JP4493028B2 - 被削性及び熱間加工性に優れたα−β型チタン合金 - Google Patents

Description

本発明は鍛造性などの熱間加工性のみならず、優れた被削性を有し、これにより良好な工具寿命を確保することができるα−β型チタン合金に関する。

Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（元素記号に付した数字は当該元素の含有量mass％を示す。）に代表されるα−β型チタン合金は、六方晶ＨＣＰ構造をもつα相と、体心立方晶ＢＣＣ構造をもつβ相を併存させることによって、強度・延性、破壊靭性、疲労強度などの特性を調整することかできるため、機械構造部品の素材として広く使用されている。特にコンロッド、吸排気バルブ、懸架ばね、マフラー等の自動車部品では軽量化・燃費向上の観点からチタン合金の使用が有望視されている。しかし、チタンの特性上、被削性が悪く、被削性の改善が望まれている。また被削性に加えて上記のような機械部品を製造するにあたって、鍛造性などの熱間加工性がより良好であることも求められている。

このような要求に対して、被削性を改善したチタン合金として、例えば特公平６−９９７６４号公報（特許文献１）には、Ｓｃ，Ｙなどの希土類元素（ＲＥＭ）とＳ，Ｓｅ，Ｔｅなどの元素を複合添加して、粒状の化合物を形成することによって靭性・延性の低下を抑制しつつ、被削性を向上させたコンロッド用チタン合金が、また特公平６−５３９０２号公報（特許文献２）には、ＲＥＭ添加によって被削性を向上させ、熱間加工性を改善するためにＢを添加した快削チタン合金が、また特許２６２６３４４号公報（特許文献３）には快削成分として、Ｐ及びＳ、Ｐ及びＮｉ、Ｐ，Ｓ及びＮｉ等を添加し、マトリックスの延性低下と介在物の微細化により、快削性を改善しつつ、熱間加工性や疲労強度の低下を抑制したチタン合金が記載されている。

また、特開２００４−９１８９３公報（特許文献４）にはＣを積極添加することによって、常温から５００℃までの実用温度域での強度を低下させることなく、より高温の鍛造温度域での強度を低下させることによって、汎用合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金よりも熱間加工性を向上させると共に、基地中に析出するＴｉＣを３面積％以下に抑えることで疲労特性を改善したα−β型Ｔｉ合金が記載されている。
特公平６−９９７６４号公報 特公平６−５３９０２号公報 特許２６２６３４４号公報 特開２００４−９１８９３公報

しかしながら、ＲＥＭ化合物やＰ化合物で被削性を向上させる手法は、溶解−鍛造工程における温度や冷却速度によって被削性が影響を受け易く、目的の介在物を得るには製造工程上厳密な管理か必要であり、また素材形状やサイズによってバラツキが生じやすい。また、Ｃを添加することによって鍛造性などの熱間加工性を向上させることができるが、ＴｉＣを低減させるために、焼鈍を行う前に９００℃〜包析温度未満の温度での総加熱時間を４時間以上とするなどの熱間加工を必要とし、製造条件が特殊なものであった。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、優れた被削性と熱間加工性を兼備し、容易に製造することができるα−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、Ｃを添加したα−β型チタン合金について、Ｃｒ含有量とＦｅ含有量との比［Ｃｒ］／［Ｆｅ］をコントロールし、Ｃｒ量に対してＦｅ量を十分増やせば、Ｃの固溶限が増大し、常法によって製造してもＴｉＣ析出量を十分に抑制することができ、被削性が改善することを見出した。本発明は、かかる知見に基づきなされたものである。

すなわち、本発明のα−β型チタン合金は、mass％（以下、単に「％」と表示する。）で、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ａｌ：２．０〜８．５％、Ｆｅ：０．１〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜３．０％、及びＶ：０〜５．０％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｎｂ：０〜５．０％、Ｔａ：０〜５．０％のβ安定化元素群から１種又は２種以上を合計で２．０〜１０％含み、残部Ｔｉ及び不純物からなり、Ｃｒ含有量とＦｅ含有量との比［Ｃｒ］／［Ｆｅ］を３．０以下としたものである。

本発明のチタン合金によれば、０．０８〜０．２５％のＣにより、熱間加工性が向上すると共に、所定量のＣｒ、Ｆｅを含有させ、かつ［Ｃｒ］／［Ｆｅ］比を３．０以下として、Ｃｒ量に対してＦｅ量を３倍以上添加することにより、Ｃの固溶限が増大し、ＴｉＣ析出量が低減すると共に超硬材などの工具材料との摩擦係数が低下し、あるいは化学的な親和性が低下するため、これによって切削温度が低下し、工具摩耗が低減し、工具寿命が向上する。また、本発明のチタン合金は、特殊な製造条件によることなく、常法によって製造可能であり、さらにＣ固溶限の増大に伴って、ＴｉＣ析出の抑制可能な鍛造温度範囲も拡大するため、製造が容易であり、生産性に優れる。

前記合金成分としては、Ｔｉの一部に代えて、さらに(1) Ｓｉ：１．０％以下、及び／又は(2) Ｚｒ：５．０％以下，Ｓｎ：５．０％以下の１種又は２種を合計で７．０％以下、を含む組成とすることができる。

本発明のα−β型チタン合金は、引張強さ（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が１０％以上有し、優れた熱間加工性と被削性を兼備し、製造も容易であるので、各種機械構造用材として好適に用いることができる。また、本発明のチタン合金は、製造が容易で、製造条件に敏感な介在物を用いないので、生産性に優れ、特性上のバラツキが生じ難く、品質の安定性に優れる。

本発明のα−β型チタン合金は、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ａｌ：２．０〜８．５％、Ｆｅ：０．１〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜３．０％、及びＶ：０〜５．０％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｎｂ：０〜５．０％、Ｔａ：０〜５．０％のβ安定化元素群から１種又は２種以上を合計で２．０〜１０％含み、残部Ｔｉ及び不純物からなり、Ｃｒ含有量とＦｅ含有量との比［Ｃｒ］／［Ｆｅ］を３．０以下としたものである。

まず、本発明のα−β型チタン合金の成分限定理由について説明する。
Ｃ：０．０８〜０．２５％
Ｃは強度の向上に効果があり、またβ温度域でＴｉＣとして微細析出するため、β相結晶粒を微細化し、これによって熱間加工性を向上させる。０．０８％未満ではかかる作用が不足する。一方、０．２５％を超えると、室温でα相中に固溶されない粗大なＴｉＣが残留するようになり、機械的特性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下限を０．０８％、好ましくは０．１０％とし、その上限を０．２５％、好ましくは０．２０％とする。

Ａｌ：２．０〜８．５％
Ａｌはα安定化元素であり、α相を生成させるために添加される。Ａｌが２．０％未満ではα相の生成が過少になり、また十分な強度が発現せず、８００ＭＰａ以上のＴＳが得られないようになる。このため、Ａｌの下限を２．０％、好ましくは２．２％とする。一方、Ａｌ量が８．５％と超えて過多になると、延性が劣化し、Ｅｌが１０％未満に低下する。このため、Ａｌの上限を８．５％、好ましくは８．０％とする。

Ｆｅ：０．１〜２．５％
Ｆｅは、β安定化元素であり、強度向上に有効であるとともに安価な元素である。０．１％未満では、かかる作用、経済上の利点が過少であり、一方２．５％を超えると延性が著しく低下するようになる。このため、Ｆｅ量の下限を０．１％、好ましくは０．５％とし、その上限を２．５％、好ましくは２．２％とする。

Ｃｒ：０．０５〜３．０％
ＣｒもＦｅと同様、β安定化元素であり、強度向上に有効であるとともに安価な元素である。０．０５％未満では、かかる作用、経済上の利点が過少であり、一方３．０％を超えると被削性が著しく低下するようになる。このため、Ｃｒ量の下限を０．０５％、好ましくは０．１％とし、その上限を３．０％、好ましくは２．５％とする。

［Ｃｒ］／［Ｆｅ］：３．０以下
Ｃｒ、Ｆｅはともにβ安定化元素であるが、Ｃｒに比してＦｅはＣの固溶限を拡大する作用を有する。Ｃｒ量がＦｅ量に比して、［Ｃｒ］／［Ｆｅ］で３．０超となると、ＦｅによるＣ固溶限の増大作用が失われ、ＴｉＣの析出を抑制できないようになる。このため、［Ｃｒ］／［Ｆｅ］を３．０以下、好ましくは２．５以下とする。

Ｖ：０〜５．０％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｎｂ：０〜５．０％、Ｔａ：０〜５．０％のβ安定化元素群から１種又は２種以上を合計で２．０〜１０％
これらの元素はβ安定化元素であり、β相を生成させるために合計量で２．０％以上、好ましくは３．０％以上添加される。これらの元素も強度を向上させる作用があるが、それぞれの元素の上限を超えて添加すると、また合計量で１０％を超えて添加するとＥｌの劣化を招来する。

上記基本元素の他は、残部Ｔｉおよび不可避的不純物で構成されるが、さらに強度を向上させるために、Ｔｉの一部に代えて（１）Ｓｉ：１．０％以下、（２）Ｚｒ：５．０％以下、Ｓｎ：５．０％以下の１種または２種を合計で７．０％以下の各群から選択される元素を単独で、あるいは複合して含有することができる。
Ｓｉが１．０％超、Ｚｒ及びＳｎが各々単独で５．０％超あるいは合計で７．０％超になると、延性が劣化し、必要なＥｌを得ることができないようになる。このため、Ｓｉ、Ｚｒ及びＳｎの各元素の上限、Ｚｒ及びＳｎの合計量を上記のように規制する。

本発明のチタン合金は、その組織が室温でβ相とα相からなるものであり、前記成分のチタン合金を溶製し、その鋳塊を熱間加工（熱間鍛造あるいは熱間圧延）した後、必要により焼鈍を施すことによって製造される。
前記熱間加工は、常法に従って、鋳塊をＴβ（β変態温度）〜（Ｔβ＋２００）℃程度の温度範囲内に加熱し、加工比（元の断面積／熱間加工後の断面積）を１．２〜１．５程度として熱間加工を行い、次いで（Ｔβ−５０）℃〜８００℃程度の温度域で、加工比１．７以上の熱間加工を施して仕上げる。仕上げ加工後、必要に応じて７００〜８００℃で焼鈍を施してもよい。さらにその後、必要に応じて時効処理を施してもよい。
以下、本発明のα−β型チタン合金の実施例を挙げてより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例により限定的に解釈されるものではない。

供試材を以下の要領で製作した。下記表１に示した種々の成分のチタン合金を真空溶解し、直径約１５０mm×高さ１５０mmの鋳塊を製造した。この鋳塊を（Ｔβ＋１５０）℃に加熱し、加工比１．３で鍛造し、次いで（Ｔβ−５０）℃で、加工比を１．８として鍛造で仕上加工し、８００℃で２ｈｒ保持する焼鈍を施した。

このようにして製造した供試材から引張試験片を作製し、下記条件で、室温（２５℃）での引張試験ならびに熱間鍛造を模擬した高温引張試験を行い、引張強度及び伸びを測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張試験については、ＴＳが８００ＭＰａ以上、Ｅｌが１０％以上のものを合格と評価することができる。また、高温引張試験については、鍛造性の観点からＴＳ：２２５ＭＰａ以下、Ｅｌ：８０％以上を合格と評価することができる。
・引張試験
ＡＳＴＭＥ８に準拠して引張試験を実施した。
・高温引張試験
(1) 試験片の形状、寸法：図１
(2) 試験温度：７５０℃
(3) 歪速度：１００／ｓｅｃ

また、前記供試材から被削性試験片を採取し、下記の試験条件で切削試験を行った。調査結果を表２、図２（試料No. １，３，５，６，７）に示す。工具摩耗量（逃げ面）が５０μm 以下のものは合格と評価することができる。
・切削条件
(1) 試験片：６０mmφ丸棒試験片
(2) 工具：Ｈ１３Ａチップ（サンドビック製）
(3) 切削速度Ｖ：１００ｍ／min
(4) 切削送り：０．１０mm／rev 、切り込み量：０．５mm
(5) 切削長さ：１００ｍ
(6) 切削油：無し

図１より、Ｃｒ量、Ｆｅ量が適量であっても［Ｃｒ］／［Ｆｅ］が３．０を超えると（試料No. １，５）、工具摩耗量が５０μm を超えて増大し、被削性が劣化することがわかる。また、表２の試料No. １３〜１９より、各成分が本発明範囲外になると、強度、延性のバランスが崩れ、また鍛造性あるいは被削性が劣化するようになることがわかる。

実施例の高速引張試験で用いた引張試験片の外形図である。 実施例（試料No. １，３，５，６，７）における［Ｃｒ］／［Ｆｅ］と工具の逃げ面摩耗量（被削性）との関係を示すグラフ図である。

Claims (3)

1. mass％で、
   Ｃ：０．０８〜０．２５％、
   Ａｌ：２．０〜８．５％、
   Ｆｅ：０．１〜２．５％、
   Ｃｒ：０．０５〜３．０％、
   及びＶ：０〜５．０％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｎｂ：０〜５．０％、Ｔａ：０〜５．０％のβ安定化元素群から１種又は２種以上を合計で２．０〜１０％含み、残部Ｔｉ及び不純物からなり、Ｃｒ含有量とＦｅ含有量との比［Ｃｒ］／［Ｆｅ］が３．０以下である、被削性及び熱間加工性に優れたα−β型チタン合金。
2. さらに、Ｓｉ：１．０％以下を含む、請求項１に記載したα−β型チタン合金。
3. さらに、Ｚｒ：５．０％以下、Ｓｎ：５．０％以下の１種又は２種を合計で７．０％以下含む、請求項１又は２に記載したα−β型チタン合金。
   
   

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