JP4263987B2

JP4263987B2 - 高強度β型チタン合金

Info

Publication number: JP4263987B2
Application number: JP2003396481A
Authority: JP
Inventors: 公輔小野; 英人大山
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2003-11-27
Filing date: 2003-11-27
Publication date: 2009-05-13
Anticipated expiration: 2023-11-27
Also published as: JP2005154850A

Description

本発明は、強度と延性とをバランス良く備えたβ型チタン合金に関する。

β型チタン合金は、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂなどのβ安定化元素を添加して、高温で安定なβ相を常温で完全に残留させた合金であり、冷間加工性に優れ、また熱処理により優れた強度と靭性が得られる。このため、バネ、ゴルフクラブヘッド、ボルト、自転車ギア、釣り具などの素材として好適に用いられる。

従来、β型チタン合金としては、Ｔｉ−１３mass％Ｖ−１１mass％Ｃｒ−３mass％Ａｌ（以下、mass％は記載省略する。）、Ｔｉ−８Ｍｏ−８Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ（称呼β−Ｃ合金）などの合金が開発されている。とりわけ前記β−Ｃ合金は引張強さ１４００ＭＰａ、伸び１０％程度と比較的高強度と延性とがバランス良く備わったチタン合金である。

一方、前記β安定化元素は高価な元素であるため、これらの元素の使用量を少なくし、材料コストを軽減したβ型チタン合金が、特開平７−２９２４２９号公報（特許文献１）に提案されている。この合金は、β安定化元素としてＦｅを積極的に活用したものであり、Ｍｏeq（Ｍｏ当量）が１６より大きい、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ａｌ合金であり、例えばＦｅ：４〜５mass％、Ｍｏ：４〜７mass％、Ａｌ：１〜２mass％、残部実質的にＴｉからなるチタン合金が提案されている。

また、高強度を有し、低廉なβ型チタン合金として、特開２００２−２３５１３３号公報（特許文献２）には、Ｃｒ：２〜１２mass％、Ｆｅ：８．８mass％以下、Ｆｅ量＋０．６Ｃｒ量：６〜１０mass％、残部実質的にＴｉからなるチタン合金が提案されている。

特開平７−２９２４２９号公報特開２００２−２３５１３３号公報

前記β−Ｃ合金や前記Ｔｉ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ａｌ合金は、熱処理により比較的高強度と高延性とを兼ね備えた材料とすることができるが、引張強さが１４００ＭＰａ程度の高強度の下では、伸び１０％程度が限度である。近年、材料の軽量化、コンパクト化への要求がますます高まっており、前記強度、延性バランスでは十分とは言えず、ますます高強度の下での強度−延性バランスの高いβ型チタン合金が望まれている。

また、特許文献２に係る前記Ｔｉ−Ｆｅ−Ｃｒ合金は低廉ではあるが、基本的に熱処理に適さない成分系であり、時効処理を行うとＦｅ、ＣｒのＴｉ化合物が生成して硬くなり、十分な強度−延性バランスが得られない。

本発明は、上記課題に対してなされたものであり、従来に比して高強度下での強度−延性バランスが良好なβ型チタン合金を提供することを目的とする。

本発明者は、主として全率固溶体を形成するβ安定化元素であるＭｏおよびＶを添加したβ型チタン合金に、β共析型のＦｅを主としてＣｒの特定量を添加すると高強度の下で強度ー延性バランスが飛躍的に向上することを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明のβ型チタン合金は、mass％（以下、単に「％」と表示する。）で、Ｖ：７．０〜１０％、Ｍｏ：３．８〜６．０％、Ｚｒ：３．８〜６．０％、Ａｌ：１．０〜５．０％、Ｆｅ：３．８〜８．０％、Ｃｒ：１．１〜２．１％、残部Ｔｉおよび不純物からなるものである。

前記β型チタン合金において、Ｆｅ量を３．８〜６．０％とすることが好ましい。また、チタン合金の平均結晶粒は５０μm 以下とすることが好ましい。

前記チタン合金は、高強度であり、強度−延性バランスに優れるため、自動車用コイルスプリングなどのバネ、ゴルフクラブヘッド、ボルトの素材として好適に用いることができる。

本発明のβ型チタン合金によれば、全率固溶型β安定化元素であるＶが７．０〜１０％、Ｍｏが３．８〜６．０％の下で、共析型β安定化元素のＦｅを３．８〜８．０％、Ｃｒを１．１〜２．１％とするので、性質の異なるβ安定化元素の協働作用により高強度の下で優れた強度−延性バランスを得ることができる。

本発明のβ型チタン合金は、Ｖ：７．０〜１０％、Ｍｏ：３．８〜６．０％、Ｚｒ：３．８〜６．０％、Ａｌ：１．０〜５．０％、Ｆｅ：３．８〜８．０％、Ｃｒ：１．１〜２．１％、残部Ｔｉおよび不純物からなるものである。前記各成分は以下の理由により限定される。

Ｖ：７．０〜１０％、Ｍｏ：３．８〜６．０％
Ｖ、Ｍｏはβ安定化元素であり、必須元素として添加される。しかし、Ｖが７．０％未満、Ｍｏが３．８％未満と過少であると、時効処理後の伸びが十分に発現しないようになる。また、本発明では、後述するＦｅ、Ｃｒの添加によりβ化を促進することができ、またＶ、Ｍｏは高価な元素であるので、Ｖを１０％を超え、Ｍｏを６．０％を超えて添加する必要はない。このため、Ｖの下限を７．０％とし、その上限を１０％、好ましくは９．０％とする。また、Ｍｏの下限を３．８％とし、その上限を６．０％、好ましくは５．０％とする。

Ｚｒ：３．８〜６．０％
Ｚｒは相の安定化には寄与しないが、延性を改善し、高強度下での強度−延性バランスを向上させる。３．８％未満ではかかる作用が過小であり、少なくとも３．８％以上添加する。一方、Ｚｒは密度が高く、また高価な元素であるため、６．０％を超えて添加すると軽量化を損ない、材料コスト高を招来する。このため、上限を６．０％、好ましくは５．０％とする。

Ａｌ：１．０〜５．０％
Ａｌは時効処理後の強度向上に寄与する元素である。１．０％未満ではかかる作用が過小であり、一方５．０％を超えて添加すると冷間加工性を悪化させる。このため、Ａｌ量の下限を１．０％、好ましくは２．０％とし、その上限を５．０％、好ましくは４．０％とする。

Ｆｅ：３．８〜８．０％、Ｃｒ：１．１〜２．１％
前記Ｖ、Ｍｏの添加の下、ＦｅおよびＣｒは両者が協働して高強度下における強度−延性バランスの向上に寄与する。Ｆｅが３．８％未満ではかかる作用が発現し難く、一方Ｆｅが８．０％超、Ｃｒが２．１％超では、航空機部品、バネ、ボルトなど、特に高強度の下で高い強度−延性バランスを発現させるために適用される、時効保持時間が８ｈｒ程度の時効処理では強度が上昇し難くなる。ＦｅとＣｒの合計量の上限は各元素の添加量の上限から自ずと制約されるが、時効時間を短縮するには１０％以下、好ましくは９．０％以下とすることが望ましい。

また、後述の実施例から明らかなように、特に好ましい領域は、Ｃｒ：１．１〜２．１％の下では、Ｆｅ：３．８〜６．０％であり、ＦｅおよびＣｒの両者をかかる範囲内で共に添加することが好ましい。

本発明のβ型チタン合金は以上の合金成分を含有するが、その組織は結晶粒が小さいほど強度−延性バランスが向上する。このため、平均結晶粒を５０μm 以下、好ましくは４０μm 以下にすることが望ましい。

前記β型チタン合金圧延材（板材あるいは線材）の製造例について説明する。
まず、所定成分を有するＴｉ合金を溶解し、鋳造して得られた鋳塊を１０００〜１２００℃に加熱した後、７０〜８０％の圧下率で圧延、鍛造などの熱間粗加工を行う。次いで、８００〜９５０℃程度の温度域で６０％程度の圧下率で熱間圧延（仕上圧延）を施す。さらに、必要に応じて後述の時効処理後の強度延性バランスを向上させるために冷間伸線などの冷間加工を施してもよい。

熱間圧延、あるいはさらに冷間加工後は、必要に応じて溶体化処理を行った後、時効処理が施される。前記溶体化処理は、通常、７００〜８５０℃で５〜１２０min 程度保持した後、急冷する。また前記時効処理は、通常、４５０〜６００℃で１〜２０ｈｒ程度保持する。特に高強度化を図る場合は、溶体化処理後、低温側および高温側の二段時効を施せばよい。

チタン合金の結晶粒は、熱間圧延後、溶体化処理を省略することにより、あるいは溶体化処理を施すとしても保持温度を変態点以下とし、比較的短時間（５〜６０min 程度）の保持を行うことのより５０μm 程度以下に微細化することができる。

また、所定形態のチタン合金部材を製作するには、前記熱間圧延材に必要に応じて６００〜８００℃で１ｈｒ〜１０ｈｒ程度保持する焼鈍を施した後、例えばバネ、ボルト、ゴルフクラブヘッドなど、適宜の形態に冷間加工し、その後、目的とする特性を発現させるために前記溶体化処理や時効処理を施せばよい。

以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。

表１に示す化学成分を有するチタン合金を水冷型誘導溶解炉にて２５kgの鋳塊を溶製し、この鋳塊を１１００℃で２ｈｒ加熱保持した後、鍛造により直径６７mmの棒材を得た。この棒材を直径６２mmまで切削し、８７５℃で２ｈｒ加熱保持した後、熱間圧延により直径１２mmの圧延線材を得た。この線材に対し、加工率（減面率）３０％で冷間伸線を行って直径１０mmの線材を得た。この線材に対して、溶体化処理を行うことなく、５１０℃で８ｈｒ保持する時効処理を施した。

このようにして製作した丸棒試料の組織（横断面の表面から直径×１／４部位）を光学顕微鏡により組織観察をしたところ、平均結晶粒径は３０〜４５μm であった。また、前記丸棒から引張試験片を採取し、ＡＳＴＭＥ８に準拠して引張試験を行い、時効後の０．２％耐力、伸びを測定した。その結果を表１に示す。

表１より、発明例は耐力が１４２０ＭＰａ程度で１１％程度以上の伸びを有しており、高強度（耐力）の下で、優れた強度−延性バランスを有している。例えば、No. １は耐力が１４２０ＭＰａ程度で１５％の伸びを有し、またNo. ８は耐力が１４２２ＭＰａで１１％の伸びを有している。一方、従来例のNo. ２８（β−Ｃ材）は耐力が１４２０ＭＰａ程度であるが、伸びは１０％未満に止まっている。なお、表１中、試料No. ２２は、伸線過程で断線したため、組織観察、引張試験は実施しなかった。また、試料No. １８，１９は、伸線はできたものの、引張試験では伸びを測定するまでにはまでには至らず、破断したものである。

表１に示すNo. １（発明例）とNo. ２８（従来例）のチタン合金を用いて、実施例１と同様にして直径１０mmの冷間伸線材を製作した。この線材を用いて、表２に示すように、溶体化処理、時効処理条件を種々変えて丸棒試料を得た。

このようにして製作した丸棒試料の組織（横断面の表面から直径×１／４部位）を光学顕微鏡により組織観察すると共に、前記棒材から引張試験片を採取し、実施例１と同様の引張試験を行い、０．２％耐力、伸びを測定した。それらの結果を表２および図１に示す。

表２および図１より、発明例（No. ３１〜３６）は結晶粒径にかかわらず、従来例のNo. ４１〜４３に比して、同一レベルの耐力であれば伸びが大きく、強度−延性バランスに優れる。また、同一成分の発明例の合金であっても、平均結晶粒径が１００μm のNo. ３４〜３６に比して平均結晶粒径が３５μm のNo. ３１〜３３は強度−延性バランスに優れ、平均結晶粒径が小さいぼど、強度−延性バランスに優れる。

実施例２における平均結晶粒径に対する耐力と伸びとの関係を示すグラフである。

Claims

mass％で、
Ｖ：７．０〜１０％、
Ｍｏ：３．８〜６．０％、
Ｚｒ：３．８〜６．０％、
Ａｌ：１．０〜５．０％、
Ｆｅ：３．８〜８．０％、
Ｃｒ：１．１〜２．１％
を含み、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなる高強度β型チタン合金。
Ｆｅ量が３．８〜６．０％である請求項１に記載した高強度β型チタン合金。
平均結晶粒が５０μm 以下である請求項１又は２に記載した高強度β型チタン合金。
請求項１から３のいずれか一項に記載した高強度β型チタン合金により形成されたバネ。
請求項１から３のいずれか一項に記載した高強度β型チタン合金により形成されたゴルフクラブヘッド。
請求項１から３のいずれか一項に記載した高強度β型チタン合金により形成されたボルト。