原子％を超えるともろく、かつ強度が低いＴｉＡｌ相が多量に生成することにより、耐異物衝撃性が低下する。

また、Ｖを含有する場合のＴｉ−Ａｌ系合金の耐異物衝撃性は、Ａｌ量に敏感に影響を受ける。ここで、Ｔｉ−Ａｌ系合金の破壊限界速度とは、後述の実施例における耐異物衝撃性の評価方法が用いられている。

本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、Ｚｒを０．１〜２．０原子％で含有する。Ｚｒは、ＴｉＡｌ中に固溶して強度を向上させ、合金に異物が衝突したときの陥没を抑制することで、耐異物衝撃性を向上させる元素である。これらの元素の合計量が０．１原子％未満となると、合金の強度の向上の効果が見られず、２．０原子％を超えると合金の強度の向上の効果の向上が見られなくなるとともに、Ｔｉ−Ａｌ系合金の軽量性を損ねることとなる。

本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、４４〜４８原子％のＡｌと、３．０〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＺｒと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなることが好ましい。Ａｌ含有量が４４原子％未満では、もろいＴｉ₃Ａｌ相が多量に生成し、５０原子％を超えると、ＴｉＡｌ単相、またはもろいＡｌ₃Ｔｉ相が生成し、耐異物衝撃性が低下する。また、Ｖ含有量が３．０原子％未満では、不規則なラメラー粒によるき裂の進展を不連続にする効果が十分に発揮されず、５．０原子％を超えると、耐熱材料として重要な特性である耐酸化性が悪くなるとともに、ＴｉＡｌ合金の軽量性を損ねることとなる。

（第二発明）
本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、４４〜５０原子％のＡｌを含有する。Ａｌは、ＴｉとともにＴｉＡｌおよびＴｉ₃Ａｌを構成するための必須の元素である。Ａｌ含有量が５０原子％を超えると、ＴｉＡｌ単相、またはもろいＡｌ₃Ｔｉ相が生成し、耐異物衝撃性が低下する。また、Ａｌ含有量が４４原子％未満では、もろいＴｉ₃Ａｌ相が多量に生成し、耐異物衝撃性が劣るとともに耐酸化性が低下する。好ましいＡｌの含有量は、４４〜４８原子％である。Ａｌの含有量が４８原子％を超えると、脆く、かつ強度が低いＴｉＡｌ相が多量に生成することにより、Ｔｉ−Ａｌ系合金の耐異物衝撃性が低下する。

本発明の第二のＴｉ−Ａｌ系合金は、Ｈｆを０．１〜２．０原子％で含有する。Ｈｆは、ＴｉＡｌ中に固溶して強度を向上させ、合金に異物が衝突したときの陥没を抑制することで、耐異物衝撃性を向上させる元素である。これらの元素の合計量が０．１原子％未満となると、合金の強度の向上の効果が見られず、２．０原子％を超えると合金の強度の向上の効果の向上が見られなくなるとともに、Ｔｉ−Ａｌ系合金の軽量性を損ねることとなる。

本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、４４〜４８原子％のＡｌと、３．０〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＨｆと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなることが好ましい。Ａｌ含有量が４４原子％未満では、もろいＴｉ₃Ａｌ相が多量に生成し、５０原子％を超えると、ＴｉＡｌ単相、またはもろいＡｌ₃Ｔｉ相が生成し、耐異物衝撃性が低下する。また、Ｖ含有量が３．０原子％未満では、不規則なラメラー粒によるき裂の進展を不連続にする効果が十分に発揮されず、５．０原子％を超えると、耐熱材料として重要な特性である耐酸化性が悪くなるとともに、ＴｉＡｌ合金の軽量性を損ねることとなる。

上記第一発明および第二発明の本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、１種以上の希土類元素を合計量が０．０１〜１．０原子％で含有することが好ましい。本発明のＴｉ−Ａｌ系合金はＴｉＡｌとＴｉ₃Ａｌが層状構造を形成しているものであり、希土類元素をこの合金に添加することで層状組織の層間隔を小さくするとともにラメラー粒を微細にすることができる結果、き裂の進展が抑制され、耐異物衝撃性が向上する。希土類元素の合計量が０．０１原子％未満ではそのような効果が見られず、１．０原子％を超えると粒界に多量の晶出物の形成を招き、き裂が晶出物に沿って容易に進展するようになるので耐異物衝撃性が低下する。

上記第一発明および第二発明の本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの１種以上の元素を合計量が０．２〜２．０原子％で含有することが好ましい。Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、ＷをＴｉ−Ａｌ系合金に添加することで合金の耐酸化性が向上される。これらの元素の合計量が０．２原子％未満では耐酸化性の向上効果が見られず、２．０原子％を超えるとＴｉＡｌ（γ）相およびＴｉ₃Ａｌ（α₂）相そのものが脆くなることから耐異物衝撃性が低下するだけでなく、これらの元素は比重が大きいことからＴｉＡｌ合金の軽量性を損ねることとなる。

上記第一発明および第二発明の本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、タービン用部品の合金であることが好ましい。本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、軽量・耐熱材料としてすぐれているとともに耐異物衝撃性にすぐれていることから、自動車エンジン用のターボチャージャー部品をはじめ、航空機、発電用などのタービン用部品に用いることが好ましい。

特に、上記第一発明および第二発明の本発明のＴｉ−Ａｌ系合金は、耐異物衝撃性にすぐれているとともに、軽量であることからタービンホイール、タービンブレードに好適である。

すなわち、本発明の第一のタービン部品は、４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＺｒと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶しているＴｉ−Ａｌ系合金により形成されている。

上記第一発明および第二発明の本発明のＴｉ−Ａｌ系合金よりなるタービン用部品の製造方法としては、たとえば、以下に示す方法により得られる。

まず、Ｔｉ、ＡｌおよびＶ、さらに所望により他の添加元素物質を、目的の組成となるように準備する。このとき、それぞれが単独の元素物質でも、添加元素を２種以上含んだ混合物や化合物などであっても、さらにはこれらの混合物や化合物などであってもよい。

その後、これらの原料を溶解する。この溶解は、プラズマスカル溶解法、真空アーク溶解法、インダクションスカル溶解法、電子ビーム溶解法、高周波るつぼ溶解法などの通常知られたいずれの溶解方法を用いてもよい。

溶解した後の部品成形法としては、各種の鋳造法、造塊後の加工熱処理法などの通常の方法を用いることができる。その中で、複雑な形状部品を容易に得ることができることから精密鋳造法が好適である。

以下、実施例を用いて本発明を説明する。

本発明のＴｉ−Ａｌ系合金の実施例および比較例として、表１に示される組成の合金を溶解し、精密鋳造により翼厚０．７ｍｍのタービンホイールを作製した。

本実施例および比較例の作製は、表１に示される所定の組成となるようにＴｉ、Ａｌ、Ｖ、ＺｒまたはＨｆあるいはその他の所定の元素を調整し、銅製るつぼを用いたインダクションスカル溶解により溶解した後に、タービンホイールの形状に精密鋳造することで作製された。

表１より、実施例１〜２はＴｉ、Ａｌ、ＶおよびＺｒからなり、実施例３〜４はＴｉ、Ａｌ、ＶおよびＨｆからなる。比較例１〜１２はＴｉ、Ａｌ、ＶおよびＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうちの一種からなり、比較例１３〜１４はＴｉ、ＡｌおよびＶからなる。

（耐異物衝撃性の評価）
本実施例の耐異物衝撃性の評価として、実施例のタービンホイールにＳＵＪ２球を衝突させ、翼欠けの出始める衝突速度（破壊限界速度）を測定する試験を行った。このときの、測定結果を表１にあわせて示した。

すなわち、実施例として作製したタービンホイールの翼の表面に直径１ｍｍのＳＵＪ２球をヘリウム銃で撃ち込み、この翼欠けが発生する衝突速度を測定することで耐異物衝撃性の評価とした。なお、ＳＵＪ２球の衝突速度の調節は、ヘリウム銃のヘリウムガス圧を変化させることにより行われた。また、ＳＵＪ２球のタービンホイールへの衝突は、タービンホイールの翼面に垂直にＳＵＪ２球を衝突させることで行われた。ＳＵＪ２球を衝突させた後、翼欠けの確認を目視により行った。ここで、タービンブレードの翼欠けとは、タービンブレードがＳＵＪ２球により破断した状態を示す。

表１より、本発明の実施例によるＴｉ−Ａｌ系合金は、破壊限界速度が５４０ｍ／ｓ以上と高くなっていることから、耐異物衝撃性にすぐれていることがわかる。ここで、比較例のＴｉ−Ａｌ系合金は、破壊限界速度が最大で５００ｍ／ｓと実施例の合金に比べて速度が小さくなっている。

詳しくは、実施例１〜４のタービンホイールの破壊限界速度は、比較例１２〜１３よりも大幅に高くなっている。また、比較例１２〜１３にＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうちの一種を添加した構成の比較例１〜１２のタービンホイールの破壊限界速度と比較しても、実施例１〜４のタービンホイールの破壊限界速度は大幅に高くなっている。すなわち、本発明の実施例のタービンホイールを形成するＴｉ−Ａｌ系合金は、耐異物衝撃性にすぐれていることがわかる。

Claims

４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＺｒと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、
ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、
ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶していることを特徴とするＴｉ−Ａｌ系合金。
前記Ｖの含有量は、３．０〜５．０原子％である請求項１記載のＴｉ−Ａｌ系合金。
前記Ａｌの含有量は、４４〜４８原子％である請求項１記載のＴｉ−Ａｌ系合金。
タービン用部品の合金である請求項１記載のＴｉ−Ａｌ系合金。
４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＺｒと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、
ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、
ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶しているＴｉ−Ａｌ系合金により形成されていることを特徴とするタービン部品。
４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＨｆと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、
ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、
ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶していることを特徴とするＴｉ−Ａｌ系合金。
前記Ｖの含有量は、３．０〜５．０原子％である請求項６記載のＴｉ−Ａｌ系合金。
前記Ａｌの含有量は、４４〜４８原子％である請求項６記載のＴｉ−Ａｌ系合金。
タービン用部品の合金である請求項６記載のＴｉ−Ａｌ系合金。
４４〜５０原子％のＡｌと、０．５〜５．０原子％のＶと、０．１〜２．０原子％のＨｆと、を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物と、からなり、
ＴｉとＡｌとがＴｉＡｌ（γ相）とＴｉ ₃ Ａｌ（α ₂ 相）が層状の組織をもつラメラー粒を形成し、
ＶがＴｉＡｌとＴｉ ₃ Ａｌに固溶しているＴｉ−Ａｌ系合金により形成されていることを特徴とするタービン部品。