JP6176425B1 - α+β型チタン合金押出形材 - Google Patents
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Abstract
Description
(1)
質量%で、Al:5.5〜6.8%、V:3.5〜4.5%、Fe:0〜0.30%、を含有し、残部がTiおよび合計量0.4%以下の不純物であり、旧β粒径の平均が250μm以下の針状組織からなる、α+β型チタン合金押出形材。
(2)
旧β粒径の平均が180μm以下である、(1)に記載のα+β型チタン合金押出形材。
(3)
針状組織のコロニー中のサイドプレートβ相に含有されるV質量%濃度に対するサイドプレートα相に含有されるV質量%濃度の比の平均が0.24以下、かつ、サイドプレートβ相に含有されるFe濃度の平均が1.1質量%以上である、(1)に記載のα+β型チタン合金押出形材。
(4)
粒界α相の幅が5μm以下である、(1)に記載のα+β型チタン合金押出形材。
Alはα安定化元素であり、α相の分率を増加するために添加する元素である。その含有量が5.5質量%未満であればβ相に比べて強度の高いα相の分率が過少になり、十分な強度が得られず、優れた0.2%耐力が得られない。一方、その含有量が6.8質量%を超えて過多になると、延性が劣化するとともに、Ti3Alが析出することで靭性も劣化し、加工性が低下する。従って、Alの含有量は、その下限を5.5質量%とし、その上限を6.8質量%とする。
Vはβ安定化元素であり、β相の分率を増加するために添加する元素である。すなわち、Vはβ変態点温度を低下させる作用があり、チタン合金の加工温度を下げることが出来る。さらに、Vは強度を向上させる作用があり、その含有量が3.5質量%未満であればβ相の分率が過少になるとともに、0.2%耐力の低下を招く。一方、その含有量が4.5質量%を越えて過多になると伸びが劣化し、加工性の低下を招くことになる。従って、Vの含有量は、その下限を3.5質量%とし、その上限を4.5質量%とする。
Feはβ安定化元素であり、添加することでβ変態点温度を低下させる作用がある。また、0.2%耐力を向上させる作用を持つため、0超質量%のFeを添加することが好ましい。しかしながら、Feの含有量が増加すると、延性が低下し、加工性が低下する。従って、上限を0.30質量%とする。
H含有量が0.015質量%を越えて過多になると、伸びが低下すると共に、脆い水素化物が形成されてチタン合金は脆化する。そのため、Hの含有量の上限は0.015質量%とする。
O、C、Nはα安定化元素であり、添加することでα相の分率を増加するとともに、0.2%耐力を向上させる作用を持つ。しかしながら、それぞれの元素の含有量が増加すると、延性が低下し、加工性が低下する。従って、O:0.20質量%以下、C:0.08質量%以下、N:0.05質量%以下とする。
残部は、Tiおよび不純物である。不純物の元素として、チタンの精錬工程で混入するCl、Na、Mg、およびスクラップから混入するZr、Sn、Cu、Mo、Ni、Nb、Ta、Mn、Crなどの不純物が例示される。いずれの不純物も、含有量が増加するとTiと化合物を生成して靭性が低下し、その結果加工性が低下する。また、不純物の総含有量が過多になると、延性が低下するために加工性が劣化する。従って、本発明の効果を阻害しないよう、その他の元素の合計は0.40質量%以下に制御する必要がある。
針状組織では、一部の転位はα/β相境界を容易に伝播するため、一部の転位の堆積距離はコロニーサイズの半分で与えられる。また、コロニーサイズは旧β粒径の減少に伴って減少する。そのため、旧β粒径の減少に伴い、コロニー境界での転位の堆積による応力場が減少し、組織微細化強化により0.2%耐力が上昇する傾向にある(図3)。逆に言えば、旧β粒径が大きくなると、転位の堆積距離が増加してコロニー境界で生じる応力集中が増加するために、0.2%耐力が低下する。さらに、旧β粒径が小さくなると、コロニーサイズが小さくなり、旧β粒界およびコロニー境界に堆積する転位数が減少するために、旧β粒界およびコロニー境界における応力集中が緩和されて伸びが上昇する。そこで、本発明において、0.2%耐力が830MPa以上、伸びが10%となる旧β粒径の平均である250μmを上限とした。一方、下限については必ずしも限定されるものではないが、50μm以上が好ましい。それ以上細かくするには押出温度を下げるか、押出の際に強加工を行う必要があり、変形抵抗が大きくなることから、装置の負担が大きいので、上記の下限が好ましい。
先ず、図5(a)、(b)で説明した製造条件についての実施例1を行った。表2に実施例1で行ったそれぞれの製造条件を示す。実施例1(表2)の本発明例(試験番号4〜15)では、上記ビレットを、Arガス雰囲気で600℃(表面と中心の温度差が5℃)に予加熱した後、誘導加熱によりTβ〜(Tβ+200)℃に加熱して押出加工を行った後、1.7℃/秒の冷却速度で放冷した。また、本発明例(試験番号8〜10、13〜15)では、さらに熱押形材を拡散焼鈍した(図5(b)の製造条件)。
この熱押形材の図6に示す位置からASTM E8 ハーフサイズ引張試験片(平行部φ6.35mm、ゲージ長25mm)を得た。
引張試験片の採取位置と同一の位置から組織観察試験片を採取し、L断面について、光学顕微鏡観察写真を用いて組織観察を行った。旧β粒径は、切断法で円相当直径を測定し、3mm×6mm(粒数最小約200個)の平均を求めた。
等軸組織部と針状組織部はマクロ組織観察により判断できる。マクロ組織は二つの領域に分けられ、金属光沢の強い領域と、白く見える光沢の低い領域である。いずれの領域も、マクロエッチングにより生じた表面の凹凸で光が反射して金属光沢が生じる。しかしながら、細粒の等軸α粒を含む領域では、針状組織の領域に比べて表面に生じる凹凸が細かく、光が乱反射する。そのため、等軸組織の領域は、針状組織の領域に比べて白く見える。組織分布は、全体長さ4000mmの形材を200mmごとに分割した断面(最先端部の端面を含む)を調査した。
反りは、図7に示すように、形材長手方向の両端を結ぶ直線に対して、形材中央部における距離を反りと定義した。なお、実際の測定は、形材両端のA点(図6)に紐を取り付けて実施した。
次に、図5(c)、(d)で説明した製造条件についての実施例2を行った。表3に実施例2で行ったそれぞれの製造条件を示す。実施例2(表3)の本発明例(試験番号7〜15)では、上記ビレットを900℃((Tβ−200)℃〜β変態点温度(Tβ))に加熱して押出加工を行った後、1030℃に加熱して10秒もしくは120秒のβ単相域熱処理を行った後、1.7℃/秒の冷却速度で放冷した。また、本発明例(試験番号13〜15)では、さらに熱押形材を拡散焼鈍した(図5(d)の製造条件)。
次に、押出加工を行った後の冷却速度についての考察を行った。製造条件と形材の品質を表4に示す。冷却速度は、形材の上面中央A,および形材の下面中央Bの位置における最高到達温度から500℃までの冷却速度を示す。
2 ステム
3 ダミーブロック
4 ダイス
5 ビレット
6 形材
11 押出方向
Claims (4)
- 質量%で、Al:5.5〜6.8%、V:3.5〜5.8%、Fe:0超〜0.30%、を含有し、残部がTiおよび合計量0.4%以下の不純物であり、旧β粒径の平均が250μm以下の針状組織からなる、α+β型チタン合金押出形材。
- 旧β粒径の平均が180μm以下である、請求項1に記載のα+β型チタン合金押出形材。
- 針状組織のコロニー中のサイドプレートβ相に含有されるV質量%濃度に対するサイドプレートα相に含有されるV質量%濃度の比の平均が0.24以下、かつ、サイドプレートβ相に含有されるFe濃度の平均が1.1質量%以上である、請求項1に記載のα+β型チタン合金押出形材。
- 粒界α相の幅が5μm以下である、請求項1に記載のα+β型チタン合金押出形材。
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