JP2015117426A - β型チタン合金及びこれを用いたチタン製品、並びに、β型チタン合金の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】低廉であり、且つ、冷間加工性と強度特性とのバランスに優れたβ型チタン合金及びこれを用いたチタン製品、並びに、β型チタン合金の製造方法を提供すること。
【解決手段】β型チタン合金は、５．０＜Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ≦３．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ＜７．０ｍａｓｓ％、Ｖ＜４．０ｍａｓｓ％、及び、１．５＜Ａｌ≦５．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。前記β型チタン合金は、１０．０≦Ｍｏeq≦２５．０ｍａｓｓ％、１．０≦（Ｃｒ＋Ｆｅ）／（Ｎｂ＋Ｖ）≦１０．０、及び、１．０≦Ｎｂ＋Ｖ≦１１．０ｍａｓｓ％を満たす。チタン製品は、前記β型チタン合金からなる。このようなβ型チタン合金は、上記組成を有する鋳塊を、７５０〜９００℃で溶体化処理することにより得られる。
【選択図】なし
【解決手段】β型チタン合金は、５．０＜Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ≦３．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ＜７．０ｍａｓｓ％、Ｖ＜４．０ｍａｓｓ％、及び、１．５＜Ａｌ≦５．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。前記β型チタン合金は、１０．０≦Ｍｏeq≦２５．０ｍａｓｓ％、１．０≦（Ｃｒ＋Ｆｅ）／（Ｎｂ＋Ｖ）≦１０．０、及び、１．０≦Ｎｂ＋Ｖ≦１１．０ｍａｓｓ％を満たす。チタン製品は、前記β型チタン合金からなる。このようなβ型チタン合金は、上記組成を有する鋳塊を、７５０〜９００℃で溶体化処理することにより得られる。
【選択図】なし
Description
本発明は、β型チタン合金及びこれを用いたチタン製品、並びに、β型チタン合金の製造方法に関し、さらに詳しくは、低廉であり、且つ、冷間加工性と強度特性のバランスに優れたβ型チタン合金及びこれを用いたチタン製品（例えば、ゴルフクラブヘッド、自転車用ギア、メガネフレーム、各種ボルト、バルブリテーナー、耐海水用シャフトなど）、並びに、β型チタン合金の製造方法に関する。
現在、一般的なβ型チタン合金として、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ（特許文献１）等が知られている。また、本願出願人は、Ｔｉ−１５Ｖ−６Ｃｒ−４Ａｌ（特許文献２）を提案している。
これらの合金は、高価なＭｏ又はＶを多量に含んでいるため、コストが高い。また、特許文献１、２に記載のチタン合金は、固溶強化能の低いＶの含有量が多いため、強度が低いという問題がある。
これらの合金は、高価なＭｏ又はＶを多量に含んでいるため、コストが高い。また、特許文献１、２に記載のチタン合金は、固溶強化能の低いＶの含有量が多いため、強度が低いという問題がある。
そこで本願出願人は、Ｔｉ−１３Ｃｒ−１Ｆｅ−３Ａｌ合金（特許文献３、４）を提案した。この合金は、高価な元素を添加せず、溶体化処理状態での強度に優れた合金となっている。しかし、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ合金やＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金等の一般的なＶ系β型チタン合金に比べて、冷間加工性が悪く、さらに時効熱処理等によって著しい脆化を招くという問題がある。
また、特許文献５には、冷間加工性と強度特性のバランスに優れたβ型チタン合金が提案されている。しかし、特許文献５に記載の合金は、特許文献２と同様にＶ含有量が高いため、強度が低く、コストが高い。
特許文献６には、Ｖを含まない強度−延性バランスに優れたチタン合金が提案されている。しかし、特許文献６に記載の合金は、Ｆｅの添加量が多く、特に時効熱処理等によって著しい脆化を招く。
特許文献７には、高強度・高延性β型チタン合金が提案されている。しかし、特許文献７に記載の合金は、Ｖ含有量が多いため、強度が低く、コストが高い。
特許文献８には、Ｍｏ及びＶの含有量を低く抑えたβ型チタン合金が提案されている。しかし、特許文献８に記載の合金は、Ｆｅの添加量が多いため、特に時効熱処理等によって著しい脆化を招く。
特許文献６には、Ｖを含まない強度−延性バランスに優れたチタン合金が提案されている。しかし、特許文献６に記載の合金は、Ｆｅの添加量が多く、特に時効熱処理等によって著しい脆化を招く。
特許文献７には、高強度・高延性β型チタン合金が提案されている。しかし、特許文献７に記載の合金は、Ｖ含有量が多いため、強度が低く、コストが高い。
特許文献８には、Ｍｏ及びＶの含有量を低く抑えたβ型チタン合金が提案されている。しかし、特許文献８に記載の合金は、Ｆｅの添加量が多いため、特に時効熱処理等によって著しい脆化を招く。
以上のことから、従来においては、低廉であり、且つ、冷間加工性と強度特性とのバランスに優れたβ型チタン合金は提案されていない。
本発明が解決しようとする課題は、低廉であり、且つ、冷間加工性と強度特性とのバランスに優れたβ型チタン合金及びこれを用いたチタン製品、並びに、β型チタン合金の製造方法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β型チタン合金は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記β型チタン合金は、
５．０＜Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ＜７．０ｍａｓｓ％、
Ｖ＜４．０ｍａｓｓ％、及び、
１．５＜Ａｌ≦５．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記β型チタン合金は、次の（１）〜（３）式を満たす。
１０．０≦Ｍｏeq≦２５．０ｍａｓｓ％ ・・・（１）
１．０≦（Ｃｒ＋Ｆｅ）／（Ｎｂ＋Ｖ）≦１０．０ ・・・（２）
１．０≦Ｎｂ＋Ｖ≦１１．０ｍａｓｓ％ ・・・（３）
但し、
Ｍｏeq＝１．２５[Ｃｒ]＋２．５[Ｆｅ]＋[Ｖ]／１．５＋[Ｎｂ]／３．５、
[Ｘ]は、元素Ｘのｍａｓｓ％。
（１）前記β型チタン合金は、
５．０＜Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ＜７．０ｍａｓｓ％、
Ｖ＜４．０ｍａｓｓ％、及び、
１．５＜Ａｌ≦５．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記β型チタン合金は、次の（１）〜（３）式を満たす。
１０．０≦Ｍｏeq≦２５．０ｍａｓｓ％ ・・・（１）
１．０≦（Ｃｒ＋Ｆｅ）／（Ｎｂ＋Ｖ）≦１０．０ ・・・（２）
１．０≦Ｎｂ＋Ｖ≦１１．０ｍａｓｓ％ ・・・（３）
但し、
Ｍｏeq＝１．２５[Ｃｒ]＋２．５[Ｆｅ]＋[Ｖ]／１．５＋[Ｎｂ]／３．５、
[Ｘ]は、元素Ｘのｍａｓｓ％。
本発明に係るチタン製品は、本発明に係るβ型チタン合金からなることを要旨とする。
本発明に係るβ型チタン合金の製造方法は、
所定の組成を有する鋳塊を、７５０〜９００℃で溶体化処理する溶体化処理工程
を備えている。
β型チタン合金の製造方法は、
（ａ）前記溶体化処理後の鋳塊を、加工率５〜８０％で冷間加工する冷間加工工程、及び／又は、
（ｂ）前記溶体化処理後の鋳塊又は前記冷間加工後の材料を、４００〜５５０℃で時効処理する時効処理工程
をさらに備えていても良い。
所定の組成を有する鋳塊を、７５０〜９００℃で溶体化処理する溶体化処理工程
を備えている。
β型チタン合金の製造方法は、
（ａ）前記溶体化処理後の鋳塊を、加工率５〜８０％で冷間加工する冷間加工工程、及び／又は、
（ｂ）前記溶体化処理後の鋳塊又は前記冷間加工後の材料を、４００〜５５０℃で時効処理する時効処理工程
をさらに備えていても良い。
本発明に係るβ型チタン合金及びこれを用いたチタン製品は、相対的に少量のＶを含み、かつ、成分元素が最適化されているので、低廉であり、且つ、強度と冷間加工性のバランスに優れている。また、溶体化処理後の材料に対して、冷間加工及び／又は時効処理を施すと、高い強度が得られる。
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． β型チタン合金］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る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。なお、「β型チタン合金」とは、固溶化熱処理後にβ相単相となる合金をいう。
［１． β型チタン合金］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係る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。なお、「β型チタン合金」とは、固溶化熱処理後にβ相単相となる合金をいう。
（１） ５．０＜Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、共析型β安定化元素であり、ＶやＭｏに比べて固溶強化能が高く、且つ、安価な元素である。本発明において、Ｃｒは、必須元素である。Ｃｒ量が少ないと、強度が低下する。従って、Ｃｒ量は、５．０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、固溶強化能が飽和するだけでなく、ＴｉＣｒ2を析出し、冷間加工性及び延性が著しく低下する。従って、Ｃｒ量は、１５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、１３．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒは、共析型β安定化元素であり、ＶやＭｏに比べて固溶強化能が高く、且つ、安価な元素である。本発明において、Ｃｒは、必須元素である。Ｃｒ量が少ないと、強度が低下する。従って、Ｃｒ量は、５．０ｍａｓｓ％超である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、固溶強化能が飽和するだけでなく、ＴｉＣｒ2を析出し、冷間加工性及び延性が著しく低下する。従って、Ｃｒ量は、１５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、１３．０ｍａｓｓ％以下である。
（２） Ｆｅ≦３．０ｍａｓｓ％：
Ｆｅも、Ｃｒと同様に共析型β安定化元素であり、Ｃｒよりも安価な元素である。Ｆｅは、必ずしも必要ではなく、必要に応じて添加することができる。また、Ｆｅは、原料のスポンジチタンに不可避的に含まれる不純物でもある。
Ｆｅは、Ｃｒよりさらに固溶強化能が高い。そのため、Ｆｅ量が過剰になると、冷間加工性及び延性が著しく低下する。従って、Ｆｅ量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｆｅ量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．５ｍａｓｓ％未満である。
Ｆｅも、Ｃｒと同様に共析型β安定化元素であり、Ｃｒよりも安価な元素である。Ｆｅは、必ずしも必要ではなく、必要に応じて添加することができる。また、Ｆｅは、原料のスポンジチタンに不可避的に含まれる不純物でもある。
Ｆｅは、Ｃｒよりさらに固溶強化能が高い。そのため、Ｆｅ量が過剰になると、冷間加工性及び延性が著しく低下する。従って、Ｆｅ量は、３．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｆｅ量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、１．５ｍａｓｓ％未満である。
（３） Ｎｂ＜７．０ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、開放型β安定化元素であり、β相の延性及び冷間加工性を向上させる。Ｎｂは、必ずしも必要ではなく、必要に応じて添加することができる。但し、本発明においては、Ｎｂ又はＶの少なくとも一方を添加する必要がある。この点は、後述する。
しかし、Ｎｂ量が過剰になると、強度が低下する。また、時効硬化速度が遅くなるため長時間の熱処理が必要となる。従って、Ｎｂ量は、７．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｂ量は、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％未満である。
Ｎｂは、開放型β安定化元素であり、β相の延性及び冷間加工性を向上させる。Ｎｂは、必ずしも必要ではなく、必要に応じて添加することができる。但し、本発明においては、Ｎｂ又はＶの少なくとも一方を添加する必要がある。この点は、後述する。
しかし、Ｎｂ量が過剰になると、強度が低下する。また、時効硬化速度が遅くなるため長時間の熱処理が必要となる。従って、Ｎｂ量は、７．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｎｂ量は、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％未満である。
（４） Ｖ＜４．０ｍａｓｓ％：
Ｖは、Ｎｂと同様に開放型β安定化元素であり、β相の延性及び冷間加工性を向上させる。Ｖは、必ずしも必要ではなく、必要に応じて添加することができる。但し、本発明においては、Ｖ又はＮｂの少なくとも一方を添加する必要がある。この点は、後述する。
しかし、Ｖ量が過剰になると、強度が低下する。また、時効硬化速度が遅くなるため長時間の熱処理が必要となる。従って、Ｖ量は、４．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｖ量は、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％未満である。
Ｖは、Ｎｂと同様に開放型β安定化元素であり、β相の延性及び冷間加工性を向上させる。Ｖは、必ずしも必要ではなく、必要に応じて添加することができる。但し、本発明においては、Ｖ又はＮｂの少なくとも一方を添加する必要がある。この点は、後述する。
しかし、Ｖ量が過剰になると、強度が低下する。また、時効硬化速度が遅くなるため長時間の熱処理が必要となる。従って、Ｖ量は、４．０ｍａｓｓ％未満である必要がある。Ｖ量は、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％未満である。
（５） １．５＜Ａｌ≦５．０ｍａｓｓ％：
Ａｌは、置換型のα安定化元素であり、焼き入れ及び時効時におけるω相の生成又は析出を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、１．５ｍａｓｓ％超である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、Ｔｉ3Ａｌの析出を招き、加工性及び延性が低下する。従って、Ａｌ量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％未満である。
Ａｌは、置換型のα安定化元素であり、焼き入れ及び時効時におけるω相の生成又は析出を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ａｌ量は、１．５ｍａｓｓ％超である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ量が過剰になると、Ｔｉ3Ａｌの析出を招き、加工性及び延性が低下する。従って、Ａｌ量は、５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％未満である。
［１．２． 副構成元素］
本発明に係るβ型チタン合金は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の副構成元素をさらに含んでいてもよい。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。
本発明に係るβ型チタン合金は、上述した主構成元素に加えて、以下の１種又は２種以上の副構成元素をさらに含んでいてもよい。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。
（６） ０．０５≦Ｏ≦０．５ｍａｓｓ％：
（７） ０．０５≦Ｎ≦０．５ｍａｓｓ％：
（８） ０．０５≦Ｃ≦０．５ｍａｓｓ％：
Ｏ、Ｎ、及びＣは、いずれもα安定化元素であり、Ａｌと同様に、ω相を抑制すると共に、強度を向上させる効果がある。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、それぞれ、０．０５ｍａｓｓ％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、加工性及び延性が著しく低下する。従って、これらの含有量は、それぞれ、０．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、β型チタン合金は、Ｏ、Ｎ、又はＣのいずれか１種を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。
（７） ０．０５≦Ｎ≦０．５ｍａｓｓ％：
（８） ０．０５≦Ｃ≦０．５ｍａｓｓ％：
Ｏ、Ｎ、及びＣは、いずれもα安定化元素であり、Ａｌと同様に、ω相を抑制すると共に、強度を向上させる効果がある。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、それぞれ、０．０５ｍａｓｓ％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、加工性及び延性が著しく低下する。従って、これらの含有量は、それぞれ、０．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
なお、β型チタン合金は、Ｏ、Ｎ、又はＣのいずれか１種を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。
（９） ０．０１≦Ｂ≦０．５ｍａｓｓ％：
Ｂは、結晶粒を微細化し、加工性及び靱延性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ量が過剰になると、効果が飽和するばかりでなく、加工性及び延性が低下する。従って、Ｂ量は、０．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｂは、結晶粒を微細化し、加工性及び靱延性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ量が過剰になると、効果が飽和するばかりでなく、加工性及び延性が低下する。従って、Ｂ量は、０．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１０） ０．５≦Ｓｎ≦５．０ｍａｓｓ％：
（１１） ０．５≦Ｚｒ≦５．０ｍａｓｓ％：
Ｓｎ、及びＺｒは、中性元素であり、α相及びβ相の双方を固溶強化するのに有効である。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、それぞれ、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、延性が低下する。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、５．０ｍａｓｓ％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、それぞれ、２．０ｍａｓｓ％未満である。
なお、β型チタン合金は、Ｓｎ又はＺｒのいずれか１種を含むものでも良く、あるいは、双方を含むものでも良い。
（１１） ０．５≦Ｚｒ≦５．０ｍａｓｓ％：
Ｓｎ、及びＺｒは、中性元素であり、α相及びβ相の双方を固溶強化するのに有効である。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、それぞれ、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、延性が低下する。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、５．０ｍａｓｓ％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、それぞれ、２．０ｍａｓｓ％未満である。
なお、β型チタン合金は、Ｓｎ又はＺｒのいずれか１種を含むものでも良く、あるいは、双方を含むものでも良い。
［１．３． 成分バランス］
本発明に係るβ型チタン合金は、成分元素が上述の範囲にあることに加えて、さらに次の（１）式〜（３）式を満たしている必要がある。
１０．０≦Ｍｏeq≦２５．０ｍａｓｓ％ ・・・（１）
１．０≦（Ｃｒ＋Ｆｅ）／（Ｎｂ＋Ｖ）≦１０．０ ・・・（２）
１．０≦Ｎｂ＋Ｖ≦１１．０ｍａｓｓ％ ・・・（３）
但し、
Ｍｏeq＝１．２５[Ｃｒ]＋２．５[Ｆｅ]＋[Ｖ]／１．５＋[Ｎｂ]／３．５、
[Ｘ]は、元素Ｘのｍａｓｓ％。
本発明に係るβ型チタン合金は、成分元素が上述の範囲にあることに加えて、さらに次の（１）式〜（３）式を満たしている必要がある。
１０．０≦Ｍｏeq≦２５．０ｍａｓｓ％ ・・・（１）
１．０≦（Ｃｒ＋Ｆｅ）／（Ｎｂ＋Ｖ）≦１０．０ ・・・（２）
１．０≦Ｎｂ＋Ｖ≦１１．０ｍａｓｓ％ ・・・（３）
但し、
Ｍｏeq＝１．２５[Ｃｒ]＋２．５[Ｆｅ]＋[Ｖ]／１．５＋[Ｎｂ]／３．５、
[Ｘ]は、元素Ｘのｍａｓｓ％。
［１．３．１． （１）式］
Ｍｏeqは、チタン合金のβ安定化の度合いを示す指標である。本願では、Ｍｏ自体は添加していないが、β相の安定性の制御を行う場合、β安定化元素のバランスの目安として、Ｍｏeqを用いることが一般的であるため、Ｍｏeqで表記した。Ｍｏeqが少なくなると、β安定化が不十分となる。従って、Ｍｏeqは、１０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏeqは、さらに好ましくは、１５．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏeqが過剰になると、安定β領域となるため、強度が低下するだけでなく、時効硬化速度が低下する。従って、Ｍｏeqは、２５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏeqは、さらに好ましくは、２０．０ｍａｓｓ％未満である。
Ｍｏeqは、チタン合金のβ安定化の度合いを示す指標である。本願では、Ｍｏ自体は添加していないが、β相の安定性の制御を行う場合、β安定化元素のバランスの目安として、Ｍｏeqを用いることが一般的であるため、Ｍｏeqで表記した。Ｍｏeqが少なくなると、β安定化が不十分となる。従って、Ｍｏeqは、１０．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏeqは、さらに好ましくは、１５．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏeqが過剰になると、安定β領域となるため、強度が低下するだけでなく、時効硬化速度が低下する。従って、Ｍｏeqは、２５．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏeqは、さらに好ましくは、２０．０ｍａｓｓ％未満である。
［１．３．２． （２）式］
ＣｒやＦｅは、いずれも共析型β安定化元素であり、かつ、固溶強化能が高い。しかし、ＣｒやＦｅを過剰に添加すると、延性及び冷間加工性を悪化させる。
一方、ＮｂやＶは、いずれも開放型β安定化元素であり、かつ、β相の硬さを低減し、加工性を向上させる。しかし、ＮｂやＶを過剰に添加すると、強度の低下を招く。
従って、（Ｃｒ＋Ｆｅ）と（Ｎｂ＋Ｖ）のバランスを最適化すると、強度と加工性を両立させることができる。
ＣｒやＦｅは、いずれも共析型β安定化元素であり、かつ、固溶強化能が高い。しかし、ＣｒやＦｅを過剰に添加すると、延性及び冷間加工性を悪化させる。
一方、ＮｂやＶは、いずれも開放型β安定化元素であり、かつ、β相の硬さを低減し、加工性を向上させる。しかし、ＮｂやＶを過剰に添加すると、強度の低下を招く。
従って、（Ｃｒ＋Ｆｅ）と（Ｎｂ＋Ｖ）のバランスを最適化すると、強度と加工性を両立させることができる。
すなわち、(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比が小さくなると、十分な強度が得られない。従って、(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比は、１．０以上である必要がある。(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比は、さらに好ましくは、２以上、さらに好ましくは、３以上である。
一方、(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比が大きくなりすぎると、冷間加工性及び延性が低下する。従って、(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比は、１０．０以下である必要がある。(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比は、さらに好ましくは、７．０以下、さらに好ましくは、５．０以下である。
一方、(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比が大きくなりすぎると、冷間加工性及び延性が低下する。従って、(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比は、１０．０以下である必要がある。(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)比は、さらに好ましくは、７．０以下、さらに好ましくは、５．０以下である。
［１．３．３． （３）式］
（３）式は、Ｎｂ量とＶ量の合計量を表す。合計量が少ないと、延性及び冷間加工性を確保できない。従って、合計量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。合計量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、合計量が過剰になると、コスト高となる。従って、合計量は、１１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。合計量は、さらに好ましくは、６．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％以下である。
（３）式は、Ｎｂ量とＶ量の合計量を表す。合計量が少ないと、延性及び冷間加工性を確保できない。従って、合計量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。合計量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、合計量が過剰になると、コスト高となる。従って、合計量は、１１．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。合計量は、さらに好ましくは、６．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％以下である。
［２． β型チタン合金の製造方法］
本発明に係るβ型チタン合金は、
（１）上述した組成を有する鋳塊を製造し、
（２）得られた鋳塊に対して熱間加工を行い、
（３）熱間加工後の材料に対して溶体化処理を行う
ことにより製造することができる。
さらに溶体化処理後の材料に対して、冷間加工及び／又は時効処理を行っても良い。
本発明に係るβ型チタン合金は、
（１）上述した組成を有する鋳塊を製造し、
（２）得られた鋳塊に対して熱間加工を行い、
（３）熱間加工後の材料に対して溶体化処理を行う
ことにより製造することができる。
さらに溶体化処理後の材料に対して、冷間加工及び／又は時効処理を行っても良い。
［２．１． 溶解・鋳造工程］
まず、上述した組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を製造する（溶解・鋳造工程）。
溶解方法及び鋳造方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法を用いることができる。溶解法としては、例えば、レビテーション溶解法などがある。
まず、上述した組成となるように配合された原料を溶解・鋳造し、鋳塊を製造する（溶解・鋳造工程）。
溶解方法及び鋳造方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて種々の方法を用いることができる。溶解法としては、例えば、レビテーション溶解法などがある。
［２．２． 熱間加工工程］
次に、得られた鋳塊に対して熱間加工を施して、所定形状の材料とする（熱間加工工程）。熱間加工方法は、特に限定されるものではなく、所定形状の鋼材が得られる方法であればよい。熱間加工方法としては、例えば、熱間鍛造、熱間圧延などがある。
次に、得られた鋳塊に対して熱間加工を施して、所定形状の材料とする（熱間加工工程）。熱間加工方法は、特に限定されるものではなく、所定形状の鋼材が得られる方法であればよい。熱間加工方法としては、例えば、熱間鍛造、熱間圧延などがある。
［２．３． 溶体化処理工程］
次に、熱間加工後の材料に対して溶体化処理を行う。溶体化処理は、具体的には、所定の温度に所定時間保持した後、冷却することにより行う。
溶体化処理温度が低すぎると、β相の単相組織が得られない。従って、溶体化処理温度は、７５０℃以上である必要がある。
一方、溶体化処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。従って、溶体化処理温度は、９００℃以下である必要がある。
次に、熱間加工後の材料に対して溶体化処理を行う。溶体化処理は、具体的には、所定の温度に所定時間保持した後、冷却することにより行う。
溶体化処理温度が低すぎると、β相の単相組織が得られない。従って、溶体化処理温度は、７５０℃以上である必要がある。
一方、溶体化処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。従って、溶体化処理温度は、９００℃以下である必要がある。
溶体化処理時間は、β相の単相組織が得られる時間であればよい。最適な溶体化処理時間は、組成や溶体化処理温度により異なるが、通常、１ｈ程度である。
溶体化処理後、所定の冷却速度で冷却する。これにより、高温安定相であるβ相を室温で安定化させることができる。冷却速度は、β相の単相組織が得られる速度であればよい。本発明に係るβ型チタン合金の場合、水冷を行うのが好ましい。
溶体化処理後、所定の冷却速度で冷却する。これにより、高温安定相であるβ相を室温で安定化させることができる。冷却速度は、β相の単相組織が得られる速度であればよい。本発明に係るβ型チタン合金の場合、水冷を行うのが好ましい。
［２．４． 冷間加工工程］
次に、必要に応じて、冷間加工後の材料に対して冷間加工を行う（冷間加工工程）。冷間加工は、目的とする形状に塑性加工するだけでなく、加工硬化させるため、及び／又は、後述する時効処理工程において時効処理を促進するために行われる。
一般に、冷間加工時の加工率が大きくなるほど、高い強度が得られる。このような効果を得るためには、加工率は、５％以上である必要がある。
一方、加工率が大きくなりすぎると、割れが発生しやすくなる。従って、加工率は、８０％以下である必要がある。
次に、必要に応じて、冷間加工後の材料に対して冷間加工を行う（冷間加工工程）。冷間加工は、目的とする形状に塑性加工するだけでなく、加工硬化させるため、及び／又は、後述する時効処理工程において時効処理を促進するために行われる。
一般に、冷間加工時の加工率が大きくなるほど、高い強度が得られる。このような効果を得るためには、加工率は、５％以上である必要がある。
一方、加工率が大きくなりすぎると、割れが発生しやすくなる。従って、加工率は、８０％以下である必要がある。
［２．５． 時効処理工程］
次に、必要に応じて、溶体化処理後の材料又は冷間加工後の材料に対して時効処理を行う（時効処理工程）。時効処理によってβ相中にα相が析出し、強度が向上する。また、冷間加工材に対して時効処理を行うと、α相の析出がさらに促進される。
次に、必要に応じて、溶体化処理後の材料又は冷間加工後の材料に対して時効処理を行う（時効処理工程）。時効処理によってβ相中にα相が析出し、強度が向上する。また、冷間加工材に対して時効処理を行うと、α相の析出がさらに促進される。
時効処理温度が低すぎると、α相の析出が不十分となる。従って、時効処理温度は、４００℃以上である必要がある。
一方、時効処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。従って、時効処理温度は、５５０℃以下である必要がある。
一方、時効処理温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。従って、時効処理温度は、５５０℃以下である必要がある。
時効処理時間は、目的とする強度が得られる時間であればよい。一般に、時効処理温度が高くなるほど、短時間でα相の析出が進行する。最適な時効処理時間は、組成や冷間加工の有無により異なるが、通常、２４ｈ程度である。
時効処理後、所定の冷却速度で冷却する。冷却速度は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な速度を選択する。本発明に係るβ型チタン合金の場合、時効処理後の冷却は、水冷又は空冷のいずれであっても良い。
時効処理後、所定の冷却速度で冷却する。冷却速度は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な速度を選択する。本発明に係るβ型チタン合金の場合、時効処理後の冷却は、水冷又は空冷のいずれであっても良い。
［３． チタン製品］
本発明に係るチタン製品は、本発明に係るβ型チタン合金からなる。
チタン製品としては、例えば、
（１）ゴルフクラブヘッド、自転車用ギア等の各種スポーツ・レジャー用品、
（２）メガネフレーム等の民生品、
（３）各種ボルト、バルブリテーナー、耐海水用シャフト等の軽量、且つ、高強度が要求される各種部品類、
などがある。
本発明に係るチタン製品は、本発明に係るβ型チタン合金からなる。
チタン製品としては、例えば、
（１）ゴルフクラブヘッド、自転車用ギア等の各種スポーツ・レジャー用品、
（２）メガネフレーム等の民生品、
（３）各種ボルト、バルブリテーナー、耐海水用シャフト等の軽量、且つ、高強度が要求される各種部品類、
などがある。
［４． 作用］
本発明に係るβ型チタン合金及びこれを用いたチタン製品は、相対的に少量のＶを含み、かつ、成分元素が最適化されているので、低廉であり、且つ、強度と冷間加工性のバランスに優れている。特に、溶体化処理後の材料に対して、冷間加工及び／又は時効処理を施すと、高い強度が得られる。
本発明に係るβ型チタン合金及びこれを用いたチタン製品は、相対的に少量のＶを含み、かつ、成分元素が最適化されているので、低廉であり、且つ、強度と冷間加工性のバランスに優れている。特に、溶体化処理後の材料に対して、冷間加工及び／又は時効処理を施すと、高い強度が得られる。
（実施例１〜２２、比較例１〜１３）
［１． 試料の作製］
表１に示す成分の合金を以下のようにして作製した。
まず、レビテーション溶解によってφ１５０×１６０ｍｍのインゴットを溶製した。このインゴットを１０５０℃に加熱し、直径６０ｍｍに熱間鍛造した。さらに９２０℃で直径２０ｍｍに仕上げ鍛造した。鍛造後、溶体化処理（７８０℃／１ｈ／水冷）を行った。また、材料の一部に対し、時効処理（４７５℃／２４ｈ／空冷）を行った。
［１． 試料の作製］
表１に示す成分の合金を以下のようにして作製した。
まず、レビテーション溶解によってφ１５０×１６０ｍｍのインゴットを溶製した。このインゴットを１０５０℃に加熱し、直径６０ｍｍに熱間鍛造した。さらに９２０℃で直径２０ｍｍに仕上げ鍛造した。鍛造後、溶体化処理（７８０℃／１ｈ／水冷）を行った。また、材料の一部に対し、時効処理（４７５℃／２４ｈ／空冷）を行った。
［２． 試験方法］
［２．１． 引張試験］
溶体化処理後の材料及び時効処理後の材料から、それぞれ、機械加工によってＡＳＴＭ Ｅ８に規定の３号引張試験片（直径：６．２５ｍｍ、標点間距離：２５ｍｍ）を作製した。引張試験は、インストロン型引張試験機を用い、クロスヘッド速度：５×１０-5ｍ／ｓにて実施し、０．２％耐力、引張強さ、及び伸びを測定した。
［２．１． 引張試験］
溶体化処理後の材料及び時効処理後の材料から、それぞれ、機械加工によってＡＳＴＭ Ｅ８に規定の３号引張試験片（直径：６．２５ｍｍ、標点間距離：２５ｍｍ）を作製した。引張試験は、インストロン型引張試験機を用い、クロスヘッド速度：５×１０-5ｍ／ｓにて実施し、０．２％耐力、引張強さ、及び伸びを測定した。
［２．２． 冷間加工性］
溶体化処理後の材料及び時効処理後の材料から、それぞれ、機械加工によって冷間加工性評価用の試験片（直径：６ｍｍ、高さ：９ｍｍ、個数：１０個）を作製した。冷間加工性の評価試験は、加工率８０％で圧縮試験を行い、割れの有無を観察することによって実施した。割れが発生しないものを「○」、割れが見られたものを「×」と評価した。
溶体化処理後の材料及び時効処理後の材料から、それぞれ、機械加工によって冷間加工性評価用の試験片（直径：６ｍｍ、高さ：９ｍｍ、個数：１０個）を作製した。冷間加工性の評価試験は、加工率８０％で圧縮試験を行い、割れの有無を観察することによって実施した。割れが発生しないものを「○」、割れが見られたものを「×」と評価した。
［３． 結果］
表２に結果を示す。表２より、以下のことがわかる。
表２に結果を示す。表２より、以下のことがわかる。
（１）実施例１〜２０は、いずれも溶体化処理後の引張試験において、０．２％耐力及び引張強さが８５０ＭＰａ以上であり、伸びが１８％以上であった。また、時効処理後の引張試験においては、０．２％耐力及び引張強さが１４００ＭＰａ以上であり、伸びが７％以上であった。さらに、加工率８０％の圧縮試験において、割れは発生しなかった。
このことから、実施例１〜２０は、いずれも、低廉で、且つ、冷間加工性及び強度特性のバランスに優れていることがわかった。
このことから、実施例１〜２０は、いずれも、低廉で、且つ、冷間加工性及び強度特性のバランスに優れていることがわかった。
（２）比較例１は、Ｃｒ量が少なく、Ｖ量が多いため、強度が劣っている。
（３）比較例２は、Ｎｂ、Ｖを含まないため、時効処理後の伸びや冷間加工性に劣っている。
（４）比較例３は、Ｃｒ量が少なく、Ｖ量が多いため、強度が劣っている。
（５）比較例４は、Ｖ量が多いため、強度が劣っている。
（３）比較例２は、Ｎｂ、Ｖを含まないため、時効処理後の伸びや冷間加工性に劣っている。
（４）比較例３は、Ｃｒ量が少なく、Ｖ量が多いため、強度が劣っている。
（５）比較例４は、Ｖ量が多いため、強度が劣っている。
（６）比較例５は、Ｃｒ量が少ないため、強度が劣っている。
（７）比較例６は、Ｃｒ量が多いため、溶体化処理後や時効処理後の伸び、及び冷間加工性に劣っている。
（８）比較例７は、Ｆｅ量が多いため、溶体化処理後や時効処理後の伸び、及び冷間加工性に劣っている。
（９）比較例８は、Ｎｂ量が多いため、強度が劣っている。
（７）比較例６は、Ｃｒ量が多いため、溶体化処理後や時効処理後の伸び、及び冷間加工性に劣っている。
（８）比較例７は、Ｆｅ量が多いため、溶体化処理後や時効処理後の伸び、及び冷間加工性に劣っている。
（９）比較例８は、Ｎｂ量が多いため、強度が劣っている。
（１０）比較例９は、Ｖ量が多いため、強度が劣っている。
（１１）比較例１０は、Ｍｏeqが低いため、β相が十分安定化せず、伸びや冷間加工性が劣っている。
（１２）比較例１１は、Ｍｏeqが高いため、安定β領域となり、時効速度の低下により時効後の強度が劣っている。
（１３）比較例１２は、Ｎｂ＋Ｖ量が多いため、コスト高になると同時に、強度が劣っている。
（１４）比較例１３は、(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)が高いため、冷間加工性及び延性が劣っている。
（１１）比較例１０は、Ｍｏeqが低いため、β相が十分安定化せず、伸びや冷間加工性が劣っている。
（１２）比較例１１は、Ｍｏeqが高いため、安定β領域となり、時効速度の低下により時効後の強度が劣っている。
（１３）比較例１２は、Ｎｂ＋Ｖ量が多いため、コスト高になると同時に、強度が劣っている。
（１４）比較例１３は、(Ｃｒ＋Ｆｅ)／(Ｎｂ＋Ｖ)が高いため、冷間加工性及び延性が劣っている。
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β型チタン合金は、
（１）ゴルフクラブヘッド、自転車用ギア等の各種スポーツ・レジャー用品、
（２）メガネフレーム等の民生品、
（３）各種ボルト、バルブリテーナー、耐海水用シャフト等の軽量、且つ、高強度が要求される各種部品類、
の素材として使用することができる。
（１）ゴルフクラブヘッド、自転車用ギア等の各種スポーツ・レジャー用品、
（２）メガネフレーム等の民生品、
（３）各種ボルト、バルブリテーナー、耐海水用シャフト等の軽量、且つ、高強度が要求される各種部品類、
の素材として使用することができる。
Claims (9)
- 以下の構成を備えたβ型チタン合金。
（１）前記β型チタン合金は、
５．０＜Ｃｒ≦１５．０ｍａｓｓ％、
Ｆｅ≦３．０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ＜７．０ｍａｓｓ％、
Ｖ＜４．０ｍａｓｓ％、及び、
１．５＜Ａｌ≦５．０ｍａｓｓ％、
を含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなる。
（２）前記β型チタン合金は、次の（１）〜（３）式を満たす。
１０．０≦Ｍｏeq≦２５．０ｍａｓｓ％ ・・・（１）
１．０≦（Ｃｒ＋Ｆｅ）／（Ｎｂ＋Ｖ）≦１０．０ ・・・（２）
１．０≦Ｎｂ＋Ｖ≦１１．０ｍａｓｓ％ ・・・（３）
但し、
Ｍｏeq＝１．２５[Ｃｒ]＋２．５[Ｆｅ]＋[Ｖ]／１．５＋[Ｎｂ]／３．５、
[Ｘ]は、元素Ｘのｍａｓｓ％。 - ０．０５≦Ｏ≦０．５ｍａｓｓ％、
０．０５≦Ｎ≦０．５ｍａｓｓ％、及び、
０．０５≦Ｃ≦０．５ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれるいずれか１種以上をさらに含む請求項１に記載のβ型チタン合金。 - ０．０１≦Ｂ≦０．５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１又は２に記載のβ型チタン合金。 - ０．５≦Ｓｎ≦５．０ｍａｓｓ％、及び／又は、
０．５≦Ｚｒ≦５．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から３までのいずれか１項に記載のβ型チタン合金。 - 請求項１から４までのいずれか１項に記載のβ型チタン合金からなるチタン製品。
- 請求項１から４までのいずれか１項に記載の組成を有する鋳塊を、７５０〜９００℃で溶体化処理する溶体化処理工程
を備えたβ型チタン合金の製造方法。 - 請求項１から４までのいずれか１項に記載の組成を有する鋳塊を、７５０〜９００℃で溶体化処理する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理後の鋳塊を、加工率５〜８０％で冷間加工する冷間加工工程と
を備えたβ型チタン合金の製造方法。 - 請求項１から４までのいずれか１項に記載の組成を有する鋳塊を、７５０〜９００℃で溶体化処理する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理後の鋳塊を、４００〜５５０℃で時効処理する時効処理工程と
を備えたβ型チタン合金の製造方法。 - 請求項１から４までのいずれか１項に記載の組成を有する鋳塊を、７５０〜９００℃で溶体化処理する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理後の鋳塊を、加工率５〜８０％で冷間加工する冷間加工工程と、
前記冷間加工後の材料を、４００〜５５０℃で時効処理する時効処理工程と
を備えたβ型チタン合金の製造方法。
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-
2013
- 2013-12-20 JP JP2013263353A patent/JP6405626B2/ja active Active
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