JPH0762474A - α+β型チタン合金 - Google Patents
α+β型チタン合金Info
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- JPH0762474A JPH0762474A JP21449293A JP21449293A JPH0762474A JP H0762474 A JPH0762474 A JP H0762474A JP 21449293 A JP21449293 A JP 21449293A JP 21449293 A JP21449293 A JP 21449293A JP H0762474 A JPH0762474 A JP H0762474A
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Abstract
来よりも優れた熱間あるいは冷間加工性を有するAl−
Fe系α+β型チタン合金を提供する。 【構成】 1.4%以上2.1%未満のFe、4.4%
以上5.5%未満のAl、残部チタンおよび不純物から
なるα+β型チタン合金。あるいは、Feの一部を0.
15%未満のNi、0.25%未満のCr、0.25%
未満のMnで代替したα+β型チタン合金。または、
0.05%以上0.25%未満のSiをさらに含有した
α+β型チタン合金。
Description
する。
は、宇宙・航空機分野で多用されてきた。特にTi−6
Al−4Vに代表されるα+β型チタン合金は、強度、
延性、靭性などの機械的性質がバランス良く備わってお
り、チタン合金の中でも特に多用されてきた。この優れ
た材質特性を有するα+β型チタン合金をさらに自動車
部品などに適用しようとする研究開発が近年盛んに行わ
れているが、既存のα+β型チタン合金の多くは、Ti
−6Al−4Vにおけるように、高価なVを合金元素と
して使用したAl−V系チタン合金であり、その結果、
合金の価格が著しく高くなるという欠点があった。ま
た、Ti−6Al−4Vは熱間および冷間での加工性に
劣り、その結果製造コストがさらに高くなるという欠点
をも有していた。
間加工性を向上させるFeで代替したAl−Fe系チタ
ン合金が検討され、例えば1984年、Deutsche Gesellsch
aftfur Metallkunde E.V.発行の「Titanium Science an
d Technology 」1335頁に記載のTi−5Al−2.5
Feや、1993年発行の「Advanced Materials & Pro
cesses」誌43頁記載のTi−6Al−1.7Fe−
0.1Siのように、自動車のエンジン部品などの往復
・回転運動部品に要求される疲労特性がTi−6Al−
4Vと同等以上で、Ti−6Al−4Vよりも優れた熱
間加工性を有する合金が考案された。しかし、これらの
合金は、Ti−6Al−4Vに比べて熱間加工性が優れ
ているものの、熱間での変形抵抗がやや小さい程度で、
格段に優れているとは言えず、また冷間加工性も不十分
で、さらに優れた加工性の付与が望まれていた。
−Fe系チタン合金と同等の疲労強度と、それよりも高
い熱間あるいは冷間加工性を有するチタン合金を提供し
ようとするものである。
の本発明は、(1)1.4%以上2.1%未満のFe、
4.4%以上5.5%未満のAl、残部チタンおよび不
純物からなるα+β型チタン合金であり、(2)前項
(1)の合金のFeの一部を、0.15%未満のNi、
0.25%未満のCr、0.25%未満のMnの1種以
上で代替したα+β型チタン合金であり、(3)0.0
5%以上0.25%未満のSiをさらに含有した前項
(1)および(2)記載のα+β型チタン合金である。
ここで、不純物とは、精錬、溶解、展伸、熱処理などの
工程で除去できない、あるいはこれら工程で混入する少
量の元素のことであり、0.1%以下のC,N,H、
0.3%以下のOなどがこれに相当する。
特性におよぼすAl,Feの影響について、鋭意研究を
重ねた結果、AlあるいはFeの添加量が増すにつれ、
室温では引張り強さは増すものの、疲労強度は、ある特
定の添加量以上では、添加量の影響はほとんど受けない
ことを見いだした。すなわち、ある特定量以上のAlを
添加すると、Alの添加量が増すに従って室温引張り温
度は増加するが、疲労強度はほとんど上昇しなくなる。
また、Feがある特定量を超えると、Feの添加量が増
すに従って引張り強度は増加するが、疲労強度はほとん
ど上昇しなくなる。
を強化するが、一方で平滑な局所的すべりを誘発し、こ
の部分で疲労亀裂が発生しやすくなり早期破断に至る。
そのため、引張り強度が上昇しても疲労強度はあまり上
昇しない。特に、数%未満のFeを含むチタン合金にお
いては、上記の局所的すべりの発生は5.5%以上のA
lを含有する合金で頻繁に発生する。
を増加させるとβ相の割合が増加し相対的にα相の割合
が減少する。Alはα相に濃化する元素であるので、α
相が減少するとα相中にAlが濃化し、局所的すべりを
誘発するため、引張り強度が上昇しても、疲労特性は向
上しない。このような現象は、Feの添加量が2.1%
を超えると顕著になる。
5%以上のAlおよび2.1%以上のFeを添加するこ
とは、必要以上の合金元素を添加していることになる。
これに加え、Alは熱間のおよび冷間の加工性を劣化さ
せることが一般に知られており、熱間および冷間の加工
性を向上させるにはAlの添加量は少ない方が望まし
い。またFeも添加量が少ない方が室温引張り強度が低
下する分、延性が増し、冷間加工性が向上する。
いはFeの添加量が1.4%未満であると、局所的なす
べりはほとんど起こらない一方で、室温引張り強度が小
さくなるためすべり変形が容易に起こり、その結果、疲
労特性が低下する。以上の理由により、1.4%以上
2.1%未満のFe、4.4%以上5.5%未満のAl
を添加すると、従来のAl−Fe系チタン合金と同等の
疲労強度と、それよりも高い熱間および冷間加工性を有
するチタン合金を製造することができる。
合金のFeの一部を、0.15%未満のNi、0.25
%未満のCr、0.25%未満のMnの1種以上で代替
することとした。これは、Feの一部をFeと同様に安
価でかつ少量であるならばFeと同様の働きをする元素
で置換したものである。ここで、Ni,Cr,Mnの添
加量の上限を各々0.15%,0.25%,0.25%
としたのは、これらの元素は、標記上限値以上添加する
と、平衡相である金属間化合物相(Ti2 Ni,TiC
r2 ,TiMn)を容易に生成し、疲労強度および冷間
加工性の極端な低下を招く理由による。また、Ni,C
r,Mn,Feの総量は、1.4%以上2.1%未満で
なくてはならない。
じで、1.4%未満であると、室温引張り強度が小さく
なるためすべり変形が容易に起こり、その結果、疲労特
性が低下するからであり、2.1%未満の総量ですでに
十分な疲労強度を有しており、これ以上添加しても疲労
強度はあまり向上せず、これ以上の添加は無駄であるか
らである。そればかりか、室温引張り強度の上昇分だけ
延性が低下し、その結果、冷間加工性が低下する。
25%未満のSiを本発明1および2の合金にさらに添
加することとした。一般に、少量のSiはチタン合金の
クリープ特性を向上させることが知られており、本発明
1および2に記載した合金のクリープ特性もSiの添加
により改善される。但し、その効果は0.05%以上添
加しないと現れないし、0.25%以上添加するとTi
とSiの化合物相がα相とβ相の界面に析出し、疲労特
性や冷間加工性を著しく低下させる。
用いて約5kg製造し、これをさらに900℃で加熱し、
直径12mmの線材に圧延し、750℃で1時間の大気焼
鈍を行い、空冷した。この線材から切り出した試験片を
用いて、室温引張り試験、冷延試験、高温高速引張り試
験、回転曲げ疲労試験、クリープ試験を行った。
する限界冷間圧延率で、熱間加工性は、900℃におけ
る絞り値で、疲労特性は、繰り返し数1×107 回でも
破断しなかった強度を疲労強度と定義して、またクリー
プ特性は400℃にて540MPa の荷重を300時間加
えた時の歪量で、各々評価した。なお、試験はいずれも
大気中で、室温引張り試験は、歪速度1×10−4
s-1、高温高速引張り試験は、歪速度5s-1で行った。
また、冷間圧延は直径180mmのハイスロールを用いて
1パスあたり5%の圧下率で行った。表2は、表1に示
した試料の各種試験結果である。
項で説明した、代表的なAl−Fe系チタン合金に近い
組成で、従来例に相当する。両者とも990MPa 以上の
高い室温引張り強度と500MPa 以上の高い疲労強度を
有しているが、圧下率10%以下の冷間圧延しかでき
ず、試験番号2は熱間高速引張り試験における絞り値も
70%未満と低い値で、熱間加工性も不十分である。
番号3,5,6,8は、いずれも室温引張り強度は99
0MPa 以下と低い値であるが、疲労強度は500MPa 以
上の高い値を示しており、従来合金(試験番号1,2)
と同等である。これは、AlとFeの添加量を特定する
ことにより、疲労亀裂発生の原因となる局所的すべりを
抑制したことによるものである。
上の限界冷延率、70%以上の熱間絞りを有しており、
高い冷間および熱間加工性をも合わせ持っている。これ
は、Alの添加量を特定することによる、熱間および冷
間加工性の改善効果と、室温引張り強度を低く設計した
分、延性が増し、冷間加工性が向上した効果によるもの
である。
7は疲労強度は500MPa 以下と低い値になっており、
試験番号9は冷間および熱間加工性に劣っている。これ
は、試験番号4,7では、Al,Feの添加量が本発明
1の範囲より低かったため、室温引張り強度が小さくな
り、容易にすべり変形が起こり、その結果、疲労特性が
低下したものであり、試験番号9は、Alの添加量が本
発明1の範囲より多かったため、熱間および冷間加工性
が低下したものである。
2,14,16,18はFeの一部をNi,Cr,Mn
で代替した場合であり、本発明2の実施例である。表2
に示すように、これらは、いずれも500MPa 以上の高
い疲労強度、15%以上の高い限界冷延率、70%以上
の熱間絞りを有しており、疲労強度と冷間、熱間加工性
に優れた材料である。このようにFeの一部を少量のN
i,Cr,Mnで代替することができるが、Ni,C
r,Mnの各々の添加量が、0.15%,0.25%,
0.25%以上になると、試験番号11,13,15の
ように疲労強度および冷間加工性が低下する。
相である金属間化合物相(Ti2 Ni,TiCr2 ,T
iMn)を生成し、疲労強度および冷間加工性の極端な
低下を招いたことによる。また、試験番号17は、室温
引張り強度はきわめて高いが、疲労強度は試験番号16
と同等である。このようにFe,Cr,Mn,Niの総
量が本発明2の上限値である2.1%を超えると、室温
引張り強度は上昇するものの疲労強度はあまり向上せ
ず、このような不必要な添加は無駄である。
分延性が低下し、冷間加工性が著しく低下している。ま
た、試験番号19は、疲労強度は500MPa 以下と低い
値になっており、これは、Fe,Cr,Ni,Mnの総
量が本発明2の下限値より低かったため、室温引張り強
度が小さくなり、容易にすべり変形が起こり、その結
果、疲労特性が低下したものである。
クリープ特性向上を狙いとして、Siを添加した本発明
3の実施例である。表2に示すように、試験番号3と比
べて、クリープ特性は向上しており、従来例でSiを
0.1%添加している試験番号2と同等の耐クリープ特
性を有している。
であった試験番号20は、クリープ特性改善効果はほと
んど見られず、また、本発明3の範囲以上の量のSiを
添加した試験番号23は、TiとSiの化合物相がα相
とβ相の界面に析出し、疲労特性および冷間加工性を著
しく低下させている。また、試験番号24は、試験番号
16のクリープ特性向上のためSiを添加した例である
が、優れた疲労特性、冷間、熱間加工性を保持したま
ま、クリープ特性が向上している。
l−Fe系チタン合金と同等の疲労強度と耐クリープ特
性を有し、それと同等もしくはそれ以上の高い熱間ある
いは冷間加工性を有するチタン合金を製造することがで
きる。
Claims (3)
- 【請求項1】 1.4%以上2.1%未満のFe、4.
4%以上5.5%未満のAl、残部チタンおよび不純物
からなるα+β型チタン合金。 - 【請求項2】 Feの一部を、0.15%未満のNi、
0.25%未満のCr、0.25%未満のMnの1種以
上で代替した請求項1記載のα+β型チタン合金。 - 【請求項3】 0.05%以上0.25%未満のSiを
さらに含有した請求項1または2記載のα+β型チタン
合金。
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