WO2016152663A1 - α－β型チタン合金 - Google Patents

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titanium alloy
cutting
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machinability
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圭太郎 田村
赤澤　浩一
義男 逸見
大山　英人
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株式会社神戸製鋼所
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to an ⁇ - ⁇ type titanium alloy.
  • it relates to an ⁇ - ⁇ type titanium alloy having excellent machinability.
  • High strength ⁇ - ⁇ type titanium alloys represented by Ti-6Al-4V are light weight, high strength, high corrosion resistance, and can easily change the strength level by heat treatment. It has been widely used mainly in the aircraft industry. In order to further utilize these characteristics, in recent years, automobile parts such as automobile and motorcycle engine parts, sports equipment such as golf equipment, civil engineering and building materials, various tools, eyeglass frames and other consumer goods fields, Application to deep seas and energy development applications is also expanding.
  • Patent Document 1 discloses an ⁇ - ⁇ type titanium alloy extruded material excellent in fatigue strength and a method for producing the ⁇ - ⁇ type titanium alloy extruded material.
  • the ⁇ - ⁇ type titanium alloy extruded material contains a specified amount of C and Al, and a total of any of V, Cr, Fe, Mo, Ni, Nb, and Ta is 2.0 to 10.0. %,
  • the area ratio of the primary ⁇ phase is within a certain range, and the major axis direction of the primary ⁇ grains of 80% or more of the primary ⁇ phase falls within the specified angle range, and the secondary ⁇ phase It is shown that the average minor axis of the phase is 0.1 ⁇ m or more.
  • Patent Document 2 discloses an ⁇ - ⁇ type titanium alloy for casting that has higher strength and superior castability than Ti-6Al-4V alloy. Yes. Specifically, there is shown an ⁇ - ⁇ type titanium alloy containing prescribed amounts of Al, Fe + Cr + Ni, and C + N + O, and further containing a prescribed amount of V as required, with the balance being Ti and inevitable impurities.
  • Patent Document 3 a rare earth element (REM, Rare Earth Metal) and Ca, S, Se, Te, Pb, Bi are appropriately contained to form a granular compound, thereby suppressing a decrease in toughness and ductility.
  • REM Rare Earth Metal
  • Patent Document 4 also describes a free-cutting titanium alloy in which machinability is improved by containing a rare earth element and hot workability is improved by containing B.
  • Patent Document 5 P and S, P and Ni, or P and S and Ni as free-cutting components, and addition of REM in addition to these elements, the reduction of the ductility of the matrix and the fineness of inclusions are disclosed.
  • a free-cutting titanium alloy that improves hot-cutting properties while ensuring hot workability and suppressing a decrease in fatigue strength is described.
  • Patent Document 6 discloses an ⁇ - ⁇ type titanium alloy excellent in machinability and hot workability, together with a prescribed amount of C and Al, and a prescribed amount of V, Cr, Fe, Mo, Ni, Nb, One type or two or more types from a ⁇ -stabilizing element group of Ta are included in a total of 2.0 to 10%, the balance is Ti and impurities, the average area ratio of TiC precipitates in the structure is 1% or less, and TiC A titanium alloy in which the average value of the average equivalent circle diameter of the precipitates is 5 ⁇ m or less is shown.
  • the present invention has been made paying attention to the circumstances as described above, and the object thereof is ⁇ - ⁇ typified by Ti-6Al-4V without requiring strict control of the manufacturing process.
  • An object is to realize an ⁇ - ⁇ type titanium alloy having high strength at the level of a type titanium alloy and excellent hot workability and exhibiting machinability superior to the above Ti-6Al-4V.
  • the ⁇ - ⁇ type titanium alloy of the present invention that has solved the above problems is at least one of Cu: 0.1 to 2.0% and Ni: 0.1 to 2.0% by mass.
  • the ⁇ - ⁇ type titanium alloy further includes, in mass%, V: more than 0% and 5.0% or less, Mo: more than 0% and 5.0% or less, Nb: more than 0% and 5.0% or less, and Ta : One or more elements selected from the group consisting of more than 0% and 5.0% or less may be contained in total exceeding 0% and 10% or less.
  • the ⁇ - ⁇ type titanium alloy may further contain Si: more than 0% and 0.8% or less by mass%.
  • the present invention has high workability such as high strength of ⁇ - ⁇ type titanium alloy represented by Ti-6Al-4V and excellent forgeability, and is superior to Ti-6Al-4V. It is possible to provide an ⁇ - ⁇ type titanium alloy that exhibits machinability and can ensure a good tool life.
  • FIG. 1 is a photomicrograph of the titanium alloy of the present invention.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to solve the above-mentioned problems. As a result, by including at least one of Cu and Ni in a specified amount, ductility at a high temperature is greatly improved. It has been found that the resistance is lowered, that is, the machinability is improved.
  • the component composition of the ⁇ - ⁇ type titanium alloy of the present invention will be described in order from Cu and Ni which are features of the present invention.
  • At least one element of Cu: 0.1 to 2.0% and Ni: 0.1 to 2.0% are dissolved in the ⁇ phase and ⁇ phase in the alloy at a high temperature. To increase the hot workability. Thereby, especially cutting resistance becomes low and machinability improves. These elements may be used alone or in combination of two kinds. If the content of each element is less than 0.1%, the effect of improving the ductility is small. Therefore, the content of each element is set to 0.1% or more. The content of each element is preferably 0.3% or more, more preferably 0.5% or more, respectively. On the other hand, when the content of each element exceeds 2.0%, a decrease in machinability due to an increase in hardness and a decrease in hot workability such as forgeability tend to occur. Therefore, the content of each element is set to 2.0% or less. The content of each element is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less.
  • Al 2.0 to 8.5% Al is an ⁇ -stabilizing element and is contained to generate an ⁇ -phase. If the amount of Al is less than 2.0%, the ⁇ phase is generated too little to obtain sufficient strength. Therefore, the Al content is 2.0% or more.
  • the amount of Al is preferably 2.2% or more, more preferably 3.0% or more.
  • the Al amount is set to 8.5% or less.
  • the amount of Al is preferably 8.0% or less, more preferably 7.0% or less, and still more preferably 6.0% or less.
  • C 0.08 to 0.25%
  • the amount of C is an element showing an effect of improving the strength, and in order to exert this effect, the amount of C needs to be 0.08% or more.
  • the amount of C is preferably 0.10% or more.
  • the C amount is 0.25% or less.
  • the amount of C is preferably 0.20% or less.
  • These elements are ⁇ -stabilizing elements. These elements may be used alone or in combination of two kinds. In order to exert the above effects, it is necessary to make these elements 1.0% or more in total.
  • the content of these elements is preferably 2.0% or more in total, more preferably 3.0% or more in total.
  • the lower limit of the content of these elements may be 1.0% or more as described above, and the lower limit of the content of each element is not particularly limited.
  • the lower limit of the content of each element can be 0.5% or more, and further can be 1.0% or more.
  • Fe is contained, the content can be 0.5% or more, and further 1.0% or more.
  • the total amount of these elements is 7.0% or less. Preferably it is 5.0% or less in total, more preferably 4.0% or less in total. Even within the range of the total amount, when the amount of Fe is excessive, the ductility is significantly reduced. Therefore, the amount of Fe is suppressed to 2.5% or less.
  • the amount of Fe is preferably 2.0% or less.
  • the Cr content is 4.5% or less.
  • the amount of Cr is preferably 4.0% or less, more preferably 3.0% or less.
  • the ⁇ - ⁇ type titanium alloy of the present invention contains the above components, with the balance being Ti and inevitable impurities. Inevitable impurities include P, N, S, O and the like.
  • the ⁇ - ⁇ type titanium alloy of the present invention has a P content of 0.005% or less, an N content of 0.05% or less, an S content of 0.05% or less, and an O content of 0.25% or less. ing.
  • the ⁇ - ⁇ type titanium alloy of the present invention may further contain the following elements.
  • V more than 0% and 5.0% or less
  • Mo more than 0% and 5.0% or less
  • Nb more than 0% and 5.0% or less
  • Ta more than 0% and 5.0% or less
  • elements in total more than 0% and 10% or less.
  • These elements are ⁇ -stabilizing elements. These elements may be used alone or in combination of two or more. In order to generate the ⁇ phase, it is preferable to contain these elements in total of 2.0% or more, and more preferably 3.0% or more in total. The total amount may be more than 0%, and the lower limit of the content of each element is not particularly limited. For example, when V is contained, the lower limit of the content of each element can be 0.5% or more, and further 2.0% or more.
  • the content can be 0.1% or more, and further 1.0% or more.
  • the content may be 0.1% or more, and further 1.0% or more.
  • the content can be 0.1% or more, and further 1.0% or more.
  • the total amount of these elements is preferably 10% or less, more preferably 5.0% or less. Even if the total amount is within the range, the ductility deteriorates if at least one of the elements is excessive. Therefore, it is preferable that the upper limit of any element is 5.0% or less. Any element is more preferably 4.0% or less.
  • Si more than 0% and 0.8% or less Si precipitates Ti 5 Si 3 in the titanium alloy. During cutting, stress is concentrated on the Ti 5 Si 3, by void the Ti 5 Si 3 starting from occurs, tends chips is divided. As a result, it is thought that cutting resistance falls. In order to fully exhibit this effect, it is preferable to contain 0.1% or more of Si, and more preferably 0.3% or more.
  • the Si content is preferably 0.8% or less. More preferably, it is 0.7% or less, More preferably, it is 0.6% or less.
  • titanium alloy of the present invention examples include those whose structure is composed of an ⁇ phase and a ⁇ phase at room temperature, or an ⁇ phase, a ⁇ phase, and a third phase such as Ti 2 Cu or Ti 2 Ni.
  • Si is contained, Ti 5 Si 3 is precipitated in the titanium alloy as described above.
  • the production method of this ⁇ - ⁇ type titanium alloy is not particularly limited, and for example, it can be produced by the following method. That is, it is manufactured by melting a titanium alloy having the above components and subjecting the ingot to hot working, that is, hot forging or hot rolling, followed by annealing if necessary.
  • the hot working the ingot is heated to a temperature range of about ⁇ transformation temperature T ⁇ to (T ⁇ +250) ° C., and the working ratio is expressed by “original cross-sectional area / cross-sectional area after hot working”.
  • Rough forging or rough rolling of about 1.2 to 4.0 is performed, and then finishing with a processing ratio of 1.7 or more is performed in a temperature range of about (T ⁇ ⁇ 50) to about 800 ° C.
  • annealing may be performed at 700 to 800 ° C. as necessary. For example, annealing may be performed for 2 to 24 hours. Furthermore, you may give an aging treatment after that as needed.
  • T ⁇ is obtained from the following formula (1).
  • the following formula (1) is obtained by Morinaga et al., “Design of titanium alloy applying d-electron theory”, Light Metal, Vol. 42, no. 11 (1992), p. This corresponds to the equations (1) to (3) in 614-621.
  • Boave 0.326Mdave-1.95 ⁇ 10 ⁇ 4 T ⁇ +2.217 (1)
  • Boave ⁇ Xi ⁇ (Bo) i
  • Mdave ⁇ Xi ⁇ (Md) i (3)
  • T ⁇ is ⁇ transformation temperature (K) Means.
  • the bond order Bo and the d-orbital energy parameter Md of each element are given in p. 616 in Table 1.
  • Xi is determined from the component composition.
  • These data determine the Boave and Mdave of the elements including Ti, by substituting the above equation (1) can calculate the T beta. In this document, there is no data on Bo or Md of C. However, since the amount of C is small in the present invention, C is ignored and T ⁇ is calculated.
  • Example 1 The specimens were produced as follows. By button arc melting, ingots of titanium alloys having the composition shown in Table 1 and having a diameter of about 40 mm and a height of 20 mm were produced. In each example, the P amount was 0.005% or less, the N amount was 0.05% or less, the S amount was 0.05% or less, and the O amount was 0.25% or less. In Table 1, “-” means that the element is not added.
  • This ingot is heated to 1200 ° C., rough forged at a processing ratio of 2.4 expressed by “original cross-sectional area / cross-sectional area after hot working”, and then at 870 ° C., the processing ratio is 4.4. And finished by forging. Thereafter, annealing was performed at 750 ° C. for 12 hours to obtain a test material. In addition, as shown in the comparative example 7 of following Table 1, the thing which the crack produced by rough forging did not perform finish forging.
  • hot workability was evaluated by hot forgeability in this example.
  • the machinability was evaluated as follows for the samples having good forgeability. That is, a test piece having the following size was collected from the test material and subjected to a cutting test under the following cutting conditions. The machinability is measured by measuring the cutting resistance in the cutting direction from the start of cutting to the end of cutting using a cutting dynamometer, model: 9257B manufactured by Kistler, and calculating the average value of the cutting resistance from the start of cutting to the end of cutting. The average cutting resistance was obtained. When a general ⁇ - ⁇ type titanium alloy Ti-6Al-4V was subjected to a cutting test under the same conditions, the average cutting resistance was 180 N. Therefore, in this Example 1, the average cutting resistance was more than 180 N. The case where it was low was evaluated as excellent in machinability, and the case where the average cutting resistance was 180 N or more was evaluated as inferior in machinability.
  • Cutting condition test piece height 10 mm x width 10 mm x length 150 mm
  • Tool Sandvik carbide tip S30T (Nose 0.4mm) Sandvik end mill R390 (diameter 20mm, single blade)
  • Cutting speed Vc 100 m / min
  • Axial cut depth 1.2mm
  • Radial cut depth 1mm
  • Feed rate 0.08mm / blade cutting length: 150mm
  • Cutting oil None
  • the tensile strength of the ⁇ - ⁇ type titanium alloy of the present invention was also measured. Specifically, using the titanium alloys of Example 1, Example 3, and Comparative Example 1, a tensile test was performed under the conditions of the following test piece shape and the following test speed. As a result, it was 948 MPa in Example 1, 1125 MPa in Example 3, and 948 MPa in Comparative Example 1. Both strengths were high and Ti-6Al-4V, a general ⁇ - ⁇ type titanium alloy, was annealed. Strength of material: higher than 896 MPa. Specimen shape: ASTM E8 / E8M FIG. 8 Specimen3 Test speed: 4.5mm / min
  • Table 1 shows the forgeability evaluation results and average cutting resistance values.
  • Table 1 shows the following. It can be seen that Examples 1 to 8 all satisfy the prescribed component composition in the present invention, and all can be forged well and have excellent forgeability. Furthermore, in these examples, it can be seen that the average cutting resistance is smaller than that of Ti-6Al-4V, which is a general ⁇ - ⁇ type titanium alloy, and also has good machinability.
  • Comparative Examples 1 to 7 did not satisfy the component composition defined in the present invention, the results were inferior in forgeability or in machinability.
  • the comparative example 1 did not contain both Cu and Ni, the average cutting resistance increased.
  • Comparative Example 1 has the same component composition as that of Patent Document 6.
  • the average cutting resistance was sufficiently reduced and good machining was achieved. It can be seen that it is necessary to contain a specified amount of at least one of Cu and Ni as in the present invention in order to reliably obtain the properties.
  • Comparative Example 2 is an example containing Ni, but the amount of Ni is excessive
  • Comparative Example 5 is an example containing Cu, but the amount of Cu is excessive, so both have an average cutting resistance higher than 180N.
  • the machinability deteriorated.
  • Comparative Example 3 and Comparative Example 6 since the respective amounts of Cu and Ni were excessive, both had an average cutting resistance higher than 180 N, resulting in poor machinability.
  • Comparative Example 4 because of the excessive amount of Cu, forgeability decreased.
  • Comparative Example 7 the amounts of Cu and Ni were extremely excessive, so that cracking occurred at the stage of rough forging, resulting in poor forgeability.
  • Example 2 In this example, the effect of Si in particular on machinability was examined. As shown in Table 2, ingots with various amounts of Si were produced, and specimens were obtained in the same manner as in Example 1. In each example, the P amount was 0.005% or less, the N amount was 0.05% or less, the S amount was 0.05% or less, and the O amount was 0.25% or less. In Table 2, “-” means that the element is not added.
  • Example 2 Using the above test material, the presence or absence of a precipitated phase was confirmed as described below, and in Example 2, Vickers hardness was measured as an index of strength. Furthermore, while evaluating forgeability similarly to Example 1, machinability was evaluated as follows. For reference, No. 2 in Table 2 is used. As for Example 3, when the tensile strength was measured in the same manner as in Example 1, it was 968 MPa, and the strength of a general ⁇ - ⁇ type titanium alloy Ti-6Al-4V annealed material: higher than 896 MPa. .
  • FIG. 3 An example observed with the above microscope is shown in FIG. FIG. 3, and the arrow is one of the precipitated phases.
  • Vickers hardness HV Vickers hardness HV was measured at five points under the condition of a load of 10 kgf, and the average value was obtained.
  • the machinability was evaluated as follows for all the examples of Table 2 that had good forgeability evaluated in the same manner as in Example 1. That is, a test piece having the following size was collected from the test material and subjected to a cutting test under the following cutting conditions. The machinability is measured by measuring the cutting resistance in the cutting direction from the start of cutting to the end of cutting using a cutting dynamometer, model: 9257B manufactured by Kistler, and calculating the average value of the cutting resistance from the start of cutting to the end of cutting. The average cutting resistance was obtained. When a general ⁇ - ⁇ type titanium alloy Ti-6Al-4V is subjected to a cutting test under the same conditions, the average cutting resistance is 122 N. Therefore, in this Example 2, the average cutting resistance is more than 122 N. The case where it was low was evaluated as excellent in machinability, and the case where the average cutting resistance was 122 N or more was evaluated as inferior in machinability.
  • Cutting condition test piece height 10 mm x width 10 mm x length 60 mm
  • Tool Sandvik carbide tip S30T (Nose 0.4mm) Sandvik end mill R390 (diameter 20mm, single blade)
  • Cutting speed Vc 100 m / min
  • Cutting oil None
  • Table 2 shows the following. That is, No. of the same component composition as Example 1 of Table 1. 1 and no. No. 2 to 6, particularly No. in which the content other than Si is the same as Example 1 in Table 1 above. As is clear from the comparison with 2 to 4, it can be seen that the inclusion of Si can further reduce the average cutting resistance and ensure sufficiently high machinability as compared with the case where Si is not included. On the other hand, no. 7 or No. As shown in FIG. 8, when the Si content was excessive, the hardness became too high, and on the contrary, the average cutting resistance was increased and the tool was damaged.

Abstract

　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し、かつ前記Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖよりも優れた被削性を示すα－β型チタン合金を提供する。該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ことを特徴とする。

Description

α－β型チタン合金
　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。
特開２０１２－５２２１９号公報 特開２０１０－７１６６号公報 特公平６－９９７６４号公報 特公平６－５３９０２号公報 特許第２６２６３４４号公報 特開２００７－８４８６５号公報
　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。
図１は、本発明のチタン合金の顕微鏡写真である。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　本願は、２０１５年３月２６日に出願された日本国特許出願第２０１５－０６４２７５号および２０１６年１月２１日に出願された日本国特許出願第２０１６－００９４１７号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１５年３月２６日に出願された日本国特許出願第２０１５－０６４２７５号の明細書の全内容および２０１６年１月２１日に出願された日本国特許出願第２０１６－００９４１７号の明細書の全内容が、本願の参考のため援用される。
　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。
　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。
　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。
　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
　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
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
　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。
　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。
　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。
　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
　これらの結果を表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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 (3)

  1. 　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ことを特徴とするα－β型チタン合金。
  2. 　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％以下含む請求項１に記載のα－β型チタン合金。
  3. 　更に、質量％で、Ｓｉ：０％超０．８％以下を含む請求項１または２に記載のα－β型チタン合金。
     
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