JP4493029B2 - 被削性及び熱間加工性に優れたα−β型チタン合金 - Google Patents
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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。
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。
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。特に、Fe量が過多になるとElの低下が顕著になる。またCrについては3.0%を越える添加は、被削性を低下させる。このため、各元素の上限を上記のとおり規定し、また合計量の上限を10%とする。
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。
本発明の特徴の一つであるC添加は、TiCを生成させ、そのTiCを核としてα相に変態し、結果的にα−β組織が微細化することで鍛造性などの熱間加工性が向上する。一方、TiCは被削性に大きな影響を及ぼし、TiCの析出量とそのサイズが大きい場合には著しく工具摩耗が促進される。このため、その平均面積率の上限を1.0%以下、好ましくは0.6%以下とし、平均円相当径を5.0μm 以下、好ましくは3.0μm 以下に制御することが必要である。この制御は、後述するように、圧延や鍛造などの熱間加工工程を制御することによって行なうことができる。
まず、第1段階として、Tβ(β変態温度)+200℃以上の温度に鋳片を加熱してβ相領域で加工を行い、TiCの固溶を促進させる。ここでは加工比(=元の断面積/熱間加工後の断面積)を1.2以上とることが望ましい。熱間加工は、あまり低温まで行わず、好ましくはTβ+100℃以上で加工を終了することが望ましい。その後、Tβ以下の温度まで冷却する。
次に、第2段階として、熱間加工片をTβ+50℃からTβ+100℃の温度範囲に加熱して、熱間加工を施す。これによってTiCを微細に析出させる。ここでは加工比は1.5以上、好ましくは2以上とることが望ましい。
さらに、第3段階として、Tβ−60℃からTβ−10℃に加熱して熱間加工を行ない、α−β組織とする。ここでの加工比は2以上とることが好ましい。
次に、Tβ−300℃からTβ−100℃の温度範囲内に保持する焼鈍を施し、一次α相の量を調整しつつ、微細なTiCを固溶させる。
このように熱間加工によって、鋳造時に生成した粗大なTiCを一度固溶させた後に、熱間加工中に歪誘起析出によってTiCを微細析出させることで、α−β組織を微細化することができ、また焼鈍時にTiCの固溶を促進させることができる。このようにして得られた微細なα−β組織はその後の鍛造性などの熱間加工性を良好にする。
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。
条件A:
Tβ+230℃に加熱して2hr保持した後、110mm角に鍛造し、室温まで冷却した。次にTβ+80℃に加熱して1hr保持した後に90mmφまで熱間鍛造して室温まで冷却し、次にTβ−30℃に加熱して1hr保持し、60mmφまで熱間鍛造して室温まで冷却した。続いて、800℃×2hr保持の焼鈍を行い冷却した。
条件B:
Tβ+230℃に加熱して1hr保持した後、Tβ+80℃まで冷却した後、1hr保持してから、90mmφに鍛造して室温まで冷却した。次にTβ−30℃に加熱して1hr保持し、60mmφまで熱間鍛造して室温まで冷却し、続いて、800℃×2hr保持の焼鈍を行った。
条件C:
Tβ+230℃に加熱して2hr保持した後、90mmφに鍛造し、室温まで冷却した。次にTβ−30℃に加熱して1hr保持し、60mmφまで熱間鍛造して室温まで冷却した。続いて、800℃×2hr保持の焼鈍を行なった。
鍛造後、丸棒60mmφの定常部(端部から50mm以上内側)の長手方向断面の表面から2mm、D(直径)/4部、中心近傍より試験片を切り出し、合成樹脂ホルダに埋め込み、試験片が露出するように研削し、さらにパフ研磨を実施した。次いで、腐食することなく、各部位に対し、3視野で400倍の写真を撮影し、その画像データから画像解析ソフト(ナノシステム株式会社製、NanoHunter NS2K-Lt)を用いて、各写真のTiCの面積率および平均円相当径を求め、全体の平均値としてそれらの平均値を求めた。なお、実施例の各試料合金は、TiC以外の析出物、介在物は存在しない。
・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 、(試料No. 6のみ50m/minも実施)
(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
・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2
(2) 試験温度:750℃
(3) 歪速度:100/sec
また、表2より、成分が本発明範囲内で、製造条件がAで適切なものは、TiCの面積率及び/又はサイズが発明範囲内となっており、優れた被削性と鍛造性とを兼備している。試料No. 22は製造条件がBであるが、所定のTiC条件が満足されており、成分系によっては製造条件Aを採用せずとも、優れた被削性と鍛造性とが得られる。
一方、表2の試料No. 1(比較例)より、TiC面積率が低くても、そのサイズが大きいと、鍛造性は良好であるものの、被削性が低下している。また、成分が本発明範囲外の試料No. 30〜36では、製造条件が適切でも被削性、鍛造性あるいは室温での強度・延性のいずれかが低下している。また、成分が本発明範囲内でも、製造条件がB又はCで不適切なものは、試料No. 22を除き、TiCの面積率及び/又はサイズが発明範囲外となっており、被削性が劣っている。
Claims (4)
- mass%で、
C:0.08〜0.25%、
Al:2.0〜8.5%、
及びV:0〜5.0%、Cr:0〜3.0%、Fe:0〜2.5%、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、組織中のTiC析出物の平均面積率が1%以下で、かつTiC析出物の平均円相当径の平均値が5μm 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。 - 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。
- さらに、Zr:5.0%以下、Sn:5.0%以下の元素群から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。
- Cr含有量とFe含有量との比[Cr]/[Fe]が0〜3.0である、請求項1から3のいずれか1項に記載したα−β型チタン合金。
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