JP4507094B2 - 良好な延性を有する超高強度α−β型チタン合金 - Google Patents

Description

本発明は、従来のチタン合金より非常に高い強度を有しながら、良好な延性を有するα−β型チタン合金に関し、自動車用コンロッドやゴルフクラブヘッドなどの構造用材料として好適に利用される。

Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金（元素に付した数値は当該元素のmass％を示す。）に代表されるα−β型チタン合金は、軽量かつ高強度であるため、航空機や自動車等の各種部品素材、ゴルフクラブヘッド等のスポーツ用品素材として好適に利用されている。
近年、部品の小型化、更なる軽量化が要望されており、より強度の高いα−β型チタン合金が求められている。このようなチタン合金として、例えば特開２００３−２０１５３０号公報（特許文献１）には、α安定化元素としてＡｌを３〜７％、Ｃを０．０８〜０．２５％含有し、さらにβ安定化元素をＭｏ当量（［Ｍｏ］＋（１／１．５）［Ｖ］＋１．２５［Ｃｒ］＋２．５［Ｆｅ］）（［元素］は当該元素のmass％を示す。）で３．０〜１０％含有するチタン合金が提案されている。また、特開２００１−１４００２８号公報（特許文献２）には、Ａｌ：４．５〜６．５％、Ｓｎ：１．５〜２．５％、Ｚｒ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：３．５〜４．５％、Ｃｒ：３．５〜４．５％、Ｏ：０．０１５超〜０．７％、残部が実質的にＴｉよりなるチタン合金が提案されている。
特開２００３−２０１５３０号公報 特開２００１−１４００２８号公報

上記特許文献２に記載のチタン合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金や特許文献１に記載されたチタン合金に対して時効処理により非常に高い強度が達成されたが、延性が非常に悪く、構造材とて使用するには問題があった。すなわち、延性がある程度確保されないと、局所的な集中応力が生じたとき、それを塑性変形により再分散させることができないため、材料が容易に破壊してしまうおそれがある。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、１４００ＭＰａ以上の超高強度を有し、しかも良好な延性を有するチタン合金を提供することを目的とする。

本発明に係るα−β型チタン合金は、mass％で、
Ａｌ：４．０〜８．０％、
Ｓｎ：０．５〜４．０％、
Ｚｒ：２．０〜６．０％、
Ｍｏ：４．０〜８．０％、
Ｃｒ：０．３〜４．０％、
Ｃ：０．０８〜０．２５％を含み、
ＣｒとＭｏの質量比率［Ｃｒ］／［Ｍｏ］が０．６以下であり、
残部がＴｉ及び不純物からなるものである。

本発明のα−β型チタン合金は、全率固溶型のβ安定化元素であるＭｏと、共析型のβ安定化元素として、Ｍｏと共に複合添加することによりある程度固溶限が拡がるため金属間化合物の生成を抑制して延性の劣化を防止することができるＣｒをＭｏ量に応じて所定量添加したので、時効処理により１４００ＭＰａ程度以上の超高強度化を図りながら、良好な伸びを確保することができる。
このように本発明のα−β型チタン合金は、非常に高い高強度と延性を兼備するので、自動車用エンジンのコンロッドや、ゴルフクラブヘッド等の機械構造用素材として好適に用いることができる。

本発明のα−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Ｍｏを４．０〜８．０％、共析型β安定化元素であるＣｒを０．３〜４．０％含み、［Ｃｒ］／［Ｍｏ］を０．６以下とするので、共析型β安定化元素であるＣｒが固溶状態で存在し、延性を害する金属間化合物の生成が抑制されるため、非常に高強度でありながら、良好な延性を兼備したものとなり、自動車用エンジンのコンロッドや、ゴルフクラブヘッド等の機械構造用チタン合金として好適である。

本発明者は、高強度化に寄与するβ安定化元素の内、全率固溶型β安定化元素であるＭｏと共に添加される共析型β安定化元素であるＣｒとＦｅに注目した。Ｃｒ、Ｆｅは時効により高強度化を図るために必要な元素であり、しかもＴｉ中の拡散速度が他の元素と比較して非常に大きく、熱処理によって高強度を得るためには好都合な添加元素である。ところが、Ｍｏ、Ｃｒ及びＦｅが共に添加されたチタン合金を検討していく過程で、Ｆｅが添加されると超高強度にしたときに良好な延性が得られないこと、さらにＭｏ添加量に対するＣｒ添加量の比が適切でないと、超高強度化したときに延性が著しく劣化することを見出した。その理由は必ずしも明確ではないが、以下のように推測される。Ｍｏが添加されたチタン合金へのＣｒとＦｅの固溶限には差があり、Ｍｏが十分に添加されたチタンに対して、Ｃｒはある程度固溶することができ、熱処理（時効処理）を行った後、延性を低下させる金属間化合物を生成しないため、強度を上昇させても延性を維持することができる。一方、ＦｅはＭｏが添加されたチタンに対する固溶度が非常に小さいため、熱処理を行った後、ＴｉとＦｅの金属間化合物が析出し、延性を低下させるように作用する。

本発明者は上記知見を成分設計の指針として本発明のα−β型チタン合金を完成させたものであり、本発明のチタン合金は、mass％で、
Ａｌ：４．０〜８．０％、
Ｓｎ：０．５〜４．０％、
Ｚｒ：２．０〜６．０％、
Ｍｏ：４．０〜８．０％、
Ｃｒ：０．３〜４．０％、
Ｃ：０．０８〜０．２５％を含み、
ＣｒとＭｏの質量比率［Ｃｒ］／［Ｍｏ］を０．６以下とし、残部がＴｉ及び不純物からなるものである。以下、成分限定理由を詳細に説明する。

Ａｌ：４．０〜８．０％
Ａｌはα安定化元素であり、時効処理により強度を向上させる作用を有する。Ａｌ量が４．０％未満では時効後の強度が十分に高くならないようになる。一方、８．０％を超えるとＴｉ３Ａｌ が析出し、脆化する。このため、Ａｌ量の下限を４．０％、好ましくは５．０％とし、その上限を８．０％、好ましくは７．０％とする。

Ｓｎ：０．５〜４．０％
Ｓｎは強度と延性のバランスを向上させる作用を有する。０．５％未満ではかかる作用が過小であり、一方４．０％を超えると、密度の高いＳｎのために合金の密度も上昇してしまう。このため、Ｓｎ量の下限を０．５％、好ましくは１．０％とし、その上限を４．０％、好ましくは３．５％とする。

Ｚｒ：２．０〜６．０％
ＺｒもＳｎと同様、強度と延性のバランスを向上させるために添加される。２．０％未満ではかかる作用が過小であり、一方６．０％を超えると非常に高価なＺｒのために原料コストが非常に高くなる。このためＺｒ量の下限を２．０％、好ましくは３．０％とし、その上限を６．０％、好ましくは５．０％とする。

Ｃ：０．０８〜０．２５％
Ｃは、常温で延性を低下させずに強度を上昇させる作用を有する。Ｃ量が０．０８％未満ではかかる作用が過小であり、一方０．２５％を超えるとＴｉＣが析出するようになり、疲労強度が著しく低下する。このため、Ｃ量の下限を０．０８％、好ましくは０．１％とし、その上限を０．２５％、好ましくは０．２０％とする。

Ｍｏ：４．０〜８．０％
Ｍｏは後述のＣｒと共にβ安定化元素を構成するが、Ｃｒとは異なり全率固溶型であるため、時効処理後の伸びを確保するために積極的に添加される。Ｍｏ量が４．０％未満では時効後の伸びを確保することが困難になり、一方８．０％を超えると熱処理後に発現する強度の上昇が抑えられ、所期の強度が得られないようになる。このため、Ｍｏ量の下限を４．０％、好ましくは５．０％とし、その上限を８．０％、好ましくは７．０％とする。

Ｃｒ：０．３〜４．０％
Ｃｒは共析型β安定化元素であり、Ｍｏが添加されたチタンにおいてもある程度固溶することができ、時効処理後の強度向上に寄与する。Ｃｒ量が０．３％未満では、強度向上効果が過小であり、一方４．０％を超えるとＴｉとＣｒの金属間化合物を形成し延性を低下させる。このため、Ｃｒの下限を０．３％、好ましくは０．４％とし、その上限を４．０％、好ましくは３．０％、より好ましくは２．５％とする。

［Ｃｒ］／［Ｍｏ］：０．６以下
上記のとおり、ＣｒはＭｏとともにチタンに固溶して、強度向上に寄与する。しかし、Ｍｏ量に比して０．６倍超になると時効処理後の延性が劣化するようになる。このため、良好な延性を確保するには［Ｃｒ］／［Ｍｏ］を０．６以下にすることが必要である。好ましくは０．５以下、より好ましくは０．４以下に成分調整することが望ましい。

本発明のα−β型チタン合金は、上記基本成分のほか、残部がＴｉ及び不純物で形成される。本発明では、共析型β安定化元素であるＦｅは不純物として扱われ、含まれないか、０．３％程度以下とできるだけ少ない方がよい。ＦｅはＭｏが添加されたチタンへの固溶度が非常に小さいので、時効処理を行うと、ＴｉとＦｅとの金属間化合物が析出し、延性を極度に低下させるからである。一方、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａは、単独あるいは複合して５％程度以下まで添加しても本発明の強度、延性特性はあまり影響を受けないので、不純物としてこの程度の含有は許容される。また、Ｏは、添加し過ぎると延性が低下するので、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下に止めるのがよい。

次に、本発明のα−β型チタン合金の製造方法について説明する。
まず所定成分を有するチタン合金を溶解し、鋳塊を得る。この鋳塊を１０５０〜１２００℃程度に加熱した後、６０％以上の圧下率で圧延、鍛造などの熱間加工（粗加工）を施す。その後８００℃〜１０００℃程度に加熱し、目的形状あるいはそれに近い形状に形成すべく、６０％以上の圧下率で圧延、鍛造などの熱間加工を施す。熱間加工後、一般的には、応力除去、加工組織の回復、再結晶を目的として焼鈍が施される。この焼鈍により組織の安定化、機械的性質の向上などが図られる。焼鈍は、典型的には、例えば６００℃〜８００℃程度で１〜１０ｈｒ程度保持される。強度を向上させる処理としては、例えば８００℃〜９００℃程度で５〜１２０min 程度保持した後、水冷の他、油冷、空冷等で冷却する溶体化処理が施された後、５００℃〜６６０℃程度で１〜２０ｈｒ程度保持される時効処理が施される。
以下、実施例を挙げて本発明のα−β型チタン合金をより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。

Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−０．１２Ｃ合金をベースにＭｏ，Ｃｒ，Ｆｅを添加し、表１に示した量のＭｏ、Ｃｒ及びＦｅを含有する各種化学成分のチタン合金をアーク溶解法により溶製し、直径５０mm×長さ１５mmの鋳塊（１２０ｇ）を得た。この鋳塊を１２００℃に加熱し、φ２０mmまで鍛造した。その後、８５０℃で鍛造し、φ１０mmの形状にした。次いで、７００℃×２ｈｒで加熱保持する焼鈍を施した後、溶体化処理として８９０℃で６０分加熱後、水焼入れ（ＷＱ）し、引き続き時効処理として５９０℃×８ｈｒ加熱後、空冷（ＡＣ）した。
このようにして製作した試料を用いて、室温で機械的特性をＡＳＴＭ Ｅ８に準拠して測定した。その結果を表１及び図１に示す。図１中、○は発明例、◇は［Ｃｒ］／［Ｍｏ］が発明範囲外の比較例（試料No. ９）、△はＣｒ及びＦｅを添加していない比較例（試料No. ８）、□はＦｅ添加材の比較例（試料No. １０〜１３）である。

表１、図１より、各成分量が適正で、［Ｃｒ］／［Ｍｏ］が０．６以下のチタン合金試料（図１中○で表示）は、１４５０ＭＰａ以上と非常に強度（０．２％耐力）が高く、かつ伸びが４％以上有する。一方、［Ｃｒ］／［Ｍｏ］が０．７１である試料No. ９では、１６００ＭＰａ程度の高強度を有するものの、伸びが殆ど無く、構造材としての使用に耐えないことがわかる。また、ＣｒもＦｅも添加されていない試料No. １０は、０．２％耐力が１３００ＭＰａ程度であり、十分に高強度化されていない。また、Ｆｅが添加されているもの（試料No. １０〜１３）は、総じて伸びが劣化している。

表２に示す種々の組成のチタン合金の焼鈍材（φ１０mm）を上記実施例１と同様にして製作し、これを８９０℃で６０分加熱した後、水焼入れ（ＷＱ）する溶体化処理を施し、引き続き５９０℃×８ｈｒ保持後、空冷（ＡＣ）する時効処理を施した。このようにして得られた試料を用いて、室温で機械的特性を実施例１と同様に測定した。その結果を表２に示す。
表２より、本発明の成分を満足する発明例（試料No. ２１〜３１）は、１４５０ＭＰａ以上の強度を有し、かつ伸びが６％以上あり、機械構造材として好適である。一方、比較例のチタン合金は、高強度のNo. ３５、３９は伸びが劣っており、その反対に伸びが５〜７％程度あるものは強度が１３００ＭＰａ程度であり、強度、延性バランスが劣っている。

実施例１における強度（０．２％耐力）と伸びとの関係を整理したグラフ図である。

Claims (3)

1. mass％で、
   Ａｌ：４．０〜８．０％、
   Ｓｎ：０．５〜４．０％、
   Ｚｒ：２．０〜６．０％、
   Ｍｏ：４．０〜８．０％、
   Ｃｒ：０．３〜４．０％、
   Ｃ：０．０８〜０．２５％を含み、
   ＣｒとＭｏの質量比率［Ｃｒ］／［Ｍｏ］が０．６以下であり、
   残部がＴｉ及び不純物からなる、良好な延性を有する超高強度α−β型チタン合金。
2. 請求項１のチタン合金によって形成されたゴルフクラブヘッド。
3. 請求項１のチタン合金によって形成されたコンロッド。
   

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