JP4581425B2 - β型チタン合金およびβ型チタン合金製の部品 - Google Patents

Description

本発明は、β型チタン合金と、この合金を材料とする部品に関する。本発明により、チタンに比較的安価な合金元素を添加した廉価な合金を材料とし、高い強度を有する部品が提供される。

軽量で高い強度をもつ部品の材料としてはβ型チタン合金が適切であって、これまでに、下記のような組成のものが開発されている。
Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓｎ
Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｓｎ
Ｔｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌ
Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ
Ｔｉ−２９Ｎｂ−１３Ｔａ−４．６Ｚｒ

上記の合金組成には、Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａといった高価な成分が比較的多量に存在し、したがってこれらのチタン合金は高価である。そのような成分を含有しないが、高強度なチタン合金として、Ｃｒ：６〜１３％、Ｆｅ：１〜４％およびＡｌ：３〜７％を含有し、残部がＴｉからなる合金が開示された（特許文献１）。この高強度チタン合金は、加工性にすぐれているというが、実際に製造してみると、結晶粒が不均一になりやすく、それにともなって強度が低いことが少なくない。改善策としては、固溶化処理や時効処理を行なうか、または冷間加工を行なうべきである。

出願人も、高強度で価格低廉なチタン合金として、Ｃｒ：２〜１２％、Ｆｅ：８．８％以下、Ｎｉ：７％以下およびＡｌ：６％以下を含み、残部Ｔｉからなるβ型チタン合金を提案した（特許文献２）。この合金は、βトランザス以上の温度に加熱して急冷することにより、高い強度と延性をもたらす均一なβ相が得られる。さらに３５０〜６００℃で時効処理を施すことにより、硬さを高めて耐摩耗性を向上させることができる。しかし、この合金は固溶化状態で硬く、さらに時効反応が早いため、圧延の巻取りで折損する傾向がある。こうした特性は、この合金で部品を量産する場合に、それを困難にする要因である。
特開平０３−０６１３４１ 特開２００２−２３５１３３

本発明の目的は、高価な添加元素を必要とせず、したがって価格が低廉であるが、高い強度を有し、部品の量産が容易なβ型チタン合金を提供することにある。その合金を材料として製造される、高強度な部品を提供することもまた、本発明の目的に含まれる。

本発明のβ型チタン合金は、質量％で、Ｃｒ：１３〜２０％およびＦｅ：１．２〜５．０％を含有し、残部がＴｉおよび不可避な不純物からなる合金組成を有する。

本発明のチタン合金の部品のひとつのグループは、上記のβ型チタン合金に、熱間加工、すなわちβトランザス以上であって１１００℃以下の温度で鍛造または圧延を行なって部品形状を与えたものである。

本発明のチタン合金の部品のいまひとつのグループは、上記のβ型チタン合金に、熱間加工、すなわちβトランザス以上であって１１００℃以下の温度で鍛造または圧延を行なったのち、冷間加工を行なって部品形状を与えたものである。

本発明によれば、従来のβ型チタン合金のように、Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａといった高価な合金元素を必要とすることなく、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｎｉといった比較的安価な合金元素を添加しただけで、高強度を発揮するβ型チタン合金を提供することができる。時効速度を遅延化する効果を有するＣｒの添加は、この合金を各種部品に加工する際の製造性を高める。

本発明に従うチタン合金の部品は、上記ふたつのグループのいずれにおいても高い強度を示すが、とくに冷間加工を施したものは、後述する実施例にみるとおり、すぐれた強度を示す。

本発明のβ型チタン合金は、上記した基本的な合金成分に加えて、さらに、Ｎｉ：２．７％以下を含有することができる。

本発明のβ型チタン合金の合金組成は、前掲の特許文献２の高強度β型チタン合金と対比したとき、Ｃｒ量が高く、Ｆｅ量が低減されたものといえる。本発明の合金においてＦｅおよびＣｒは、（Ｎｉを添加する場合はＮｉも）、合金を強度の高いβ相とするために添加する。しかし、Ｆｅ含有量を増加させて強度を高めたβチタン合金は硬く、製造性が低い。この欠点を補うため、Ｃｒ量を増加させた。以下、合金組成の限定理由を説明する。

Ｃｒ：１３〜２０％
Ｃｒは、Ｔｉをβ相化するとともに、時効速度を遅くする効果を有する、比較的安価な元素である。本発明のβ型チタン合金を構成する必須の元素として、上記の範囲内で添加する。１０％未満では時効反応を遅くする効果が低く、１３％またはそれを超える量を添加すべきである。２０％を超えて添加しても、効果が飽和するし、合金の比重が高くなって、本来チタン合金がもつ、軽量という利点が失われる。

Ｆｅ：５％以下
Ｆｅも、上記のようにＴｉをβ相化する元素である。Ｆｅ量の増大によって強度は上昇するが、硬さが増して加工性を損なうため、両者のバランスをとって上限を５％とした。

Ｎｉ：２．７％以下
Ｎｉは、β相を安定化する元素のうちで、比較的安価なものであるから、本発明の合金においては、Ｃｒの一部を置換する形で添加することができる。しかし、Ｎｉを過剰に含有すると、熱処理の際に金属間化合物ＴｉＮｉ₂が生成しやすくなり、これが脆化を引き起こして強度が低下する。そこで２．７％という上限を設けた。

本発明のβ型チタン合金を材料として前記したような部品を製造する方法のひとつのグループは、前記したように、チタン合金に対し、βトランザス以上であって１１００℃以下の温度で鍛造または圧延を行なって部品形状を与え、ただちに急冷することにより、均一なβ相を形成させることである。それにより、高い強度を有する部品を製造することができる。βトランザスは、７５０℃前後の温度であって、チタン合金の組成によって多少変動する。この温度を下回る加工温度は、割れを招くことがある。しかし高温に過ぎると加工中に結晶粒が粗大化するから、１１００℃までの温度での加工を行なうべきである。

上記の鍛造または圧延に続いて、固溶化熱処理を施すことが好ましい。それにより、チタン合金のβ相が再結晶化されて、すぐれた強度と延性が得られる。固溶化は、加工後のチタン合金を、βトランザス以上であって１０００℃以下の温度に加熱する操作により実施することができる。

鍛造または圧延に続いて、時効処理を施すことも好ましい。時効処理は、３５０〜６００℃、好ましくは４００〜５５０℃で実施することができる。前述のように、本発明のβ型チタン合金は時効反応があまり早くないから、そのコントロールは容易である。時効処理によって、この合金の部品の強度はさらに高まる。時効処理は、固溶化熱処理の前に行なってもよいし、後に行なってもよいし、前後両方に行ってもよい。

本発明のβ型チタン合金を材料として、前記したような部品を製造する方法のいまひとつのグループは、β型チタン合金に、βトランザス以上であって１１００℃以下の温度で鍛造または圧延を行なったのち、冷間加工を行なって部品形状を与えるものである。冷間加工は、より高い強度と硬さとを与える。

部品形状を冷間加工により与える場合も、熱間加工によった場合と同様、固溶化熱処理を施すことが好ましい。この場合の固溶化熱処理も、前記したところと同様に、チタン合金を、βトランザス以上であって１１００℃以下の温度に加熱するという操作で実施でき、固溶化により、β相が再結晶化して、均一な組織が得られる。固溶化熱処理と冷間加工とは、どちらを先にしてもよい。

同じく部品形状を冷間加工により与える場合も、それに続いて時効処理を施すことが好ましい。この場合の時効処理も、前記したところと同じく、３５０〜６００℃、好ましくは４００〜５５０℃で実施することができ、時効効果によって、この合金の部品の強度はさらに高まる。上記の固溶化熱処理と時効処理とは、併用することが好ましい。

このように、本発明のチタン合金から部品を製造する方法には、つぎのようなさまざまな工程が可能である。
・鍛造または圧延
・鍛造または圧延−固溶化熱処理
・鍛造または圧延−時効処理
・鍛造または圧延−固溶化熱処理−時効処理
・鍛造または圧延−冷間加工
・鍛造または圧延−冷間加工−時効処理
・鍛造または圧延−固溶化熱処理−冷間加工
・鍛造または圧延−冷間加工−固溶化熱処理
・鍛造または圧延−固溶化熱処理−冷間加工
・鍛造または圧延−固溶化熱処理−冷間加工−時効処理
・鍛造または圧延−冷間加工−固溶化熱処理−時効処理

本発明のチタン合金は溶接性にすぐれ、共材を使用して溶接した場合にも、溶接部の外観や硬さに異常はみられない。

合金製造例

スポンジチタン（純度９９．８％）、純鉄（純度９９．９％）、純クロム（純度９９．３％）、低炭素フェロクロム２号、純Ｎｉ（純度９９．９％）およびＳＵＳ３０４鋼屑を原料とし、プラズマ積層凝固炉を用いて種々の合金組成のチタン合金を溶製して、直径１９０mm、長さ７００mmのインゴットを得た。それらを真空アーク再溶解炉（ＶＡＲ）を用いて二次溶解し、直径２４０mm、長さ５００mmのインゴットにした。それぞれの合金組成を、表１に示す。実施例１〜４は本発明に従った合金組成を有するものであり、比較合金Ａ〜Ｃは、Ｃｒが不足であるか、またはＦｅ量が過大な合金組成のものである。

表１

上記のチタン合金のインゴットを９５０℃に加熱し、熱間鍛造を行なって直径２０mmの丸棒とした。別に、直径８５mmの鍛造材を８５０℃で熱間圧延し、直径１２．５mmの線材とし、コイルに巻き取った。上記の丸棒に対し、表２に示す固溶化熱処理を施したものを、サンプルとした。各サンプルから、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６．２５mm、標点距離２５mm）を用意した。引張試験は、インストロン型引張試験機を用い、クロスヘッド速度５×１０^-5m/sとして引張強さを測定した。引張強さを、硬さとともに表２に示す。表２にみるとおり、比較合金はコイルの巻取り過程で折損が発生しているのに対し、発明合金は硬すぎず、製造性が良好である。

表２

さらに、上記サンプルに５００℃×８時間の時効処理を施したものから試験片をつくり、引張試験をした。その結果は表３に示すとおりであって、いっそうの強度向上が認められた。

表３

実施例１で製造した発明合金１〜４の直径２０mmの丸棒に対し、さまざまな加工率で冷間加工を行なって、加工後の引張強さおよび硬さを測定した。その結果を、表４に実施例３−１〜３−４として示す。比較のため、発明合金１〜４のサンプルについて、冷間加工を行なわなかった場合の引張強さと硬さとを測定して、比較例３−１〜３−４として、表４に併記した。冷間加工後の引張強さおよび硬さは熱間圧延後の製品をしのぎ、時効処理を施した場合とほぼ同等であることが、表４のデータを表２および表３のデータと対比することにより理解される。

表４

実施例１で製造した発明合金１〜４の直径２０mmの丸棒に対し、加工率５０％の冷間加工を行ない、ついで実施例１と同じ条件（５００℃×８時間）の時効処理を施した。時効処理後の引張強さおよび硬さを測定した結果を、表５に示す。

表５

実施例１で製造した発明合金１〜４の直径２０mmの丸棒に対し、加工率５０％の冷間加工を行ない、ついで実施例１と同じ条件（９００℃×１時間→空冷）の固溶化熱処理を施した。固溶化熱処理後の引張強さおよび硬さを測定した結果を、表６に示す。

表６

実施例１で製造した発明合金１〜４の直径２０mmの丸棒に対し、実施例１と同じ条件（９００℃×１時間→空冷）の固溶化熱処理を施したのち、加工率５０％の冷間加工を行ない、ついで実施例１と同じ条件（５００℃×８時間）の時効処理を施した。時効処理後の引張強さおよび硬さを測定した結果を、表７に示す。

表７

本発明のβ型チタン合金は、強度および靭延性にすぐれ、かつ低コストであるから、自動車エンジン用のコンロッド、バルブおよびスプリング、航空機エンジン用のブレードおよびディスクのように、軽量で高強度を要求される各種の機械部品の材料として好適に使用される。本発明のβ型チタン合金はまた、釣り具やゴルフクラブヘッドなどのレジャー用品、めがねフレーム、アタッシェケースなどの生活用品に使用されるほか、パソコン、デジタルカメラ、携帯電話などのＯＡ機器、車椅子などの医療福祉機器の構造部材、さらには、ビル、橋、道路などの建築材料として有用である。

Claims (11)

1. 質量％で、Ｃｒ：１３〜２０％およびＦｅ：１．２〜５．０％を含有し、残部がＴｉおよび不可避な不純物からなる合金組成を有するβ型チタン合金。
2. 合金が、さらにＮｉ：２．７％以下を含有する請求項１のβ型チタン合金。
3. 請求項１または２に記載のβ型チタン合金を用いたゴルフクラブのヘッド。
4. 請求項１または２に記載のβ型チタン合金に、βトランザス以上であって１１００℃以下の温度で鍛造または圧延を行なって部品としたβ型チタン合金製の部品。
5. 鍛造または圧延を行なった後、固溶化熱処理を施して結晶粒を再結晶化させた請求項４のβ型チタン合金製の部品。
6. 鍛造または圧延を行なった後、時効処理を施した請求項４のβ型チタン合金製の部品。
7. 鍛造または圧延を行なった後、固溶化熱処理を施して結晶粒を再結晶化させ、ついで時効処理を施した請求項４のβ型チタン合金製の部品。
8. 請求項１または２に記載のβ型チタン合金に、βトランザス以上であって１１００℃以下の温度で鍛造または圧延を行なった後、冷間加工を行なって部品としたβ型チタン合金製の部品。
9. 鍛造または圧延を行なった後、冷間加工に続いて、時効処理を施した請求項８のβ型チタン合金製の部品。
10. 鍛造または圧延を行なった後、固溶化熱処理を施して結晶粒を再結晶化させ、この固溶化熱処理の前および（または）後に冷間加工を行なって部品とした請求項８のβ型チタン合金製の部品。
11. 鍛造または圧延を行なった後、固溶化熱処理を施して結晶粒を再結晶化させ、この固溶化熱処理の前および（または）後に冷間加工を行なって部品とし、さらに時効処理を施した請求項８のβ型チタン合金製の部品。