JP4528109B2 - 弾性率６５ＧＰａ以下の低弾性βチタン合金およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、弾性率６５ＧＰａ以下の低弾性βチタン合金およびその製造方法に関し、特に、メガネ用の線材やゴルフクラブのフェース板、また人工骨・ステントなどの生体適合材料などに使用される軽量で高強度な６５ＧＰａ以下の低弾性βチタン合金およびその製造方法に関する。

チタン合金は、軽量でありながら高強度で耐食性も良好であることから様々な分野に適用されているが、一部の用途では上記の特性に加えさらに弾性率が低いことも求められている。この点、結晶構造がｈｃｐ構造である純チタンまたはαチタン合金に対して、結晶構造がｂｃｃ構造であるβチタン合金は、一般に弾性率が低いことが知られており、従来から、メガネの線材やゴルフクラブのフェース板、人工骨・ステントなどの生体適合材料として応用されている。

このような弾性率の低いβチタン合金として、以下に示すようなβ安定化元素のＮｂを含むβチタン合金が、特許文献１〜４で提案されている。

すなわち、特許文献１では、Ｎｂ：１〜２４質量％、Ｍｏ：１０〜１３質量％、Ｚｒ：５〜７質量％を含み、弾性率が６６．９〜１００ＧＰａのチタン合金の発明が開示されている。

特許文献２では、Ｎｂ：２０〜４０質量％、Ｔａ：４．５〜２５質量％、Ｚｒ：２．５〜１３質量％を含有し、弾性率が５８ＭＰａ以下のチタン合金の発明が開示されている。

特許文献３では、ＮｂとＴａの合計量が２０〜６０質量％（内Ｎｂ：１５〜５０質量％）、１０質量％以下のＭｏと、５質量％以下のＺｒおよび５質量％以下のＳｎを含有し、弾性率が５０〜７０ＧＰａのチタン合金が開示されている。

また、特許文献４では、１５〜３０ａｔ％のＶａ属元素と１．５〜６ａｔ％のＯおよび／またはＮを含有するチタン合金の発明が開示されている。本合金の弾性率は低いもので６１．６ＧＰａとなるものである。

また、特許文献５、６には、構成元素にＮｂ、Ｖを含む冷間加工性に優れたチタン合金に関する発明が開示されている。すなわち、特許文献５では、ＮｂまたはＭｏ：０．５〜１８質量％、Ｖ：１３〜１９質量％、Ａｌ：０．５〜６質量％、Ｓｎ：０．５〜６質量％を含み、冷間鍛造性が優れたチタン合金が開示されている。また、特許文献６では、Ｎｂ：１０〜４０質量％、Ｖ：１〜１０質量％、Ａｌ：２〜８質量％、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ各１質量％以下、Ｚｒ：３質量％以下、Ｏ：０．０５〜０．３質量％以下を含み、冷間加工性に優れたチタン合金が開示されている。

特開平０２−１０７７３４号公報 特開平０８−２９９４２８号公報 特開平１０−２１９３７５号公報 特開２００２−２８５２６８号公報 特開平０４−２１４８３０号公報 特開平０２−１６３３３４号公報

しかしながら、特許文献１に記載の発明は、弾性率が６６．９〜１００ＧＰａと高く、必ずしもメガネ線材やゴルフフェース板、生体適合材料に適した材料であるとは言えない。

また、特許文献２に記載の発明では、弾性率が５８ＭＰａ以下と低いものの、また、特許文献３に記載の発明でも、弾性率が５０〜７０ＧＰａと低いものの、両文献に記載の発明のいずれも、ＮｂとＴａの両方を含有することが必要であるため、材料偏析が起こりやすく、さらに添加元素が高価で、かつ質量も大きいという問題点があった。

また、特許文献４に記載の発明では、弾性率は低いもので６１．６ＧＰａとなるものの、ＯとＮの１種以上を１．５〜６ａｔ％添加することが必須であり、粉末焼結でしか製造できないという問題点があった。

また、特許文献５、６に記載の発明では、冷間加工性に優れたチタン合金に関するものであり、弾性率のことについては一切触れられていない。

そこで、本発明は、真空アーク溶解（ＶＡＲ）や電子ビーム溶解（ＥＢＲ）、プラズマ溶解等、チタンの通常の溶解法による製造（熱間圧延、冷間圧延、焼鈍等を含む。）が可能であり、弾性率を６５ＧＰａ以下とすることのできる、低弾性βチタン合金およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明者は、β安定化能の高いＮｂを添加したβチタン合金に第３元素を添加し、弾性率に及ぼす影響を調査した。その結果、適量のＮｂとＶの組合せにより、弾性率６５ＧＰａ以下の低弾性βチタン合金とすることができることを見出した。さらに、Ａｌを添加することにより、弾性限界歪量を増大できることを見出した。なお、弾性限界歪量とは、材料が降伏を始める臨界の歪量のことである。すなわち、本歪量で除荷すれば、残留歪量はゼロとなる。

本発明はこのような知見に基づくものであり、その要旨とするところは、以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｎｂ：５．０〜４５．０％、Ｖ：１０．０〜３５．０％を含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金。
（２） さらに、質量％で、Ａｌ：２．０〜８．０％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金。
（３） さらに、質量％で、Ｏ：０．０５〜０．３０％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金。
（４） 溶体化熱処理後の時効熱処理によるα相を３〜１０％含むことを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金。
（５） 溶解、熱間加工、冷間加工、焼鈍の各工程を経るチタン合金の製造方法において、溶解するチタン合金の成分組成を、上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の組成とすることを特徴とする、弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金の製造方法。
（６） 前記焼鈍工程に替えて、溶体化熱処理工程と、これに引き続く時効熱処理工程を経ることを特徴とする、上記（５）に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金の製造方法。
（７） 加工率５０〜９０％で前記冷間加工を行った後、前記焼鈍工程を省略するか、または、前記焼鈍工程の後に、加工率５０〜９０％で冷間加工を行って、加工組織を残留させることを特徴とする、上記（５）に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金の製造方法。

本発明によれば、軽量かつ十分な強度があり、弾性率が低いβチタン合金を、溶解・熱間加工・冷間加工により製造、提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。

チタン合金において、β合金（ｂｃｃ）はα合金（ｈｃｐ）やα＋β合金に比べ一般に弾性率が低い。ここで言う弾性率は、ヤング率のことであり、伸び弾性率のことである。さらに言えば、一様な太さの棒の一端を固定し、他端を軸方向に引く場合、棒の断面に働く力をＴ、単位長さあたりの伸びをεとするとき、比例限度内でＴ＝Ｅεという関係が成り立つ場合の比例定数Ｅのことである。なお、本発明での弾性率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２８０記載の横共振法により測定するものとする。

ＮｂやＶはβ安定化元素として知られるが、ＮｂやＶを多量に単純に添加すれば弾性率が下がるわけではなく、添加量の適切な範囲が存在する。Ｔｉ−Ｘの２元系合金で弾性率が最小となる組成はβ双晶が現れなくなる組成であると言われているが、詳しいメカニズムは明らかになっていない。

本発明者は、β安定化能の高いＮｂを添加したβチタン合金に第３元素を添加し、弾性率に及ぼす影響を調査した結果、弾性率を６５ＧＰａ以下にできるＮｂとＶの組成の組合せを見出した。さらに、Ａｌや酸素添加による固溶強化や時効熱処理によるα相の析出強化により、弾性限界歪量を増大することができ、よりしなやかなチタン合金が得られることを見出した。また、本合金を適当な割合で冷間加工すると、弾性率がさらに低下することを見出した。

以下、本発明について詳しく説明する。

ＮｂとＶは、共にチタンのβ相を安定化する元素であり、弾性率を低下させる元素である。弾性率を６５ＧＰａ以下とするためには、Ｎｂを５．０％以上、Ｖを１０．０％以上含有させることが必要であり、また、添加量が多すぎると、弾性率は６５ＧＰａを上回るため、上限を、Ｎｂは４５．０％、Ｖは３５．０％とした。弾性率を特に小さくできる添加量として、Ｎｂは２０．０〜３５．０％、Ｖは１５．０〜３０．０％とするのが好ましい。

Ａｌは、チタンのα相安定化元素であり、固溶強化元素として有効である。強度の上昇により弾性歪量が増大するため、より大きな弾性変形が利用可能な材料が得られる。固溶強化の効果を得るには、２．０％以上含有させることが必要であるが、弾性率が上昇するため上限を８．０％とした。弾性率をあまり上昇させずに固溶強化できる含有量として、４．０〜５．０％が好ましい。

酸素も、Ａｌと同様にα相安定化元素であり、固溶強化元素として有効である。固溶強化の効果を得るには、０．０５％以上含有させることが必要であるが、０．３０％を超えると加工性が悪くなるため上限を０．３０％とした。加工性にあまり影響を与えず固溶強化できる含有量として、０．１０〜０．１５％が好ましい。

βチタン合金は、溶体化熱処理後、時効熱処理を施すとα相を析出する。α相の析出により強度が上昇すると、弾性限界歪量が上昇し、より大きな弾性変形に耐えることができる。弾性限界歪量の上昇には３％以上のα相が必要であり、逆にα相は増えすぎると弾性率を低下させるためα相の上限を１０％とした。α相の析出を３〜１０％にするための溶体化熱処理条件は、７００〜９００℃で３０分〜５時間、時効熱処理条件は３００〜５５０℃で３〜１００時間である。溶体化温度はβ変態点以上の温度として７００℃以上とし、あまり高くしすぎると粗粒化が起こるため９００℃以下とした。溶体化時間は３０分未満では不十分であり、５時間を越えると粗粒化が進行するため、下限を３０分、上限を５時間とした。時効の際、低温側温度では過飽和となるため析出核が出やすいが成長が遅いため下限を３００℃とした。一方、時効温度を５５０℃を越えるほど高くすると析出が抑制されるため、上限を５５０℃とした。時効時間は時間が短いと十分な析出量が得られないため、下限を３時間、長すぎても析出量が飽和し、かつ析出物が粗大化してしまうため上限を１００時間とした。α相の析出は少しでも強度上昇に効果があるが、低い弾性率と弾性域の拡大が共に得られる点で４〜６％が好ましい。α相の析出を４〜６％にするための溶体化熱処理の好ましい条件は、７００〜８００℃で１〜２時間、時効熱処理の好ましい条件は３００〜５００℃で５〜４８時間である。

本発明の合金を冷間加工して線材や板材とした後、焼鈍工程を省略して加工組織を残存させると、弾性率がさらに減少し、弾性限界歪量はさらに上昇する。これは材料組織に集合組織が形成されるためと考えられる。冷間加工率は５０％未満では効果がないため下限を５０％とした。また、冷間加工率が９０％を超えると材料に割れが生じるため上限を９０％とした。冷間加工率を７０〜８０％とすると、弾性率をさらに減少させることができ好ましい。

表１に示す成分のチタン合金をプラズマ溶解し、鋳造して約７ｋｇの鋳塊とした。これらを９００〜９５０℃に加熱して、熱間圧延し、厚さ約３．５ｍｍの板とした。さらにこれを冷間圧延して、厚さ１ｍｍの板とした。得られた板を７５０℃で１時間焼鈍した。これらの供試材から各種試験片を切出し、弾性率および、室温引張試験を行った。

弾性率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２８０準拠の横共振法で行った。試料サイズは、長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍ、厚さ１ｍｍである。室温引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。試料サイズは、長さ１５０ｍｍ、つかみ部の幅３０ｍｍ、平行部の幅１２．５ｍｍ、平行部の長さ６０ｍｍ、厚さ１ｍｍである。引張条件は、クロスヘッドスピードを、０．２％耐力までは２ｍｍ／分、それ以降は１０ｍｍ／分として行った。応力歪曲線において、材料の降伏が始まるまでの歪量を弾性限界歪量とし、これを測定した。弾性率と弾性限界歪量の測定結果を表１にまとめて示す。

表１において、試験Ｎｏ．２及びＮｏ．４、５、９、１１、１３〜２３は、請求項１に記載の本発明の実施例である。いずれも弾性率は６４ＧＰａ以下と低く、弾性限界歪量も３．６％以上であった。一方、Ｎｏ．１はＮｂの添加量が本発明の範囲よりも少ないため、弾性率が６５ＧＰａを上回った。Ｎｏ．６、７は、Ｖの添加量が本発明の範囲よりも少ないため、弾性率が６５ＧＰａを上回った。Ｎｏ．２４は、Ｎｂの添加量が本発明の範囲よりも多いため、また、Ｎｏ．２５はＶの添加量が本発明の範囲よりも多いため、弾性率が６５ＧＰａを上回った。

試験Ｎｏ．３、１０、１２、２６〜２８は、請求項２に記載の本発明の実施例である。いずれも弾性率は６４ＧＰａ以下と低く、弾性限界歪量も４．０％以上と大きかった。一方、Ｎｏ．２９はＡｌの添加量が、本発明の範囲よりも多く、弾性率が６５ＧＰａを上回った。

試験Ｎｏ．３０〜３３は、請求項３に記載の本発明の実施例である。いずれも弾性率は６２ＧＰａ以下と低く、弾性限界歪量も４．６％以上と高かった。一方、Ｎｏ．３４はＯの添加量が、本発明の範囲よりも多く、冷間加工時に割れが発生し以降の試験ができなかった。

表１に示した試験Ｎｏ．５、７、８、２４、２６、２９、３２の材料については７５０℃１時間加熱した後、水冷し、４００℃で２４時間時効熱処理を行った。ミクロ組織は、試料断面を鏡面研磨した後、硝酸と沸酸の混合溶液でエッチングし、光学顕微鏡を用いて観察した。母相のβ相は灰色または白色、析出α相は黒色に見えるため、光学顕微鏡組織写真を画像解析ソフトにより二値化し、α相の面積率を求めた。さらに、実施例１と同様にして弾性率と弾性限界歪量も測定した。測定結果を表２にまとめて示す。α相の析出がない表１の試験材の結果と比較すると、時効熱処理後の弾性率は時効熱処理前とほぼ変わらないが、強度が上昇し、降伏応力が上昇したため、弾性限界歪量は時効熱処理前に比べ１２〜１５％増大した。一方、成分が本発明から外れているＮｏ．７とＮｏ．２４については、α相の析出により弾性限界歪量は増大したが、弾性率は高いままであった。

表１に示した試験Ｎｏ．２、１０、３３の厚さ１ｍｍの焼鈍板について冷間圧延を行い、厚さ０．６ｍｍ、０．４ｍｍ、０．２ｍｍの板を製造し、弾性率と弾性限界歪量を測定した。測定結果を表３に示す。０．２ｍｍ（加工率８０％）、０．４ｍｍ（加工率６０％）まで冷間圧延した試験材はいずれも弾性率が６０ＧＰａを下回り、弾性限界歪量も７５０℃１時間焼鈍材に比べ上昇した。一方、加工率４０％の０．６ｍｍ材では弾性率の変化はなかった。

また、表１の試験Ｎｏ．３、１１、３１に示す成分のチタン合金をプラズマ溶解し、鋳造して約７ｋｇの鋳塊とした。これを９００〜９５０℃に加熱して圧延し、直径約１５ｍｍの丸棒とした。これを冷間で伸線と焼鈍（７５０℃、３０分）を繰り返して直径１．５ｍｍの線材とし、７５０℃１時間の焼鈍を行った。本線材に対し冷間で線引き加工し、それぞれ直径１．２ｍｍ（加工率３６％）、１．０ｍｍ（加工率５６％）、０．７ｍｍ（加工率７８％）の線材を製造し、弾性率と弾性限界歪量を測定した。測定結果を表４に示す。直径１．０ｍｍ、直径０．７ｍｍまで線引き加工した試験材では、７５０℃、１時間焼鈍した線材にくらべ、弾性率は低下、弾性限界歪量は上昇した。一方、加工率３６％の直径１．２ｍｍの線材では弾性率の変化はなかった。

本発明のβチタン合金は、弾性率が低く、強度が十分高く、また、溶解圧延法による製造が可能であることから、メガネフレーム用材料や、ゴルフクラブのフェース板または、人工骨・ステントなどの生体適合材料として利用することが可能である。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｎｂ：５．０〜４５．０％、Ｖ：１０．０〜３５．０％を含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金。
2. さらに、質量％で、Ａｌ：２．０〜８．０％を含有することを特徴とする、請求項１に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金。
3. さらに、質量％で、Ｏ：０．０５〜０．３０％を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金。
4. 溶体化熱処理後の時効熱処理によるα相を３〜１０％含むことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金。
5. 溶解、熱間加工、冷間加工、焼鈍の各工程を経るチタン合金の製造方法において、溶解するチタン合金の成分組成を、請求項１〜３のいずれか１項に記載の組成とすることを特徴とする、弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金の製造方法。
6. 前記焼鈍工程に替えて、溶体化熱処理工程と、これに引き続く時効熱処理工程を経ることを特徴とする、請求項５に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金の製造方法。
7. 加工率５０〜９０％で前記冷間加工を行った後、前記焼鈍工程を省略するか、または、前記焼鈍工程の後に、加工率５０〜９０％で冷間加工を行って、加工組織を残留させることを特徴とする、請求項５に記載の弾性率６５ＧＰａ以下、かつ弾性限界歪量３．６％以上の低弾性βチタン合金の製造方法。