JP2017218660A - チタン合金鍛造材 - Google Patents
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[Mo]eq=[Mo]+[Ta]/5+[Nb]/3.6+[W]/2.5+[V]/1.5+1.25[Cr]+1.25[Ni]+1.7[Mn]+1.7[Co]+2.5[Fe]・・・(1)
そして、本発明に係るチタン合金鍛造材は、α相とβ相の面積率の合計が99%以上であり、一次α相の平均粒径が2.5μm以下であり、一次α相の平均アスペクト比が3.0以下であり、表面側と内部側の一次α相の面積率の差が7.0%以下である。ここで、前記表面側とは、前記チタン合金鍛造材の表面から15±10mmの深さの部分であり、前記内部側とは、前記チタン合金鍛造材の断面に100〜500mmの大きさの内接円を設定したときに、前記内接円の中心±15mmの深さの部分である。
本発明に係るチタン合金鍛造材は、航空機用部品等に用いられ得るチタン合金鍛造材であって、鍛造や熱処理によって金属組織を制御することで、機械的特性に優れたものとすることができる。
本発明に係るチタン合金は、元素Xの含有量(質量%)を[X]としたときに、下記式(1)で表されるMo(モリブデン)当量[Mo]eqが10以上13未満である。
[Mo]eq=[Mo]+[Ta]/5+[Nb]/3.6+[W]/2.5+[V]/1.5+1.25[Cr]+1.25[Ni]+1.7[Mn]+1.7[Co]+2.5[Fe]・・・(1)
Mo当量は、チタン合金の各相の安定性を示す指標として、一般的に使用されているものである。Mo当量の詳細については、G. Lutjering & J. C. Williams, "Titanium", Second Edition, Springer-Verlag, Berlin, 2010, p30または古原、牧, 金属, vol.66(1996), No.4, p289 等において説明がなされている。
Mo当量は、強度を確保するために10以上の値は必要であり、より好ましくは10.5以上である。一方、熱間鍛造性や延性を良好なものとするために13未満に制御することが必要であり、より好ましくは12.5以下である。
本発明のチタン合金鍛造材はニアβ型チタン合金鍛造材であり、その金属組織は、主にα相とβ相からなり、α相は、一次α相と二次α相からなる。本発明のチタン合金鍛造材の金属組織は、一次α相の平均粒径が2.5μm以下であり、一次α相の平均アスペクト比が3.0以下であり、表面側と内部側の一次α相の面積率の差が7.0%以下である。また、一次α相の面積率が20%以下であることが好ましい。また、二次α相の平均間隔が200nm以下であることが好ましい。
以下、各特性について順次説明する。
本発明のチタン合金鍛造材の金属組織において、一次α相と二次α相とは、粒径が異なる。そこで、倍率400倍の光学顕微鏡を用いて観察したときのα相の粒径によって、一次α相と二次α相とを区別して規定することとする。すなわち、倍率400倍の光学顕微鏡で観察したときに、粒径が0.5μm以上の閉じた領域のα相を一次α相と定義する。一次α相以外の領域は、二次α相およびβ相を含む領域となる。ここで、粒径は、円相当径として求められる。また、α相およびβ相以外の組織は除外している。
チタン合金鍛造材の機械的特性のばらつきを抑制するため、金属組織中の一次α相の平均アスペクト比を3.0以下に制御する。一次α相の平均アスペクト比が3.0を超えると、延性が低下し易く、特性ばらつきも生じ易くなる。すなわち、一次α相のアスペクト比が小さい球状の形態に制御すると、特性ばらつきが少なくなり、安定して延性を確保することができる。一次α相の平均アスペクト比は、好ましくは、2.7以下である。一次α相の平均アスペクト比は、金属組織の倍率400倍の光学顕微鏡写真を画像解析することによって求められる。一次α相の平均アスペクト比を3.0以下に制御するには、鍛造を所定の条件で行う方法があるが、詳細は後記する。
大型のチタン合金鍛造材においては、鍛造材の表面側と内部側との間の機械的特性のばらつきが問題となる。ここで、大型のチタン合金鍛造材とは、断面図において100〜500mmの大きさの最大内接円を設定することができるチタン合金鍛造材を意味する。また、チタン合金鍛造材の表面側とは、鍛造材の表面付近であり、鍛造材の表面から15±10mmの深さの部分を意味する。また、チタン合金鍛造材の内部側とは、鍛造材の中心付近であり、鍛造材の断面に100〜500mmの大きさの内接円を設定したときに、内接円の中心±15mmの深さの部分を意味する。ここで、鍛造材の断面の内接円とは、鍛造材の断面において、表側表面と裏側表面の両者に接する円のことを意味する。
チタン合金鍛造材の延性を確保しつつ強度を高めるために、一次α相の面積率を20%以下に制御することが好ましい。一方、延性を確保する上で一次α相の面積率は一定量必要であり、通常は一次α相の面積率5%以上が目安である。一次α相の面積率は、金属組織の倍率400倍の光学顕微鏡写真を画像解析することによって求められる。一次α相の面積率を20%以下に制御するには、溶体化処理の温度を所定の条件で行う方法があるが、詳細は後記する。
本発明のチタン合金鍛造材の金属組織において、二次α相は、一次α相以外の領域を、FE−SEM(電界放射型走査電子顕微鏡)を用いて倍率3万倍に拡大することによって観察することができる。このとき、二次α相とβ相とは、相互に入り組んだ不規則な形状を有しているが、画像の色相から両者を区別して認識することができる。
次に、本発明で規定する組織を得るための製造方法の一例について説明する。
上記の金属組織を有するチタン合金鍛造材は、以下に記載するチタン合金鍛造材の製造方法を適用することによって、製造することが可能である。本発明のチタン合金鍛造材の製造方法は、鍛造工程、溶体化工程、時効工程の各工程において、以下に記載する特定の加工条件で加工を行うことを特徴としている。
本発明のニアβ型チタン合金は、元素Xの含有量(質量%)を[X]としたときに、下記式(1)で表されるMo当量[Mo]eqが10以上13未満であるチタン合金からなる。
[Mo]eq=[Mo]+[Ta]/5+[Nb]/3.6+[W]/2.5+[V]/1.5+1.25[Cr]+1.25[Ni]+1.7[Mn]+1.7[Co]+2.5[Fe]・・・(1)
鍛造工程では、β変態域(Tβ〜(Tβ+200℃)程度)に加熱して鍛造を行い、鍛造材としての形状を整える。その後、α+β温度域((Tβ−300℃)〜Tβ程度)に加熱して、α+β域での相当歪量が累積で2〜10となるように鍛造する(以下、累積された相当歪量を「累積歪量ε」と記載する。)。加熱時間は1〜8hr程度である。累積歪量εを2以上へ増やすことによって、α相を微細にし、かつ球状の形状に作りこむ。尚、累積歪量εを高くするためには、複数回に分けて加熱と鍛造を繰返せばよい。累積歪量εは10を超えてもよいが、効果が飽和するため2〜10とする。累積歪量εは好ましくは、3以上である。
鍛造後に、溶体化処理を行う。溶体化処理は、(Tβ−70℃)を超える温度であって、(Tβ−20℃)以下の温度に加熱することが好ましい。保持温度が(Tβ−70℃)以下の温度の場合、一次α相の面積率が高くなり易く、強度が低下し易い。また、保持温度が(Tβ−20℃)を超える場合、表面側と内部側の一次α相の面積率の差が大きくなり易く、機械的特性のばらつきが大きくなり易い。溶体化処理の保持時間は、好ましくは60〜240minである。その後の時効工程で強度を確保するため、加熱保持後は、水冷する。
溶体化処理後に、時効処理を行う。時効処理は、480℃〜520℃の温度に保持することが好ましい。この温度範囲よりも低い場合は、二次α相が微細化し脆化の恐れがある、また、この温度範囲よりも高い場合は、二次α相の平均間隔が200nmを超えて、強度が低下し易い。時効処理の保持時間は、好ましくは2〜12hrである。
AMS4984で規定されるTi-10V-2Fe-3Al合金(Tβ:810℃、Mo当量11.7)からなるビレットを用いて、β変態点の810℃以上の温度で鍛造後に、表1に記載の各条件で、鍛伸してφ180mmの鍛造材とし、その後熱処理を行った。表1には、α+β域での仕上げ鍛造における累積歪量εを示した。
得られた鍛造材(試験材No.1〜9)の表面側と内部側からそれぞれ引張試験用試験片と組織観察用ブロックを切り出して評価に供した。このとき、物性がばらつく端部を避けるため、引張試験用試験片と組織観察用ブロックを切り出す位置は、鍛造材の長さ方向(L方向、鍛伸方向)の各端部から50mm以上内側となる位置で切り出した。さらに、前記範囲内の鍛造材の任意の位置において、鍛造材の幅方向および厚さ方向における断面平面が得られるように、長さ方向と直角方向であって、厚さ方向と平行に切断した。得られた断面において最大内接円が得られる位置で最大内接円を描いた。表面側の試験片は、試験片の中心位置が当該最大内接円において、表面から15±10mmの深さとなる場所から採取した。一方、内部側の試験片は、試験片の中心位置が当該最大内接円の中心±15mmの深さとなる場所から採取した。図2は、鍛造材の断面における最大内接円と特性の評価位置を示す模式的断面図である。
尚、試験材No.1〜9はいずれも、ニアβ型チタン合金鍛造材であり、α相とβ相の面積率の合計が99%以上であった。
試験材の長さ方向と引張試験片の荷重軸方向が平行になるように、各試験材毎に2個ずつ試験片を採取した。引張試験ではASTM規格のE8に準拠して実施した。試験片サイズはASTM E8のSpecimen2とした。
<試料調製>
鍛造材のL方向(光学顕微鏡で観察した際にβ結晶粒の伸張方向で判別できる)に平行な断面が観察できるように、引張試験片採取位置のすぐ隣の深さが同等の位置から、各試験材毎に表面側と内部側において、各2試験片ずつ組織観察用のブロックを切出した。
樹脂包埋、研磨および腐食(フッ硝酸溶液)を実施し組織観察用のサンプルとし、光学顕微鏡(OLYMPUS社製、GX71)観察、FE−SEM(日立製作所社製、SU-70)観察を実施した。
光学顕微鏡にて、倍率400倍で観察した。円相当径で0.5μm以上に判別される領域を一次α相とし、一次α相以外の領域は一次α相以外の二次α相やβ相などの領域とした。各試験片において、各5枚の写真をランダムに取得し、一次α相の粒径(=円相当径)、アスペクト比、面積率を画像解析(画像解析ソフトウェア;日本ローパー社製、Image-Pro Plus、ver.7.0)により求めた。尚、一次α相は鍛造や熱処理によって徐々にくびれ(凹み)が生じ、更には分断されていくが、くびれが生じていても互いに重なっている一次α相については一つの一次α相としてカウントした。
各試験材の各試験片毎に、倍率3万倍のFE−SEMにより観察を行い、一次α相以外の領域(β相と二次α相が含まれる領域)において、各5枚の写真をランダムに撮影した。
写真を元に、水平方向及び垂直方向に写真の端から端まで線分を各5本、等間隔に引き、線分が二次α相と交わる点をカウントした。その後、(線分長さの合算)÷(カウント数の総数)から、二次α相の平均間隔を算出した。図1に二次α相の平均間隔を算出する方法を示す模式図を示した。線分lと二次α相Pとの交点X1〜X5をカウントした。
尚、測定の際、まれに極端に微細なα相や極端に微細なβ相の領域が存在する場合があるが、画像解析ソフトにて円相当径が5nm以上とカウントされるα相・β相をカウント対象とした。ここで、円相当径の算出にあたっては、図1の交点X4、X5を通る二次α相のような場合、二次α相の中に含まれるβ相(白色)の領域は円相当径を算出する際の計算対象としていない(つまり黒色の領域のみの面積から円相当径を求めた。)
解析結果から、二次α相の平均間隔(各試験材毎に4試験片×5枚の写真の平均)を算出した。
但し、試験材No.5は、溶体化処理の加熱温度が低目の温度であるため、一次α相の面積率が20%を超え、他の試験材に比べて、強度がやや低いものであった。試験材No.6は、時効処理の加熱温度が好ましい温度範囲に比べてやや高いため、二次α相の平均間隔が200nmを超え、他の試験材に比べて、強度がやや低いものであった。
試験材No.2は、α+β域鍛造工程における累積歪量εが小さいため、一次α相の平均アスペクト比が3.0を超え、延性の特性ばらつきにおいて劣るものとなった。
試験材No.3は、α+β域鍛造工程における累積加熱時間が100hrを超えているため、一次α相の平均粒径が2.5μmを超えており、延性の特性ばらつきにおいて劣るものとなった。
試験材No.4は、α+β域鍛造工程における鍛造終了温度が好ましい温度範囲に比べて低いため、一次α相の平均アスペクト比が3.0を超え、表面部と内部における強度と延性の特性ばらつきにおいて劣るものであった。
X1、X2、X3、X4、X5 交点
l 線分
Claims (3)
- 元素Xの含有量(質量%)を[X]としたときに、下記式(1)で表されるMo当量[Mo]eqが10以上13未満であるチタン合金からなるチタン合金鍛造材であって、
[Mo]eq=[Mo]+[Ta]/5+[Nb]/3.6+[W]/2.5+[V]/1.5+1.25[Cr]+1.25[Ni]+1.7[Mn]+1.7[Co]+2.5[Fe]・・・(1)
α相とβ相の面積率の合計が99%以上であり、
一次α相の平均粒径が2.5μm以下であり、
一次α相の平均アスペクト比が3.0以下であり、
表面側と内部側の一次α相の面積率の差が7.0%以下であり、
前記表面側とは、前記チタン合金鍛造材の表面から15±10mmの深さの部分であり、
前記内部側とは、前記チタン合金鍛造材の断面に100〜500mmの大きさの内接円を設定したときに、前記内接円の中心±15mmの深さの部分であることを特徴とするチタン合金鍛造材。 - 前記一次α相の面積率が20%以下であることを特徴とする請求項1に記載のチタン合金鍛造材。
- 二次α相の平均間隔が200nm以下であるであることを特徴とする請求項1または請求項2に記載のチタン合金鍛造材。
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109321855A (zh) * | 2018-10-24 | 2019-02-12 | 南京理工大学 | 一种获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法 |
CN110387485A (zh) * | 2019-07-17 | 2019-10-29 | 西北工业大学 | 一种亚稳β钛合金的成分设计方法 |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62267438A (ja) * | 1986-05-13 | 1987-11-20 | Mitsubishi Metal Corp | 低温での恒温鍛造が可能なTi合金材およびこれを用いたTi合金部材の製造法 |
JPH03240939A (ja) * | 1990-02-19 | 1991-10-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高延性、高靭性チタン合金の製造方法 |
JPH07150316A (ja) * | 1993-12-01 | 1995-06-13 | Nkk Corp | (α+β)型Ti 合金鍛造材の製造方法 |
JPH07252617A (ja) * | 1994-03-11 | 1995-10-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高靱性チタン合金の製造方法 |
JPH08158028A (ja) * | 1994-12-07 | 1996-06-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | チタン合金の強靱化方法 |
JP2012528932A (ja) * | 2009-05-29 | 2012-11-15 | テイタニウム メタルス コーポレイシヨン | 高強度用の近β型チタン合金およびその製造方法 |
WO2016084980A1 (ja) * | 2014-11-28 | 2016-06-02 | 新日鐵住金株式会社 | チタン合金部材およびチタン合金部材の製造方法 |
JP2017002390A (ja) * | 2015-06-16 | 2017-01-05 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン合金鍛造材 |
-
2016
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Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62267438A (ja) * | 1986-05-13 | 1987-11-20 | Mitsubishi Metal Corp | 低温での恒温鍛造が可能なTi合金材およびこれを用いたTi合金部材の製造法 |
JPH03240939A (ja) * | 1990-02-19 | 1991-10-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高延性、高靭性チタン合金の製造方法 |
JPH07150316A (ja) * | 1993-12-01 | 1995-06-13 | Nkk Corp | (α+β)型Ti 合金鍛造材の製造方法 |
JPH07252617A (ja) * | 1994-03-11 | 1995-10-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高靱性チタン合金の製造方法 |
JPH08158028A (ja) * | 1994-12-07 | 1996-06-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | チタン合金の強靱化方法 |
JP2012528932A (ja) * | 2009-05-29 | 2012-11-15 | テイタニウム メタルス コーポレイシヨン | 高強度用の近β型チタン合金およびその製造方法 |
WO2016084980A1 (ja) * | 2014-11-28 | 2016-06-02 | 新日鐵住金株式会社 | チタン合金部材およびチタン合金部材の製造方法 |
JP2017002390A (ja) * | 2015-06-16 | 2017-01-05 | 株式会社神戸製鋼所 | チタン合金鍛造材 |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109321855A (zh) * | 2018-10-24 | 2019-02-12 | 南京理工大学 | 一种获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法 |
CN109321855B (zh) * | 2018-10-24 | 2020-09-18 | 南京理工大学 | 一种获取亚稳β钛合金双态组织的机械热处理方法 |
CN110387485A (zh) * | 2019-07-17 | 2019-10-29 | 西北工业大学 | 一种亚稳β钛合金的成分设计方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
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JP6851147B2 (ja) | 2021-03-31 |
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