JPH02129331A

JPH02129331A - 冷間加工性に優れたβ型チタン合金

Info

Publication number: JPH02129331A
Application number: JP28329388A
Authority: JP
Inventors: Wataru Takahashi; 渉高橋; Hisashi Maeda; 尚志前田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-11-09
Filing date: 1988-11-09
Publication date: 1990-05-17
Anticipated expiration: 2012-10-27
Also published as: JP2669004B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）この発明は、溶体化処理された状態で変形抵抗が低く、
優れた冷間変形能を有し、時効熱処理後は高強度となる
β型チタン合金に関するものである。

（従来の技術）チタン合金は、比重が小さく、強度が高いため実用金属
材料の中でも掻めて高い比強度（強度／比重）をもつこ
とから、従来主に航空機用材料として開発、実用化が進
められて来た。しかし、最近では自動車部品用材料、医
療機器用材料などの一般民需用材料にもチタン合金の用
途が広がりつつあり、それにともなってチタン合金の性
質の改善と、コストの低減が強（要望されるようになっ
てきた。

チタン合金は一般に冷間加工性が悪い、冷間加工が容易
であれば製品製造コストは低くなる。冷間加工性が比較
的良好な純Ｔｉでは加工品としての強度が不足し、高い
比強度が必要な部品には適用が難しい、チタン合金の最
も代表的なものの一つであるα＋β型のＴｉ　−６Ａｊ
！　−４Ｖは、加工品としての強度は高いが、変形能が
極めて悪く、熱間加工でしか製造が不可能であるため、
製造コストが嵩む。このため、冷間加工性のよい体心立
方晶の結晶構造をもつβ相単相型のチタン合金（β型チ
タン合金）が注目されており、例えばＴｉ−３Ａ１８　
Ｖ　　６Ｃｒ−４Ｍｏ　　４Ｚｒ、　Ｔｉ　　１５Ｖ−
３Ｃｒ３Ａｆｆｉ　　３Ｓｎなどのβ型チタン合金が知
られている。

β型チタン合金は、溶体化処理を施した状態で加工性が
良く、加工後に時効処理を施しα相を析出させることに
よって強度を高めることが可能で、精密部品材料として
望ましい特性をもっている。

しかしながら、これまでに知られている上記のようなβ
型チタン合金は、変形能は良好であるが変形抵抗が極め
て高いので、例えば冷間鍛造を行う場合に、ダイス、ポ
ンチ等の金型が割れたり欠けたりすることが多い、また
、変形抵抗が高いために、冷間圧延や冷間伸線を行う場
合にも、ロールやダイスとの焼付きが生じやすい。かか
る問題点を解決する一つの提案が特開昭６１−２５０１
３８号公報に開示されている。しかし、ここに開示され
る合金は、α相安定化元素としてＡＮのみを用いており
、溶体化の状態でＡｌによる固溶硬化が大きく、硬度が
充分に低いとはいえない、また、時効後に高硬度になり
得る適正な時効処理の温度範囲が狭く、製造が難しい。

（発明が解決しようとする課題）本発明は、従来のβ型チタン合金における上記の問題点
を無くし、その冷間加工性を一層向上させることを課題
とする。具体的には、溶体化処理の状態で引張強さで７
５ｋｇｆ／＋ｕ＋”以下（１（ν硬度で２４０以下）、
冷間据込み圧縮率が８０％以上で、２０時間以内の時効
処理で１２０ｋｇｆ／ｍｍ”以上の引張強さが得られ、
しかも時効処理の適正温度範囲が広く、製造の容易なβ
相単相型のチタン合金を提供することを目的とする。

（問題点を解決するための手段）本発明の要旨はｒ重量％で、Ｖ：１５〜２５％、Ａ２：
２〜５％、Ｓｎ　：　０．５〜４％、酸素：　０．１２
％以下、残部Ｔｉおよび不可避不純物からなる冷間加工
性に優れたβ型チタン合金」にある。

ここで、冷間加工性とは、冷間変形抵抗および冷間変形
能を併せた特性をいう。

チタン合金をβ相から象、冷した状態で、室温において
準安定β相を得るための合金元素としては、■、Ｍｏ、
　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｆｅ、　Ｍｎ等がある。一
方、β型チタン合金に一般的に要求される特性は、■溶
解が容易で偏析が少ないこと、 ■添加合金元素の比重が小さいこと、 ■熱間加工性が良好なこと、 ■冷間加工性に優れること、 ■添加元素の固溶硬化作用が小さくＴｉの軽量性をｔ員
なわないよう、少量でβ相が得られること、■時効によ
り、高強度が得られること、■合金そのものが安価であ
ること、などである。

上記■〜■を満足する合金元素として本発明では■を採
用した。その理由は下記のとおりである。

Ｍｏは比重および溶融点が高＜、ＮｂおよびＴａは高価
な元素であり、しかも多量添加しないとβ相にならない
、　Ｃｒ、　Ｆｅは固溶硬化の作用が著しく、溶体化の
状態で合金を過度に硬くしてしまう０次に、時効析出し
たα相の硬化のためにはｉがを効であるが、溶体化時の
固溶硬化の作用が大きいため過度に添加すると冷間加工
の際の加工荷重が高くなるのでその一部を固溶硬化作用
の小さいＳｎに置き換え、冷間加工性を損なわないよう
にした。Ｓｎは、固溶硬化の作用は小さいが、時効処理
時のα相の硬化には役立ち、時効硬化の安定性と硬度の
向上に寄与する０次に、不純物中の、特に酸素に注目し
、冷間加工性向上のために、その許容上限値を定めた。

（作用）以下に、本発明のβ型チタン合金における、合金成分の
作用効果と、それぞれの含有量の限定理由を説明する。

なお、合金成分の含有量は全て重量％で表す。

（ａ）Ｖ：１５〜２５％ ■は、チタン合金素地に固溶してβ相を安定化し室温に
おいてβ相単相組織となし、冷間加工性を向上させる。

しかし、■含有量が１５％より少ない場合は、溶体化処
理を行ってもβ相単相とすることができず、マルテンサ
イト組織となる。２５％より多い場合は、β相単相には
なるが、時効硬化性が悪く時効処理に要する時間が長く
なる。また、■を過度に添加すると比重が増大し、原料
費も嵩み経済的でない。

なお、前記のとおり、β相安定化元素としては■の外に
、Ｍｏ５Ｔａ、　Ｎｂ、　Ｃｒ、　Ｆｅ、　Ｍｎなどが
あるが、これらの中で安価でかつ溶体化の状態で強度の
低いβ相単相合金となす元素は、ＭＯと■に限られる。

Ｃｒ、　Ｆｅ、　Ｍｎを含む合金では、溶体化の状態で
引張強さが７５ｋｇｆ／ｍｍ”以上（Ｈｖ２４０以上）
となって変形抵抗が増大する。ＶとＭｏのうち、Ｍｏは
融点が高く溶解しにくいため偏析が生じやすく、またＭ
ｏを含む合金は熱間加工性も悪い、結局β相安定化元素
として実用上酸も好ましいのは■であり、その含有■は
前記の理由で１５〜２５％とする。

（ｂｌＡ１２〜５％本発明のチタン合金は、溶体化の状態で準安定β相単体
であり、これを時効処理した時、α相が析出して強度の
上昇が得られるものである。α相の時効析出により高強
度を得るためには、α相の分散強化ばかりでなく、析出
したα相自身の強化が有効である。αチタンの固溶強化
に最も有効な合金元素はＡ２である。また、ＩｉＶ、の
添加は、合金を脆化させるω相の析出を抑制し、α相の
析出を促進するという効果もある。

上記のＡｌ１の効果は、その含有量が２％未満では顕著
に現れない。一方、ＡＩ！、の含有量が５％を越えると
、溶体化処理状態での強度（硬度）が高くなって冷間加
工性が低下する。即ち、ｌの適正含有量は２〜５％であ
る。

（Ｃ）Ｓｎ　：　０．５〜４％Ｓｎはα相の時効析出を促進安定化し、ω相の生成を抑
えるため、時効処理のための適正温度範囲を広くする効
果があり、かつ時効処理後の強度を高くする。さらに、
Ａｌ１が合金素地を固溶強化するのに対し、Ｓｎはあま
り素地を硬化させないのでＡ２を減らしてＳｎに置き換
えることが変形抵抗を減少させるためには有効である。

このようなＳｎの効果は、０．５％以下では乏しく、４
％を越えると素地の硬度上昇が避けられない。従って、
Ｓｎの含有量は０．５〜４％とする。

以上の合金成分の外、残部は実質的にＴｉである。

実質的にＴｉというのは、工業的に製造される場合の不
可避的に含まれる不純物を伴うという意味である。しか
し、本発明の合金においては、不純物中の酸素が、特に
下記のように抑制されている。

（ｄ）酸素：０．１２％以下酸素はα相安定化元素であり、多量にあるとβ相単相化
を阻害し、また素地を硬化させ、冷間加工性を劣化させ
る。即ち、変形抵抗を大きくし、変形能を低下させ、冷
間加工時にクラックを発生させる原因になる。　０．１
２％以下であれば、かかる悪影響が小さいので０．１２
％以下とした。

なお、Ｆｅはβ相安定化元素であるが、溶体化処理後の
硬度を高くするので有害である。０．３％以下、できる
だけ少ないのが望ましい。

以下、実施例によって本発明のチタン合金の特性を具体
的に説明する。

（実施例１）真空溶解炉を使用して、第１表に示す組成のチタン合金
を溶製し、１４０ＩＩＩＩｌφのインゴットに鋳造した
。このインゴットに通常の条件で熱間鍛造および熱間圧
延を施して、２０ＩＩＩｍφにした後、溶体化処理（β
トランザス＋２０°Ｃの温度に３０分の加熱保持後水冷
）を施して供試材を作製した。

上記の供試材について、溶体化処理後の硬さと引張強さ
を測定すると共に、変形能を評価するために圧縮試験を
行った。硬さの測定はＩｌｖ硬度計を用いた。また、圧
縮試験は、第１表中に記した１４ｍｍφ×２１１１１１
高さの試験片を切削で切り出し、平滑圧縮板を用いて圧
縮し、変形能と変形抵抗を測定した。

第１表に供試材の引張強さ、硬度、および冷間限界圧縮
率（いずれも５個の試験片の測定値の平均値）を示す、
なお、冷間限界圧縮率とは、第１表の試験片イを圧縮し
たとき、割れの発生なしに圧縮できた限界の高さ（第１
表の口のＨ）から、１００　Ｘ　（Ｈ，−Ｈ）　／Ｈ，
（％）で求めた値である。

なお、第１表には、時効処理後の引張強さおよび伸びの
測定値を併せて掲げた０時効処理は、引張強さが最大と
なる時効温度が全てのβ型チタン合金で４７５℃前後で
あるから、Ｎα１４を除いて、全て４７５°Ｃ×２０時
間とした。（Ｎα１４はα＋β型チタン合金であるから
、７５０°Ｃ加熱→炉冷の熱処理とした。）第１表に示すように、この発明によるチタン合金（階１
〜７）はいずれも溶体化処理後の引張強さが７５ｋｇｆ
／ｍｍ”以下、硬度はＨｖ２４０以下で極めて低強度の
チタン合金になっている。従って、溶体化処理の状態で
の変形能は、限界圧縮率で全て８０％以上と、極めて良
好である。

比較合金（Ｎα８〜１１）のうち、■の含有量が低いＮ
α８は、β単相組織にならないため強度が高すぎ、ＡＩ
！、、Ｓｎ、または酸素（０）の含有量の高すぎるＮ（
１９，１Ｏ１１１も引張強さカ８０ｋｇｆ／ＷＩＩｌｚ
以上（硬度２５０１１ｖ以上）となり、かつ限界圧縮率
も８０％に達していない。

比較合金のＮα１２は、■の含有量が多すぎるもので、
この場合、溶体化状態での強度は低く、限界圧縮率は８
０％以上になる。しかし、この合金は最終製品に必要と
される１２０ｋｇｆ／ｍｍ”程度の強度を持たせるため
の適正時効硬化時間が５０時間以上にもなって、実用的
でない。

従来例の随１３は、前掲の特開昭６１−２５０１３８号
公報に開示されている合金に相当するものである。

これは、本発明例に較べて、溶体化時の硬度、引張強さ
が概して高い。

第１図は、本発明合金（ＮＩｌ１２．７）と比較合金（
ｋｌｌ）および従来合金（Ｎα１４．１５）の変形抵抗
曲線である。

第１図によれば、本発明合金の変形抵抗は従来材である
Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ　（隘１４）及びＴｉ−１５Ｖ３　
Ｃｒ　−３Ａ　ｌ　−３Ｓｎ　（ＮＣＬ１５）より著し
く小さく、冷間加工性が良好なことを示している。比較
合金（Ｎα１１）の変形抵抗が大きく、変形能が低いの
は、酸素含有量が０．３０％と高いことが主な原因であ
る。

（実施例２）第１表に示した本発明舎金漱５の時効硬化特性を調べた
。比較材として、Ｓｎを含まないで他の不純物は同レベ
ルの従来側石１３（Ｔｒ−２２Ｖ−４Ａｊりを用いた。

溶体化条件はいずれも（βトランザス＋２０°Ｃ）Ｘ３
０分→水冷とした。

第２図は、時効処理の温度と、引張強さおよび伸びの関
係を示したものである０時効時間は、２０時間一定とし
た。

本発明合金（Ｎα５）のＴｉ　　２０Ｖ　　４Ａｊ２−
ＩＳｎ合金は、Ｔｉ−２２Ｖ　−４Ａ　１合金に比べ、
溶体化のままでは強度が低く、時効処理によってＴｉ−
２２Ｖ−４Ａ２を凌ぐ高強度となる。しかも、高強度を
示す時効温度範囲が広く、安定した時効特性をもつこと
がわかる。また、延性もＴｉ−２２Ｖ−４Ａｌ合金と同
等以上である。

Ｃ発明の効果）本発明のβ型チタン合金は、現用の同種の合金（Ｔｉ−
２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｖ　　３Ｃｒ　　３Ａｌ　
　３Ｓｎ）に比べて溶体化の状態での冷間加工性が優れ
ている。従って、冷間鍛造時の金型寿命の延長、冷間圧
延や伸線の際のロール、ダイスとの焼付けの減少など、
チタン製部品製造のコスト低減に大きく寄与する０本発
明合金は、例えば自動車動弁部品、宇宙航空用部品、或
いは、めがねフレームのような日用品の分野にも広く利
用できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、実施例で用いた供試材について、圧縮試験に
よって求めた変形抵抗曲線である。第２図は本発明合金および従来のβ型チタン合金の時効
硬化特性を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

重量％で、Ｖ：１５〜２５％、Ａｌ：２〜５％、Ｓｎ：
０．５〜４％、酸素：０．１２％以下、残部Ｔｉおよび
不可避不純物からなる冷間加工性に優れたβ型チタン合
金。