JP2010111928A - Titanium alloy, titanium alloy member and method for producing titanium alloy member - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、チタン合金、チタン合金部材、及びチタン合金部材製造方法に関する。 The present invention relates to a titanium alloy, a titanium alloy member, and a titanium alloy member manufacturing method.
従来、チタン合金で形成された部材（チタン合金部材）は、通常、鉄やその合金などの鉄系金属材料によって形成された部材に比べて軽量でありながらもヤング率や硬度などといった強度面において優れていることからゴルフクラブなどのスポーツ・レジャー用具、人工骨などの医療用製品、メガネフレームや各種プラント用部材をはじめとして、航空・宇宙関係機器などの製品に広く用いられている。
このようなチタン合金部材には、さらなる軽量化と強度の向上が求められている。
Conventionally, a member formed of a titanium alloy (titanium alloy member) is usually lighter than a member formed of an iron-based metal material such as iron or its alloy, but in terms of strength such as Young's modulus and hardness. Because of its superiority, it is widely used in sports and leisure equipment such as golf clubs, medical products such as artificial bones, eyeglass frames and various plant components, as well as products such as aerospace equipment.
Such titanium alloy members are required to be further reduced in weight and improved in strength.
ところで、高いヤング率と、低い密度を有するチタン合金としてα＋β型のチタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖが広く知られているが、このＴｉ−６Ａｌ−４Ｖは、強度に関して十分な特性を有しておらず、従来、下記特許文献１に示されていうようにチタン合金の高強度化への取り組みがなされている。
しかし、この特許文献１における取り組みでは、密度に関して十分な考慮がなされていないことから軽量で且つ高強度なチタン合金部材を作製するのに有用なチタン合金を得ることが困難である。
By the way, Ti-6Al-4V, which is an α + β type titanium alloy, is widely known as a titanium alloy having a high Young's modulus and a low density, but this Ti-6Al-4V has sufficient characteristics with respect to strength. However, conventionally, as shown in Patent Document 1 below, efforts have been made to increase the strength of titanium alloys.
However, in the approach in Patent Document 1, sufficient consideration regarding density is not made, so that it is difficult to obtain a titanium alloy useful for producing a lightweight and high-strength titanium alloy member.
本発明は、軽量で且つ高強度なチタン合金部材の作製に有用なチタン合金を提供するとともに該チタン合金が用いられてなる加工性に優れたチタン合金部材と、加工性に優れたチタン合金部材の製造方法とを提供することを課題としている。 The present invention provides a titanium alloy useful for the production of a lightweight and high-strength titanium alloy member and a titanium alloy member excellent in workability using the titanium alloy, and a titanium alloy member excellent in workability It is an object of the present invention to provide a manufacturing method.
α型チタン合金は、一般にＡｌが多く添加され、密度が小さくヤング率が高くなる傾向にあるものの強度が不十分となる傾向にあり、一方でβ型チタン合金は、一般にＡｌ添加量が少なく、β安定化元素であるＶ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｆｅ等を多く含有しており、時効特性に優れ高強度とすることが可能である反面上記のようなβ安定化元素が多いことで密度を大きくする傾向にあることから本発明者らはα＋β型チタン合金に着目して上記課題を解決すべく鋭意検討を実施した。 The α-type titanium alloy is generally added with a large amount of Al and tends to have insufficient strength although the density tends to be small and the Young's modulus is high, while the β-type titanium alloy generally has a small Al addition amount, It contains a large amount of β-stabilizing elements such as V, Mo, Cr, Fe, etc., and it has excellent aging characteristics and high strength. On the other hand, a large amount of β-stabilizing elements as described above increases the density. In view of this tendency, the present inventors paid attention to α + β type titanium alloys and conducted intensive studies to solve the above problems.
そして、α安定化元素の添加量が少ないと高強度化せず、時効特性が悪くなるが、ヤング率が上昇し密度が低下する傾向にあることからこれらをバランス良く添加することに配慮して高強度且つ低密度のチタン合金を得るために最適な添加元素の検討を行った。 And if the amount of α-stabilizing element added is small, the strength does not increase and the aging characteristics deteriorate, but the Young's modulus tends to increase and the density tends to decrease. In order to obtain a titanium alloy with high strength and low density, the optimum additive element was investigated.
なお、β安定化元素の内、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａは、Ｔｉに固落するタイプであり、β安定化元素として主に用いられる元素であるが固溶型のβ安定化元素の内、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴａはＶに比べてチタン合金の密度を大きくしてしまうおそれがあるため、固溶型のβ安定化元素からはＶを選択し最適な添加量を検討した。 Of the β-stabilizing elements, V, Mo, Nb, and Ta are the types that fall into Ti, and are elements that are mainly used as β-stabilizing elements. , Mo, Nb, and Ta may increase the density of the titanium alloy as compared with V. Therefore, V was selected from the solid solution type β-stabilizing elements and the optimum addition amount was examined.
また、β安定化元素の内、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｕ、ＮｉなどはＴｉと共析晶を作るタイプであり、β安定化度を向上させる力は固溶型に比べ強く、強度向上への寄与が大きいことからこれらの内から一つの元素を選択すべく検討を実施し、チタン合金の密度を大きくしすぎるおそれの低いＣｒを選択した。 Of the β-stabilizing elements, Cr, Fe, Cu, Ni, etc. are types that form eutectoid crystals with Ti, and the power to improve β-stabilization is stronger than solid solution type, contributing to strength improvement. Therefore, examination was carried out to select one element from these, and Cr having a low possibility of excessively increasing the density of the titanium alloy was selected.
さらに、中性元素であるＳｎ、Ｚｒ、Ｈｆについては、強度向上への寄与を図ることができることからこれらの内から一つの元素を選択すべく検討を実施し、チタン合金の密度を大きくしすぎるおそれの低いＳｎを選択した。
以上のようにしてＴｉ−Ａｌ−Ｓｎ−Ｃｒ−Ｖ系にてその元素の割合を検討して本発明を完成させた。
Further, since Sn, Zr, and Hf, which are neutral elements, can contribute to the improvement of strength, a study was conducted to select one of these elements, and the density of the titanium alloy was increased too much. Sn with low fear was selected.
Thus, the present invention was completed by examining the ratio of the elements in the Ti—Al—Sn—Cr—V system.
すなわち、本発明に係るチタン合金は、質量で、Ａｌの含有量が３〜７％、Ｓｎの含有量が１〜４％、Ｃｒの含有量が１〜５％、Ｖの含有量が１〜８％であり、残部がＴｉおよび不可避不純物からなることを特徴としている。 That is, the titanium alloy according to the present invention has a mass of Al content of 3 to 7%, Sn content of 1 to 4%, Cr content of 1 to 5%, and V content of 1 to 1%. 8%, and the balance is made of Ti and inevitable impurities.
また、本発明者らは、上記チタン合金が用いられてなるチタン合金部材の加工性について鋭意検討を行い、チタン合金部材とチタン合金部材製造方法にかかる発明を完成させた。
すなわち、チタン合金部材にかかる本発明は、上記のようなチタン合金が用いられて形成されてなり、初析α相の平均粒径が０．１μｍ以上、１０μｍ以下となるよう形成されていることを特徴としている。
In addition, the present inventors diligently studied the workability of the titanium alloy member using the titanium alloy, and completed the invention relating to the titanium alloy member and the titanium alloy member manufacturing method.
That is, the present invention relating to a titanium alloy member is formed using the titanium alloy as described above, and is formed so that the average particle size of the pro-eutectoid α phase is 0.1 μm or more and 10 μm or less. It is characterized by.
さらに、チタン合金部材製造方法に係る本発明は、上記のようなチタン合金でインゴットを作製し、該インゴットをβ変態点以上、（β変態点＋２００℃）以下の温度で熱間加工を実施した後に、（β変態点−２００℃）以上、（β変態点−３０℃）以下の温度で下記式における相当ひずみ量の値（Ａ）が０．５以上となるように熱間加工を実施してチタン合金部材を作製することを特徴としている。
Ａ＝｛（ε1 2＋ε2 2＋ε3 2）×２／３｝0.5
（ただし、ε1、ε2、及びε3は、主方向の対数ひずみを表す。）
Further, in the present invention relating to the titanium alloy member manufacturing method, an ingot is made of the titanium alloy as described above, and the ingot is hot worked at a temperature not lower than the β transformation point and not higher than (β transformation point + 200 ° C.). Later, hot working was performed at a temperature not lower than (β transformation point−200 ° C.) and not higher than (β transformation point−30 ° C.) so that the value (A) of the equivalent strain amount in the following formula was 0.5 or more. It is characterized by producing a titanium alloy member.
A = {(ε 1 2 + ε 2 2 + ε 3 2 ) × 2/3} 0.5
(However, ε 1 , ε 2 , and ε 3 represent logarithmic strains in the main direction.)
本発明によれば、優れた強度と低い密度を有するチタン合金を得ることができ、該チタン合金を用いること軽量で且つ高強度なチタン合金部材を得ることができる。
また、本発明によれば加工性に優れたチタン合金部材を得ることができる。
According to the present invention, a titanium alloy having excellent strength and low density can be obtained, and a lightweight and high strength titanium alloy member can be obtained by using the titanium alloy.
Moreover, according to this invention, the titanium alloy member excellent in workability can be obtained.
以下に、本発明の好ましい実施の形態についてチタン合金が用いられてなる板状のチタン合金部材（以下「チタン合金板」ともいう）を例示しつつ説明する。
なお、以下には詳述しないが、板状以外の形状（棒、線、アングル、形鍛造品など）のチタン合金部材についても同様である。
Hereinafter, a preferred embodiment of the present invention will be described with reference to a plate-like titanium alloy member (hereinafter also referred to as “titanium alloy plate”) in which a titanium alloy is used.
Although not described in detail below, the same applies to a titanium alloy member having a shape other than a plate shape (bar, wire, angle, shape forged product, etc.).
本実施形態におけるチタン合金板は、質量で、Ａｌの含有量が３〜７％、Ｓｎの含有量が１〜４％、Ｃｒの含有量が１〜５％、Ｖの含有量が１〜８％であり、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるチタン合金によって板状に形成されており、α相とβ相との二相組織が形成されている。
しかも、本実施形態におけるチタン合金板は、初析α相が平均粒径で０．１μｍ以上、１０μｍ以下のいずれかの大きさで存在する状態となるように形成されている。
In the present embodiment, the titanium alloy plate has a mass of Al of 3 to 7%, Sn of 1 to 4%, Cr of 1 to 5%, and V of 1 to 8 %, And the balance is formed in a plate shape by a titanium alloy composed of Ti and inevitable impurities, and a two-phase structure of an α phase and a β phase is formed.
Moreover, the titanium alloy plate in the present embodiment is formed so that the pro-eutectoid α phase exists in any state of an average particle size of 0.1 μm or more and 10 μm or less.
本実施形態に係るチタン合金板を形成するチタン合金に含有させるＡｌの量が上記のような範囲とされているのは、Ａｌはα安定化元素であり、ヤング率を上昇させ、密度を小さくする作用を有するため、その含有量が上記範囲よりも少ないとチタン合金板に十分な強度を付与することができず、またチタン合金の密度を大きくさせてチタン合金板の軽量化が困難となってしまうためである。
また、Ａｌの含有量が上記範囲よりも少ないと低いヤング率のチタン合金板しか得られなくなるおそれがある。
一方で、Ａｌの含有量が上記範囲よりも多くなるとＴｉ３Ａｌが生成しやすくなりチタン合金板が脆くなるおそれがある。
このようにチタン合金板を形成するチタン合金に含有させるＡｌが上記のような範囲とされているのは、チタン合金板の軽量化と高強度化を図るためであり、チタン合金板の軽量化と高強度化をより確実に達成させ得る点において、チタン合金におけるＡｌの含有量は、５．５％以上、６．５％以下の範囲の内のいずれかとされることが好ましい。
The amount of Al contained in the titanium alloy forming the titanium alloy plate according to the present embodiment is in the above range because Al is an α-stabilizing element that increases the Young's modulus and decreases the density. Therefore, if the content is less than the above range, sufficient strength cannot be imparted to the titanium alloy plate, and it is difficult to reduce the weight of the titanium alloy plate by increasing the density of the titanium alloy. It is because it ends up.
Further, if the Al content is less than the above range, only a titanium alloy plate having a low Young's modulus may be obtained.
On the other hand, if the Al content exceeds the above range, Ti3Al is likely to be generated, and the titanium alloy plate may become brittle.
The reason why the Al contained in the titanium alloy forming the titanium alloy plate is in the above range is to reduce the weight and strength of the titanium alloy plate and reduce the weight of the titanium alloy plate. In view of achieving higher strength with greater certainty, the Al content in the titanium alloy is preferably set in the range of 5.5% or more and 6.5% or less.
本実施形態に係るチタン合金板を形成するチタン合金に含有させるＳｎの量が上記のような範囲とされているのは、Ｓｎは、チタン合金において中性元素ではあるが、強度上昇のためには重要な成分であり上記範囲よりも含有量が少ないとチタン合金板の高強度化を図ることが難しくなるためである。
ただし、含有量を多くし過ぎると、前記Ａｌとの関係でＴｉ３Ａｌの生成を促してしまうおそれがあるばかりでなく、チタン合金の密度を必要以上に大きさせるおそれがある。
したがって、チタン合金板の軽量化と高強度化をより確実に達成させ得る点において、チタン合金におけるＳｎの含有量は、１．５％以上、２．５％以下の範囲の内のいずれかとされることが好ましい。
また、またＡｌとの関係でＴｉ３Ａｌの生成の防止を図る観点から、ＡｌとＳｎの含有量（質量％）を、それぞれＸAl、ＸSnとしたときに、（１０／３）≦（ＸAl＋ＸSn／３）≦７となる割合でＡｌとＳｎとを含有させることが好ましい。
The amount of Sn contained in the titanium alloy forming the titanium alloy plate according to the present embodiment is in the above range because Sn is a neutral element in the titanium alloy, but for increasing the strength. Is an important component, and if the content is less than the above range, it is difficult to increase the strength of the titanium alloy plate.
However, if the content is excessively large, not only may there be a risk of promoting the formation of Ti3Al due to the relationship with Al, but there is a risk that the density of the titanium alloy will be increased more than necessary.
Therefore, the content of Sn in the titanium alloy is any one of 1.5% or more and 2.5% or less in that the weight reduction and strength improvement of the titanium alloy plate can be achieved more reliably. It is preferable.
Further, from the viewpoint of preventing the formation of Ti3Al in relation to Al, when the contents (mass%) of Al and Sn are X Al and X Sn respectively, (10/3) ≦ (X Al It is preferable to contain Al and Sn at a ratio of + X Sn / 3) ≦ 7.
本実施形態に係るチタン合金板を形成するチタン合金に含有させるＣｒの量とＶの量とが上記のような範囲とされているのは、ＣｒとＶとは、チタン合金においてβ安定化元素として働く元素でありこれらの含有量がそれぞれ上記範囲よりも少ない場合には、チタン合金板の高強度化を図ることが困難となるためである。
その一方で、上記範囲を超えて含有させると、チタン合金の密度を上昇させるばかりでなくヤング率の低下を招くおそれがある。
なお、Ｃｒは、Ｖよりもβ安定化能が高いため、ＶとＣｒの含有量（質量％）を、それぞれＸV、ＸCrとしたときに、２．５≦（ＸV＋１．５ＸCr）≦１２となる割合でＶとＣｒとを含有させることが好ましい。
The amount of Cr and the amount of V contained in the titanium alloy forming the titanium alloy plate according to the present embodiment are within the above ranges because Cr and V are β-stabilizing elements in the titanium alloy. This is because when the content of these elements is less than the above range, it is difficult to increase the strength of the titanium alloy plate.
On the other hand, if the content exceeds the above range, not only the density of the titanium alloy is increased, but also the Young's modulus may be decreased.
Since Cr has higher β-stabilizing ability than V , 2.5 ≦ (X V + 1.5X Cr ) when the contents (mass%) of V and Cr are X V and X Cr , respectively. ) It is preferable to contain V and Cr in a ratio satisfying ≦ 12.
また、Ａｌ、Ｓｎ、ＣｒおよびＶの含有量（ＸAl、ＸSn、ＸCr、ＸV：質量％）は、下記の条件１〜条件３の全ての条件を満たすようにチタン合金に含有されることが好ましい。
条件１：（−２５ＸAl＋２２ＸSn＋１６ＸCr＋１２ＸV）≦３２
条件２：（−２５ＸAl−２ＸSn＋２９ＸCr＋２７ＸV）≦１２０
条件３：（１６ＸAl＋２ＸSn＋１１ＸCr＋２ＸV）≧１００
The contents of Al, Sn, Cr, and V (X Al , X Sn , X Cr , X V : mass%) are contained in the titanium alloy so as to satisfy all of the following conditions 1 to 3 It is preferable.
Condition 1: (−25X Al + 22X Sn + 16X Cr + 12X V ) ≦ 32
Condition 2: (−25X Al −2X Sn + 29X Cr + 27X V ) ≦ 120
Condition 3: (16X Al + 2X Sn + 11X Cr + 2X V ) ≧ 100
なお、上記条件１〜条件３は、本発明者らが各種の実験データを回帰計算することにより求められたものであり、条件１は、チタン合金の密度を規定するものである。
この条件１によって各成分の含有量からチタン合金の密度を一義的に求めることが可能であり、例えば、上限値である“３２”とした場合、密度は４．５６ｇ／ｃｍ3となる。
高い強度を有する一般的なα＋β型チタン合金では、通常、密度が４．６ｇ／ｃｍ3以上であることから、この条件１を満足させるように各成分を含有させることによってチタン合金の密度を４．５６ｇ／ｃｍ3以下とすることができ、チタン合金板の軽量化において奏される効果をより確実なものとさせ得る。
In addition, the said conditions 1-condition 3 are calculated | required by the present inventors performing regression calculation of various experimental data, and the conditions 1 prescribe | regulate the density of a titanium alloy.
Under this condition 1, the density of the titanium alloy can be uniquely determined from the content of each component. For example, when the upper limit value is “32”, the density is 4.56 g / cm 3 .
In general α + β type titanium alloys having high strength, the density is usually 4.6 g / cm 3 or more. Therefore, by adding each component so as to satisfy this condition 1, the density of the titanium alloy is set to 4 .56 g / cm 3 or less, and the effect exhibited in reducing the weight of the titanium alloy plate can be made more reliable.
この軽量化の効果をより顕著なものとさせ得る点においては、チタン合金の密度を４．５４ｇ／ｃｍ3以下とさせるべく、下記条件１’を満たすようにＡｌ、Ｓｎ、ＣｒおよびＶの含有量が決定されることが好ましく、チタン合金の密度を４．５２ｇ／ｃｍ3以下とさせるべく、下記条件１”を満たすようにＡｌ、Ｓｎ、ＣｒおよびＶの含有量が決定されることがさらに好ましい。
条件１’：（−２５ＸAl＋２２ＸSn＋１６ＸCr＋１２ＸV）≦１２
条件１”：（−２５ＸAl＋２２ＸSn＋１６ＸCr＋１２ＸV）≦−１２
In order to make this lightening effect more remarkable, the content of Al, Sn, Cr and V is satisfied so as to satisfy the following condition 1 ′ so that the density of the titanium alloy is 4.54 g / cm 3 or less. The amount is preferably determined, and in order to make the density of the titanium alloy 4.52 g / cm 3 or less, the contents of Al, Sn, Cr and V are further determined so as to satisfy the following condition 1 ″ preferable.
Condition 1 ′: (−25X Al + 22X Sn + 16X Cr + 12X V ) ≦ 12
Condition 1 ″: (−25X Al + 22X Sn + 16X Cr + 12X V ) ≦ −12
また、上記条件２は、このチタン合金のヤング率を規定するもので、成分からほぼ一義的に決めることが可能である。
この条件２を満足させることで純チタンと同等以上のヤング率を有するものが得られ、具体的には、１０６ＧＰａ以上のヤング率のものを得ることができる。
さらに好ましくは１１０ＧＰａ以上のヤング率のものとなるように下記条件２’を満足させることが望ましく、１１４ＧＰａ以上となるように下記条件２”を満足させることがさらに望ましい。
条件２’：（−２５ＸAl−２ＸSn＋２９ＸCr＋２７ＸV）≦８０
条件２”：（−２５ＸAl−２ＸSn＋２９ＸCr＋２７ＸV）≦４０
なお、このチタン合金のヤング率については、（β変態点−２００℃）以上、（β変態点−３０℃）以下の温度で圧延した後、圧延方向について共振法で求めたものである。
The condition 2 defines the Young's modulus of the titanium alloy and can be determined almost uniquely from the components.
When this condition 2 is satisfied, a material having a Young's modulus equal to or higher than that of pure titanium can be obtained. Specifically, a material having a Young's modulus of 106 GPa or more can be obtained.
More preferably, the following condition 2 ′ is satisfied so that the Young's modulus is 110 GPa or more, and it is further preferable that the following condition 2 ″ is satisfied so as to be 114 GPa or more.
Condition 2 ′: (−25X Al −2X Sn + 29X Cr + 27X V ) ≦ 80
Condition 2 ″: (−25X Al −2X Sn + 29X Cr + 27X V ) ≦ 40
In addition, about the Young's modulus of this titanium alloy, after rolling at the temperature of ((beta) transformation point-200 degreeC) or more and ((beta) transformation point-30 degreeC), it calculated | required with the resonance method about the rolling direction.
また、上記条件３は、硬度を規定するものでβ変態点未満の加熱温度で熱間加工した場合のビッカース硬度を規定するものである。
上記条件３を満足させるようにＡｌ、Ｓｎ、ＣｒおよびＶの含有量が決定されることによって、該チタン合金を用いた部材をβ変態点未満の加熱温度で熱間加工して形成した場合に、そのビッカース硬度を３２０以上とさせることができる。
The above condition 3 defines the hardness and defines the Vickers hardness when hot-worked at a heating temperature lower than the β transformation point.
When the content of Al, Sn, Cr and V is determined so as to satisfy the above condition 3, the member using the titanium alloy is formed by hot working at a heating temperature less than the β transformation point. The Vickers hardness can be 320 or more.
なお、本実施形態におけるチタン合金には、通常、上記に述べたようにＡｌ、Ｓｎ、ＣｒおよびＶ以外に不可避不純物が含有される。
この不可避不純物としては、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｆｅなどが挙げられる。
この内、Ｏ、Ｃ、Ｎは、チタン合金においてα安定化元素であり、不純物として含有され得る量は、それぞれ、質量でＯが０．０３〜０．５％、Ｃが０．０００５〜０．２％、Ｎが０．０００５〜０．２％である。
なお、これらはその含有量を増大させることでチタン合金板の強度を向上させる傾向とはなるものの上記範囲を超えてしまうと延性が大幅に低下させることとなる。
一方で、上記範囲未満となるようにその含有量を必要以上に低下させてもチタン合金の延性の改善にそれ以上の効果が発揮されないばかりか、特別な材料や、特別な装置による製造を必要としてチタン合金やチタン合金板のコストアップにつながることとなる。
In addition, the titanium alloy in this embodiment usually contains inevitable impurities in addition to Al, Sn, Cr and V as described above.
Examples of such inevitable impurities include O, C, N, H, and Fe.
Among these, O, C, and N are α-stabilizing elements in the titanium alloy, and the amounts that can be contained as impurities are 0.03 to 0.5% for O and 0.0005 to 0 for C, respectively. 0.2% and N is 0.0005 to 0.2%.
In addition, although these tend to improve the strength of the titanium alloy plate by increasing the content thereof, the ductility is significantly reduced when the above range is exceeded.
On the other hand, reducing the content more than necessary so as to be less than the above range does not show any further effect on improving the ductility of the titanium alloy, but also requires production with special materials and special equipment. As a result, the cost of titanium alloy and titanium alloy plate will be increased.
このようなことから、Ｏの含有量は、０．０３〜０．３％であることが好ましく、０．０３〜０．２５％であることがさらに好ましい。
また、Ｃの含有量は、０．０００５〜０．０８％であることが好ましく、０．０００５〜０．０１％であることがさらに好ましい。
さらに、Ｎの含有量は、０．０００５〜０．０５％であることが好ましく、０．０００５〜０．０２％であることがさらに好ましい。
For these reasons, the O content is preferably 0.03 to 0.3%, and more preferably 0.03 to 0.25%.
Further, the content of C is preferably 0.0005 to 0.08%, and more preferably 0.0005 to 0.01%.
Furthermore, the N content is preferably 0.0005 to 0.05%, and more preferably 0.0005 to 0.02%.
特に、チタン合金におけるＯの含有量が、０．０３〜０．２５％、Ｃの含有量が、０．０００５〜０．０１％、Ｎの含有量が、０．０００５〜０．０２％である場合には、冷間圧延などの冷間加工における加工性に優れたチタン合金板を作製し得る。 In particular, the content of O in the titanium alloy is 0.03 to 0.25%, the content of C is 0.0005 to 0.01%, and the content of N is 0.0005 to 0.02%. In some cases, a titanium alloy plate excellent in workability in cold working such as cold rolling can be produced.
前記Ｈは、β相には固溶しβ安定化元素として作用する一方でα相に固溶するとＴｉとの水素化物を形成するものであり、不純物として含有され得る量は、通常、質量で０．０００５〜０．０６％である。
このＨについては、上記のようにＴｉとの水素化物を形成するおそれがあるものの、主としてチタン合金板中には、チタン合金板を製造する際の熱処理や、熱間加工における加熱処理や、スケールを除去するための酸洗処理において吸収されるものであり、必要以上にその含有量を低下させようとすると、特別な製造方法によってチタン合金板を作製しなければならなくなってチタン合金板のコストアップを招いてしまうおそれがある。
このようなことから、Ｈの含有量は、０．０００５〜０．０１５％のいずれかとされることが好ましい。
The H forms a solid solution in the β phase and acts as a β stabilizing element, while forming a hydride with Ti when dissolved in the α phase, the amount that can be contained as an impurity is usually by mass. It is 0.0005 to 0.06%.
As for H, there is a risk of forming a hydride with Ti as described above. However, mainly in the titanium alloy plate, heat treatment when manufacturing the titanium alloy plate, heat treatment in hot working, scale It is absorbed in the pickling treatment to remove the steel, and if it is attempted to reduce its content more than necessary, the titanium alloy plate must be produced by a special manufacturing method, and the cost of the titanium alloy plate There is a risk of inviting up.
For this reason, the H content is preferably 0.0005 to 0.015%.
前記Ｆｅは、チタンにとってβ安定化元素として働くもので不純物として含有され得る量は、通常、質量で０．０５〜０．５％である。
Ｆｅは、偏析しやすい元素であるため、含有量が多くなるとチタン合金板に偏析の影響が出やすくなってしまう。特にα＋β型チタン合金である本実施形態のチタン合金は、Ｆｅの含有量が多くなるとβフレックと呼ばれるβ単相に近い相が生じてしまうことがある。そのためにＦｅの含有量が多くなると機械的性質にバラツキが生じたり、ヤング率の低下や、密度の増大を招いたりするおそれがある。しかし、Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ材に含まれている成分であり、チタン合金板を安価に製造するためにはある程度の量を含有させる必要がある。
このような点において、Ｆｅの含有量は、０．０５％以上、０．３％未満の範囲の内のいずれかとされることが好ましい。
The Fe acts as a β-stabilizing element for titanium, and the amount that can be contained as an impurity is usually 0.05 to 0.5% by mass.
Since Fe is an element that is easily segregated, the effect of segregation is likely to occur on the titanium alloy plate when the content increases. In particular, in the titanium alloy of the present embodiment which is an α + β type titanium alloy, when the Fe content increases, a phase close to a β single phase called β fleck may be generated. For this reason, when the Fe content increases, the mechanical properties may vary, the Young's modulus may decrease, and the density may increase. However, Fe is a component contained in sponge titanium and scrap material, and it is necessary to contain a certain amount in order to manufacture a titanium alloy plate at low cost.
In such a point, it is preferable that the Fe content is in the range of 0.05% or more and less than 0.3%.
上記のような組成によって形成されてなるチタン合金板が、初析α相の平均粒径が０．１μｍ以上、１０μｍ以下となるよう形成されているのは、チタン合金板に優れた強度とともに優れた延性を付与するためであり、初析α粒の粒径を微細にすることによって、加工性に優れたチタン合金板とすることができるためである。
なお、初析α粒の粒径を１０μｍ以下としているのは、チタン合金板に優れた延性を付与して加工性を良好にさせるためであり、０．１μｍ以上としているのは、初析α相の平均粒径を０．１μｍ未満にするためには特殊な製造方法が必要になってチタン合金板の製造コストを上昇させる可能性があるためである。
The titanium alloy plate formed by the composition as described above is formed so that the average particle size of the pro-eutectoid α phase is 0.1 μm or more and 10 μm or less. This is because a titanium alloy plate having excellent workability can be obtained by reducing the particle size of the pro-eutectoid α grains.
The reason why the particle size of the pro-eutectoid α grains is 10 μm or less is to impart excellent ductility to the titanium alloy plate to improve the workability, and the reason is 0.1 μm or more. This is because, in order to make the average particle size of the phase less than 0.1 μm, a special manufacturing method is required, which may increase the manufacturing cost of the titanium alloy plate.
なお、初析α相の平均粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の付属書４に準じた方法で粒度番号を求めて、その粒度番号をもとにした円相当平均粒径として求めることができる。
また、上記によらず、ミクロ組織写真から初析α相のみを選出して、個々の円相当径を求め、その平均を求めるようにしてもよい。その場合には、手作業では要する手間が膨大なものとなることから画像処理によって求めても良い。
The average particle size of the pro-eutectoid α phase can be determined as a circle-equivalent average particle size based on the particle size number obtained by a method according to JIS G 0551 appendix 4.
Moreover, not depending on the above, it is also possible to select only the pro-eutectoid α phase from the microstructural photograph, obtain the equivalent circle diameter, and obtain the average. In that case, since manual labor is enormous, it may be obtained by image processing.
次いで、このようなチタン合金板を製造するチタン合金板製造方法について説明する。
本実施形態におけるチタン合金板は、一般的なチタン合金板と同様の製造方法で作製することができる。
例えば、一般的にα＋β型チタン合金は真空アーク再溶解法（ＶＡＲ）や電子ビーム溶解法（ＥＢ）などで製造した鋳塊（インゴット）を熱間鍛造等による熱間加工で所定の形状に加工していることから本実施形態のチタン合金板もこのような方法を採用して製造することができる。
Next, a titanium alloy plate manufacturing method for manufacturing such a titanium alloy plate will be described.
The titanium alloy plate in this embodiment can be produced by the same manufacturing method as a general titanium alloy plate.
For example, in general, α + β type titanium alloys are processed into a predetermined shape by hot working such as hot forging of an ingot manufactured by vacuum arc remelting (VAR) or electron beam melting (EB). Therefore, the titanium alloy plate of this embodiment can also be manufactured by adopting such a method.
なお、一般には粗加工の段階ではβ変態点以上の温度に加熱した後に加工し、仕上げ加工ではβ変態点未満の温度に加熱して加工する。
本実施形態におけるチタン合金板は、組織を微細化させて二次加工などが施される際における優れた加工性が付与されるべく、先述のような組成のチタン合金でインゴットを作製し、該インゴットをβ変態点以上、（β変態点＋２００℃）以下の温度で熱間加工を実施した後に、（β変態点−２００℃）以上、（β変態点−３０℃）以下の温度で下記式における相当ひずみ量の値（Ａ）が０．５以上となるように熱間加工を実施して作製されることが好ましい。
Ａ＝｛（ε1 2＋ε2 2＋ε3 2）×２／３｝0.5
（ただし、ε1、ε2、及びε3は、主方向の対数ひずみを表す。）
In general, in the roughing process, the material is processed after being heated to a temperature equal to or higher than the β transformation point, and in the finishing process, the material is processed by heating to a temperature lower than the β transformation point.
The titanium alloy plate in the present embodiment is an ingot made of a titanium alloy having the composition as described above in order to impart excellent workability when the microstructure is refined and subjected to secondary processing or the like. After hot working the ingot at a temperature not lower than the β transformation point and not higher than (β transformation point + 200 ° C.), the following formula is obtained at a temperature not lower than (β transformation point −200 ° C.) and not higher than (β transformation point −30 ° C.). It is preferable to perform the hot working so that the value (A) of the equivalent strain amount is 0.5 or more.
A = {(ε 1 2 + ε 2 2 + ε 3 2 ) × 2/3} 0.5
(However, ε 1 , ε 2 , and ε 3 represent logarithmic strains in the main direction.)
チタン合金板を製造する場合は、粗鍛造においてスラブ形状に加工し、仕上げの圧延を上記相当ひずみ量の値（Ａ）を０．５以上とすべく熱間圧延を行うとよい。
また、熱間圧延の際は、クロス圧延を行うことにより機械的性質の異方性を解消させたり、逆に一方向の圧延によって特定の方向のみ特性を変化させたりすることもできる。
これらの熱間加工は、一回の加熱で実施しても良いが、温度低下防止や再結晶を促すために熱間加工を途中で中断して加熱するような複数回の加熱で実施しても良い。
また、上記のインゴットの粗鍛造前に（β変態点−２００℃）以上、（β変態点−３０℃）以下の温度で予ひずみを加えることで、鍛造組織の破壊を促しても良い。
さらに、本実施形態に係るチタン合金においては、微細化を図る必要がない状況（例えば、耐クリープ特性が必要な場合）を得ることが可能で、仕上げの熱間加工を全てβ変態点以上、（β変態点＋２００℃）以下にすることができる。
When producing a titanium alloy plate, it is preferable to process into a slab shape in rough forging and perform hot rolling so that the value of the equivalent strain amount (A) is 0.5 or more.
Further, in the case of hot rolling, the mechanical property anisotropy can be eliminated by performing cross rolling, and conversely, the characteristics can be changed only in a specific direction by rolling in one direction.
These hot workings may be carried out by a single heating, but in order to prevent temperature reduction and promote recrystallization, the hot working is interrupted halfway during the heating to carry out heating. Also good.
Moreover, you may accelerate | stimulate destruction of a forge structure | tissue by applying a pre-strain at the temperature of ((beta) transformation point-200 degreeC) more than ((beta) transformation point-30 degreeC) before the rough forging of said ingot.
Furthermore, in the titanium alloy according to the present embodiment, it is possible to obtain a situation in which it is not necessary to reduce the size (for example, when creep resistance is necessary), and all the hot working of finishing is at least the β transformation point, (Β transformation point + 200 ° C.) or less.
また、得られた製品（チタン合金板）は、熱間加工されたままでも用いることは可能ではあるが、要すれば、熱処理を行い組織の均質化あるいは時効処理を行い高強度化、高ヤング率化を図ったり、冷間加工を行って高強度化を図ったりすることができる。
これらの方法は、単独でも、組み合わせて行っても良い。
このときの焼鈍条件としては、例えば、（β変態点−３０℃）以下の温度に１分以上加熱した後に冷却する条件を採用することができる。
また、時効処理は、熱間加工後直接実施しても良いし、溶体化処理を施した後時効処理しても良い。
In addition, the product (titanium alloy plate) can be used even after being hot worked, but if necessary, it can be heat treated to homogenize the structure or age to increase the strength and It is possible to increase the strength or to increase the strength by performing cold working.
These methods may be performed alone or in combination.
As an annealing condition at this time, for example, a condition of cooling after heating to a temperature of (β transformation point −30 ° C.) or lower for 1 minute or more can be employed.
The aging treatment may be performed directly after hot working, or may be performed after solution treatment.
溶体化処理を行う場合、例えば、（β変態点−２００℃）〜（β変態点−３０℃）の温度で１分以上加熱した後に冷却する条件を採用することができる。
このときの冷却方法は、空冷でも良いが、より効果を得るためには水冷や油冷が望ましい。
In the case of performing the solution treatment, for example, it is possible to employ a condition of cooling after heating at a temperature of (β transformation point−200 ° C.) to (β transformation point−30 ° C.) for 1 minute or more.
The cooling method at this time may be air cooling, but water cooling or oil cooling is desirable in order to obtain more effects.
前記時効処理は、例えば、３５０〜６００℃で１時間以上の加熱条件とすることができる。 The said aging treatment can be made into the heating conditions for 1 hour or more at 350-600 degreeC, for example.
前記冷間加工としては、冷間圧延や冷間引き抜きなどを挙げることができ、ヤング率の向上を期待することは困難であるが、加工硬化による高強度化を図ることができる。
その効果をより顕著にするためには、１０％以上の加工率を与えることが重要であるが、加工率が高すぎる場合には、割れを生じるおそれがある。
このようなことから、加工率は５０％以下であることが好ましい。
また、中間焼鈍を実施しながら冷間加工を実施してもよい。また、冷間加工後に時効処理を行い、時効硬化を促進させても良い。さらには、これらの冷間加工の前には機械的、あるいは、化学的に酸素濃化層を取り除いておくことが好ましい。
また、ショットピーニングなどの加工では、最表層のみ冷間加工を行うことが可能である。そして、この後さらに熱処理を行えば、表層のみ特性の異なる部材を製造することが可能である。
Examples of the cold working include cold rolling and cold drawing, and it is difficult to expect improvement in Young's modulus, but high strength can be achieved by work hardening.
In order to make the effect more prominent, it is important to give a processing rate of 10% or more. However, if the processing rate is too high, cracking may occur.
Therefore, the processing rate is preferably 50% or less.
Moreover, you may implement cold work, implementing intermediate annealing. An aging treatment may be performed after cold working to promote age hardening. Furthermore, it is preferable to remove the oxygen-enriched layer mechanically or chemically before the cold working.
In processing such as shot peening, it is possible to perform cold processing only on the outermost layer. And if it heat-processes after this, it is possible to manufacture the member from which only a surface layer differs in a characteristic.
以上のようにして得られたチタン合金部材は、そのまま製品として用いられ得るとともに、切削加工、機械的又は化学的な研磨、ブラスト処理、表面窒化、酸化、炭化などといった表面処理を施して製品として用いられ得る。
特に、本実施形態に係るチタン合金は、結晶粒が微細となることから、機械的な研磨性が良好になるため、鏡面仕上げが可能となる点において優れている。
The titanium alloy member obtained as described above can be used as a product as it is, and is subjected to surface treatment such as cutting, mechanical or chemical polishing, blast treatment, surface nitriding, oxidation, carbonization, etc. as a product. Can be used.
In particular, the titanium alloy according to this embodiment is excellent in that it can be mirror-finished because the crystal grains become fine and the mechanical polishing is good.
なお、ここでは詳述しないが、従来のチタン合金、チタン合金板ならびにチタン合金板製造方法において公知の事項を、本発明の効果を著しく損ねない範囲において、本発明においても採用することが可能である。 Although not described in detail here, well-known matters in the conventional titanium alloy, titanium alloy plate, and titanium alloy plate manufacturing method can be adopted in the present invention as long as the effects of the present invention are not significantly impaired. is there.
次に実施例を挙げて本発明をさらに詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。 EXAMPLES Next, although an Example is given and this invention is demonstrated in more detail, this invention is not limited to these.
（チタン合金部材の作製）
（実施例１〜６、比較例１〜６）
ボタンアーク溶解により、表１に示す成分を含有するチタン合金にてスラブを作製し、該スラブを８５０℃で熱延し、４．０ｍｍ厚さの板状試料を作製した。
この板状試料の密度、ヤング率、及びビッカース硬度を測定した。なお、このとき密度については、水中吊り下げ法（アルキメデス法）、ヤング率は、共振法に基づいて求めた。結果を、併せて表１に示す。
なお、比較例２においては、圧延中に割れが生じたため密度等の測定は実施しなかった。
(Production of titanium alloy members)
(Examples 1-6, Comparative Examples 1-6)
A slab was made of a titanium alloy containing the components shown in Table 1 by button arc melting, and the slab was hot-rolled at 850 ° C. to produce a plate-like sample having a thickness of 4.0 mm.
The density, Young's modulus, and Vickers hardness of the plate sample were measured. At this time, the density was determined based on the underwater suspension method (Archimedes method), and the Young's modulus was determined based on the resonance method. The results are also shown in Table 1.
In Comparative Example 2, since the cracks occurred during rolling, the density and the like were not measured.
この表からも、本発明によれば、軽量で高強度なチタン合金部材の形成に有用なチタン合金が得られることがわかる。 This table also shows that according to the present invention, a titanium alloy useful for forming a lightweight and high-strength titanium alloy member can be obtained.
（加工性の検討）
表１における実施例３のチタン合金（Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｃｒ−４Ｖ：β変態点９１０℃）を用いてＶＡＲによってインゴットを作製し、β変態点以上、（β変態点＋２００℃）以下の１０５０℃に加熱して鍛造を実施し１８ｍｍ厚みの厚板を作製した。
この厚板を表２に示す加熱温度に熱して、表２に示す相当ひずみが加えられた状態となるように熱間圧延を実施して平板を作製し、この平板から引張試験片を切り出してＡＳＴＭに準拠して引張試験を実施した。
結果を、表２に示す。
(Examination of workability)
Using the titanium alloy of Example 3 in Table 1 (Ti-6Al-2Sn-2Cr-4V: β transformation point 910 ° C.), an ingot was prepared by VAR, and not less than the β transformation point and not more than (β transformation point + 200 ° C.). Forging was performed by heating to 1050 ° C. to produce a 18 mm thick plate.
This thick plate is heated to the heating temperature shown in Table 2, hot rolled so that the equivalent strain shown in Table 2 is applied, a flat plate is produced, and a tensile test piece is cut out from this flat plate. A tensile test was performed in accordance with ASTM.
The results are shown in Table 2.
この表からもわかるように、初析α粒の粒径が１０μｍ以下の実験例３乃至５では、チタン合金板に伸びと強度とがバランス良く付与されていることがわかる。
また、β変態点以上の加工後に相当ひずみが０．５以上となる熱間加工をβ変態点未満の温度で実施することで、伸びと強度とに優れたチタン合金板を製造し得ることがわかる。
なお、β変態点未満の温度であっても、（β変態点−２００℃）を下回る実験例６では、変形抵抗が大きすぎて厚板を平板に加工すること自体が困難であった。
このように、β変態点以上、（β変態点＋２００℃）以下の温度で熱間加工を実施した後に、（β変態点−２００℃）以上、（β変態点−３０℃）以下の温度で上記相当ひずみ量の値が０．５以上となるように熱間加工を実施してチタン合金部材を作製することで、軽量で高強度であるばかりでなく加工性に優れたものを製造可能であることがわかる。
As can be seen from this table, it can be seen that in Experimental Examples 3 to 5 in which the particle size of the pro-eutectoid α grains is 10 μm or less, the titanium alloy plate is given a good balance between elongation and strength.
In addition, it is possible to manufacture a titanium alloy plate excellent in elongation and strength by carrying out hot working where the equivalent strain becomes 0.5 or more after processing at the β transformation point or higher at a temperature below the β transformation point. Recognize.
Even in the case of Experiment 6 below (β transformation point−200 ° C.) even at a temperature lower than the β transformation point, it was difficult to process a thick plate into a flat plate because the deformation resistance was too large.
Thus, after performing hot working at a temperature not lower than the β transformation point and not higher than (β transformation point + 200 ° C.), at a temperature not lower than (β transformation point −200 ° C.) and not higher than (β transformation point −30 ° C.). By carrying out hot working so that the value of the equivalent strain amount is 0.5 or more to produce a titanium alloy member, it is possible to produce not only lightweight and high strength but also excellent workability. I know that there is.
Claims (6)
Ａ＝｛（ε1 2＋ε2 2＋ε3 2）×２／３｝0.5
（ただし、ε1、ε2、及びε3は、主方向の対数ひずみを表す。） An ingot using the titanium alloy according to any one of claims 1 to 4 was produced, and the ingot was hot worked at a temperature not lower than the β transformation point and not higher than (β transformation point + 200 ° C). Later, hot working was performed at a temperature not lower than (β transformation point−200 ° C.) and not higher than (β transformation point−30 ° C.) so that the value (A) of the equivalent strain amount in the following formula was 0.5 or more. And manufacturing a titanium alloy member.
A = {(ε 1 2 + ε 2 2 + ε 3 2 ) × 2/3} 0.5
(However, ε 1 , ε 2 , and ε 3 represent logarithmic strains in the main direction.)
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