JP6284232B2

JP6284232B2 - ＴｉＡｌ基鋳造合金及びその製造方法

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Publication number: JP6284232B2
Application number: JP2014110547A
Authority: JP
Inventors: 鉄井　利光; 利光鉄井
Original assignee: National Institute for Materials Science
Current assignee: National Institute for Materials Science
Priority date: 2014-05-28
Filing date: 2014-05-28
Publication date: 2018-02-28
Anticipated expiration: 2034-05-28
Also published as: WO2015182454A1; JP2015224372A

Description

本発明は、発電用ガスタービンやジェットエンジン等のタービン動翼に用いて好適なＴｉＡｌ基合金に関し、特に微細な結晶粒径を有し高温クリープ強度と常温延性に優れたＴｉＡｌ基鋳造合金に関する。

近年、発電用ガスタービンやジェットエンジン等のタービン動翼に用いる材料として、軽量で耐熱性に優れるＴｉＡｌ基合金が注目されている。特に、大型の回転動翼の場合、動翼の構成部材が軽量であるほど遠心応力が少なくなるので、最高到達回転数の向上や動翼の大面積化、さらには動翼が取り付けられるディスクへの負荷応力の低減を図ることができる。

このＴｉＡｌ基合金は、高温強度に優れた金属間化合物相であるＴｉＡｌ相やＴｉ_３Ａｌ相を主体とする合金であり、上述の如く耐熱性に優れている。そして、ＴｉＡｌ基合金部材の製造方法として鋳造法を用いる場合、従来のＴｉＡｌ基鋳造合金においては、高温クリープ強度を向上させるためには、組成、熱処理条件を調整してα２／γ完全ラメラ組織とすることが一般的である。その場合、高温クリープ強度は向上するが、常温の延性や靱性が低くなると言う問題があった。その最大の理由は結晶粒径（α２／γ完全ラメラ組織のコロニーサイズ）が粗大化するためである。鋳造材では鍛造材と異なり塑性加工によるひずみ効果や再結晶がないため、本質的に結晶粒径が粗大化することは避けられない。

この常温の延性や靱性が乏しいというＴｉＡｌ基鋳造合金の問題を改善するためには結晶粒径の微細化が必須であることから、結晶粒径を微細化する試みとして、例えば以下の特許文献１−３の提案がある。特許文献１では、製造プロセスの過程で意図的に内部を酸化させることで形成するＡｌ_２Ｏ_３粒子を、粒径粗大化防止のピン留め効果として利用する方法を提案している。特許文献２では、Ｓｉを添加することで析出するシリサイドを同様にピン留め効果として利用する方法を提案している。特許文献３では、Ｂを添加することで析出するホウ化物を同様にピン留め効果として利用する方法を提案している。

特許第３６９４３４１号公報特開平７−２５２５６２号公報特公平７−７６３９９号公報

しかしながら、特許文献１−３の技術では、いずれもいわば異物を強制的にＴｉＡｌ基合金中に混入させる方法であることから、異物の混入量が少ないとその結晶粒微細化効果は生じず、また混入量が多くなると結晶粒径は微細化するものの、異物としての影響が大きくなり、かえって常温の延性や靱性を低下させる問題があった。

本発明は、ＴｉＡｌ基鋳造合金における上記した問題を解決したもので、異物に頼ることなくＴｉＡｌ基鋳造合金の結晶粒を微細化することで、高温クリープ強度に優れるとともに、常温の延性や靱性が良好なＴｉＡｌ基鋳造合金及びその製造方法の提供を目的とする。

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金は、上記課題を解決するもので、Ａｌ：４２〜４４原子％、Ｎｂ：６．０〜９．０原子％、Ｃｒ：０．２〜３．５原子％、Ｓｉ：０．３〜１．０原子％、Ｃ：０．３〜１．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなると共に、次式によって求められる合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５、好ましくは−０．９〜１．０の範囲であることを特徴とする。
記
Ｐ＝（４１−Ａｌ）／３＋０．２５Ｎｂ＋０．８Ｃｒ−０．８Ｓｉ−１．７Ｃ

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金において、好ましくは、さらにα２相とγ相が積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有すると共に、β相が存在しない組織であるＴｉＡｌ基鋳造合金である。

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金の製造方法は、上記課題を解決するもので、α２相とγ相が積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有すると共に、β相が存在しない組織を有するＴｉＡｌ基鋳造合金を製造する方法であって、Ａｌ：４２〜４４原子％、Ｎｂ：６．０〜９．０原子％、Ｃｒ：０．２〜３．５原子％、Ｓｉ：０．３〜１．０原子％、Ｃ：０．３〜１．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなると共に、次式によって求められる合金元素指数Ｐが、−０．９〜１．５、好ましくは−０．９〜１．０の範囲内にあると共に、鋳造後のＴｉＡｌ基鋳造合金素材を、１２５０〜１３００℃の温度範囲で１〜３０時間保持すると共に、３〜２０［℃／分］の冷却速度で熱処理する工程とを備えたことを特徴とする。
記
Ｐ＝（４１−Ａｌ）／３＋０．２５Ｎｂ＋０．８Ｃｒ−０．８Ｓｉ−１．７Ｃ

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金において、Ｔｉは合金の基本的な構成元素である。
本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金において、Ａｌは４２〜４４原子％の範囲では、鋳造後の凝固直後の高温ではβ相が存在するが、鋳造素材に対して行う熱処理後の最終的な状態でβは存在せず、α２/γの完全ラメラ組織となり、高温クリープ強度が良好となる。Ａｌが４２原子％に満たない場合は、α２相の比率が多くなりすぎるため、延性が低下する。Ａｌが４４原子％を超す場合は、α２相の比率が少なくなりすぎるため、高温強度が低下する。

Ｎｂは、ＴｉＡｌ基鋳造合金の耐酸化性向上に寄与するもので、６．０〜９．０原子％がよい。Ｎｂが６．０原子％に満たない場合は、耐酸化性向上が得られない。Ｎｂが９．０原子％を超す場合は、熱処理後の最終的な状態でβ相が残留すると共に、重量が増加するため、特に航空機用では好ましくない。
Ｃｒは、ＴｉＡｌ基鋳造合金の鋳造後の凝固直後の高温におけるβ相形成に寄与するもので、０．２〜３．５原子％がよい。Ｃｒが３．５原子％を超す場合は、熱処理後の最終的な状態でもβ相が残留するため望ましくない。

Ｓｉは、ＴｉＡｌ基鋳造合金の高温クリープ強度向上に寄与するもので、０．３〜１．０原子％がよい。Ｓｉが０．３原子％に満たない場合は、高温クリープ強度向上が得られない。Ｓｉが１．０原子％を超す場合は、延性が低下する。
Ｃは、ＴｉＡｌ基鋳造合金の高温クリープ強度向上に寄与するもので、０．３〜１．０原子％がよい。Ｃが０．３原子％に満たない場合は、高温クリープ強度向上が得られない。Ｃが１．０原子％を超す場合は、延性が低下する。

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金において、合金元素指数Ｐは−０．９〜１．５、好ましくは−０．９〜１．０の範囲が良い。合金元素指数Ｐが−０．９以下の場合は鋳造後の凝固直後の高温におけるβ相の効果が小さく、結晶粒が粗大化するため延性が低下する。合金元素指数Ｐが１．５原子％を超す場合は、熱処理後にβ相が残留する場合があるため、高温強度が低く使用可能温度が低くなる。
本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金において、ラメラ粒の結晶粒径が２００μm以下となると、常温延性が確保されて好ましい。ラメラ粒の平均粒径を３０μｍ未満とするためには多大な生産コストが発生するため工業製品としては現実的でない。又、平均粒径が２００μｍを超えると、室温延性、衝撃特性が低下する。

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金の製造方法において、ＴｉＡｌ基鋳造合金素材を熱処理する際の保持温度はα単相域であり、その温度範囲は１２５０〜１３００℃とする。１２５０℃未満の場合は、α＋γ域のため、完全ラメラ組織が形成されない。１３００℃を超す場合は、α＋β域のため、冷却速度によってβ相が残留することがあり、クリープ強度が低下する。

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金の製造方法において、ＴｉＡｌ基鋳造合金素材をα単相域での平衡温度領域内に保持する時間は、１〜３０時間とする。保持時間が１時間未満の場合は、時間が短すぎα単相化しないことがある。保持時間が３０時間を超す場合は、時間が長すぎ最終的なラメラ粒の結晶粒径が粗大化する。

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金の製造方法において、ＴｉＡｌ基鋳造合金素材をα単相域での平衡温度領域内に所定時間保持した後の冷却速度は、３〜２０［℃／分］がよい。冷却速度が３［℃／分］未満の場合は、遅すぎて、ラメラ粒内のα２相とγ相の間隔が粗大化するため、クリープ強度が低下する。冷却速度が２０［℃／分］を超す場合は、速すぎて、α２相の比率が多くなりすぎるため、延性が低下する。

本発明では、組成を従来のＴｉＡｌ基鋳造合金の組成と大幅に変えることで、従来のＴｉＡｌ基鋳造材ではなかった相変態過程（Ｌ→Ｌ＋β→β→α＋β→α→α＋γ→α２＋γ）を実現した。この効果により、先行技術において必要であった異物の混入に頼ることなくＴｉＡｌ基鋳造材の結晶粒径の微細化を可能とした。具体的な効果は以下の通りである。まず、溶解、鋳造後の液相状態からの冷却過程においては高温域で存在するβ相の効果で粒径は微細化する。（２相が共存すると必然的に粒径は小さくなる）。また、鋳造後の熱処理工程において、α相域内で所定の時間保持して所定の冷却速度で冷却させることで、β相が消失するとともに、冷却後に高温強度の高いα２／γ完全ラメラ組織が得られる。つまり、熱処理後の最終的な状態で微細な結晶粒径（コロニーサイズ）のα２／γ完全ラメラ組織となるため、高温強度ならびに常温の延、靱性に優れたＴｉＡｌ基鋳造材を得ることができる。
つまり、本発明では、従来のＴｉＡｌ基鋳造合金では困難であった、常温延性と高温強度の両立を可能としたものである。

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金を高周波溶解炉で溶解した後、鋳鉄製の金型鋳型に鋳造して作製したＴｉＡｌ基合金鋳造品に関し、（Ａ）は鋳造品正面の、（Ｂ）は鋳造品側面の、（Ｃ）は用いた鋳鉄製金型鋳型の外観写真である。図２Ａ、図２Ｂ、図２Ｃは、本発明のＴｉＡｌ基合金鋳造品の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金５、（Ｂ）は合金７、（Ｃ）は合金１０、（Ｄ）は合金１３、（Ｅ）は合金１６を示している。図３Ａ、図３Ｂは、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９以下のＴｉＡｌ基合金鋳造品の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金３、（Ｂ）は合金８、（Ｃ）は合金１４、（Ｄ）は合金２０を示している。図４Ａ、図４Ｂ、図４Ｃは、比較例として合金元素指数Ｐが１．５を超えるＴｉＡｌ基合金鋳造品の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金１、（Ｂ）は合金４、（Ｃ）は合金１１、（Ｄ）は合金１７、（Ｅ）は合金２１を示している。比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲であるが、Ａｌ濃度が４２．０ａｔ％未満、又は４４．０ａｔ％超のＴｉＡｌ基合金鋳造品の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金２、（Ｂ）は合金１９を示している。図６Ａ、図６Ｂは、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５で、Ｃ濃度が０．３ａｔ％未満、又は１．０ａｔ％超のＴｉＡｌ基合金鋳造品の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金６、（Ｂ）は合金９、（Ｃ）は合金１８を示している。比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲であるが、Ｓｉ濃度が０．３ａｔ％未満、又は１．０ａｔ％超のＴｉＡｌ基合金鋳造品の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金１５、（Ｂ）は合金１２を示している。比較例として発明合金の合金１０のＴｉＡｌ基合金鋳造品において、熱処理条件の保持温度が１２５０℃未満、又は１３００℃超の場合の反射電子像組織写真で、（Ａ）は保持温度が１２３０℃、（Ｂ）は保持温度が１３２０℃のものを示している。比較例として発明合金の合金１０のＴｉＡｌ基合金鋳造品において、熱処理条件の保持時間が１時間未満、又は３０時間超の場合の反射電子像組織写真で、（Ａ）は保持時間が０．５時間、（Ｂ）は保持時間が４０時間のものを示している。比較例として発明合金の合金１０のＴｉＡｌ基合金鋳造品において、熱処理条件の冷却速度が３［℃／分］未満、又は２０［℃／分］超の場合の反射電子像組織写真で、（Ａ）は冷却速度が２［℃／分］、（Ｂ）は冷却速度が３０［℃／分］のものを示している。

[実施例１]
図１は、本発明ならびに比較合金のＴｉＡｌ基鋳造合金を用いて作製したＴｉＡｌ基合金鋳造品に関する外観写真である。（Ａ）は鋳造品正面の、（Ｂ）は鋳造品側面の、（Ｃ）は用いた鋳鉄製金型鋳型の外観写真である。溶解は表１の組成についてイットリアるつぼを用いた高周波溶解炉によって実施した。なお、カルシアるつぼを用いても同程度の酸素濃度の合金素材が得られる。原料は、スポンジＴｉに加えて、添加元素としてＡｌ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｉの粒状原料、ＣはＴｉＣ粉末で添加した。溶解雰囲気はアルゴンガス中である。各原料が完全に溶解してから3分間経過後、（Ｃ）に示した鋳鉄製金型鋳型に溶湯を注ぎ込み、その中で凝固させることでＴｉＡｌ基合金鋳造品を作製した。写真の鋳造品の重量は約７００ｇであるが、押し湯切断後は約３５０ｇとなる。

表１は、上記方法により作製したＴｉＡｌ基合金鋳造品について、熱処理試験後の組織観察の結果と、強度試験の試験結果を示すものである。

次に、表１に示した各合金１−２１の熱処理条件の調査について、詳細を説明する。
鋳造品より切り出したＴｉＡｌ基鋳造合金の小片について、熱処理条件のうち保持温度、保持時間、冷却速度の三条件を変化させた熱処理試験を実施した。次に、熱処理試験を実施したＴｉＡｌ基鋳造合金の小片の断面について、走査型電子顕微鏡の反射電子像による組織観察を実施し、その組織の状態から適正熱処理条件を把握した。ここで、組織観察で適正と判断した組織は次の２要件を充足するものである。
（ｉ）α２相とγ相が積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織であること。
（ｉｉ）β相が存在しない組織であること。

続いて、表１に示した各合金１−２１の機械的特性の評価について、詳細を説明する。
各合金組成の鋳造品に関し、熱処理条件の調査後の残材について、熱処理試験で得られた各々の合金に適当な熱処理を実施した後、平行部直径が４ｍｍの２つの試験片を加工し、以下の２種の強度試験を実施した。ここで、発明合金の熱処理条件については、上記熱処理条件の調査で適正と判断した組織（ｉ）、（ｉｉ）が得られる熱処理条件とした。また、比較合金の熱処理条件については、類似組成の発明合金での適正条件とした。
実施した強度試験は８７０℃×２２５ＭＰａのクリープ破断試験、ならびに室温の引張試験であり、前者については、破断時間の長短によって各合金の高温クリープ強度を比較した。また、後者については、伸びの大小によって各合金の常温延性を比較した。

続いて、表１に示した各合金１−２１の反射電子像組織写真を、発明合金と比較合金に分けて説明する。
図２Ａ、図２Ｂ、図２Ｃは、本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金５、（Ｂ）は合金７、（Ｃ）は合金１０、（Ｄ）は合金１３、（Ｅ）は合金１６を示している。いずれもα２相、γ相よりなる完全ラメラ組織であり、α２相とγ相が積層された平均粒径３０〜２００μｍの微細なラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有している。また高温強度が低いβ相（反射電子像では白く見える）が存在しない。つまり、本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金は、以上の組織のため高温強度、常温延性ともに優れていると言える。

[比較例１]
図３Ａ、図３Ｂは、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９以下のＴｉＡｌ基鋳造材の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金３、（Ｂ）は合金８、（Ｃ）は合金１４、（Ｄ）は合金２０を示している。合金３では合金元素指数Ｐが−０．９６であり、また合金８では−０．９６であり、合金１４では−１．０１であり、合金２０では−１．０１である。図３の合金はいずれも合金元素指数Ｐが−０．９以下であることから、結晶粒径が２００μｍを超えて粗大化している。

[比較例２]
図４Ａ、図４Ｂ、図４Ｃは、比較例として合金元素指数Ｐが１．５を超えるＴｉＡｌ基鋳造材の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金１、（Ｂ）は合金４、（Ｃ）は合金１１、（Ｄ）は合金１７、（Ｅ）は合金２１を示している。合金１では合金元素指数Ｐが１．８７であり、また合金４では１．６２であり、合金１１では１．８１であり、合金１７では１．８９であり、合金２１は１．６８である。図４の合金はいずれも合金元素指数Ｐが１．５超であることから、β相（白い相）が存在している。

[比較例３]
図５は、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内であるが、Ａｌ濃度が４２．０ａｔ％未満、又は４４．０ａｔ％超のＴｉＡｌ基鋳造材の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金２、（Ｂ）は合金１９を示している。合金元素指数については、合金２では０．６６であり、また合金１９では０．５２である。Ａｌ濃度については、合金２では４１．０ａｔ％であり、また合金１９では４５．０ａｔ％である。合金２ではＡｌ濃度が低いため、α２相（灰色の相）の比率が多すぎて、室温での伸びが小さい。合金１９ではＡｌ濃度が高いため、α２相の比率が少なすぎて、クリープ破断時間が短い。

[比較例４]
図６Ａ、図６Ｂは、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内であるが、Ｃ濃度が０．３ａｔ％未満、又は１．０ａｔ％超のＴｉＡｌ基鋳造材の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金６、（Ｂ）は合金９、（Ｃ）は合金１８を示している。合金元素指数については、合金６では０．６０であり、合金９では−０．３１であり、また合金１８では０．２４である。Ｃ濃度については、合金６では０．２ａｔ％であり、合金９では１．２ａｔ％であり、また合金１８では１．２ａｔ％である。合金６は合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内にあるため組織は良好であるが、Ｃ濃度が低いため、クリープ破断時間が短い。合金９、１８は合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内にあるため組織は良好であるが、Ｃ濃度が高いため室温での伸びが小さい。

[比較例５]
図７は、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内であるが、Ｓｉ濃度が０．３ａｔ％未満、又は１．０ａｔ％超のＴｉＡｌ基鋳造材の反射電子像組織写真で、（Ａ）は合金１５、（Ｂ）は合金１２を示している。合金元素指数については、合金１５では０．６２であり、また合金１２では−０．０３である。Ｓｉ濃度については、合金１５では０．２ａｔ％であり、また合金１２では１．２ａｔ％である。合金１５は合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内であるため組織は良好であるが、Ｓｉ濃度が低いため、クリープ破断時間が短い。合金１２は合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内にあるため組織は良好であるが、Ｓｉ濃度が高いため室温での伸びが小さい。なお、合金１２で微細な白い析出物はＳｉに起因するシリサイドである。

[比較例６]
図８は、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内の本発明合金であるが、熱処理条件の保持温度が１２５０℃未満、又は１３００℃超の場合の反射電子像組織写真を示している。（Ａ）は本発明合金の合金１０で保持温度が１２３０℃の場合の、（Ｂ）は同様に本発明合金の合金１０で保持温度が１３２０℃の場合の反射電子像組織写真である。（Ａ）では熱処理条件の保持温度が１２３０℃と低い温度であるため、α単相化せず完全ラメラ組織が形成されていない。（Ｂ）では、熱処理条件の保持温度が１３２０℃と高い温度であるため、β相（白い相）が存在している。

[比較例７]
図９は、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内の本発明合金であるが、熱処理条件の保持時間が１時間未満、又は３０時間超の場合の反射電子像組織写真を示している。（Ａ）は本発明合金の合金１０で保持時間が０．５時間の場合の、（Ｂ）は同様に本発明合金の合金１０で保持時間が４０時間の場合の反射電子像組織写真である。（Ａ）では熱処理条件の保持時間が０．５時間と短く、α単相化せず完全ラメラ組織が形成されていない。（Ｂ）では、熱処理条件の保持時間が４０時間と長すぎ、結晶粒径が２００μｍを超えて粗大化している。

[比較例８]
図１０は、比較例として合金元素指数Ｐが−０．９〜１．５の範囲内の本発明合金であるが、熱処理条件の冷却速度が３［℃／分］未満、又は２０［℃／分］超の場合の反射電子像組織写真を示している。（Ａ）は本発明合金の合金１０で冷却速度が２［℃／分］の場合の、（Ｂ）は同様に本発明合金の合金１０で冷却速度が３０［℃／分］の場合の反射電子像組織写真である。（Ａ）は熱処理条件の冷却速度が２［℃／分］と遅く、ラメラ間隔が大きすぎて、クリープ強度が低下する。（Ｂ）は、熱処理条件の冷却速度が３０［℃／分］と早すぎて、α２相（灰色の相）の比率が多すぎる。またこれにより、室温での延性が低下する。

なお、上記の実施の形態は本発明の説明のために示したもので、本発明の権利範囲を制限するものではない。本発明の権利範囲は、本明細書での開示範囲、ならびにこの開示を基礎として当業者に自明な範囲を含むものである。

本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金は、発電用ガスタービンや航空機用ジェットエンジンの動翼として使用するのに好適である。
本発明のＴｉＡｌ基鋳造合金を用いると、軽量であり、しかも高温強度と常温の延性や耐衝撃性に優れた動翼が得られる。この動翼を発電用ガスタービンや航空機用ジェットエンジンに用いることで、信頼性を維持しつつ、エネルギ−効率の向上による二酸化炭素排出量の削減や、燃料消費量の削減に貢献することが可能となる。

Claims

Ａｌ：４２〜４４原子％、Ｎｂ：６．０〜９．０原子％、Ｃｒ：０．２〜３．５原子％、Ｓｉ：０．３〜１．０原子％、Ｃ：０．３〜１．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなると共に、次式によって求められる合金元素指数Ｐが、−０．９〜１．５の組成範囲であることを特徴とするＴｉＡｌ基鋳造合金。
記
Ｐ＝（４１−Ａｌ）／３＋０．２５Ｎｂ＋０．８Ｃｒ−０．８Ｓｉ−１．７Ｃ
請求項１に記載のＴｉＡｌ基鋳造合金であって、α２相とγ相が積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有すると共に、β相が存在しない組織を有することを特徴とするＴｉＡｌ基鋳造合金。
α２相とγ相が積層された平均粒径３０〜２００μｍのラメラ粒が密に配列してなる微細組織を有すると共に、β相が存在しない組織を有するＴｉＡｌ基鋳造合金を製造する方法であって、
Ａｌ：４２〜４４原子％、Ｎｂ：６．０〜９．０原子％、Ｃｒ：０．２〜３．５原子％、Ｓｉ：０．３〜１．０原子％、Ｃ：０．３〜１．０原子％、残部：Ｔｉ及び不可避不純物からなると共に、次式によって求められる合金元素指数Ｐが、−０．９〜１．５の組成範囲であるＴｉＡｌ基鋳造合金素材を、１２５０〜１３００℃の温度範囲で１〜３０時間保持すると共に、３〜２０［℃／分］の冷却速度で熱処理する工程とを備えたことを特徴とするＴｉＡｌ基鋳造合金の製造方法。
記
Ｐ＝（４１−Ａｌ）／３＋０．２５Ｎｂ＋０．８Ｃｒ−０．８Ｓｉ−１．７Ｃ
前記ＴｉＡｌ基鋳造合金素材は、溶解、鋳造後の液相状態からの冷却過程、ならびに前記熱処理工程では、Ｌ→Ｌ＋β→β→α＋β→α→α＋γ→α２＋γ変態を生じさせることを特徴とする請求項３に記載のＴｉＡｌ基鋳造合金の製造方法。
請求項１又は２に記載のＴｉＡｌ基鋳造合金をイットリアるつぼ又はカルシアるつぼ中で溶解し、金型鋳型に鋳造して製造することを特徴とする請求項３又は４に記載のＴｉＡｌ基鋳造合金の製造方法。