JP2003193159A - 快削Ｔｉ合金 - Google Patents
快削Ｔｉ合金Info
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- JP2003193159A JP2003193159A JP2001398481A JP2001398481A JP2003193159A JP 2003193159 A JP2003193159 A JP 2003193159A JP 2001398481 A JP2001398481 A JP 2001398481A JP 2001398481 A JP2001398481 A JP 2001398481A JP 2003193159 A JP2003193159 A JP 2003193159A
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- mass
- cutting
- machinability
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｔｉ系材料特有の優れた耐食性や機械的強度
を損なうことなく被削性を大幅に改善することができ、
信頼性に優れた切削加工物品を安価に提供することを可
能とする快削Ｔｉ合金を提供する。 【解決手段】 Ｔｉ含有量が５０質量％以上であり、か
つ、Ｓを０．００５〜０．５質量％及びＣを０．０１〜
０．５質量％含有する。ＳとＣとを上記組成範囲にて複
合添加することにより、Ｔｉ系材料特有の優れた耐食性
や機械的強度を損なうことなく被削性を大幅に改善する
ことができる。
を損なうことなく被削性を大幅に改善することができ、
信頼性に優れた切削加工物品を安価に提供することを可
能とする快削Ｔｉ合金を提供する。 【解決手段】 Ｔｉ含有量が５０質量％以上であり、か
つ、Ｓを０．００５〜０．５質量％及びＣを０．０１〜
０．５質量％含有する。ＳとＣとを上記組成範囲にて複
合添加することにより、Ｔｉ系材料特有の優れた耐食性
や機械的強度を損なうことなく被削性を大幅に改善する
ことができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、被削性に優れた
Ｔｉ合金に関する。
Ｔｉ合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｔｉ系金属は軽量かつ高強度で耐食性に
優れることから、種々の用途に広く使用されている。他
方、Ｔｉ系金属は塑性変形を伴う強加工が困難であるた
め、航空機や自動車の部品等、信頼性の要求される分野
ではインゴットからの切削加工により部品製造が行なわ
れている。
優れることから、種々の用途に広く使用されている。他
方、Ｔｉ系金属は塑性変形を伴う強加工が困難であるた
め、航空機や自動車の部品等、信頼性の要求される分野
ではインゴットからの切削加工により部品製造が行なわ
れている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところで、Ｔｉ系金属
は、鋼などの材料と比較して耐食性、耐熱性あるいは高
比強度など、種々の優れた特性を有しているが、Ｔｉ系
金属を切削加工する場合、逆にこの特性が原因になって
工具寿命を短くするなどの不具合も発生しやすく、工数
増大ひいては加工コストの増加を招来しやすい欠点があ
る。
は、鋼などの材料と比較して耐食性、耐熱性あるいは高
比強度など、種々の優れた特性を有しているが、Ｔｉ系
金属を切削加工する場合、逆にこの特性が原因になって
工具寿命を短くするなどの不具合も発生しやすく、工数
増大ひいては加工コストの増加を招来しやすい欠点があ
る。
【０００４】本発明の課題は、Ｔｉ系材料特有の優れた
耐食性や機械的強度を損なうことなく被削性を大幅に改
善することができ、信頼性に優れた切削加工物品を安価
に提供することを可能とする快削Ｔｉ合金を提供するこ
とにある。
耐食性や機械的強度を損なうことなく被削性を大幅に改
善することができ、信頼性に優れた切削加工物品を安価
に提供することを可能とする快削Ｔｉ合金を提供するこ
とにある。
【０００５】
【発明を解決するための手段及び作用・効果】上記課題
を解決するために、本発明の快削Ｔｉ合金は、Ｔｉ含有
量が５０質量％以上であり、かつ、Ｓを０．０１〜０．
４質量％及びＣを０．０２〜０．５質量％含有すること
を特徴とする。
を解決するために、本発明の快削Ｔｉ合金は、Ｔｉ含有
量が５０質量％以上であり、かつ、Ｓを０．０１〜０．
４質量％及びＣを０．０２〜０．５質量％含有すること
を特徴とする。
【０００６】本発明の快削Ｔｉ合金は、Ｔｉを主成分金
属元素として５０質量％以上含有する。そして、ＳとＣ
とを上記組成範囲にて複合添加することにより、Ｔｉ系
材料特有の優れた耐食性や機械的強度を損なうことなく
被削性を大幅に改善することができる。このように被削
性が改善される理由として、上記Ｓ及びＣの添加により
合金組織中に微細なＴｉ炭硫化物が形成されるためであ
ると考えられる。
属元素として５０質量％以上含有する。そして、ＳとＣ
とを上記組成範囲にて複合添加することにより、Ｔｉ系
材料特有の優れた耐食性や機械的強度を損なうことなく
被削性を大幅に改善することができる。このように被削
性が改善される理由として、上記Ｓ及びＣの添加により
合金組織中に微細なＴｉ炭硫化物が形成されるためであ
ると考えられる。
【０００７】本発明の快削Ｔｉ合金において、ＳはＴｉ
炭硫化物を形成して被削性を向上させるための必須元素
であり、その含有量が０．０１質量％未満になると、顕
著な被削性の改善が見込めなくなる。他方、０．４質量
％を超えると、合金の熱間加工性（例えば熱間成形性）
が損なわれることにつながる。すなわち、Ｃを添加せ
ず、Ｓのみ単独添加を行った場合には比較的低融点のＴ
ｉ硫化物が形成され、熱間加工性の低下を招く場合があ
るが、Ｃとの共添加により炭硫化物を形成すると該熱間
加工性を顕著に改善することができる。Ｓの含有率はよ
り望ましくは０．０２〜０．３質量％の範囲にて調整す
るのがよい。
炭硫化物を形成して被削性を向上させるための必須元素
であり、その含有量が０．０１質量％未満になると、顕
著な被削性の改善が見込めなくなる。他方、０．４質量
％を超えると、合金の熱間加工性（例えば熱間成形性）
が損なわれることにつながる。すなわち、Ｃを添加せ
ず、Ｓのみ単独添加を行った場合には比較的低融点のＴ
ｉ硫化物が形成され、熱間加工性の低下を招く場合があ
るが、Ｃとの共添加により炭硫化物を形成すると該熱間
加工性を顕著に改善することができる。Ｓの含有率はよ
り望ましくは０．０２〜０．３質量％の範囲にて調整す
るのがよい。
【０００８】他方、Ｃは上記Ｓと同様、Ｔｉ硫化物の形
成により被削性を向上させるための必須元素であり、Ｓ
との複合添加を行なって初めて被削性向上効果を発現す
る。Ｃの含有量が０．０２質量％未満になると、顕著な
被削性の改善が見込めなくなる。他方、０．５質量％を
超えると、合金の熱間成形性が損なわれることにつなが
る。Ｃの含有率はより望ましくは０．０５〜０．３質量
％の範囲にて調整するのがよい。
成により被削性を向上させるための必須元素であり、Ｓ
との複合添加を行なって初めて被削性向上効果を発現す
る。Ｃの含有量が０．０２質量％未満になると、顕著な
被削性の改善が見込めなくなる。他方、０．５質量％を
超えると、合金の熱間成形性が損なわれることにつなが
る。Ｃの含有率はより望ましくは０．０５〜０．３質量
％の範囲にて調整するのがよい。
【０００９】また、Ｓ含有率をＷS、Ｃ含有量をＷCとし
たとき、ＷC／ＷSは０．２〜８に調整されていることが
望ましい。ＷC／ＷSが０．２未満では合金の熱間成形性
及び強度や靭性などの機械的性質低下につながる場合が
ある。その原因としては、被削性向上に寄与する分散相
が比較的低融点の硫化物となり、これが結晶粒界を取り
巻くように形成されて、高温での粒界強度を低下させる
ことが考えられる。他方、ＷC／ＷSが８を超えると、Ｔ
ｉ炭化物の形成が顕著となり、合金の硬さが過度に増大
して被削性が損なわれることにつながる。
たとき、ＷC／ＷSは０．２〜８に調整されていることが
望ましい。ＷC／ＷSが０．２未満では合金の熱間成形性
及び強度や靭性などの機械的性質低下につながる場合が
ある。その原因としては、被削性向上に寄与する分散相
が比較的低融点の硫化物となり、これが結晶粒界を取り
巻くように形成されて、高温での粒界強度を低下させる
ことが考えられる。他方、ＷC／ＷSが８を超えると、Ｔ
ｉ炭化物の形成が顕著となり、合金の硬さが過度に増大
して被削性が損なわれることにつながる。
【００１０】次に、本発明の快削Ｔｉ合金には、希土類
元素を０．５質量％以下の範囲内にて添加することがで
きる。これにより、合金の被削性をさらに向上させるこ
とができる。希土類元素添加による被削性向上効果を顕
著に得るには、０．０２質量％以上添加するのがよい。
他方、０．５質量％を超える添加はＣと同様、合金の熱
間成形性が損なわれることにつながる。なお、希土類元
素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上の元素を使用可
能である。
元素を０．５質量％以下の範囲内にて添加することがで
きる。これにより、合金の被削性をさらに向上させるこ
とができる。希土類元素添加による被削性向上効果を顕
著に得るには、０．０２質量％以上添加するのがよい。
他方、０．５質量％を超える添加はＣと同様、合金の熱
間成形性が損なわれることにつながる。なお、希土類元
素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕから選ばれる１種又は２種以上の元素を使用可
能である。
【００１１】上記のように希土類元素の添加を行なう場
合には、Ｓ含有率をＷS、Ｃ含有量をＷC、希土類元素含
有量をＷRとしたとき、（ＷC＋ＷR）／ＷSが０．２〜８
に調整されていることが望ましい（以下、Ｓ、Ｃ及び希
土類元素の３つを総称して快削性付与元素という）。
（ＷC＋ＷR）／ＷSが０．２未満では合金の熱間成形性
及び強度や靭性などの機械的性質低下につながる場合が
ある。他方、（ＷC＋ＷR）／ＷSが８を超えると、熱間
加工性が低下し、また合金の硬さが過度に増大して被削
性が損なわれることにつながる。
合には、Ｓ含有率をＷS、Ｃ含有量をＷC、希土類元素含
有量をＷRとしたとき、（ＷC＋ＷR）／ＷSが０．２〜８
に調整されていることが望ましい（以下、Ｓ、Ｃ及び希
土類元素の３つを総称して快削性付与元素という）。
（ＷC＋ＷR）／ＷSが０．２未満では合金の熱間成形性
及び強度や靭性などの機械的性質低下につながる場合が
ある。他方、（ＷC＋ＷR）／ＷSが８を超えると、熱間
加工性が低下し、また合金の硬さが過度に増大して被削
性が損なわれることにつながる。
【００１２】なお、合金の被削性を向上させるには、前
記した分散相が、合金材料の研磨断面組織において観察
される寸法（観察される化合物粒子の外形線に位置を変
えながら外接平行線を引いたときの、その外接平行線の
最大間隔にて表す）の平均値において、例えば、０．１
〜５０μｍ程度であるのが良い。該平均値が０．１μｍ
未満になっても、また５０μｍを超えても、いずれも被
削性改善効果が乏しくなる結果につながる。
記した分散相が、合金材料の研磨断面組織において観察
される寸法（観察される化合物粒子の外形線に位置を変
えながら外接平行線を引いたときの、その外接平行線の
最大間隔にて表す）の平均値において、例えば、０．１
〜５０μｍ程度であるのが良い。該平均値が０．１μｍ
未満になっても、また５０μｍを超えても、いずれも被
削性改善効果が乏しくなる結果につながる。
【００１３】前記した分散相の、組織中の面積率は０．
１〜１０％程度であるのが良い。分散相の形成により、
被削性向上の効果が得られるためには、研磨断面組織に
おける面積率にて０．１％以上含まれていることが必要
である。しかし、多すぎても、被削性向上の効果は飽和
状態となる。また、過剰な快削性付与化合物相の形成
は、合金の靭性値の劣化につながる。
１〜１０％程度であるのが良い。分散相の形成により、
被削性向上の効果が得られるためには、研磨断面組織に
おける面積率にて０．１％以上含まれていることが必要
である。しかし、多すぎても、被削性向上の効果は飽和
状態となる。また、過剰な快削性付与化合物相の形成
は、合金の靭性値の劣化につながる。
【００１４】本発明のＴｉ合金においては、上記快削性
付与のための添加元素以外の残部を、不可避的に混入す
る不純物を除いてＴｉにて構成することが可能である。
他方、強度あるいは延性向上等を目的として、種々の添
加元素を副成分として含有させることができる。以下、
採用可能な添加元素の例と望ましい添加量の範囲とを示
す。
付与のための添加元素以外の残部を、不可避的に混入す
る不純物を除いてＴｉにて構成することが可能である。
他方、強度あるいは延性向上等を目的として、種々の添
加元素を副成分として含有させることができる。以下、
採用可能な添加元素の例と望ましい添加量の範囲とを示
す。
【００１５】（１）Ａｌ：９質量％以下
ＡｌはＴｉの低温相であるα相を安定化させるととも
に、α相中に固溶してこれを強化する働きを有する。た
だし、その含有量が９質量％を超えると、Ｔｉ３Ａｌ等
の中間相（金属間化合物）が多量に形成され、靭性ある
いは延性が阻害されることにつながる。他方、上記効果
を顕著なものとするためには、１質量％以上は添加する
ことが望ましく、より望ましくは２〜８質量％の範囲で
添加するのがよい。
に、α相中に固溶してこれを強化する働きを有する。た
だし、その含有量が９質量％を超えると、Ｔｉ３Ａｌ等
の中間相（金属間化合物）が多量に形成され、靭性ある
いは延性が阻害されることにつながる。他方、上記効果
を顕著なものとするためには、１質量％以上は添加する
ことが望ましく、より望ましくは２〜８質量％の範囲で
添加するのがよい。
【００１６】（２）Ｎ及びＯの少なくともいずれか：合
計で０．５質量％以下 Ｎ及びＯも、Ａｌと同様のα相安定化及び強化元素とし
て機能し、特にＯの添加効果が顕著である。ただし、そ
の合計含有量が０．５質量％を超えると、靭性あるいは
延性が阻害されることにつながる。他方、上記効果を顕
著なものとするためには、合計で０．０３質量％以上は
添加することが望ましく、より望ましくは、合計で０．
０８〜０．２質量％の範囲で添加するのがよい。
計で０．５質量％以下 Ｎ及びＯも、Ａｌと同様のα相安定化及び強化元素とし
て機能し、特にＯの添加効果が顕著である。ただし、そ
の合計含有量が０．５質量％を超えると、靭性あるいは
延性が阻害されることにつながる。他方、上記効果を顕
著なものとするためには、合計で０．０３質量％以上は
添加することが望ましく、より望ましくは、合計で０．
０８〜０．２質量％の範囲で添加するのがよい。
【００１７】（３）Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＴａの１種又は
２種以上：合計で４５質量％以下 これらの元素は、いずれもＴｉ高温相であるβ相の安定
化元素であり、熱間加工性の向上と、熱処理性改善によ
る高強度化を図る上で有効である。ただし、これらの元
素はいずれも高比重かつ高融点であり、過剰な添加はＴ
ｉ合金特有の軽量及び高比強度の効果を損なわせること
につながるほか、合金融点の上昇により溶製による製造
の困難化を招来するので、合計添加量の上限を４５質量
％とする。他方、上記効果を顕著なものとするために
は、合計で１質量％以上は添加することが望ましい。ま
た、ＭｏやＴａは、合金の耐食性改善のために少量添加
される場合もある。
２種以上：合計で４５質量％以下 これらの元素は、いずれもＴｉ高温相であるβ相の安定
化元素であり、熱間加工性の向上と、熱処理性改善によ
る高強度化を図る上で有効である。ただし、これらの元
素はいずれも高比重かつ高融点であり、過剰な添加はＴ
ｉ合金特有の軽量及び高比強度の効果を損なわせること
につながるほか、合金融点の上昇により溶製による製造
の困難化を招来するので、合計添加量の上限を４５質量
％とする。他方、上記効果を顕著なものとするために
は、合計で１質量％以上は添加することが望ましい。ま
た、ＭｏやＴａは、合金の耐食性改善のために少量添加
される場合もある。
【００１８】（４）Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ及びＣｕの
１種又は２種以上：合計で１５質量％以下 これらの元素もβ相の安定化効果を有し、熱間加工性の
向上と、熱処理性改善による高強度化を図る上で有効で
ある。ただし、いずれもＴｉとの間に中間相（例えば、
ＴｉＣｒ２、ＴｉＦｅ、Ｔｉ２Ｎｉ、ＴｉＭｎあるいは
Ｔｉ２Ｃｕなど）を形成しやすく、過剰な添加は延性及
び靭性を損なわせることにつながるために、合計添加量
の上限を１５質量％とする。他方、上記効果を顕著なも
のとするためには、合計で０．５質量％以上は添加する
ことが望ましい。また、Ｎｉは合金の耐食性改善のため
に少量添加される場合もある。
１種又は２種以上：合計で１５質量％以下 これらの元素もβ相の安定化効果を有し、熱間加工性の
向上と、熱処理性改善による高強度化を図る上で有効で
ある。ただし、いずれもＴｉとの間に中間相（例えば、
ＴｉＣｒ２、ＴｉＦｅ、Ｔｉ２Ｎｉ、ＴｉＭｎあるいは
Ｔｉ２Ｃｕなど）を形成しやすく、過剰な添加は延性及
び靭性を損なわせることにつながるために、合計添加量
の上限を１５質量％とする。他方、上記効果を顕著なも
のとするためには、合計で０．５質量％以上は添加する
ことが望ましい。また、Ｎｉは合金の耐食性改善のため
に少量添加される場合もある。
【００１９】（５）Ｓｎ及びＺｒの少なくともいずれ
か：合計で２０質量％以下 これらの元素はα相とβ相との双方を強化する中性形添
加元素として知られる。ただし、過剰な添加は効果の飽
和を招くため、合計添加量の上限を２０質量％とする。
他方、上記効果を顕著なものとするためには、合計で
０．５質量％以上は添加することが望ましい。
か：合計で２０質量％以下 これらの元素はα相とβ相との双方を強化する中性形添
加元素として知られる。ただし、過剰な添加は効果の飽
和を招くため、合計添加量の上限を２０質量％とする。
他方、上記効果を顕著なものとするためには、合計で
０．５質量％以上は添加することが望ましい。
【００２０】（６）Ｓｉ：０．７質量％以下
合金の耐クリープ性（クリープラプチャ強度）を増し、
耐熱性改善効果を有する。ただし、過剰な添加はＴｉ５
Ｓｉ３等の金属間化合物の形成により、クリープラプチ
ャ強度あるいは延性の低下を却って引き起こすため、添
加量の上限を０．７質量％とする。他方、上記効果を顕
著なものとするためには、０．０３質量％以上は添加す
ることが望ましく、より望ましくは、０．０５〜０．５
質量％の範囲で添加するのがよい。
耐熱性改善効果を有する。ただし、過剰な添加はＴｉ５
Ｓｉ３等の金属間化合物の形成により、クリープラプチ
ャ強度あるいは延性の低下を却って引き起こすため、添
加量の上限を０．７質量％とする。他方、上記効果を顕
著なものとするためには、０．０３質量％以上は添加す
ることが望ましく、より望ましくは、０．０５〜０．５
質量％の範囲で添加するのがよい。
【００２１】（７）Ｐｄ及びＲｕの少なくともいずれ
か：合計で０．５質量％以下 合金の耐食性を改善する効果を有する。ただし、いずれ
も貴金属であり高価なことから、効果の飽和等も考慮し
て添加量の上限を０．５質量％とする。他方、上記効果
を顕著なものとするためには、０．０２質量％以上は添
加することが望ましい。
か：合計で０．５質量％以下 合金の耐食性を改善する効果を有する。ただし、いずれ
も貴金属であり高価なことから、効果の飽和等も考慮し
て添加量の上限を０．５質量％とする。他方、上記効果
を顕著なものとするためには、０．０２質量％以上は添
加することが望ましい。
【００２２】具体的には、前記快削性付与元素を除いた
残部のベース合金組成として以下のようなものを例示で
きる（なお、組成に関しては、主成分元素であるＴｉを
先頭に、副成分元素を、質量％の単位を省略した組成数
値とともにハイフンで結合して記載する（例えば、Ｔｉ
−６質量％Ａｌ−４質量％Ｖ合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４
Ｖと記載する））。 α型合金 Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｓｎ、Ｔｉ−５．５Ａｌ−３．５
Ｓｎ−３Ｚｒ−１Ｎｂ−０．３Ｍｏ−０．３Ｓｉ、Ｔｉ
−２．５Ｃｕ、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−
２．２５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ
−２Ｓｎ−２Ｚｒ−２Ｍｏ−０．２５Ｓｉ、Ｔｉ−６Ａ
ｌ−２Ｎｂ−１Ｔａ−０．８Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓ
ｎ−１．５Ｚｒ−１Ｍｏ−０．３５Ｂｉ−０．１Ｓｉ、
Ｔｉ−６Ａｌ−５Ｚｒ−０．５Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ
−５Ａｌ−６Ｓｎ−２Ｚｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｓｉ α＋β型合金 Ｔｉ−８Ｍｎ、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ
−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ、Ｔｉ−７Ａｌ−
４Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ、Ｔｉ
−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−２Ｍｏ−２Ｃｒ−０．２５
Ｓｉ、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−４Ａｌ−
２Ｓｎ−４Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ−４Ａｌ−４Ｓｎ−
４Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ−２．２５Ａｌ−１１Ｓｎ−
４Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−
４Ｃｒ、Ｔｉ−４．５Ａｌ−５Ｍｏ−１．５Ｃｒ、Ｔｉ
−６Ａｌ−５Ｚｒ−４Ｍｏ−１Ｃｕ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ
−５Ａｌ−２Ｃｒ−１Ｆｅ β型合金 Ｔｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−８Ｍｏ−８Ｖ
−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍ
ｏ−４Ｚｒ、Ｔｉ−１１．５Ｍｏ−６Ｚｒ−４．５Ｓ
ｎ、Ｔｉ−１１Ｖ−１１Ｚｒ−２Ａｌ−２Ｓｎ、Ｔｉ−
１５Ｍｏ−５Ｚｒ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、
Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａｌ−３Ｓｎ 耐食合金 Ｔｉ−０．１５Ｐｄ、Ｔｉ−０．３Ｍｏ−０．８Ｎｉ、
Ｔｉ−５Ｔａ
残部のベース合金組成として以下のようなものを例示で
きる（なお、組成に関しては、主成分元素であるＴｉを
先頭に、副成分元素を、質量％の単位を省略した組成数
値とともにハイフンで結合して記載する（例えば、Ｔｉ
−６質量％Ａｌ−４質量％Ｖ合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４
Ｖと記載する））。 α型合金 Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｓｎ、Ｔｉ−５．５Ａｌ−３．５
Ｓｎ−３Ｚｒ−１Ｎｂ−０．３Ｍｏ−０．３Ｓｉ、Ｔｉ
−２．５Ｃｕ、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ、Ｔｉ−
２．２５Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ
−２Ｓｎ−２Ｚｒ−２Ｍｏ−０．２５Ｓｉ、Ｔｉ−６Ａ
ｌ−２Ｎｂ−１Ｔａ−０．８Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓ
ｎ−１．５Ｚｒ−１Ｍｏ−０．３５Ｂｉ−０．１Ｓｉ、
Ｔｉ−６Ａｌ−５Ｚｒ−０．５Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ
−５Ａｌ−６Ｓｎ−２Ｚｒ−１Ｍｏ−０．２５Ｓｉ α＋β型合金 Ｔｉ−８Ｍｎ、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ
−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ、Ｔｉ−７Ａｌ−
４Ｍｏ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ、Ｔｉ
−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−２Ｍｏ−２Ｃｒ−０．２５
Ｓｉ、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−４Ａｌ−
２Ｓｎ−４Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ−４Ａｌ−４Ｓｎ−
４Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ−２．２５Ａｌ−１１Ｓｎ−
４Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−
４Ｃｒ、Ｔｉ−４．５Ａｌ−５Ｍｏ−１．５Ｃｒ、Ｔｉ
−６Ａｌ−５Ｚｒ−４Ｍｏ−１Ｃｕ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ
−５Ａｌ−２Ｃｒ−１Ｆｅ β型合金 Ｔｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−８Ｍｏ−８Ｖ
−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍ
ｏ−４Ｚｒ、Ｔｉ−１１．５Ｍｏ−６Ｚｒ−４．５Ｓ
ｎ、Ｔｉ−１１Ｖ−１１Ｚｒ−２Ａｌ−２Ｓｎ、Ｔｉ−
１５Ｍｏ−５Ｚｒ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、
Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａｌ−３Ｓｎ 耐食合金 Ｔｉ−０．１５Ｐｄ、Ｔｉ−０．３Ｍｏ−０．８Ｎｉ、
Ｔｉ−５Ｔａ
【００２３】上記本発明の快削Ｔｉ合金は、その優れた
被削性を生かして、各種航空機部品（ディスクやタービ
ンブレードなど）、自動車用部品（コンロッドやエンジ
ンバルブ等）、レジャー用品（ゴルフクラブのヘッド
等）、熱交換器用構造部材、海水淡水化プラント用構造
部材、生体用インプラント部材などに適用可能である。
被削性を生かして、各種航空機部品（ディスクやタービ
ンブレードなど）、自動車用部品（コンロッドやエンジ
ンバルブ等）、レジャー用品（ゴルフクラブのヘッド
等）、熱交換器用構造部材、海水淡水化プラント用構造
部材、生体用インプラント部材などに適用可能である。
【００２４】例えば、図１は、ゴルフクラブヘッド（以
下、単にヘッドという）の一例を示す斜視図である。ヘ
ッド１は、ドライバー用のメタルヘッドであって、フェ
ース部２及びクラウン部３等が一体に形成されてソール
面側に開口部５を有するヘッド本体部４、その開口部５
に溶接により接合されてこれを塞ぎ、ソール部６を形成
する板部材６ａを備える。また、ヘッド１には、鋳造時
にヘッド本体部４と一体に形成されたホーゼル部（ネッ
クとも称する）７が形成されている（なお、ホーゼル部
７には、別部材であるシャフト８が取り付けられる）。
ヘッド本体部４は、板部材６ａとともに本発明のチタン
合金により精密鋳造体として構成され、板部材６ａの溶
接後、溶接部や外形仕上げのために切削及び研磨加工が
施される。本発明の合金採用により、この切削加工を行
なう際の能率及び工具寿命が大幅に向上し、ひいてはゴ
ルフクラブヘッドを安価に製造することが可能となる。
下、単にヘッドという）の一例を示す斜視図である。ヘ
ッド１は、ドライバー用のメタルヘッドであって、フェ
ース部２及びクラウン部３等が一体に形成されてソール
面側に開口部５を有するヘッド本体部４、その開口部５
に溶接により接合されてこれを塞ぎ、ソール部６を形成
する板部材６ａを備える。また、ヘッド１には、鋳造時
にヘッド本体部４と一体に形成されたホーゼル部（ネッ
クとも称する）７が形成されている（なお、ホーゼル部
７には、別部材であるシャフト８が取り付けられる）。
ヘッド本体部４は、板部材６ａとともに本発明のチタン
合金により精密鋳造体として構成され、板部材６ａの溶
接後、溶接部や外形仕上げのために切削及び研磨加工が
施される。本発明の合金採用により、この切削加工を行
なう際の能率及び工具寿命が大幅に向上し、ひいてはゴ
ルフクラブヘッドを安価に製造することが可能となる。
【００２５】
【実施例】以下、本発明の効果を確認するために、以下
の実験を行った。表１に示す種々の組成にてＴｉ合金原
料を配合し、真空アーク炉により溶解し、直径１６０ｍ
ｍ、重量約２０ｋｇの合金インゴットを溶製した。な
お、表中、比較例Ａ〜Ｅとして示す組成は、前記した快
削性付与元素の含有量が本発明の範囲外となるものであ
る。
の実験を行った。表１に示す種々の組成にてＴｉ合金原
料を配合し、真空アーク炉により溶解し、直径１６０ｍ
ｍ、重量約２０ｋｇの合金インゴットを溶製した。な
お、表中、比較例Ａ〜Ｅとして示す組成は、前記した快
削性付与元素の含有量が本発明の範囲外となるものであ
る。
【００２６】
【表１】
【００２７】上記各合金を熱間鍛造することにより、直
径６５ｍｍの丸棒状素材とし、これに表１に示す種々の
熱処理を施した（表中、ＡＣは熱処理後の冷却が空冷で
あることを、ＷＣは同じく水冷であることを表す）。熱
処理後の各合金は、ＪＩＳ：Ｚ２２４４（１９９８）規
定された方法により、ビッカース硬さＨｖを測定した。
径６５ｍｍの丸棒状素材とし、これに表１に示す種々の
熱処理を施した（表中、ＡＣは熱処理後の冷却が空冷で
あることを、ＷＣは同じく水冷であることを表す）。熱
処理後の各合金は、ＪＩＳ：Ｚ２２４４（１９９８）規
定された方法により、ビッカース硬さＨｖを測定した。
【００２８】そして、各丸棒状素材に対し、切削試験を
行なった。具体的には超硬合金工具（ＪＩＳ：Ｋ１０相
当）を用い、切削速度７０ｍ／秒、切り込み量１．００
ｍｍ、送り量０．１５ｍｍ／１回転、潤滑油なしの乾式
にて切削を行なう、工具に生ずるクレータ摩耗量が０．
０５ｍｍとなった時点での切削時間（分）を工具寿命と
して測定することにより評価した。図２はその結果を、
合金硬さに対してプロットしたものである。これによる
と、工具寿命は合金硬さが大きくなるほど短くなる傾向
を示すこと、そして、同等の硬さを有する合金において
は、本発明の合金の方が比較例合金よりも工具寿命が総
じて長く、切削性に優れていることがわかる。
行なった。具体的には超硬合金工具（ＪＩＳ：Ｋ１０相
当）を用い、切削速度７０ｍ／秒、切り込み量１．００
ｍｍ、送り量０．１５ｍｍ／１回転、潤滑油なしの乾式
にて切削を行なう、工具に生ずるクレータ摩耗量が０．
０５ｍｍとなった時点での切削時間（分）を工具寿命と
して測定することにより評価した。図２はその結果を、
合金硬さに対してプロットしたものである。これによる
と、工具寿命は合金硬さが大きくなるほど短くなる傾向
を示すこと、そして、同等の硬さを有する合金において
は、本発明の合金の方が比較例合金よりも工具寿命が総
じて長く、切削性に優れていることがわかる。
【００２９】また、図３は、表１の番号１０の素材の断
面を研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に組み込んだ
電子線プローブ微小分析装置（ＥＰＭＡ）により、その
研磨面における反射電子線像と、各成分の特性Ｘ線によ
る濃度分布二元マッピング像とを示すものである。８つ
の画像配列の左上端が反射電子線像であり、他は濃度分
布二元マッピング像である（原画像はカラー：各像の左
下隅に元素名（Ｃ、Ｏ、Ａｌ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｆｅ）
と、１０μｍを表すスケールが表示されている）。これ
らの対比から、反射電子線像にて黒く現われている領域
が、Ｔｉ炭硫化物であることを確認できた。
面を研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に組み込んだ
電子線プローブ微小分析装置（ＥＰＭＡ）により、その
研磨面における反射電子線像と、各成分の特性Ｘ線によ
る濃度分布二元マッピング像とを示すものである。８つ
の画像配列の左上端が反射電子線像であり、他は濃度分
布二元マッピング像である（原画像はカラー：各像の左
下隅に元素名（Ｃ、Ｏ、Ａｌ、Ｓ、Ｔｉ、Ｖ、Ｆｅ）
と、１０μｍを表すスケールが表示されている）。これ
らの対比から、反射電子線像にて黒く現われている領域
が、Ｔｉ炭硫化物であることを確認できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の快削Ｔｉ合金を用いて製造したゴルフ
クラブヘッドの一例を示す斜視図。
クラブヘッドの一例を示す斜視図。
【図２】実施例の実験結果を示すグラフ。
【図３】実施例の実験に使用した番号１０の素材のＥＰ
ＭＡ分析結果を示す図。
ＭＡ分析結果を示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 石田 清仁
宮城県仙台市青葉区上杉３丁目５番20号
(72)発明者 及川 勝成
宮城県柴田郡柴田町西船迫４−１−34
(72)発明者 鈴木 昭弘
愛知県名古屋市南区大同町二丁目30番地
大同特殊鋼株式会社技術開発研究所内
(72)発明者 野田 俊治
愛知県名古屋市南区大同町二丁目30番地
大同特殊鋼株式会社技術開発研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｔｉ含有量が５０質量％以上であり、か
つ、Ｓを０．０１〜０．４質量％及びＣを０．０２〜
０．５質量％含有することを特徴とする快削Ｔｉ合金。 - 【請求項２】 Ｓ含有率をＷS、Ｃ含有量をＷCとし、Ｗ
C／ＷSが０．２〜８に調整されてなる請求項１記載の快
削Ｔｉ合金。 - 【請求項３】 希土類元素を０．５質量％以下の範囲内
にて含有する請求項１記載の快削Ｔｉ合金。 - 【請求項４】 Ｓ含有率をＷS、Ｃ含有量をＷC、希土類
元素含有量をＷRとしたとき、（ＷC＋ＷR）／ＷSが０．
２〜８に調整されてなる請求項３記載の快削Ｔｉ合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001398481A JP4253452B2 (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 快削Ｔｉ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001398481A JP4253452B2 (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 快削Ｔｉ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003193159A true JP2003193159A (ja) | 2003-07-09 |
| JP4253452B2 JP4253452B2 (ja) | 2009-04-15 |
Family
ID=27603884
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001398481A Expired - Lifetime JP4253452B2 (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 快削Ｔｉ合金 |
Country Status (1)
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| JP (1) | JP4253452B2 (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2011153350A (ja) * | 2010-01-27 | 2011-08-11 | Kobe Steel Ltd | 冷間圧延性に優れた高強度チタン板 |
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| WO2016047692A1 (ja) * | 2014-09-25 | 2016-03-31 | 新日鐵住金株式会社 | Ｒｕを含有する耐食チタン合金の製造方法 |
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| JP2020041219A (ja) * | 2018-09-12 | 2020-03-19 | 復盛應用科技股▲分▼有限公司 | ゴルフクラブヘッドを鋳造するためのチタン合金 |
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-
2001
- 2001-12-27 JP JP2001398481A patent/JP4253452B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| US11920231B2 (en) | 2018-08-28 | 2024-03-05 | Ati Properties Llc | Creep resistant titanium alloys |
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