JP5353754B2 - Metastable β-type titanium alloy having low Young's modulus and method for producing the same - Google Patents
Metastable β-type titanium alloy having low Young's modulus and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- JP5353754B2 JP5353754B2 JP2010034865A JP2010034865A JP5353754B2 JP 5353754 B2 JP5353754 B2 JP 5353754B2 JP 2010034865 A JP2010034865 A JP 2010034865A JP 2010034865 A JP2010034865 A JP 2010034865A JP 5353754 B2 JP5353754 B2 JP 5353754B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- modulus
- less
- titanium alloy
- phase
- type titanium
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Abstract
Description
本発明は、自動車または二輪車のサスペンションスプリング、エンジンバルブスプリングなどの自動車・二輪車用部品材料やメガネのフレーム材として適した、低ヤング率を有する準安定β型チタン合金およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a metastable β-type titanium alloy having a low Young's modulus and suitable for use as a material for automobile and motorcycle parts such as suspension springs and engine valve springs for automobiles and motorcycles, and frame materials for glasses.
チタンの常温におけるヤング率は、α相が主である工業用純チタン、α型チタン合金、α相とβ相からなるα＋β型チタン合金では、約１００〜１２０ＧＰａ、β相が主であるβ型チタン合金では約７０〜９０ＧＰａである。但し、β型チタン合金でもα＋β二相域で時効熱処理しα相を析出させた場合には、上記のα型チタン合金やα＋β型チタン合金と同様にヤング率は１００〜１２０ＧＰａに増加する。このように、チタンはその合金部材毎に、望まれるヤング率が異なることから、軽量化や耐食性などを目的にチタンが使用される部材毎に望まれるヤング率に合ったチタン合金が選択される。 The Young's modulus of titanium at room temperature is about 100 to 120 GPa in the case of industrial pure titanium, α-type titanium alloy, α + β-type titanium alloy consisting of α-phase and β-phase, and β-type mainly containing β-phase. For titanium alloys, it is about 70-90 GPa. However, even in a β-type titanium alloy, when an α-phase is precipitated by aging heat treatment in the α + β two-phase region, the Young's modulus increases to 100 to 120 GPa as in the case of the α-type titanium alloy and α + β-type titanium alloy. As described above, since the desired Young's modulus of titanium is different for each alloy member, a titanium alloy suitable for the desired Young's modulus is selected for each member in which titanium is used for the purpose of weight reduction and corrosion resistance. .
一般に、自動車または二輪車のサスペンションスプリング、エンジンバルブスプリング等では、その機能として、該スプリングに一定荷重が加えられた際のスプリング全体の伸縮量（変位量）を一定量確保するために、該スプリングの巻き数を調整する。この場合、材料が低ヤング率であるほど、巻き数が少なくてすみ、スプリング全体の軽量化が可能である。チタン合金等は、鉄鋼材料に比べ、比重が６割以下程度と小さいだけでなく、ヤング率が５〜６割程度であるがゆえに、巻き数を大幅に減らし、スプリング全体として軽量化に寄与する特長がある。 In general, suspension springs, engine valve springs, and the like of automobiles or motorcycles function as springs in order to ensure a certain amount of expansion / contraction (displacement) of the entire spring when a constant load is applied to the spring. Adjust the number of turns. In this case, the lower the Young's modulus of the material, the smaller the number of windings, and the lighter the spring can be. Titanium alloys, etc. not only have a specific gravity of about 60% or less compared to steel materials, but also have a Young's modulus of about 50-60%, so the number of turns is greatly reduced and the spring as a whole contributes to weight reduction. There are features.
サスペンションスプリング、エンジンバルブスプリングだけでなく、軽量化及び柔軟性が求められる部品等、例えばメガネのフレーム材、メガネのつる材としても、適している。 It is suitable not only for suspension springs and engine valve springs, but also for parts that require weight reduction and flexibility, such as frame materials for glasses and vine materials for glasses.
特に、低ヤング率が望まれる場合には、α＋β型チタン合金やβ型チタン合金が使用される。α＋β型チタン合金では、β安定化元素であるＶ、Ｍｏ、Ｎｂが少ない含有量ですみ、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶやＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ（ＡＭＳ４８９９）、特許文献１には、４．４〜５．５質量％Ａｌ、１．４〜２．１質量％Ｆｅ、１．５〜４．５質量％Ｍｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制された高強度α＋β型チタン合金がある。また、特許文献２では、熱間圧延した線材を８１０度以上９４０度以下の温度から水冷することによって、ヤング率が７５ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満であるα＋β型チタン合金の製造方法が記載されている。 In particular, when a low Young's modulus is desired, an α + β type titanium alloy or a β type titanium alloy is used. In the α + β type titanium alloy, the content of V, Mo and Nb which are β stabilizing elements is small, Ti-6Al-4V, Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe (AMS4899), Patent Document 1 4.4-5.5 mass% Al, 1.4-2.1 mass% Fe, 1.5-4.5 mass% Mo is contained, Si is less than 0.1% as an impurity, C is 0 There is a high-strength α + β-type titanium alloy that is suppressed to less than 0.01%. Patent Document 2 describes a method for producing an α + β type titanium alloy having a Young's modulus of 75 GPa or more and less than 100 GPa by water-cooling a hot-rolled wire from a temperature of 810 ° C. or more and 940 ° C. or less.
これに対して、より低いヤング率が望まれる場合には、β型チタン合金が使用される。代表的なβ型チタン合金として、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ、特許文献３のＴｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ、特許文献４のＴｉ−１５Ｍｏ−３Ａｌなどがある。さらに、ヤング率が低いチタン合金として、特許文献５に１０〜３５質量％Ｚｒと８〜１４質量％Ｃｒを含有したものが、特許文献６に１３〜２８原子％Ｎｂ、０．１〜１０原子％Ｓｎを含有したものが、特許文献７に３０〜６０質量％のＶａ族（バナジウム族）を含有したものが、特許文献８に０．３〜３質量％のＯ、ＮまたはＣの一種以上、１．８％以下のＡｌを含み、Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．６７×Ｖ＋０．４４×Ｗ＋０．２８×Ｎｂ＋０．２２×Ｔａ＋２．９×Ｆｅ＋１．６×Ｃｒ＋１．１×Ｎｉ＋１．４×Ｃｏ＋０．７７×Ｃｕ−ＡｌからなるＭｏ当量が３以上１１以下含有したものが記載されている。
On the other hand, when a lower Young's modulus is desired, a β-type titanium alloy is used. Typical β-type titanium alloys include Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al, Ti-22V-4Al, Ti-15Mo-5Zr-3Al, Ti-10V-2Fe-3Al, Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo. -4Zr, Ti-1.5Al-4.5Fe-6.8Mo of
α＋β型チタン合金では、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶやＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ（ＡＭＳ４８９９）のようにＶ、Ｍｏ、Ｎｂの添加量が少ない。したがって、これらは、合金組成から推測するとβ型チタン合金よりは廉価であると考えられる。しかしながら、これらのα＋β型チタン合金のヤング率は上述したように約１００〜１２０ＧＰａ程度とβ型チタン合金に比べ非常に高い値である。 In the α + β type titanium alloy, the addition amount of V, Mo, Nb is small like Ti-6Al-4V and Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe (AMS4899). Therefore, these are considered to be cheaper than the β-type titanium alloy when estimated from the alloy composition. However, the Young's modulus of these α + β type titanium alloys is about 100 to 120 GPa as described above, which is a very high value compared to the β type titanium alloy.
また、４．４〜５．５質量％Ａｌ、１．４〜２．１質量％Ｆｅ、１．５〜４．５質量％Ｍｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制された高強度α＋β型チタン合金（特許文献１参照）では、８１０度以上９４０度以下の温度から水冷することによって、ヤング率が７５ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満と（特許文献２参照）、α＋β型チタン合金としては、低ヤング率が得られる。しかしながら、これはβ型チタン合金とほぼ同程度である。 Moreover, 4.4-5.5 mass% Al, 1.4-2.1 mass% Fe, 1.5-4.5 mass% Mo is contained, Si is less than 0.1% as an impurity, C is contained. In a high-strength α + β-type titanium alloy suppressed to less than 0.01% (see Patent Document 1), the Young's modulus is 75 GPa or more and less than 100 GPa by water cooling from a temperature of 810 degrees or more and 940 degrees or less (see Patent Document 2). ), A low Young's modulus is obtained as an α + β type titanium alloy. However, this is almost the same as β-type titanium alloy.
これに対して、β型チタン合金に代表される低ヤング率を有するＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−３Ａｌ（特許文献３参照）は、いずれもＶに代表されるＶａ族やＭｏといった比較的高価な添加元素を１０％以上も含有しており、そのため、価格や密度が高めな傾向がある。 On the other hand, Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al, Ti-22V-4Al, Ti-15Mo-5Zr-3Al, Ti-10V-2Fe-3Al, having a low Young's modulus represented by a β-type titanium alloy, Ti-15Mo-3Al (see Patent Document 3) contains 10% or more of relatively expensive additive elements such as Va group represented by V and Mo, and therefore tends to increase in price and density. There is.
また、Ｍｏの添加量を比較的低減した準安定β型チタン合金であるＴｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ（特許文献４参照）では、Ｍｏ当量が１６％以上と高く、β相が非常に安定である。一般に、低ヤング率は不安定なβ相もしくはα’’マルテンサイト相において発現することが知られており、本合金のヤング率は一般的なβ型チタン合金と同等であると考えられる。 Further, Ti-1.5Al-4.5Fe-6.8Mo (see Patent Document 4), which is a metastable β-type titanium alloy in which the addition amount of Mo is relatively reduced, has a high Mo equivalent of 16% or more. The phase is very stable. In general, it is known that a low Young's modulus appears in an unstable β phase or α ″ martensite phase, and the Young's modulus of this alloy is considered to be equivalent to a general β-type titanium alloy.
また、１０〜３５質量％Ｚｒと８〜１４質量％Ｃｒを含有したもの（特許文献５参照）、１３〜２８原子％Ｎｂ、０．１〜１０原子％Ｓｎを含有したもの（特許文献６参照）、３０〜６０質量％のＶａ族（バナジウム族）を含有したもの（特許文献７参照）は、いずれもＶに代表されるＶａ族やＭｏといった比較的高価な添加元素を１０％以上も含有しており、且つ密度が高い元素を多量に含有しているためチタン合金そのものの密度が高くなっている。 Moreover, the thing containing 10-35 mass% Zr and 8-14 mass% Cr (refer patent document 5), the 13-28 atomic% Nb, the thing containing 0.1-10 atomic% Sn (refer patent document 6) ), Those containing 30 to 60% by mass of Va group (vanadium group) (see Patent Document 7) all contain 10% or more of relatively expensive additive elements such as Va group and Mo represented by V In addition, the titanium alloy itself has a high density because it contains a large amount of high density elements.
また、０．３〜３質量％のＯ、ＮまたはＣの一種以上を含有し、且つ、１．８％以下のＡｌを含み、Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．６７×Ｖ＋０．４４×Ｗ＋０．２８×Ｎｂ＋０．２２×Ｔａ＋２．９×Ｆｅ＋１．６×Ｃｒ＋１．１×Ｎｉ＋１．４×Ｃｏ＋０．７７×Ｃｕ−ＡｌからなるＭｏ当量が３以上１１以下含有したもの（特許文献８参照）は、侵入型元素であるＯ、ＮまたはＣを０．３％以上も含んでいることから、加工性の低下が懸念される。また、α安定化元素であるＯは同じα安定化元素であるＡｌに比べ凝固偏析しやすいため、大型インゴットを製造時に、材質のバラツキが懸念される。 Further, it contains 0.3 to 3% by mass of one or more of O, N, or C and contains 1.8% or less of Al, and Mo equivalent = Mo + 0.67 × V + 0.44 × W + 0.28 × Nb + 0 .22 × Ta + 2.9 × Fe + 1.6 × Cr + 1.1 × Ni + 1.4 × Co + 0.77 × Cu—Al containing Mo equivalent 3 to 11 (see Patent Document 8) is an interstitial element Since some O, N, or C is contained 0.3% or more, there is a concern that the workability is lowered. Further, O, which is an α-stabilizing element, is more likely to solidify and segregate than Al, which is the same α-stabilizing element, so there is a concern about variations in materials when manufacturing a large ingot.
そこで、本発明は、Ｍｏ当量からなる式で合金元素を制御した準安定β型チタン合金を用いて、低ヤング率を発現するβ型チタン合金を提供する。 Therefore, the present invention provides a β-type titanium alloy that exhibits a low Young's modulus by using a metastable β-type titanium alloy in which the alloy element is controlled by a formula consisting of Mo equivalents.
本発明者は、β相もしくはα’’マルテンサイト相を不安定にするため、Ｍｏ当量をできるだけ低くすることにより、一般的なβ型チタン合金よりも低いヤング率を有するチタン合金について、鋭意研究を重ねた。その結果、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｏ系の準安定β型チタン合金において、各元素の含有量をある所定内とすることで低ヤング率を発現することを見出した。 The present inventor has earnestly studied a titanium alloy having a lower Young's modulus than a general β-type titanium alloy by making the Mo equivalent as low as possible in order to make the β phase or α ″ martensite phase unstable. Repeated. As a result, the present inventors have found that in a Ti—Al—Fe—Mo based metastable β-type titanium alloy, a low Young's modulus is expressed by setting the content of each element within a predetermined range.
上記課題を解決するために本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で ３．５％以上７．０％未満のＡｌ、１．４％以上３．６％未満のＦｅ、２．０％以上１０．０％未満のＭｏを含有し、残部Ｔｉ及び不可避的な不純物からなり、含有元素の添加量をＭｏ当量＝２．９×［Ｆｅ％］＋［Ｍｏ％］−［Ａｌ％］なる式において、Ｍｏ当量が６．０以上１４．０％未満であることを特徴とする、８０ＧＰａ未満の低ヤング率を有する準安定β型チタン合金。
（２）３．５％以上５．０％未満のＡｌ、１．４％以上３．６％未満のＦｅ、２．０％以上９．０％未満のＭｏを含有し、残部Ｔｉ及び不可避的な不純物からなり、含有元素の添加量をＭｏ当量＝２．９×［Ｆｅ％］＋［Ｍｏ％］−［Ａｌ％］なる式において、Ｍｏ当量が６．０以上１４．０％未満であることを特徴とする８０ＧＰａ未満の低ヤング率を有する、準安定β型チタン合金。
（３）前記Ｍｏ当量が７．０以上１２．０％未満であることを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の、８０ＧＰａ未満の低ヤング率を有する準安定β型チタン合金。
（４）前記Ｍｏ当量が７．５以上１１．５％未満であることを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の、８０ＧＰａ未満の低ヤング率を有する準安定β型チタン合金。
（５）ミクロ組織がβ相単相もしくはβ相とα’’マルテンサイト相の２相からなることを特徴とする、前記（１）〜（４）に何れかに記載の、８０ＧＰａ未満の低ヤング率を有する準安定β型チタン合金。
（６）β変態点以上の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによりミクロ組織がβ相単相もしくはβ相とα’’マルテンサイト相の２相からなることを特徴とする、前記（１）〜（５）に何れかに記載の、８０ＧＰａ未満の低ヤング率を有する準安定β型チタン合金の製造方法。
In order to solve the above problems, the gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, containing 3.5% or more and less than 7.0% Al, 1.4% or more and less than 3.6% Fe, 2.0% or more and less than 10.0% Mo, the balance Ti In addition, in the formula of Mo equivalent = 2.9 × [Fe%] + [Mo%] − [Al%], the Mo equivalent is 6.0 or more and 14.0%. A metastable β-type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 80 GPa, characterized by being less than 80 GPa.
(2) Containing 3.5% or more and less than 5.0% Al, 1.4% or more and less than 3.6% Fe, 2.0% or more and less than 9.0% Mo, the balance Ti and unavoidable In the formula of Mo equivalent = 2.9 × [Fe%] + [Mo%] − [Al%], the Mo equivalent is 6.0 or more and less than 14.0%. A metastable β-type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 80 GPa.
(3) The metastable β-type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 80 GPa as described in (1) or (2) above, wherein the Mo equivalent is 7.0 or more and less than 12.0% .
(4) The metastable β-type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 80 GPa according to (1) or (2) above, wherein the Mo equivalent is 7.5 or more and less than 11.5% .
(5) The microstructure is composed of a β-phase single phase or two phases of a β-phase and an α ″ martensite phase. The low structure of less than 80 GPa according to any one of (1) to (4) above Metastable β-type titanium alloy with Young's modulus.
(6) The microstructure is composed of a β phase single phase or a β phase and an α ″ martensite phase by cooling from a temperature equal to or higher than the β transformation point at a cooling rate equal to or higher than water cooling. A method for producing a metastable β-type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 80 GPa according to any one of 1) to (5).
本発明によって、β相を極力不安定になるようにＭｏ当量を調整することにより、一般的なβ型チタン合金よりも低いヤング率を有するβ型チタン合金を提供できるため、産業上の効果は計り知れない。 According to the present invention, by adjusting the Mo equivalent so as to make the β phase as unstable as possible, a β-type titanium alloy having a Young's modulus lower than that of a general β-type titanium alloy can be provided. unfathomable.
以下に、本発明について詳しく説明する。以降、添加元素の含有量は「質量％」で示す。 The present invention is described in detail below. Hereinafter, the content of the additive element is indicated by “mass%”.
本発明の材料指標について説明する。チタン合金において、β相を主とするβ型チタン合金は、α型チタン合金やα＋β型チタン合金に比べ低ヤング率を有する。β相を安定させる方法として従来は、共析型β安定化元素であるＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、全率固溶型β安定化元素であるＶ、Ｍｏ等の置換型固溶元素を多量に添加している。しかし、Ｔｉ材料においてβ相もしくはα’’マルテンサイト相を室温で安定にするためには、Ｍｏ当量において６〜１０％以上添加する必要がある。Ｍｏは比較的高価な元素であるため、Ｍｏのみでβ相もしくはα’’マルテンサイト相を安定化させると合金コストが非常に高くなってしまう。そこで、本発明者はβ相安定化元素の添加量指針であるＭｏ当量を低減し、比較的安価な元素であるＦｅを添加することを指標とした。且つ、低ヤング率は不安定β相もしくはα’’マルテンサイト相でみられることから、元素添加量をＭｏ当量において６％以上１４％未満にすることを指標とした。且つ、ヤング率は上述したように、一般的なβ型チタン合金は８０ＧＰａであるから、本発明では下限レベルである８０ＧＰａ未満とした。好ましくは、元素添加量をＭｏ当量において７．０％超１２．０％未満とし、ヤング率は７５ＧＰａ未満とするのが良い。さらに好ましくは、元素添加量をＭｏ当量において７．５％以上１１．５％以下とし、ヤング率を７０ＧＰａ未満とするのが良い。 The material index of the present invention will be described. Among titanium alloys, β-type titanium alloys mainly composed of β-phase have a lower Young's modulus than α-type titanium alloys and α + β-type titanium alloys. As a method for stabilizing the β phase, a large amount of substitutional solid solution elements such as eutectoid β stabilization elements Fe, Ni, Cr, Mn, and all-solid solution β stabilization elements V, Mo, etc. It has been added to. However, in order to stabilize the β phase or α ″ martensite phase in the Ti material at room temperature, it is necessary to add 6 to 10% or more in Mo equivalent. Since Mo is a relatively expensive element, stabilizing the β phase or the α ″ martensite phase with only Mo results in a very high alloy cost. Therefore, the present inventor used as an index to reduce the Mo equivalent, which is a guideline for the addition amount of the β-phase stabilizing element, and to add Fe, which is a relatively inexpensive element. Moreover, since a low Young's modulus is observed in the unstable β phase or α ″ martensite phase, the element addition amount was set to 6% or more and less than 14% in Mo equivalent. Also, as described above, the Young's modulus is 80 GPa for a general β-type titanium alloy. Therefore, in the present invention, the Young's modulus is set to less than the lower limit level of 80 GPa. Preferably, the element addition amount is more than 7.0% and less than 12.0% in Mo equivalent, and the Young's modulus is less than 75 GPa. More preferably, the element addition amount is 7.5% or more and 11.5% or less in Mo equivalent, and the Young's modulus is less than 70 GPa.
［添加元素量の指標］
ヤング率を低くするためには、ヤング率の低いβ相もしくはα’’マルテンサイト相を室温で安定にさせる必要がある。それに対して、β安定化元素の添加量を多くしすぎると、合金コストの上昇や、添加元素の凝固時の偏析、さらにはβ相が安定化になりすぎヤング率の上昇を生じるため、添加元素を適量添加する必要がある。本発明では添加元素としてＡｌ、Ｆｅ、Ｍｏを添加しており、その添加量を下記に示すＭｏ当量により調整することとした。
Ｍｏ当量＝２．９×［Ｆｅ％］ ＋ ［Ｍｏ％］ − ［Ａｌ％］
[Indicator of additive element content]
In order to lower the Young's modulus, it is necessary to stabilize the β phase or α ″ martensite phase having a low Young's modulus at room temperature. On the other hand, if the amount of β-stabilizing element added is too large, the alloy cost increases, segregation during solidification of the additive element, and the β phase becomes too stable, resulting in an increase in Young's modulus. Appropriate amounts of elements need to be added. In the present invention, Al, Fe, and Mo are added as additive elements, and the amount added is adjusted by the Mo equivalent shown below.
Mo equivalent = 2.9 × [Fe%] + [Mo%] − [Al%]
［Ｍｏ当量の指標］
チタン合金では、β変態点より高温から水冷以上の速度で冷却することによりβ相を残留させる、もしくはα’’マルテンサイト相やα’マルテンサイト相を生成することができる。しかしながら、α’マルテンサイト相を生成するとヤング率が上昇するため、好ましくない。上述のＭｏ当量が低くなるとα’マルテンサイト相が生成することから、α’マルテンサイト相を生成させないためＭｏ当量の下限を６．０％以上とした。しかし、Ｍｏ当量を１４．０％以上にすると、添加元素総量が多くなりすぎてしまい、溶解時の凝固の偏析や、合金コストが上昇する。且つ、β相が安定化しすぎるためヤング率が上昇する。したがって、本発明ではＭｏ当量の上限を１４．０％とした。β相を不安定にすることで低ヤング率が得られることから、好ましくは７．０以上１２．０％未満とした。さらに、低ヤング率を得るため、好ましくは、７．５以上１１．５％未満とした。
[Indicator of Mo equivalent]
In the titanium alloy, the β phase can be left by cooling from the β transformation point to a temperature higher than water cooling from the high temperature, or an α ″ martensite phase or an α ′ martensite phase can be generated. However, when the α ′ martensite phase is generated, the Young's modulus increases, which is not preferable. Since the α ′ martensite phase is generated when the Mo equivalent is decreased, the lower limit of the Mo equivalent is set to 6.0% or more in order not to generate the α ′ martensite phase. However, if the Mo equivalent is 14.0% or more, the total amount of additive elements becomes too large, and segregation of solidification during melting and alloy costs increase. In addition, the Young's modulus increases because the β phase is too stabilized. Therefore, in the present invention, the upper limit of Mo equivalent is set to 14.0%. Since a low Young's modulus can be obtained by destabilizing the β phase, it is preferably 7.0 or more and less than 12.0%. Further, in order to obtain a low Young's modulus, the content is preferably 7.5 or more and less than 11.5%.
［Ａｌの添加量］
Ａｌはα安定化元素であり、β相を安定にするためには極力添加量を少なくする必要がある。しかしながら、Ａｌはβ相内のω相の生成を抑制すること、且つ、低ヤング率を示しやすいα’’マルテンサイト相を安定化させることによりヤング率の上昇を抑制することから３．５％以上とした。しかしながら、添加量を多くすると、β安定化元素の添加量も多くなることから、上限を７．０％とした。さらに、β安定化元素の添加量を極力少なくし、コストを低くすることから、好ましくは上限を５．０％とした。
[Al addition amount]
Al is an α stabilizing element, and it is necessary to reduce the addition amount as much as possible in order to stabilize the β phase. However, Al suppresses the generation of the ω phase in the β phase and suppresses the increase in Young's modulus by stabilizing the α ″ martensite phase that tends to exhibit a low Young's modulus. It was above. However, when the addition amount is increased, the addition amount of the β-stabilizing element is also increased, so the upper limit was set to 7.0%. Furthermore, the upper limit is preferably set to 5.0% in order to minimize the addition amount of the β-stabilizing element and reduce the cost.
［Ｆｅの添加量］
一方、Ｆｅは、β安定化置換型固溶元素であり、添加量にしたがって室温でのβ相もしくはα’’相の安定化度が増していく。比較的高価な添加元素であるＭｏの添加元素を極力低減するためには１．４％以上の添加が必要である。しかしながら、凝固時に偏析しやすいため、添加量を多くするとその影響が顕著にあらわれる。そのため、添加量の上限を３．６％とした。
[Fe addition amount]
On the other hand, Fe is a β-stabilized substitutional solid solution element, and the degree of stabilization of the β phase or α ″ phase at room temperature increases according to the amount added. In order to reduce the additive element of Mo which is a relatively expensive additive element as much as possible, addition of 1.4% or more is necessary. However, since it is easy to segregate at the time of solidification, the effect becomes remarkable when the addition amount is increased. Therefore, the upper limit of the addition amount is set to 3.6%.
［Ｍｏの添加量］
上述したように、Ｍｏのみでβ相もしくはα’’マルテンサイト相を室温で安定にするためには６〜１０％以上添加する必要があり、且つ、Ａｌを添加することによりその添加量を増加させなければならない。本発明では、β安定化元素としてＦｅを活用しているが、上述したようにＦｅは偏析が顕著であり、Ｆｅのみでβ相を安定化させるのは難しい。一方、ＭｏはＦｅと逆偏析を示すため、溶解時の材質均質化しやすくなる。前記ＡｌおよびＦｅの成分範囲においてβ相もしくはα’’マルテンサイト相を室温でも安定化させるためには、Ｍｏを２．０％以上添加する必要がある。しかし、Ｍｏは比較的高価な元素であるため、添加量が多くなるとコストが高くなってしまう。さらに、Ｍｏを多量に添加すると凝固時の偏析が顕著となることから、上限を１０．０％とした。好ましくは、より安定的に低ヤング率を得ること、またはコスト高騰を抑制するため、上限を９．０％とした。
[Mo addition amount]
As mentioned above, in order to stabilize the β phase or α ″ martensite phase at room temperature only with Mo, it is necessary to add 6 to 10% or more, and the addition amount is increased by adding Al. I have to let it. In the present invention, Fe is used as a β-stabilizing element. However, as described above, segregation is remarkable in Fe, and it is difficult to stabilize the β-phase only with Fe. On the other hand, since Mo exhibits reverse segregation with Fe, it is easy to homogenize the material during melting. In order to stabilize the β phase or α ″ martensite phase even at room temperature in the Al and Fe component ranges, it is necessary to add 2.0% or more of Mo. However, since Mo is a relatively expensive element, the cost increases as the amount added increases. Furthermore, when Mo is added in a large amount, segregation during solidification becomes remarkable, so the upper limit was made 10.0%. Preferably, the upper limit is set to 9.0% in order to obtain a low Young's modulus more stably or to prevent a cost increase.
［ミクロ組織］
本発明のチタン合金は、好ましくはミクロ組織がβ相単相もしくは、β相およびα’’マルテンサイト相の２相からなる。これにより、上記チタン合金の組成と相まって、８０ＧＰａ未満の低ヤング率を有する準安定β型チタン合金とすることができる。ミクロ組織の同定は、光学顕微鏡及びＸ線回折によって行うことができる。
[Microstructure]
The titanium alloy of the present invention is preferably composed of a single phase of β phase or two phases of β phase and α ″ martensite phase. Thereby, combined with the composition of the titanium alloy, a metastable β-type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 80 GPa can be obtained. The identification of the microstructure can be performed by optical microscopy and X-ray diffraction.
［チタン合金の製造方法］
本発明のチタン合金は、上記チタン合金の組成を含有した上で、β変態点以上の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することにより、ミクロ組織をβ相単相もしくは、β相およびα’’マルテンサイト相の２相とすることができる。β変態点温度については、示唆熱分析などを用いて求めることができる。
[Production method of titanium alloy]
The titanium alloy of the present invention contains the composition of the titanium alloy and is cooled at a cooling rate equal to or higher than water cooling from a temperature equal to or higher than the β transformation point, so that the microstructure is β-phase single phase or β-phase and α ′. 'Two phases of martensite phase. The β transformation point temperature can be determined using suggested thermal analysis or the like.
［その他の特性］
［二方向の形状記憶特性］
Ｔｉ−Ｎｂ系やＴｉ−Ｍｏ系などのβ型チタン合金では、一部、熱を加えることにより、β相の加工誘起マルテンサイト変態を利用した形状記憶特性を有することが知られている。本発明のチタン合金においてもＭｏ当量が６．５〜９．４のとき、この形状記憶特性を有する。また、さらに、形状記憶特性が発現する以上の熱を加えることにより、変形方向と同じ方向への形状変化を生じる、二方向の形状記憶特性を有する。
[Other characteristics]
[Two-way shape memory characteristics]
It is known that β-type titanium alloys such as Ti—Nb and Ti—Mo alloys have shape memory characteristics utilizing a β-phase work-induced martensitic transformation when heated partially. The titanium alloy of the present invention also has this shape memory characteristic when the Mo equivalent is 6.5 to 9.4. Furthermore, it has a two-way shape memory characteristic that causes a shape change in the same direction as the deformation direction by applying heat exceeding the shape memory characteristic.
表１に示す成分のチタン合金をアーク溶解し約１００ｇインゴットを作成し、これらを９００−９３０℃に加熱し、厚み約３ｍｍの板材に熱間鍛造した。さらにこの材料を９５０℃又は９７０℃で３０分の大気焼鈍した後、水冷した場合の、構成組織、ヤング率を、同じ表１に示す。この熱処理条件では、表１のＮｏ．１〜１４のいずれのチタン合金においても、β変態点温度以上から水冷している。表１において、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。 Titanium alloys having the components shown in Table 1 were arc-melted to prepare about 100 g ingots, which were heated to 900-930 ° C. and hot forged into plate materials having a thickness of about 3 mm. Table 1 shows the structural structure and Young's modulus when the material is air-cooled at 950 ° C. or 970 ° C. for 30 minutes and then cooled with water. In this heat treatment condition, No. Any of the titanium alloys 1 to 14 is water-cooled from the β transformation point temperature or higher. In Table 1, numerical values that deviate from the scope of the present invention are underlined.
以下に各々の測定条件と試験条件を説明する。断面の埋め込み研磨材料を硝フッ酸水溶液（硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％）を用いて室温でエッチングした後に観察した。構成相の同定はＸ線回折より行った。ヤング率は板材から試験片を切り出し、共振法により測定した。 Each measurement condition and test condition will be described below. The cross-section embedded polishing material was observed after etching at room temperature using a nitric hydrofluoric acid aqueous solution (nitric acid concentration: about 12%, hydrofluoric acid concentration: about 1.5%). The constituent phases were identified by X-ray diffraction. The Young's modulus was measured by a resonance method after cutting a test piece from a plate material.
次に、二方向の形状記憶特性の測定方法について説明する。図２に二方向の形状記憶特性の評価方法の模式図を示す。本発明では二方向の形状記憶特性を有するかどうかを調べるために曲げ試験を行った。板状の試験片を切出した後、曲げの直径が５ｍｍもしくは１０ｍｍとなるようにＵ字型に曲げ加工を行った。その後、１００−５００℃まで、５０℃ごとに５分間加熱炉に保持した後、各温度で曲げ試験片の曲げ角を測定することにより、二方向の形状記憶特性を評価した。各試料とも２５０℃で角度が最も小さくなり、そのときの角度をθ１とした。また、各試料とも５００℃のとき角度が最も大きくなり、そのときの角度をθ２とした。 Next, a method for measuring the shape memory characteristics in two directions will be described. FIG. 2 shows a schematic diagram of a method for evaluating shape memory characteristics in two directions. In the present invention, a bending test was conducted in order to examine whether or not the shape memory characteristics are in two directions. After cutting out the plate-like test piece, it was bent into a U shape so that the bending diameter was 5 mm or 10 mm. Then, after hold | maintaining in a heating furnace for 5 minutes for every 50 degreeC to 100-500 degreeC, the shape memory characteristic of two directions was evaluated by measuring the bending angle of a bending test piece at each temperature. Each sample had the smallest angle at 250 ° C., and the angle at that time was defined as θ1. In addition, each sample had the largest angle at 500 ° C., and the angle at that time was defined as θ2.
表１より、本発明の合金成分である実施例のＮｏ．１〜９およびＮｏ．１５〜１８は、構成組織がβ相単相もしくはβ相とα’’マルテンサイト相の２相となっており、ヤング率も８０ＧＰａ未満と十分に低い値を示している。 From Table 1, No. of the Example which is an alloy component of this invention. 1-9 and no. Nos. 15 to 18 have a β-phase single phase or two phases of β-phase and α ″ martensite phase, and the Young's modulus is a sufficiently low value of less than 80 GPa.
一方で、比較例のＮｏ．１０は、構成組織がβ単相であるが、Ｍｏ当量が１４．７と高くβ相が安定となり、ヤング率が８１ＧＰａと高い。 On the other hand, no. No. 10 has a β single phase, but has a high Mo equivalent of 14.7, a stable β phase, and a high Young's modulus of 81 GPa.
また、比較例のＮｏ．１１もしくはＮｏ．１２はＭｏ当量がそれぞれ５．３もしくは３．９と低いため構成組織がα’マルテンサイト相とα’’マルテンサイト相の２相もしくはα’マルテンサイト単相となっており、ヤング率が高くなるα’相を有しているため、ヤング率が８３ＧＰａもしくは９２ＧＰａと高いことがわかる。 Moreover, No. of the comparative example. 11 or No. No. 12 has a low Mo equivalent of 5.3 or 3.9, so the structural structure is two phases of α ′ martensite phase and α ″ martensite phase or α ′ martensite single phase, and has a high Young's modulus. It can be seen that the Young's modulus is as high as 83 GPa or 92 GPa.
また、比較例のＮｏ．１３もしくはＮｏ．１４はＭｏ当量が６．２もしくは７．９と本発明範囲内にあるものの、Ｎｏ．１３ではＡｌ含有量とＭｏ含有量が低く構成組織がα’相単相となっていることから、ヤング率が９７ＧＰａと高い。一方、Ｎｏ．１４は構成相もβ相とα’’マルテンサイト相の２相からなっているが、Ａｌの添加量が３％と少ないためω相が十分抑制されておらず、ヤング率が８７ＧＰａと高い。 Moreover, No. of the comparative example. 13 or No. No. 14 has a Mo equivalent of 6.2 or 7.9 and is within the scope of the present invention. In No. 13, the Young's modulus is as high as 97 GPa because the Al content and the Mo content are low and the structural structure is an α ′ phase single phase. On the other hand, no. No. 14 is composed of two phases, a β phase and an α ″ martensite phase, but the ω phase is not sufficiently suppressed because the amount of Al added is as small as 3%, and the Young's modulus is as high as 87 GPa.
表２より、本発明合金成分である実施例、Ｎｏ．２、３、４は、Ｕ字型に曲げ加工した後、熱処理を施すことにより、曲げの角度が緩やかとなり、形状記憶特性を示す。またさらに高温で保持することにより、曲げの角度が急となり、曲げ方向と同一方向への形状記憶特性を示す。 From Table 2, the Examples, No. 2, 3, and 4 are bent into a U shape and then subjected to heat treatment, whereby the bending angle becomes gentle and shows shape memory characteristics. Further, by holding at a higher temperature, the angle of bending becomes steep, and shape memory characteristics in the same direction as the bending direction are exhibited.
一方、比較例のＮｏ．１０もしくはＮｏ．１１は曲げ加工を施した後、熱処理を施しても、曲げ角に変化が無く、二方向の形状記憶特性を示さない。 On the other hand, no. 10 or No. No. 11 shows no change in the bending angle even after heat treatment after bending, and does not show shape memory characteristics in two directions.
本発明のβ型チタン合金は、従来のβ型チタン合金よりも高価な添加元素であるＶ、Ｍｏ等の添加元素量が少なく、非常に低いヤング率を有していることから、自動車または二輪車のサスペンションスプリング、エンジンバルブスプリングなどの自動車または二輪車用部品材料やメガネのフレーム材として利用することに適しており、これら部品材の軽量化に寄与する。 The β-type titanium alloy of the present invention has a very low Young's modulus because it has a smaller amount of additive elements such as V and Mo, which are more expensive additive elements than conventional β-type titanium alloys, and therefore has a very low Young's modulus. It is suitable for use as a material for automobile or motorcycle parts such as suspension springs and engine valve springs, and as a frame material for eyeglasses, and contributes to weight reduction of these parts.
Claims (6)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010034865A JP5353754B2 (en) | 2009-02-19 | 2010-02-19 | Metastable β-type titanium alloy having low Young's modulus and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009036583 | 2009-02-19 | ||
| JP2009036583 | 2009-02-19 | ||
| JP2010034865A JP5353754B2 (en) | 2009-02-19 | 2010-02-19 | Metastable β-type titanium alloy having low Young's modulus and method for producing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010216011A JP2010216011A (en) | 2010-09-30 |
| JP5353754B2 true JP5353754B2 (en) | 2013-11-27 |
Family
ID=42975141
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2010034865A Active JP5353754B2 (en) | 2009-02-19 | 2010-02-19 | Metastable β-type titanium alloy having low Young's modulus and method for producing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5353754B2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104498769A (en) * | 2014-11-20 | 2015-04-08 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | Titanium alloy with strength greater than 1400MPa |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101370669B1 (en) | 2010-08-10 | 2014-03-04 | 도요타 지도샤（주） | Vehicle seat and seat back board |
| JP5621571B2 (en) * | 2010-12-14 | 2014-11-12 | 新日鐵住金株式会社 | Α + β type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 75 GPa and method for producing the same |
| EP2788519B1 (en) * | 2011-12-06 | 2016-11-23 | National Cheng Kung University | Method for increasing mechanical strength of titanium alloys having " phase by cold working |
| CN102586639A (en) * | 2012-03-16 | 2012-07-18 | 广州有色金属研究院 | Method for preparing titanium alloy through high-speed pressing formation |
| KR101418775B1 (en) * | 2012-05-30 | 2014-07-21 | 한국기계연구원 | Beta type titanium alloy with low elastic modulus and high strength |
| WO2016013566A1 (en) * | 2014-07-25 | 2016-01-28 | 新日鐵住金株式会社 | Titanium alloy member having shape change characteristics in same direction as working direction, and method for manufacturing same |
| JP6696202B2 (en) * | 2016-02-15 | 2020-05-20 | 日本製鉄株式会社 | α + β type titanium alloy member and manufacturing method thereof |
| DE102021213902A1 (en) * | 2020-12-11 | 2022-06-15 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | Non-magnetic element and method of making the non-magnetic element |
| CN115449665A (en) * | 2022-07-08 | 2022-12-09 | 重庆大学 | Titanium alloy and preparation method thereof |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5294267A (en) * | 1992-12-04 | 1994-03-15 | Titanium Metals Corporation | Metastable beta titanium-base alloy |
| JP3884316B2 (en) * | 2002-04-04 | 2007-02-21 | 株式会社古河テクノマテリアル | Superelastic titanium alloy for living body |
| US20040168751A1 (en) * | 2002-06-27 | 2004-09-02 | Wu Ming H. | Beta titanium compositions and methods of manufacture thereof |
| JP4264411B2 (en) * | 2004-04-09 | 2009-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | High strength α + β type titanium alloy |
| JP4517095B2 (en) * | 2005-10-07 | 2010-08-04 | 新日本製鐵株式会社 | High strength titanium alloy automotive engine valve |
| JP4478123B2 (en) * | 2006-05-25 | 2010-06-09 | 新日本製鐵株式会社 | Α + β-type titanium alloy member having a tensile strength of 1000 MPa class or more and method for producing the same |
-
2010
- 2010-02-19 JP JP2010034865A patent/JP5353754B2/en active Active
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104498769A (en) * | 2014-11-20 | 2015-04-08 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | Titanium alloy with strength greater than 1400MPa |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2010216011A (en) | 2010-09-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5353754B2 (en) | Metastable β-type titanium alloy having low Young's modulus and method for producing the same | |
| JP5594244B2 (en) | Α + β type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 75 GPa and method for producing the same | |
| JP4493029B2 (en) | Α-β type titanium alloy with excellent machinability and hot workability | |
| JP4493028B2 (en) | Α-β type titanium alloy with excellent machinability and hot workability | |
| AU2004236647B2 (en) | Methods of processing nickel-titanium shape memory alloys | |
| JP4605514B2 (en) | Titanium plate and titanium plate manufacturing method | |
| WO2009151031A1 (en) | α－β TYPE TITANIUM ALLOY | |
| JP2013534964A (en) | Titanium alloy | |
| JP5625646B2 (en) | Titanium plate excellent in rigidity in the rolling width direction and method for producing the same | |
| JP4478123B2 (en) | Α + β-type titanium alloy member having a tensile strength of 1000 MPa class or more and method for producing the same | |
| JP6269836B2 (en) | Titanium alloy member having shape change characteristic in the same direction as the machining direction | |
| JP4837783B2 (en) | Method for adjusting Young's modulus of α + β type titanium alloy member having a tensile strength of 1000 MPa class or more | |
| JP5589861B2 (en) | Α + β type titanium alloy member having high strength and low Young's modulus and method for producing the same | |
| JPWO2007066555A1 (en) | Co-based alloy and manufacturing method thereof | |
| CN112639144A (en) | Copper alloy material, method for producing same, and member or component made of copper alloy material | |
| JP5621571B2 (en) | Α + β type titanium alloy having a low Young's modulus of less than 75 GPa and method for producing the same | |
| JP5578041B2 (en) | Titanium alloy member having shape memory characteristics in two directions and manufacturing method thereof | |
| JP2009114513A (en) | TiAl-BASED ALLOY | |
| JP5144269B2 (en) | High-strength Co-based alloy with improved workability and method for producing the same | |
| JP6156865B2 (en) | Super elastic alloy | |
| JP2005060821A (en) | beta TYPE TITANIUM ALLOY, AND COMPONENT MADE OF beta TYPE TITANIUM ALLOY | |
| JP5605316B2 (en) | Titanium alloy member having shape memory characteristics in two directions and manufacturing method thereof | |
| JP5831283B2 (en) | Titanium alloy member whose shape is deformed in the same direction as the processing direction by heat treatment and its manufacturing method | |
| JP2005154850A (en) | High strength beta-type titanium alloy | |
| JPS6328975B2 (en) |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20120209 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20130722 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130730 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130812 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5353754 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |