JP4253452B2 - 快削Ti合金 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
この発明は、被削性に優れたTi合金に関する。
【0002】
【従来の技術】
Ti系金属は軽量かつ高強度で耐食性に優れることから、種々の用途に広く使用されている。他方、Ti系金属は塑性変形を伴う強加工が困難であるため、航空機や自動車の部品等、信頼性の要求される分野ではインゴットからの切削加工により部品製造が行なわれている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、Ti系金属は、鋼などの材料と比較して耐食性、耐熱性あるいは高比強度など、種々の優れた特性を有しているが、Ti系金属を切削加工する場合、逆にこの特性が原因になって工具寿命を短くするなどの不具合も発生しやすく、工数増大ひいては加工コストの増加を招来しやすい欠点がある。
【0004】
本発明の課題は、Ti系材料特有の優れた耐食性や機械的強度を損なうことなく被削性を大幅に改善することができ、信頼性に優れた切削加工物品を安価に提供することを可能とする快削Ti合金を提供することにある。
【0005】
【発明を解決するための手段及び作用・効果】
上記課題を解決するために、本発明の快削Ti合金の第一は、
Sを0.02〜0.4質量%及びCを0.05〜0.5質量%含有し、残部Ti及び不可避不純物からなり、
S含有率をWS、C含有量をWCとし、WC/WSが0.2〜8に調整されており、Ti炭硫化物を組織中に分散形成したことを特徴とする。
また、本発明の快削Ti合金の第二は、Sを0.02〜0.4質量%及びCを0.05〜0.5質量%含有し、かつ、
Al:1質量%以上9質量%以下;
N及びOの少なくともいずれか:合計で0.03質量%以上0.5質量%以下;
V、Mo、Nb及びTaの1種又は2種以上:合計で1質量%以上45質量%以下;
Cr、Fe、Ni、Mn及びCuの1種又は2種以上:合計で0.5質量%以上15質量%以下;
Sn及びZrの少なくともいずれか:合計で0.5質量%以上20質量%以下;
Si:0.03質量%以上0.7質量%以下;
Pd及びRuの少なくともいずれか:合計で0.02質量%以上0.5質量%以下;
の少なくともいずれかを含有し、
残部Ti及び不可避不純物からなり、
S含有率をWS、C含有量をWCとし、WC/WSが0.2〜8に調整されており、Ti炭硫化物を組織中に分散形成したことを特徴とする。
【0006】
本発明の快削Ti合金は、Tiを主成分金属元素として50質量%以上含有する。そして、SとCとを上記組成範囲にて複合添加することにより、Ti系材料特有の優れた耐食性や機械的強度を損なうことなく被削性を大幅に改善することができる。このように被削性が改善される理由として、上記S及びCの添加により合金組織中に微細なTi炭硫化物が形成されるためであると考えられる。
【0007】
本発明の快削Ti合金において、SはTi炭硫化物を形成して被削性を向上させるための必須元素であり、その含有量が0.02質量%未満になると、顕著な被削性の改善が見込めなくなる。他方、0.4質量%を超えると、合金の熱間加工性(例えば熱間成形性)が損なわれることにつながる。すなわち、Cを添加せず、Sのみ単独添加を行った場合には比較的低融点のTi硫化物が形成され、熱間加工性の低下を招く場合があるが、Cとの共添加により炭硫化物を形成すると該熱間加工性を顕著に改善することができる。Sの含有率はより望ましくは0.02〜0.3質量%の範囲にて調整するのがよい。
【0008】
他方、Cは上記Sと同様、Ti硫化物の形成により被削性を向上させるための必須元素であり、Sとの複合添加を行なって初めて被削性向上効果を発現する。Cの含有量が0.05質量%未満になると、顕著な被削性の改善が見込めなくなる。他方、0.5質量%を超えると、合金の熱間成形性が損なわれることにつながる。Cの含有率はより望ましくは0.05〜0.3質量%の範囲にて調整するのがよい。
【0009】
また、S含有率をWS、C含有量をWCとしたとき、WC/WSは0.2〜8に調整されていることが望ましい。WC/WSが0.2未満では合金の熱間成形性及び強度や靭性などの機械的性質低下につながる場合がある。その原因としては、被削性向上に寄与する分散相が比較的低融点の硫化物となり、これが結晶粒界を取り巻くように形成されて、高温での粒界強度を低下させることが考えられる。他方、WC/WSが8を超えると、Ti炭化物の形成が顕著となり、合金の硬さが過度に増大して被削性が損なわれることにつながる。
【0010】
次に、本発明の快削Ti合金には、希土類元素を0.5質量%以下の範囲内にて添加することができる。これにより、合金の被削性をさらに向上させることができる。希土類元素添加による被削性向上効果を顕著に得るには、0.02質量%以上添加するのがよい。他方、0.5質量%を超える添加はCと同様、合金の熱間成形性が損なわれることにつながる。なお、希土類元素としては、Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Luから選ばれる1種又は2種以上の元素を使用可能である。
【0011】
上記のように希土類元素の添加を行なう場合には、S含有率をWS、C含有量をWC、希土類元素含有量をWRとしたとき、(WC+WR)/WSが0.2〜8に調整されていることが望ましい(以下、S、C及び希土類元素の3つを総称して快削性付与元素という)。(WC+WR)/WSが0.2未満では合金の熱間成形性及び強度や靭性などの機械的性質低下につながる場合がある。他方、(WC+WR)/WSが8を超えると、熱間加工性が低下し、また合金の硬さが過度に増大して被削性が損なわれることにつながる。
【0012】
なお、合金の被削性を向上させるには、前記した分散相が、合金材料の研磨断面組織において観察される寸法(観察される化合物粒子の外形線に位置を変えながら外接平行線を引いたときの、その外接平行線の最大間隔にて表す)の平均値において、例えば、0.1〜50μm程度であるのが良い。該平均値が0.1μm未満になっても、また50μmを超えても、いずれも被削性改善効果が乏しくなる結果につながる。
【0013】
前記した分散相の、組織中の面積率は0.1〜10%程度であるのが良い。分散相の形成により、被削性向上の効果が得られるためには、研磨断面組織における面積率にて0.1%以上含まれていることが必要である。しかし、多すぎても、被削性向上の効果は飽和状態となる。また、過剰な快削性付与化合物相の形成は、合金の靭性値の劣化につながる。
【0014】
本発明のTi合金においては、上記快削性付与のための添加元素以外の残部を、不可避的に混入する不純物を除いてTiにて構成することが可能である。他方、強度あるいは延性向上等を目的として、種々の添加元素を副成分として含有させることができる。以下、採用可能な添加元素の例と望ましい添加量の範囲とを示す。
【0015】
(1)Al:9質量%以下
AlはTiの低温相であるα相を安定化させるとともに、α相中に固溶してこれを強化する働きを有する。ただし、その含有量が9質量%を超えると、Ti3Al等の中間相(金属間化合物)が多量に形成され、靭性あるいは延性が阻害されることにつながる。他方、上記効果を顕著なものとするためには、1質量%以上は添加することが望ましく、より望ましくは2〜8質量%の範囲で添加するのがよい。
【0016】
(2)N及びOの少なくともいずれか:合計で0.5質量%以下
N及びOも、Alと同様のα相安定化及び強化元素として機能し、特にOの添加効果が顕著である。ただし、その合計含有量が0.5質量%を超えると、靭性あるいは延性が阻害されることにつながる。他方、上記効果を顕著なものとするためには、合計で0.03質量%以上は添加することが望ましく、より望ましくは、合計で0.08〜0.2質量%の範囲で添加するのがよい。
【0017】
(3)V、Mo、Nb及びTaの1種又は2種以上:合計で45質量%以下
これらの元素は、いずれもTi高温相であるβ相の安定化元素であり、熱間加工性の向上と、熱処理性改善による高強度化を図る上で有効である。ただし、これらの元素はいずれも高比重かつ高融点であり、過剰な添加はTi合金特有の軽量及び高比強度の効果を損なわせることにつながるほか、合金融点の上昇により溶製による製造の困難化を招来するので、合計添加量の上限を45質量%とする。他方、上記効果を顕著なものとするためには、合計で1質量%以上は添加することが望ましい。また、MoやTaは、合金の耐食性改善のために少量添加される場合もある。
【0018】
(4)Cr、Fe、Ni、Mn及びCuの1種又は2種以上:合計で15質量%以下
これらの元素もβ相の安定化効果を有し、熱間加工性の向上と、熱処理性改善による高強度化を図る上で有効である。ただし、いずれもTiとの間に中間相(例えば、TiCr2、TiFe、Ti2Ni、TiMnあるいはTi2Cuなど)を形成しやすく、過剰な添加は延性及び靭性を損なわせることにつながるために、合計添加量の上限を15質量%とする。他方、上記効果を顕著なものとするためには、合計で0.5質量%以上は添加することが望ましい。また、Niは合金の耐食性改善のために少量添加される場合もある。
【0019】
(5)Sn及びZrの少なくともいずれか:合計で20質量%以下
これらの元素はα相とβ相との双方を強化する中性形添加元素として知られる。ただし、過剰な添加は効果の飽和を招くため、合計添加量の上限を20質量%とする。他方、上記効果を顕著なものとするためには、合計で0.5質量%以上は添加することが望ましい。
【0020】
(6)Si:0.7質量%以下
合金の耐クリープ性(クリープラプチャ強度)を増し、耐熱性改善効果を有する。ただし、過剰な添加はTi5Si3等の金属間化合物の形成により、クリープラプチャ強度あるいは延性の低下を却って引き起こすため、添加量の上限を0.7質量%とする。他方、上記効果を顕著なものとするためには、0.03質量%以上は添加することが望ましく、より望ましくは、0.05〜0.5質量%の範囲で添加するのがよい。
【0021】
(7)Pd及びRuの少なくともいずれか:合計で0.5質量%以下
合金の耐食性を改善する効果を有する。ただし、いずれも貴金属であり高価なことから、効果の飽和等も考慮して添加量の上限を0.5質量%とする。他方、上記効果を顕著なものとするためには、0.02質量%以上は添加することが望ましい。
【0022】
具体的には、前記快削性付与元素を除いた残部のベース合金組成として以下のようなものを例示できる(なお、組成に関しては、主成分元素であるTiを先頭に、副成分元素を、質量%の単位を省略した組成数値とともにハイフンで結合して記載する(例えば、Ti−6質量%Al−4質量%V合金は、Ti−6Al−4Vと記載する))。
▲1▼α型合金
Ti−5Al−2.5Sn、Ti−5.5Al−3.5Sn−3Zr−1Nb−0.3Mo−0.3Si、Ti−2.5Cu、Ti−8Al−1Mo−1V、Ti−2.25Al−2Sn−4Zr−2Mo、Ti−6Al−2Sn−2Zr−2Mo−0.25Si、Ti−6Al−2Nb−1Ta−0.8Mo、Ti−6Al−2Sn−1.5Zr−1Mo−0.35Bi−0.1Si、Ti−6Al−5Zr−0.5Mo−0.2Si、Ti−5Al−6Sn−2Zr−1Mo−0.25Si
▲2▼α+β型合金
Ti−8Mn、Ti−3Al−2.5V、Ti−6Al−4V、Ti−6Al−6V−2Sn、Ti−7Al−4Mo、Ti−6Al−2Sn−4Zr−6Mo、Ti−6Al−2Sn−2Zr−2Mo−2Cr−0.25Si、Ti−10V−2Fe−3Al、Ti−4Al−2Sn−4Mo−0.2Si、Ti−4Al−4Sn−4Mo−0.2Si、Ti−2.25Al−11Sn−4Mo−0.2Si、Ti−5Al−2Zr−4Mo−4Cr、Ti−4.5Al−5Mo−1.5Cr、Ti−6Al−5Zr−4Mo−1Cu−0.2Si、Ti−5Al−2Cr−1Fe
▲3▼β型合金
Ti−13V−11Cr−3Al、Ti−8Mo−8V−2Fe−3Al、Ti−3Al−8V−6Cr−4Mo−4Zr、Ti−11.5Mo−6Zr−4.5Sn、Ti−11V−11Zr−2Al−2Sn、Ti−15Mo−5Zr、Ti−15Mo−5Zr−3Al、Ti−15V−3Cr−3Al−3Sn
▲4▼耐食合金
Ti−0.15Pd、Ti−0.3Mo−0.8Ni、Ti−5Ta
【0023】
上記本発明の快削Ti合金は、その優れた被削性を生かして、各種航空機部品(ディスクやタービンブレードなど)、自動車用部品(コンロッドやエンジンバルブ等)、レジャー用品(ゴルフクラブのヘッド等)、熱交換器用構造部材、海水淡水化プラント用構造部材、生体用インプラント部材などに適用可能である。
【0024】
例えば、図1は、ゴルフクラブヘッド(以下、単にヘッドという)の一例を示す斜視図である。ヘッド1は、ドライバー用のメタルヘッドであって、フェース部2及びクラウン部3等が一体に形成されてソール面側に開口部5を有するヘッド本体部4、その開口部5に溶接により接合されてこれを塞ぎ、ソール部6を形成する板部材6aを備える。また、ヘッド1には、鋳造時にヘッド本体部4と一体に形成されたホーゼル部(ネックとも称する)7が形成されている(なお、ホーゼル部7には、別部材であるシャフト8が取り付けられる)。ヘッド本体部4は、板部材6aとともに本発明のチタン合金により精密鋳造体として構成され、板部材6aの溶接後、溶接部や外形仕上げのために切削及び研磨加工が施される。本発明の合金採用により、この切削加工を行なう際の能率及び工具寿命が大幅に向上し、ひいてはゴルフクラブヘッドを安価に製造することが可能となる。
【0025】
【実施例】
以下、本発明の効果を確認するために、以下の実験を行った。
表1に示す種々の組成にてTi合金原料を配合し、真空アーク炉により溶解し、直径160mm、重量約20kgの合金インゴットを溶製した。なお、表中、比較例A〜Eとして示す組成は、前記した快削性付与元素の含有量が本発明の範囲外となるものである。
【0026】
【表1】
【0027】
上記各合金を熱間鍛造することにより、直径65mmの丸棒状素材とし、これに表1に示す種々の熱処理を施した(表中、ACは熱処理後の冷却が空冷であることを、WCは同じく水冷であることを表す)。熱処理後の各合金は、JIS:Z2244(1998)規定された方法により、ビッカース硬さHvを測定した。
【0028】
そして、各丸棒状素材に対し、切削試験を行なった。具体的には超硬合金工具(JIS:K10相当)を用い、切削速度70m/秒、切り込み量1.00mm、送り量0.15mm/1回転、潤滑油なしの乾式にて切削を行なう、工具に生ずるクレータ摩耗量が0.05mmとなった時点での切削時間(分)を工具寿命として測定することにより評価した。図2はその結果を、合金硬さに対してプロットしたものである。これによると、工具寿命は合金硬さが大きくなるほど短くなる傾向を示すこと、そして、同等の硬さを有する合金においては、本発明の合金の方が比較例合金よりも工具寿命が総じて長く、切削性に優れていることがわかる。
【0029】
また、図3は、表1の番号10の素材の断面を研磨し、走査型電子顕微鏡(SEM)に組み込んだ電子線プローブ微小分析装置(EPMA)により、その研磨面における反射電子線像と、各成分の特性X線による濃度分布二元マッピング像とを示すものである。8つの画像配列の左上端が反射電子線像であり、他は濃度分布二元マッピング像である(原画像はカラー:各像の左下隅に元素名(C、O、Al、S、Ti、V、Fe)と、10μmを表すスケールが表示されている)。これらの対比から、反射電子線像にて黒く現われている領域が、Ti炭硫化物であることを確認できた。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明の快削Ti合金を用いて製造したゴルフクラブヘッドの一例を示す斜視図。
【図2】実施例の実験結果を示すグラフ。
【図3】実施例の実験に使用した番号10の素材のEPMA分析結果を示す図。
Claims (4)
- Sを0.02〜0.4質量%及びCを0.05〜0.5質量%含有し、残部Ti及び不可避不純物からなり、
S含有率をWS、C含有量をWCとし、WC/WSが0.2〜8に調整されており、Ti炭硫化物を組織中に分散形成したことを特徴とする快削Ti合金。 - Sを0.02〜0.4質量%及びCを0.05〜0.5質量%含有し、かつ、
Al:1質量%以上9質量%以下;
N及びOの少なくともいずれか:合計で0.03質量%以上0.5質量%以下;
V、Mo、Nb及びTaの1種又は2種以上:合計で1質量%以上45質量%以下;
Cr、Fe、Ni、Mn及びCuの1種又は2種以上:合計で0.5質量%以上15質量%以下;
Sn及びZrの少なくともいずれか:合計で0.5質量%以上20質量%以下;
Si:0.03質量%以上0.7質量%以下;
Pd及びRuの少なくともいずれか:合計で0.02質量%以上0.5質量%以下;
の少なくともいずれかを含有し、
残部Ti及び不可避不純物からなり、
S含有率をWS、C含有量をWCとし、WC/WSが0.2〜8に調整されており、Ti炭硫化物を組織中に分散形成したことを特徴とする快削Ti合金。 - 希土類元素を0.5質量%以下の範囲内にて含有する請求項1又は請求項2に記載の快削Ti合金。
- S含有率をWS、C含有量をWC、希土類元素含有量をWRとしたとき、(WC+WR)/WSが0.2〜8に調整されてなる請求項3記載の快削Ti合金。
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