CN111032895B - 钛合金构件 - Google Patents

Abstract

一种钛合金构件，其特征在于，以质量％计为Al：1.0～8.0％、Fe：0.10～0.40％、O：0.00～0.30％、C：0.00～0.10％、Sn：0.00～0.20％、Si：0.00～0.15％以及余量：Ti和杂质，α相的晶粒的平均粒径为15.0μm以下，α相的晶粒的平均长径比为1.0以上且3.0以下，分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数的数密度的变异系数为0.30以下。

Description

钛合金构件

技术领域

本发明涉及一种适于镜面研磨的钛合金构件。

背景技术

作为用于拉刀等装饰品的材料，可列举出：不锈钢和钛合金。就比重、耐腐蚀性、生物适应性等方面而言，钛合金比不锈钢更适合于装饰品。但是，钛合金在研磨后的镜面性不如不锈钢。

虽然可以通过控制化学组成来提高钛合金的硬度从而改善镜面性，但是以往的钛合金的情况下，随着硬度的提高，加工性大幅下降。加工性下降使得用于装饰的精细加工变得困难。

例如专利文献1记载了通过含有以重量计0.5％以上的铁的钛合金来实现高硬度化和镜面性的改善。专利文献2记载了通过含有以重量计0.5～5％的铁，并且具有α和β的双相组织的钛合金实现了高硬度化。专利文献3记载了一种包含4.5％的Al、3％的V、2％的Fe、2％的Mo、0.1％的O，且晶体组织为α+β型的钛合金。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开平7-043478号公报

专利文献2：日本特开平7-062466号公报

专利文献3：日本特开平7-150274号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，在专利文献1和2所述的钛合金的情况下，可能由于研磨时产生的摩擦热而温度升高，硬度下降，从而镜面性劣化。专利文献3所述的钛合金的维氏硬度过高、为400以上，虽然获得了优异的镜面性，但机械加工变得困难。

本发明的目的在于提供一种具有良好的加工性，能够获得优异的镜面性的钛合金构件。

用于解决问题的方案

本发明的概要如下。

(1)一种钛合金构件，其特征在于，以质量％计为

Al：1.0～8.0％、

Fe：0.10～0.40％、

O：0.00～0.30％、

C：0.00～0.10％、

Sn：0.00～0.20％、

Si：0.00～0.15％、以及

余量：Ti和杂质，

α相的晶粒的平均粒径为15.0μm以下，

α相的晶粒的平均长径比为1.0以上且3.0以下，

分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数为0.30以下。

(2)根据(1)所述的钛合金构件，其特征在于，α相的每个晶粒的平均形变孪晶数为2.0～10.0个。

需要说明的是，本说明书中，α相的晶粒有时称为“α晶粒”。另外，β相的晶粒有时称为“β晶粒”。

发明的效果

根据本发明，能够提供具有良好的加工性，且能够获得优异的镜面性的钛合金构件。

附图说明

图1是由针状组织形成的α+β型双相合金中的α相组织的光学显微镜照片。

图2是示出本实施方式的钛合金构件的α相组织的光学显微镜照片。

图3是用于说明本发明的实施方式的钛合金构件的α相组织中β相分布的均匀性(β晶粒均匀分散)的光学显微镜照片。

图4是示出假设Ti热轧板时β晶粒以层状分布的情况的示意图。

图5是示出β晶粒局部集中的情况的示意图。

图6是示出计算β相的晶粒的数密度的变异系数的步骤的说明图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。

[化学组成]

对本实施方式的钛合金构件的化学组成进行详细描述。如后面所述，本实施方式的钛合金构件经过热轧、退火、切割、除氧化皮、热锻、机械加工以及镜面研磨等来制造。因此，钛合金构件的化学组成不仅适合于钛合金构件的特性，而且也适合于这些处理。在以下的说明中，只要没有特别说明，钛合金构件中所含的各元素的含量的单位即“％”是指“质量％”。本实施方式的钛合金构件为Al：1.0～8.0％、Fe：0.10～0.40％、O：0.00～0.30％、C：0.00～0.10％、Sn：0.00～0.20％、Si：0.00～0.15％以及余量：Ti和杂质。

(Al：1.0～8.0％)

Al抑制镜面研磨、特别是干式研磨时温度升高而引起的硬度下降。如果Al含量小于1.0％，则在镜面研磨时不能获得充分的硬度，并且不能获得优异的镜面性。因此，Al含量为1.0％以上，优选为1.5％以上。另一方面，如果Al含量超过8.0％，则硬度变得过大(例如，维氏硬度Hv5.0超过400)，无法获得充分的加工性。因此，Al含量为8.0％以下，优选为6.0％以下，更优选为5.0以下。进一步优选为4.0以下。

(Fe：0.10～0.40％)

Fe是β稳定化元素，通过伴随β相产生而出现的钉扎效应而抑制α相的晶粒的生长。后面会详细进行描述，α相的晶粒越小，凹凸越不明显且镜面性越高。如果Fe含量小于0.10％，则不能充分抑制α相的晶粒的生长，无法获得优异的镜面性。因此，Fe含量为0.10％以上，优选为0.15％以上。另一方面，Fe具有高的β稳定化度，微小的添加量的差异会极大地影响β相分数，β相分数变为20％的温度T_β20会大幅变动。温度T_β20低于锻造温度时，认为形成针状组织，α相的晶粒的长径比的平均值可能超过3.0。或者，分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数可能超过0.30。因此，Fe含量为0.40％以下，优选为0.35％以下。

(O：0.00～0.30％)

O不是必要元素，例如以杂质的形式包含。O会过度增加硬度从而降低加工性。O使在室温左右的温度下的硬度提高，但是与Al相比，镜面研磨时的温度升高而引起的硬度下降显著，对镜面研磨时的硬度基本没有贡献。因此，O含量越低越好。特别是当O含量超过0.30％时，加工性显著降低。因此，O含量为0.30％以下，优选为0.12％以下。降低O含量需要花费成本，想要将其减少至小于0.05％时成本会显著增加。因此，O含量可以为0.05％以上。

(C：0.00～0.10％)

C不是必要元素，例如以杂质的形式包含。C生成TiC，降低镜面性。因此，C含量越低越好。特别是当C含量超过0.10％时，镜面性显著下降。因此，C含量为0.10％以下，优选为0.08％以下。降低C含量需要花费成本，想要将其减少至小于0.0005％时成本会显著增加。因此，C含量可以为0.0005％以上。

(Sn：0.00～0.20％)

Sn不是必要元素，但是与Al一样，Sn抑制镜面研磨、特别是干式研磨时的温度上升引起的硬度下降。因此，可以含有Sn。为了充分获得该效果，Sn含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。另一方面，如果Sn含量超过0.20％，则加工性可能会受到不良影响。因此，Sn含量为0.20％以下，优选为0.15％以下。

(Si：0.00～0.15％)

Si不是必要元素，但是与Fe一样，Si抑制晶粒的生长并提高镜面性。另外，Si与Fe相比难以偏析。因此，可以含有Si。为了充分获得该效果，Si含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。另一方面，如果Si含量超过0.15％，则Si的偏析会给镜面性带来不良影响。因此，Si含量为0.15％以下，优选为0.12％以下。

(余量：Ti和杂质)

余量为Ti和杂质。作为杂质，可例示出矿石、废料等原材料中所包含的物质、制造工序中所包含的物质，例如C、N、H、Cr、Ni、Cu、V、Mo。这些C、N、H、Cr、Ni、Cu、V、Mo的总量期望为0.4％以下。

[组织]

接下来，对本实施方式的钛合金构件的组织进行详细描述。本实施方式的钛合金构件具有β相分散在α相母相中的金相组织，期望的是α相面积率为90％以上的α-β型钛合金(双相组织)。本实施方式中，α相的晶粒的平均粒径为15.0μm以下，α相的晶粒的平均长径比为1.0以上且3.0以下，分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数为0.30以下。

(α相的晶粒的平均粒径：15.0μm以下)

如果α相的晶粒的平均粒径超过15.0μm，则凹凸容易变得显著，无法获得优异的镜面性。因此，α相的晶粒的平均粒径为15.0μm以下，优选为12.0μm以下。α相的晶粒的平均粒径例如可以通过线段法从使用金相组织观察用试样拍摄的光学显微镜照片中求出。例如，准备以200倍的倍率拍摄的300μm×200μm的光学显微镜照片，在该光学显微镜照片上纵横分别画出五条线段。对于每条线段，利用横穿该线段的α相的晶粒的晶界数算出平均粒径，以对应于总计10条线段的平均粒径的算术平均值作为α相的晶粒的平均粒径。需要说明的是，计量晶界数时，不包括孪晶边界的数量。另外，在进行所述拍摄时，通过用氢氟酸-硝酸水溶液蚀刻被镜面研磨的试样断面，α相呈白色，β相呈黑色，因此能够容易地区分α相和β相。需要说明的是，可以利用Fe在β相中富集的性质，通过EPMA来区分α相和β相。例如，可以将与作为母相的α相相比，Fe的强度为1.5倍以上的区域判断为β相。

(α相的每个晶粒的平均形变孪晶数：2.0个以上且10.0个以下)

在母相和孪晶的界面(孪晶边界)处，存在与晶界类似的晶体的不连续面，因此存在的孪晶越多，基本上越能够得到与晶体粒径变小时等同的效果。即，研磨时的凹凸变小，能够获得优异的镜面性。α相的每个晶粒的平均形变孪晶数为2.0个以下的情况下，不能获得显著的效果。因此，α相的每个晶粒的平均形变孪晶数优选为2.0个以上，更优选为3.0个以上。另一方面，α相的每个晶粒的平均形变孪晶数超过10.0个的情况下，硬度变得过高，加工性下降。因此，α相的每个晶粒的平均形变孪晶数优选为10.0个以下，更优选为8.0个以下。需要说明的是，通过准备从金相组织观察用试样中任意选择的视场120μm×80μm的光学显微镜照片，计算在其视场中观察到的所有的以α相的晶粒为对象的形变孪晶的个数来测定形变孪晶数。由其算术平均值求出α相的每个晶粒的平均形变孪晶数。

(α相的晶粒的平均长径比：1.0以上且3.0以下)

α相的晶粒的长径比是用该α相的晶粒的长轴的长度除以短轴的长度而得到的商。在此，“长轴”是指连接α相的晶粒的晶界(轮廓)上的任意两点的线段中长度最大的线段，“短轴”是指与长轴正交且连接晶界(轮廓)上的任意两点的线段中长度最大的线段。α相的晶粒的平均长径比超过4.0时，则形状各向异性高的α相的晶粒所伴随的凹凸容易变得明显，无法获得优异的镜面性。因此，α相的晶粒的平均长径比为3.0以下，优选为2.5以下。另外，长轴与短轴相等时，长径比为1.0。从其定义来看，长径比不会小于1.0。需要说明的是，由于钛合金构件是经过热锻而制造的，因此根据观察组织的断面，α相的晶粒的平均长径比可能会出现无法忽略的差别。因此，作为α相的晶粒的平均长径比，使用彼此正交的三个断面之间的平均值。每个断面的平均长径比例如通过在以200倍的倍率拍摄的300μm×200μm的光学显微镜照片中，从面积最大的晶粒中抽出50个α相的晶粒，算出它们的长径比的平均值来获得。

图1示出了由针状组织形成的α+β型双相合金中的α相组织的光学显微镜照片，图2示出本实施方式的钛合金构件的α相组织的光学显微镜照片。针状组织的凹凸易明显，不能获得优异的镜面性。为了区别于针状组织，本实施方式的钛合金构件中的α相的晶粒的平均长径比为3.0以下。

(分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数：0.30以下)

在此，参照图3至图5来说明求出分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数的方法。图3是用于说明发明的实施方式的钛合金构件的α相组织中β相分布的均匀性(β晶粒均匀分散)的光学显微镜照片，β相的晶粒的数密度的变异系数为0.30以下。图4是示出假设Ti热轧板时β晶粒以层状分布的情况的示意图，β相的晶粒以层状分布，β相的晶粒的数密度的变异系数为1.0。图5是示出β晶粒局部集中的情况的示意图，β相的晶粒的数密度的变异系数为约1.7。

分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数是表示β相分布的均匀性的指标，通过如下方式计算。首先，如图6的(1)所示，将以200倍的倍率拍摄的300μm(横)×200μm(纵)的光学显微镜照片纵向10等分、横向10等分，分割成100格。接下来，求出每格的β晶粒的数密度(用存在于每格中的β晶粒的数量除以格的面积而得到的值)。此时，以圆当量直径0.5μm以上的β晶粒为对象，跨2格以上存在的β晶粒按照每格中存在0.5个来计数。例如，如图6的(2)所示，在放大的纵横3×3个格中，圆当量直径小于0.5μm的β晶粒10的改善镜面性的效果差，因此不算在β晶粒的数量内。另外，对于跨2格存在的β晶粒11，按照每格中存在0.5个来计数。例如，放大成图6的(2)而示出的纵横3×3个的每格的β晶粒的数密度(个数/μm²)如图6的(3)所示。然后，计算图6的(1)所示的100格中的β晶粒的数密度的加权平均和标准偏差。然后，将用标准偏差除以加权平均而得到的商作为分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数。分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数超过0.30时，则β相的不均匀分布会导致在镜面研磨时容易产生凹凸，无法获得优异的镜面性。因此，分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数为0.30以下，优选为0.25以下。

[制造方法]

接下来，对本发明的实施方式的钛合金构件的制造方法的一例进行说明。需要说明的是，以下说明的制造方法是用于获得本发明的实施方式的钛合金构件的一例，本发明的实施方式的钛合金构件不限于以下制造方法。在该制造方法中，首先，对上述化学组成的钛合金坯料进行热轧以及冷却至室温来获得热轧材。接着，对热轧材进行退火以及冷却至室温从而获得热轧退火材。之后，调整热轧退火材的尺寸，去除氧化皮，以及进行热锻。重复进行2到10次热锻，每次进行热锻时冷却至室温。随后，进行机械加工和镜面研磨。通过这种方法，能够制造本发明的实施方式的钛合金构件。

(热轧)

钛合金坯料例如可以通过熔融、铸造以及锻造原料来获得。热轧始于α和β的两相区域(低于β相变温度T_β100的温度区域)。通过在两相区域进行热轧，密排六方结构(hexagonal close-packed：hcp)的c轴朝向与热轧退火材表面垂直的方向取向，面内各向异性变小。各向异性的下降对于提高镜面性是极其有效的。在β相变温度T_β100或高于β相变温度T_β100的温度下开始热轧时，针状组织的比例增加，无法获得具备平均值为1.0以上且3.0以下的长径比的α相的晶粒。

(退火)

在600℃以上且β相分数变为20％的温度T_β20以下的温度区域内，在30分钟以上且240分钟以下的条件下，进行热轧材的退火。退火温度小于600℃时，则不能通过退火完成再结晶，加工组织残留，α相的晶粒的平均长径比超过3.0，或者β相分布不均匀的加工组织残留，无法获得优异的镜面性。另一方面，退火温度超过温度T_β20时，则针状组织的比例增加，α相的晶粒的平均长径比超过3.0，或者β相的晶粒的数密度的变异系数超过0.3。另外，α相的晶粒的平均粒径有可能超过15.0μm。如果退火时间小于30分钟，则不能通过退火完成再结晶，加工组织残留，α相的晶粒的平均长径比超过3.0，或者β相分布不均匀的加工组织残留，无法获得优异的镜面性。如果退火时间超过240分钟，则α相的晶粒的平均粒径超过15.0μm，无法获得优异的镜面性。另外，退火时间越长，氧化皮越厚，成品率下降。

(调整尺寸、除去氧化皮)

将热轧退火材加工成适合于热锻所使用的模具的尺寸。例如，从厚板状的热轧退火材中切取坯料，或者对圆棒状的热轧退火材进行拉丝或轧制。之后，通过酸洗或切削除去存在于热轧退火材的轧制面上的氧化皮。也可以通过进行酸洗和切削这两者来除去氧化皮。

(热锻)

基本上，通过进行规定的退火，α相的晶粒的平均粒径和平均长径比可以满足本发明，但是如果不进行热锻，则β相的晶粒的数密度的变异系数不满足本发明。如果热锻的温度低于750℃，则材料的变形阻力大，会促进工具的损坏和磨损。另一方面，热锻的温度超过温度T_β20时，针状组织的比例增加，α相的晶粒的长径比的平均值超过3.0，或者β相的晶粒的数密度的变异系数超过0.3。锻造次数越多，β相的分布越趋于均匀，α相的晶粒的长径比趋于变小。

可以从相图获得β相变温度T_β100和β相分数变为20％的温度T_β20。相图例如可以利用CALPHAD(相图及热化学计算耦合、Computer Coupling of Phase Diagrams andThermochemistry)法获得，例如，为此可以使用Thermo-Calc Software AB公司的集成热力学计算系统即Thermo-Calc和规定的数据库(TI3)。

热锻后，冷却至室温。此时，如果从锻造温度至500℃为止的平均冷却速度小于20℃/秒，则在冷却中生成β相，通过之后的加热难以使β相的分布均匀，无法使β相的晶粒的数密度的变异系数为0.3以下。另外，冷却中，Al和Fe扩散，出现它们的浓度不均的现象，镜面研磨后的表面状态也出现不均。进行水冷时的平均冷却速度也取决于对象物的尺寸，但是大致为300℃/秒；进行空冷时的平均冷却速度大致为3℃/秒，因此优选进行水冷。

然后，反复进行热锻和冷却至室温。仅进行1次锻造时，无法使β相的晶粒的数密度的变异系数为0.3以下，或者无法使α相的晶粒的平均长径比为3.0以下。另一方面，即使反复进行11次以上的锻造和冷却，组织的变化也很小，可能导致成品率下降和制造成本增加。冷却后的再加热中，β相均匀分散。

为了使α相的每个晶粒的平均形变孪晶数为2.0个以上，需要使最终锻造时的最大断面收缩率为0.10以上。另一方面，为了使α相的每个晶粒的平均形变孪晶数为10.0个以下，需要使最终锻造时的最大断面收缩率为0.50以下。在此，断面收缩率可以通过材料的某个断面中的锻造前的截面积A₁和锻造后的截面积A₂，利用{(A₁-A₂)/A₁}计算。在本发明中，在与最终锻造的压缩方向平行的断面中，将断面收缩率最大的断面中的断面收缩率作为最大断面收缩率。

作为一例，本发明实施方式的钛合金构件可以通过以上的制造方法来制造。之后，通过这种方式制造的本发明的实施方式的钛合金构件可以经过如下的机械加工和镜面研磨，从而制成装饰品等外观优异的各种产品、零件。

(机械加工)

对这样制造的本发明的实施方式的钛合金构件进行例如切削等机械加工。对于机械加工，例如进行钻孔以连接装饰品的各零件。

(镜面研磨)

另外，例如在机械加工后进行镜面研磨。可以进行湿式研磨或干式研磨中的任一种，但是从抑制塌边的角度出发，干式研磨比湿式研磨优选。尽管在干式研磨中温度容易比湿式研磨高，但是在本实施方式中含有适量的Al，因此伴随温度升高的硬度下降被抑制。对于镜面研磨的具体方法没有特别限定，例如，根据目的区分使用麻系、草系、布系的研磨用轮或砂纸来进行研磨。

如上所述，通过对本发明的实施方式的钛合金构件进行机械加工和镜面研磨，能够获得装饰品等外观优异的各种产品、零件。

[评价]

对于本发明的实施方式的钛合金构件，如下评价良好的加工性和优异的镜面性。

(维氏硬度Hv5.0)

对于本发明的实施方式涉及的钛合金构件，作为评价良好加工性的指标，维氏硬度Hv5.0为200以上且400以下被认为合格。维氏硬度Hv5.0小于200时，镜面研磨时无法获得充分的硬度，无法获得优异的镜面性。另一方面，维氏硬度Hv5.0超过400时，总伸长率大多小于10％，加工性劣化。对于维氏硬度的测定，根据JIS Z 2244，以5kgf的测定载荷、15s的保持时间进行7点试验，算出去掉最大值和最小值后的5点的平均值。另外，维氏硬度通过如下方式进行测定：例如，将锻造后的产品切割后，通过研磨制作平面，在该平面中，以相邻的2个压痕的中心之间的距离为压痕尺寸的5倍以上的方式间隔进行测定。

(DOI)

另外，作为评价优异的镜面性的指标，使用表示图像清晰度的参数DOI(Distinctness of Image)。根据ASTM D 5767，以20°的入射光角度进行DOI测定。例如使用Rhopoint Instruments公司制造的外观分析仪Rhopoint IQ Flex20等测定DOI。DOI越高，镜面性越好，将DOI为60以上的情况认定为合格。

需要说明的是，上述实施方式均仅仅是实施本发明时的具体示例，本发明的保护范围不应根据其进行限定解释。即，在不脱离本发明的技术构思或其主要特征的情况下，可以以各种形式实施本发明。

实施例

接下来，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一个条件示例，本发明不限于该条件示例。只要不脱离本发明的主旨、实现本发明的目的，本发明可以采用各种条件。

在该实施例中，准备具有表1所示的化学组成的多个坯料。表1中的空白栏表示该元素的含量小于检出界限，余量为Ti和杂质。表1中的下划线表示该数值超出本发明的范围。

[表1]

接着，在表2-1至2-2所示的条件下对坯料进行热轧、退火和热锻，制备模拟装饰品(拉刀)的形状的评价用样品，然后进行干式研磨。在干式研磨中，按照研磨纸由粗到细依次研磨，然后抛光得到镜面。表2-1至表2-2中的下划线表示该条件超出了适于制造本发明的钛合金构件的范围。

[表2-1]

[表2-2]

然后，在干式研磨后评价镜面性。在镜面性的评价中，使用表示图像清晰度的参数即DOI(Distinctness of Image)。根据ASTM D 5767，以20°的入射光角度进行DOI测定。例如使用Rhopoint Instruments公司制造的外观分析仪Rhopoint IQ Flex20等测定DOI。DOI越高，镜面性越好，将DOI为60以上的试样作为镜面性的合格线。另外，对于进行了镜面性评价的部件在任意的断面上进行切割、镜面研磨、蚀刻后，拍摄光学显微镜照片，使用该照片，测定α相的晶粒的平均粒径、α相的晶粒的平均长径比、分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数以及α相的每个晶粒的平均形变孪晶数。另外，通过维氏硬度试验测定硬度(Hv5.0)。

将结果示于表3-1至3-2。表3-1至表3-2中的下划线表示该数值超出本发明的范围，或者其评价超出本发明要获得的范围。需要说明的是，在表3-1至表3-2中，粒径：α相的晶粒的平均粒径；长径比：α相的晶粒的平均长径比；β晶粒密度的变异系数：β相的晶粒的数密度的变异系数。

[表3-1]

[表3-2]

如表3-1至3-2所示，在实施例1～32中，由于它们在本发明的范围内，因此能够兼顾优异的镜面性和加工性。α相的每个晶粒的平均形变孪晶数为2.0～10.0个的实施例1～26、29～32中，获得特别良好的结果。

在比较例1中，由于O含量过高，因此硬度过高，加工性低。在比较例2中，Al含量过低，因此硬度过低，镜面性低。在比较例3、4中，Fe含量过低，因此α相的晶粒的平均粒径过大，镜面性低。在比较例5中，Fe含量过高，因此由于偏析而导致局部存在针状组织，β相的晶粒的数密度的变异系数过高，镜面性低。在比较例6中，Fe含量过低，因此α相的晶粒的平均粒径过大，镜面性低。在比较例7中，Fe含量过高，因此β相的晶粒的数密度的变异系数过高，镜面性低。在比较例8中，Fe含量过少，因此α相的晶粒的平均粒径过大，镜面性低。在比较例9中，Al含量过低，镜面性低。在比较例10中，Fe含量过低，因此α相的晶粒的平均粒径过大，镜面性低。在比较例11中，C含量过多，因此生成TiC，镜面性低。

在比较例12中，热轧温度过高，α相的晶粒的平均长径比过大，β相的晶粒的数密度的变异系数过高，因此镜面性低。在比较例13中，退火温度过低，α相的晶粒的平均长径比过大，因此镜面性低。在比较例14中，退火温度过高，α相的晶粒的平均粒径过大，α相的晶粒的平均长径比过大，β相的晶粒的数密度的变异系数过高，因此镜面性低。在比较例15中，退火时间过短，α相的晶粒的平均长径比过大，因此镜面性低。在比较例16中，退火时间过长，α相的晶粒的平均粒径过大，因此镜面性低。在比较例17中，锻造温度过低，因此模具受损，无法制备试样。在比较例18中，锻造温度过高，α相的晶粒的平均长径比过大，β相的晶粒的数密度的变异系数过高，因此镜面性低。在比较例19中，锻造次数过少，α相的晶粒的平均长径比过大，β相的晶粒的数密度的变异系数过大，因此镜面性低。在比较例20中，锻造后的平均冷却速度过低，β相的晶粒的数密度的变异系数过高，因此镜面性低。在比较例21、22中，没有进行锻造，β相的晶粒的数密度的变异系数过高，因此镜面性低。

在比较例23中，Al含量过高，因此硬度过高，加工性低。在比较例24中，Fe含量过高，因此由于偏析而导致局部存在针状组织，β相的晶粒的数密度的变异系数过高，镜面性低。在比较例25中，Sn含量过多，因此硬度过高，加工性低。在比较例26中，Si含量过高，因此镜面性低。

附图标记说明

10 圆当量直径小于0.5μm的β晶粒

11 跨2格存在的圆当量直径为0.5μm以上的β晶粒

Claims (2)

1.一种钛合金构件，其特征在于，以质量％计为

Al：1.0～8.0％、

Fe：0.10～0.40％、

O：0.00～0.30％、

C：0.00～0.10％、

Sn：0.00～0.20％、

Si：0.00～0.15％、以及

余量：Ti和杂质，

α相的晶粒的平均粒径为15.0μm以下，

α相的晶粒的平均长径比为1.0以上且3.0以下，

分散在α相中的β相的晶粒的数密度的变异系数为0.30以下。

2.根据权利要求1所述的钛合金构件，其特征在于，α相的每个晶粒的平均形变孪晶数为2.0～10.0个。

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