JP6719216B2 - α−β型チタン合金 - Google Patents
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Description
本発明は、α−β型チタン合金に関する。特には被削性に優れたα−β型チタン合金に関する。
Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表される高強度α−β型チタン合金は、軽量、高強度、高耐食性であることに加え、熱処理により容易に強度レベルを変化させることが可能であるため、従来から航空機産業を中心に多用されてきた。これらの特性を更に活用すべく、近年では、自動車や自動二輪車のエンジン部材といった自動車部品、ゴルフ用品をはじめとしたスポーツ用品、土木建築用素材、各種工具類、眼鏡フレームなどの民生品分野や、深海やエネルギー開発用途などへの適用拡大も進んでいる。
前記α−β型チタン合金として、例えば特許文献１には、疲労強度に優れたα−β型チタン合金押出材、およびそのα−β型チタン合金押出材の製造方法が示されている。具体的にα−β型チタン合金押出材として、規定量のＣ、Ａｌを含有すると共に、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔａのいずれかを合計で２．０〜１０．０％含有し、一次α相の面積率が一定範囲内にあり、その一次α相のうちの８０％以上の一次α粒の長径の方向が、規定の角度範囲内に収まり、且つ、二次α相の平均短径が０．１μｍ以上であることが示されている。
また、鍛造性を高めたα−β型チタン合金として、特許文献２には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金よりも強度が高く、鋳造性に優れた鋳造用α−β型チタン合金が示されている。具体的には、規定量のＡｌ、Ｆｅ＋Ｃｒ＋Ｎｉ、およびＣ＋Ｎ＋Ｏ、更には必要に応じて規定量のＶを含み、残部がＴｉ及び不可避的不純物からなるα−β型チタン合金が示されている。
しかしながら、α−β型チタン合金の著しく高い製造コストに加えて、特に被削性が悪いことが、α−β型チタン合金の適用拡大の妨げとなっており、使用範囲は限定されているのが現状である。このような実情に鑑みて、近年は、被削性を改善した種々のチタン合金が提案されている。
例えば特許文献３には、希土類元素（ＲＥＭ、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）とＣａ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｂ、Ｂｉを適宜含有させて、粒状の化合物を形成することによって靭性、延性の低下を抑制しつつ、被削性を向上させたコンロッド用チタン合金が記載されている。特許文献４にも、希土類元素を含有させることにより被削性を向上させ、Ｂを含有させることにより熱間加工性を改善させた快削チタン合金が記載されている。
特許文献５には、快削成分として、ＰとＳ、ＰとＮｉ、またはＰとＳとＮｉ、更にはこれらの元素に加えてＲＥＭを添加することにより、マトリックスの延性低下と介在物の微細化を図り、快削性を改善しつつ、熱間加工性を確保すると共に疲労強度の低下を抑制した快削性チタン合金が記載されている。
また特許文献６には、被削性及び熱間加工性に優れたα−β型チタン合金として、規定量のＣ、Ａｌと共に、各規定量のＶ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔａのβ安定化元素群から１種又は２種以上を合計で２．０〜１０％含み、残部Ｔｉ及び不純物からなり、組織中のＴｉＣ析出物の平均面積率が１％以下で、かつＴｉＣ析出物の平均円相当径の平均値が５μｍ以下であるチタン合金が示されている。
しかしながら、上記特許文献３や特許文献４の様にＲＥＭを用いて金属介在物を析出させたり、上記特許文献５の様にＰを積極的に含有させてＰ介在物を形成させたり、また特許文献６の通りＴｉＣ析出物のサイズを制御する方法では、これらの析出物や介在物の析出が、溶解−鍛造工程における温度や冷却速度の影響を受けやすく、該析出物等のサイズの制御が難しいことが考えられる。また素材の形状やサイズによって、上記析出物や介在物のサイズ等のばらつきも生じやすい。よって、目的の介在物を析出させて優れた被削性を得るには、製造工程上、厳密な管理が必要であるといった問題がある。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、上記製造工程の厳密な管理等を必要としなくとも、前記Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表されるα−β型チタン合金レベルの高強度と優れた熱間加工性を有すると共に、前記Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも優れた被削性を示すα−β型チタン合金を実現することにある。
上記課題を解決し得た本発明のα−β型チタン合金は、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２．０％、およびＮｉ：０．１〜２．０％のうちの少なくとも１種の元素、Ａｌ：２．０〜８．５％、Ｃ：０．０８〜０．２５％、ならびに、Ｃｒ：０〜４．５％、およびＦｅ：０〜２．５％のうちの少なくとも１種の元素を合計で１．０〜７．０％を含み、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるところに特徴を有する。
前記α−β型チタン合金は、更に、質量％で、Ｖ：０％超５．０％以下、Ｍｏ：０％超５．０％以下、Ｎｂ：０％超５．０％以下、およびＴａ：０％超５．０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を、合計で０％超１０％以下含んでいてもよい。
また前記α−β型チタン合金は、更に、質量％で、Ｓｉ：０％超０．８％以下を含んでいてもよい。
本発明によれば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表されるα−β型チタン合金レベルの高強度と優れた鍛造性等の熱間加工性を有すると共に、前記Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも優れた被削性を示し、良好な工具寿命の確保が可能であるα−β型チタン合金を提供できる。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、特にＣｕとＮｉのうちの少なくとも１種を規定量含有させることによって、高温での延性が大幅に向上し、特には、変形抵抗の低下により切削加工時に切粉が薄く形成されて切削抵抗が低くなる、すなわち被削性が向上することを見出した。以下、本発明のα−β型チタン合金の成分組成について、本発明の特徴であるＣｕ、Ｎｉから順に説明する。
Ｃｕ：０．１〜２．０％、およびＮｉ：０．１〜２．０％のうちの少なくとも１種の元素
これらの元素は、合金中のα相およびβ相に固溶し、高温での延性を増大させ、熱間加工性を向上させる。それにより特に切削抵抗が低くなり、被削性が向上する。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種を併用してもよい。各元素の含有量が０．１％未満だと上記延性向上の効果が小さい。よって各元素の含有量を０．１％以上とした。各元素の含有量は、好ましくはそれぞれ０．３％以上、より好ましくはそれぞれ０．５％以上である。一方、各元素の含有量が２．０％を超えると、硬度が上昇することによる被削性の低下や鍛造性等の熱間加工性の低下が生じやすくなる。よって各元素の含有量を２．０％以下とした。各元素の含有量は、好ましくはそれぞれ１．５％以下であり、より好ましくはそれぞれ１．０％以下である。
これらの元素は、合金中のα相およびβ相に固溶し、高温での延性を増大させ、熱間加工性を向上させる。それにより特に切削抵抗が低くなり、被削性が向上する。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種を併用してもよい。各元素の含有量が０．１％未満だと上記延性向上の効果が小さい。よって各元素の含有量を０．１％以上とした。各元素の含有量は、好ましくはそれぞれ０．３％以上、より好ましくはそれぞれ０．５％以上である。一方、各元素の含有量が２．０％を超えると、硬度が上昇することによる被削性の低下や鍛造性等の熱間加工性の低下が生じやすくなる。よって各元素の含有量を２．０％以下とした。各元素の含有量は、好ましくはそれぞれ１．５％以下であり、より好ましくはそれぞれ１．０％以下である。
Ａｌ：２．０〜８．５％
Ａｌはα安定化元素であり、α相を生成させるために含有させる。Ａｌ量が２．０％未満だとα相の生成が過少になり、十分な強度が得られない。よってＡｌ量は２．０％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは２．２％以上、より好ましくは３．０％以上である。一方、Ａｌ量が８．５％を超えて過剰になると、延性が劣化する。よってＡｌ量は８．５％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは８．０％以下、より好ましくは７．０％以下、更に好ましくは６．０％以下である。
Ａｌはα安定化元素であり、α相を生成させるために含有させる。Ａｌ量が２．０％未満だとα相の生成が過少になり、十分な強度が得られない。よってＡｌ量は２．０％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは２．２％以上、より好ましくは３．０％以上である。一方、Ａｌ量が８．５％を超えて過剰になると、延性が劣化する。よってＡｌ量は８．５％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは８．０％以下、より好ましくは７．０％以下、更に好ましくは６．０％以下である。
Ｃ：０．０８〜０．２５％
Ｃは、強度向上効果を示す元素であり、この効果を発揮させるには、Ｃ量を０．０８％以上とする必要がある。Ｃ量は好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると、α相中に固溶されない粗大なＴｉＣが残留し、機械的特性が劣化する。よってＣ量は０．２５％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．２０％以下である。
Ｃは、強度向上効果を示す元素であり、この効果を発揮させるには、Ｃ量を０．０８％以上とする必要がある。Ｃ量は好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると、α相中に固溶されない粗大なＴｉＣが残留し、機械的特性が劣化する。よってＣ量は０．２５％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．２０％以下である。
Ｃｒ：０〜４．５％、およびＦｅ：０〜２．５％のうちの少なくとも１種の元素を合計で１．０〜７．０％
これらの元素はβ安定化元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種を併用してもよい。上記効果を発揮させるには、これらの元素を合計で１．０％以上とする必要がある。これらの元素の含有量は、好ましくは合計で２．０％以上、より好ましくは合計で３．０％以上である。これらの元素の含有量の下限は、上記の通り合計量が１．０％以上であればよく、個々の元素の含有量の下限は特に限定されない。個々の元素の含有量の下限は例えば、Ｃｒを含有させる場合、０．５％以上とすることができ、更には１．０％以上とすることができる。Ｆｅを含有させる場合は、０．５％以上とすることができ、更には１．０％以上とすることができる。
これらの元素はβ安定化元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種を併用してもよい。上記効果を発揮させるには、これらの元素を合計で１．０％以上とする必要がある。これらの元素の含有量は、好ましくは合計で２．０％以上、より好ましくは合計で３．０％以上である。これらの元素の含有量の下限は、上記の通り合計量が１．０％以上であればよく、個々の元素の含有量の下限は特に限定されない。個々の元素の含有量の下限は例えば、Ｃｒを含有させる場合、０．５％以上とすることができ、更には１．０％以上とすることができる。Ｆｅを含有させる場合は、０．５％以上とすることができ、更には１．０％以上とすることができる。
一方、これらの元素の合計量が過剰の場合も延性は劣化する。よってこれらの元素は合計で７．０％以下とする。好ましくは合計で５．０％以下、より好ましくは合計で４．０％以下である。上記合計量の範囲内であっても、Ｆｅ量が過剰の場合は延性の低下が顕著になる。よってＦｅ量は２．５％以下に抑える。Ｆｅ量は好ましくは２．０％以下である。またＣｒ量が過剰の場合は被削性が低下する。よってＣｒ量は４．５％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは４．０％以下、より好ましくは３．０％以下である。
本発明のα−β型チタン合金は、上記成分を含み、残部がＴｉおよび不可避不純物からなる。不可避不純物としてＰ、Ｎ、Ｓ、Ｏ等が挙げられる。本発明のα−β型チタン合金は、Ｐ量が０．００５％以下、Ｎ量が０．０５％以下、Ｓ量が０．０５％以下、Ｏ量が０．２５％以下にそれぞれ抑えられている。本発明のα−β型チタン合金は、更に下記の元素を含んでいてもよい。
Ｖ：０％超５．０％以下、Ｍｏ：０％超５．０％以下、Ｎｂ：０％超５．０％以下、およびＴａ：０％超５．０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を、合計で０％超１０％以下
これらの元素はβ安定化元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。β相を生成させるためには、これらの元素を合計で２．０％以上含有させることが好ましく、より好ましくは合計で３．０％以上である。合計量が０％超であればよく、個々の元素の含有量の下限は特に限定されない。個々の元素の含有量の下限は例えば、Ｖを含有させる場合、０．５％以上、更には２．０％以上とすることができる。Ｍｏを含有させる場合、０．１％以上、更には１．０％以上とすることができる。Ｎｂを含有させる場合、０．１％以上、更には１．０％以上とすることができる。Ｔａを含有させる場合、０．１％以上、更には１．０％以上とすることができる。
これらの元素はβ安定化元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。β相を生成させるためには、これらの元素を合計で２．０％以上含有させることが好ましく、より好ましくは合計で３．０％以上である。合計量が０％超であればよく、個々の元素の含有量の下限は特に限定されない。個々の元素の含有量の下限は例えば、Ｖを含有させる場合、０．５％以上、更には２．０％以上とすることができる。Ｍｏを含有させる場合、０．１％以上、更には１．０％以上とすることができる。Ｎｂを含有させる場合、０．１％以上、更には１．０％以上とすることができる。Ｔａを含有させる場合、０．１％以上、更には１．０％以上とすることができる。
一方、これらの元素の合計量が過剰であると延性が劣化する。よって、これらの元素の合計量を１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは５．０％以下である。また該合計量の範囲内であっても、少なくともいずれかの元素が過剰である場合は延性が劣化する。よって、いずれの元素も上限を５．０％以下とすることが好ましい。いずれの元素も、より好ましくは４．０％以下である。
Ｓｉ：０％超０．８％以下
Ｓｉは、チタン合金中にＴｉ5Ｓｉ3を析出させる。切削時、このＴｉ5Ｓｉ3に応力が集中し、このＴｉ5Ｓｉ3を起点にボイドが発生することで、切粉が分断されやすくなる。その結果、切削抵抗が低下すると考えられる。この効果を十分に発揮させるには、Ｓｉを０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３％以上である。
Ｓｉは、チタン合金中にＴｉ5Ｓｉ3を析出させる。切削時、このＴｉ5Ｓｉ3に応力が集中し、このＴｉ5Ｓｉ3を起点にボイドが発生することで、切粉が分断されやすくなる。その結果、切削抵抗が低下すると考えられる。この効果を十分に発揮させるには、Ｓｉを０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３％以上である。
一方、Ｓｉ量が過剰であると、チタン合金の強度が高くなりすぎて、工具が著しく摩耗または欠損し、切削が困難となる。よって、Ｓｉ量は０．８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．７％以下、更に好ましくは０．６％以下である。
本発明のチタン合金として、その組織が室温で、α相およびβ相からなるか、またはα相、β相、および例えばＴｉ2ＣｕやＴｉ2Ｎｉ等の第３相からなるものが挙げられる。また、Ｓｉを含む場合には、上述の通りチタン合金中にＴｉ5Ｓｉ3が析出する。
このα−β型チタン合金の製造方法は特に限定されず、例えば次の方法で製造することができる。即ち、前記成分のチタン合金を溶製し、その鋳塊に対して熱間加工、即ち熱間鍛造または熱間圧延を行った後、必要により焼鈍を施すことによって製造される。前記熱間加工は、鋳塊をβ変態温度Ｔβ〜（Ｔβ＋２５０）℃程度の温度域に加熱し、「元の断面積／熱間加工後の断面積」で表される加工比で１．２〜４．０程度の粗鍛造または粗圧延を行い、次いで（Ｔβ−５０）〜８００℃程度の温度域で、加工比１．７以上の仕上加工を行う。前記仕上加工の後、必要に応じて７００〜８００℃で焼鈍を施してもよい。焼鈍は例えば２〜２４時間行うことが挙げられる。更にその後、必要に応じて時効処理を施してもよい。
尚、上記Ｔβは下記式（１）から求められる。下記式（１）は、森永ら，「ｄ電子論を応用したチタン合金の設計」，軽金属，Ｖｏｌ．４２，Ｎｏ．１１（１９９２），ｐ．６１４−６２１における式（１）〜（３）に相当するものである。
Ｂｏave＝０．３２６Ｍｄave−１．９５×１０-4Ｔβ＋２．２１７・・・（１）
式（１）において、
Ｂｏave＝ΣＸｉ・（Ｂｏ）i・・・（２）
Ｍｄave＝ΣＸｉ・（Ｍｄ）i・・・（３）
Ｔβはβ変態温度（Ｋ）
を意味する。
式（２）において、各元素を元素ｉと表現したとき、
Ｂｏaveは元素ｉの結合次数Ｂｏの平均値、Ｘｉは元素ｉの原子比率、（Ｂｏ）iは元素ｉの結合次数Ｂｏの値を示す。
式（３）において、各元素を元素ｉと表現したとき、
Ｍｄaveは元素ｉのｄ軌道エネルギーパラメータＭｄの平均値、Ｘｉは元素ｉの原子比率、（Ｍｄ）iは元素ｉのｄ軌道エネルギーパラメータＭｄの値を示す。
Ｂｏave＝０．３２６Ｍｄave−１．９５×１０-4Ｔβ＋２．２１７・・・（１）
式（１）において、
Ｂｏave＝ΣＸｉ・（Ｂｏ）i・・・（２）
Ｍｄave＝ΣＸｉ・（Ｍｄ）i・・・（３）
Ｔβはβ変態温度（Ｋ）
を意味する。
式（２）において、各元素を元素ｉと表現したとき、
Ｂｏaveは元素ｉの結合次数Ｂｏの平均値、Ｘｉは元素ｉの原子比率、（Ｂｏ）iは元素ｉの結合次数Ｂｏの値を示す。
式（３）において、各元素を元素ｉと表現したとき、
Ｍｄaveは元素ｉのｄ軌道エネルギーパラメータＭｄの平均値、Ｘｉは元素ｉの原子比率、（Ｍｄ）iは元素ｉのｄ軌道エネルギーパラメータＭｄの値を示す。
各元素の結合次数Ｂｏとｄ軌道エネルギーパラメータＭｄは、上記文献のｐ．６１６の表１に記載されている。またＸｉは成分組成から求められる。これらのデータから、Ｔｉを含む各元素のＢｏaveとＭｄaveを求め、上記式（１）に代入して、Ｔβを算出することができる。尚、この文献には、ＣのＢｏやＭｄのデータはないが、本発明においてＣ量は少ないことから、Ｃは無視してＴβを算出した。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
［実施例１］
供試材を以下の要領で製作した。ボタンアーク溶解により、下記表１に示す各成分組成のチタン合金であってサイズが直径約４０ｍｍ×高さ２０ｍｍの鋳塊を製造した。尚、いずれの例も、Ｐ量は０．００５％以下、Ｎ量は０．０５％以下、Ｓ量は０．０５％以下、かつＯ量は０．２５％以下にそれぞれ抑えられていた。また、表１において「−」はその元素を添加していないことを意味する。この鋳塊を、１２００℃に加熱し、「元の断面積／熱間加工後の断面積」で表される加工比２．４で粗鍛造し、次いで８７０℃で、加工比を４．４として鍛造で仕上加工した。その後、７５０℃で１２時間保持する焼鈍を施して供試材を得た。尚、下記表１の比較例７に示す通り、粗鍛造で割れが生じたものは仕上鍛造を行わなかった。
供試材を以下の要領で製作した。ボタンアーク溶解により、下記表１に示す各成分組成のチタン合金であってサイズが直径約４０ｍｍ×高さ２０ｍｍの鋳塊を製造した。尚、いずれの例も、Ｐ量は０．００５％以下、Ｎ量は０．０５％以下、Ｓ量は０．０５％以下、かつＯ量は０．２５％以下にそれぞれ抑えられていた。また、表１において「−」はその元素を添加していないことを意味する。この鋳塊を、１２００℃に加熱し、「元の断面積／熱間加工後の断面積」で表される加工比２．４で粗鍛造し、次いで８７０℃で、加工比を４．４として鍛造で仕上加工した。その後、７５０℃で１２時間保持する焼鈍を施して供試材を得た。尚、下記表１の比較例７に示す通り、粗鍛造で割れが生じたものは仕上鍛造を行わなかった。
鍛造性の評価
熱間加工性の評価を、本実施例では熱間での鍛造性で評価した。詳細には、上記粗鍛造と仕上鍛造の各鍛造時での割れの有無で評価した。即ち、各鍛造後に前記供試材の表面を目視で観察し、割れが生じている場合をＮＧ、割れが生じていない場合をＯＫと判断した。そして、粗鍛造と仕上鍛造のいずれにおいてもＯＫの場合を鍛造性に優れると評価した。
熱間加工性の評価を、本実施例では熱間での鍛造性で評価した。詳細には、上記粗鍛造と仕上鍛造の各鍛造時での割れの有無で評価した。即ち、各鍛造後に前記供試材の表面を目視で観察し、割れが生じている場合をＮＧ、割れが生じていない場合をＯＫと判断した。そして、粗鍛造と仕上鍛造のいずれにおいてもＯＫの場合を鍛造性に優れると評価した。
被削性の評価
前記鍛造性が良好であったものを対象に、被削性の評価を下記の通り行った。即ち、前記供試材から、下記サイズの試験片を採取し、下記の切削条件で切削試験を行った。そして被削性は、キスラー社製の切削動力計、型式：９２５７Ｂを用いて切削開始から切削終了までの切り込み方向の切削抵抗を測定し、この切削開始から切削終了までの切削抵抗の平均値を平均切削抵抗として求めた。そして、一般的なα−β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖを同条件で切削試験した場合、平均切削抵抗は１８０Ｎであることから、この実施例１では、平均切削抵抗が１８０Ｎよりも低い場合を被削性に優れていると評価し、平均切削抵抗が１８０Ｎ以上の場合を被削性に劣ると評価した。
前記鍛造性が良好であったものを対象に、被削性の評価を下記の通り行った。即ち、前記供試材から、下記サイズの試験片を採取し、下記の切削条件で切削試験を行った。そして被削性は、キスラー社製の切削動力計、型式：９２５７Ｂを用いて切削開始から切削終了までの切り込み方向の切削抵抗を測定し、この切削開始から切削終了までの切削抵抗の平均値を平均切削抵抗として求めた。そして、一般的なα−β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖを同条件で切削試験した場合、平均切削抵抗は１８０Ｎであることから、この実施例１では、平均切削抵抗が１８０Ｎよりも低い場合を被削性に優れていると評価し、平均切削抵抗が１８０Ｎ以上の場合を被削性に劣ると評価した。
切削条件
試験片：高さ１０ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１５０ｍｍ
工具：サンドビック社製超硬チップ Ｓ３０Ｔ（ノーズ０．４ｍｍ）
サンドビック社製エンドミルＲ３９０（直径２０ｍｍ、１枚刃）
切削速度Ｖｃ：１００ｍ／ｍｉｎ
軸方向切り込み量：１．２ｍｍ
径方向切り込み量：１ｍｍ
送り速度：０．０８ｍｍ／刃
切削長さ：１５０ｍｍ
切削油：無し
試験片：高さ１０ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ１５０ｍｍ
工具：サンドビック社製超硬チップ Ｓ３０Ｔ（ノーズ０．４ｍｍ）
サンドビック社製エンドミルＲ３９０（直径２０ｍｍ、１枚刃）
切削速度Ｖｃ：１００ｍ／ｍｉｎ
軸方向切り込み量：１．２ｍｍ
径方向切り込み量：１ｍｍ
送り速度：０．０８ｍｍ／刃
切削長さ：１５０ｍｍ
切削油：無し
引張強度の測定
参考までに本発明のα−β型チタン合金の引張強度も測定した。詳細には、実施例１、実施例３、および比較例１のチタン合金を用い、下記試験片形状および下記試験速度の条件で引張試験を行った。その結果、実施例１では９４８ＭＰａ、実施例３では１１２５ＭＰａ、比較例１では９４８ＭＰａであり、強度についてはいずれも高めであり、一般的なα−β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの焼鈍材の強度：８９６ＭＰａよりも高い強度を示した。
試験片形状：ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ Ｆｉｇ．８ Ｓｐｅｃｉｍｅｎ３
試験速度：４．５ｍｍ／ｍｉｎ
参考までに本発明のα−β型チタン合金の引張強度も測定した。詳細には、実施例１、実施例３、および比較例１のチタン合金を用い、下記試験片形状および下記試験速度の条件で引張試験を行った。その結果、実施例１では９４８ＭＰａ、実施例３では１１２５ＭＰａ、比較例１では９４８ＭＰａであり、強度についてはいずれも高めであり、一般的なα−β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの焼鈍材の強度：８９６ＭＰａよりも高い強度を示した。
試験片形状：ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ Ｆｉｇ．８ Ｓｐｅｃｉｍｅｎ３
試験速度：４．５ｍｍ／ｍｉｎ
上記鍛造性の評価結果と平均切削抵抗の値を表１に併記する。
表１より次のことがわかる。実施例１〜８は、いずれも本発明で規定の成分組成を満たしており、いずれも良好に鍛造することができて優れた鍛造性を有することが分かる。更にこれらの例では、一般的なα−β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも平均切削抵抗が小さく、良好な被削性も併せ持つことがわかる。
これに対して比較例１〜７は、いずれも本発明で規定の成分組成を満たしていないため、鍛造性に劣るか、被削性に劣る結果となった。詳細には、比較例１はＣｕとＮｉのいずれも含まないため平均切削抵抗が大きくなった。この比較例１は、特許文献６と同様の成分組成である。前記実施例１〜３と、ＣｕとＮｉ以外の含有元素およびその量が該実施例１〜３と同じである比較例１とを対比すると、平均切削抵抗を十分に低減させて良好な被削性を確実に得るには、本発明の通り、Ｃｕ、Ｎｉの少なくともいずれかを規定量含有させる必要があることがわかる。
比較例２は、Ｎｉを含む例であるがＮｉ量が過剰であるため、また比較例５は、Ｃｕを含む例であるがＣｕ量が過剰であるため、いずれも平均切削抵抗が１８０Ｎより高くなり、被削性が悪くなった。比較例３と比較例６は、ＣｕとＮｉの各量が過剰であるため、いずれも平均切削抵抗が１８０Ｎより高くなり、被削性が悪くなった。
比較例４は、Ｃｕ量が過剰であるため鍛造性が低下した。比較例７は、ＣｕとＮｉの各量が著しく過剰であるため、粗鍛造の段階で割れが生じ、鍛造性に劣る結果となった。
［実施例２］
本実施例では、Ｓｉを含む場合の、特に被削性に及ぼす影響について検討した。表２に示す通り、Ｓｉ量が種々の鋳塊を製造し、実施例１と同様にして供試材を得た。尚、いずれの例も、Ｐ量は０．００５％以下、Ｎ量は０．０５％以下、Ｓ量は０．０５％以下、かつＯ量は０．２５％以下にそれぞれ抑えられていた。また、表２において「−」はその元素を添加していないことを意味する。
本実施例では、Ｓｉを含む場合の、特に被削性に及ぼす影響について検討した。表２に示す通り、Ｓｉ量が種々の鋳塊を製造し、実施例１と同様にして供試材を得た。尚、いずれの例も、Ｐ量は０．００５％以下、Ｎ量は０．０５％以下、Ｓ量は０．０５％以下、かつＯ量は０．２５％以下にそれぞれ抑えられていた。また、表２において「−」はその元素を添加していないことを意味する。
上記供試材を用い、下記の通り、析出相の有無を確認すると共に、実施例２では強度の指標としてビッカース硬さを測定した。更に、実施例１と同様に鍛造性について評価すると共に、下記の通り被削性の評価を行った。尚、参考までに、表２のＮｏ．３について、実施例１と同様に引張強度を測定したところ、９６８ＭＰａであり、一般的なα−β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの焼鈍材の強度：８９６ＭＰａよりも高い強度を示した。
析出相の有無の評価
断面を鏡面研磨し、硝フッ酸を用いて粒界が見られる程度の酸処理を行った後、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電界放射型走査電子顕微鏡）にて、倍率４０００倍で、視野サイズ４０μｍ×４０μｍを合計１０視野観察した。そして、円相当直径２μｍ以上の析出相が、上記１０視野の合計で５つ以上確認できた場合を析出相「あり」と評価し、上記１０視野の合計で４つ以下の場合を析出相「なし」と評価した。尚、上記析出相は、Ｔｉ5Ｓｉ3であることをＸＲＤ（Ｘ‐Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、Ｘ線回折）で別途確認している。
断面を鏡面研磨し、硝フッ酸を用いて粒界が見られる程度の酸処理を行った後、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電界放射型走査電子顕微鏡）にて、倍率４０００倍で、視野サイズ４０μｍ×４０μｍを合計１０視野観察した。そして、円相当直径２μｍ以上の析出相が、上記１０視野の合計で５つ以上確認できた場合を析出相「あり」と評価し、上記１０視野の合計で４つ以下の場合を析出相「なし」と評価した。尚、上記析出相は、Ｔｉ5Ｓｉ3であることをＸＲＤ（Ｘ‐Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、Ｘ線回折）で別途確認している。
上記顕微鏡で観察した一例を図１に示す。図１は、表２のＮｏ．３について測定したものであり、矢印が析出相の一つである。
ビッカース硬さＨＶの測定
荷重１０ｋｇｆの条件でビッカース硬さＨＶを５点測定し、その平均値を求めた。
荷重１０ｋｇｆの条件でビッカース硬さＨＶを５点測定し、その平均値を求めた。
被削性の評価
実施例１と同様に評価した鍛造性が良好であったもの、即ち表２の全ての例を対象に、被削性の評価を下記の通り行った。即ち、前記供試材から、下記サイズの試験片を採取し、下記の切削条件で切削試験を行った。そして被削性は、キスラー社製の切削動力計、型式：９２５７Ｂを用いて切削開始から切削終了までの切り込み方向の切削抵抗を測定し、この切削開始から切削終了までの切削抵抗の平均値を平均切削抵抗として求めた。そして、一般的なα−β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖを同条件で切削試験した場合、平均切削抵抗は１２２Ｎであることから、この実施例２では、平均切削抵抗が１２２Ｎよりも低い場合を被削性に優れていると評価し、平均切削抵抗が１２２Ｎ以上の場合を被削性に劣ると評価した。
実施例１と同様に評価した鍛造性が良好であったもの、即ち表２の全ての例を対象に、被削性の評価を下記の通り行った。即ち、前記供試材から、下記サイズの試験片を採取し、下記の切削条件で切削試験を行った。そして被削性は、キスラー社製の切削動力計、型式：９２５７Ｂを用いて切削開始から切削終了までの切り込み方向の切削抵抗を測定し、この切削開始から切削終了までの切削抵抗の平均値を平均切削抵抗として求めた。そして、一般的なα−β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖを同条件で切削試験した場合、平均切削抵抗は１２２Ｎであることから、この実施例２では、平均切削抵抗が１２２Ｎよりも低い場合を被削性に優れていると評価し、平均切削抵抗が１２２Ｎ以上の場合を被削性に劣ると評価した。
切削条件
試験片：高さ１０ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍ
工具：サンドビック社製超硬チップ Ｓ３０Ｔ（ノーズ０．４ｍｍ）
サンドビック社製エンドミルＲ３９０（直径２０ｍｍ、１枚刃）
切削速度Ｖｃ：１００ｍ／ｍｉｎ
軸方向切り込み量：１．２ｍｍ
径方向切り込み量：１ｍｍ
送り速度：０．０８ｍｍ／刃
切削長さ：１５ｍｍ
切削油：無し
試験片：高さ１０ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍ
工具：サンドビック社製超硬チップ Ｓ３０Ｔ（ノーズ０．４ｍｍ）
サンドビック社製エンドミルＲ３９０（直径２０ｍｍ、１枚刃）
切削速度Ｖｃ：１００ｍ／ｍｉｎ
軸方向切り込み量：１．２ｍｍ
径方向切り込み量：１ｍｍ
送り速度：０．０８ｍｍ／刃
切削長さ：１５ｍｍ
切削油：無し
これらの結果を表２に併記する。
表２より次のことがわかる。即ち、表１の実施例１と同じ成分組成のＮｏ．１と、Ｎｏ．２〜６、特にはＳｉ以外の含有量が前記表１の実施例１と同じであるＮｏ．２〜４との対比から明らかな通り、Ｓｉを含有させることによって、Ｓｉを含まない場合よりも平均切削抵抗を更に低減でき、十分に高い被削性を確保できることがわかる。一方、Ｎｏ．７やＮｏ．８の通りＳｉ含有量が過剰の場合は、硬さが高くなりすぎ、かえって平均切削抵抗が高くなったり、工具が損傷する等の不具合が生じた。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ａｌ：２．０〜８．５％、
Ｃ：０．０８〜０．２５％、ならびに、
Ｃｒ：０〜４．５％、およびＦｅ：０．５〜２．５％であって、ＣｒとＦｅの合計で１．０〜７．０％
を含み、残部がＴｉおよび不可避不純物からなることを特徴とするα−β型チタン合金。 - 更に、質量％で、Ｓｉ：０％超０．８％以下を含む請求項１に記載のα−β型チタン合金。
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