(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：０．０８〜０．２５％、
Ａｌ：２．０〜８．５％、
及びＶ：０〜５．０％、Ｃｒ：０〜３．０％、Ｆｅ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｎｂ：０〜５．０％、Ｔａ：０〜５．０％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、被削性及び熱間加工性に優れたα−β型チタン合金。
【請求項２】
さらに、Ｓｉ：１．０％以下を含む、請求項１に記載したα−β型チタン合金。
【請求項３】
さらに、Ｚｒ：５．０％以下、Ｓｎ：５．０％以下の元素群から１種又は２種を合計で７．０％以下含む、請求項１又は２に記載したα−β型チタン合金。
【請求項４】
Ｃｒ含有量とＦｅ含有量との比［Ｃｒ］／［Ｆｅ］が０〜３．０である、請求項１から３のいずれか１項に記載したα−β型チタン合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鍛造性などの熱間加工性のみならず、優れた被削性を有し、これにより良好な工具寿命を確保することができるα−β型チタン合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（元素記号に付した数字は当該元素の含有率mass％を示す。）に代表される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るため、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。また被削性に加えて上記のような機械部品を製造するにあたって、鍛造性などの熱間加工性がより良好であることも求められている。
【０００３】
このような要求に対して、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チタン合金が記載されている。
【０００４】
また、特開２００４−９１８９３公報（特許文献４）にはＣを積極添加することによって、常温から５００℃までの実用温度域での強度を低下させることなく、より高温の鍛造温度域での強度を低下させることによって、汎用合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金よりも熱間加工性を向上させると共に、基地中に析出するＴｉＣを３面積％以下に抑えることで疲労特性を改善したα−β型Ｔｉ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
【特許文献４】特開２００４−９１８９３公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
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、溶解−鍛造工程における温度や冷却速度によって被削性が影響を受け易く、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が生じやすい。また、Ｃを添加することによって鍛造性などの熱間加工性を向上させることができるが、特に高速切削を行なった場合には工具寿命が著しく低下し、被削性が低下する場合があった。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、優れた被削性と熱間加工性を兼備し、容易に製造することができる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】
【０００６】
本発明者は、Ｃを添加したα−β型チタン合金について、高速切削時の工具寿命が低下する原因を追及したところ、ＴｉＣの生成量が少ない場合でも、粗大なＴｉＣが存在し、かつ合金元素のＣｒ濃度が高い場合に工具寿命が低下することを見出した。本発明は、かかる知見を基になされたものであり、Ｃの積極添加によって鍛造性を含む熱間加工性を確保しつつ、ＴｉＣ析出物量を低減、微細化し、さらにＣｒ濃度の上限を制限することによって、優れた被削性と熱間加工性とを兼備させることに成功したものである。
【０００７】
すなわち、本発明のα−β型チタン合金は、mass％（以下、単に「％」と表示する。）で、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ａｌ：２．０〜８．５％、及びＶ：０〜５．０％、Ｃｒ：０〜３．０％、Ｆｅ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｎｂ：０〜５．０％、Ｔａ：０〜５．０％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 以下とされたものである。
【０００８】
前記合金成分としては、Ｔｉの一部に代えて、さらにＳｉ：１．０％以下、及び／又はＺｒ：５．０％以下，Ｓｎ：５．０％以下の１種又は２種を合計で７．０％以下、を含む組成とすることができる。
【０００９】
さらに、β安定化元素の一つとしてＦｅが含有される場合、Ｃｒ含有量（０％を含む。）とＦｅ含有量との比［Ｃｒ］／［Ｆｅ］を０〜３．０とすることにより、Ｃの固溶限が増大し、ＴｉＣの析出量、析出サイズが低減すると共に超硬材などの工具材料との摩擦係数が低下し、あるいは化学的な親和性が低下するため、これによって切削温度が低下し、工具摩耗が低減し、切削性がより向上する。また、ＴｉＣの析出量をコントロールするための鍛造条件範囲が拡大するため、製造容易性、引いては生産性が向上する利点がある。
【発明の効果】
【００１０】
本発明のα−β型チタン合金は、優れた熱間加工性と被削性を兼備し、特に高速で切削した場合に工具寿命が低下することなく、多様な機械構造部品を生産性良く製造することができる。このチタン合金は、引張強さ（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が１０％以上有するものであり、各種機械構造用材として好適なものである。また、本発明の製造方法によれば、製造条件に敏感な介在物を用いないので、特性上バラツキのない上記チタン合金を安定して製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明のα−β型チタン合金は、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ａｌ：２．０〜８．５％、及びＶ：０〜５．０％、Ｃｒ：０〜３．０％、Ｆｅ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｎｂ：０〜５．０％、Ｔａ：０〜５．０％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 以下とされたものである。
【００１２】
まず、本発明のα−β型チタン合金の成分限定理由について説明する。
Ｃ：０．０８〜０．２５％
Ｃは強度の向上に効果があり、またβ温度域でＴｉＣとして微細析出するため、β相結晶粒を微細化し、これによって熱間加工性を向上させる。０．０８％未満ではかかる作用が不足する。一方、０．２５％を超えると、室温でα相中に固溶されない粗大なＴｉＣが残留するようになり、機械的特性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下限を０．０８％、好ましくは０．１０％とし、その上限を０．２５％、好ましくは０．２０％とする。
【００１３】
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添加される。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、８００ＭＰａ以上のＴＳが得られないようになる。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８．５％と超えて過多になると、延性が劣化し、Ｅｌが１０％未満に低下する。このため、Ａｌの上限を８．５％、好ましくは８．０％とする。
【００１４】
Ｖ：０〜５．０％、Ｃｒ：０〜３．０％、Ｆｅ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｎｂ：０〜５．０％、Ｔａ：０〜５．０％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％
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合計量で２．０％以上、好ましくは３．０％以上添加される。これらの元素も強度を向上させる作用があるが、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Ｅｌの低下が顕著になる。またＣｒについては３．０％を越える添加は、被削性を低下させる。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、Ｔｉの一部に代えて（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７．０％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５．０％超あるいは合計で７．０％超になると、延性が劣化し、必要な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】
上記化学成分において、さらにＣｒ含有量とＦｅ含有量との比［Ｃｒ］／［Ｆｅ］を０〜３．０とすることが好ましい。Ｃｒ、Ｆｅはともにβ安定化元素であるが、Ｃｒに比してＦｅはＣの固溶限を拡大する作用を有する。Ｃｒ量がＦｅ量に比して、［Ｃｒ］／［Ｆｅ］で３．０超となると、ＦｅによるＣ固溶限の増大作用が失われ、ＴｉＣの析出を抑制できないようになる。このため、Ｆｅが含有される場合、［Ｃｒ］／［Ｆｅ］を０〜３．０、好ましくは０〜２．５以下とするのがよい。
【００１７】
本発明のチタン合金は、その組織が室温でβ相とα相からなるが、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 以下とされる。
本発明の特徴の一つであるＣ添加は、ＴｉＣを生成させ、そのＴｉＣを核としてα相に変態し、結果的にα−β組織が微細化することで鍛造性などの熱間加工性が向上する。一方、ＴｉＣは被削性に大きな影響を及ぼし、ＴｉＣの析出量とそのサイズが大きい場合には著しく工具摩耗が促進される。このため、その平均面積率の上限を１．０％以下、好ましくは０．６％以下とし、平均円相当径を５．０μm 以下、好ましくは３．０μm 以下に制御することが必要である。この制御は、後述するように、圧延や鍛造などの熱間加工工程を制御することによって行なうことができる。
【００１８】
本発明のチタン合金は、前記成分のチタン合金を溶製し、その鋳片を熱間加工（熱間鍛造あるいは熱間圧延）した後、焼鈍を行なうことによって製造される。前記熱間加工は、以下の第１、第２および第３段階の熱間加工を施すことが好ましい。
まず、第１段階として、Ｔβ（β変態温度）＋２００℃以上の温度に鋳片を加熱してβ相領域で加工を行い、ＴｉＣの固溶を促進させる。ここでは加工比（＝元の断面積／熱間加工後の断面積）を１．２以上とることが望ましい。熱間加工は、あまり低温まで行わず、好ましくはＴβ＋１００℃以上で加工を終了することが望ましい。その後、Ｔβ以下の温度まで冷却する。
次に、第２段階として、熱間加工片をＴβ＋５０℃からＴβ＋１００℃の温度範囲に加熱して、熱間加工を施す。これによってＴｉＣを微細に析出させる。ここでは加工比は１．５以上、好ましくは２以上とることが望ましい。
さらに、第３段階として、Ｔβ−６０℃からＴβ−１０℃に加熱して熱間加工を行ない、α−β組織とする。ここでの加工比は２以上とることが好ましい。
次に、Ｔβ−３００℃からＴβ−１００℃の温度範囲内に保持する焼鈍を施し、一次α相の量を調整しつつ、微細なＴｉＣを固溶させる。
このように熱間加工によって、鋳造時に生成した粗大なＴｉＣを一度固溶させた後に、熱間加工中に歪誘起析出によってＴｉＣを微細析出させることで、α−β組織を微細化することができ、また焼鈍時にＴｉＣの固溶を促進させることができる。このようにして得られた微細なα−β組織はその後の鍛造性などの熱間加工性を良好にする。
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】
【００１９】
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、直径約１５０mm×高さ１５０mmのインゴットを製造した。このインゴットに下記のＡ、Ｂ、Ｃのいずれかの条件で熱間鍛造及び焼鈍を施した。なお各温度は最大で±２０℃、および保持時間は最大＋１ｈｒの誤差を含む。
条件Ａ：
Ｔβ＋２３０℃に加熱して２ｈｒ保持した後、１１０mm角に鍛造し、室温まで冷却した。次にＴβ＋８０℃に加熱して１ｈｒ保持した後に９０mmφまで熱間鍛造して室温まで冷却し、次にＴβ−３０℃に加熱して１ｈｒ保持し、６０mmφまで熱間鍛造して室温まで冷却した。続いて、８００℃×２ｈｒ保持の焼鈍を行い冷却した。
条件Ｂ：
Ｔβ＋２３０℃に加熱して１ｈｒ保持した後、Ｔβ＋８０℃まで冷却した後、１ｈｒ保持してから、９０mmφに鍛造して室温まで冷却した。次にＴβ−３０℃に加熱して１ｈｒ保持し、６０mmφまで熱間鍛造して室温まで冷却し、続いて、８００℃×２ｈｒ保持の焼鈍を行った。
条件Ｃ：
Ｔβ＋２３０℃に加熱して２ｈｒ保持した後、９０mmφに鍛造し、室温まで冷却した。次にＴβ−３０℃に加熱して１ｈｒ保持し、６０mmφまで熱間鍛造して室温まで冷却した。続いて、８００℃×２ｈｒ保持の焼鈍を行なった。
【００２０】
このように３種類の製造条件によって製作された素材から組織観察試験片を採取し、ＴｉＣの平均面積率、ならびに円相当径の平均値の調査を以下の要領で実施した。調査結果を表２に示す。
鍛造後、丸棒６０mmφの定常部（端部から５０ｍｍ以上内側）の長手方向断面の表面から２ｍｍ、Ｄ（直径）／４部、中心近傍より試験片を切り出し、合成樹脂ホルダに埋め込み、試験片が露出するように研削し、さらにパフ研磨を実施した。次いで、腐食することなく、各部位に対し、３視野で４００倍の写真を撮影し、その画像データから画像解析ソフト（ナノシステム株式会社製、NanoHunter NS2K-Lt）を用いて、各写真のＴｉＣの面積率および平均円相当径を求め、全体の平均値としてそれらの平均値を求めた。なお、実施例の各試料合金は、ＴｉＣ以外の析出物、介在物は存在しない。
【００２１】
また、前記３種類の条件によって製作された素材から被削性試験片を採取し、下記の試験条件で切削試験を行った。試料No. ８〜１０（成分No. ６）については、低速切削の影響をみるため、切削速度：５０ｍ／min についても切削試験を行った。調査結果を表２、図１に併せて示す。工具摩耗量（逃げ面）が５０μm 以下のものは合格と評価することができる。
・切削条件
(1) 試験片：６０mmφ丸棒試験片
(2) 工具：Ｈ１３Ａチップ（サンドビック製）
(3) 切削速度Ｖ：１００ｍ／min 、（試料No. ６のみ５０ｍ／minも実施）
(4) 切削送り：０．１０mm／rev 、切り込み量：０．５mm
(5) 切削長さ：１００ｍ
(6) 切削油：無し
【００２２】
また、上記Ａの条件によって製作された素材から引張試験片を作製し、下記条件で、室温（２５℃）での引張試験ならびに熱間鍛造を模擬した高温引張試験を行い、引張強度及び伸びを測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張試験については、ＴＳが８００ＭＰａ以上、Ｅｌが１０％以上のものを合格と評価することができる。また、高温引張試験については、鍛造性の観点からＴＳ：２２０ＭＰａ以下、Ｅｌ：８０％以上を合格と評価することができる。
・引張試験
ＡＳＴＭＥ８に準拠して引張試験を実施した。
・高温引張試験
(1) 試験片の形状、寸法：図２
(2) 試験温度：７５０℃
(3) 歪速度：１００／ｓｅｃ
【００２３】
図１より、低速切削に比して高速切削を行った場合は工具摩耗が激しいが、ＴｉＣの平均面積率が発明範囲の１．０％以下ではその差は小さく、良好な被削性を備えていることがわかる。
また、表２より、成分が本発明範囲内で、製造条件がＡで適切なものは、ＴｉＣの面積率及び／又はサイズが発明範囲内となっており、優れた被削性と鍛造性とを兼備している。試料No. ２２は製造条件がＢであるが、所定のＴｉＣ条件が満足されており、成分系によっては製造条件Ａを採用せずとも、優れた被削性と鍛造性とが得られる。
一方、表２の試料No. １（比較例）より、ＴｉＣ面積率が低くても、そのサイズが大きいと、鍛造性は良好であるものの、被削性が低下している。また、成分が本発明範囲外の試料No. ３０〜３６では、製造条件が適切でも被削性、鍛造性あるいは室温での強度・延性のいずれかが低下している。また、成分が本発明範囲内でも、製造条件がＢ又はＣで不適切なものは、試料No. ２２を除き、ＴｉＣの面積率及び／又はサイズが発明範囲外となっており、被削性が劣っている。
【００２４】
【表１】
0004493029.tif 000002
【００２５】
【表２】
0004493029.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】実施例（成分No. ６）におけるＴｉＣ平均面積率と逃げ面摩耗量（被削性）との関係を示すグラフ図である。
【図２】実施例の高速引張試験で用いた引張試験片の外形図である。
【図１】
0004493029.tif 000004
【図２】
0004493029.tif 000005