JPH0770676A

JPH0770676A - α＋β型チタン合金

Info

Publication number: JPH0770676A
Application number: JP21659993A
Authority: JP
Inventors: Hideki Fujii; 秀樹藤井; Kazuhiro Takahashi; 一浩高橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-08-31
Filing date: 1993-08-31
Publication date: 1995-03-14
Anticipated expiration: 2015-08-14
Also published as: JP3076697B2

Abstract

(57)【要約】【目的】本発明は、従来のＡｌ−Ｆｅ系チタン合金と
同等でかつ安定したばらつきの少ない疲労強度と、それ
よりも高い熱間加工性を有するチタン合金を提供する。
あるいはさらに高い耐クリープ特性をも具備したチタン
合金を提供する。【構成】０．５％以上１．４％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、０．２
５％未満のＭｎの１種以上で代替したα＋β型チタン合
金。あるいは、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

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明はα＋β型チタン合金に関
する。

【０００２】

【従来の技術】チタン合金は、軽量でかつ高強度である
という特徴を活かすべく、航空機分野で多く使用されて
きた。特にＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−
２Ｓｎ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏなどの
α＋β型チタン合金は、強度、延性、靭性、耐熱性など
の優れた機械的性質を有しており、チタン合金の中でも
常に多用されてきた。この優れた材質特性の材料を自動
車部品などの航空機以外の分野にも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、β安定化元素として高価なＶまたは
Ｍｏを使用しており、結果的に、合金の価格が著しく高
くなり、航空機以外の分野への適用を妨げてきた。

【０００３】そこで、Ｖ，Ｍｏを安価なＦｅで置き換え
た合金がいくつか開発されたが、Ｔｉ−５Ａｌ−２．５
ＦｅやＴｉ−６Ａｌ−１．７Ｆｅ−０．１Ｓｉなどの合
金では、Ｆｅの凝固偏析のため、特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
ばらつき、実用化を阻む一因となっていた。この凝固偏
析は、例えば、溶解時の溶融プールを浅くするなどの工
夫によりある程度解消できるが、生産性を著しく損なう
ため、かえって製造コストが高くなるという問題点があ
る。

【０００４】これに対し、１９９３年発行の「Ａｄｖａ
ｎｃｅｄＭａｔｅｒｉａｌｓ＆Ｐｒｏｃｅｓｓｅ
ｓ」誌４３頁記載のＴｉ−６．４Ａｌ−１．２Ｆｅは、
Ｆｅの添加量が１．２％と比較的低いため、大きな凝固
偏析を生じることなく、高生産性を維持できる利点があ
る。しかし、強化元素として添加しているＡｌの含有量
が高いため、熱間変形抵抗が高く、また熱間延性も低い
という問題点があった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来のＡｌ
−Ｆｅ系チタン合金と同等でかつ安定したばらつきの少
ない疲労強度と、それよりも高い熱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。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
の本発明は、（１）０．５％以上１．４％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Ｆｅの一部を、０．１５％未満のＮｉ、０．２
５％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）０．０５％以
上０．２５％未満のＳｉをさらに含有した前項（１）ま
たは（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。

【０００７】

【作用】本発明者らは、チタン合金の製造性および材質
特性におよぼすＡｌ，Ｆｅの影響に関する研究に日々努
力を傾注した結果、二つの重要な知見を得た。その一つ
は、Ａｌを数％含むチタン合金にＦｅを添加した時、Ｆ
ｅの添加量が１．４％未満では、凝固偏析はきわめて小
さく、この範囲内の添加量では、安定したばらつきのな
い機械的性質が得られることである。このことは、Ａｌ
を数％含む合金では、凝固偏析しやすいＦｅでも添加量
を１．４％未満にすると、機械的性質を致命的にばらつ
かせるほどの偏析は抑制できることを示している。

【０００８】また、他の一つの重要知見は、１％のＦｅ
を含むチタン合金にＡｌを添加すると、引張り強さはＡ
ｌの添加量に比例して増大するが、疲労強度は５．０％
添加量を境にほぼ一定の値となり、引張り強度が上昇し
ても疲労強度はあまり上昇しなくなるという知見であ
る。これは、ＡｌとＦｅは固相中で相反する性質を持っ
ており、１％程度のＦｅを含む合金では、Ａｌの量が
５．０％以上になると、凝固後の冷却中に相反したＡｌ
とＦｅが変態時にミクロ偏析を生じ、Ａｌの濃化した部
分では早期疲労亀裂の発生を助長する局所的すべりが発
生するためである。

【０００９】この第２の知見は、１％程度のＦｅを含有
し、引張り強度よりも疲労特性が重視される用途に使用
される目的を有する合金では、５．０％程度のＡｌを添
加することで十分で、それ以上の添加は無駄であること
を示している。

【００１０】以上の知見をもとに、本発明者らはさらに
詳細な検討を行った結果、従来技術の項で述べたＴｉ−
６．４Ａｌ−１．２Ｆｅと同等で、かつばらつきの少な
い安定した疲労強度を有する組成範囲は、Ｆｅが０．５
％以上１．４％未満、Ａｌが４．４％以上５．５％未満
であることを明らかにした。

【００１１】すなわち、Ｆｅは０．５％以上、Ａｌは
４．４％以上添加しないと強度不足のため、Ｔｉ−６．
４Ａｌ−１．２Ｆｅ相当の疲労強度は得られないし、Ｆ
ｅを１．４％以上添加すると凝固偏析のため、機械的性
質、特に疲労特性にばらつきを生じ安定した値が得られ
ない。またＡｌは５．５％の添加量でほぼＴｉ−６．４
Ａｌ−１．２Ｆｅ並の疲労強度に達しており、それ以上
の添加は、もはや疲労強度の向上には寄与しない。以上
に加えて、Ａｌは熱間加工性を低下させる元素として知
られており、これを５．５％未満に限定したことから、
従来合金であるＴｉ−６．４Ａｌ−１．２Ｆｅよりも熱
間での変形抵抗が低下し、延性が増す。

【００１２】さて本発明２では、本発明１の合金に含有
される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（Ｔｉ₂Ｎｉ，ＴｉＣ
ｒ₂，ＴｉＭｎ）を容易に生成し、疲労特性の極端な低
下を生じるからである。

【００１３】ここで、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅの総量は
０．５％以上１．４％未満でなくてはならない。その理
由は総量で０．５％以上添加しないと強度不足のため、
Ｔｉ−６．４Ａｌ−１．２Ｆｅ相当の疲労強度は得られ
ないからであり、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅは単独ではな
く協力的に凝固偏析を生じるため、本発明１でＦｅの上
限値として明示した値は、本発明２では、Ｎｉ，Ｃｒ，
Ｍｎ，Ｆｅの総量の上限値となる。

【００１４】さて、本発明３では、０．０５％以上０．
２５％未満のＳｉを本発明１および２の合金にさらに添
加することとしたが、これは、少量のＳｉはチタン合金
のクリープ特性を向上させるという一般的知見を、本発
明１および２に記載した合金のクリープ特性改善に活用
したものである。但し、その効果発現には０．０５％以
上の添加が必要であり、また、０．２５％以上添加する
とＴｉとＳｉの化合物相が析出し、疲労特性を著しく低
下させる。

【００１５】

【実施例】表１に示す成分の合金を、電子ビーム溶解法
により約１０kg製造し、これをさらに１０５０℃で鍛造
し、さらに９００℃に加熱し、直径３０mmの棒材に圧延
し、７５０℃で１時間の焼鈍を行い、空冷した。この棒
材から切り出した試験片を用いて、引張り試験（室温、
歪速度１×１０−４ｓ^-1）、高温高速引張り試験（歪速
度５ｓ^-1）、回転曲げ疲労試験、クリープ試験を大気中
で行った。

【００１６】熱間加工性は、９００℃における変形抵抗
および絞り値で、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
間加えた時の塑性歪量で、各々評価した。疲労特性の安
定性は、繰り返し数１．０×１０⁶〜９．９×１０⁶回
で破断した試料１０本の破断強度の標準偏差で評価し
た。表２は、表１に示した試料の各種試験結果である。

【００１７】

【表１】

【００１８】

【表２】

【００１９】試験番号１は「従来の技術」の項で説明し
たＴｉ−６．４Ａｌ−１．２Ｆｅ合金であり従来例に相
当する。表２に示すように、４８０MPa の高い疲労強度
を有しているが、９００℃における変形抵抗値が高くし
かも絞りが５０％と乏しく、熱間加工性に劣っている。
さて、試験番号２，３，５，７，９は本発明１の実施例
である。いずれの場合も、試験番号１の従来例に比べ
て、室温での引張り強度は低いが、疲労強度は４６５MP
a 以上であり、従来例の４８０MPa と遜色のないレベル
である。しかもばらつきが少なく安定した値が得られて
いる。さらに、高温での変形抵抗も従来例よりも低く、
高い絞り値が得られており、熱間加工性にも優れてい
る。これらは、ＡｌとＦｅの量を規定することにより、
一定の強度レベルを確保しつつ、疲労特性に悪影響をお
よぼす凝固や変態に伴う偏析を排除し、さらに熱間加工
性を向上させた結果である。

【００２０】これに対し、試験番号４および１０は、疲
労強度が４５０MPa 以下の低い値しか得られなかった。
これはＦｅあるいはＡｌの添加量が本発明１の下限値未
満であったため、強度不足となり、十分な疲労強度が確
保できなかったものである。また、試験番号６は疲労特
性のばらつきが大きく、４８０MPa でも１０⁷回の繰り
返し数に耐える試験片もあったが、一方で４４０MPa で
も途中で破断する試験片もあり、きわめて不安定であっ
た。

【００２１】これは、Ｆｅの添加量が本発明１の上限値
を超えたため、機械的性質を致命的にばらつかせるほど
の凝固偏析が生じたことによる。試験番号８は高い安定
した疲労強度が得られているが、これよりもＡｌの添加
量の少ない試験番号７と同じレベルであり、Ａｌが無駄
に添加されており、さらに熱間加工性も試験番号７より
もやや低下している。

【００２２】さて、試験番号１１，１３，１５，１７，
１９は、Ｆｅの一部をＮｉ，Ｃｒ，Ｍｎで代替した本発
明２の実施例である。いずれも高い安定したばらつきの
少ない疲労強度が得られており、高い熱間加工性をも有
している。これは、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、Ｆｅの一部を置
換した効果である。しかし、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎの個々の
添加量が、本発明２の上限値以上添加された試験番号１
２，１４，１６は疲労強度が著しく低下している。

【００２３】これは標記上限値以上添加したため脆い平
衡相である金属間化合物相（Ｔｉ₂Ｎｉ，ＴｉＣｒ₂，
ＴｉＭｎ）が生成し、疲労特性が極端に低下したもので
ある。また試験番号１８は、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎの
添加量の総量が１．４％を超えたため、これらの元素の
協力的凝固偏析を生じ、疲労特性に多大なばらつきを生
じ不安定な材料となってしまった。また、試験番号２０
はＦｅ，Ｎｉ，Ｍｎの総量が０．３％しかなく、本発明
の効果を十分に発揮させるに必要な０．４％未満であっ
たため、強度不足となり、十分な疲労強度が確保できな
かった。

【００２４】試験番号２，１１，１３は４００℃におけ
るクリープ特性も調べたが、表２に示すように、従来合
金であるＴｉ−６．４Ａｌ−１．２Ｆｅ（試験番号１）
よりも耐クリープ特性に劣っている。これをＳｉ添加に
より改善を試みた本発明３の実施例が試験番号２２，２
３，２４である。

【００２５】いずれもクリープ歪が減少し、試験番号１
の従来合金並あるいはそれ以上となっている。しかし、
Ｓｉの添加量が不十分であった試験番号２１ではその効
果は見られない。またＳｉを本発明の上限値を超えて添
加した試験番号２５は、クリープ特性は上がっているも
のの、ＴｉとＳｉの化合物の析出により、疲労強度が著
しく低下している。

【００２６】

【発明の効果】本発明により、従来のＡｌ−Ｆｅ系チタ
ン合金と同等でかつ安定したばらつきの少ない疲労強度
と、それよりも高い熱間加工性を有するチタン合金を製
造できる。あるいは、さらに高い耐クリープ特性をも具
備したチタン合金を製造できる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】０．５％以上１．４％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。