(57)【要約】【課題】  製造過程で影響を受けやすいＲＥＭやＰを用いることなく、安定的に製造することができる被削性に優れたα−β型チタン合金を提供する。【解決手段】  本発明の被削性に優れたチタン合金は、α相とβ相とによって形成されたα−β型チタン合金であって、組織中における平均円相当径が５μm 以下かつ平均アスペクト比が３以上のα相の面積率を４０％以下としたものである。成分をmass％でＡｌ：２．０〜７．０％、Ｃ：０〜０．２５％を含み、かつＶ：５．０％以下、Ｃｒ：６．０％以下、Ｆｅ：２．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下の１種または２種以上を合計で２．０〜１０％含み、残部Ｔｉおよび不可避的不純物とすることにより、強度および延性バランスに優れたチタン合金とすることができる。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
α相とβ相とによって形成されたα−β型チタン合金であって、組織中における平均円相当径が５μm 以下かつ平均アスペクト比が３以上のα相の面積率が４０％以下である、被削性に優れたα−β型チタン合金。
【請求項２】
mass％で、Ａｌ：２．０〜７．０％、Ｃ：０〜０．２５％を含み、かつＶ：５．０％以下、Ｃｒ：６．０％以下、Ｆｅ：２．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下の１種または２種以上を合計で２．０〜１０％含み、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなる請求項１に記載したα−β型チタン合金。
【請求項３】
さらに、Ｓｉ：１．０％以下を含む請求項２に記載したα−β型チタン合金。
【請求項４】
さらに、Ｚｒ：５．０％以下、Ｓｎ：５．０％以下の１種または２種を合計で６．０％以下を含む請求項２又は３に記載したα−β型チタン合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は被削性に優れたα−β型チタン合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
α−β型チタン合金は、六方晶ＨＣＰ構造をもつα相と、体心立方晶ＢＣＣ構造をもつβ相を併存させることによって、強度・延性、破壊靭性、疲労強度などの特性を調整することかでき、機械構造部品の素材として広く使用されている。特にコンロッド、吸排気バルブ、懸架ばね、マフラー等の自動車部品では軽量化・燃費向上の観点からチタン合金の使用が有望視されている。しかし、チタンの特性上、被削性が悪く、被削性の改善が望まれている。
【０００３】
このような課題に対して、被削性を改善したチタン合金として、例えば特公平６−９９７６４号公報（特許文献１）には、Ｓｃ，Ｙなどの希土類元素（ＲＥＭ）とＳ，Ｓｅ，Ｔｅなどの元素を複合添加して、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、また特公平６−５３９０２号公報（特許文献２）には、ＲＥＭ添加によって被削性を向上させ、熱間加工性を改善するためにＢを添加した快削チタン合金が、また特許２６２６３４４号公報（特許文献３）には快削成分として、Ｐ及びＳ、Ｐ及びＮｉ、Ｐ，Ｓ及びＮｉ等を添加し、マトリックスの延性低下と介在物の微細化により、快削性を改善しつつ、熱間加工性や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。
【特許文献１】特公平６−９９７６４号公報
【特許文献２】特公平６−５３９０２号公報
【特許文献３】特許２６２６３４４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、ＲＥＭ化合物やＰ化合物で被削性を向上させる手法は、まず成分コストが高くなる上に、溶解−鍛造工程における温度や冷却速度によって影響を受け易く、目的の介在物を得るには製造工程上厳密な管理か必要であり、また素材形状やサイズによってバラツキも大きいという問題がある。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、ＲＥＭやＰのような製造過程で影響を受けやすい特殊な元素を用いることなく、安定的に製造することができる被削性に優れたα−β型チタン合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
α−β型チタン合金の焼鈍材のミクロ組織は、通常、一次α相と二次α相と残留β相の３つの相から形成される。本発明者は、これらの相の形態に着目し、被削性は二次α相のアスペクト比に強く依存し、微細な二次α相が針状（アスペクト比大）に生成するとマトリックス（一次α相以外の部分、すなわちβ相および二次α相）の破壊靭性が高くなり、切削時の抵抗が増大し、一方、強度・延性は前記二次α相のアスペクト比にほとんど影響を受けないことを見出した。本発明は破壊靭性の高い二次α相の生成を抑制することによって強度・延性を損なうことなく被削性を飛躍的に改善することに成功したものである。
【０００６】
すなわち、本発明の被削性に優れたチタン合金は、α相とβ相とによって形成されたα−β型チタン合金であって、組織（α相およびβ相）中における平均円相当径が５μm 以下かつ平均アスペクト比が３以上のα相の面積率を４０％以下としたものである。
【０００７】
前記α−β型チタン合金において、合金成分をmass％でＡｌ：２．０〜７．０％、Ｃ：０〜０．２５％を含み、かつＶ：５．０％以下、Ｃｒ：６．０％以下、Ｆｅ：２．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下の１種または２種以上を合計で２．０〜１０％含み、残部Ｔｉおよび不可避的不純物とすることが好ましい。このような成分とすることにより７４０ＭＰａ以上の高強度、１０％以上の伸びを備えた、優れた機械的性質を備えることができる。前記合金成分は、さらにＳｉ：１．０％以下を含み、あるいはさらにＺｒ：５．０％以下、Ｓｎ：５．０％以下の１種または２種を合計で６．０％以下含有することができる。
【発明の効果】
【０００８】
本発明のα−β型チタン合金は、平均円相当径が５μm 以下で、平均アスペクト比が３以上の、破壊靭性の高い針状二次α相の面積率を４０％以下に抑制したので、強度・延性をほとんど損なうことなくことなく、被削性を著しく向上させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
以下、本発明のα−β型チタン合金の組織について詳しく説明する。
本発明のα−β型チタン合金は、組織がα相とβ相とが形成される限り、特に組成は限定されないが、組織（α相およびβ相）中に存在する二次α相の内、アスペクト比が３以上の針状のものの面積率を４０％以下、好ましくは３５％以下に止める。
【００１０】
前記二次α相は、通常、焼鈍温度からの冷却中にβ相中から生成し、平均円相当径で５μm 以下と微細なものである。この二次α相はアスペクト比が３以上と針状の形態になると、マトリックス（一次α相以外の部分）の破壊靭性を上げる作用を持つようになる。一方、平均円相当径が５μm 超の一次α相や、二次α相でもアスペクト比が３未満のものはマトリックスの破壊靭性にあまり影響を与えない。そしてアスペクト比が３以上の二次α相が組織中に４０％超になるとマトリックスの破壊靭性が著しく高くなり、被削性が急速に劣化するようになる。このため、本発明ではアスペクト比が３以上の二次α相（平均円相当径が５μm 以下のもの）の面積率を４０％以下、好ましくは３５％以下とする。なお、強度・延性レベルは、二次α相のアスペクト比が変化してもほとんど影響を受けない。このため、成分およびα相・β相の構成分率が同等のα−β型チタン合金であれば、アスペクト比が３以上の二次α相の量を４０％以下に抑制することで、強度・延性をほとんど損なうことなく、被削性を飛躍的に向上させることができる。
【００１１】
以上のとおり、本発明ではアスペクト比が３以上の二次α相の量を４０％以下に抑制することによって、チタン合金成分に拘わらず、被削性を飛躍的に向上させることができるが、ここで強度・延性バランスに優れたα−β型チタン合金の実施形態についてさらに説明する。
【００１２】
このα−β型チタン合金は、mass％で、Ａｌ：２．０〜７．０％、Ｃ：０〜０．２５％を含み、かつＶ：５．０％以下、Ｃｒ：６．０％以下、Ｆｅ：２．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下の１種または２種以上を合計で２．０〜１０％含み、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなるものであり、引張強さ（ＴＳ）が７４０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が１０％以上有し、そのほか降伏強度（ＹＳ）が６００ＭＰａ以上、絞り（Ｒａ）が３０％以上有するものであり、鉄鋼材の代替可能な各種機械構造用材として好適なものである。以下、成分限定理由について説明する。
【００１３】
Ａｌ：２．０〜７．０％、Ｃ  ：０〜０．２５％
ＡｌおよびＣはα安定化元素であり、α相を生成させるためにＡｌを必須成分として、Ｃを選択元素として添加する。Ａｌが２．０％未満ではα相の生成が過少になり、また十分な強度が発現せず、前記目標のＴＳ、ＹＳを満足することができないようになる。このため、Ａｌの下限を２．０％、好ましくは２．２％とする。一方、Ａｌ量が７．０％と超えて過多になると、延性が劣化し、Ｅｌが目標値を下回るようになる。このため、Ａｌの上限を７．０％、好ましくは６．０％とする。Ｃも強度の向上に寄与するが、０．２５％を超えて添加すると、延性が劣化し、ＥｌおよびＲａが目標値を下回るようになる。このため、Ｃ量の上限を０．２５％、好ましくは０．２０％とする。
【００１４】
Ｖ：５．０％以下、Ｃｒ：６．０％以下、Ｆｅ：２．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下の１種または２種以上を合計で２．０〜１０％
これらの元素はβ安定化元素であり、β相を生成させるために必須成分として合計量で２．０％以上、好ましくは３．０％以上添加する。これらの元素も強度を向上させる作用があり、それぞれの元素の上限を超えて添加すると、また合計量で１０％を超えて添加するとＥｌの劣化を招来する。特に、Ｆｅ量が過多になるとＲａも低下するようになる。このため、各元素の上限を上記のとおり規定し、また合計量の上限を１０％とする。
【００１５】
上記基本元素の他は、残部Ｔｉおよび不可避的不純物で構成されるが、さらに強度を向上させるために必要に応じて(1) Ｓｉ：１．０％以下、(2) Ｚｒ：５．０％以下、Ｓｎ：５．０％以下の１種または２種を合計で６．０％以下、の各群から選択される元素を単独で、あるいは複合して含有することができる。
Ｓｉが１．０％超、Ｚｒ及びＳｎが各々単独で、あるいは合計で６．０％超になると、延性が劣化し、目標レベルのＥｌを得ることができないようになる。このため、Ｓｉ、Ｚｒ及びＳｎの各元素の上限、Ｚｒ及びＳｎの合計量を上記のように規制する。
【００１６】
上記実施形態のチタン合金は、常法に従い、鋳片を熱間鍛造した後、加工熱処理を施して目的形状に加工した後、焼鈍を行う。すなわち、β変態温度の直上で熱間鍛造した後、β相あるいはβ−α二相域で熱間圧延などの加工熱処理を行い、引き続いてあるいは一旦冷却した後、α−β二相域（６５０〜８７０℃程度）の温度で、１５〜１２０分程度の焼鈍を行う。この焼鈍によりα相の量、結晶粒径を整える。
焼鈍後の冷却速度は本発明では重要である。焼鈍後、従来は空冷（０．５〜２℃/sec程度）されていたが、本発明では焼鈍時のα−β二相域から水冷して５℃/sec以上の冷却速度で冷却する。これにより、冷却過程で生成して来る二次α相のアスペクト比を３未満に小さくし、アスペクト比が３以上のものを４０％以下に抑制する。あるいは、前記焼鈍（一次焼鈍）後、常法のように空冷した後、一旦生成した針状の二次α相を一次焼鈍温度＋２０〜５０℃程度で、１５〜１５０分程度の再加熱（再焼鈍）を行い、針状二次α相を球状化し、アスペクト比が３以上のものを４０％以下に減少させる。
【００１７】
以下、本発明のα−β型チタン合金の実施例を挙げてより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例により限定的に解釈されるものではない。
【実施例】
【００１８】
下記表１に示した種々の成分のチタン合金を真空溶解し、２ｋｇ程度のインゴットを製造した。このインゴットを１２００℃に加熱して熱間鍛造し、冷却後、再度９３０℃に加熱して直方体形状（断面３０mm角）に熱間鍛造し、表２に示す焼鈍温度にて６０分程度保持し、同表に示す冷却速度で冷却した後、一部の試料については再焼鈍（一次焼鈍温度＋３０℃で６０分程度保持）後、空冷した。
【００１９】
このようにして得られた試料から組織観察試験片を厚さ１／４部位、１／２部位からそれぞれ３点採取した。前記６点の組織観察試験片を用いて組織観察試料を作製し、α相の各結晶粒について円相当径と面積、アスペクト比を求め、全α相の平均面積率、平均円相当径が５μm 以下でアスペクト比が３以上のα相（対象α相）の平均面積率を求めた。組織観察試料は、試験片を湿式エメリー研磨した後、Ｓ−ＯＰＳ（シリカ、過酸化水素、アンモニアの混合液）を用いて観察表面を鏡面にバフ研磨し、その後、腐食液（水：硝酸：フッ酸＝８０：１５：１）でエッチング処理を行った。組織定量化方法は、走査型電子顕微鏡を用いて、各組織観察試料に対して２０００倍の写真を１０視野撮影して、市販されている画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏなど）を用いて、α相の結晶粒の円相当径と面積率、アスペクト比を求めた。アスペクト比はα相結晶粒の長径／短径によって求めた。これらの測定結果を表２に併せて示す。
【００２０】
また、前記各部位から引張試験片および被削性試験片をそれぞれ３点採取し、引張試験片を用いて引張試験を実施し、ＴＳ、Ｅｌ等の機械的特性を測定した。また、被削性試験片を用いて、ドリル加工試験を行い、ドリルが折損するまでの穿孔数（深さ９mm）で被削性を評価した。使用した工具は、三菱マテリアル製超硬（ＴｉＡｌＮコーティングＶＣ−ＳＳＳ）３φ、切削速度は６０ｍ／min 、送り速度は０．２４mm／rev とし、水溶性切削油を用いて潤滑した。これらの測定結果（平均値）を表２に合わせて示す。
【００２１】
表２より、平均円相当径が５μm 以下でアスペクト比が３以上のα相（対象α相）が４０％以下の発明例は、総じて被削性に優れている。また、発明例の中でも、請求項２〜４に規定した特定成分を満足する例（試料No. １，２，４，６〜１１，１３〜２１）では、被削性に優れると共にＴＳが７４０ＭＰａ以上、Ｅｌが１０％以上であり、良好な強度と延性とを兼備している。一方、試料No. ２２は特に高延性を狙った発明例であり、また試料No. １７〜２２は特に高強度を狙った発明例であり、所期の機械的特性と優れた被削性が得られている。
【００２２】
【表１】
2005320570.tif 000002
【００２３】
【表２】
2005320570.tif 000003