JP2009114513A

JP2009114513A - ＴｉＡｌ基合金

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Publication number: JP2009114513A
Application number: JP2007290405A
Authority: JP
Inventors: Sadahiko Koyanagi; 禎彦小柳; Toshiharu Noda; 俊治野田
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2007-11-08
Filing date: 2007-11-08
Publication date: 2009-05-28

Abstract

【課題】熱間加工性及び比強度に優れ、しかも低コストなＴｉＡｌ基合金を提供すること。
【解決手段】３０≦Ａｌ＜４５ｍｏｌ％、０．１≦Ｆｅ≦１０ｍｏｌ％を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金。ＴｉＡｌ基合金は、さらにＶ、Ｃｒ、及び、Ｍｎのいずれか１種以上を、合計で０．５ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下含むものが好ましい。また、ＴｉＡｌ基合金は、さらにＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ及びＷのいずれか１種以上を合計で０．５ｍｏｌ％以上５．０ｍｏｌ％以下含むものが好ましい。
【選択図】なし

Description

本発明は、ＴｉＡｌ基合金に関する。

ＴｉとＡｌの金属間化合物（チタンアルミナイド）には、Ｔｉ₃Ａｌ（α₂相）、ＴｉＡｌ（γ相）、及び、ＴｉＡｌ₃（δ相）が知られている。チタンアルミナイドは、いずれも高温において表面に緻密なアルミナ被膜が形成されるために優れた耐酸化性を示し、しかも従来の耐熱合金（例えば、Ｎｉ基超合金など）に比べて軽量である。そのため、チタンアルミナイドは、耐熱構造材料、航空宇宙材料などへの応用が期待されている。さらに、その軽量性と高い比強度あるいは比剛性を生かして、自動車用の高比強度材料あるいは高比剛性材料としての適用も検討されている。

ＴｉＡｌを主成分とするＴｉＡｌ基合金は、耐酸化性に優れており、表面処理、表面被覆、第三元素添加等によって１０００℃まで使用することが可能である。しかしながら、ＴｉＡｌ基合金は、加工性が悪いために、高温塑性加工に高度な技術を要するという問題がある。また、従来のＴｉＡｌ基合金は、常温における延性が低いという問題がある。

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：５０ｍｏｌ％、Ｆｅ：０．１〜２０ｍｏｌ％、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなるＴｉ−Ａｌ系金属材料が開示されている。
同文献には、
（１）ＴｉＡｌにＦｅを添加することによって、組織を球状化させることができ、熱間加工性が向上する点、及び、
（２）熱間加工を施すことによって組織の等軸化が促進される点、
が記載されている。

また、特許文献２には、一般式：Ｔｉ_xＡｌ_1-x-yＦｅ_y（０．５０≦ｘ≦０．５２、０．００５≦ｙ≦０．０４、０．５０５≦ｘ＋ｙ≦０．５５）で表されるＴｉＡｌ−Ｆｅ基合金が開示されている。
同文献には、結晶格子上においてＡｌのみをＦｅで置換することによって、組織が微細化し、等軸晶が発達しやすくなる点が記載されている。

また、特許文献３には、４２〜５２ｍｏｌ％のＡｌを含むＴｉ−Ａｌ系合金を、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、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なラメラ粒組織とする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、このような方法によって全体が微細なラメラ粒からなる組織を作りだすことができ、常温延性、高温強度、及び破壊靱性の特性バランスに優れたＴｉ−Ａｌ系金属間化合物基合金が得られる点が記載されている。

また、特許文献４には、α₂相とγ相が交互に積層された平均粒径１〜５０μｍのラメラ粒が密に配列しており、ラメラ粒の間隙がβ相からなるＴｉＡｌ基合金が開示されている。
同文献には、
（１）このような組織とすることによって、強度、室温延性、及び、耐衝撃性が向上する点、及び、
（２）このような組織は、ＴｉＡｌ基合金素材をα相又は（α＋β）相の平衡温度領域に保持し、加工最終温度まで冷却しながら高速塑性加工することにより得られる点、
が記載されている。

さらに、特許文献５には、Ｔｉ：３３〜５９ｍｏｌ％、Ａｌ：３５〜４７ｍｏｌ％、及び、Ｖ：６〜２０ｍｏｌ％含有し、γ相、α₂相、及びβ相の３相が共存しているＴｉＡｌ基合金が開示されている。
同文献には、３相を共存させることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、微細な組織が得られる点が記載されている。

特開昭６４−４２５３９号公報特開平３−１９７６３２号公報特開平８−１４４０３４号公報特開２００１−３１６７４３号公報特開平７−１８８８１６号公報

恒温鍛造は、金型と加工物を同時に加熱しながら、通常の圧延や押出よりも数段遅い相度で鍛造する方法であり、難加工材であるＴｉＡｌ基合金の熱間加工方法として有効である。しかしながら、恒温鍛造は、特殊な設備を必要とするだけでなく、その製造性や製造可能な形状に制限がある。
一方、特許文献３、４には、特殊な設備を必要としないＴｉ−Ａｌ基合金の製造方法が開示されている。しかしながら、その加工温度は非常に高温であり、依然として工業レベルでの製造は困難である。

また、加工性や強度−延性を改善するために、Ｖ、Ｎｂなどのβ安定化元素を添加することも行われている。しかしながら、加工性改善のためにβ安定化元素を多量に加えると、ＴｉＡｌ基合金の軽量性が損なわれるという問題がある。また、Ｖ、Ｎｂなどのβ安定化元素は、一般に高価である。
これに対し、特許文献１、２には、β安定化元素としてＦｅを添加したＴｉＡｌ基合金が開示されている。しかしながら、従来のＴｉＡｌ基合金は、Ａｌ含有量が高く、γ相分率が多いために、加工性及び強度向上に有効なβ相が少ないという問題がある。その結果、加工性及び強度改善効果は十分ではない。

本発明が解決しようとする課題は、熱間加工性、比強度、及び、比剛性に優れ、しかも低コストなＴｉＡｌ基合金を提供することにある。

上記課題を解決するために本発明に係るＴｉＡｌ基合金は、
３０≦Ａｌ＜４５ｍｏｌ％、
０．１≦Ｆｅ≦１０ｍｏｌ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。

Ａｌ含有量を従来よりも少なくし、かつ、適量のＦｅを添加すると、γ相分率が相対的に少なく、かつ、β相が相対的に多いＴｉＡｌ基合金が得られる。適量のβ相を含むＴｉＡｌ基合金は、熱間加工性、強度及び剛性が高い。また、Ｆｅは、強力なβ安定化元素であるため、少量の添加で所定量のβ相を生成させることができる。しかも、Ｆｅは、他のβ安定化元素に比べて安価である。そのため、製造コストを上昇させることなく、ＴｉＡｌ基合金の熱間加工性、比強度及び比剛性を向上させることができる。

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合金］
［１．１成分元素］
本発明に係るＴｉＡｌ基合金は、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。

（１）３０≦Ａｌ＜４５ｍｏｌ％。
Ａｌは、Ｔｉのα安定化元素である。また、その含有量によって、α₂相（Ｔｉ₃Ａｌ）、γ相（ＴｉＡｌ）、δ相（ＴｉＡｌ₃）など多種の金属間化合物を形成する重要な元素である。Ａｌ含有量が少なくなりすぎると、γ相より脆性であるα₂相の割合が増加し、加工性を低下させる。従って、Ａｌ含有量は、３０ｍｏｌ％以上が好ましい。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、３５ｍｏｌ％以上、さらに好ましくは、３８ｍｏｌ％以上である。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、γ相が高温まで安定となり、加工性及び強度に優れるβ相が少なくなる。その結果、加工性及び強度向上の改善効果が小さくなる。従って、Ａｌ含有量は、４５ｍｏｌ％未満が好ましい。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、４４ｍｏｌ％以下、さらに好ましくは、４２ｍｏｌ％以下である。

（２）０．１≦Ｆｅ≦１０ｍｏｌ％。
Ｆｅは、Ｔｉの強力なβ安定化元素であり、ＴｉＡｌ基合金では、高温あるいは常温でβ相を生成させる元素である。Ｆｅ含有量が少なすぎると、析出するβ相の量が少ないため、加工性及び強度向上の改善効果が小さい。従って、Ｆｅ含有量は、０．１ｍｏｌ％以上が好ましい。Ｆｅ含有量は、さらに好ましくは、０．５ｍｏｌ％以上、さらに好ましくは、１．０ｍｏｌ％以上である。
一方、Ｆｅ含有量が過剰になると、改善効果が飽和するだけでなく、脆化相であるＴｉＦｅが析出し、加工性が低下する。さらに、多量添加では、軽量性も損なわれる。従って、Ｆｅ含有量は、１０ｍｏｌ％以下が好ましい。Ｆｅ含有量は、さらに好ましくは、８．０ｍｏｌ％以下、さらに好ましくは、５．０ｍｏｌ％以下である。

本発明に係るＴｉＡｌ基合金は、上述した元素に加えて、さらに以下のいずれか１種以上の元素を含んでいても良い。

（３）０．５≦（Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ）≦５．０ｍｏｌ％。
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎは、いずれもＴｉＡｌ基合金の延性を改善させる元素である。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、合計で０．５ｍｏｌ％以上が好ましい。これらの元素の含有量は、さらに好ましくは、合計で０．８ｍｏｌ％以上、さらに好ましくは、合計で１．０ｍｏｌ％以上である。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、改善効果が飽和する。また、これらの元素は、いずれもＴｉやＡｌに比べて高比重であるため、含有量が過剰になると、軽量性が損なわれる。従って、これらの元素の含有量は、合計で５．０ｍｏｌ％以下が好ましい。これらの元素の含有量は、さらに好ましくは、合計で４．０ｍｏｌ％以下、さらに好ましくは、合計で３．０ｍｏｌ％以下である。
なお、Ｖ、Ｃｒ及びＭｎは、それぞれ単独で含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。

（４）０．５≦（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ）≦５．０ｍｏｌ％。
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗは、耐酸化性及び高温強度を改善させる元素である。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、合計で０．５ｍｏｌ％以上が好ましい。これらの元素の含有量は、さらに好ましくは、合計で０．８ｍｏｌ％以上、さらに好ましくは、合計で１．０ｍｏｌ％以上である。
一方、これらの元素が過剰になると、改善効果が飽和する。また、これらの元素は、いずれも高比重であるため、含有量が過剰になると、軽量性が損なわれる。従って、これらの元素の含有量は、合計で５．０ｍｏｌ％以上が好ましく、さらに好ましくは、合計で４．０ｍｏｌ％以下、さらに好ましくは、合計で３．０ｍｏｌ％以下である。
なお、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ及びＷは、それぞれ単独で含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。

（５）０．０１≦（Ｃ、Ｂ、Ｓｉ）≦１．０ｍｏｌ％。
Ｃ、Ｂ、Ｓｉは、いずれも粒界を強化する元素である。このような効果を得るためには、これらの元素の含有量は、合計で０．０１ｍｏｌ％以上が好ましい。これらの元素の含有量は、さらに好ましくは、合計で０．０５ｍｏｌ％以上、さらに好ましくは、合計で０．１０ｍｏｌ％以上である。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、改善効果が飽和するだけでなく、粒界が脆化し、加工性が劣化する。従って、これらの元素の含有量は、合計で１．０ｍｏｌ％以下が好ましい。これらの元素の含有量は、さらに好ましくは、合計で０．８０ｍｏｌ％以下、さらに好ましくは、合計で０．５０ｍｏｌ％以下である。
なお、Ｃ、Ｂ及びＳｉは、それぞれ単独で含まれていても良く、あるいは、２種以上が含まれていても良い。

［１．２平均粒径］
ＴｉＡｌ基合金の機械的特性は、平均粒径に依存する。比強度の高いＴｉＡｌ基合金を得るためには、平均粒径は、５０μｍ以下が好ましい。

［２．ＴｉＡｌ基合金の製造方法］
本発明に係るＴｉＡｌ基合金は、一般に、溶解・鋳造後、必要に応じて高温で塑性加工することにより各種の用途に供される。この時、加工条件を最適化すると、平均粒径を制御することができる。比強度及び比剛性の高いＴｉＡｌ基合金を得るためには、溶解鋳造後に、所定の温度で、所定の歪み速度で熱間加工するのが好ましい。
加工温度が低すぎると、γ相及びα₂相が残存し、加工性が低下する。従って、加工温度は、１０００℃以上が好ましい。
また、歪速度が小さくなるほど、加工は容易になるが、生産性が低下する。従って、歪速度は、０．１ｓ^-1以上が好ましい。
一方、歪速度が大きくなりすぎると、加工性が低下する。従って、歪速度は、１０ｓ^-1以下が好ましい。

［３．ＴｉＡｌ基合金の作用］
Ａｌ含有量を従来よりも少なくし、かつ、適量のＦｅを添加すると、γ相分率が相対的に少なく、かつ、β相が相対的に多いＴｉＡｌ基合金が得られる。適量のβ相を含むＴｉＡｌ基合金は、熱間加工性、強度及び剛性が高い。また、Ｆｅは、強力なβ安定化元素であるため、少量の添加で所定量のβ相を生成させることができる。しかも、Ｆｅは、他のβ安定化元素に比べて安価である。そのため、製造コストを上昇させることなく、ＴｉＡｌ基合金の熱間加工性、比強度及び比剛性を向上させることができる。

（実施例１〜１３、比較例１〜３）
［１．試料の作製］
原料として、スポンジＴｉ、粒状Ａｌ、及び、その他の金属として純金属を用い、プラズマスカル溶解炉により、Ａｒ雰囲気中で溶製し、それぞれ５ｋｇのインゴットに鋳造した。得られたインゴットに均質化処理を実施した。表１に、各試料の化学成分を示す。

［２．試験方法］
［２．１高温高速引張試験］
均質化処理後のインゴットから、高温高速引張試験片（φ６×５５Ｌ）を切り出した。得られた試験片を用いて、９００〜１３００℃において歪速度０．１〜２０ｓ^-1で高温高速引張試験を行い、加工性の指標となる絞りを測定した。なお、高温高速引張試験後の絞りが４０％以上であることを、加工性良否の基準とした。
［２．２室温における引張試験及び弾性率測定］
均質化処理後のインゴットを熱間加工し、一辺６０ｍｍの角材とした。熱間加工の終止温度は１０００℃以上（但し、比較例１、３は、１１００℃以上）とした。熱間加工後、再結晶のための熱処理を実施した後、インゴットから引張試験片（ＡＳＴＭ３号（Ｍ１４））及び弾性率試験片（２×８×６０Ｌ）を切り出した。これらの試験片を用いて、室温における引張試験及び弾性率測定を行った。引張試験は、インストロン型試験機を用い、クロスヘッドスピード５×１０^-5ｍ／ｓで行った。また、弾性率の測定には、自由共振法を用いた。
［２．３比強度］
水浸法により各合金の比重を測定した。得られた比重、室温における引張強度及び弾性率から、比強度及び比剛性を求めた。

［３．結果］
［３．１高温高速引張試験］
表２に、加工性に及ぼす温度の影響（歪速度：５ｓ^-1）を示す。また、表３に、加工性に及ぼす歪速度の影響（温度：１０００℃）を示す。Ａｌ量が多い比較例１の場合、絞りが４０％以上となる歪速度範囲及び温度範囲は、いずれも実施例より劣る。Ａｌが少なく、Ｆｅが過剰である比較例３も同様であり、加工可能な歪速度範囲及び温度範囲は、いずれも実施例より劣る。
これに対し、多量のＮｂを含む比較例２、並びに、適量のＡｌ及びＦｅを含む実施例１〜１３の場合、１０００℃では０．１〜１０ｓ^-1の比較的広い範囲の歪速度で絞りが４０％を超えた。また、絞りが４０％を超える下限温度も低い。表２、３より、実施例１〜１３は、いずれも加工性が良好であることがわかる。

［３．２比強度及び比剛性］
表４に、比重、引張強度、弾性率、比強度、及び、比剛性を示す。比較例１、３は、引張強度が低いために、比強度も低い。比較例２は、Ｎｂを多量に添加しているために引張強度は高いが、比強度は低い。一方、比較例２は、弾性率は高いが、Ｎｂを多量に添加しているため、比剛性は低い。比較例３は、弾性率が低いために、比剛性は低い。
これに対し、Ｆｅは強力なβ安定化元素であり、他のβ安定化元素と比べて少量で大きな効果が得られるので、軽量性を損なうことはない。また、固溶強化能も大きい。そのため、実施例１〜１３の比強度は、いずれも、２００ＭＰａ/(ｇ/ｃｍ³)以上であり、かつ、比剛性は４０ＧＰａ／(ｇ／ｃｍ³）以上であった。。

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。

本発明に係るＴｉＡｌ基合金は、自動車用の高比強度材料あるいは高比剛性材料、耐熱構造材料、航空宇宙材料などに用いることができる。

Claims

３０≦Ａｌ＜４５ｍｏｌ％、
０．１≦Ｆｅ≦１０ｍｏｌ％
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるＴｉＡｌ基合金。
０．５≦（Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ）≦５．０ｍｏｌ％
をさらに含む請求項１に記載のＴｉＡｌ基合金。
０．５≦（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ）≦５．０ｍｏｌ％
をさらに含む請求項１又は２に記載のＴｉＡｌ基合金。
０．０１≦（Ｃ、Ｂ、Ｓｉ）≦１．０ｍｏｌ％
をさらに含む請求項１から３までのいずれかに記載のＴｉＡｌ基合金。