JP2011068955A - ナノ結晶チタン合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度であり良好な加工性を備え、自動車をはじめとした各種構造用材料に好適なＴｉ合金とその製造方法を提供する。
【解決手段】α’マルテンサイト相を組織とした合金を動的再結晶が発現する条件で熱間加工する。加工条件は、昇温速度５０〜８００℃／秒で加熱し、７００〜８００℃の温度ではひずみ速度が０．０１〜１０／秒で、８００℃を超え１０００℃未満の温度では０．１〜１０／秒のひずみ速度であって、ひずみを０．５以上とする。これにより、平均結晶粒径が１０００ｎｍ未満である等軸晶を得る。
【選択図】図５

Description

本発明は、高強度Ｔｉ合金およびその製造方法に係り、特に、熱間加工によりナノ結晶を有する高強度で良好な加工性を持つＴｉ合金およびその製造方法に関する。

従来、自動車用部品として使用されるＴｉ合金の中でも、高強度が必要な懸架ばね、エンジン用弁ばね及び二輪車用の懸架ばねには、冷間加工性が優れ、熱処理によって比較的簡単に高強度が得られる、β型に一般分類されるβ型Ｔｉ合金が主に使われている。しかしながら、β型Ｔｉ合金は、通常、高温で安定なβ相を溶体化処理により室温で準安定にしたものであるため、高価な元素であるＶ、Ｍｏ、およびＣｒなどのβ安定化元素を多量に含有する必要がある。このため、低廉材で同等な強度を有するＴｉ合金部品の要望が高まっている。

また、β型Ｔｉ合金は、α相析出時効処理などの熱処理によって強度を上げるが、機構部品では実用上疲労強度が重要である。ところが、β型Ｔｉ合金の破壊は、析出したα相粒内あるいはα相とβ相の境界からき裂が生じて起こり、いずれのき裂の発生もα相とβ相の弾性ひずみ差などが原因と考えられる。このため、β型Ｔｉ合金のようなβマトリックス相から時効処理によるα相の析出で強化する構造では、静的強度が優れても疲労強度の向上には限界があった。このような事情から、高価なβ相安定化元素量が少なく、かつ変形し易く強度の低いβ相が少ないニアα型やα＋β型Ｔｉ合金は、コストや強度の面から自動車部品への応用が要望されている。

一方、例えば特許文献１に開示されているように、代表的なα＋β型に分類されるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ（質量％）合金は、強度、延性及び靭性など機械的性質のバランスが良いことから、全Ｔｉ合金生産量の約７０％を占めるという普及率の高さがある。このため、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、低廉であり成分や素材強度のばらつきが少ない等の利点がある。

このようなＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の機械的性質は、主に組織の形態に依存しており、等軸晶組織、針状（アシキュラー）組織あるいはそれらの混合（バイモダル）組織であるかによって特性や強度に影響を受ける。一般に、等軸晶組織は、強度、伸び、疲労き裂の発生抵抗性及び塑性加工性に優れている。針状晶組織は、クリープ抵抗性、破壊靱性及びき裂の伝播に対する抵抗性が優れている。また、混合組織は、それぞれの組織の長所を持っている。

特許第３７８９８５２号公報

従来のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の加工による組織制御は、主にβもしくはα+β二相安定温度域での熱間加工により行われてきた。その場合、熱間加工前の出発組織としては、等軸晶α＋β相や針状晶α＋β相の組織が用いられていた。本発明者らは、部品形状への加工性に優れ高強度を兼ね備えた素材を得るには結晶粒の微細化が有効と考え、等軸晶α＋β相や針状晶α＋β相の組織を出発組織として種々の加工熱処理を試したが、α結晶粒径は小さくてもマイクロメートルオーダーか、粗大結晶粒との混合になって不均一な組織になり、しかも等軸晶になるとは限らず、部品形状への加工性及びその機械特性は期待できないものであった。

本発明は、安価で普及率が高いＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ系一般規格組成合金、またはニアα型またはα＋β型に分類される組織のＴｉ合金の加工性、強度および靭性を大幅に向上させることにより、自動車用部品をはじめとする構造部材のβ型Ｔｉ合金に代替する材料として好適なＴｉ合金およびその製造方法を提供することを目的としている。なお、β型Ｔｉ合金とは、室温で準安定β相とした後、時効硬化させることができるＴｉ合金に分類される組成を有す合金をいう。

本発明者らは、β型Ｔｉ合金組成ではなく、溶体化処理後の通常冷却により室温で単相のβ相とならず、むしろα相率の多いニアα型またはα＋β型に分類される低廉Ｔｉ合金組成とすることを検討した。そして、部品への成形加工が困難なα相を、結晶粒径がマイクロメートルオーダーの従来組織からナノメートルオーダーの微細等軸晶組織とすることにより、部品への加工性と靭性に優れ、またβ相を極力少なくすることにより高強度と高疲労強度が期待できるＴｉ合金を見出した。さらには、現在まで利用されていなかったα’マルテンサイトを出発組織としたＴｉ合金のナノ結晶粒組織の形成と均一化を達成し、本発明を完成するに至った。

Ｔｉ合金は切欠感受性が高く、一旦き裂が発生すると鋼材と比べてき裂伝播速度が速い。このことから、本発明者らは、結晶粒微細化による強度の向上に加え、等軸晶を主な組織にすることで初期き裂生成に対する抵抗性が高まると考え、均一で微細な等軸晶を加工によって生成させれば強度と靭性が向上し、疲労強度の改善が期待できのではないかと思い至った。さらに、熱間加工中に動的再結晶を発生させ、ひずみ０．５以上の変形を受けた領域で８０％以上の等軸晶を生成することによって、転位密度が非常に少ない微細等軸晶組織にすると、加工に対する抵抗性が低くなり部品形状への加工性が向上するのではないかとの結論に達した。

Ｔｉ合金を溶体化処理後に焼入れするとα’マルテンサイト晶が生成するが、これは溶体化焼入れ過程で無拡散変態にて形成する結晶相であり、β相がそのまま室温まで残留するβ型Ｔｉ合金では発現しない。α’マルテンサイト晶は針状で、結晶構造が平衡α晶と同様に稠密六方晶構造であるが、平衡α晶との違いは、急冷により熱的に不安定な結晶相となること、針状組織中に多量の欠陥（α’（１０−１１）双晶、α’（０００１）上の積層欠陥もしくは転位など）を有することなどが挙げられる。なお、「−１」は１の上にバー（−）を付したものを示している。段落００１８の説明においても同様である。そこで、本発明者らは、このような積層欠陥または転位の集積所はエネルギー的に不安定になり、容易にαの再結晶核生成サイトとして作用することからα＋β相と比べて核生成サイトになる場所が多量に存在し、この組織を出発組織として熱間加工すれば均一で微細なナノメートルオーダーの等軸晶が広域に渡り生成し易くなるものと考えた。

すなわち、本発明のＴｉ合金の製造方法は、熱間加工の出発組織として主としてβトランザス温度から急冷することによって生成するα’マルテンサイト相からなる材料に対して、動的再結晶が発現する加工を行うことを特徴としている。

ここで、動的再結晶が発現する加工とは、具体的には、昇温速度５０〜８００℃／秒で加熱し、７００〜８００℃の温度範囲ではひずみ速度０．０１〜１０／秒の速度でひずみが０．５以上になるような加工を行う。あるいは、８００℃を超え１０００℃未満の温度範囲では、０．１〜１０／秒のひずみ速度であって、ひずみが０．５以上になるような加工を行う。熱間加工法としては、プレス加工または押出加工など、加工時に動的再結晶が発現される加工方法を採用する。さらに、熱間加工後には、動的再結晶で生成されたナノメートルオーダーの結晶粒が粗大化しないように、２０℃／秒以上の速度で冷却する。

上記のようにして製造されたＴｉ合金は、ニアα型および／またはα＋β型Ｔｉ合金に一般分類される配合組成であり、平均結晶粒径が１０００ｎｍ未満の等軸晶が均一に分散した組織からなる。なお、加速電圧２０ｋＶのＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて５００００倍で観察判別できる最小の結晶粒径は９８ｎｍであるので、本発明における結晶粒径の最小値は、実質的には９８ｎｍである。ここで、α＋β型Ｔｉ合金は、通常の鋳造等の冷却速度により常温でβ相が面積率で１０〜５０％となるＴｉ合金であり、ニアα型Ｔｉ合金は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏなどのβ相安定化元素を１〜２質量％含んでいるＴｉ合金で、同冷却速度により常温でのβ相は面積率で０％を超え１０％未満のＴｉ合金である。ただし、これらを急冷し、ほぼ全域（X線回折法でβ相が検出できないレベル）にα’マルテンサイト組織としたものを出発材とし熱間加工後に得る本発明では、β相の面積率は１．０％以下にすることが望ましい。その理由は、β相の面積率が１．０％を超えると、α相とβ相との界面で破壊が起こる可能性が高くなり、疲労強度の低下を来すからである。なお、β相が常温で５０面積％を超過し、マルテンサイト変態を起こさない場合はβ型合金である。

上記のような結晶は、ＥＢＳＤ法でのＧＯＳマップからも分かるように結晶内部に転位がほとんど導入されていない微細で均一な組織であり、従来のＴｉ合金と比べてその強度の向上と部品形状への加工性の向上が期待できる。

前述の特許文献１では、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖα＋β型合金の強化法としてα’マルテンサイトを用いている。特許文献１は、熱処理によってα’マルテンサイトの中に針状α晶を析出させて強度と靭性を向上させたものであり、降伏強度と硬さおよび靭性が同時に改善されたとしている。しかしながら、特許文献１の結晶粒が大きな一般組織では、硬さと靭性は反比例の関係にあり、靭性と硬さが同時に向上できることは期待できない。また、靭性の測定は引張試験後の試料の破断面の絞り率から予測しているが、比較例の記載が無く靱性の正確な判断が難しい。

これに対して、本発明では、Ｔｉ合金の加工性、強度および靭性を大幅に向上させている。以下、本発明の高強度Ｔｉ合金およびその製造方法において、組織及び製造方法を上記のように特定している理由を説明する。

本製法における出発組織であるα’マルテンサイト組織形成のためのＴｉ合金組成としては、通常ニアα型あるいはα＋β型Ｔｉ合金に分類される組成が適している。たとえば、α型Ｔｉ合金に通常分類される組成を以てα’マルテンサイトを全体に生成すべくβトランザス温度以上から急冷すると、βトランザス温度がより高温領域に移動することで加熱エネルギー的に非効率になるとともに、ある温度領域になると脆性なα２相（例えばＴｉ３Ａｌ）が生成することから、ほぼ全体にα’マルテンサイト組織は得られない。またニアβ型およびβ型Ｔｉ合金は、常温でβ相が準安定的に維持されるため、急冷処理してもＸ線回折或いは前記ＥＢＳＤ分析によってβ相が検出されない程ほぼ全体にα’マルテンサイト相となる組織は得られず、β相が残存することが確認される。したがって、α’マルテンサイトを利用した均一で微細な動的再結晶組織を得ることは期待できない。一方、ニアα型およびα＋β型Ｔｉ合金に通常分類される組成では、同処理後同分析レベルでほぼβ相が検出されない。したがって、ニアα型およびα＋β型Ｔｉ合金に分類される組成が良い。

α’マルテンサイト相を出発組織とする理由は、熱的に不安定な相であり、針状組織中に多量の欠陥を有することから、その欠陥場所が再結晶核生成サイトとして容易に作用するためである。また、針状α＋β混合組織では、ａ軸方向であるα＜１１−２０＞の転位が主に動くのに対して、α’マルテンサイトでは、ａ軸方向以外にｃ軸方向の転位も活発に動くことによって変形能はαより高く、さらにその針状組織の転位交差スポットがα＋β混合組織より多方向でかつ多くなる。この交差スポットが核生成サイトとして作用し、熱間加工によって出発組織がα＋β相と比べてはるかに多い核生成サイトが存在することになり、したがってα’マルテンサイト相を熱間加工の出発組織として利用することが有利である。

以下に上記数値限定の根拠を示す。以下の数値限定は、出発組織に与えるエネルギー（熱・時間）が結晶粒粗大化や平衡α+β相への変態を起こす余裕を与えないように、短時間で加熱（平衡相の粗大析出防止）し、加工（無数の再結晶核生成サイト産出）後に急冷（再結晶の成長抑制）するとの前提で検討を行った結果である。

昇温速度：５０〜８００℃／秒
出発組織のα’マルテンサイト相は熱的に不安定な相であるため、昇温速度が５０℃／秒未満であると平衡α＋β相に相変態する時間の余裕を与えてしまう。一方、昇温速度が８００℃／秒を超えると、被加工材の寸法にもよるが、現実的な加熱手段や一連の工程における温度制御が容易でなくなる。また、本発明で得る組織の形成領域を広範囲に得たい場合、表面と内部の温度差が大きくなり過ぎて限界がある。さらに、８００℃／秒を超える昇温速度では素材の流動性が表面と内部で差が大きくなり、加工時に割れが生じ好ましくない。よって、Ｔｉ合金の昇温速度は５０〜８００℃／秒とした。

熱間加工温度が７００〜８００℃のとき、ひずみ速度：０．０１〜１０／秒
熱間加工温度が８００℃を超え１０００℃未満のとき、ひずみ速度：０．１〜１０／秒
ひずみ：０．５以上
上記熱間加工条件はＴｉ合金の動的再結晶が活発に起こり、α’マルテンサイト相を加工出発組織としたときに均一で微細な等軸晶の平均結晶粒径が１０００ｎｍ未満になる条件である。加工温度が７００℃未満で低温になるほど動的再結晶のための駆動エネルギーが不足し、被加工部での動的再結晶領域が少なく不均一化し、全体組織としては加工によって伸びた粗大α晶と不均一な動的再結晶したナノ結晶組織の混合組織になる。あるいは、動的再結晶が起こらずナノ結晶組織が生成されないこともある。一方、加工温度が１０００℃以上になると、β相の生成と成長速度が急増し、平衡β相が粗大化する。そして、その後室温までの冷却によって粗大α相や針状組織に変態する。

次に、加工温度が７００〜８００℃におけるひずみ速度が０．０１／秒未満、加工温度が８００℃を超え１０００℃未満におけるひずみ速度が０．１／秒未満の場合は、本発明の各加工温度範囲において、組織がα＋β変態とその結晶粒粗大化の時間的猶予を与えてしまい、動的再結晶の利点がなくなる。また、実際での操業を考慮すると、生産性の低下などの問題がある。一方、ひずみ速度が１０／秒を超える場合は、速い加工速度による変形抵抗の急増、それによる被加工材の割れ、さらに加工装置への過大な負担から実用的ではない。

また、平均結晶粒径が１０００ｎｍ未満の等軸晶は組織の８０％以上は必要である。これは、上記のような組織の面積率が８０％を下回ると、市場が要求する強度および靭性の向上が顕著に現れないためである。つまり、Ｔｉ合金の全体の８０％以上が動的再結晶を生じる加工を受ける必要がある。そのために、加工によるひずみは０．５以上にする必要がある。また、上記のような組織の面積率は、９０％以上が好ましく、そのために、ひずみは０．８以上が望ましい。なお、後方散乱電子線回折（ＥＢＳＤ）法によるＧＯＳマップの測定で等軸晶における結晶粒内の方位角度差が３°未満である場合に、転位密度が少なく、部品形状加工性に有効な動的再結晶を生じたことが確認される。したがって、そのような測定による面積率が８０％以上、好ましくは９０％以上となるような加工を行う。また、上記のような組織は、必ずしも材料全体に形成する必要はなく、製品の使われ方により、動作応力の高い表層側等、必要な領域のみに本発明の加工条件を適用しその加工部内において本発明で規定する面積率で形成してもよい。

上記した０．５のひずみは、上記組織を得る例えば７００〜９００℃における熱間加工中の変形抵抗曲線から、初期ひずみで変形抵抗の最大値を迎え、その後ひずみ０．５未満までは減少（加工軟化現象）が起こり、０．５以上で動的再結晶がほぼ完了することによりほぼ一定の変形抵抗状態になることが確認されたことから規定している。

なお、本発明におけるひずみは、下記数１によって表される。

加工後の冷却速度：２０℃／秒以上
熱間加工後は動的再結晶により生成したナノ結晶粒を粗大化させないために、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要がある。

本発明のＴｉ合金は、４〜９質量％のＡｌ、２〜１０質量％のＶ、残部がＴｉ及び不可避不純物からなる組成のＴｉ合金であることが望ましい。また、平均結晶粒径は６００ｎｍ以下であることが望ましい。また、硬さは３６０ＨＶ以上で０．２％曲げ耐力は１４００ＭＰａ以上であることが望ましい。

本発明によれば、安価で普及率が高いＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ系一般規格組成合金、またはニアα型またはα＋β型に分類される組織のＴｉ合金の加工性、強度および靭性を大幅に向上させることにより、自動車用部品をはじめとする構造部材のβ型Ｔｉ合金に代替する材料として好適なＴｉ合金が提供される。

本発明の実施例の出発材料であるα’マルテンサイト相からなるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ一般規格組成合金の組織を示す図である。 本発明の実施例である、出発組織がα’マルテンサイト組織のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ一般規格組成合金を加工温度８００℃、ひずみ速度１０／秒で加工したものの、３点曲げ試験後の破断面を示す図である。 比較例である出発組織がα＋β混晶組織のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ一般規格組成合金を加工温度８００℃、ひずみ速度１０／秒で加工したものの、３点曲げ試験後の破断面を示す図である。 加工前出発組織がα’マルテンサイトの素材とα＋β混晶組織の素材を本発明の加工条件で加工中の変形抵抗変化を示す図である。 加工前出発組織が本発明の条件を満たし、加工条件が本発明条件を満たすものと満たさないものの加工温度７００〜１０００℃、ひずみ速度０．００１〜１０／秒の場合の後方散乱電子回折像のＩＰＦマップである。 本発明の条件である出発組織がα’マルテンサイト組織のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ一般規格組成合金を加工温度８００℃、ひずみ速度１０／秒で加工した場合の後方散乱電子回折像のＩＰＦマップを示す図である。 本発明の条件である出発組織がα’マルテンサイト組織のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ一般規格組成合金を加工温度８００℃、ひずみ速度１０／秒で加工した場合の後方散乱電子回折像のＧＯＳマップを示す図である。 加工前出発組織が本発明要件を満さず、加工条件が本発明要件を満たすもの及び満たさないものの加工温度７００〜１０００℃、ひずみ速度０．００１〜１０／秒の場合の後方散乱電子回折像のＩＰＦマップを示す図である。 比較例である出発組織がα＋β混合組織のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ一般規格組成合金を加工温度８００℃、ひずみ速度１０／秒の場合の後方散乱電子回折像のＩＰＦマップを示す図である。 比較例である出発組織がα＋β混合組織のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ一般規格組成合金を加工温度８００℃、ひずみ速度１０／秒の場合の後方散乱電子回折像のＧＯＳマップを示す図である。 本発明材と比較材の３点曲げ試験結果であって破断伸びと０．２％曲げ耐力との関係を示すグラフである。 本発明材における平均結晶粒径と０．２％曲げ耐力との関係を示すグラフである。

工業的に汎用されているＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ一般規格組成合金（グレード５）をあらかじめ加熱しておいた電気抵抗炉の中で１０５０℃で１時間保持し、その後氷水冷を行い、α’マルテンサイト相のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を出発組織材として準備した。図１にα’マルテンサイト組織を示す。試料は高さ１２ｍｍ、直径８ｍｍで、装置は熱間加工シミュレーターであるサーメックマスター−Ｚ（富士電波工機（株））を用いて試料に対して軸対称圧縮加工を行った。７００〜１０００℃の範囲から選んだ各温度で５秒間保持後に加工を行い、加工の際のひずみ速度は０．００１〜１０／秒内から選んだ各値とし、加工による最終ひずみ量は０．８とした。また、加工前の昇温速度は（加工温度−１００℃）までは１００℃／秒とし、（加工温度−１００℃）からは５０℃／秒とした。また、加工後の冷却速度は２５℃／秒とした。

また、比較例として溶体化焼入れ処理を行っていないα＋β混晶組織を出発組織材としたＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に対して同じ加工条件で熱間加工を行った。熱間加工後、加工中心部の断面について走査電子顕微鏡（日本電子（株）ＪＳＭ−７０００Ｆ）に装着した後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）装置（（株）ＴＳＬソリューションズ製、ＯＩＭ ｖｅｒ４．６）により、結晶粒径、β相面積率及び転位密度の評価を行った。結晶粒径と各結晶方位はＥＢＳＤ像を基に分析できるＩＰＦ（逆極点、Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ、結晶方位差5°以上を粒界とする）マップから判定した。同様にβ相の面積率は、相マップ（α相とβ相の結晶構造の違い）から判定し、転位密度はＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）マップ分析によって判定した。すなわち、結晶内のあるＥＢＳＤ焦点とその隣接点との結晶方位角度ズレが３°未満の場合は結晶粒内の転位密度が極めて低い再結晶によって生成した結晶であると判断し、その面積率を測定した。機械的性質は３点曲げ試験を行い、０．２％曲げ耐力を求めた。また、試料の中心部での硬さ測定も行った。

図４は、加工温度７００℃、ひずみ速度１／秒で加工した時のひずみに伴う変形抵抗の変化を、加工前出発組織が本発明要件であるα’マルテンサイト組織のものと比較組織としてα＋β混晶組織について示したものである。本発明要件を出発組織として加工した場合はひずみ０．０５付近をピークに加工軟化現象が観察された後、ひずみ０．５以上で変形抵抗が安定した。これは、先述の通り動的再結晶により転位密度の少ない微細等軸晶の生成を示唆している。一方、比較例のα＋β混晶出発組織は変形抵抗の変化があまりなく、加工途上で著しい組織変化は起こっていないことが示唆される。

図５に加工前出発組織が本発明要件を満たし、加工条件が本発明要件を満たすもの及び満たさないものの後方散乱電子回折像のＩＰＦマップを示す。加工温度７００〜１０００℃、ひずみ速度０．００１〜１０／秒の範囲でひずみ０．８付近まで加工した場合、本発明範囲内では均一なナノ等軸晶が生成していることが判る。しかも、結晶方位解析結果から本発明例は無配向組織であり複雑な部品形状加工性に優位である。しかしながら、本発明範囲外では粗大なα晶および針状組織が生成した。

図６に本発明の実施例（加工条件８００℃、ひずみ速度１０／秒）のＥＢＳＤ法により得たＩＰＦマップを示し、図７にＧＯＳマップを示す。ＩＰＦマップから均一で微細なナノ等軸晶が無配向で生成していることが分かる。またＧＯＳマップから、３°未満の結晶方位角度ズレ領域が観察視野内で９４．３％であることから、非常に転位密度が低い動的再結晶によって生成したナノ結晶であることが確認された。

図８に加工前出発組織が本発明要件を満さず、加工条件が本発明要件を満たすもの及び満たさないもののＥＢＳＤ法により得たＩＰＦマップを示す。加工温度７００〜１０００℃、ひずみ速度０．００１〜１０／秒の範囲でひずみ０．８付近まで加工した場合、マイクロメートルサイズの結晶と粗大α晶の混晶組織か、粗大針状組織が生成し、機械的性質の向上は期待できないことが確認された。

比較例として図８に示した加工条件（８００℃、ひずみ速度１０／秒）のＥＢＳＤ法により得たＩＰＦマップを図９に示し、図１０にＧＯＳマップを示す。ＩＰＦマップから粗大α相が多く残存していることが分かり、その周りでは動的再結晶が存在している。またＧＯＳマップから３°未満の結晶方位角度ズレが６１．１％に止まり、３°以上のエリアが多く組織全体の転位密度が非常に高いことが判る。

加工前出発組織が本発明要件を満たし、加工条件が本発明要件を満たすもの及び満たさないものの後方散乱電子回折像及び機械特性の測定結果を表１に示す。また、表１における平均結晶粒径と０．２％曲げ耐力との関係を図１２に示す。加工温度７００と８００℃でひずみ速度０．０１〜１０／秒の範囲で加工したものはナノ等軸晶が生成し、β相分率も０．８以下であることからα相とβ相との界面での破壊が起こり難くなる。ＧＯＳマップの測定結果から０〜３°以下の結晶方位角度ズレを占める面積も８０％以上であり、均一で微細なナノ等軸晶の生成が確認された。特に、図１２に示すように、平均結晶粒径が６００ｎｍ以下では、０．２％曲げ耐力が飛躍的に向上し、４５０ｎｍ以下でさらに向上した。そして、３７０ｎｍで１８０６ＭＰａという最高値を得た。したがって、平均結晶粒径は、６００ｎｍ以下、望ましくは４５０ｎｍ以下がよく、３７０ｎｍ以下がさらに望ましいことが確認された。一方、α’マルテンサイト出発材でもその加工温度やひずみ速度が本発明条件と異なる場合は、針状になるか、結晶粒が粗大化するなど望ましい組織ではなかった。

加工前出発組織が本発明要件を満さず、加工条件が本発明要件を満たすもの及び満たさないものの後方散乱電子回折像及び機械特性の測定結果を表２に示す。等軸晶を出発材とした場合はほぼ全領域で粗大α晶＋微細結晶になり、不均一な組織となった。また、β相の面積率が高く、α相とβ相との界面の面積が多いことがわかる。

図１１に加工温度８００℃、ひずみ速度１０／秒、ひずみ０．８付近で加工したものの、本発明（出発組織がα’マルテンサイト）と比較例（同α＋β混晶）の３点曲げ試験結果を示す。実施例の場合が３点曲げ試験の０．２％曲げ耐力および最大曲げ応力が高いことがわかる。破断伸びも２０％以上であり、鉄鋼材の場合はナノ結晶になると引張試験結果の破断伸びが１〜３％になるのと比較して本実施例の場合は３点曲げ試験の結果で２０％以上の良好な結果であり、十分な製品加工性を有しており、実用上良好な靭性（強度×延性）の向上が達成できた。

図２に上記３点曲げ試験後中心部の破断面写真を示す。出発組織がα’マルテンサイト相で加工温度が８００℃、ひずみ速度が１０／秒、ひずみ０．８付近で加工したものは、ナノ等軸晶が均一に分布することによって均一かつ微細なディンプルパターンとなり、高靭性が示され、さらには高疲労強度が示唆された。

図３に比較例の３点曲げ試験後中心部の破断面写真を示す。α＋β混合組織出発組織の加工温度８００℃、ひずみ速度１０／秒、ひずみ０．８で加工したものは、一部動的再結晶で微細になった領域はディンプルパターンであるが、粗大α相が存在した領域はへき壊パターンであり、靭性、疲労強度が向上していないことが確認された。

Claims (11)

1. ニアα型および／またはα＋β型Ｔｉ合金に一般分類される配合組成であり、平均結晶粒径が１０００ｎｍ未満の等軸晶が均一に分散した組織からなることを特徴とするＴｉ合金。
2. ４〜９質量％のＡｌ、２〜１０質量％のＶ、残部がＴｉ及び不可避不純物からなる組成のＴｉ合金であることを特徴とする請求項１に記載のＴｉ合金。
3. 加工により組織の変形を受けた部分の任意断面で組織が８０％以上の面積率であることを特徴とする請求項１または２に記載のＴｉ合金。
4. 前記等軸晶が後方散乱電子線回折（ＥＢＳＤ）法による相マップの測定でβ相面積率が０％を超え１．０％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のＴｉ合金。
5. 後方散乱電子線回折（ＥＢＳＤ）法によるＧＯＳマップの測定で前記等軸晶の結晶粒内の方位角度差が３°未満の結晶の面積率が８０％以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のＴｉ合金。
6. 平均結晶粒径が６００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のＴｉ合金。
7. 硬さが３６０ＨＶ以上で０．２％曲げ耐力が１４００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載のＴｉ合金。
8. βトランザス温度以上の温度から急冷することによって生成するα’マルテンサイト相を持つ４〜９質量％のＡｌ、２〜１０質量％のＶ、残部がＴｉ及び不可避不純物からなる組成のＴｉ合金を、動的再結晶が発現する加工方法で加工することを特徴とするＴｉ合金の製造方法。
9. 昇温速度５０〜８００℃／秒で加熱し、７００〜８００℃の温度範囲でひずみ速度０．０１〜１０／秒、または、８００℃を超え１０００℃未満の加工温度で０．１〜１０／秒のひずみ速度でひずみ０．５以上の加工を行い、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項８に記載のＴｉ合金の製造方法。
10. 室温から昇温速度１００℃／秒で加熱し、加工温度よりも１００℃低い温度から５０℃／秒で加熱することを特徴とする請求項９に記載のＴｉ合金の製造方法。
11. ７００〜８００℃の加工温度で０．０１〜１０／秒のひずみ速度でひずみ０．８以上の加工を行うことを特徴とする請求項９または１０に記載のＴｉ合金の製造方法。
    

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