JP3076697B2 - α+β型チタン合金 - Google Patents
α+β型チタン合金Info
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Description
する。
という特徴を活かすべく、航空機分野で多く使用されて
きた。特にTi−6Al−4V、Ti−6Al−6V−
2Sn、Ti−6Al−2Sn−4Zr−2Moなどの
α+β型チタン合金は、強度、延性、靭性、耐熱性など
の優れた機械的性質を有しており、チタン合金の中でも
常に多用されてきた。この優れた材質特性の材料を自動
車部品などの航空機以外の分野にも適用しようとする研
究開発が近年盛んに行われているが、既存のα+β型チ
タン合金の多くは、β安定化元素として高価なVまたは
Moを使用しており、結果的に、合金の価格が著しく高
くなり、航空機以外の分野への適用を妨げてきた。
た合金がいくつか開発されたが、Ti−5Al−2.5
FeやTi−6Al−1.7Fe−0.1Siなどの合
金では、Feの凝固偏析のため、特に自動車のエンジン
部品などの往復・回転運動部品に要求される疲労特性が
ばらつき、実用化を阻む一因となっていた。この凝固偏
析は、例えば、溶解時の溶融プールを浅くするなどの工
夫によりある程度解消できるが、生産性を著しく損なう
ため、かえって製造コストが高くなるという問題点があ
る。
nced Materials &Processe
s」誌43頁記載のTi−6.4Al−1.2Feは、
Feの添加量が1.2%と比較的低いため、大きな凝固
偏析を生じることなく、高生産性を維持できる利点があ
る。しかし、強化元素として添加しているAlの含有量
が高いため、熱間変形抵抗が高く、また熱間延性も低い
という問題点があった。
−Fe系チタン合金と同等でかつ安定したばらつきの少
ない疲労強度と、それよりも高い熱間加工性を有するチ
タン合金を提供しようとするものである。
の本発明は、(1)質量%で、0.5%以上1.4%未
満のFe、4.6%以上5.5%未満のAl、残部チタ
ンおよび不純物からなるα+β型チタン合金であり、
(2)前項(1)のFeの一部を、質量%で、0.15
%未満のNi、0.25%未満のCr、0.25%未満
のMnの1種以上で代替したα+β型チタン合金であ
り、(3)質量%で、0.05%以上0.25%未満の
Siをさらに含有した前項(1)または(2)記載のα
+β型チタン合金である。ここで、不純物とは、精錬、
溶解、展伸、熱処理などの工程で除去できない、あるい
はこれら工程で混入する少量の元素のことであり、0.
1%以下のC,N,H、0.3%以下のOなどがこれに
相当する。
特性におよぼすAl,Feの影響に関する研究に日々努
力を傾注した結果、二つの重要な知見を得た。その一つ
は、Alを数%含むチタン合金にFeを添加した時、F
eの添加量が1.4%未満では、凝固偏析はきわめて小
さく、この範囲内の添加量では、安定したばらつきのな
い機械的性質が得られることである。このことは、Al
を数%含む合金では、凝固偏析しやすいFeでも添加量
を1.4%未満にすると、機械的性質を致命的にばらつ
かせるほどの偏析は抑制できることを示している。
を含むチタン合金にAlを添加すると、引張り強さはA
lの添加量に比例して増大するが、疲労強度は5.0%
添加量を境にほぼ一定の値となり、引張り強度が上昇し
ても疲労強度はあまり上昇しなくなるという知見であ
る。これは、AlとFeは固相中で相反する性質を持っ
ており、1%程度のFeを含む合金では、Alの量が
5.0%以上になると、凝固後の冷却中に相反したAl
とFeが変態時にミクロ偏析を生じ、Alの濃化した部
分では早期疲労亀裂の発生を助長する局所的すべりが発
生するためである。
し、引張り強度よりも疲労特性が重視される用途に使用
される目的を有する合金では、5.0%程度のAlを添
加することで十分で、それ以上の添加は無駄であること
を示している。
詳細な検討を行った結果、従来技術の項で述べたTi−
6.4Al−1.2Feと同等で、かつばらつきの少な
い安定した疲労強度を有する組成範囲は、Feが0.5
%以上1.4%未満、Alが4.6%以上5.5%未満
であることを明らかにした。
4.6%以上添加しないと強度不足のため、Ti−6.
4Al−1.2Fe相当の疲労強度は得られないし、F
eを1.4%以上添加すると凝固偏析のため、機械的性
質、特に疲労特性にばらつきを生じ安定した値が得られ
ない。またAlは5.5%の添加量でほぼTi−6.4
Al−1.2Fe並の疲労強度に達しており、それ以上
の添加は、もはや疲労強度の向上には寄与しない。以上
に加えて、Alは熱間加工性を低下させる元素として知
られており、これを5.5%未満に限定したことから、
従来合金であるTi−6.4Al−1.2Feよりも熱
間での変形抵抗が低下し、延性が増す。
されるFeの一部を、0.15%未満のNi、0.25
%未満のCr、0.25%未満のMnの1種以上で代替
することとした。これは、Feの一部をFeと同様に安
価でかつ少量であるならばFeと同様の働きをする元素
で置換したものである。ここで、Ni,Cr,Mnの添
加量の上限を各々0.15%,0.25%,0.25%
としたのは、これらの元素は、標記上限値以上添加する
と、平衡相である金属間化合物相(Ti2 Ni,TiC
r2 ,TiMn)を容易に生成し、疲労特性の極端な低
下を生じるからである。
0.5%以上1.4%未満でなくてはならない。その理
由は総量で0.5%以上添加しないと強度不足のため、
Ti−6.4Al−1.2Fe相当の疲労強度は得られ
ないからであり、Ni,Cr,Mn,Feは単独ではな
く協力的に凝固偏析を生じるため、本発明1でFeの上
限値として明示した値は、本発明2では、Ni,Cr,
Mn,Feの総量の上限値となる。
25%未満のSiを本発明1および2の合金にさらに添
加することとしたが、これは、少量のSiはチタン合金
のクリープ特性を向上させるという一般的知見を、本発
明1および2に記載した合金のクリープ特性改善に活用
したものである。但し、その効果発現には0.05%以
上の添加が必要であり、また、0.25%以上添加する
とTiとSiの化合物相が析出し、疲労特性を著しく低
下させる。
により約10kg製造し、これをさらに1050℃で鍛造
し、さらに900℃に加熱し、直径30mmの棒材に圧延
し、750℃で1時間の焼鈍を行い、空冷した。この棒
材から切り出した試験片を用いて、引張り試験(室温、
歪速度1×10−4s-1)、高温高速引張り試験(歪速
度5s-1)、回転曲げ疲労試験、クリープ試験を大気中
で行った。
および絞り値で、疲労特性は、繰り返し数1×107 回
でも破断しなかった強度を疲労強度と定義して、またク
リープ特性は400℃にて540MPa の荷重を300時
間加えた時の塑性歪量で、各々評価した。疲労特性の安
定性は、繰り返し数1.0×106 〜9.9×106回
で破断した試料10本の破断強度の標準偏差で評価し
た。表2は、表1に示した試料の各種試験結果である。
たTi−6.4Al−1.2Fe合金であり従来例に相
当する。表2に示すように、480MPa の高い疲労強度
を有しているが、900℃における変形抵抗値が高くし
かも絞りが50%と乏しく、熱間加工性に劣っている。
さて、試験番号2,3,5,7,9は本発明1の実施例
である。いずれの場合も、試験番号1の従来例に比べ
て、室温での引張り強度は低いが、疲労強度は465MP
a 以上であり、従来例の480MPa と遜色のないレベル
である。しかもばらつきが少なく安定した値が得られて
いる。さらに、高温での変形抵抗も従来例よりも低く、
高い絞り値が得られており、熱間加工性にも優れてい
る。これらは、AlとFeの量を規定することにより、
一定の強度レベルを確保しつつ、疲労特性に悪影響をお
よぼす凝固や変態に伴う偏析を排除し、さらに熱間加工
性を向上させた結果である。
労強度が450MPa 以下の低い値しか得られなかった。
これはFeあるいはAlの添加量が本発明1の下限値未
満であったため、強度不足となり、十分な疲労強度が確
保できなかったものである。また、試験番号6は疲労特
性のばらつきが大きく、480MPa でも107 回の繰り
返し数に耐える試験片もあったが、一方で440MPa で
も途中で破断する試験片もあり、きわめて不安定であっ
た。
を超えたため、機械的性質を致命的にばらつかせるほど
の凝固偏析が生じたことによる。試験番号8は高い安定
した疲労強度が得られているが、これよりもAlの添加
量の少ない試験番号7と同じレベルであり、Alが無駄
に添加されており、さらに熱間加工性も試験番号7より
もやや低下している。
19は、Feの一部をNi,Cr,Mnで代替した本発
明2の実施例である。いずれも高い安定したばらつきの
少ない疲労強度が得られており、高い熱間加工性をも有
している。これは、Feと同様に安価でかつ少量である
ならばFeと同様の働きをする元素で、Feの一部を置
換した効果である。しかし、Ni,Cr,Mnの個々の
添加量が、本発明2の上限値以上添加された試験番号1
2,14,16は疲労強度が著しく低下している。
衡相である金属間化合物相(Ti2Ni,TiCr2 ,
TiMn)が生成し、疲労特性が極端に低下したもので
ある。また試験番号18は、Fe,Ni,Cr,Mnの
添加量の総量が1.4%を超えたため、これらの元素の
協力的凝固偏析を生じ、疲労特性に多大なばらつきを生
じ不安定な材料となってしまった。また、試験番号20
はFe,Ni,Mnの総量が0.3%しかなく、本発明
の効果を十分に発揮させるに必要な0.4%未満であっ
たため、強度不足となり、十分な疲労強度が確保できな
かった。
るクリープ特性も調べたが、表2に示すように、従来合
金であるTi−6.4Al−1.2Fe(試験番号1)
よりも耐クリープ特性に劣っている。これをSi添加に
より改善を試みた本発明3の実施例が試験番号22,2
3,24である。
の従来合金並あるいはそれ以上となっている。しかし、
Siの添加量が不十分であった試験番号21ではその効
果は見られない。またSiを本発明の上限値を超えて添
加した試験番号25は、クリープ特性は上がっているも
のの、TiとSiの化合物の析出により、疲労強度が著
しく低下している。
ン合金と同等でかつ安定したばらつきの少ない疲労強度
と、それよりも高い熱間加工性を有するチタン合金を製
造できる。あるいは、さらに高い耐クリープ特性をも具
備したチタン合金を製造できる。
Claims (3)
- 【請求項1】 質量%で、0.5%以上1.4%未満の
Fe、4.6%以上5.5%未満のAl、残部チタンお
よび不純物からなるα+β型チタン合金。 - 【請求項2】 Feの一部を、質量%で、0.15%未
満のNi、0.25%未満のCr、0.25%未満のM
nの1種以上で代替した請求項1記載のα+β型チタン
合金。 - 【請求項3】 質量%で、0.05%以上0.25%未
満のSiをさらに含有した請求項1または2記載のα+
β型チタン合金。
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- 1993-08-31 JP JP05216599A patent/JP3076697B2/ja not_active Expired - Lifetime
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