JP4524584B2 - 快削β型Ｔｉ合金 - Google Patents

Description

この発明は、被削性に優れたβ型Ｔｉ合金に関する。

特開昭６４−２５９２４号公報

Ｔｉ系金属は軽量かつ高強度で耐食性に優れることから、航空機や自動車の部品から、近年では、ゴルフクラブヘッド等の各種スポーツ用品やレジャー用品、耐海水用のシャフト類、ボルト類、バルブリテーナ類など、種々の用途に広く使用されている。特に強度が求められる部品については、Ｖの添加をベースに、Ｔｉの高温相であるβ相（立方晶系）を安定化させた、いわゆるβ型Ｔｉ合金が広く使用されている。代表的なβ型Ｔｉ合金には、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及びＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａｌ−３Ｓｎなどがある（組成表示の単位は質量％である）。

ところで、Ｔｉ合金は、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。そこで、特許文献１においては、Ｔｉ合金の被削性をＳと希土類元素との共添加により向上させる提案がなされている。

しかし、特許文献１で採用されているのは純ＴｉないしＶ含有量の低いα＋β型のＴｉ−４Ｖ−６Ａｌ合金であり、より高強度のβ型合金の被削性を改善する具体的な方法を開示するものではない。特に、より難加工のβ型合金においては、強度や靭性の低下を最小限にとどめつつ、その被削性を向上させるための組織制御的な手法が重要であると考えられるが、特許文献１には、Ｓと希土類元素との共添加による被削性改善の組織的なメカニズムについては何も言及されていない。

本発明の課題は、β型Ｔｉ合金特有の優れた機械的特性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β型Ｔｉ合金を提供することにある。

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β型Ｔｉ合金は、Ｖ：１０質量％以上２４質量％以下、Ｃｒ：１質量％以上１０質量％以下、Ａｌ：１質量％以上６質量％以下、Ｃ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、希土類元素：０．０１質量％以上３質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以上１質量％以下を含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり、希土類元素硫化物を主体とする介在物の寸法が０．１μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする。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。

本発明の快削β型Ｔｉ合金は、上記組成範囲のＶ及びＣｒ及びＡｌを含有することで、強度と靭性とを良好に確保することができ、かつ、後述の時効硬化処理を行わないβ単相マトリックス組織は、立方晶系であるために冷間加工性も非常に良好となる。そして、さらに、Ｓと希土類元素とを上記組成範囲にて複合添加し、かつ、該共添加により形成される希土類元素硫化物を主体とする介在物の寸法（合金の研磨断面組織において観察される介在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）を０．１μｍ以上１０μｍ以下とすることにより、β型Ｔｉ合金特有の優れた耐食性や機械的強度及び冷間加工性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。

前記した介在物の平均寸法が０．１μｍ未満になっても、また１０μｍ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。介在物の平均寸法は、より望ましくは０．５μｍ以上５μｍ以下に調整するのがよい。該介在物の寸法は、合金を溶製する際の溶解速度により調整することができ、溶解速度を０．１ｋｇ／分以上にすることが必要である。

具体的には、本発明の合金は、他の一般のＴｉ合金と同様に、例えば消耗電極式のアーク溶解炉、プラズマ溶解炉あるいは電子ビーム溶解炉を用いて溶製できる。この場合、合金鋳塊は、例えば、プラズマ溶解では種々の形状の原料を連続的にプラズマアーク下に投入し、水冷の金属ルツボ中で溶解し、且つ、ルツボ下部の凝固した部分から順次インゴットを下方へ引き抜いて連続的に積層凝固鋳塊を製造できる。

なお、介在物の具体的な形成量は、合金組織断面上にて０．１μｍ以上１０μｍ以下の該介在物の形成密度が１００μｍ×１００μｍ四方で、１０個以上５×１０^４個以下であることが望ましい。介在物の形成密度が５×１０^４個を超えると材料の靭性低下につながる場合があり、１０個未満では被削性向上効果が不十分となる場合がある。介在物の形成密度は、より望ましくは２０個以上４×１０^４個以下であるのがよい。

添加元素の主体をなすＶとＣｒとは、いずれもβ相安定化元素であるが、上記組成範囲において室温で安定なマトリックス組織はα相（六方晶系）＋β相（立方晶系）の２相組織であり、β変態点以上でβ単相のマトリックスが得られる。このβ単相域から上記変態点付近を一定以上の速度で冷却すると、β相マトリックスが室温付近まで準安定的に存在する。この状態で、β変態点以下の時効温度にて保持することにより（時効熱処理）、β相マトリックス中にα相を時効析出させることができ、材料の強度を大幅に高めることができる。析出させるα相は、β相マトリックスに対して格子整合状態を維持できる程度に微細であることが望ましい。なお、α相以外の化合物系析出物も時効硬化に寄与する場合がある。

時効熱処理温度は３５０℃以上６００℃以下に設定することが望ましい。時効熱処理温度が３５０℃未満では時効析出硬化の進行が鈍くなって、必要な強度を得るのに長時間を要するようになる。他方、時効熱処理温度が６００℃を超えると、過時効状態を引き起こしやすくなり、強度が却って低下することにつながる。時効熱処理温度は、より望ましくは４００℃以上５５０℃以下に設定することが望ましい。

以下、本発明の快削β型Ｔｉ合金における組成限定理由について説明する。
（１）Ｖ：１０質量％以上２４質量％以下
Ｖはβ相安定化元素であり、合金の延性向上、特に熱間加工時の延性を向上させ、加工性改善に寄与する。Ｖ含有量が１０質量％未満では上記の延性改善効果が不十分となり、２４質量％を超えるとβ相が安定化しすぎ、前述のα相の時効析出反応が起こり難くなって、強度アップのための時効熱処理工程が長時間化する弊害を生ずる。また、Ｖは高価であり、過度の添加は材料コストの高騰ももたらす。Ｖ含有量は、より望ましくは１３質量％以上２３質量％以下の範囲で調整するのがよい。

（２）Ｃｒ：１質量％以上１０質量％以下
Ｃｒは、合金のβ相マトリックスを固溶強化し、強度を向上させるために含有される。Ｃｒ含有量が１質量％未満では合金強度の向上効果が不十分となる。他方、Ｃｒ含有量が１０質量％を超えると、ＴｉＣｒ_２等の脆い金属間化合物の形成が著しくなり、材料の靭性が低下する。Ｃｒ含有量は、より望ましくは２質量％以上８質量％以下の範囲で調整するのがよい。

（３）Ａｌ：１質量％以上６質量％以下
Ａｌは、合金の析出α相を固溶強化し、強度を向上させるために含有される。Ａｌ含有量が１質量％未満では合金強度の向上効果が不十分となる。他方、Ａｌ含有量が６質量％を超えると、Ｔｉ_３Ａｌ等の脆い金属間化合物の形成が著しくなり、材料の靭性が低下する。Ａｌ含有量は、より望ましくは１質量％以上５質量％以下の範囲で調整するのがよい。

（４）希土類元素：０．０１質量％以上３質量％以下
希土類元素はＳと安定な化合物を形成して粒状の介在物を分散形成し、材料の切削性を向上させる働きをなす。希土類元素の合計含有量が０．０１質量％未満では切削性向上効果が乏しく、３質量％を超えた含有は合金の耐食性と強度低下をもたらすので好ましくない。希土類元素の含有量は、より望ましくは０．１質量％以上１質量％以下の範囲で調整するのがよい。

（５）Ｓ：０．０１質量％以上３質量％以下
Ｓは希土類元素と結合して上記粒状の介在物を分散形成し、材料の切削性を向上させる働きをなす。希土類元素の合計含有量が０．０１質量％未満では切削性向上効果が乏しく、３質量％を超えた含有は合金の熱間加工性の低下をもたらすので好ましくない。Ｓの含有量は、より望ましくは０．０５質量％以上０．５質量％以下の範囲で調整するのがよい。

また、被削性向上に好都合な形態で介在物を形成するためには、希土類元素の含有率をＷR、Ｓの含有率をＷSとして、ＷR／ＷSが１以上５０以下に調整されていることが望ましい。ＷR／ＷSが１未満では、過剰なＳ成分が低融点のＴｉＳを形成し、材料の熱間加工性を低下させる場合がある。他方、ＷR／ＷSが５０を超えると、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。ＷR／ＷSは、より望ましくは２以上２０未満であるのがよい。

（６）Ｃ：０．００１質量％以上０．１質量％以下
Ｃはα相の固溶強化に有効であり、強度を向上させる。しかし、Ｃの含有率が０．００１質量％未満では効果に乏しく、０．１質量％を超えるとＴｉＣを生成し、延性が低下する。好ましくは０．００５質量％以上０．０５質量％以下とする。

また、本発明の快削β型Ｔｉ合金には、必要に応じて以下の元素を、Ｔｉの一部を置換する形で、さらに添加できる。
（６）Ｆｅ：０．１質量％以上６質量％以下
ＦｅはＣｒと同様に、β相マトリックスを固溶強化し合金の強度向上に寄与する。Ｆｅ含有量が０．１質量％未満では強度向上効果が乏しく、Ｆｅ含有量が６質量％を超えると、ＴｉＦｅ等の脆い金属間化合物の形成が著しくなり、材料の靭性が低下する。Ｆｅ含有量は、より望ましくは１質量％以上５．５質量％以下の範囲で調整するのがよい。

（７）Ｎｉ：０．１質量％以上７質量％以下
Ｎｉは、ＣｒあるいはＦｅと同様に、β相マトリックスを固溶強化し合金の強度向上に寄与する。Ｎｉ含有量が０．１質量％未満では強度向上効果が乏しく、Ｎｉ含有量が６質量％を超えると、ＴｉＮｉ_２等の脆い金属間化合物の形成が著しくなり、材料の靭性が低下する。Ｎｉ含有量は、より望ましくは１質量％以上６質量％以下の範囲で調整するのがよい。

（８）Ｓｉ：０．０１質量％以上２質量％以下
Ｓｉはβ相マトリックスの結晶粒を微細化するので、強度向上に寄与する。Ｓｉ含有量が０．０１質量％未満では強度向上効果が乏しく、Ｓｉ含有量が２質量％を超えると、シリサイドの析出により材料の延性ひいては冷間加工性の低下を招く惧れがある。Ｓｉ含有量は、より望ましくは０．１質量％以上１．５質量％以下の範囲で調整するのがよい。

（９）Ｚｒ，Ｓｎ：いずれも０．１質量％以上４質量％以下
Ｚｒ及びＳｎは、β相マトリックス及びα相析出物との双方を固溶強化するので、合金の強度向上に寄与する。いずれも、含有率が０．１質量％未満では効果に乏しく、逆に４質量％を超える添加は効果の飽和を招く。Ｚｒ及びＳｎの添加量は、より望ましくはそれぞれ、０．５質量％以上３．５質量％以下の範囲で調整するのがよい。

本発明の合金鋳塊は、特に溶体化処理を施さずに時効熱処理を行っても一定の強度向上を図ることができる。しかしながら、鋳塊を６５０℃以上に加熱して、再結晶化させる固溶加熱処理を行い、その後、時効熱処理を行うようにすれば、時効析出による強化硬化が一層著しくなる。固溶化熱処理温度は、６５０℃以上であって１０００℃以下にて実施することが望ましい。

なお、再結晶化によりβ相マトリックスの結晶粒を均一化することで、合金の強度をさらに向上できる。該再結晶化による結晶粒の均一化効果は、再結晶化温度（ひいては固溶加熱処理温度）をβ相変態点の付近（６５０℃以上）に設定する場合に特に著しい。

また、本発明のチタン合金は、冷間加工により強度向上を図ることもできる。この場合、固溶化処理に先立って冷間加工を施すことで、β相マトリックスの結晶粒の微細化をさらに促進することができる。また、固溶化処理を行って、冷間加工も可能である。さらに、該冷間加工は、時効熱処理に先立って実施したり（加工時効処理）、一部時効析出処理を行って冷間加工を施し、その後、再び時効硬化を行う（時効加工時効処理）など、時効熱処理と組み合わせて行うこともでき、本発明の快削Ｔｉ合金は鋳造や圧延等の加工が可能で固溶化処理と時効処理の組合せは特に限定しないが、これにより、時効析出をより促進したり、あるいは析出状態の均質化を図ることができ、ひいては強度等をさらに向上することができる。

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（コンロッドやバルブ、スプリング等）、ボルト・ナットなどのその他の機械部品、レジャー用品（ゴルフクラブのヘッドや釣具等）、めがねフレームやアタッシュケースなどの生活用品、パソコン、ディジタルカメラ、ビデオカメラ、携帯電話などのＯＡ機器のフレームや筐体、車椅子などの医療福祉機器の構造部材、ビル、橋梁や道路などの建設・土木用構造部材、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。

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。

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。
プラズマスカル炉を用いて、表１に示す各種組成のチタン合金インゴットを、それぞれ質量約６ｋｇ、直径１００ｍｍの鋳塊にて溶製した。なお、溶解速度は、３本のプラズマトーチの出力電流および電圧を変化させることで調整可能であり、溶解量と溶解時間より算出した方法により、種々の値に調整した。

こうして得られた各インゴットを１０５０℃に加熱して、熱間鍛造により直径２０ｍｍの丸棒とした。その後、さらに各丸棒に、７５０℃にて１時間の固溶化処理を実施後水冷した。処理後の丸棒はロックウェルＣスケール硬さを測定する一方、機械加工によってＡＳＴＭ Ｅ８に規定される３号引張試験片（直径６．３５ｍｍ、標点距離２５ｍｍ）を作製し、引張強さを測定した。また超硬合金製のチップを用いて、切削速度６０ｍ／ｍｉｎの条件で切削試験を行い、切屑破砕性を調査した。屑破砕性の評価は、図２に示すように、切削屑の長さが数ｍｍ程度以下に分断された不連続切り屑となった場合を良好（○）とし、数十ｍｍ以上の連続切り屑となった場合を不良（×）と判断した。以上の結果を表２に示す。

溶解速度の調整により、希土類元素硫化物からなる介在物の個数を本発明の範囲内に調整した実施例（２−１〜１−１８）の素材については、強度、延性及び被削性の全てにわたって良好であることがわかる。なお、ここでの固溶化熱処理温度は７５０℃と高めであるが、希土類硫化物系介在物が結晶粒粗大化を抑制する効果を有していると思われ、強度および延性の低下も比較的少ない。これに対し、希土類元素とＳを添加しない比較例Ａ，Ｂ，Ｃは、希土類元素硫化物からなる介在物が形成されず被削性が不良であることがわかる。また、希土類元素とＳとの添加比が適性に調整されない比較例Ｄは、強度と延性の低下が著しく、さらに、溶解速度が適性に調整されない比較例Ｅ及びＦは、介在物の大きさや個数が本発明の範囲外となり、被削性、強度及び延性が共に悪化していることがわかる。

次に、上記固溶化処理後の表２（実施例：２−１〜２−１８）の丸棒に対し、５００℃で２４時間時効処理を行ったものにつき、同様にロックウェルＣスケール硬さと引張強さを測定した。その結果を表３に示す。

いずれも、時効処理により強度及び硬さが著しく向上していることがわかる。また、固溶化熱処理前の熱間鍛造上がりの丸棒（実施例：１−１〜１−１８）に対して、減面率５０％の冷間引き抜き加工を施し、同様にロックウェルＣスケール硬さと引張強さを測定した。その結果を表４に示す。

いずれも、冷間加工は割れ等の発生なく良好に実施でき、かつ、該冷間加工により強度及び硬さが著しく向上していることがわかる。

図３は、実施例１−１の合金の表面を鏡面研磨し、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analysis）により、各成分の特性Ｘ線像による面分析を行った結果を示すものである。希土類元素ＲＥＭ（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）とＳが化合物をつくり、介在物として粒状に分散していることがわかる。

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。 切削性評価の基準となる切り屑形状の例を示す画像。 実施例１−１の合金のＥＰＭＡ分析結果を示す画像。

符号の説明

１ ゴルフクラブヘッド

Claims (5)

1. Ｖ：１０質量％以上２４質量％以下、Ｃｒ：１質量％以上１０質量％以下、Ａｌ：１質量％以上６質量％以下、Ｃ：０．００１質量％以上０．１質量％以下、希土類元素：０．０１質量％以上３質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以上１質量％以下を含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり、希土類元素硫化物を主体とする介在物の平均寸法が０．１μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする快削β型Ｔｉ合金。
2. 合金組織断面上にて０．１μｍ以上１０μｍ以下の前記介在物の形成密度が１００μｍ×１００μｍ四方で、１０個以上５×１０^４個以下である請求項１記載の快削β型Ｔｉ合金。
3. 希土類元素の含有率をＷR、Ｓの含有率をＷSとして、ＷR／ＷSが１以上５０以下に調整されている請求項１又は請求項２に記載の快削β型Ｔｉ合金。
4. Ｔｉの一部を置換する形で、Ｆｅ：０．１質量％以上６質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上７質量％以下及びＳｉ：０．０１質量％以上２質量％以下の少なくともいずれかを含有した請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の快削β型Ｔｉ合金。
5. Ｔｉの一部を置換する形で、Ｚｒ：０．１質量％以上４質量％以下及びＳｎ：０．１質量％以上４質量％以下の少なくともいずれかを含有した請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の快削β型Ｔｉ合金。