JP3418907B2 - 耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金 - Google Patents
耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐酸化性と冷間加
工性に優れたチタン合金に関する。より詳しくは、カメ
ラ、時計、眼鏡フレームなど民生用の部品、ゴルフクラ
ブ、自転車、ラケット、スキーなどスポーツレジャー用
の部品、あるいは航空機用や産業機械用の部品などの素
材として好適な耐酸化性と冷間加工性に優れたβ型チタ
ン合金に関する。 【０００２】 【従来の技術】工業用に用いられているチタンには純チ
タンとチタン合金がある。このうちチタン合金は軽量、
且つ高強度であるため、従来は専ら航空機やロケットな
どの部品の素材として使用されてきた。しかし、最近で
は、軽量、高強度で耐食性にも優れるという特徴を活か
して、カメラ、時計や眼鏡フレームなど民生用の部品、
更にはゴルフクラブ、自転車、ラケット、スキーなどス
ポーツレジャー用の部品にも広く使用されるようになっ
てきた。特に、肌に直接触れることが多い腕時計や眼鏡
のフレームなどは、ニッケルなど他の金属材料を素材に
すると皮膚アレルギーを生ずることがあるが、チタンに
はこの問題がないので好んで用いられるようになってき
た。 【０００３】一方、チタン合金の用途が拡大するにつれ
て、所望形状に成形するための高い冷間加工性がチタン
合金に対して要求されるようになってきた。 【０００４】チタン合金は、その金属組織を構成する相
の結晶構造から、ｈｃｐ構造のα相単相からなるα型、
ｂｃｃ構造のβ相単相からなるβ型、及びα相とβ相と
が混在するα＋β型の３種類に大別される。立方晶系の
ｂｃｃ構造は六方晶系のｈｃｐ構造に比べて辷り面が多
い。このため、上記のチタン合金のうちでｂｃｃ構造の
β相からなるβ型のチタン合金は冷間での加工性に優れ
ている。したがって、高い冷間加工性が必要とされる各
種の部品に対してβ型のチタン合金が重用されている。 【０００５】β型のチタン合金（以下、単にβ型合金と
もいう）は、高温のβ相温度域（例えば、９００℃）に
加熱してから急冷する溶体化処理を施した後で、例え
ば、４００〜５００℃で８時間程度の時効処理を行う
と、溶体化処理で形成された母相のβ相から微細な２次
α相が析出して強化する。このため、β型合金の場合に
は、（ａ）溶体化処理後に所望形状に成形加工した後で
更に溶体化処理を行い、次いで時効処理を施す、あるい
は、（ｂ）溶体化処理後に所望の形状に成形加工し次い
で時効処理を施す、ことで高強度が得られる。 【０００６】上記のβ型合金としては、一般に、Ｔｉ−
１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓｎ（Ｖ〜Ｓｎの各元素の
前の数字は重量％での含有量を示す）を基本組成とする
所謂「Ｔｉ−１５−３」合金が良く知られている。しか
し、この「Ｔｉ−１５−３」合金は、所定形状に冷間成
形する場合の強加工に耐えられず、割れや疵が生ずるこ
とがあった。 【０００７】特開平１−１８４２４２号公報には、「Ｔ
ｉ−１５−３合金」の延性を向上させる目的で、重量％
で、１６〜２０％のＶを含有するとともに２％以下のＡ
ｌ、６％以下のＺｒ、６％以下のＳｎの１種以上を含
む、延性に優れたチタン合金が開示されている。 【０００８】特開平２−１２９３３１号公報には、冷間
加工時の変形抵抗を下げる目的で、重量％で、１５〜２
５％のＶ、２〜５％のＡｌ、０．５〜４％のＳｎ、０．
１２％以下の酸素を含む、冷間加工性に優れたβ型チタ
ン合金が開示されている。 【０００９】特開平１−１１１８３４号公報には、強度
を低下させるとともに絞り性を高めて冷間鍛造性を向上
させる目的で、重量％で、１０〜２０％のＶ、Ｓｎ及び
Ｚｒをそれぞれ０．５〜９．５％で且つ総和で１〜１０
％、必要に応じて更にＡｌを０．５〜７％含有する、冷
間加工用低強度・高延性Ｔｉ合金が開示されている。 【００１０】しかし、上記の各公報で提案されたチタン
合金は、高温で現れるβ相を常温にまで安定化させるた
めに、いずれも多量のＶを含むものである。Ｖを多量に
含むチタン合金は、所望の部品（製品）の製造に際し、
熱間加工時や熱処理時の高温に加熱された際の耐酸化性
が著しく低くなる場合がある。耐酸化性が劣化すると高
温加熱時の酸素吸収が激しくなり、製品の表面状態が極
めて劣悪になってしまう。酸化の進行は製品歩留りを低
下させ、しかも、酸化による表面状態の劣化は製品表面
の研磨や酸洗など表面層を除去するための工程を必要と
するため、製造コストの増大を避けられない。 【００１１】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、民生用の部品、スポーツレジャー
用の部品、あるいは航空機用や産業機械用の部品など各
種部品の素材として好適な、熱間での加工や熱処理の際
の酸化が少なく耐酸化性に優れ、しかも、冷間加工性に
も優れた高強度のβ型チタン合金を提供することを目的
とする。 【００１２】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記に
示す耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金を要旨と
する。 【００１３】すなわち、「重量％で、Ｖ：１５．０〜２
２．０％、Ａｌ：２．１〜５．０％、Ｚｒ：０．１〜１
０．０％、Ｓｎ：０．４％以下、Ｏ（酸素）：０．２％
以下、残部はＴｉ及び不可避不純物の化学組成である耐
酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金」である。 【００１４】本発明者らは、高温で良好な耐酸化性を有
するとともに、優れた冷間加工性を有する、つまり、変
形能が高く且つ加工時の変形抵抗が小さいβ型合金を得
るために種々の調査を行った。 【００１５】先ず、Ｖと同様にβ相の安定化に効果のあ
る元素として知られているＭｏを含有させることを検討
した。しかし、β相の安定化のためにはＶと同量かそれ
を超える量のＭｏを含有させることが必要であり、しか
も、ＭｏはＶと同様に高温での耐酸化性を著しく劣化さ
せる元素であることが明らかとなった。 【００１６】そこで次に、Ｖを多く含むβ型合金におい
て、高温加熱時の酸化を抑止する方法について検討し
た。その結果、高温での耐酸化性を高めるためにはＺｒ
を添加すれば良いことが判明した。 【００１７】Ｔｉを高温に加熱した際に形成される表面
スケールには、Ｏ（酸素）の侵入を阻止する作用はほと
んどない。チタン合金中にＶが多量に含まれると、高温
でＶがＯ（酸素）と反応し昇華性のあるＶ2Ｏ5が形成さ
れる。したがって、Ｖを多く含むβ型合金が高温に加熱
されると、Ｖ2Ｏ5が素材表面から昇華するので、表面の
スケール層は気孔率の高い、つまり多孔質なものになっ
てしまう。このため表面のスケール層はＯ（酸素）の侵
入をくい止めることができず、Ｏ（酸素）の侵入が容易
となるので、酸化が進んでしまう。しかし、Ｖを多く含
むβ型合金であっても、Ｚｒを含有させれば、高温加熱
の途中で素材表面に緻密なＺｒＯ2 が形成されて、この
ＺｒＯ2 がＯ（酸素）の侵入を阻止するので耐酸化性が
大きく向上することがわかった。 【００１８】一方、Ｖを多量に含むβ型合金を溶体化処
理し、更に時効処理するとω相が生成し、強度が著しく
増大して伸びを生じなくなる所謂「ω脆性」を招く場合
がある。なお、上記のω相とは溶体化処理後のβ相が時
効処理によって分解する際、微細に分散して生ずるもの
である。この「ω脆性」を回避するためにはＡｌを含有
させることが有効である。しかし、Ａｌを多量に含有さ
せるとチタン合金の冷間変形抵抗が著しく増大してしま
う。Ａｌの一部をＳｎで代替させることで上記の冷間変
形抵抗増大の問題を回避することは可能であるが、Ｓｎ
を添加した場合には、Ｚｒを含有させた合金であっても
耐酸化性が著しく劣化してしまうことが明らかになっ
た。 【００１９】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。 【００２０】 【発明の実施の形態】以下、本発明について詳しく説明
する。なお、化学成分の含有量の「％」は「重量％」を
意味する。 【００２１】Ｖ：１５．０〜２２．０％ Ｖは、β相を安定化する作用を有する。しかし、その含
有量が１５．０％未満ではβ相の安定化度が不十分なた
め、溶体化処理後の冷間加工段階においてβ相が加工誘
起マルテンサイトとなる。この結果、冷間加工時の変形
能が不足する。一方、２２．０％を超えて含有させると
耐酸化性の劣化を招く。したがって、Ｖの含有量を１
５．０〜２２．０％とした。なお、Ｖの含有量は１８．
０〜２１．０％とすることが好ましい。 【００２２】Ａｌ：２．１〜５．０％ Ａｌは、時効処理において微細な２次α相の析出を促す
とともに、析出した２次α相の強度を高める作用を有す
る。しかし、その含有量が２．１％未満では、２次α相
の析出促進効果が得難くなって長時間の時効処理が必要
となるので、製品の製造コストが嵩んでしまう。一方、
Ａｌの多量の添加は、チタン合金の変形抵抗を増加させ
て冷間加工時の工具との接触圧力を高くし、工具を早期
に摩耗させてしまう。特に、Ａｌ含有量が５．０％を超
えると冷間加工時の工具摩耗が早期に生じ、工具寿命の
著しい低下を招くので製品の製造コストが嵩んでしま
う。したがって、Ａｌの含有量を２．１〜５．０％とし
た。なお、Ａｌの含有量は２．５〜４．０％とすること
が好ましい。 【００２３】Ｚｒ：０．１〜１０．０％ Ｚｒは、Ｖを多く含むβ型合金において、高温加熱時の
酸化を抑止する作用を有する。Ｚｒには、時効処理時に
ω相の生成を抑制して、ω相によるβ型合金の脆化
（「ω脆性」）を抑える作用もある。しかし、Ｚｒの含
有量が０．１％未満では上記した効果が得られない。一
方、Ｚｒを１０％を超えて含有させても効果が飽和する
し、Ｚｒが高価な元素であることから無用なコストアッ
プを招いてしまう。したがって、Ｚｒの含有量を０．１
〜１０．０％とした。なお、Ｚｒの含有量は０．５％〜
６．０％とすることが好ましい。 【００２４】Ｓｎ：０．４％以下 Ｚｒを含有させたチタン合金であっても、Ｓｎを多量に
含む場合には耐酸化性が著しく劣化してしまう。Ｓｎの
含有量が０．４％以下の場合に、前記したＺｒの耐酸化
性向上作用が充分発揮される。したがって、Ｓｎの含有
量を０．４％以下とした。 【００２５】Ｏ（酸素）：０．２％以下 Ｏ（酸素）は、原料であるスポンジチタンや、Ｖの添加
のためのＡｌ−Ｖ母合金などから侵入する不純物元素
で、変形抵抗の増加を招き、冷間加工性を低下させてし
まう。特に、Ｏ（酸素）の含有量が０．２％を超える
と、変形抵抗が著しく大きくなって、冷間加工性が極め
て低下してしまう。したがって、不純物元素としてのＯ
（酸素）の含有量を０．２％以下とした。 【００２６】他の不可避不純物は少ないほど良い。特
に、溶解中などに混入し易い元素は熱間や冷間での加工
性や溶接性などに悪い影響を及ぼすことがある。したが
って、例えば、Ｎ（窒素）の含有量は０．２％以下、Ｈ
（水素）の含有量は０．０２％以下、Ｃ（炭素）の含有
量は０．０２％以下、Ｆｅの含有量は０．２％以下など
とするのが好ましい。 【００２７】以下、実施例により本発明を説明する。 【００２８】 【実施例】表１に示す化学組成を有するチタン合金を、
アルゴン雰囲気中でプラズマアーク式の溶解炉を用いて
溶製し、直径５０ｍｍで長さ１００ｍｍの鋳塊を製造し
た。 【００２９】なお、表１における合金１〜１４は化学組
成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の合金、合
金１５〜２２はその化学組成のいずれかが本発明で規定
する含有量の範囲から外れた比較例の合金である。比較
例の合金のうち合金１５は特開平２−１２９３３１号公
報で提案された合金に相当するものである。 【００３０】 【表１】【００３１】上記の各鋳塊を大気中で１０００℃に加熱
した後、通常の方法で熱間鍛造して直径２０ｍｍの丸棒
に仕上げた。なお、熱間鍛造終了後は放冷した。次い
で、これらの丸棒を９００℃で１時間保持後水冷して溶
体化処理を施した。なお、加熱雰囲気は大気中である。 【００３２】こうして得られた溶体化処理後の直径が２
０ｍｍの丸棒から、直径が１５ｍｍで高さが２１ｍｍの
冷間加工用試験片を採取し、平滑圧縮板を用いて圧縮し
て冷間加工性として常温（室温）での変形抵抗と変形能
を調査した。変形抵抗は、上記の冷間加工用試験片を１
×１０-3の歪速度で５０％圧縮変形した時点、つまり高
さ１０．５ｍｍまで圧縮変形した時点で測定した。変形
抵抗の測定に際しては、試験開始前及び初期の試験片高
さに対して１０％圧縮変形させる毎に、つまり、２．１
ｍｍ圧縮変形させる毎に、試験片の両端面に潤滑剤を塗
布して摩擦の影響を排除した。一方、変形能の調査では
試験片の両端面は無潤滑とし、初期の試験片高さに対し
て５％ずつ圧縮変形、つまり、１．０５ｍｍずつ圧縮変
形させて、試験片に割れを生じない最大の圧縮率を限界
圧縮率として評価した。 【００３３】更に、上記の溶体化処理後の直径が２０ｍ
ｍの丸棒の中心部から、厚さ２ｍｍ、幅１５ｍｍで長さ
２０ｍｍの試験片を採取し、この試験片の表面を＃６０
０のエメリー紙で研磨後、大気中にて９００℃で３時間
加熱して酸化させ、常温（室温）まで放冷した。次い
で、酸化前後の重量を測定して酸化増量を求め、耐酸化
性を評価した。 【００３４】前記の溶体化処理後の直径が２０ｍｍの丸
棒の中心部から、厚さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍで長さ２０
ｍｍ試験片を採取し、溶体化処理ままの硬度と、大気中
での４５０℃×８時間の時効処理後の硬度を測定した。
なお、硬度測定はビッカース硬度計を用いて試験荷重１
ｋｇｆで行い、幅中央部を長さ方向（鍛造長手方向に平
行な方向）に１０点測定し、その平均値で評価した。 【００３５】なお、冷間加工性の目標としては前記の圧
縮試験における５０％圧縮変形時の変形抵抗が１１５ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以下で、且つ、変形能としての割れ発生限
界圧縮率が７５％以上であることとした。耐酸化性は酸
化増量が１．４０ｇ／ｃｍ2未満であることを、更に、
時効処理後の硬度はビッカース硬度（Ｈｖ）で３５０以
上であることを目標とした。 【００３６】表２に各種試験の結果を示す。なお、合金
１〜２２のいずれについても溶体化処理後はβ単相のβ
型合金であることを確認した。 【００３７】 【表２】【００３８】表２から、化学組成が本発明で規定する範
囲内にある本発明例の合金１〜１４は、５０％圧縮変形
時の変形抵抗が１１５ｋｇｆ／ｍｍ2 以下、変形能とし
ての割れ発生限界圧縮率が７５％以上、大気中で９００
℃に３時間加熱した時の酸化増量が１．４０ｇ／ｃｍ2
未満で、しかも、時効処理後の硬度がビッカース硬度
（Ｈｖ）で３５０以上であり、目標性能を満足してい
る。 【００３９】これに対して、比較例の合金の場合には、
圧縮変形時の変形抵抗、割れ発生限界圧縮率、耐酸化
性、時効処理後の硬度のいずれかにおいて目標とする性
能に達していない。 【００４０】 【発明の効果】本発明合金は、冷間加工性と耐酸化性に
優れ、しかも、時効処理で高硬度が得られるので、カメ
ラ、時計、眼鏡フレームなど民生用の部品、ゴルフクラ
ブ、自転車、ラケット、スキーなどスポーツレジャー用
の部品、あるいは航空機用や産業機械用の部品などの素
材として利用することができる。
工性に優れたチタン合金に関する。より詳しくは、カメ
ラ、時計、眼鏡フレームなど民生用の部品、ゴルフクラ
ブ、自転車、ラケット、スキーなどスポーツレジャー用
の部品、あるいは航空機用や産業機械用の部品などの素
材として好適な耐酸化性と冷間加工性に優れたβ型チタ
ン合金に関する。 【０００２】 【従来の技術】工業用に用いられているチタンには純チ
タンとチタン合金がある。このうちチタン合金は軽量、
且つ高強度であるため、従来は専ら航空機やロケットな
どの部品の素材として使用されてきた。しかし、最近で
は、軽量、高強度で耐食性にも優れるという特徴を活か
して、カメラ、時計や眼鏡フレームなど民生用の部品、
更にはゴルフクラブ、自転車、ラケット、スキーなどス
ポーツレジャー用の部品にも広く使用されるようになっ
てきた。特に、肌に直接触れることが多い腕時計や眼鏡
のフレームなどは、ニッケルなど他の金属材料を素材に
すると皮膚アレルギーを生ずることがあるが、チタンに
はこの問題がないので好んで用いられるようになってき
た。 【０００３】一方、チタン合金の用途が拡大するにつれ
て、所望形状に成形するための高い冷間加工性がチタン
合金に対して要求されるようになってきた。 【０００４】チタン合金は、その金属組織を構成する相
の結晶構造から、ｈｃｐ構造のα相単相からなるα型、
ｂｃｃ構造のβ相単相からなるβ型、及びα相とβ相と
が混在するα＋β型の３種類に大別される。立方晶系の
ｂｃｃ構造は六方晶系のｈｃｐ構造に比べて辷り面が多
い。このため、上記のチタン合金のうちでｂｃｃ構造の
β相からなるβ型のチタン合金は冷間での加工性に優れ
ている。したがって、高い冷間加工性が必要とされる各
種の部品に対してβ型のチタン合金が重用されている。 【０００５】β型のチタン合金（以下、単にβ型合金と
もいう）は、高温のβ相温度域（例えば、９００℃）に
加熱してから急冷する溶体化処理を施した後で、例え
ば、４００〜５００℃で８時間程度の時効処理を行う
と、溶体化処理で形成された母相のβ相から微細な２次
α相が析出して強化する。このため、β型合金の場合に
は、（ａ）溶体化処理後に所望形状に成形加工した後で
更に溶体化処理を行い、次いで時効処理を施す、あるい
は、（ｂ）溶体化処理後に所望の形状に成形加工し次い
で時効処理を施す、ことで高強度が得られる。 【０００６】上記のβ型合金としては、一般に、Ｔｉ−
１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓｎ（Ｖ〜Ｓｎの各元素の
前の数字は重量％での含有量を示す）を基本組成とする
所謂「Ｔｉ−１５−３」合金が良く知られている。しか
し、この「Ｔｉ−１５−３」合金は、所定形状に冷間成
形する場合の強加工に耐えられず、割れや疵が生ずるこ
とがあった。 【０００７】特開平１−１８４２４２号公報には、「Ｔ
ｉ−１５−３合金」の延性を向上させる目的で、重量％
で、１６〜２０％のＶを含有するとともに２％以下のＡ
ｌ、６％以下のＺｒ、６％以下のＳｎの１種以上を含
む、延性に優れたチタン合金が開示されている。 【０００８】特開平２−１２９３３１号公報には、冷間
加工時の変形抵抗を下げる目的で、重量％で、１５〜２
５％のＶ、２〜５％のＡｌ、０．５〜４％のＳｎ、０．
１２％以下の酸素を含む、冷間加工性に優れたβ型チタ
ン合金が開示されている。 【０００９】特開平１−１１１８３４号公報には、強度
を低下させるとともに絞り性を高めて冷間鍛造性を向上
させる目的で、重量％で、１０〜２０％のＶ、Ｓｎ及び
Ｚｒをそれぞれ０．５〜９．５％で且つ総和で１〜１０
％、必要に応じて更にＡｌを０．５〜７％含有する、冷
間加工用低強度・高延性Ｔｉ合金が開示されている。 【００１０】しかし、上記の各公報で提案されたチタン
合金は、高温で現れるβ相を常温にまで安定化させるた
めに、いずれも多量のＶを含むものである。Ｖを多量に
含むチタン合金は、所望の部品（製品）の製造に際し、
熱間加工時や熱処理時の高温に加熱された際の耐酸化性
が著しく低くなる場合がある。耐酸化性が劣化すると高
温加熱時の酸素吸収が激しくなり、製品の表面状態が極
めて劣悪になってしまう。酸化の進行は製品歩留りを低
下させ、しかも、酸化による表面状態の劣化は製品表面
の研磨や酸洗など表面層を除去するための工程を必要と
するため、製造コストの増大を避けられない。 【００１１】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、民生用の部品、スポーツレジャー
用の部品、あるいは航空機用や産業機械用の部品など各
種部品の素材として好適な、熱間での加工や熱処理の際
の酸化が少なく耐酸化性に優れ、しかも、冷間加工性に
も優れた高強度のβ型チタン合金を提供することを目的
とする。 【００１２】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記に
示す耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金を要旨と
する。 【００１３】すなわち、「重量％で、Ｖ：１５．０〜２
２．０％、Ａｌ：２．１〜５．０％、Ｚｒ：０．１〜１
０．０％、Ｓｎ：０．４％以下、Ｏ（酸素）：０．２％
以下、残部はＴｉ及び不可避不純物の化学組成である耐
酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金」である。 【００１４】本発明者らは、高温で良好な耐酸化性を有
するとともに、優れた冷間加工性を有する、つまり、変
形能が高く且つ加工時の変形抵抗が小さいβ型合金を得
るために種々の調査を行った。 【００１５】先ず、Ｖと同様にβ相の安定化に効果のあ
る元素として知られているＭｏを含有させることを検討
した。しかし、β相の安定化のためにはＶと同量かそれ
を超える量のＭｏを含有させることが必要であり、しか
も、ＭｏはＶと同様に高温での耐酸化性を著しく劣化さ
せる元素であることが明らかとなった。 【００１６】そこで次に、Ｖを多く含むβ型合金におい
て、高温加熱時の酸化を抑止する方法について検討し
た。その結果、高温での耐酸化性を高めるためにはＺｒ
を添加すれば良いことが判明した。 【００１７】Ｔｉを高温に加熱した際に形成される表面
スケールには、Ｏ（酸素）の侵入を阻止する作用はほと
んどない。チタン合金中にＶが多量に含まれると、高温
でＶがＯ（酸素）と反応し昇華性のあるＶ2Ｏ5が形成さ
れる。したがって、Ｖを多く含むβ型合金が高温に加熱
されると、Ｖ2Ｏ5が素材表面から昇華するので、表面の
スケール層は気孔率の高い、つまり多孔質なものになっ
てしまう。このため表面のスケール層はＯ（酸素）の侵
入をくい止めることができず、Ｏ（酸素）の侵入が容易
となるので、酸化が進んでしまう。しかし、Ｖを多く含
むβ型合金であっても、Ｚｒを含有させれば、高温加熱
の途中で素材表面に緻密なＺｒＯ2 が形成されて、この
ＺｒＯ2 がＯ（酸素）の侵入を阻止するので耐酸化性が
大きく向上することがわかった。 【００１８】一方、Ｖを多量に含むβ型合金を溶体化処
理し、更に時効処理するとω相が生成し、強度が著しく
増大して伸びを生じなくなる所謂「ω脆性」を招く場合
がある。なお、上記のω相とは溶体化処理後のβ相が時
効処理によって分解する際、微細に分散して生ずるもの
である。この「ω脆性」を回避するためにはＡｌを含有
させることが有効である。しかし、Ａｌを多量に含有さ
せるとチタン合金の冷間変形抵抗が著しく増大してしま
う。Ａｌの一部をＳｎで代替させることで上記の冷間変
形抵抗増大の問題を回避することは可能であるが、Ｓｎ
を添加した場合には、Ｚｒを含有させた合金であっても
耐酸化性が著しく劣化してしまうことが明らかになっ
た。 【００１９】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。 【００２０】 【発明の実施の形態】以下、本発明について詳しく説明
する。なお、化学成分の含有量の「％」は「重量％」を
意味する。 【００２１】Ｖ：１５．０〜２２．０％ Ｖは、β相を安定化する作用を有する。しかし、その含
有量が１５．０％未満ではβ相の安定化度が不十分なた
め、溶体化処理後の冷間加工段階においてβ相が加工誘
起マルテンサイトとなる。この結果、冷間加工時の変形
能が不足する。一方、２２．０％を超えて含有させると
耐酸化性の劣化を招く。したがって、Ｖの含有量を１
５．０〜２２．０％とした。なお、Ｖの含有量は１８．
０〜２１．０％とすることが好ましい。 【００２２】Ａｌ：２．１〜５．０％ Ａｌは、時効処理において微細な２次α相の析出を促す
とともに、析出した２次α相の強度を高める作用を有す
る。しかし、その含有量が２．１％未満では、２次α相
の析出促進効果が得難くなって長時間の時効処理が必要
となるので、製品の製造コストが嵩んでしまう。一方、
Ａｌの多量の添加は、チタン合金の変形抵抗を増加させ
て冷間加工時の工具との接触圧力を高くし、工具を早期
に摩耗させてしまう。特に、Ａｌ含有量が５．０％を超
えると冷間加工時の工具摩耗が早期に生じ、工具寿命の
著しい低下を招くので製品の製造コストが嵩んでしま
う。したがって、Ａｌの含有量を２．１〜５．０％とし
た。なお、Ａｌの含有量は２．５〜４．０％とすること
が好ましい。 【００２３】Ｚｒ：０．１〜１０．０％ Ｚｒは、Ｖを多く含むβ型合金において、高温加熱時の
酸化を抑止する作用を有する。Ｚｒには、時効処理時に
ω相の生成を抑制して、ω相によるβ型合金の脆化
（「ω脆性」）を抑える作用もある。しかし、Ｚｒの含
有量が０．１％未満では上記した効果が得られない。一
方、Ｚｒを１０％を超えて含有させても効果が飽和する
し、Ｚｒが高価な元素であることから無用なコストアッ
プを招いてしまう。したがって、Ｚｒの含有量を０．１
〜１０．０％とした。なお、Ｚｒの含有量は０．５％〜
６．０％とすることが好ましい。 【００２４】Ｓｎ：０．４％以下 Ｚｒを含有させたチタン合金であっても、Ｓｎを多量に
含む場合には耐酸化性が著しく劣化してしまう。Ｓｎの
含有量が０．４％以下の場合に、前記したＺｒの耐酸化
性向上作用が充分発揮される。したがって、Ｓｎの含有
量を０．４％以下とした。 【００２５】Ｏ（酸素）：０．２％以下 Ｏ（酸素）は、原料であるスポンジチタンや、Ｖの添加
のためのＡｌ−Ｖ母合金などから侵入する不純物元素
で、変形抵抗の増加を招き、冷間加工性を低下させてし
まう。特に、Ｏ（酸素）の含有量が０．２％を超える
と、変形抵抗が著しく大きくなって、冷間加工性が極め
て低下してしまう。したがって、不純物元素としてのＯ
（酸素）の含有量を０．２％以下とした。 【００２６】他の不可避不純物は少ないほど良い。特
に、溶解中などに混入し易い元素は熱間や冷間での加工
性や溶接性などに悪い影響を及ぼすことがある。したが
って、例えば、Ｎ（窒素）の含有量は０．２％以下、Ｈ
（水素）の含有量は０．０２％以下、Ｃ（炭素）の含有
量は０．０２％以下、Ｆｅの含有量は０．２％以下など
とするのが好ましい。 【００２７】以下、実施例により本発明を説明する。 【００２８】 【実施例】表１に示す化学組成を有するチタン合金を、
アルゴン雰囲気中でプラズマアーク式の溶解炉を用いて
溶製し、直径５０ｍｍで長さ１００ｍｍの鋳塊を製造し
た。 【００２９】なお、表１における合金１〜１４は化学組
成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の合金、合
金１５〜２２はその化学組成のいずれかが本発明で規定
する含有量の範囲から外れた比較例の合金である。比較
例の合金のうち合金１５は特開平２−１２９３３１号公
報で提案された合金に相当するものである。 【００３０】 【表１】【００３１】上記の各鋳塊を大気中で１０００℃に加熱
した後、通常の方法で熱間鍛造して直径２０ｍｍの丸棒
に仕上げた。なお、熱間鍛造終了後は放冷した。次い
で、これらの丸棒を９００℃で１時間保持後水冷して溶
体化処理を施した。なお、加熱雰囲気は大気中である。 【００３２】こうして得られた溶体化処理後の直径が２
０ｍｍの丸棒から、直径が１５ｍｍで高さが２１ｍｍの
冷間加工用試験片を採取し、平滑圧縮板を用いて圧縮し
て冷間加工性として常温（室温）での変形抵抗と変形能
を調査した。変形抵抗は、上記の冷間加工用試験片を１
×１０-3の歪速度で５０％圧縮変形した時点、つまり高
さ１０．５ｍｍまで圧縮変形した時点で測定した。変形
抵抗の測定に際しては、試験開始前及び初期の試験片高
さに対して１０％圧縮変形させる毎に、つまり、２．１
ｍｍ圧縮変形させる毎に、試験片の両端面に潤滑剤を塗
布して摩擦の影響を排除した。一方、変形能の調査では
試験片の両端面は無潤滑とし、初期の試験片高さに対し
て５％ずつ圧縮変形、つまり、１．０５ｍｍずつ圧縮変
形させて、試験片に割れを生じない最大の圧縮率を限界
圧縮率として評価した。 【００３３】更に、上記の溶体化処理後の直径が２０ｍ
ｍの丸棒の中心部から、厚さ２ｍｍ、幅１５ｍｍで長さ
２０ｍｍの試験片を採取し、この試験片の表面を＃６０
０のエメリー紙で研磨後、大気中にて９００℃で３時間
加熱して酸化させ、常温（室温）まで放冷した。次い
で、酸化前後の重量を測定して酸化増量を求め、耐酸化
性を評価した。 【００３４】前記の溶体化処理後の直径が２０ｍｍの丸
棒の中心部から、厚さ１０ｍｍ、幅１０ｍｍで長さ２０
ｍｍ試験片を採取し、溶体化処理ままの硬度と、大気中
での４５０℃×８時間の時効処理後の硬度を測定した。
なお、硬度測定はビッカース硬度計を用いて試験荷重１
ｋｇｆで行い、幅中央部を長さ方向（鍛造長手方向に平
行な方向）に１０点測定し、その平均値で評価した。 【００３５】なお、冷間加工性の目標としては前記の圧
縮試験における５０％圧縮変形時の変形抵抗が１１５ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以下で、且つ、変形能としての割れ発生限
界圧縮率が７５％以上であることとした。耐酸化性は酸
化増量が１．４０ｇ／ｃｍ2未満であることを、更に、
時効処理後の硬度はビッカース硬度（Ｈｖ）で３５０以
上であることを目標とした。 【００３６】表２に各種試験の結果を示す。なお、合金
１〜２２のいずれについても溶体化処理後はβ単相のβ
型合金であることを確認した。 【００３７】 【表２】【００３８】表２から、化学組成が本発明で規定する範
囲内にある本発明例の合金１〜１４は、５０％圧縮変形
時の変形抵抗が１１５ｋｇｆ／ｍｍ2 以下、変形能とし
ての割れ発生限界圧縮率が７５％以上、大気中で９００
℃に３時間加熱した時の酸化増量が１．４０ｇ／ｃｍ2
未満で、しかも、時効処理後の硬度がビッカース硬度
（Ｈｖ）で３５０以上であり、目標性能を満足してい
る。 【００３９】これに対して、比較例の合金の場合には、
圧縮変形時の変形抵抗、割れ発生限界圧縮率、耐酸化
性、時効処理後の硬度のいずれかにおいて目標とする性
能に達していない。 【００４０】 【発明の効果】本発明合金は、冷間加工性と耐酸化性に
優れ、しかも、時効処理で高硬度が得られるので、カメ
ラ、時計、眼鏡フレームなど民生用の部品、ゴルフクラ
ブ、自転車、ラケット、スキーなどスポーツレジャー用
の部品、あるいは航空機用や産業機械用の部品などの素
材として利用することができる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭60−224727（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−111834（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−267438（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−240390（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−200342（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−73968（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−192550（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 14/00
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】重量％で、Ｖ：１５．０〜２２．０％、Ａ
ｌ：２．１〜５．０％、Ｚｒ：０．１〜１０．０％、Ｓ
ｎ：０．４％以下、Ｏ（酸素）：０．２％以下、残部は
Ｔｉ及び不可避不純物の化学組成である耐酸化性と冷間
加工性に優れたチタン合金。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP03079798A JP3418907B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03079798A JP3418907B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金 |
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| JPH11229058A JPH11229058A (ja) | 1999-08-24 |
| JP3418907B2 true JP3418907B2 (ja) | 2003-06-23 |
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|---|---|---|---|
| JP03079798A Expired - Fee Related JP3418907B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐酸化性と冷間加工性に優れたチタン合金 |
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| JP2640415B2 (ja) * | 1993-02-16 | 1997-08-13 | 日鉱金属株式会社 | ゴルフドライバーヘッド用材料及びゴルフドライバー |
| JP3052746B2 (ja) * | 1994-09-06 | 2000-06-19 | 日本鋼管株式会社 | 高強度・高延性チタン合金 |
-
1998
- 1998-02-13 JP JP03079798A patent/JP3418907B2/ja not_active Expired - Fee Related
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