KR101782066B1 - 단조가공에 의한 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법 - Google Patents

단조가공에 의한 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 군수와 민수 산업의 핵심소재인 타이타늄 합금에 관한 것으로, 미세조직적인 결함이 최소화되고 등축정 알파상을 갖는 고품질의 타이타늄 합금 빌렛을 제조할 수 있는 방법에 관한 것이다.
본 발명에 따른 방법은, (a) Al: 3~5중량%, Fe: 3~5중량%, Si: 0.1~0.5중량%, 나머지 타이타늄과 불가피한 불순물을 포함하는 타이타늄 합금을 베타 단조가공하는 단계와, (b) 베타 단조된 타이타늄 합금을 베타(β) 전이온도(T α + βaβ = 1198K)보다 높은 온도로 가열한 후 수냉하여 마르텐사이트 조직을 생성하는 단계와, (c) 마르텐사이트 조직이 생성된 타이타늄 합금을 온도 1050K ~ 1173K, 변형속도 10-3s-1 ~ 2-1s-1로 단조가공하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

단조가공에 의한 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법 {A METHOD OF MANUFACTURING TITANIUM ALLOY BILLET BY FORGING}
본 발명은 군수와 민수산업의 핵심소재인 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 단조가공을 통해 그 미세조직이 미세하고 전단밴드와 같은 결함이 없는 등축정 알파(α) 상을 구현함으로써 후속 가공을 용이하도록 할 뿐 아니라 후속 가공 후 기계적 특성도 향상될 수 있도록 한 고품질 타이타늄 합금 빌렛을 제조하는 방법에 관한 것이다.
타이타늄 합금은 높은 비강도, 우수한 내식성, 생체친화성과 같은 매력적인 특성을 갖는 소재로써 국방산업뿐만 아니라 항공우주용 재료, 화학공업용 재료, 생체이식 재료 및 스포츠 용품까지 다양한 분에 널리 사용되고 있다.
그러나 철과 알루미늄 합금과 같은 경쟁금속에 비하여 높은 가공비용으로 인해, 산업계에서 타이타늄을 적극적으로 사용하는 것을 제한하고 있다. 이에 따라, 보다 다양한 산업에서 타이타늄이 활발하게 활용되기 위해선 비용절감이 반드시 이뤄져야 한다.
최근 타이타늄 관련 비용을 절감하기 위하여, 타이타늄 생산단가 중 가장 높은 비중을 차지하고 있는 타이타늄 원석의 환원공정과 고온성형공정의 비용을 낮추고자 노력하고 있다.
환원공정의 개선을 위해 기존의 크롤(Kroll) 방식을 대체할 수 있는 고효율의 헌터(Hunter) 방식, 에프에프씨(FFC) 방식, 암스트롱(Armstrong) 방식 등이 개발되고 있으나 아직까지 산업화로 이어지지 못하고 있다.
고온성형 공정에서의 비용절감은 주로 저온성형이 가능한 합금개발을 통해 이뤄지고 있는데, 이는 낮은 성형온도가 생산단가를 낮추기 때문이다. 특히 기존 상용재 Ti-6Al-4V 합금에서 베타(β) 안정화 원소인 바나듐(V)을 철(Fe)로 대체하기 연구가 활발히 진행되고 있다. 철은 바나듐과 비교해 동일한 질량 백분율에서 α/β상 경계면을 증가시켜 성형온도를 크게 낮출 수 있고, 또한 고가의 바나듐 대신 저가의 철을 사용함으로써 원재료의 비용을 낮출 수 있는 장점이 있기 때문이다.
한편, 타이타늄은 일반적으로 잉곳(ingot)을 베타(β) 단조한 후, 알파+베타(α+β) 단조를 통해 중간재인 빌렛으로 제조한다. 이후 빌렛은 후성형 공정을 통하여 용도에 맞게 다양한 형상으로 가공되는데, 이때 빌렛의 미세조직 특성이 후성형 공정의 성공여부를 결정하는 주요 요인으로 작용한다.
일반적으로 등축정 알파(α) 상은 성형에 용이한 미세조직으로 알려져 있으나, 층상 형태의 알파(α) 상과 불안정 소성유동에 의해 발생하는 전단밴드는 성형 시 미세조직의 결함으로 작용하여 재료의 균열발생을 초래하며, 이러한 층상 형태의 알파(α) 상과 불안정 소성유동에 의해 발생하는 전단밴드 조직이 발달하면 높은 온도에서 장시간 추가 열처리가 반드시 필요하다.
그런데 이러한 타이타늄 빌렛의 최종 미세조직 특성은 알파+베타(α+β) 단조의 공정에 의해 결정된다.
1. J.W. Edington, K.N. Melton, C.P. Cutler, Prog. in Mater. Sci. 21, 61 (1976). 2. C.H. Park, Y.G. Ko, J.-W. Park, C.S. Lee, Mater. Sci. Eng. A 496, 150 (2008).
본 발명의 과제는, 단조 공정을 통하여 층상 형태의 알파(α) 상과 불안정 소성유동에 의해 발생하는 전단밴드 조직이 없는 미세한 등축정 알파(α) 상으로 이루어진 빌렛을 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위해 본 발명은, Al: 3~5중량%, Fe: 3~5중량%, Si: 0.1~0.5중량%, 나머지 타이타늄과 불가피한 불순물을 포함하는 타이타늄 합금을 베타 단조가공하는 단계와, 베타 단조된 타이타늄 합금을 베타(β) 전이온도(T α + βaβ = 1198K)보다 높은 온도로 가열한 후 수냉하여 마르텐사이트 조직을 생성하는 단계와, 마르텐사이트 조직이 생성된 타이타늄 합금을 온도 1050K ~ 1173K, 변형속도 10-3s-1 ~ 2-1s-1로 단조가공하는 단계를 포함하는 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 단조가공에 적용하지 않던 마르텐사이트 조직을 생성하는 단계를 적용한 후 적절한 단조가공을 수행함으로써, 층상 형태의 알파(α) 상과 불안정 소성유동에 의해 발생하는 전단밴드 조직이 없는 등축정 알파(α) 상을 갖는 빌렛을 제조할 수 있어, 후속되는 타이타늄의 공정 비용을 절감할 수 있다.
또한, 결함조직을 처리하기 위한 추가 열처리 공정을 생략할 수 있고, 결정립의 미세화를 용이하게 할 수 있으므로, 최종 가공 소재의 기계적 특성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 베타(β) 단조된 타이타늄 합금을 1223K에서 30분간 열처리하고 수냉한 후, 광학현미경으로 관찰한 이미지로, 도 1a는 저배율 이미지이고, 도 1b는 고배율 이미지이다.
도 2는 실시예 1에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
도 3은 실시예 2에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
도 4는 실시예 3에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
도 5는 비교예 1에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
도 6은 비교예 2에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
도 7은 비교예 3에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
도 8은 α상 형상의 종횡비가 2 이하인 것을 완전히 구상화된 결정립으로 설정한 후, 모든 조건에서의 구상화 분율을 측정하여 나타낸 것이다.
이하 본 발명의 실시예에 대하여 첨부된 도면을 참고로 그 구성 및 작용을 설명하기로 한다. 하기에서 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 기능 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명을 생략할 것이다. 또한, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
본 발명에 따른 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법은, 크게 (a) Al: 3~5중량%, Fe: 3~5중량%, Si: 0.1~0.5중량%, 나머지 타이타늄과 불가피한 불순물을 포함하는 타이타늄 합금을 베타 단조가공하는 단계와, (b) 베타 단조된 타이타늄 합금을 베타(β) 전이온도(T α + βaβ = 1198K)보다 높은 온도로 가열한 후 수냉하여 마르텐사이트 조직을 생성하는 단계와, (c) 마르텐사이트 조직이 생성된 타이타늄 합금을 온도 1050K ~ 1173K, 변형속도 10-3s-1 ~ 2-1s-1로 단조가공하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 타이타늄 합금의 조성은 Al: 3~5중량%, Fe: 3~5중량%, Si: 0.1~0.5중량%로 이루어진 것은 알파+베타 단조 가공시, 하기 식 1 및 식 2로 계산되는 고온변형 활성화 에너지가 대략 210 kJ·mol-1(±20 kJ·mol-1, 표준편차)의 범위를 나타내어, 본 발명에 따른 변형조건에서 동일한 변형기구로 고온변형이 진행될 수 있으므로, 바람직하다.
[식 1]
Figure 112016028209271-pat00001
여기에서 A와 B는 상수이고, n은 응력지수, R은 기체상수, T는 온도, Q는 활성화 에너지이다. 활성화 에너지는 식 1의 양변에 자연로그를 취한 후 1/T로 편미분한 아래 식 2를 이용하여 구한다.
[식 2]
Figure 112016028209271-pat00002
또한, 상기 타이타늄 합금에 있어서, 불순물로 포함될 수 있는 O, C 및 N의 함량은 1중량% 이하인 것이 바람직하고, 0.1중량% 이하가 보다 바람직하고, 0.01중량%가 가장 바람직하다.
또한, 상기 (a) 단계의 베타 단조가공은 1200K ~ 1350K 조건으로 행해지는 것이 바람직한데, 가공온도가 1350K 초과할 경우, 베타(β) 상의 조대화 현상으로 최종 빌렛의 기계적 물성을 저하시키는 요인으로 작용할 수 있고, 1200K 미만일 경우 국부적인 알파(α)상 발생에 의해 변형수용의 불균질성이 발생하고, 이는 미세균열과 같은 문제를 발생 시킬 수 있기 때문이다.
또한, 상기 (a) 단계의 변형속도는 10-2s-1 ~ 10-1s-1인 것이 바람직한데, 변형속도가 10-1s-1보다 빠를 경우, 변형수용의 불균질성에 의한 기공과 미세균열과 같은 미세조직 결함이 발생할 수 있고, 변형속도가 10-2s-1보다 느릴 경우, 생산성 측면에서 불리하게 작용할 뿐 아니라 타이타늄 합금이 고온에서 장기간 노출될 경우 타이타늄 표면에 알파(α) 산화층이 두껍게 발생하여 재료손실을 야기 시킬 수 있다.
또한, 상기 (a) 단계의 진변형률(true strain)은 원하는 베타 단조재의 크기에 맞게 자유롭게 선택될 수 있다.
또한, 상기 (b) 단계의 가열온도는 1200K 미만일 경우 알파(α) 상 발생에 의해 완벽한 마르텐사이트 조직을 생성시킬 수 없고, 1350K 초과일 경우 베타(β) 결정립의 급격한 조대화가 발생하므로, 1200~ 1350K가 바람직하다.
상기 (b) 단계의 공정은 종래 단조공정에서는 수행하지 않던 공정인데, 본 발명에서는 알파+베타 단조공정을 수행하기 전에 열처리를 통하여 마르텐사이트 조직을 형성한 후 알파+베타 단조공정을 수행하도록 함으로써, 우수한 미세조직을 구비한 빌렛을 얻을 수 있게 된다.
또한, 상기 (c) 단계의 가열온도는 1050K ~ 1073K인 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 (c) 단계의 변형속도는 10-3s-1 ~ 2-1s-1인 것이 바람직한데, 변형속도가 2-1s-1보다 빠를 경우, 알파(α) 상의 구상화 조직을 얻기 어렵고, 변형속도가 10-3s-1보다 느릴 경우, 생산성 측면에서 불리하게 작용할 뿐 아니라 타이타늄 합금이 고온에서 장기간 노출될 경우 알파(α) 상의 조대화와 같은 문제를 발생시킬 수 있기 때문이며, 보다 바람직한 변형속도는 5×10-3s-1 ~ 5×10-1s-1이다.
또한, 상기 (c) 단계의 진변형률(true strain)은 1.2 ~ 2.0 인 것이 바람직한데, 진변형률인 1.2 미만일 경우 부족한 변형량에 의한 판형의 알파(α) 상 형태와 같은 불완전한 구상화 조직이 발생하고, 2.0 초과일 경우, 과도한 변형량에 의해 구상화된 알파(α) 상의 형태가 변형되기 때문이다.
또한, 상기 수냉된 타이타늄 합금은 등축정 알파(α) 상으로 이루어질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시예에 기초하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
[실시예]
본 발명의 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 사용한 타이타늄 합금의 조성은 아래 표 1과 같다.
원소 Al Fe Si O C N Ti
중량% 3.80 3.82 0.25 0.094 0.005 0.016 잔부
이상과 같은 조성을 갖는 타이타늄 합금을 용해하여 잉곳(ingot)을 제조한 후, 가공온도 1320K, 변형속도 5×10-2s-1 조건으로 진변형률 0.51만큼 베타(β) 단조를 수행하였다.
이어서, 고온변형 중 알파(α) 상 구상화를 촉진시키는 얇은 래스(lath) 형태의 마르텐사이트를 초기 미세조직으로 유도하기 위해, 이 합금의 베타(β) 전이온도(T α+βaβ = 1198K)보다 높은 온도인 1223K에서 30분간 열처리한 후 수냉을 실시하였다.
도 1은 베타(β) 단조된 타이타늄 합금을 1223K에서 30분간 열처리하고 수냉한 후, 광학현미경으로 관찰한 이미지로, 도 1a는 저배율 이미지이고, 도 1b는 고배율 이미지이다.
도 1a 및 1b에서 확인되는 바와 같이, 약 200㎛ 정도의 프라이어(prior) β 결정립 내부에 0.5~2㎛ 두께의 침상의 마르텐사이트 조직이 생성되었다.
이와 같이, 마르텐사이트 조직이 생성된 타이타늄 합금을 단조공정을 상정하여 글리블 3500 장비를 이용하여 고온 압축시험을 실시하였다. 이때 고온 압축시험에는 지름 8mm, 높이 12mm, 지름과 높이의 비율이 2:3인 원통형 시편을 사용하였다.
시험 조건은 알파+베타(α+β) 단조 구간인 1050K ~ 1173K 온도에서 50K 간격, 변형속도 10-3s-1 ~ 1s-1 사이에서 일정 변형속도를 10배 간격으로 설정하여 고온압축 시험을 하였다.
시험 중, 다이(die)와 시편의 마찰을 최소화하기 위해 얇은 탄소 호일을 사용하였고 시편 내부로의 탄소확산을 저지하고자 시편과 탄소 호일 사이에 니켈 페이스트를 도포하였다.
[실시예 1]
실시예 1에 따른 타이타늄 합금의 알파+베타(α+β) 단조가공은, 상기와 같이 준비된 원통형 시편을, 진변형율 1.4, 가공온도 1073K, 10-2s-1로 고온압축가공을 수행하였다. 이후, 단조가공된 시편을 수냉하였다.
[실시예 2]
실시예 2에 따른 타이타늄 합금의 알파+베타(α+β) 단조가공은, 상기와 같이 준비된 원통형 시편을, 진변형율 1.4, 가공온도 1173K, 10-2s-1로 고온압축가공을 수행하였다. 이후, 단조가공된 시편을 수냉하였다.
[실시예 3]
실시예 1에 따른 타이타늄 합금의 알파+베타(α+β) 단조가공은, 상기와 같이 준비된 원통형 시편을, 진변형율 1.8, 가공온도 1123K, 10-1s-1로 고온압축가공을 수행하였다. 이후, 단조가공된 시편을 수냉하였다.
[비교예 1]
비교예 1에 따른 타이타늄 합금의 알파+베타(α+β) 단조가공은, 상기와 같이 준비된 원통형 시편을, 진변형율 1.4, 가공온도 1050K, 1s-1로 고온압축가공을 수행하였다. 이후, 단조가공된 시편을 수냉하였다.
[비교예 2]
비교예 1에 따른 타이타늄 합금의 알파+베타(α+β) 단조가공은, 상기와 같이 준비된 원통형 시편을, 진변형율 1.4, 가공온도 1073K, 1s-1로 고온압축가공을 수행하였다. 이후, 단조가공된 시편을 수냉하였다.
[비교예 3]
비교예 3에 따른 타이타늄 합금의 알파+베타(α+β) 단조가공은, 상기와 같이 준비된 원통형 시편을, 진변형율 1.0, 가공온도 1123K, 10-1s-1로 고온압축가공을 수행하였다. 이후, 단조가공된 시편을 수냉하였다.
미세조직
이상과 같은 방법으로 실시예 1 ~ 3, 비교예 1 ~ 3의 방법으로 제조된 타이타늄 합금재의 변형 후의 미세조직관찰을 위해, 시편을 압축 축 방향으로 절단하여 표면 폴리싱 후, 크롤 용액(5% HNO3+10%HF+85%H2O)으로 부식시켜 광학현미경(OM)과 전자현미경(SEM)으로 관찰하였다. 이때, 미세조직의 관찰은 시편의 중심으로부터 2/3 지점을 관찰하였다.
도 2는 실시예 1에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
실시예 1의 경우, 변형속도 10-2s-1, 진변형률 1.4, 가공온도 1073K에서 알파+베타 단조공정을 수행한 것인데, 도 2에 나타난 바와 같이, 완전히 구상화된 알파(α) 상으로 이루어진 미세조직이 구현됨을 보여준다.
도 3은 실시예 2에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
실시예 2의 경우, 변형속도 10-2s-1, 진변형률 1.4, 가공온도 1173K에서 알파+베타 단조공정을 수행한 것인다. 즉, 실시예 1에 비해 가공온도를 100K 상승시킨 후 단조가공을 수행하였는데, 도 3에 나타난 바와 같이, 실시예 1에 비해 길쭉한 형상의 미세조직을 나타내는데, 이는 가공온도가 높을수록 초기 미세조직의 층간 간격이 증가하고 이와 같은 층간 간격의 증가가 단조 공정 중 알파(α) 상의 구상화를 억제시키기 때문인 것으로 보인다.
그러므로 가공온도를 낮게 유지하는 것이 구상화에 유리하나, 지나치게 낮을 경우, 소성유동의 불균일에 의해 전단밴드가 발달하는 문제점이 있으므로, 1050K 이상이 바람직하다.
도 4는 실시예 3에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
실시예 3의 경우, 변형속도 10-1s-1, 진변형률 1.8, 가공온도 1123K에서 알파+베타 단조공정을 수행한 것인다. 즉, 실시예 1에 비해 가공온도를 50K 상승시키고, 변형율을 높인 단조가공을 수행하였는데, 도 4에 나타난 바와 같이, 실시예 1과 유사하게 구상화된 미세조직을 나타내는데, 이는 변형량이 증가할수록 층상조직의 분절이 용이해져서 변형 중 동적 구상화 발생이 촉진되기 때문이다.
도 5는 비교예 1에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
비교예 1의 경우, 변형속도 1s-1, 진변형률 1.4, 가공온도 1050K에서 알파+베타 단조공정을 수행한 것이다. 이와 같이 변형속도가 빠르고 가공온도가 낮을 경우 변형이 국부적으로 집중되어 불균질한 미세조직을 보이며 단열전단밴드가 변형축과 ~45°로 발달한 미세조직을 나타내는 것을 확인할 수 있다.
이러한 전단밴드 안에는 변형이 집중되어 알파(α) 상의 구상화가 활발히 일어나나 밴드를 제외한 영역에서는 초기 미세조직인 마르텐사이트 조직이 그대로 남게 되고, 이와 같은 조직은 후 성형공정에서 치명적인 결함으로 작용하기 때문에 반드시 피해야 하는 조직이다.
도 6은 비교예 2에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
비교예 2의 경우, 변형속도 1s-1, 진변형률 1.4, 가공온도 1073K에서 알파+베타 단조공정을 수행한 것이다. 즉, 비교예 2는 실시예 1에 비해 변형속도가 빠른 것인데, 실시예 1과 같이 변형속도가 느린 10-2s-1 조건에서는 구상화가 완료된 것을 확인할 수 있으나, 비교예 2와 같이, 1 s-1 조건에서는 구상화가 억제되고 대부분이 층 형태인 비틀린 알파(α) 상으로 남아 있음을 볼 수 있다.
도 7은 비교예 3에 따라 단조가공된 타이타늄 합금의 미세조직 이미지이다.
비교예 3의 경우, 변형속도 10-1s-1, 진변형률 1.0, 가공온도 1123K에서 알파+베타 단조공정을 수행한 것이다. 즉, 비교예 3은 실시예 3에 비해 진변형률이 낮은 것인데, 실시예 3과 같이 변형속도가 느리더라도 진변형률이 높을 경우 층상조직 분절에 의한 동적 구상화가 촉진되어 구상화가 완료된 것을 확인할 수 있으나, 비교예 3과 같이, 10-1s-1 조건에서 진변형률이 1.0으로 낮을 경우, 층상조직 분절에 의한 동적 구상화 효과가 약하기 때문에 구상화되지 않은 조직이 생성됨이 확인된다.
도 8은 α상 형상의 종횡비가 2 이하인 것을 완전히 구상화된 결정립으로 설정한 후, 모든 조건에서의 구상화 분율을 측정하여 나타낸 것이다. 이중 도 8a는 변형속도 10-2s-1 조건이고, 도 8b는 10-1s-1 조건이고, 도 8c는 1s-1 조건에서 측정한 결과를 나타낸 것이다.
도 8에서 확인되는 바와 같이, 진변형률이 증가함에 따라 α상의 구상화 분율도 증가하였는데, 이는 앞에서 언급하였듯이 층상조직 분절에 의한 동적 구상화가 촉진되기 때문이다.
그러나 가장 빠른 변형속도(1 s- 1)와 가장 높은 온도 조건(1173 K)에서는 진변형률이 증가하여도 구상화 분율의 상승이 보이지 않는데(도 8c), 이러한 현상은 높은 온도에서의 층상조직 두께의 증가와 빠른 변형속도에 의한 소성변형의 국부적인 집중이 복합적으로 알파(α) 상의 구상화를 방해하기 때문으로 보인다.
이상과 같은 도 8의 결과로부터 알파+베타 단조 공정에서 있어서 가공온도와 변형속도는 본 발명의 범위에 속하여만 건전한 구상화 조직을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

Claims (9)

  1. (a) Al: 3~5중량%, Fe: 3~5중량%, Si: 0.1~0.5중량%, 나머지 타이타늄과 불가피한 불순물을 포함하는 타이타늄 합금을 베타 단조가공하는 단계와,
    (b) 베타 단조된 타이타늄 합금을 베타(β) 전이온도(T α+βaβ = 1198K)보다 높은 온도로 가열한 후 수냉하여 마르텐사이트 조직을 생성하는 단계와,
    (c) 마르텐사이트 조직이 생성된 타이타늄 합금을 온도 1050K ~ 1173K, 변형속도 10-3s-1 ~ 2-1s-1로 단조가공하는 단계와,
    (d) 상기 (c) 단계 후에 수냉하는 단계를 포함하는 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 타이타늄 합금에 있어서, 불순물인 O, C 및 N의 함량은 1중량% 이하인 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 (a) 단계의 베타 단조가공은 가공온도 1200K ~ 1350K, 변형속도 10-2s-1 ~ 10-1s-1의 조건으로 행해지는 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 (b) 단계의 가열온도는 1200K ~ 1350K인 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 (c) 단계의 가열온도는 1050K ~ 1150K인 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 (c) 단계의 변형속도는 5×10-3s-1 ~ 5×10-1s-1인 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 (c) 단계의 진변형율은 1.2 ~ 2.0인 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법.
  8. 삭제
  9. 제1항에 있어서,
    상기 수냉된 타이타늄 합금은 등축정 알파(α) 상으로 이루어진 타이타늄 합금 빌렛의 제조방법.
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