JPH06256886A - 耐摩耗性に優れたＴｉ合金部材とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 従来の耐摩耗Ti合金が有する程度の疲労強
度、常温延性を維持しながらさらなる耐摩耗性向上を図
ることのできる耐摩耗Ti合金部材とその製造方法を提供
する。 【構成】 β相チタン素地にTiC が晶出し、Ti₃AlCが
析出分散するとともに表面酸化層を設けた耐摩耗性にす
ぐれたTi合金部材。 Al:２〜８％、Ｖ: ２〜８％、Cr: ６〜15％、Ｃ:0.5
〜2.0 ％、酸素≦0.20％、残部Tiおよび不可避的不純物 の組成の合金を加熱温度700 〜900 ℃、加熱時間20〜90
分間の加熱条件下で大気中で加熱する大気酸化処理を行
った後、水冷または空冷しする。必要により、大気酸化
処理後の該合金表面をショットブラスト処理してもよ
い。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、摺動摩耗や高速液滴
エロージョンに対する高い抵抗性が要求される耐摩耗性
部品、例えば自動車動弁部品 (エンジンバルブ、リテー
ナー、リフター) や蒸気タービン翼部品、軸受として用
いるのに好適であって、耐摩耗性をさらに改善した軽量
高耐摩耗チタン合金部材とその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】チタン合金は比強度が高く、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
られてきたが、耐摩耗性が十分ではなく、そのままでは
機械部品の摺動部には使用できないという問題点があっ
た。そのため耐摩耗性が要求される部材（例えばエンジ
ンバルブのような自動車動弁部品）にチタン合金を適用
することは難しかった。

【０００３】耐摩耗性を改善したチタン合金の製造方法
として、従来は、ガス窒化処理、メッキ処理（Ni、Crメ
ッキ等）、PVD 、CVD 法（蒸着法）あるいは浸炭処理に
よってその部材表面に耐摩耗性被覆膜を形成させる方法
が採用されていたが、被膜が薄く密着性が悪いことか
ら、長期間の安定した耐摩耗性は見られなかった。

【０００４】それゆえ、本発明者らは、チタン合金自身
に耐摩耗性を保有させるという考えから、特開平２−12
9330号公報において「高耐摩耗チタン合金材」を提案し
た。この材料はβ相チタン素地に炭化チタンが晶出およ
び／または析出・分散してなることを特徴とする複合素
材であり、鉄鋼材料の耐摩耗性を改善するために溶射材
ととしてしばしば用いられるCo基の“ステライト（商品
名）”と同等以上の優れた耐摩耗性を示すものである。

【０００５】この高耐摩耗チタン合金材は、主にVAR 溶
解法でインゴットを作成し、熱間鍛伸・圧延により、各
種形状となし、切削加工により最終形状として各種耐摩
耗用途 (例えばエンジンバルブ、リフター、インペラ
ー、ナット、水車等) に使用される。またインゴットか
らそのまま溶解・鍛造する方法で最終製品とする使用例
も考えられる。

【０００６】一方、耐摩耗性に優れたチタンおよびチタ
ン合金部材の製造方法として、チタン合金の大気酸化処
理を行い表面に酸化物層および酸素富化層を形成する方
法は従来より行われている。例えば、雑誌「チタニウ
ム、ジルコニウム」 Vol.16, No.3 (1968), p.17、特開
平３−10060 号公報、特開昭64−83652 号公報、特開平
３−36257 号公報参照。

【０００７】しかし、今日、Ti合金の用途拡大を図るべ
く一層すぐれた耐摩耗性が求められ、更なる改良が成さ
れた炭化物分散耐摩耗性Ti合金部材およびその製造方法
は知られていなかった。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】かかる炭化物分散耐摩
耗性Ti合金に関するその後の詳細な研究の結果、VAR 溶
解またはプラズマアーク溶解等で、Ti合金とβ相安定化
元素を含む炭化物 (Cr₃C₂, W₂C等) とを混合溶解して製
造した耐摩耗Ti合金は、構造材としての用途に使用する
ことを目的としているため、延性、靱性を劣化させる酸
素量を低減、 (≦0.20wt％) している。そのため、β相
マトリックスの硬度が低く、耐摩耗性が肉盛法を用いて
β相チタン素地に炭化チタンを晶出したものと比べて少
し劣ることが判明した。

【０００９】つまり、同一組織的特徴を有していても、
硬度が低いと、TiＣがマトリックスに押込まれ、TiＣに
よる相手材との密着防止効果が減じ、凝着摩耗が大きく
なり、かつ、アブレシブ摩耗も大となるのである。

【００１０】よって、この発明の目的は、従来の耐摩耗
Ti合金が有する程度の疲労強度、常温延性を維持しなが
ら、さらなる耐摩耗性向上を図ることのできる耐摩耗Ti
合金部材とその製造方法を提供することである。

【００１１】

【課題を解決するための手段】ここに、本発明者らの知
見によれば、Ti合金の製造に際して、TiC の晶出したマ
トリックスにTi₃AlC析出物を分散させるとともに、大気
酸化層を表面部に形成し、表面部硬度を高くすると、こ
れらの複合効果で疲労強度、常温延性を確保しながら、
耐摩耗性が一層向上することを知り、この発明を完成し
たのである。すなわち、耐摩耗性Ti合金の常温延性、靱
性を維持しながら耐摩耗性をさらに向上させる方法につ
いて詳細に検討した結果、以下のことが判明した。

【００１２】(1) 耐摩耗性Ti合金中の酸素を0.20wt％超
とすれば、マトリックスの硬度は上昇し、耐摩耗性は向
上するが、延性、靱性が著しく低下する。換言すれば、
酸素を0.20％以下に制限することでマトリックスの延
性、靱性劣化が阻止される。

【００１３】(2) 表面層のみ、処理コストの安い大気酸
化により、酸素富化させ硬度を高くすれば、内部の延
性、靱性を保持しながら耐摩耗性は維持できる。一般に
は、表面のスケールは剥離しやすく、潤滑性はあるが長
期間の耐摩耗性にはあまり寄与しない。しかし、一定条
件での表面酸化処理により形成される表面酸化層の密着
性は十分であり、長期間の耐摩耗性の改善に効果がみら
れる。

【００１４】(3) 大気酸化条件として、700 〜900 ℃×
20〜90分間という加熱条件で行えば、新たに炭化物 (Ti
₃AlC) が多量析出するとともに、表面からの酸素侵入に
より表面酸素富化層 (10μm 深さ部) の硬度はHv 550程
度となり、両者の相乗的作用効果で耐摩耗性が一層向上
する。このTi₃AlCが析出分散したマトリックスは硬度を
上げ、また表面酸化層において析出したTi₃AlCは耐摩耗
性の改善効果を有する。

【００１５】(4) 大気酸化処理後に表面にショット処理
を行えば、圧縮残留応力が付加され、耐摩耗性と共に疲
労強度の向上が図れる。

【００１６】ここに、この発明の要旨とするところは、 β相チタン素地にTiC が晶出し、Ti₃AlCを析出分散す
るとともに表面酸化層を設けた耐摩耗性にすぐれたTi合
金部材である。

【００１７】また重量％で、Al: 2.0 〜8.0 ％、Ｖ:
2.0 〜8.0 ％、Cr: 6.0 〜15.0％、Ｃ:0.5〜2.0 ％、酸
素≦0.20％、残部Tiおよび不可避的不純物から成る合金
組成を有するTi合金に、加熱温度700 〜900 ℃、加熱時
間20〜90分間の加熱条件下で大気中で加熱する大気酸化
処理を行って、該合金に表面酸化層を形成することを特
徴とする耐摩耗性に優れたTi合金部材の製造方法であ
る。この発明の好適態様によれば、上述の大気酸化処理
後に、合金表面をショットブラスト処理してもよい。

【００１８】

【作用】この発明によれば、耐摩耗Ti合金を適正条件の
大気酸化処理することにより、その表面にβTi相素地に
Ti₃AlCが析出分散された高硬度の酸素富化層を備えるこ
と、およびマトリックス中に多量Ti₃AlCを析出させるこ
とにより、硬度、靱性を維持しながら耐摩耗Ti合金の耐
摩耗性がさらに改善されるのである。この発明における
合金組成を上述のように限定した理由を以下に述べる。
本明細書ではとくにことわりがない限り、「％」は重量
％である。

【００１９】Al:2.0 ％未満では合金の固溶硬化が小さ
く、しかも時効硬化も小さく、耐摩耗性が劣る。またω
相が出現しやすい。一方、8.0 ％超ではTi₃Al(α₂ 相)
が生成し、靱性が劣化するため望ましくない。それゆえ
2.0 〜8.0 ％とした。

【００２０】Ｖ:Ｖはβ相安定化元素で、熱間加工性を
向上させる効果があり、かつβ相安定化に寄与するので
適量添加する。この発明の合金はTi−６Al−4V合金をベ
ースとしてクロム炭化物を添加溶解することで、βTi相
中にTiＣを晶出させ製造しているため、通常Ti−６Al−
4V合金に使用するＶ量に近い成分範囲として2.0 〜8.0
％に限定する。

【００２１】Cr:この発明の合金で最も重要な元素であ
る。Crは少量でTi合金をβ相単相とし、かつ固溶硬化も
大きく、耐摩耗性向上効果が大きい。添加形態はクロム
炭化物 (例えばCr₃C₂)として行うのが望ましい。Cr₃C₂
は融点が1890℃とTiの融点とあまり差がなく、VAR 溶解
等で簡単に溶解し、Cr₃C₂ 中のＣはTiと化合し、TiＣと
して晶出する。さらにCrはTi中に固溶し、βTi相単相と
する。Cr量は6.0 ％未満ではβ相単相とならず、15.0％
超では加熱・冷却時に多量のTiCr₂ を生成しやすくな
り、靱性が劣化するので好ましくない。好ましくは、８
〜12％である。

【００２２】Ｃ:ＣはTiＣを晶出することで耐摩耗性を
向上させ、かつ、この発明の熱処理によりTi₃AlCを析出
させ、さらに耐摩耗性を向上させるが、Ｃが0.5 ％未満
ではTiＣ量が少なく、耐摩耗性向上効果が小さく、2.0
％超ではTiＣ量が多くなって、靱性が劣化するので好ま
しくない。

【００２３】酸素:酸素は少量でβTi素地を固溶硬化す
るが、同時に延性、靱性の大幅な低下を招く。それゆ
え、0.20％以下に制限することで、得られる合金の延
性、靱性の低下を防止する。その他不可避的不純物とし
て、Ｎ、Ｈ等があるが、例えば合計量として、0.2wt％
以下程度は許容される。

【００２４】しかしながら、かかる合金組成を有する合
金それ自体では、同一の組成の肉盛材に比べ、耐摩耗性
は酸素が低く、かつ晶出TiC が粗大なことによる低硬度
のため少し低下する傾向になる。したがって、この発明
にあってはさらに表面酸化処理を行うのである。特に、
本発明における表面酸化処理によれば、マトリックスお
よび表面酸化層にTi₃AlCが析出分散する作用がみられ
る。

【００２５】次に、この表面酸化処理における大気加熱
条件の限定理由について述べる。

【００２６】この発明において用いる上述の好適組成合
金の熱処理挙動について、本発明者らは詳細に検討し、
図１に示すTTT 曲線を作成した。

【００２７】この発明によれば、700 〜850 ℃で20分以
上保持した後、好ましくは水冷または空冷することによ
り、Ti₃AlC炭化物が微細にマトリックス中に析出するの
である。850 〜900 ℃の温度範囲の加熱においても、大
気炉での加熱時間が90分以内の短時間では加熱時にTi₃A
lCの析出が見られるノーズ部を通るので、一旦Ti₃AlCが
マトリックス中に析出する。しかし、加熱時間が90分よ
り長くなると、平衡状態となりTi₃AlCは再固溶して消失
する。

【００２８】以上のことから、加熱条件が(700〜900
℃) × (20〜90分) である場合、マトリックス中にはTi
₃AlC炭化物が析出し、硬度が高くなり、特にこのような
Ti₃AlCとTiＣとの表面層における存在が、さらに相手材
との密着性を低下させるので、耐摩耗性の更なる向上が
実現されるのである。

【００２９】かかる作用効果は、700 ℃未満、900 ℃超
の加熱ではTi₃AlCが析出しないことから見られない。次
に、大気加熱による表面層の酸化の効果について以下に
示す。

【００３０】本発明者らの詳細な検討の結果、断面硬度
がHv 400以上の酸素富化層が表面からの深さ0.1 mm(100
μm)程度形成されていれば、耐摩耗Ti合金の耐摩耗性は
母材ままよりも大幅に向上することが判明した。

【００３１】このとき最表面の硬度はHv 450〜650 の範
囲にある。0.1 mmより大幅に浅ければ、耐摩耗性は十分
でなく、0.1 mmより大幅に深くなると耐摩耗Ti合金部品
の延性、疲労強度の著しい低下を招く。表面酸化層の厚
さは、好ましくは0.05〜0.15mmである。

【００３２】なお、Ti₃AlCの析出の観点から、この発明
の好適組成合金の母材硬度は、Ti₃AlCを析出させない場
合、Hv 340〜350 程度であり、(700〜900 ℃) × (20〜
90分) の加熱でTi₃AlCを析出させるとHv 370程度とな
る。酸素富化層の観点から、Hv400以上の硬度となる酸
素富化層の厚さが0.1 mm程度になる大気酸化条件は(700
〜900 ℃) × (10〜120 分) 、好ましくは20〜90分であ
ることが判った。このときの加熱温度が700 ℃より低け
れば、酸素がマトリックスに侵入しにくく、120分超と
いうように長時間加熱しても、コストアップになるばか
りでなく、もろい酸素富化層が厚く形成されてしまう。
900 ℃より高ければ短時間加熱で0.1 mm以上の酸素富化
層が形成されるが、もろい酸素富化層が厚く形成され母
材の延性、疲労強度が低下するし、同時にTi₃AlC析出の
効果もない。

【００３３】以上のことから、本発明の好適成分合金に
おいて(700〜900 ℃) × (20〜90分) の大気加熱条件を
とることで、表面層が酸素富化により高硬度化し、かつ
TiＣ晶出炭化物とTi₃AlC析出酸化物が分散したマトリッ
クスが形成され、一般的なTi合金が大気酸化処理によっ
て得られる耐摩耗性向上効果よりも、予想以上に大きな
耐摩耗性向上が図れることが判明した。

【００３４】当然ながら、前述の条件の真空加熱材また
は大気酸化による酸化富化層 (表面0.1 〜0.2 mm程度)
除去材と比較して、(700〜900 ℃) × (20〜90分) の加
熱処理を行った。この発明にかかる方法の合金はTi₃AlC
が析出している分だけ、より優れた耐摩耗性を示す。し
かしながら、大気中で加熱した物に比べると耐摩耗性は
劣る。

【００３５】図２はこの発明の耐摩耗Ti合金部材の大気
酸化処理品の表面近傍断面を模式的に示す説明図であ
る。厚さ約100 μm の表面酸素富化層１は高硬度高酸素
マトリックスと晶出TiＣ相３と析出Ti₃AlC相５からな
り、その内部は低酸素βTiマトリックス２と晶出TiＣ相
３と析出Ti₃AlC相５からなる。本発明によれば、TiＣ、
Ti₃AlCがマトリックスと表面酸化層、つまり酸化富化層
10との両方に分散していることから、靱性を確保しなが
ら耐摩耗性が大幅に改善されるのである。

【００３６】大気酸化処理後の耐摩耗Ti合金表面をショ
ットブラスト処理するとスケールが除去されると同時に
表面に圧縮残留応力が付与され、耐摩耗Ti合金の疲労強
度向上に有利である。

【００３７】この際スケール (TiO₂) は相手材との潤滑
性向上 (耐凝着性) に効果があるがアブレシブ摩耗性は
向上させないし、疲労強度低下の原因ともなり除去する
方が望ましい。

【００３８】ショット粒は鉄製 (カットワイヤー、鋼
球) 、アルミナ粒子等いずれでもよく、スケールは除去
するが、表面酸素富化層は大量には除去しない程度のシ
ョット条件で処理すればよい。

【００３９】なお、一般的なTi合金 (例えばTi−６Al−
4V) をこの発明の条件内で大気酸化処理しても、その耐
摩耗性向上効果は２〜３倍向上するだけであるが、この
発明で特定する耐摩耗Ti合金は５〜10倍向上し、耐摩耗
性向上効果は予想以上に大きいことが判明している。

【００４０】

【実施例】

(実施例１)Ti−6.0 Al−4.0V−11.0Cr−1.5 Ｃ成分の耐
摩耗Ti合金を炭素源としてCr₃C₂粉末を用いVAR 溶解に
より、直径300 mmのインゴットに溶製した。続いて1100
℃にて熱間鍛伸し、直径25mmの鍛伸材 (酸素≦0.20％)
とした。この鍛伸材より直径10×長さ40mmの摺動摩耗試
験片および幅10×高さ10×長さ15(mm)エロージョン試験
片、小野式疲労試験片 (直径８×平行部40mm) を切出し
た。

【００４１】続いて、この試験片を表１にまとめて示す
ように、600 、700 、800 、900 ℃×５〜300 分の大気
加熱処理を行った後、空冷し、摩耗試験とエロージョン
試験および疲労試験に供した。なお、試験前に#600エメ
リー紙でスケールを除去した。比較材として、同一寸法
の切削ままおよび800 ℃、1000℃×60分の真空処理材を
用いた。

【００４２】「摩耗試験」はピンオンディスク方式によ
って実施したが、試験条件は 試験片の押圧荷重 : ２ kg 試験片と相手材 (ディスク) との摺動速度 : 62.8 m/mi
n 摺動距離 : 2.5×10⁴ m 相手材 (ディスク) : 60キロ級高張力鋼 摩擦面の潤滑 : なし であり、このときの重量減少量で耐摩耗性を評価した。

【００４３】「エロージョン試験」には水ジェット方式
を採用し、予めバフ研磨にて鏡面研磨した試験片表面に 水噴射ノズル径 : 1.2 mm (直径) 噴射水流速 : 370 m/sec ノズル−試験片間距離 : 6.5 mm 噴射角度 : 90° 噴射時間 : 600 sec なる条件で高速水を噴射した後、高速水噴射にて生じた
痕跡の深さを測定し耐エロージョン性を評価した。これ
らの結果を併せて表１に示した。

【００４４】

【表１】

【００４５】表１で示される結果から、この発明によれ
ば、従来例に比べ、疲労強度が維持されつつ、摺動摩耗
性とエロージョン性が改善されたTi合金が製造できるこ
とが判った。

【００４６】試験No.8、９ではいずれも酸素富化層の形
成が過大となっていた。また、試験No.11 では加熱処理
による析出Ti₃AlCの効果で切出まま材 (同No.10)より耐
摩耗性が向上しているが、Ti₃AlCが析出しない試験No.1
2 では析出まま材と同レベルであり、Ti₃AlC析出の効果
が大きいことが判る。この発明の範囲外では、耐摩耗性
の改善が乏しかったり、耐摩耗試験中に試験片が割れた
り、大幅な疲労強度の低下がみられた。

【００４７】以上のごとく、特定組成の耐摩耗Ti合金に
この発明にかかる表面酸化処理を加えることで、高酸素
富化層と析出Ti₃AlCとの共存効果で従来の耐摩耗Ti合金
より飛躍的に耐摩耗性が向上することが判明した。な
お、図３に本発明例No.3の供試材の断面硬度分布を実線
で示した。点線で示す同No.10 との差違がTi₃AlCの析出
効果と考えられる。

【００４８】(比較例)α型の純Ti (Gr2)、 (α＋β) 型
のTi-6Al-4V 合金、およびβ型のTi-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Z
r(βC)の直径25mmの熱間鍛伸材を用い、実施例１と同一
寸法の摺動摩耗試験片、エロージョン試験片を作成し、
それらの試験片を800 ℃×60分ACの大気加熱処理を行っ
た後、同一条件の摩耗試験とエロージョン試験に供し
た。

【００４９】なお、試験前に#600エメリーペーパーでス
ケールを除去した。これらの結果を表２に示した。表２
より明らかなように、一般的なTiおよびTi合金に表１N
o.3と同一条件の大気酸化処理を施しても、耐摩耗Ti合
金の耐摩耗性向上性 (５〜10倍向上) に比べてあまり大
きくなく、耐摩耗Ti合金への本発明方法の適用の有効性
が明らかである。

【００５０】

【表２】

【００５１】(実施例２)表３に示す成分の炭化物分散チ
タン合金をボタン溶解で溶製し20mm厚×50mm幅×100 mm
長のインゴット (酸素≦0.20％) とし、1100℃にて10mm
厚×50mm幅×200 mm長に熱間圧延したのち、直径６×標
点間距離30(mm)のに引張試験片および直径10×長さ40(m
m)の試験片を切り出し、それらの試験片に引張試験およ
び800 ℃×60分の大気酸化処理後に摺動摩耗試験を行っ
た。結果を表３に示す。これよりこの発明の前述の好適
合金組成範囲材を用いて酸化処理することが望ましいこ
とがわかる。

【００５２】

【表３】

【００５３】(実施例３)実施例１の直径25mmの鍛伸材か
ら切り出した小野式疲労試験片 (直径８mm×平行部40m
m) を800 ℃×60分ACの大気中での表面酸化酸化処理を
した後に、直径0.4 〜0.7 mmの鋼球を用い、アークハイ
ト0.32mm、カバレージ100 ％以上、投射量1.8 kg/cm²の
ショットブラスト条件を行った後に疲労強度を測定した
ところ、表面酸化処理の後に、#600エメリー紙での脱ス
ケールした材料の疲労強度が28kgf/mm² であったのに対
し、36kgf/mm² を示し、大幅な疲労強度改善効果が認め
られた。

【００５４】また、同一条件で作成した直径10×長さ40
(mm)の摺動摩耗試験片の摩耗量も対応するショットなし
材に比べ、10％程度摩耗量が少なかった。つまり、ショ
ットにより、耐摩耗性を維持しながら疲労強度の改善が
図られることが判った。

【００５５】

【発明の効果】この発明によれば、耐摩耗Ti合金部材の
耐摩耗性をさらに高めることができ、自動車動弁部品
(エンジバルブ、レテーナー、リフター) や軸受け、蒸
気タービン翼部品として好適な軽量耐摩耗チタン合金製
部材が製造可能となり、産業上極めて有用である。

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明が対象とするTi合金のTTT 曲線であ
る。

【図２】この発明により製造された耐摩耗Ti合金部材の
大気酸化処理品の表面近傍断面を模式的に示す説明図で
ある。

【図３】この発明の実施例で得られたTi合金部材の表面
硬度分布を示すグラフである。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 TiC が晶出したβ相チタン素地にTi₃AlC
   を析出分散させるとともに、表面酸化層を設けた耐摩耗
   性にすぐれたTi合金部材。
2. 【請求項２】 重量％で、 Al: 2.0 〜8.0 ％、Ｖ: 2.0 〜8.0 ％、Cr: 6.0 〜15.0
   ％、Ｃ:0.5〜2.0 ％、 酸素≦0.20％、残部Tiおよび不可避的不純物 から成る合金組成を有するTi合金に、加熱温度700 〜90
   0 ℃、加熱時間20〜90分間の加熱条件下で大気中で加熱
   する大気酸化処理を行って、該合金に表面酸化層を形成
   することを特徴とする耐摩耗性に優れたTi合金部材の製
   造方法。
3. 【請求項３】 大気酸化処理後の前記合金の表面をショ
   ットブラスト処理することを特徴とする請求項１記載の
   耐摩耗性に優れたTi合金部材の製造方法。