(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｖを４．０〜１０．０％、Ｓｎを２．０〜５．０％、Ａｌを２．０〜４．５％、Ｃｒを９．０％以下（０％を含む）、Ｆｅを０．３〜３．５％、Ｓｉを０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏを１０．０％以下（０％を含む）、Ｎｂを６．５％以下（０％を含む）、Ｃｕを６．０％以下（０％を含む）含有し、更にＣとＯを含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であるβ型チタン合金であって、
金属組織中の、幅：０．０５μｍ以上のα相が、０．３μｍの間隔をあけて平行する任意の二本の直線の間に収まる形状であり、且つ、長さが５μｍ以下であると共に、
β相の最大粒径が５０μｍ以下であり、
且つ、以下の式で定義されるＴ１が、７００超、８００未満であることを特徴とする疲労強度に優れたβ型チタン合金。
Ｔ１＝９３７＋１４７．７［Ｏ］＋２０．４［Ａｌ］＋１６１．８［Ｃ］−１９．８［Ｆｅ］−１０．３［Ｍｏ］−８．４［Ｎｂ］−１３．１［Ｖ］−１７．０［Ｃｒ］−０．２［Ｓｎ］−８．５［Ｃｕ］−１２［Ｓｉ］
但し、上式で［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労強度に優れたβ型チタン合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタン合金は、軽量、高強度、高耐食性に加え、溶接性、超塑性、拡散接合性などの利用加工諸特性を有することから、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、ゴルフ用品をはじめとしたスポーツ用品にも使用されるようになってきており、自動車部品、土木建築用素材、各種工具類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。
【０００３】
チタン合金の中でも、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ合金、Ｔｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌ合金等のβ型チタン合金は、時効処理することで高強度が得られやすいため、ゴルフクラブのヘッド、自転車のギヤ、ばね、釣り具、航空機部材などの素材としてその需要は益々拡大する方向にある。
【０００４】
このような実情もあって、近年、β型チタン合金が種々提案されている。特許文献１として、その成分組成を規定することで、高強度および高靭性としたβ型チタン合金線材およびその製造方法が、特許文献２として、予めα相の平均粒径を０．１〜１０μｍ、β相の平均粒径を０．１〜１０μｍとしたβ型チタン合金に、「β変態点−４５０℃」以上で「β変態点−１００℃」未満の温度域において１５分〜１００時間の熱処理を施すβ型チタン合金の製造方法とその製造方法により製造したチタン合金が提案されている。
【０００５】
また、本出願人も、特許文献３として、高価な合金元素であるＶやＭｏの含有量を極力少なくしても、優れた強度−延性バランスを得ることができる高強度・高延性β型チタン合金の提案を行っている。
【０００６】
以上説明したように、これらβ型チタン合金は、強度に優れるという特性を有しており、ゴルフクラブのヘッド、自転車のギヤ、ばね、釣り具、航空機部材などの素材等として広く採用されているが、繰返し応力を受ける部材として用いられることが多く、高負荷繰返し応力下における長寿命化、疲労寿命のばらつき低減といった更なる高疲労強度化が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平１１−６１２９７号公報
【特許文献２】特開２００４−１５６０６４号公報
【特許文献３】特開２００４−２７０００９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、上記従来の実情に鑑みてなされたもので、９００ＭＰａ以上の高負荷応力下においても高い疲労強度が得られるβ型チタン合金を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｖを４．０〜１０．０％、Ｓｎを２．０〜５．０％、Ａｌを２．０〜４．５％、Ｃｒを９．０％以下（０％を含む）、Ｆｅを０．３〜３．５％、Ｓｉを０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏを１０．０％以下（０％を含む）、Ｎｂを６．５％以下（０％を含む）、Ｃｕを６．０％以下（０％を含む）含有し、更にＣとＯを含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であるβ型チタン合金であって、金属組織中の、幅：０．０５μｍ以上のα相が、０．３μｍの間隔をあけて平行する任意の二本の直線の間に収まる形状であり、且つ、長さが５μｍ以下であると共に、β相の最大粒径が５０μｍ以下であり、且つ、以下の式で定義されるＴ１が、７００超、８００未満であることを特徴とする疲労強度に優れたβ型チタン合金である。
Ｔ１＝９３７＋１４７．７［Ｏ］＋２０．４［Ａｌ］＋１６１．８［Ｃ］−１９．８［Ｆｅ］−１０．３［Ｍｏ］−８．４［Ｎｂ］−１３．１［Ｖ］−１７．０［Ｃｒ］−０．２［Ｓｎ］−８．５［Ｃｕ］−１２［Ｓｉ］
但し、上式で［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の疲労強度に優れたβ型チタン合金によると、９００ＭＰａ以上の高負荷応力下においても高い疲労強度を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明の一実施形態のβ型チタンの金属組織を示す模式図である。
【図２】本発明の要件を満足する最大のα相を示す模式図である。
【図３】本発明の一実施形態のβ型チタンの製造方法を温度条件と共に示す工程図である。
【図４】同実施形態のβ型チタンの各製造工程での金属組織の状態を示すもので、（ａ）は回復熱処理を実施しなかった場合の各製造工程での模式図、（ｂ）は回復熱処理を実施した場合の各製造工程での模式図である。
【図５】本発明の要件を満足するβ型チタン合金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図６】本発明の要件を満足しないβ型チタン合金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図７】実施例の小野式回転曲げ疲労試験に用いた試験片の形状および寸法を示す試験片の正面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、９００ＭＰａ以上の高負荷応力下においても高い疲労強度を得ることができる疲労強度に優れたβ型チタン合金を開発するために、鋭意、実験、研究を進めた。その結果、チタンに添加する合金元素、特に、Ｖ、Ｓｎ、Ａｌの含有量を規定すると共に、金属組織として存在するα相の形状を適切な形状とし、更に金属組織中のβ相の最大粒径を規定することで、９００ＭＰａ以上の高負荷応力下においても高い疲労強度が得られることを見出し、本発明の完成に至った。
【００１５】
以下、本発明を実施形態に基づき詳細に説明する。
【００１６】
本発明では、β型チタン合金の成分組成と、金属組織中のα相の形態、および金属組織中のβ相の最大粒径を規定するが、まず、チタンに添加する合金元素の種類と、各合金元素の含有率を定めた理由について、元素毎に詳細に説明する。尚、本明細書中に記載する％は全て質量％を示す。
【００１７】
Ｖ：４．０〜１０．０％
Ｖは、チタン合金として優れた強度−延性バランスを与える上で極めて有効な元素であるが、高価な元素でもあり、コストを抑えるためにはその上限を規定する必要がある。そのため、本発明では、その上限を１０．０％と規定している。低コスト化の観点からより好ましい上限は８．０％である。尚、Ｖ添加によって得られる時効処理後の延性向上効果は、本発明において極めて重要であり、その効果を有効に発現させるためには、最低でも４．０％は含有させる必要がある。より好ましい下限は５．０％である。
【００１８】
Ｃｒ：５．０〜９．０％
Ｃｒは、時効硬化を抑え過度の強度上昇を抑制して延性不足を回避するために有効な元素であるが、その効果を得るためには５．０％以上は含有させる必要がある。好ましい含有量の下限は６．０％である。Ｃｒの含有量を多くすれば多くするほど時効硬化は遅延する。当然のことではあるが時効時間を長くするにつれて時効硬化は進行する。しかしながら、実際の製造において時効時間を極度に長くすることは、生産性を低下させるため実情にそぐわない。航空機部材等に適用されるβ型チタン合金に適用される通常の時効時間は８時間程度であり、この程度の時効時間で十分な強度を確保するための上限は、９．０％の含有量と考えられる。好ましい含有量の上限は８．０％である。
【００１９】
Ｆｅ：０．３〜３．５％
Ｆｅは、Ｃｒと同様に共析型のβ安定化元素であり、Ｃｒと共に添加することで、強度−延性バランスを一段と高めることができる。このような効果は、Ｆｅを０．３％以上添加することで有効に発現することができるが、Ｆｅの含有量が３．５％を超えると、Ｃｒと同様に時効を遅延して高強度化の障害となる。従って、Ｆｅの含有量は３．５％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は３．０％である。
【００２０】
Ｓｎ：２．０〜５．０％
Ｓｎは、冷間加工後の時効処理によって高延性を得るために必要な元素であり、その含有量が２．０％未満ではチタン合金内に、ωδ相が出現し、冷間加工後の時効処理で延性劣化を引き起こす原因になる。よって、２．０％以上、好ましくは２．５％以上含有させることが望ましい。但し、ＳｎはＴｉよりも高密度で、高純度品では高価であるため、低コスト化を目的とすると、極力含有量を少なくする必要がある。従って、その含有量は、多くとも５．０％以下、好ましくは４．５％以下に抑えることが望ましい。
【００２１】
Ａｌ：２．０〜４．５％
Ａｌは、時効処理後の強度を高めるのに必要な元素であり、その効果を発揮させるためには、２．０％以上、好ましくは２．５％以上含有させることが望ましい。しかし、その含有量が多すぎると、逆に延性が低下して冷間加工性が損なわれるので、多くとも４．５％以下、好ましくは４．０％以下にその含有量を抑制する必要がある。
【００２２】
以上、チタンに添加する合金元素の含有量の上下限を説明したが、本発明のβ型チタン合金は、Ｖを４．０〜１０．０％、Ｓｎを２．０％以上、Ａｌを２．０％以上含有することを必須とする。線材を製造する場合は、特に圧延時の温度上昇が問題となり、圧延時の温度上昇はβ相の粒径の粗大化を招く。更に、圧延負荷が高いことも経済性を損ねる。従来はＶ、Ｍｏといった代表的なβ安定化元素を添加することがよく行われてきたが、これらは高価な元素であると共に、多量に添加した場合には圧延時の変形抵抗が大きくなることから、上述した問題を助長することになる。そのため、Ｖ、Ｍｏに代えてＦｅ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｃｕ、ＳｉといったＶ、Ｍｏに比べると安価なβ安定化元素を添加することも考えられるが、完全に代替させることも難しく、また組織（相）の安定性や時効後の強度向上効果においてはＶ、Ｍｏ添加には及ばない。本発明者らの検討の結果、Ｖ含有量を従来より低く抑える（具体的には４．０〜１０．０％とする）と共に、ＳｎとＡｌを適量添加することで前記課題を解決できることが見出されたのである。前記の通り、Ｓｎはβ相を安定化させることに有効な元素であり、またＡｌは時効後の強度を高めることに有効な元素であり、これらをそれぞれ２．０％以上添加することで、添加するＶ量を４．０〜１０．０％と従来に比して少なくすることが可能となるのである。尚、本発明においてはＭｏを含有させることも可能であるが、後記実施例に示す通り、必ずしも添加する必要はない。Ｍｏを添加する場合は、前記の課題を考慮すると１０．０％以下、好ましくは８．０％以下、更に好ましくは７．０％以下とする。
【００２３】
また、β安定化元素として、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｓｉも、Ｖ、Ｍｏと比較して安価であるため、含有させることは可能である。その中でもＳｉは特に安価であり、β安定化元素としてβ型チタン合金に含有させることが有効であるが、Ｓｉの多量の添加はシリサイドが生成して脆化を招くおそれがある。従って、Ｓｉを添加する場合は、多くても０．５％とする。
【００２４】
本発明のβ型チタン合金に添加させる合金元素の成分範囲の限定理由は以上の通りであり、残部はＴｉおよび不可避的不純物である。
【００２５】
また、本発明のβ型チタン合金は、７００＜Ｔ１＜８００という要件を満足することも要件とする。
【００２６】
ここで示すＴ１は、β型チタン合金に添加させる各合金元素等の含有量（質量％）を［  ］で表したとき、
Ｔ１＝９３７＋１４７．７［Ｏ］＋２０．４［Ａｌ］＋１６１．８［Ｃ］−１９．８［Ｆｅ］−１０．３［Ｍｏ］−８．４［Ｎｂ］−１３．１［Ｖ］−１７．０［Ｃｒ］−０．２［Ｓｎ］−８．５［Ｃｕ］
で表すことができる。尚、この式は、各添加元素による影響も考慮した上で、β変態温度（β変態点）を求めるための式である。
【００２７】
また、Ｓｉをβ安定化元素として添加する場合は、Ｔ１は、β型チタン合金に添加させる各合金元素等の含有量（質量％）を［  ］で表したとき、
Ｔ１＝９３７＋１４７．７［Ｏ］＋２０．４［Ａｌ］＋１６１．８［Ｃ］−１９．８［Ｆｅ］−１０．３［Ｍｏ］−８．４［Ｎｂ］−１３．１［Ｖ］−１７．０［Ｃｒ］−０．２［Ｓｎ］−８．５［Ｃｕ］−１２［Ｓｉ］
で表すことができる。
【００２８】
どちらの式で計算された値であっても、このＴ１が７００以下では、β相が熱力学的に安定化しすぎるので、時効α相の生成が抑制され、時効時間が非常に長時間となるため、生産性が低下して工業的に成り立たない。一方、Ｔ１が８００以上になると、圧延後や焼鈍後の冷却中にα相が生成してしまい、粗大な線状のα相が生成して疲労強度を低下させる。従って、７００＜Ｔ１＜８００を、本発明の要件とした。好ましいＴ１の下限は７３０、より好ましいＴ１の下限は７５０であり、また、好ましいＴ１の上限は７８０、より好ましいＴ１の下限は７７０である。
【００２９】
次に、本発明のβ型チタン合金の金属組織について説明する。本発明のβ型チタン合金の金属組織は図１に示すような形状である。２は略球状のβ相（母相）であって、１（１ａ、１ｂ）は線状のα相である。１ａはβ粒界（β相の間）に存在する粒界α相であり、１ｂはβ相２の中に存在する粒内α相である。本発明は、これらα相１のうち、幅：０．０５μｍ以上のα相１の形態（形状と大きさ）と、β相２の最大粒径を発明の要件とする。参考のため、図５に本発明の要件を満足するβ型チタン合金の金属組織の顕微鏡写真を、図６に本発明の要件を満足しないβ型チタン合金の金属組織の顕微鏡写真を示す。
【００３０】
図２に本発明の要件を満足する最大のα相１を示す。このα相１は、幅：０．０５μｍ以上であって、０．３μｍの間隔をあけて平行する任意の二本の直線の間に収まる線状の形状であり、その長さは最大で５μｍである。
【００３１】
β型チタン合金においては、その金属組織中に、ある一定の幅以上のα相１が直線的に連続して生成することが、早期に亀裂が発生し、著しい疲労寿命低下につながることを本発明者らは見出した。一方、連続したα相１であっても、そのα相１が湾曲しておれば亀裂の発生箇所となりにくいことも確認した。そこで本発明者らは、従来のβ型チタン合金に比してより優れた疲労寿命を発揮させるためには、直線状に連続したα相１を低減させることが重要と考え、鋭意、検討を行った結果、α相１に関して、上記の要件を満足させることで、β型チタン合金が高い疲労寿命を発揮し、高い疲労強度が得られることを見出したものである。
【００３２】
尚、金属組織中に生成したα相１の幅が何れも０．０５μｍ未満の場合には、十分な時効がなされておらず、強度不足となるか、または延性が低下して、疲労寿命が低下することとなるので、幅：０．０５μｍ以上のα相１が必ず存在する必要がある。
【００３３】
また、本発明では、β相２の最大粒径が５０μｍ以下であることも要件とする。時効により生成するα相１は優先的にβ粒界上に析出する。この時、β粒界が直線的であれば、自ずとそこに連続したα相１が生成して、亀裂の発生箇所となる。従って、直線状の長いβ粒界が存在すると、幅：０．０５μｍ以上のα相１が、０．３μｍの間隔をあけて平行する任意の二本の直線の間に収まる形状とならず、また、その長さが５μｍ以下とならない可能性が高くなる。特に圧延方向に伸張した未再結晶粒がミクロ組織中に存在する場合は、β粒界に直線的な連続したα相１が生成しやすく、それが疲労寿命に大きく影響する。疲労亀裂は、金属組織中で最も脆弱な箇所に生成、伝播することが殆どであることから、β相２の平均粒径ではなく、最大粒径を規定することが重要であり、本発明では、β相の最大粒径を５０μｍ以下と規定した。
【００３４】
次に、本発明のβ型チタンの製造方法について説明する。本発明のβ型チタンを製造する方法は多々あると考えられ、また、製造する部材も、線材、板材、鍛造材等があるが、ここでは、線材を製造する場合の一例を説明する。
【００３５】
図３に、その製造方法を温度条件と共に示すが、破線はβ変態点を示している。図３に示すように、例えば、本発明のβ型チタンは、「Ａ．熱間圧延→（Ｂ．冷間伸線→）（Ｃ．再結晶処理→）Ｄ．冷間伸線→（Ｅ．回復熱処理→）Ｆ．時効処理」という工程を経ることで、製造することができる。
【００３６】
まず、Ａ．基材の熱間圧延を行うが、仕上げ温度をβ変態点（Ｔ１）以上として圧延を実施する。熱間圧延後、冷却し、Ｄ．冷間伸線を２０〜５０％の減面率で実施する。最後に、Ｆ．時効処理を実施すれば、β型チタン合金を製造することができるが、この時効処理は、（β変態点−３００℃）〜（β変態点−１５０℃）の温度範囲で２時間保持後、空冷（強制空冷を含む）または水冷を行うことで実施する。
【００３７】
また、Ｄ．冷間伸線の前に、β結晶粒微細化のために、Ｃ．再結晶処理を行っても良い。再結晶処理を行うにあたっては、熱間圧延後にも、Ｂ．冷間伸線を行うことが推奨される。Ｂ．冷間伸線を行う場合には、２０％以上の減面率で行う必要がある。冷間伸線を２０％未満の減面率で行った場合には、その後に行う熱処理などの影響によって、むしろβ結晶粒の成長が促進され、β相２の最大粒径が５０μｍを超えてしまう可能性がある。また、このときの再結晶処理は、β変態点〜（β変態点＋５０℃）の温度範囲で３０秒〜３時間程度保持後、空冷または水冷を行うことが推奨される。
【００３８】
また、必要に応じて、Ｄ．冷間伸線の後に、Ｅ．回復熱処理を実施しても良い。回復熱処理は、（β変態点−１００℃）〜β変態点の温度域で保持時間は２時間以下とし、その後、空冷を行うことで実施する。
【００３９】
以上で、本発明のβ型チタンを製造することができるが、次に、回復熱処理を実施した場合と、実施しなかった場合のβ型チタンの金属組織の違いを、図４に基づき説明する。
【００４０】
図４の（ａ）は回復熱処理を実施しなかった場合、（ｂ）は回復熱処理を実施した場合である。Ｄ．冷間伸線後にはβ相２には直線状のスリップバンド３が形成されるが、Ｅ．回復熱処理を実施することで、スリップバンド３を波状とすることができ、Ｆ．時効処理後のα相の長さを短くすることができる。この回復熱処理は、前記の製造条件の説明では必ずしも必要でないと説明したが、α相１を所望の形態とするために有効であると考えることができる。
【実施例】
【００４１】
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、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４２】
本実施例では、まず、６０ｍｍ角のビレットを作製して、熱間圧延を行い、線径：１６〜２１．５ｍｍφとした。その後、再結晶処理（保持時間は２０分）、冷間伸線、回復熱処理（保持時間は４０秒）、時効処理（保持時間は２時間で強制空冷）という工程を経て最終的に線径：６〜１２．６ｍｍφの線材を作製した。作製したβ型チタン合金でなる各線材の成分組成を表１に示す。
【００４３】
【表１】
0005503309.tif 000002
【００４４】
作製したβ型チタン合金でなる各線材の金属組織の観察・測定と、疲労寿命の測定・評価を夫々下記の要領で行った。
【００４５】
β型チタン合金の金属組織の形態については、以下に示す方法で観察を実施した。α相形態については、電界放出型走査顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）を用い、電子後方錯乱解析像法（ＥＢＳＤ）によって、方位解析によりα相を観察しつつ、基本的にはＳＥＭ像によりその形態を確認した。一方、β相については、線材の圧延方向と平行の断面に鏡面加工を施した後、その加工面を硝フッ酸でエッチングし、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で観察を行い、１０視野中のβ粒の最大径（長径）を最大粒径とした。
【００４６】
β型チタン合金の疲労寿命については、先に示した方法で作製した線材から図７に示す試験片を採取し、９５０ＭＰａの高負荷応力下において小野式回転曲げ疲労試験を実施した。周波数は２７００〜３０００ｒｐｍである。本実施例ではこの小野式回転曲げ疲労試験の結果、破断までのサイクル数が２０００００（２．０Ｅ＋０５）超であったものを疲労強度に優れたβ型チタン合金であると判断した。
【００４７】
以上の試験結果を表２に示す。
【００４８】
【表２】
0005503309.tif 000003
【００４９】
表２の番号２〜４、９〜１４が本発明の要件を全て満足する発明例である。これら発明例では小野式回転曲げ疲労試験で得られた破断サイクル数が全て２０００００（２．０Ｅ＋０５）超であり、疲労強度に優れたβ型チタン合金であると判断することができる。
【００５０】
一方、番号１はβ相の最大粒径とα相の長さが本発明の要件を満足しない比較例、番号５はα相の長さが本発明の要件を満足せず冷間伸線の減面率も前記した線材の製造条件を満足しない比較例、番号６はα相の長さが本発明の要件を満足しない比較例、番号７は金属組織中に幅０．０５μｍ以上のα相が存在しないことで本発明の要件を満足せず時効処理温度も前記した線材の製造条件を満足しない比較例、番号８はβ相の最大粒径とα相の長さが本発明の要件を満足せず熱間圧延の条件も前記した線材の製造条件を満足しない比較例、番号１５はＴ１が本発明の要件を満足せず金属組織中に幅０．０５μｍ以上のα相が存在しないことでも本発明の要件を満足しない比較例である。
【００５１】
これら比較例では小野式回転曲げ疲労試験で得られた破断サイクル数が全て２０００００（２．０Ｅ＋０５）以下であり、疲労強度に優れたβ型チタン合金であるということができない。
【符号の説明】
【００５２】
１…α相
１ａ…粒界α相
１ｂ…粒内α相
２…β相
３…スリップバンド
【図１】
0005503309.tif 000004
【図２】
0005503309.tif 000005
【図３】
0005503309.tif 000006
【図４】
0005503309.tif 000007
【図５】
0005503309.tif 000008
【図６】
0005503309.tif 000009
【図７】
0005503309.tif 000010