JP2010007166A - 鋳造用α+β型チタン合金及びこれを用いたゴルフクラブヘッド - Google Patents
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Abstract
【課題】Ti−6Al−4V合金よりも強度が高く、鋳造性に優れた鋳造用α+β型チタン合金、及びこのような鋳造用α+β型チタン合金を用いたゴルフクラブヘッドを提供すること。
【解決手段】5.0≦Al≦7.0mass%、0.5≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%及び0.01≦C+N+O≦0.5mass%を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、鋳造まま状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下である鋳造用α+β型チタン合金。5.0≦Al≦7.0mass%、2.0≦V≦6.0mass%、0.1≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%及び0.01≦C+N+O≦0.5mass%を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、鋳造まま状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下である鋳造用α+β型チタン合金。このような鋳造用α+β型チタン合金を用いたゴルフクラブヘッド。
【選択図】なし
【解決手段】5.0≦Al≦7.0mass%、0.5≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%及び0.01≦C+N+O≦0.5mass%を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、鋳造まま状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下である鋳造用α+β型チタン合金。5.0≦Al≦7.0mass%、2.0≦V≦6.0mass%、0.1≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%及び0.01≦C+N+O≦0.5mass%を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、鋳造まま状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下である鋳造用α+β型チタン合金。このような鋳造用α+β型チタン合金を用いたゴルフクラブヘッド。
【選択図】なし
Description
本発明は、鋳造用α+β型チタン合金及びこれを用いたゴルフクラブヘッドに関する。
実用チタン合金は、
(1)最密六方晶のα相(低温相)からなるα型合金、
(2)体心立方晶のβ相(高温相)からなるβ型合金、
(3)α相とβ相の混合組織を持つα+β型合金、
に大別される。これらの内、α+β型合金は、強度、比強度、熱処理性、加工性、耐食性などに優れたバランスの良い材料であり、従来は、主に宇宙航空機材料として用いられてきた。また、自動車用材料、機械構造部品用材料、一般民需用材料等としても使用されてきている。特に、α+β型合金の中でもTi−6Al−4V合金は、汎用高力チタン合金として広く用いられており、Ti合金使用量の約80%を占めている。
(1)最密六方晶のα相(低温相)からなるα型合金、
(2)体心立方晶のβ相(高温相)からなるβ型合金、
(3)α相とβ相の混合組織を持つα+β型合金、
に大別される。これらの内、α+β型合金は、強度、比強度、熱処理性、加工性、耐食性などに優れたバランスの良い材料であり、従来は、主に宇宙航空機材料として用いられてきた。また、自動車用材料、機械構造部品用材料、一般民需用材料等としても使用されてきている。特に、α+β型合金の中でもTi−6Al−4V合金は、汎用高力チタン合金として広く用いられており、Ti合金使用量の約80%を占めている。
しかしながら、Ti−6Al−4V合金は、高価なVを含んでいるために高コストである。また、Ti合金は、一般に比強度が高いが、ある種の用途(例えば、ゴルフクラブヘッド)においては、さらなる高比強度化が求められている。さらに、鋳造品に使用されるTi合金には、良好な鋳造性も求められる。
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、7.0〜8.5重量%のAlと、0.6〜1.0重量%のFeを含み、残部がTiと付随的不純物であるチタン合金が開示されている。
同文献には、所定量のAl及びFeを添加することによって、良好な鋳造性及び溶接性を維持しながら、優れた弾性率を有するチタン合金が得られる点が記載されている。
例えば、特許文献1には、7.0〜8.5重量%のAlと、0.6〜1.0重量%のFeを含み、残部がTiと付随的不純物であるチタン合金が開示されている。
同文献には、所定量のAl及びFeを添加することによって、良好な鋳造性及び溶接性を維持しながら、優れた弾性率を有するチタン合金が得られる点が記載されている。
また、特許文献2には、質量でAl:5.5〜7.0%、Fe:0.5〜4.0%、O:0.5%以下、残部Ti及び不可避的不純物からなるα+β型Ti合金が開示されている。
同文献には、
(1)Vに代えてFeを用い、これを所定比率で含有させると、従来のTi−6Al−4V合金と同等以上の機械的性質を付与することができる点、及び、
(2)Feは、Vに比べて安価であるため、Ti合金を工業的に安価に製造できる点、
が記載されている。
同文献には、
(1)Vに代えてFeを用い、これを所定比率で含有させると、従来のTi−6Al−4V合金と同等以上の機械的性質を付与することができる点、及び、
(2)Feは、Vに比べて安価であるため、Ti合金を工業的に安価に製造できる点、
が記載されている。
また、特許文献3には、質量%で、Al:5.00から7.00%、V:1.00〜3.5%、Fe:0.40超え〜1.00%、O:0.20〜0.50%、C:0.05%以下、N:0.05%以下を含有し、V当量(=V%+4.2Fe%)が3.00〜5.50%であり、残部が実質的にTiからなる高強度Ti合金が開示されている。
同文献には、
(1)Ti−6Al−4VのVの一部をFeで置換し、V当量を所定の範囲とすると、Ti−6−Al−4V合金と同等以上の強度を得ることができる点、及び、
(2)不純物としてFeを含有する安価なスポンジチタンを原料に用いることができるので、高強度のTi合金を安価に製造することができる点、
が記載されている。
同文献には、
(1)Ti−6Al−4VのVの一部をFeで置換し、V当量を所定の範囲とすると、Ti−6−Al−4V合金と同等以上の強度を得ることができる点、及び、
(2)不純物としてFeを含有する安価なスポンジチタンを原料に用いることができるので、高強度のTi合金を安価に製造することができる点、
が記載されている。
さらに、特許文献4には、質量%で、Al:5.5〜7.00%、Fe:0.50〜4.00%、N:0.02〜0.10%、及びO:0.05〜0.40%を含有し、残部がTi及び不可避不純物からなる高強度Ti合金が開示されている。
同文献には、
(1)Ti−6Al−4V合金のVをFeに置換し、Nを適量含有させることにより、Ti−6Al−4V合金と同等以上の強度が得られる点、及び、
(2)不純物としてFeを含有する安価なスポンジチタンを原料に用いることができるので、高強度のTi合金を安価に製造することができる点、
が記載されている。
同文献には、
(1)Ti−6Al−4V合金のVをFeに置換し、Nを適量含有させることにより、Ti−6Al−4V合金と同等以上の強度が得られる点、及び、
(2)不純物としてFeを含有する安価なスポンジチタンを原料に用いることができるので、高強度のTi合金を安価に製造することができる点、
が記載されている。
近年、ゴルフメーカーからゴルフクラブヘッドのさらなる低比重化の要望が強くなっている。そのため、ゴルフクラブヘッドには、低比重チタン合金としてTi−6Al−1Fe合金が使用され始めている。しかしながら、代表的なチタン合金であるTi−6Al−4V合金と比較して、低比重化の効果は小さい。
一方、ゴルフクラブヘッドのボディ部分には、一般に鋳造品が用いられるが、強度が高く、かつ鋳造性に優れたTi合金が提案された例は、従来にはない。
一方、ゴルフクラブヘッドのボディ部分には、一般に鋳造品が用いられるが、強度が高く、かつ鋳造性に優れたTi合金が提案された例は、従来にはない。
本発明が解決しようとする課題は、Ti−6Al−4V合金よりも強度が高く、鋳造性に優れた鋳造用α+β型チタン合金、及び、このような鋳造用α+β型チタン合金を用いたゴルフクラブヘッド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鋳造用α+β型チタン合金の1番目は、
5.0≦Al≦7.0mass%、
0.5≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%、及び
0.01≦C+N+O≦0.5mass%、
を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、
鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下であることを要旨とする。
鋳造用α+β型チタン合金は、さらにCu及び/又は(B+Si)を含むものが好ましい。
5.0≦Al≦7.0mass%、
0.5≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%、及び
0.01≦C+N+O≦0.5mass%、
を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、
鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下であることを要旨とする。
鋳造用α+β型チタン合金は、さらにCu及び/又は(B+Si)を含むものが好ましい。
本発明に係る鋳造用α+β型チタン合金の2番目は、
5.0≦Al≦7.0mass%、
2.0≦V≦6.0mass%、
0.1≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%、及び
0.01≦C+N+O≦0.5mass%、
を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、
鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下であることを要旨とする。
鋳造用α+β型チタン合金は、さらにCu及び/又は(B+Si)を含むものが好ましい。
5.0≦Al≦7.0mass%、
2.0≦V≦6.0mass%、
0.1≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%、及び
0.01≦C+N+O≦0.5mass%、
を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、
鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下であることを要旨とする。
鋳造用α+β型チタン合金は、さらにCu及び/又は(B+Si)を含むものが好ましい。
さらに、本発明に係るゴルフクラブヘッドは、本発明に係る鋳造用α+β型チタン合金を用いたことを要旨とする。
Tiに対して所定量のAlを添加すると同時に、所定量の(Fe+Cr+Ni)又は(Fe+Cr+Ni)+Vを添加すると、鋳造性が向上し、しかも高強度が得られる。これらの元素に加えて、さらに所定量のCuを添加すると、鋳造性がさらに向上し、あるいは、強度がさらに向上する。また、所定量の(B+Si)を添加すると、結晶粒の微細化に効果がある。
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. 鋳造用α+β型チタン合金(1)]
[1.1 成分]
本発明の第1の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、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. 鋳造用α+β型チタン合金(1)]
[1.1 成分]
本発明の第1の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、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) 5.0≦Al≦7.0mass%。
Alは、合金のα相を固溶強化する元素である。また、Alは、Tiよりも軽いので、合金を低比重化(すなわち、高比強度化)させる元素である。さらに、Alを添加することによって融点が低下し、鋳造性が向上する。このような効果を得るためには、Al含有量は、5.0mass%以上が好ましい。
一方、Al含有量が過剰になると、金属間化合物Ti3Alが析出し、合金を脆化させる。従って、Al含有量は、7.0mass%以下が好ましい。
Alは、合金のα相を固溶強化する元素である。また、Alは、Tiよりも軽いので、合金を低比重化(すなわち、高比強度化)させる元素である。さらに、Alを添加することによって融点が低下し、鋳造性が向上する。このような効果を得るためには、Al含有量は、5.0mass%以上が好ましい。
一方、Al含有量が過剰になると、金属間化合物Ti3Alが析出し、合金を脆化させる。従って、Al含有量は、7.0mass%以下が好ましい。
(2) 0.5≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%。
Fe、Cr及びNiは、いずれもβ相を安定化させる効果がある。このような効果を得るためには、Fe、Cr及びNiの含有量は、総量で0.5mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、比重が増大する。従って、Fe、Cr及びNiの含有量は、総量で10.0mass%以下が好ましい。
なお、Fe、Cr及びNiは、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。
Fe、Cr及びNiは、いずれもβ相を安定化させる効果がある。このような効果を得るためには、Fe、Cr及びNiの含有量は、総量で0.5mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、比重が増大する。従って、Fe、Cr及びNiの含有量は、総量で10.0mass%以下が好ましい。
なお、Fe、Cr及びNiは、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。
(3) 0.01≦C+N+O≦0.5mass%。
C、N及びOは、いずれもα相を安定化させる効果がある。このような効果を得るためには、C、N及びOの含有量は、総量で0.01mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、靱性を低下させる。従って、C、N及びOの含有量は、総量で0.5mass%以下が好ましい。
なお、C、N及びOは、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。
C、N及びOは、いずれもα相を安定化させる効果がある。このような効果を得るためには、C、N及びOの含有量は、総量で0.01mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、靱性を低下させる。従って、C、N及びOの含有量は、総量で0.5mass%以下が好ましい。
なお、C、N及びOは、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。
本発明の第1の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、上述した元素に加えて、以下のような1種又は2種以上の元素をさらに含んでいても良い。
(4) 0.1≦Cu≦10.0mass%。
Cuは、融点の低下に効果がある。このような効果を得るためには、Cu含有量は、0.1mass%以上が好ましい。
一方、Cu含有量が過剰になると、比重が増大する。従って、Cu含有量は、10.0mass%以下が好ましい。
Cuは、融点の低下に効果がある。このような効果を得るためには、Cu含有量は、0.1mass%以上が好ましい。
一方、Cu含有量が過剰になると、比重が増大する。従って、Cu含有量は、10.0mass%以下が好ましい。
(5) 0.01≦B+Si≦0.5mass%。
B及びSiは、いずれも結晶粒を微細化する効果がある。このような効果を得るためには、B及びSiの含有量は、総量で0.01mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大なホウ化物やシリサイドが析出し、疲労強度を低下させる。従って、B及びSiの含有量は、総量で0.5mass%以下が好ましい。
なお、B及びSiは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を同時に添加しても良い。
B及びSiは、いずれも結晶粒を微細化する効果がある。このような効果を得るためには、B及びSiの含有量は、総量で0.01mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大なホウ化物やシリサイドが析出し、疲労強度を低下させる。従って、B及びSiの含有量は、総量で0.5mass%以下が好ましい。
なお、B及びSiは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を同時に添加しても良い。
[1.2 特性]
本発明の第1の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、添加元素の種類及び添加量を最適化することによって、鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上となり、融点が1650℃以下となる。このような鋳造用α+β型チタン合金は、特にゴルフクラブヘッドとして有用である。
本発明の第1の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、添加元素の種類及び添加量を最適化することによって、鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上となり、融点が1650℃以下となる。このような鋳造用α+β型チタン合金は、特にゴルフクラブヘッドとして有用である。
[2. 鋳造用α+β型チタン合金(2)]
[2.1 成分]
本発明の第2の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、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。
[2.1 成分]
本発明の第2の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、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) 5.0≦Al≦7.0mass%。
Alは、合金のα相を固溶強化する元素である。また、Alは、Tiよりも軽いので、合金を低比重化(すなわち、高比強度化)させる元素である。さらに、Alを添加することによって融点が低下し、鋳造性が向上する。このような効果を得るためには、Al含有量は、5.0mass%以上が好ましい。
一方、Al含有量が過剰になると、金属間化合物Ti3Alが析出し、合金を脆化させる。従って、Al含有量は、7.0mass%以下が好ましい。
Alは、合金のα相を固溶強化する元素である。また、Alは、Tiよりも軽いので、合金を低比重化(すなわち、高比強度化)させる元素である。さらに、Alを添加することによって融点が低下し、鋳造性が向上する。このような効果を得るためには、Al含有量は、5.0mass%以上が好ましい。
一方、Al含有量が過剰になると、金属間化合物Ti3Alが析出し、合金を脆化させる。従って、Al含有量は、7.0mass%以下が好ましい。
(2) 2.0≦V≦6.0mass%。
Vは、β相を安定化させる効果がある。このような効果を得るためには、V含有量は、2.0mass%以上が好ましい。
一方、V含有量が過剰になると、比重が大きくなる。従って、V含有量は、6.0mass%以下が好ましい。
なお、合金製造時において、V源には、純金属を用いても良く、あるいは、Ti−6Al−4V合金スクラップを用いても良い。
Vは、β相を安定化させる効果がある。このような効果を得るためには、V含有量は、2.0mass%以上が好ましい。
一方、V含有量が過剰になると、比重が大きくなる。従って、V含有量は、6.0mass%以下が好ましい。
なお、合金製造時において、V源には、純金属を用いても良く、あるいは、Ti−6Al−4V合金スクラップを用いても良い。
(3) 0.1≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%。
Fe、Cr及びNiは、Vと同様に、β相を安定化させる効果がある。従って、Vを含む材料の場合、Fe等の添加量が相対的に少量であっても、第1の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金と同等の効果が得られる。このような効果を得るためには、Fe、Cr及びNiの含有量は、総量で0.1mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、比重が増大する。従って、Fe、Cr及びNiの含有量は、総量で10.0mass%以下が好ましい。
なお、Fe、Cr及びNiは、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。
Fe、Cr及びNiは、Vと同様に、β相を安定化させる効果がある。従って、Vを含む材料の場合、Fe等の添加量が相対的に少量であっても、第1の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金と同等の効果が得られる。このような効果を得るためには、Fe、Cr及びNiの含有量は、総量で0.1mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、比重が増大する。従って、Fe、Cr及びNiの含有量は、総量で10.0mass%以下が好ましい。
なお、Fe、Cr及びNiは、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) 0.01≦C+N+O≦0.5mass%。
C、N及びOは、いずれもα相を安定化させる効果がある。このような効果を得るためには、C、N及びOの含有量は、総量で0.01mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、靱性を低下させる。従って、C、N及びOの含有量は、総量で0.5mass%以下が好ましい。
なお、C、N及びOは、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。
C、N及びOは、いずれもα相を安定化させる効果がある。このような効果を得るためには、C、N及びOの含有量は、総量で0.01mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、靱性を低下させる。従って、C、N及びOの含有量は、総量で0.5mass%以下が好ましい。
なお、C、N及びOは、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。
本発明の第2の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、上述した元素に加えて、以下のような1種又は2種以上の元素をさらに含んでいても良い。
(5) 0.1≦Cu≦10.0mass%。
Cuは、融点の低下に効果がある。このような効果を得るためには、Cu含有量は、0.1mass%以上が好ましい。
一方、Cu含有量が過剰になると、比重が増大する。従って、Cu含有量は、10.0mass%以下が好ましい。
Cuは、融点の低下に効果がある。このような効果を得るためには、Cu含有量は、0.1mass%以上が好ましい。
一方、Cu含有量が過剰になると、比重が増大する。従って、Cu含有量は、10.0mass%以下が好ましい。
(6) 0.01≦B+Si≦0.5mass%。
B及びSiは、いずれも結晶粒を微細化する効果がある。このような効果を得るためには、B及びSiの含有量は、総量で0.01mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大なホウ化物やシリサイドが析出し、疲労強度を低下させる。従って、B及びSiの含有量は、総量で0.5mass%以下が好ましい。
なお、B及びSiは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を同時に添加しても良い。
B及びSiは、いずれも結晶粒を微細化する効果がある。このような効果を得るためには、B及びSiの含有量は、総量で0.01mass%以上が好ましい。
一方、これらの元素の含有量が過剰になると、粗大なホウ化物やシリサイドが析出し、疲労強度を低下させる。従って、B及びSiの含有量は、総量で0.5mass%以下が好ましい。
なお、B及びSiは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を同時に添加しても良い。
[2.2 特性]
本発明の第2の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、添加元素の種類及び添加量を最適化することによって、鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上となり、融点が1650℃以下となる。このような鋳造用α+β型チタン合金は、特にゴルフクラブヘッドとして有用である。
本発明の第2の実施の形態に係る鋳造用α+β型チタン合金は、添加元素の種類及び添加量を最適化することによって、鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上となり、融点が1650℃以下となる。このような鋳造用α+β型チタン合金は、特にゴルフクラブヘッドとして有用である。
[3. 鋳造用α+β型チタン合金の作用]
従来、α+β型のチタン合金において、Al含有量が過剰になると、Ti3Al等が生成することによって強度や熱間加工性が低下すると考えられていた。しかしながら、Tiに対して一定量以上のAlを添加すると、鋳造性が向上する。また、高Al組成のチタン合金を鋳造に適用すると、実際には強度を低下させることがなく、むしろ合金を低比重化できるので、比強度も高くなる。
さらに、Tiに対して所定量のAlを添加すると同時に、所定量の(Fe+Cr+Ni)又は(Fe+Cr+Ni)+Vを添加すると、鋳造性が向上し、しかも高強度が得られる。これらの元素に加えて、さらに所定量のCuを添加すると、鋳造性がさらに向上し、あるいは、強度がさらに向上する。また、所定量の(B+Si)を添加すると、結晶粒の微細化に効果がある。
従来、α+β型のチタン合金において、Al含有量が過剰になると、Ti3Al等が生成することによって強度や熱間加工性が低下すると考えられていた。しかしながら、Tiに対して一定量以上のAlを添加すると、鋳造性が向上する。また、高Al組成のチタン合金を鋳造に適用すると、実際には強度を低下させることがなく、むしろ合金を低比重化できるので、比強度も高くなる。
さらに、Tiに対して所定量のAlを添加すると同時に、所定量の(Fe+Cr+Ni)又は(Fe+Cr+Ni)+Vを添加すると、鋳造性が向上し、しかも高強度が得られる。これらの元素に加えて、さらに所定量のCuを添加すると、鋳造性がさらに向上し、あるいは、強度がさらに向上する。また、所定量の(B+Si)を添加すると、結晶粒の微細化に効果がある。
また、本発明に係る鋳造用α+β型チタン合金の内、Feを主要添加元素として含むものは、不純物としてFeを含む安価なスポンジチタンを原料として使用することができる。また、Feを添加することによって、高価なVの使用量を減らすことができる。そのため、鋳造用α+β型チタン合金をさらに低コスト化することができる。
さらに、本発明に係る鋳造用α+β型チタン合金は、強度が高く、かつ鋳造性に優れているので、これを例えばゴルフクラブヘッドに適用すれば、安価、かつ、軽量のゴルフクラブヘッドが得られる。
さらに、本発明に係る鋳造用α+β型チタン合金は、強度が高く、かつ鋳造性に優れているので、これを例えばゴルフクラブヘッドに適用すれば、安価、かつ、軽量のゴルフクラブヘッドが得られる。
(実施例1〜38、比較例1〜5)
[1. 試料の作製]
所定の組成となるように配合した原料を溶解し、減圧鋳造により所定の形状を有する試料を作製した。表1及び表2に、各試料の化学組成を示す。なお、表1及び表2中、「−」は、0.01mass%未満であることを表す。
[1. 試料の作製]
所定の組成となるように配合した原料を溶解し、減圧鋳造により所定の形状を有する試料を作製した。表1及び表2に、各試料の化学組成を示す。なお、表1及び表2中、「−」は、0.01mass%未満であることを表す。
[2. 試験方法]
[2.1 融点]
減圧鋳造装置に熱電対を付け、融点を実測した。
[2.2 硬さ]
硬さは、ビッカース硬度計を用いて加重300gで5点測定し、平均を求めた。
[2.3 引張強さ]
減圧鋳造によってASTME8規定の3号試験片(直径6.35mm、標点基準25mm)を作製し、引張強さを測定した。
引張試験は、インストロン型引張試験機を用いてクロスヘッド速度5×10-5m/sで行った。
[2.4 湯回り不良率]
湯回り不良率は、減圧鋳造により作製した板状試験片(2×10×50mm)を用いて、湯回り不良の発生を調べた。湯回り不良は目視で個数を数え、すべての板状試験片中で不良の発生した試験片の割合を百分率で表した。
[2.1 融点]
減圧鋳造装置に熱電対を付け、融点を実測した。
[2.2 硬さ]
硬さは、ビッカース硬度計を用いて加重300gで5点測定し、平均を求めた。
[2.3 引張強さ]
減圧鋳造によってASTME8規定の3号試験片(直径6.35mm、標点基準25mm)を作製し、引張強さを測定した。
引張試験は、インストロン型引張試験機を用いてクロスヘッド速度5×10-5m/sで行った。
[2.4 湯回り不良率]
湯回り不良率は、減圧鋳造により作製した板状試験片(2×10×50mm)を用いて、湯回り不良の発生を調べた。湯回り不良は目視で個数を数え、すべての板状試験片中で不良の発生した試験片の割合を百分率で表した。
[3. 結果]
表3及び表4に、試験結果を示す。比較例1(Ti−6Al−4V合金)は、引張強さ:860MPa、融点:1660℃であった。比較例2〜4は、Alが少ないために、比較例1に比べて引張強さが低く、鋳造性も悪い。比較例5は、引張強さも低く、また融点も高い。
これに対し、実施例1〜39は、適量のAlと適量のβ安定化元素を含んでいるために、いずれも比較例1に比べて強度が高く、鋳造性も向上した。
特に、Vを含まない材料において、Cuの添加は、強度をCu無添加と同等以上に維持したまま、融点を低下させる効果がある。また、B及びSiの添加は、融点を上昇させることなく、結晶粒を微細化させる効果がある。
さらに、Vの添加は、融点を上昇させることなく、強度を向上させる効果がある。Vを添加した材料において、Cuの添加は、強度をCu無添加と同等以上に維持したまま、融点を低下させる効果がある。また、Vを添加した材料において、B及び/又はSiの添加は、融点を上昇させることなく、結晶粒を微細化させる効果がある。
表3及び表4に、試験結果を示す。比較例1(Ti−6Al−4V合金)は、引張強さ:860MPa、融点:1660℃であった。比較例2〜4は、Alが少ないために、比較例1に比べて引張強さが低く、鋳造性も悪い。比較例5は、引張強さも低く、また融点も高い。
これに対し、実施例1〜39は、適量のAlと適量のβ安定化元素を含んでいるために、いずれも比較例1に比べて強度が高く、鋳造性も向上した。
特に、Vを含まない材料において、Cuの添加は、強度をCu無添加と同等以上に維持したまま、融点を低下させる効果がある。また、B及びSiの添加は、融点を上昇させることなく、結晶粒を微細化させる効果がある。
さらに、Vの添加は、融点を上昇させることなく、強度を向上させる効果がある。Vを添加した材料において、Cuの添加は、強度をCu無添加と同等以上に維持したまま、融点を低下させる効果がある。また、Vを添加した材料において、B及び/又はSiの添加は、融点を上昇させることなく、結晶粒を微細化させる効果がある。
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。
本発明に係る鋳造用α+β型チタン合金は、ゴルフクラブヘッド、化学工業装置、電気機器、宇宙機器、航空機、船舶、車両、医療器、復水器、熱交換器、海水淡水化装置などに用いられる各種構造用部品、耐食用部品等に用いることができる。
Claims (7)
- 5.0≦Al≦7.0mass%、
0.5≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%、及び
0.01≦C+N+O≦0.5mass%、
を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、
鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下である鋳造用α+β型チタン合金。 - 0.1≦Cu≦10.0mass%
をさらに含む請求項1に記載の鋳造用α+β型チタン合金。 - 0.01≦B+Si≦0.5mass%
をさらに含む請求項1又は2に記載の鋳造用α+β型チタン合金。 - 5.0≦Al≦7.0mass%、
2.0≦V≦6.0mass%、
0.1≦Fe+Cr+Ni≦10.0mass%、及び
0.01≦C+N+O≦0.5mass%、
を含み、残部がTi及び不可避的不純物からなり、
鋳造ままの状態で引張強さが890MPa以上であり、融点が1650℃以下である鋳造用α+β型チタン合金。 - 0.1≦Cu≦10.0mass%
をさらに含む請求項4に記載の鋳造用α+β型チタン合金。 - 0.01≦B+Si≦0.5mass%
をさらに含む請求項4又は5に記載の鋳造用α+β型チタン合金。 - 請求項1から6までのいずれかに記載の鋳造用α+β型チタン合金を用いたゴルフクラブヘッド。
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Cited By (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2012108319A1 (ja) | 2011-02-10 | 2012-08-16 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材 |
CN102925748A (zh) * | 2012-09-11 | 2013-02-13 | 西安赛特金属材料开发有限公司 | 一种钛基合金材料及其制备工艺 |
KR20130122650A (ko) | 2011-02-24 | 2013-11-07 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α+β형 티타늄 합금판과 그 제조 방법 |
WO2014027677A1 (ja) | 2012-08-15 | 2014-02-20 | 新日鐵住金株式会社 | 強度および靭性に優れた省資源型チタン合金部材およびその製造方法 |
CN105088014A (zh) * | 2015-09-15 | 2015-11-25 | 北京工业大学 | 一种低成本高强度Ti-Fe合金坯料及其制备工艺 |
JP2016017227A (ja) * | 2014-07-10 | 2016-02-01 | ザ・ボーイング・カンパニーTheBoeing Company | 締め具用のチタン合金 |
CN106271314A (zh) * | 2016-08-31 | 2017-01-04 | 南京惠德机械有限公司 | 一种高强度夹具 |
KR20170125981A (ko) | 2015-03-26 | 2017-11-15 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | α-β형 타이타늄 합금 |
CN108842095A (zh) * | 2018-05-22 | 2018-11-20 | 南京工业大学 | 低成本高强α+β钛合金及其制备方法 |
JP2019014965A (ja) * | 2017-07-10 | 2019-01-31 | 復盛應用科技股▲分▼有限公司 | ゴルフクラブヘッド用合金及びそれを用いたゴルフクラブヘッドの製造方法 |
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 |
WO2020085586A1 (ko) * | 2017-11-09 | 2020-04-30 | 한국기계연구원 | 융점 1,900℃ 이하 원소로 구성된 고강도 고연성 타이타늄 합금 |
CN112813302A (zh) * | 2019-11-15 | 2021-05-18 | 苏州森锋医疗器械有限公司 | 高疲劳强度医用钛合金及其热加工与热处理方法及器件 |
WO2023145050A1 (ja) * | 2022-01-31 | 2023-08-03 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金板 |
WO2023181104A1 (ja) * | 2022-03-22 | 2023-09-28 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金材、チタン合金線材、チタン合金粉末およびチタン合金材の製造方法 |
-
2008
- 2008-06-30 JP JP2008171001A patent/JP2010007166A/ja active Pending
Cited By (20)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2012108319A1 (ja) | 2011-02-10 | 2012-08-16 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材 |
KR20130122650A (ko) | 2011-02-24 | 2013-11-07 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α+β형 티타늄 합금판과 그 제조 방법 |
CN104583431B (zh) * | 2012-08-15 | 2017-05-31 | 新日铁住金株式会社 | 强度以及韧性优异的资源节约型钛合金构件及其制造方法 |
KR20150012287A (ko) | 2012-08-15 | 2015-02-03 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강도 및 인성이 우수한 자원 절약형 티탄 합금 부재 및 그 제조 방법 |
CN104583431A (zh) * | 2012-08-15 | 2015-04-29 | 新日铁住金株式会社 | 强度以及韧性优异的资源节约型钛合金构件及其制造方法 |
US9689062B2 (en) | 2012-08-15 | 2017-06-27 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Resource saving-type titanium alloy member possessing improved strength and toughness and method for manufacturing the same |
WO2014027677A1 (ja) | 2012-08-15 | 2014-02-20 | 新日鐵住金株式会社 | 強度および靭性に優れた省資源型チタン合金部材およびその製造方法 |
KR101643838B1 (ko) | 2012-08-15 | 2016-07-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강도 및 인성이 우수한 자원 절약형 티탄 합금 부재 및 그 제조 방법 |
CN102925748A (zh) * | 2012-09-11 | 2013-02-13 | 西安赛特金属材料开发有限公司 | 一种钛基合金材料及其制备工艺 |
JP2016017227A (ja) * | 2014-07-10 | 2016-02-01 | ザ・ボーイング・カンパニーTheBoeing Company | 締め具用のチタン合金 |
KR20170125981A (ko) | 2015-03-26 | 2017-11-15 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | α-β형 타이타늄 합금 |
CN105088014A (zh) * | 2015-09-15 | 2015-11-25 | 北京工业大学 | 一种低成本高强度Ti-Fe合金坯料及其制备工艺 |
CN106271314A (zh) * | 2016-08-31 | 2017-01-04 | 南京惠德机械有限公司 | 一种高强度夹具 |
JP2019014965A (ja) * | 2017-07-10 | 2019-01-31 | 復盛應用科技股▲分▼有限公司 | ゴルフクラブヘッド用合金及びそれを用いたゴルフクラブヘッドの製造方法 |
WO2020085586A1 (ko) * | 2017-11-09 | 2020-04-30 | 한국기계연구원 | 융점 1,900℃ 이하 원소로 구성된 고강도 고연성 타이타늄 합금 |
CN108842095A (zh) * | 2018-05-22 | 2018-11-20 | 南京工业大学 | 低成本高强α+β钛合金及其制备方法 |
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 |
CN112813302A (zh) * | 2019-11-15 | 2021-05-18 | 苏州森锋医疗器械有限公司 | 高疲劳强度医用钛合金及其热加工与热处理方法及器件 |
WO2023145050A1 (ja) * | 2022-01-31 | 2023-08-03 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金板 |
WO2023181104A1 (ja) * | 2022-03-22 | 2023-09-28 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金材、チタン合金線材、チタン合金粉末およびチタン合金材の製造方法 |
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