JP7087476B2 - α+β型チタン合金押出形材 - Google Patents
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では、押出時、ビレット内部がβ変態点温度以上に加熱されているために熱間変形抵抗が小さく、小さい押出力で押出加工が可能であり、かつ、得られる形材は表面層が等軸α+β組織を有するため高強度であるとされる。
に全長および形材内外で冷却速度がばらつき、目的とする組織や材質特性が得られない部位が発生するという問題がある。さらに、冷却過程では、熱収縮により形材内部に応力が発生する。このため、冷却速度差が著しく、応力が大きい場合には、塑性変形により形材に反り等の形状不良が生じる、もしくは、冷却後も残留応力が残る場合もあるため好ましくない。
[1]
質量%で、Al:4.4~5.5%、Fe:1.4~2.3%、Mo:1.5~5.5%、O:0%超0.20%以下、C:0%超0.08%以下、N:0%超0.05%以下、Si:0%超0.1%以下を含有し、更に選択的に、Ni:0%以上0.15%未満、Cr:0%以上0.25%未満、Mn:0%以上0.25%未満のうち1種または2種以上含有し、残部がTiおよび合計量0.4%以下の不純物であり、1.4%≦[Fe]+[Ni]+[Cr]+[Mn]≦2.3%の関係を満たし、金属組織が針状組織からなり、旧β粒径の平均が300μm以下、粒界α相の平均最大幅が5μm以下である、α+β型チタン合金押出形材。なお、ここで[Fe]、[Ni]、[Cr]および[Mn]は各含有成分の質量%を示す。
[2]
旧β粒径の平均が250μm以下である、[1]に記載のα+β型チタン合金押出形材。
[3]
押出形材の押出方向に垂直なある一断面の旧β粒の平均粒径d1(m)と、前記一断面に平行で、前記一断面から押出方向に距離L(m)離れた押出形材の別の一断面の旧β粒の平均粒径d2(m)によって計算される下記(1)式の値が、25以下であることを特徴とする[1]または[2]に記載のα+β型チタン合金押出形材。
ただし、前記距離Lは0.3m以上である。
|(d1-d2)/L|×106 (1)
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4.4%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5.5%を超えて過多になると、積層欠陥エネルギーを上げ、双晶変形を抑制するために熱間および室温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。さらに、その含有量が5.5%超になると、平滑な局所すべりを誘発するため、局所すべりが生じた場所でき裂が発生しやすくなり、疲労特性が低下する。従って、Alの含有量は、その下限を4.4%とし、その上限を5.5%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、1.4%以上のFeを添加する。一方、その含有量が2.3%を越えて過多になると、凝固時の偏析が顕著になり、その影響は後の加工処理や熱処理等の製造工程では解消できない。さらに、伸びが劣化し、加工性の低下を招くことになる。従ってFeの含有量の上限を2.3%とする。
Moはβ安定化元素であり、Feと同様にチタン合金のβ変態点温度を下げることが出来る。また、1.5%以上添加することで、0.2%耐力、延性および疲労強度を向上させ、かつ、熱間加工性を向上させる。一方、添加量が5.5%を超えると、Feと同様に凝固偏析の問題が生じる。そこで、大型鋳塊で凝固偏析が顕著にならない添加量として、Moの含有量の上限は5.5%とする。
本発明のα+β型チタン合金押出形材は、任意添加元素として、さらに質量%で、Ni:0%以上~0.15%未満、Cr:0%以上~0.25%未満、Mn:0%以上~0.25%未満の1種または2種以上を含有しても良い。これらは、Feの一部を、Feと同様の働きをする安価な元素で置換するものである。
O、C、N、Si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%超0.20%以下、C:0%超0.08%以下、N:0%超0.05%以下、Si:0%超0.1%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、Nb、Ta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0.4%以下に制御する必要がある。
旧β粒の平均粒径の差は、そのまま、各部の強度の差として現れる。そのため、押出方向に均一な機械的強度を有する押出形材とするためには、下記(1)式によって計算される値が、25以下であることが好ましい。(1)式は、一断面の旧β粒の平均粒径d1(m)と別の一断面の旧β粒の平均粒径d2(m)の差を、L(m)によって除した値の絶対値である。より好ましい(1)式の値は、15以下、さらに好ましくは10以下である。
|(d1-d2)/L|×106 (1)
d1:押出形材の押出方向に垂直なある一断面の旧β粒の平均粒径(m)
d2:一断面から押出方向に距離L(m)離れた押出形材の別の一断面の旧β粒の平均粒径(m)
L:一断面と別の断面の押出方向の距離(m)
なお、距離Lは、0.3m以上が好ましく、1m以上がより好ましい。そのため、押出形材の長さは、このLより長い2m以上が好ましく、3m以上がより好ましい。
最初に押出後に焼鈍を施さない図3(a)に示す製造方法について説明する。
チタンは熱伝導率が低いので、チタン合金ビレットを所定温度に均熱化するためには、加熱時の昇温速度を低速とし、あるいは加熱炉の在炉時間を長くして、ビレット中心まで含めて目標温度に到達させている。このようにしてビレットの中心まで目標温度に到達させようとすると、ビレット表面については、中心よりも早くβ変態点温度以上となるので、β変態点温度以上に到達してからの滞在時間が長くなる。その結果、ビレット表面についてはβ粒の成長が促進され、押出前のβ粒径が増大する。押出前のβ粒が粗大化すると、押出後のβ粒の再結晶核生成サイトが少ないために押出後のβ粒も粗大化し、旧β粒径の平均が300μmを超えることとなり、0.2%耐力が低下する。
また、チタンは大気中で加熱すると酸化しやすく、ある温度以上に加熱するとαケースと呼ばれる硬化層を表面に形成し、その厚さは加熱温度が高くなるほど厚くなる。αケースは硬く、延性に乏しいため押出中のクラックの起点となり、押出製品に割れを生じる。また表面硬化層の研磨作用によりダイスが著しく摩耗するため、押出材長手方向で断面寸法の変動が大きくなる。そこで、旧β粒径の平均が300μm以下となり、かつ、αケースの形成が著しくない(Tβ+200)℃をビレット急速加熱温度の上限とした。
一方、急速加熱後の温度がβ変態点温度(Tβ)近傍では、形材表層部は、押出の際にダイスと接触した際の抜熱により加工温度がTβ以下まで低下するため、等軸組織を有する。押出の進行に伴い、ダイス温度は上昇するため、形材表層も加工温度が上昇し、定常部では針状組織を有するが、安定して針状組織を有する形材を製造するためには、急速加熱後の温度は(Tβ+50)℃以上が好ましい。
この図3(c)(d)に示す製造方法では、β変態点温度(Tβ)未満の温度域で押出加工が行われるため、押出加工後の組織は、等軸組織となる。そこで、等軸組織部を針状組織にするために、次にβ単相域熱処理を行う。以下にβ単相域熱処理の条件について詳しく述べる。
α+βチタン合金は、通常、熱間押出形材の断面形状が複雑である場合、押出の加工率が高い場合等は、加工発熱が大きくなり、発熱を利用できるので組織が針状組織となりやすいが、断面形状が単純である場合や、押出の加工率が低い場合は、ダイスやコンテナとの接触により奪われる熱が加工発熱量を上回るため、押出加工にて特に全体を針状組織とすることが難しい。
この熱押形材の図4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。引張試験により、0.2%耐力、引張強度、破断伸びを測定した。
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。
粒界α相の平均最大幅についても、前述のように、図4に示された押出形材断面において、光学顕微鏡による組織観察位置で確認される旧β粒を任意に5つ選び、各々の粒界α相の最大幅を測定する。旧β粒を選択する際、隣接し合う旧β粒を選択することは避ける。そして、5つの最大幅の平均値を粒界α相の平均最大幅として求めた。
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。
疲労強度は、丸棒試験片を用い、応力比R=σmin/σmax=-1(σminは圧縮応力、σmaxは引張応力)、繰り返し速度3600rpm、室温の条件で回転曲げ疲労試験を行い、繰り返し数1.0×107回で破断しなかった強度σmaxの最大値を疲労強度とした。
反りは、図5に示すように、形材押出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4)に紐を取り付けて実施した。
め、比較例の試験番号13は、β単相域熱処理の温度が(Tβ+200)℃を超えたため
、いずれも押出後にTβ以上の温度に保持されている間にβ粒が成長した。その結果、押出後の再結晶核生成サイトが減少し、旧β粒径の平均が300μmを超え、0.2%耐力が900MPaを、疲労強度が550MPaを下回った。
製造条件と、結果を表3に示した。試験番号18~23では、a~dの製造方法を遵守しつつ、押出前のビレット加熱の際に、ビレットの先端と後端で温度勾配を与え、ダイス等による抜熱の補償を行った。これらは、ビレット先後端の温度勾配「あり」と記載した。一方、試験番号24、25は、aの製造方法を遵守したものの、抜熱分の熱の補償を行わなかった。これらは、ビレット先後端の温度勾配「なし」と記載した。
先端部、後端部の旧β粒径の平均の測定、先端部、後端部の耐力、伸びを測定するための試験片の採取は、先後端よりそれぞれ300mmの位置で行った。
なお、試験番号1~17は、先端部と後端部の押出加熱温度に勾配を付与していない。
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 (3)
- 質量%で、Al:4.4~5.5%、Fe:1.4~2.3%、Mo:1.5~5.5%、O:0%超0.20%以下、C:0%超0.08%以下、N:0%超0.05%以下、Si:0%超0.1%以下を含有し、更に選択的に、Ni:0%以上0.15%未満、Cr:0%以上0.25%未満、Mn:0%以上0.25%未満のうち1種または2種以上含有し、残部がTiおよび合計量0.4%以下の不純物であり、1.4%≦[Fe]+[Ni]+[Cr]+[Mn]≦2.3%の関係を満たし、金属組織が針状組織からなり、旧β粒径の平均が300μm以下、粒界α相の平均最大幅が5μm以下である、α+β型チタン合金押出形材。なお、ここで[Fe]、[Ni]、[Cr]および[Mn]は各含有成分の質量%を示す。
- 旧β粒径の平均が250μm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。
- 押出形材の押出方向に垂直なある一断面の旧β粒の平均粒径d1(m)と、前記一断面に平行で、前記一断面から押出方向に距離L(m)離れた押出形材の別の一断面の旧β粒の平均粒径d2(m)によって計算される下記(1)式の値が、25以下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α+β型チタン合金押出形材。
ただし、前記距離Lは0.3m以上である。
|(d1-d2)/L|×106 (1)
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