JP4939740B2

JP4939740B2 - β型チタン合金

Info

Publication number: JP4939740B2
Application number: JP2004301186A
Authority: JP
Inventors: 啓松本
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2004-10-15
Filing date: 2004-10-15
Publication date: 2012-05-30
Anticipated expiration: 2024-10-15
Also published as: TW200619396A; CN101010438A; TWI277657B; US20080092997A1; WO2006041166A1; JP2006111934A; CN101010438B

Description

本発明は、β型チタン合金ならびにその熱処理方法に関する。

チタン合金は軽量で強度が高く、中でもβ型チタン合金と呼ばれるβ相単体からなるチタン合金には、α相を主体とするチタン合金に比べ冷間加工性に優れるものが多く、時効処理により優れた強度とし得るものが多く存在する。
前記β型チタン合金としては、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎ（特許文献１）、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａｌ−３Ｓｎ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ（特許文献２）、Ｔｉ−１５Ｖ−６Ｃｒ−４Ａｌ（特許文献３）、Ｔｉ−１３Ｖ−９Ｃｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ、Ｔｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ−１．５Ａｌなどが知られている。
この内、Ｔｉ−１５Ｖ−６Ｃｒ−４Ａｌ、Ｔｉ−１３Ｖ−９Ｃｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ、Ｔｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌは強度が高いものの、冷間および熱間での変形抵抗が大きいために加工性が劣り特殊な用途にしか用いられていない。
逆にＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎ、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａｌ−３Ｓｎ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌは、強度がやや低いものの冷間加工性に優れるため、広く一般用途に用いられ、中でもＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎは優れた冷間加工性と比較的高い強度を持つことからゴルフクラブ、自転車などのスポーツ用品をはじめとして各種の用途に用いられている。
近年、β型チタン合金には、用途展開、さらなる軽量化、コスト削減などの目的からさらなる高強度化の要求がなされており、前記Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎと同様に優れた冷間加工性を有しつつ、さらに強度の高いものが望まれている。
しかし、これまでの検討では優れた冷間加工性を有し且つＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎよりも高い強度を有するβ型チタン合金は見出されておらず前記要求を満たすことができていない。

特許第２６４０４１５号公報特公平６−９９７６５号公報特開２０００−１４４２８６号公報

本発明の課題は、上記問題点に鑑み、優れた冷間加工性を有し、且つＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎβ型チタン合金よりも高い強度を有するチタン合金を提供することにある。

本発明者は、前記課題を解決すべく、鋭意検討を行った結果、チタン合金のβ相安定化元素であるＶ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒの含有量の決定を、通例となっている各々単独でチタンに添加した場合のβ相安定化のための最少添加量の比をもとに行うのではなく、各元素の相互作用を加味した新たな係数を用いることでβ相安定化の度合いを正確に示す指標にすることができることを見出した。
より具体的には、β型チタン合金に含有する各元素は、一般には、各元素単体でチタンをβ相単体とすることができる最低量の逆数により、各元素のβ相安定化効果の指標が与えられ、一般的知見として、重量％で、Ｖが１５％、Ｆｅが３．６％、Ｍｏが１０％、Ｃｒが６．３％でチタンをβ相単体とできることが知られていることからＶを基準とすれば、含有するＦｅの重量％に３.６分の１５を乗じた数値が、該数値のＶを含有した場合と等価と考えられる。
このことから、これまでの考え方に基づけば、β相安定化の度合いを算定するには、Ｖを基準としたときには、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_CrとするとＸ_V＋（１５／３．６）Ｘ_Fe＋（１５／１０）Ｘ_Mo＋（１５／６．３）Ｘ_Crの値で得られるはずであるが、発明者らの実験に基づく検討からは、Ｘ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Crの値を採用することによりβ相安定化の度合いを正確に示す指標とできることを見出し本発明の完成に到ったのである。
すなわち、本発明は、重量％で、Ｖ：５〜１５％、Ｆｅ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．５〜６％、Ｃｒ：０．５〜５％含有し、且つ、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_Crとしたときに、Ｘ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Crの値が１５〜２３％となり、さらにＡｌ：１．５〜５％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなることを特徴とするβ型チタン合金を提供する。

本発明によれば、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎβ型チタン合金に比べ、Ｖの他にＦｅ、Ｍｏ、Ｃｒを含有させ、しかも重量％で、Ｖ：５〜１５％、Ｆｅ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．５〜６％、Ｃｒ：０．５〜５％含有し、且つ、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_CrとしたときのＸ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Crで表される値を１５〜２３％とすることで優れた冷間加工性を維持しつつ、固溶強化の作用によりＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎβ型チタン合金よりも優れた強度を有するものとすることができる。

以下に本実施形態のチタン合金に含有される各元素の量を決定する理由について説明する。

本実施形態のチタン合金に含有される各元素の量は、重量％で、Ｖ：５〜１５％、Ｆｅ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．５〜６％、Ｃｒ：０．５〜５％、Ａｌ：１．５〜５％で、残部がＴｉおよび不純物からなっている。
これら元素からなるチタン合金を溶解して急冷すると冷間加工性に優れた、β型チタン合金とすることができる。
次いで、前記β型チタン合金を所望の形状に加工した後、時効処理といわれる熱処理を施し、前記β型チタン合金にβ相より強度の高いα相を析出させることで強度を高めることができる。

Ｖが重量％で５〜１５％の範囲とされるのは、Ｖが５％未満の場合、β型チタン合金の冷間加工性が下がり、優れた冷間加工性が得られなくなるためである。また、Ｖが１５％を超える場合は、前記時効処理でのα相の析出を阻害しＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎより優れた強度とならないためである。

Ｆｅが重量％で０．５〜２．５％の範囲とされるのは、Ｆｅが０．５％未満の場合、固溶強化の効果が得られず、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎより優れた強度とならないためである。また、Ｆｅが２．５％を超える場合は、β型チタン合金にＦｅの偏析が生じ特性バラツキが起こるためである。

Ｍｏが重量％で０．５〜６％の範囲とされるのは、Ｍｏが０．５％未満の場合、固溶強化の効果が得られず、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎより優れた強度とならないためである。また、Ｍｏが６％を超える場合は、優れた冷間加工性が得られなくなるためである。さらに、Ｍｏは原料として高価であるため添加量を多くするとコストが高くなるという問題も生じさせる。

Ｃｒが重量％で０．５〜５％の範囲とされるのは、Ｃｒが０．５％未満の場合、固溶強化の効果が得られず、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎより優れた強度とならないためである。また、Ｃｒが５％を超える場合は、β型チタン合金にＣｒの偏析が生じ特性バラツキが起こるためである。

Ａｌは、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒがβ相を安定化させるための元素であるのに対し、α相の安定化に作用するものであり、重量％で１．５〜５％の範囲とされるのは、Ａｌが１．５％未満の場合、時効処理によるα相の析出を促進させることができず、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎより優れた強度とならないためである。さらに、Ａｌはω相の析出を抑制する効果があり、１．５％未満ではω相が析出し脆化するおそれを有するものとなる。
また、Ａｌが５％を超える場合は、冷間加工性が下がり、優れた冷間加工性が得られなくなる。

また、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒの含有する量は、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_CrとしたときのＸ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Crで表される値を１５〜２３％とすることでＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎと同等の冷間加工性とすることができ、前記値が１５未満の場合には、β変態点以上の温度からの冷却速度を高めてもβ単相のものを得られにくく、マルテンサイト相、α相などの析出により加工性が悪くなる。逆に２３を超える場合には前記時効処理でのα相の析出を阻害しＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎより優れた強度とならない。
なお、α相などβ相以外の相が析出して冷間加工性を低下させるおそれを抑制し得る点において、前記β変態点以上の温度から、他相の析出するおそれのない、少なくとも５００℃までの平均冷却速度は、１〜１００℃／秒であることが好ましい。特に、Ｘ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Crで表される値が１７％以下となるものにおいては、低い冷却速度により他の相が析出しやすいことから、上記の範囲で冷却されることが好ましい。
前記冷却速度が１〜１００℃／秒の範囲とされるのは、１℃／秒以下においては、β相以外の相が析出しやすくなり、１００℃／秒以上に冷却速度を高めても、他の相の析出を防止する効果を高めにくくなるためである。

また、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｒ以外のβ相安定化元素として、Ｎｂ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏを単独または複数を用いることができる。これらの含有量としては、Ｎｂ：０．５〜２％、Ｔａ：０．５〜２％、Ｎｉ：０．２５〜１％、Ｍｎ：０．２５〜１％、Ｃｏ：０．２５〜１％とし、且つ、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_Cr、含有するＮｂの重量％をＸ_Nb、含有するＴａの重量％をＸ_Ta、含有するＮｉの重量％をＸ_Ni、含有するＭｎの重量％をＸ_Mn、含有するＣｏの重量％をＸ_CoとしたときのＸ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Cr＋０．４Ｘ_Nb＋０．３Ｘ_Ta＋１．６Ｘ_Ni＋２．３Ｘ_Mn＋２．１Ｘ_Coの値が１５〜２３％とすることで、優れた冷間加工性を備えつつ、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎより優れた強度を有するものとなる。
また、要すれば、中性元素であるＳｎ、Ｚｒを任意成分として、Ａｌの一部に置き換えて単独または組み合わせて使用することもできる。これらの含有量としては、Ｓｎ：５％以下、Ｚｒ：５％以下とし、且つ、含有するＡｌの重量％をＸ_Al、含有するＳｎの重量％をＸ_Sn、含有するＺｒの重量％をＸ_Zrとしたとき、Ｘ_Al＋（Ｘ_Sn／３）＋（Ｘ_Zr／６）の値が１．５〜５となるよう含有させることでＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎより優れた強度を有するものとすることができる。
また、不純物としては、Ｏ、Ｈなどの不可避不純物があるが延性を良好なものとし得る点からＯは０.２５重量％以下であることが好ましく、時効処理による強度向上をより有効に得られる点からＨは、０．０５重量％以下であることが好ましい。

次に実施例を挙げて本発明をさらに詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

（実施例1〜１１、比較例１〜６）
各元素が表１に示す割合となるように、ボタンアーク溶解により鋳塊を製造し、４ｍｍ厚さに熱延し、溶体化処理を行った。
溶体化処理後５００℃までは、４℃／秒の平均冷却速度で冷却し、その後、室温まで自然に放冷した。
次いでスケールを除去し、冷延して、１ｍｍ厚さのβ型チタン合金の薄板試料を作成した。

（評価）
各実施例、比較例の評価については次のとおり実施した。

＜熱間変形抵抗＞
鋳塊より切り出した試験片を（直径８ｍｍ×長さ１２ｍｍ）を用いて加工フォーマスタ試験により熱間変形抵抗を求めた。具体的には、赤外線を用い前記試験片を９００℃に急速加熱し、５０ｍｍ／秒の速度で５０％の圧縮率で圧縮加工したときの応力を求め熱間変形抵抗とした。

＜限界冷延圧下率＞
鋳塊より４ｍｍ厚さに熱延したものを溶体化処理し、冷却した後、表面を各０．５ｍｍ機械切削してスケール除去し、板厚さ３ｍｍにした。
次いで、端面を＃１００の研磨紙で研磨した後冷間圧延を行った。１０％冷間圧延を行う度に端面を観察して割れの有無を確認した。
端面から深さ１ｍｍ以上の割れが１０ｍｍあたりに１本以上となったときの圧下率を限界冷延圧下率とした。
なお、限界冷延圧下率については、７０％（０．９ｍｍ厚さ）の値を最大として評価を行った。

＜耐力および引張強度＞
１ｍｍ厚さの薄板試料を真空中で熱処理し、溶体化処理（８００℃×１５分）のみの試料、ならびに前記溶体化処理後、時効処理（５００℃×８時間）した試料を作成した。この熱処理された薄板試料を平行部幅６．２５ｍｍ、標点間距離２５ｍｍのハーフサイズの引張試験片を作成し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて０．１ｍｍ／分の速度で引張り試験を行い引張強度と０．２％耐力とを求めた。
以上の評価結果を表２に示す。

また、参考例１〜７として、溶体化処理後５００℃までの平均冷却速度を表３に示す条件とした以外は、実施例１と同様に試料を作成したものについて、他相の形成を観察した結果を表３に示す。なお、前記観察においては、Ｘ線回折装置を用いてβ相以外の相の形成をチャートより判断した。

以上のように実施例１〜１１では、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎβ型チタン合金を示す比較例３の結果に比べ、限界冷延圧下率が低下しておらず、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎβ型チタン合金と同様に優れた冷間加工性を有していることがわかる。また、時効前、時効後の耐力および引張強度も比較例３に比べて高い値を示し本発明によりＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎβ型チタン合金より優れた強度のチタン合金が得られることがわかる。
また、参考例１〜７の結果より、溶体化処理後５００℃までの平均冷却速度を所定範囲とすることで他相の析出するおそれを低減し得ることがわかる。

Claims

重量％で、Ｖ：５〜１５％、Ｆｅ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．５〜６％、Ｃｒ：０．５〜５％含有し、且つ、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_Crとしたときに、Ｘ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Crの値が１５〜２３％となり、さらにＡｌ：１．５〜５％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなることを特徴とするβ型チタン合金。
重量％で、Ｖ：５〜１５％、Ｆｅ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．５〜６％、Ｃｒ：０．５〜５％含有し、且つ、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_Crとしたときに、Ｘ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Crの値が１５〜２３％となり、
さらにＡｌ：１．５％以上５％未満を含有し、Ｓｎ：５％以下ならびにＺｒ：５％以下（但し、２．０％以上を除く）の少なくとも一方を含有し、含有するＡｌの重量％をＸ_Al、含有するＳｎの重量％をＸ_Sn、含有するＺｒの重量％をＸ_Zrとしたときに、Ｘ_Al＋（Ｘ_Sn／３）＋（Ｘ_Zr／６）の値が１．５〜５となり、残部がＴｉおよび不純物からなることを特徴とするβ型チタン合金。
重量％で、Ｖ：５〜１５％、Ｆｅ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．５〜６％、Ｃｒ：０．５〜５％と、
Ｎｂ：０．５〜２％、Ｔａ：０．５〜２％、Ｎｉ：０．２５〜１％、Ｍｎ：０．２５〜１％、Ｃｏ：０．２５〜１％から選ばれる少なくとも１種とを含有し、且つ、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_Cr、含有するＮｂの重量％をＸ_Nb、含有するＴａの重量％をＸ_Ta、含有するＮｉの重量％をＸ_Ni、含有するＭｎの重量％をＸ_Mn、含有するＣｏの重量％をＸ_Coとしたときに、Ｘ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Cr＋０．４Ｘ_Nb＋０．３Ｘ_Ta＋１．６Ｘ_Ni＋２．３Ｘ_Mn＋２．１Ｘ_Coの値が１５〜２３％となり、さらにＡｌ：１．５〜５％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなることを特徴とするβ型チタン合金。
重量％で、Ｖ：５〜１５％、Ｆｅ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．５〜６％、Ｃｒ：０．５〜５％と、
Ｎｂ：０．５〜２％、Ｔａ：０．５〜２％、Ｎｉ：０．２５〜１％、Ｍｎ：０．２５〜１％、Ｃｏ：０．２５〜１％から選ばれる少なくとも１種とを含有し、且つ、含有するＶの重量％をＸ_V、含有するＦｅの重量％をＸ_Fe、含有するＭｏの重量％をＸ_Mo、含有するＣｒの重量％をＸ_Cr、含有するＮｂの重量％をＸ_Nb、含有するＴａの重量％をＸ_Ta、含有するＮｉの重量％をＸ_Ni、含有するＭｎの重量％をＸ_Mn、含有するＣｏの重量％をＸ_Coとしたときに、Ｘ_V＋２．９５Ｘ_Fe＋１．５Ｘ_Mo＋１．６５Ｘ_Cr＋０．４Ｘ_Nb＋０．３Ｘ_Ta＋１．６Ｘ_Ni＋２．３Ｘ_Mn＋２．１Ｘ_Coの値が１５〜２３％となり、
さらにＡｌ：１．５％以上５％未満を含有し、Ｓｎ：５％以下ならびにＺｒ：５％以下の少なくとも一方を含有し、含有するＡｌの重量％をＸ_Al、含有するＳｎの重量％をＸ_Sn、含有するＺｒの重量％をＸ_Zrとしたときに、Ｘ_Al＋（Ｘ_Sn／３）＋（Ｘ_Zr／６）の値が１．５〜５となり、残部がＴｉおよび不純物からなることを特徴とするβ型チタン合金。
請求項１乃至４のいずれかに記載のβ型チタン合金の熱処理方法であって、β変態点温度以上に加熱後、１〜１００℃／秒の平均冷却速度で少なくとも５００℃以下の温度にまで冷却することを特徴とするβ型チタン合金の熱処理方法。