JPH05209251A

JPH05209251A - 高剛性Ｔｉ合金とその製造方法

Info

Publication number: JPH05209251A
Application number: JP4212880A
Authority: JP
Inventors: Wataru Takahashi; 渉高橋
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1991-08-29
Filing date: 1992-08-10
Publication date: 1993-08-20
Anticipated expiration: 2012-10-15
Also published as: JP2663802B2

Abstract

(57)【要約】【目的】熱間加工が可能でかつ引張強さ90kgf/mm²以
上、ヤング率13000 kgf/mm²以上の高剛性チタン合金を
提供する。【構成】 Al:5.5 〜10％、Ｂ:0.5〜3.0 ％、酸素:0.0
7 〜0.25％、所望により、さらにSn、ZrおよびHfの一種
または二種以上合計20％以下、および/ または少なくと
も一種のβ相安定化元素をＶ当量で15％以下を配合す
る。Ti合金マトリックスには金属ホウ化物が晶出および
／または析出している。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、軽量でかつ高剛性が要
求される機械部品、例えば自動車エンジン部品のコンロ
ッド、カムシャフト、クランクシャフト、プッシュロッ
ドや、航空機部品、特に脚部品に有用な軽量かつ高剛性
Ti合金とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】チタン合金は軽量で強度が高く、耐食性
や耐熱性にも優れることから種々の機械部品への適用が
進められている。しかしヤング率が鉄鋼材料の約1/2 の
約9000〜11500 kgf/mm² と小さいため、そのままでは座
屈が発生したり、たわみが大きくなってしまう。したが
って、シャフトやコンロッド等の長尺部品へチタン合金
を適用する場合はその断面積を増加させて、座屈、たわ
みを防止することしかその対策はなく、そのため使用重
量が大きくなってしまい、チタンのもつ軽量で比強度が
高いという特性を十分に利用できないでいた。

【０００３】従来、チタンの剛性 (ヤング率) を高める
方法として、複合化、例えば、高ヤング率の繊維 (例え
ばSiC 繊維、炭素繊維、Al₂O₃ 繊維) をチタン中に配合
した複合材料が検討されているが、この方法では繊維の
コストが高く、かつ活性チタンと繊維とが反応してもろ
い反応層が生成してしまい機械的性質がかえって劣った
複合材料しか得られていなかった。また、合金成分を調
整して剛性を増大させるという方向での検討はされてい
なかった。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ところで、純Tiのヤン
グ率は10400kgf/mm²、 (α＋β) 型Ti合金であるTi−６
Al−4V合金のヤング率は11500kgf/mm²、β型Ti合金であ
るTi−３Al−8V−６Cr−４Mo−４Zr合金は溶体化状態
(β単相状態) では8200kgf/mm² 、時効状態では10600kg
f/mm²と、現状の実用合金はこの程度のヤング率しか有
していない。

【０００５】このように、鉄 (ヤング率21000kgf/mm²)
に比べて著しく低いチタン合金のヤング率を高くするこ
とが、長尺部品へチタン合金を適用する際の最大の課題
であるが、現状では、熱間加工性が良く、かつ常温の延
性、靱性が十分あり、さらに低コストの高剛性チタン合
金は開発されていない。

【０００６】本発明の目的は、このような状況に鑑み、
熱間加工が可能で、かつ機械的性質に優れた高剛性チタ
ン合金とその製造方法を提供することである。本発明の
より具体的な目的は、熱間加工が可能で、かつ引張強さ
90kgf/mm²以上、ヤング率13000 kgf/mm²以上の高剛性
チタン合金とその製造方法を提供することである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者は、チタン合金
のヤング率を向上させるために配合成分および微細分散
粒子のヤング率への影響を詳細に検討した結果、以下の
知見を得、本発明を完成した。

【０００８】(1) α相を安定化する元素であるAl、酸素
はヤング率を著しく向上させる効果をある。しかし、酸
素はTi合金の常温延性を著しく低下させるので、0.25wt
％以下でなければならない。中性型元素Sn、Zr、Hfはヤ
ング率向上効果は小さく、ほとんど変化させないが、高
温強度・耐クリープ性を向上させる効果がある。β相安
定化元素、特に全率固溶型のＶ、Moはヤング率を著しく
低下させる効果がある。共析型のFe、Crはヤング率を低
下させるが、全率型ほど著しくはない。

【０００９】(2) ヤング率をさらに向上させるために
は、高ヤング率の粒子を分散させることが特に効果的で
ある。そのような分散粒子としては、チタンマトリック
ス中に晶出および／または析出反応によって生成する炭
化チタン、ホウ化チタンがあるが、炭化チタンに比べ粒
子としてのヤング率が1.3 倍以上大きいホウ化チタンが
好ましい。

【００１０】このとき、ホウ化チタンをマトリックス中
に均一に分散させる方法として、高融点のホウ化チタン
あるいはホウ素単体を用いて、Ti合金と混合溶解させる
よりも、ホウ素との反応の自由エネルギーがチタンより
も高く、不安定なホウ化物で、かつ融点の低いアルミニ
ウムホウ化物および／またはFeホウ化物を用いて、混合
溶解させ、凝固および冷却時に新たにホウ化チタンを晶
出および／または析出させる方法が溶解の容易性、安全
性の観点から好ましい。 (3) 熱間加工性、熱処理性を向上させるために、ヤング
率を少し減じてもβ相安定化元素を加えることも必要で
ある。

【００１１】ここに、本発明は、重量％で、Al:5.5〜10
％、B:0.5 〜3.0 ％、酸素:0.07 〜0.25％、残部Tiおよ
び不可避不純物からなり、所望により、さらにSn、Zrお
よびHfの一種または二種以上合計20％以下、および／ま
たは少なくとも一種のβ相安定化元素を下記式で示され
るＶ当量で合計15％以下含有し、Ti合金マトリックス中
に金属ホウ化物が晶出および／または析出していること
を特徴とする高剛性Ti合金である。

【００１２】

【数２】

【００１３】また、本発明は、ホウ化Tiなどの金属ホウ
化物をマトリックス中に分散させるために、低融点のア
ルミニウムホウ化物および／またはFeホウ化物を原料中
のＢ源として混合溶解し、凝固時に晶出および／または
析出反応によりホウ化Tiなどの金属ホウ化物をマトリッ
クス中に分散させる高剛性Ti合金の製造方法である。

【００１４】

【作用】本発明は、Tiにα相安定化元素のAlを多量に、
かつ酸素を適当量添加し、さらに金属ホウ化物をマトリ
ックス中に微細に晶出／析出させ均一分散させること
で、Ti合金のヤング率を向上させるものである。さらに
必要に応じて、中性型元素のSn、Zr、Hfを添加して、少
なくとも１部を固溶させることで高温強度を向上させた
り、および／またはβ相安定化元素をβ相単相とならな
い程度に添加して、βトランザスを下げて熱間加工性を
向上 (ヤング率は少し下がるが) させたり、熱処理性の
付与を図るものである。

【００１５】このように、本発明においてTi合金マトリ
ックス中に晶出および／または析出する金属ホウ化物は
一般にはホウ化チタン(TiB) であるが、その他Zr、Hfを
添加した場合にはホウ化ジルコニウム、ホウ化ハフニウ
ムが微量ながら晶出および／または析出する。本発明に
おける成分組成を上述のように限定した理由を以下に述
べる。

【００１６】Al、酸素:Al、酸素はα相安定化元素であ
り、固溶硬化効果が大きく、ヤング率向上効果が極めて
大である。その効果はAlについては5.5 wt％未満、酸素
については0.07wt％未満ではヤング率向上効果があまり
なく、一方10wt％超のAlまたは0.25wt％超の酸素では、
延性 (冷間・熱間) を劣化させるので望ましくない。本
発明では5.5 〜10wt％、好ましくは6.5 〜8.5 ％であ
る。

【００１７】なお、他のα相安定化元素として、Ｃ、
Ｈ、Ｎがあるが、本発明にあってはそれらは可能な限り
少ないほうが望ましく、特に常温延性低下の理由から炭
素は0.1 ％未満、Ｈ:0.05 ％以下、Ｎ:0.1％以下に制限
するのが好ましい。

【００１８】Ｂ:Ｂは凝固および冷却時にホウ化チタン
(TiB)として、晶出および／または析出し、Ti合金のヤ
ング率を向上させる働きがある。ホウ化チタンはヤング
率が50000 kgf/mm²以上で、Tiに比べてヤング率が極め
て高いが、その高ヤング率により粒子体積量に比例し
て、複合則に従い、Ti合金のヤング率を向上させる。

【００１９】Ｂ量が0.5 wt％未満では、ホウ化チタンの
晶出および／または析出量が少なくヤング率向上量が小
さい。3.0 wt％超ではホウ化チタン分散量が多く、ヤン
グ率向上量は大きくなるが、冷間・熱間の延性が著しく
低下する。それゆえ、Ｂ量は0.5 〜3.0 wt％、好ましく
は 0.7〜2.0 ％となる。

【００２０】なお、Ｂ量1.0 wt％で約５体積％のホウ化
チタンがマトリックス中に晶出および／または析出によ
り分散することが判っている。3.0 wt％Ｂでは約15体積
％ (ホウ化チタン) が分散する。

【００２１】本発明によれば、後述するように、中性型
元素および／またはβ相安定化元素を配合する場合もあ
るが、そのような場合には各添加元素はマトリックス中
に固溶する。ただ、Zr、Hfについては、大部分はマトリ
ックス中に固溶するものの、微量ながら金属ホウ化物と
して晶出および／または析出する。そのときの金属ホウ
化物はホウ化ジルコニウム、ホウ化ハフニウムとなる。
ただし、その量が微量であること、ホウ化チタンに比べ
るとホウ化物自体のヤング率が低い理由により、これら
はヤング率向上には寄与することはない。

【００２２】Sn、Zr、Hf:これらの元素は所望により少
なくとも一種配合される。２種以上配合する場合、好ま
しい組合せとしては、SnとZr( および/ またはHf) であ
る。Sn、Zr、Hfは中性型元素であり、固溶強化の働きが
ある。ヤング率向上効果は小さいが、高温強度を大きく
する。それゆえ、高耐熱性と高ヤング率の両方の性質を
向上させる場合に添加するのがよい。添加量が少ない場
合は、冷間・熱間の延性を劣化する効果は小さいが、S
n、Zr、Hfの一種または二種以上が20wt％を越えると冷
間・熱間加工性を低下させることおよび合金コストが高
くなるので、合計20wt％以下とする。

【００２３】中性型元素であるこれらの添加元素は、本
発明にかかるチタン合金マトリックス中では大部分は固
溶した形態で存在する。ただし、Zr、Hfについてはわず
かではあるが、一部はホウ素と結びつき金属ホウ化物生
成に寄与する。Zrの場合、その含有量の約7/8 が固溶
し、約1/8 が金属ホウ化物生成に寄与する。同じくHfの
場合、3/4 が固溶し、約1/4 が金属ホウ化物生成に寄与
すると考えられる。

【００２４】β相安定化元素:β相安定化元素として
は、例えばＶ、Mo、Cr、Fe、Nb、Ni、Ｗ等があり、これ
らは所望添加元素であり、少なくとも一種前述のＶ当量
が15％以下の量だけ所望により配合される。配合された
β相安定化元素はTi合金マトリックス中では固溶した形
態で存在する。

【００２５】このようなβ相安定化元素を添加するとヤ
ング率は低下するが、Ti₃Al の生成を抑制する作用があ
るため、Alをより多く含有させ得る効果がある。また、
熱処理性を向上させたり、βトランザスを下げ、熱間加
工性を改善する効果をも有する。

【００２６】全率固溶型のＶ、Moはヤング率低下効果が
大きく、共析型のFe、Crはそれが小さい。しかし、いず
れのβ相安定化元素も、β相単相となるほど添加するこ
とはヤング率低下が大きく好ましくない。それゆえ、ヤ
ング率を極端に低下させない範囲、つまりβ相安定化元
素を少なくとも一種以上合計でＶ当量で15％以下は添加
してもよい。なお、Ｖ当量15％に対応する元素の量は、
例えばMoは10％、Cr 6.3％、Fe 4％である。

【００２７】次に、本発明にかかるチタン合金の製造方
法について説明する。溶解原料であるTiスポンジ、純A
l、電解Sn、Zrスポンジ、純Hf、Al−Ｖ母合金、Al−Mo
母合金、そしてMo、Cr、Ｖの各単体を適宜選択してから
所定量配合し、さらに、ヤング率向上のためのホウ化チ
タンを晶出／析出させて分散させるために、原料中のＢ
源として未溶解が起こりにくい低融点のアルミニウムホ
ウ化物 (溶融点1720℃) および／またはFeホウ化物 (溶
融点1650℃) を混合し、次いでアーク溶解 (プラズマア
ーク溶解等の非消耗電極溶解またはVAR 溶解) にて溶融
体として合金化すればよい。酸素量については、Tiスポ
ンジの種類によって調整できるが、大量に添加する場合
にはTiO₂を用いればよい。

【００２８】Ｂ源としてTiB₂を用いれば融点が3225℃で
あるので、VAR 溶解では未溶解となり、サイドアーク発
生等溶解上極めて問題がある。また、非消耗電極溶解に
おいても、TiB₂が未溶解となる場合があり、金属ホウ化
物の晶出物および／または析出物が分散された良好な品
質のインゴットができない。

【００２９】また、Ｂ単体も融点が2100℃であり、同様
の問題が生じる恐れがある。したがってこれらを用いる
場合には、エレクトロンビーム溶解のような、さらに高
いエネルギーを有する溶解法を使用する必要がある。

【００３０】本発明にしたがって、少なくともＢ源の溶
解原料としてアルミニウムホウ化物および／またはFeホ
ウ化物を用いることで、溶解後、凝固・冷却中にホウ化
チタンあるいは微量のホウ化ジルコニウムあるいはホウ
化ハフニウムがマトリックス中に均一に晶出および／ま
たは析出する。

【００３１】このようにして晶出／析出した分散粒子は
マトリックスの密度 (約4.5)とほぼ等しいため、偏析等
は起こらず、極めて均一に分散する。さらに、そのよう
な金属ホウ化物は晶出および／または析出した分散粒子
であるので、生成した粒子は極めて安定であり、熱間加
工、熱処理等の加熱処理によってもマトリックスと金属
ホウ化物との間に反応層を生じず、合金を劣化させな
い。

【００３２】このようにして製造された合金インゴット
を、例えば1000〜1200℃の温度で熱間加工し、鍛伸、圧
延材とすることができる。さらに焼鈍等の熱処理により
機械的性質を希望する値に調整することも可能である。

【００３３】

【実施例】実施例によって本発明をさらに具体的に説明
する。 (実施例１)表１および表２に示す組成の合金を容量15kg
の小型VAR 装置を使って２回溶解法で溶製し、直径140
×長さ220 (mm)のインゴットとした。使用した原料はTi
スポンジ、Zrスポンジ、電解Sn、Al−Ｖ母合金、Al−Mo
母合金、純Al、純Hf、純Cr、TiO₂粉末およびアルミニウ
ムホウ化物、Feホウ化物粉末(平均粒径80〜200 μm)で
あった。

【００３４】また、マトリックス中にホウ化Tiを分散さ
せるために、ホウ化Tiの粉末を用いてVAR 溶解を行った
が、インゴット中でホウ化Ti粉末が未溶解となり、均一
なインゴットが得られなかった。また、結晶ボロン粉末
を使用した場合もインゴット中でＢは未溶解で存在して
いた。

【００３５】表１および表２のNo.1〜21は本発明例、N
o.22 〜28は本発明範囲外の合金組成の比較例である。N
o.29 〜31は既存のα、 (α＋β) 、β型合金の従来例
である。本発明例ではホウ化Tiの晶出が確認されたが、
No.28 の比較例および従来例ではそれらは認められなか
った。

【００３６】上記のようにして得られたインゴットを11
50℃に加熱して1200〜900 ℃の間で熱間鍛伸する。900
℃を鍛伸中に下まわらなければ、１ヒートでの減面率、
加工度は自由である。鍛伸により直径30×長さ4500(mm)
の棒材とした。このときの熱間加工によって割れのみら
れなかった供試材については熱間加工性は良「○」とし
た。「×」は割れがみられた場合を示す。

【００３７】このようにして得られた各供試材を、950
℃×１hr→ACの熱処理の後、直径６×標点間距離30(mm)
の引張試験片と直径12×長さ150(mm) のヤング率測定用
試験片とを切り出した。機械的性質は通常の常温引張試
験より求めた。結果を同じ表１、表２に示す。ヤング率
の測定は共振法を用いて、Ｅ＝４ρL²f² (Ｌ: 試料の長
さ、ρ: かさ密度、ｆ: 共振振動数) により求めた。

【００３８】表１および表２に示す結果からも分かるよ
うに、本発明にかかる合金は従来の合金に比べて、ヤン
グ率が高くなっており、分散粒子の増加により17000kgf
/mm²程度の高ヤング率が得られることが判った。また、
Sn、Zr、Hfをあわせて添加した場合は高温強度も高くな
っていたし、β相安定化元素を添加した場合は熱間加工
性の向上効果があった。

【００３９】一方、比較例に示すように、本発明の範囲
外の組成の合金ではヤング率が低かったり、熱間延性に
乏しく、棒材の製造ができなかった。なお、従来例にあ
っては熱間延性は十分であったが、ヤング率はかなり低
い。

【００４０】

【表１】

【００４１】

【表２】

【００４２】(実施例２)実施例１と同様にして、Ti−７
Al−1.5B−0.15酸素成分系とTi−７Al−2V−1.5Mo −1.
5B−0.15酸素成分系の本発明にかかる合金をVAR 溶解に
て溶製し、直径140 ×長さ220(mm) のインゴットとし
た。金属ホウ化物としてホウ化チタンが7.5 ％晶出して
いた。

【００４３】次いで、これらインゴットを1150℃に加熱
して (加工温度範囲: 1200〜900 ℃) 、直径60mmに鍛伸
後空冷し、880 ℃に再加熱して (加工温度範囲: 900 〜
700℃) 、直径25mmに熱間圧延したところ、Ti−７Al−
1.5B−0.15酸素材は表面に小さい割れが認められ、Ti−
７Al−2V−1.5Mo −1.5B−0.15酸素材には割れは認めら
れなかった。

【００４４】Ti−７Al−1.5B−0.15酸素材のβトランザ
スは約1030℃であったが、Ti−７Al−2V−1.5 Mo−1.5B
−0.15酸素材のそれは約960 ℃であり、β相安定化元素
が含まれているため、βトランザスが低下し、熱間加工
温度が低下しても、かなり変形能のよいβ相が残存し、
熱間加工割れが生じなかったと考えられる。

【００４５】次に、上記直径60mm鍛伸材を1150℃に加熱
し、熱間圧延により直径25mmの棒を作成、しかる後に、
920 ℃に１hr加熱後水冷したもの、およびそれに次いで
500℃×８hr時効処理したものについて、常温引張試験
を実施した。結果を表３に示すが、時効処理により、Ti
−７Al−2V−1.5Mo −1.5B−0.15酸素材は高強度化する
が、Ti−７Al−1.5B−0.15酸素材はほとんど機械的性質
に変化はなかった。

【００４６】

【表３】

【００４７】以上のように、β相安定化元素を添加する
ことで、熱間加工性と熱処理性を向上させることが可能
である。

【００４８】

【発明の効果】本発明のチタン合金は十分な機械的強度
と熱間加工性を保持しながら、極めて高ヤング率を呈す
るものである。したがって、自動車エンジン部品のコン
ロッド、カムシャフト、クランクシャフト、プッシュロ
ッドや、航空機部品例えば脚部品等の高比強度と高ヤン
グ率を要求する機械部品等に本発明合金を使用すること
ができる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Al:5.5〜10％、B:0.5 〜3.0
％、酸素:0.07 〜0.25％、残部Tiおよび不可避不純物か
ら成り、そのTi合金マトリックス中に金属ホウ化物が晶
出および／または析出していることを特徴とする高剛性
Ti合金。
【請求項２】 Ti合金マトリックス中に、Sn、Zrおよび
Hfの一種または二種以上合計20重量％以下を少なくとも
１部固溶させて含む請求項１記載の高剛性Ti合金。
【請求項３】 Ti合金マトリックス中に少なくとも一種
のβ相安定化元素を、下記式で示されるＶ当量で15％以
下を含むことを特徴とする請求項１または２記載の高剛
性Ti合金。【数１】
【請求項４】原料中のＢ源として少なくともアルミニ
ウムホウ化物および／またはFeホウ化物を用いて溶製
し、凝固時に金属ホウ化物をTi合金マトリックス中に晶
出および／または析出させることを特徴とする請求項１
ないし３のいずれかに記載する高剛性Ti合金の製造方
法。