KR102539690B1

KR102539690B1 - 티타늄 합금 선재 및 티타늄 합금 선재의 제조 방법

Info

Publication number: KR102539690B1
Application number: KR1020217007688A
Authority: KR
Inventors: 겐키 츠카모토; 도모노리 구니에다; 료타로 미요시; 가즈히로 다카하시; 다츠오 야마자키
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2018-11-15
Filing date: 2019-11-14
Publication date: 2023-06-02
Also published as: JP7024861B2; KR20210043652A; TWI718763B; CN113039299B; CN113039299A; WO2020101008A1; TW202024346A; JPWO2020101008A1

Abstract

α상과 β상을 포함하는 티타늄 합금 선재이며, 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 표면으로부터 무게 중심을 향해 선 직경의 3％의 깊이까지의 외주 영역에 있어서의 금속 조직이, 평균 결정 입경이 10.0㎛ 이하인 α 결정립을 갖는 등축 조직이고, 상기 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 무게 중심으로부터 표면을 향해 선 직경의 20％의 위치까지의 무게 중심을 포함하는 내부 영역에 있어서의 금속 조직이 침상 조직이다.

Description

티타늄 합금 선재 및 티타늄 합금 선재의 제조 방법

본 발명은, 티타늄 합금 선재 및 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 관한 것이다.

티타늄은, 경량이며 고강도를 가지므로 비강도가 우수하고, 내식성도 우수한 재료이며, 항공기, 화학 플랜트, 건축물의 외장재, 장식품, 민생품 등 다양한 용도에 사용되고 있다. 특히 Ti-6Al-4V, Ti-6Al-6V-2Sn, Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo 등의 α+β형 티타늄 합금은, 비강도, 연성, 인성, 내열성 등이 우수한 기계적 성질을 갖고 있어, 티타늄 합금 중에서도 다용되어 왔다.

특허문헌 1에는, 안정적이며 변동이 적은 피로 강도와, 높은 열간 가공성을 갖는 티타늄 합금을 얻는 것을 목적으로 하여, 0.5％ 이상 1.4％ 미만의 Fe, 4.4％ 이상 5.5％ 미만의 Al, 잔부 티타늄 및 불순물로 이루어지는 α+β형 티타늄 합금이 제안되어 있다.

일본 특허 공개 평7-70676호 공보

항공기의 파스너(볼트, 너트 등)나 자동차의 밸브 등에 사용되는 Ti-6Al-4V나 Ti-5Al-1Fe 등의 고강도 티타늄 합금 선재에는, 가일층의 우수한 피로 강도와 크리프 강도가 필요해져, 더 한층의 향상이 요구되고 있다.

본 발명은 상기 문제에 비추어 이루어진 것이며, 본 발명의 목적으로 하는 점은, 피로 강도 및 크리프 강도가 우수한 티타늄 합금 선재 및 티타늄 합금 선재를 공업적으로 안정적으로 제조 가능한 티타늄 합금 선재의 제조 방법을 제공하는 데 있다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토한 결과, 티타늄 합금 선재의 침상 조직 및 등축 조직의 특성 및 그 존재 위치에 주목하였다. 침상 조직은 크리프 특성이 우수하고, 등축 조직은 피로 특성이 우수하다. 그리고 이 침상 조직 및 등축 조직을 소정의 위치에 배치함으로써, 피로 강도 및 크리프 강도를 동시에 우수한 레벨로 양립하는 티타늄 합금 선재를 발견하였다. 또한, 소정의 침상 조직 및 등축 조직을 배치하는 방법으로서, 티타늄 합금 선재 제조 시에 발생하는 가공 발열을 이용할 수 있는 것을 발견하고, 거듭 검토한 결과, 본 발명에 이르렀다.

상기 지견에 기초하여 완성된 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

[1]

α상과 β상을 포함하는 티타늄 합금 선재이며,

질량％로,

Al: 0％ 이상 7.0％ 이하,

V: 0％ 이상 6.0％ 이하,

Mo: 0％ 이상 7.0％ 이하,

Cr: 0％ 이상 7.0％ 이하,

Zr: 0％ 이상 5.0％ 이하,

Sn: 0％ 이상 3.0％ 이하,

Si: 0％ 이상 0.50％ 이하,

Cu: 0％ 이상 1.8％ 이하,

Nb: 0％ 이상 1.0％ 이하,

Mn: 0％ 이상 1.0％ 이하,

Ni: 0％ 이상 1.0％ 이하,

S: 0％ 이상 0.20％ 이하,

REM: 0％ 이상 0.20％ 이하,

Fe: 0％ 이상 2.10％ 이하,

N: 0％ 이상 0.050％ 이하,

O: 0％ 이상 0.250％ 이하,

C: 0％ 이상 0.100％ 이하,

잔부: Ti 및 불순물이며,

Al, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn의 함유량이, 하기 식 (1)을 충족하는 화학 조성을 갖고,

길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 표면으로부터 무게 중심을 향해 선 직경의 3％의 깊이까지의 외주 영역에 있어서의 금속 조직이, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 α 결정립을 갖는 등축 조직이고,

상기 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 무게 중심으로부터 표면을 향해 선 직경의 20％의 위치까지의 무게 중심을 포함하는 내부 영역에 있어서의 금속 조직이 침상 조직인, 티타늄 합금 선재.

또한, 식 (1)에 있어서, [원소 기호]의 표기는, 대응하는 원소 기호의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소 기호에 대해서는 0을 대입하는 것으로 한다.

[2]

질량％로,

Al: 4.5％ 이상 6.5％ 이하,

Fe: 0.50％ 이상 2.10％ 이하,

를 포함하는, [1]에 기재된 티타늄 합금 선재.

[3]

질량％로,

Al: 2.0％ 이상 7.0％ 이하,

V: 1.5％ 이상 6.0％ 이하,

를 포함하는, [1]에 기재된 티타늄 합금 선재.

[4]

질량％로,

Al: 5.0％ 이상 7.0％ 이하,

Mo: 1.0％ 이상 7.0％ 이하,

Zr: 3.0％ 이상 5.0％ 이하,

Sn: 1.0％ 이상 3.0％ 이하,

를 포함하는, [1]에 기재된 티타늄 합금 선재.

[5]

상기 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 상기 외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 이상 3.0 미만이고, 상기 내부 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비가 5.0 이상인, [1] 내지 [4] 중 어느 한 항에 기재된 티타늄 합금 선재.

[6]

상기 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, α 결정립의 평균 애스펙트비가 5.0 이상인 무게 중심을 포함하는 영역의 면적이, 당해 단면의 면적에 대해 40％ 이상인, [5]에 기재된 티타늄 합금 선재.

[7]

상기 외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경이 5.0㎛ 이하인, [1] 내지 [6] 중 어느 한 항에 기재된 티타늄 합금 선재.

[8]

선 직경이, 2.0㎜ 이상 20.0㎜ 이하인, [1] 내지 [7] 중 어느 한 항에 기재된 티타늄 합금 선재.

[9]

티타늄 합금 소재를 (β 변태점－200)℃ 이상의 온도로 가열하는 공정과,

상기 티타늄 합금 소재를, 총 감면율이 90.0％ 이상이고, 또한 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 1 패스당의 평균 감면율이 10.0％ 이상, 또한 신선 속도가 5.0m/s 이상으로 가공하는 공정을

갖는, 티타늄 합금 선재의 제조 방법.

[10]

(β 변태점－300)℃ 이상 (β 변태점－50)℃ 이하의 온도역에서 열처리하는 공정을 더 갖는, [9]에 기재된 티타늄 합금 선재의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 피로 강도 및 크리프 강도가 우수한 티타늄 합금 선재 및 티타늄 합금 선재를 공업적으로 안정적으로 제조 가능한 티타늄 합금 선재의 제조 방법을 제공하는 것이 가능해진다.

도 1은 등축 조직을 모식적으로 도시한 설명도이다.
도 2는 침상 조직을 모식적으로 도시한 설명도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재를 모식적으로 도시하는 사시 단면도이다.
도 4는 장축과 단축을 정하는 상태를 모식적으로 도시하는 설명도이다.
도 5의 (a) 내지 (e)는 본 실시 형태의 티타늄 합금 선재가 제조되어 가는 과정을 순서대로 모식적으로 도시하는 설명도이다.

이하, 도면을 참조하면서, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해 상세하게 설명한다.

<1. 티타늄 합금 선재>

먼저, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재에 대해 설명한다.

(1.1 금속 조직)

먼저, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 금속 조직에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재는, 후술하는 화학 조성을 갖는 α+β형 티타늄 합금으로 이루어지고, 실온에서 α상을 주체로 하고, α상 중에 소량의 β상이 존재하는 2상 조직이 된다. 여기서, α상이 「주체」란, α상의 면적률이 70％ 이상인 것을 의미한다. β상의 면적률은 2％ 내지 30％ 정도이다. 또한, 본 발명의 각 실시 형태에서 주목하는 티타늄 합금 선재에서는, β상의 면적률의 측정이 어렵고, 허용되는 측정 오차는 ±5％이다.

본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재는, 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 표면으로부터 무게 중심으로 선 직경 3％ 위치까지의 외주 영역에 있어서의 금속 조직이, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 등축의 α 결정립을 갖는 등축 조직이고, 상기 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 무게 중심으로부터 표면을 향해 선 직경의 20％의 위치까지의 무게 중심을 포함하는 내부 영역에 있어서의 금속 조직이, 침상의 α 결정립을 갖는 침상 조직이다.

도 1에 도시하는 바와 같이, α+β형 티타늄 합금의 등축 조직에서는, 등축인 α 결정립(a)의 집합 조직으로 되어 있고, α 결정립(a)끼리의 입계, 입내에는, 미세한 β상(b)이 존재하고 있다.

침상 조직은, 고온에서 β상이었던 티타늄이 냉각됨으로써, 입계로부터 침상으로 발달한 α상의 금속 조직이다. 도 2에 도시하는 바와 같이, α+β형 티타늄 합금의 침상 조직에서는, 구 β 입자의 입계 위치로부터 침상으로 발달한 침상 α(도 2 중의 부호 c로 나타냄)와 침상 β(도 2 중의 부호 e로 나타냄)가 층상으로 나열된 조직으로 되어 있다.

이와 같이, 금속 조직을 관찰함으로써 등축 조직과 침상 조직은 구별하는 것이 가능하다.

본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재는, 침상 조직 및 등축 조직을 소정의 위치에 배치함으로써, 피로 강도 및 크리프 강도가 동시에 우수한 것이 된다. 상세하게 설명하면, 티타늄 합금에 있어서, 침상 조직은 크리프 특성이 우수하고, 등축 조직은 피로 특성이 우수하다. 그리고 피로 파괴의 기점은, 티타늄 합금 선재의 표층(외주) 부근에서 발생한다. 따라서, 본 발명자들은, 티타늄 합금 선재의 표층 부근에 미세한 등축 조직을 배치하여 피로 강도를 향상시킴과 함께, 티타늄 합금 선재의 무게 중심 부근에 있어서는, 크리프 강도가 우수한 침상 조직을 배치하여 크리프 강도를 충분히 우수한 것으로서 담보하는 것을 상기하였다.

그리고 본 발명자들은, 표층 부근의 미세한 등축 조직의 지표로서, 티타늄 합금 선재의 외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비 및 평균 결정 입경에 대해 주목하여, 이들이 소정의 범위 내에 있음으로써, 즉, 외주 영역에 미세한 등축 조직의 영역(등축 조직 영역)이 형성되어 있음으로써, 티타늄 합금 선재의 피로 강도를 향상시키는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명자들은, 무게 중심을 포함하는 내부 영역에 있어서의 침상 조직의 지표로서, 무게 중심을 포함하는 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비에 대해 주목하여, 이것이 일정 이상의 값이 됨으로써, 즉, 무게 중심을 포함하는 영역에 침상 조직(침상 조직 영역)이 형성되어 있음으로써, 티타늄 합금 선재의 크리프 강도를 향상시키는 것을 발견하였다. 이에 의해, 티타늄 합금 선재의 크리프 강도와 피로 강도를 동시에 향상시키는 것이 가능해졌다.

또한, 본 발명자들은, 상술한 바와 같은 금속 조직을 갖는 티타늄 합금 선재를, 이후에 상세하게 설명하는 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 의해 제조 가능한 것을 발견하여, 본 발명에 이르렀다. 이하, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재가 구비하는 금속 조직에 대해 구체적으로 설명한다.

도 3은 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재(1)의 일례를 모식적으로 도시하는 설명도이다. 또한, 도면 중에 도시되는 각 영역의 치수는, 설명의 용이화를 위해 적절하게 확대, 축소되어 있으며, 실제의 각 영역의 크기를 나타내는 것은 아니다.

또한, 본 발명에 관한 티타늄 합금 선재의 단면 형상은 어떠한 것이어도 되지만, 이하, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재(1)가 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서 원형의 단면을 갖는 것으로서 설명한다. 또한, 도면 중의 단면은, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면이다.

본 명세서에 있어서, 도 3에 도시하는 바와 같이, 외주 영역(2)을, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서, 외주 표면(3)으로부터 무게 중심(G)을 향해 선 직경 R의 3％에 상당하는 깊이 d까지의 영역으로 정의한다. 또한, 경우에 따라서는, 티타늄 합금 선재(1)의 외주 표면(3)에 산화물 스케일 등이 부착되어 있는 경우가 있지만, 이러한 부착물의 두께는, 외주 영역(2)의 깊이 d의 측정 기점으로서의 외주 표면에는 포함하지 않는다.

또한, 본 명세서에 있어서, 도 3에 도시하는 바와 같이, 내부 영역(4)을, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서, 무게 중심(G)으로부터 외주 표면(3)을 향해 선 직경 R의 20％의 위치까지의 무게 중심(G)을 포함하는 영역으로 정의한다. 또한 본 명세서에 있어서, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서의 무게 중심(G)은, 그 단면 형상에 기초하여 정의되는, 이른바 「기하 중심」으로서 정의된다. 본 실시 형태에 있어서, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면은 원을 이룬다는 점에서, 도 3에 도시하는 무게 중심(G)은 원형 단면의 중심이 된다.

또한, 선 직경 R은, 본 실시 형태에 있어서는, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면이 원을 이룬다는 점에서, 원 단면의 직경으로서 정의될 수 있다. 또한, 티타늄 합금 선재(1)의 단면이 원형이 아닌 경우, 예를 들어 타원 형상인 경우에는, 선 직경 R은, 타원 단면에 있어서의 긴 직경과 짧은 직경의 평균값으로서 정의하는 것이 가능하다.

본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재(1)는, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서, 티타늄 합금 선재(1)의 외주 표면(3)으로부터 무게 중심(G)을 향해 선 직경 R의 3％에 상당하는 깊이 d까지의 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직이 등축의 α 결정립을 갖는 등축 조직을 이루고 있다. 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직이 등축 조직인 경우, 티타늄 합금 선재(1)의 외주 영역(2)에서의 연성이 향상되는 것에 더하여, 표면 성상이 양호해져, 표면에서의 피로 파괴의 기점이 되는 결함이 적어진다. 이에 의해, 티타늄 합금 선재(1)의 제조 시에 있어서의 파단을 방지할 수도 있음과 함께 피로 특성을 향상시킬 수 있다. 이에 비해, 티타늄 합금 선재(1)의 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직이 침상 조직이 되는 경우, 연성이 저하되는 결과, 티타늄 합금 선재(1)의 피로 강도를 우수한 것으로 할 수 없다.

외주 영역(2)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비는, 1.0 이상 3.0 미만이면 되지만, 한층 더 우수한 피로 강도 얻기 위해, 바람직한 상한은 2.5이고, 보다 바람직하게는 2.0이다. 또한, α 결정립의 평균 애스펙트비는, 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직이 완전한 등축 조직인 경우, 이론상 「1」이 된다. 따라서, 외주 영역(2)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비의 하한은 1.0이다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, 외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경은 10.0㎛ 이하이다. 이에 의해, 외주 영역에 있어서의 금속 조직이 미세한 것이 되어, α 결정립의 등축화와도 더불어 표면 조도가 저감되고, 표면에 있어서의 피로 파괴의 기점으로서의 결함이 감소하는 결과, 티타늄 합금 선재의 피로 강도가 향상된다. 이에 비해, 외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경이 10.0㎛를 초과하면, 표면 조도의 증대를 한 요인으로 하여, 티타늄 합금 선재의 피로 강도를 우수한 것으로 할 수 없다.

외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경은, 10.0㎛ 이하이면 되지만, 티타늄 합금 선재의 피로 강도를 한층 더 향상시키기 위해, 바람직하게는 5.0㎛ 이하, 보다 바람직하게는 3.0㎛ 이하이다.

또한, 외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경의 하한은 예를 들어 1.0㎛로 해도 된다. 그 미만은 제작이 곤란하며, 비용이 들 우려가 있다.

다음으로, 본 실시 형태에 있어서, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서, 티타늄 합금 선재(1)의 무게 중심(G)으로부터 표면을 향해 선 직경의 20％의 위치까지의 무게 중심을 포함하는 내부 영역(4)에 있어서의 금속 조직이, 침상의 α 결정립을 갖는 침상 조직을 이루고 있다. 내부 영역(4)에 있어서의 금속 조직이 침상 조직인 경우, 티타늄 합금 선재의 크리프 강도가 향상된다. 이에 비해, 티타늄 합금 선재(1)에 있어서의 내부 영역(4)의 금속 조직이, 충분히 침상이 조직으로서 발달되어 있지 않은 경우, 티타늄 합금 선재(1)의 크리프 강도가 충분한 것으로 되지 않는다.

크리프는, 변형에 의해 금속 조직 중에 도입된 전위가, 원자의 확산에 의해 회복함으로써, 재료가 연화되어, 변형이 진행되는 현상이다. 그 때문에, 회복의 속도(원자의 확산 속도)가 크리프에 영향을 미친다. 침상 조직으로 형성된 α/β 계면은 정합성이 높고, 원자의 확산 속도가 느리기 때문에, 침상 조직은 크리프 강도가 우수하다고 말해지고 있다. 티타늄 합금 선재(1)의 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 있어서의 금속 조직을 침상 조직으로 함으로써, 크리프 강도를 향상시킬 수 있다.

티타늄 합금 선재(1)의 무게 중심(G)으로부터 표면을 향해 선 직경의 20％의 위치까지의 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비는, 5.0 이상이면 되지만, 크리프 강도를 한층 더 향상시키기 위해, 바람직하게는 6.0 이상, 보다 바람직하게는 7.0 이상이다. 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비의 상한은, 특별히 한정되지는 않지만, 실적에 따라 20.0 이하로 할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서의, α 결정립의 평균 애스펙트비가 5.0 이상인 무게 중심(G)을 포함하는 영역(무게 중심(G)을 포함하는 침상의 α 결정립을 갖는 침상 조직 영역)의 면적률은, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면의 면적에 대해, 예를 들어 20％ 이상일 수 있다. 크리프 강도의 더한층의 향상의 관점에서, 이 침상 조직 영역의 면적률은, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면의 면적에 대해, 바람직하게는 40％ 이상, 보다 바람직하게는 50％ 이상이다.

외주 영역에 있어서 금속 조직을 등축 조직으로 하는 관점에서, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서의, α 결정립의 평균 애스펙트비가 5.0 이상인 무게 중심(G)을 포함하는 영역(무게 중심(G)을 포함하는 침상의 α 결정립을 갖는 침상 조직 영역)의 면적률은, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면의 면적에 대해, 바람직하게는 90％ 이하, 보다 바람직하게는 80％ 이하이다.

또한, 도 1에 도시한 등축 조직으로 이루어지는 외주 영역(2)과 무게 중심(G)을 포함하는 침상 조직 영역 사이는, 등축 조직으로부터 침상 조직으로 연속해서 변화되는 것이 바람직하지만, 그 조직들이 혼재된 조직이어도 상관없다.

티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경 및 평균 애스펙트비는, 이하와 같이 하여 구할 수 있다. 먼저, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면을 경면 연마 후, 불산과 질산의 혼합 수용액에 의해 에칭한다. 평균 결정 입경 및 평균 애스펙트비는, 당해 면의 광학 현미경 사진을 관찰함으로써 측정할 수 있다.

평균 결정 입경은 선분법에 의해 측정(JIS G 0551에 준거)할 수 있다. 티타늄 합금 선재(1)의 외주 표면(3)으로부터 무게 중심(G)을 향해 선 직경 R의 3％에 상당하는 깊이 d까지의 외주 영역(2)에 있어서, 예를 들어 500배의 배율로 촬영한 광학 현미경 사진에 대해 종횡으로 5개씩 선분을 그어, 선분마다 당해 선분을 가로 지르는 입계수를 사용하여 평균 결정 입경을 산출하고, 합계 10개의 평균 결정 입경의 산술 평균값으로부터 구한다.

평균 애스펙트비는, 티타늄 합금 선재(1)의 외주 표면(3)으로부터 무게 중심(G)을 향해 선 직경 3％에 상당하는 깊이 d까지의 외주 영역(2), 및 무게 중심(G)으로부터 표면(3)을 향해 선 직경 R의 20％의 위치까지의 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 있어서, 각각 예를 들어 500배의 배율로 촬영한 광학 현미경 사진에 대해, 임의의 결정립 50개에 대해 장축과 단축을 측정하고, 장축을 단축으로 나눈 값의 평균으로서 산출할 수 있다. 여기서, 도 4에 도시하는 바와 같이, 「장축(11)」이란, α상의 입계(10)(윤곽) 상의 임의의 2점을 연결하는 선분 중에서 길이가 최대로 되는 것을 말하고, 「단축(12)」이란, 장축(11)에 직교하며, 또한 입계(10)(윤곽) 상의 임의의 2점을 연결하는 선분 중에서 길이가 최대로 되는 것을 말한다.

여기서, α 결정립의 평균 애스펙트비는, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서 측정한 경우와, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향에 대해 평행한 단면에 있어서 측정한 경우는, 마찬가지의 값이 된다고 생각된다. 그러나 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L과 평행한 단면에 있어서 측정한 경우, 압연으로 늘인 신장된 α 결정립을 갖는 조직과 침상의 α 결정립을 갖는 침상 조직의 구별이 곤란해질 가능성이 있다. 그 때문에, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서 측정한 값으로 구한다. 또한, 압연으로 신장된 α 결정립을 갖는 조직에서는, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에서 측정한 경우와, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 평행한 단면에서 측정한 경우에서, α 결정립의 애스펙트 비의 값이 다른 것이라고 생각된다. 구체적으로는, 압연으로 신장된 α 결정립을 갖는 조직에 대해, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L과 평행한 단면에서 측정한 경우에는, 애스펙트비가 큰(예를 들어, 5.0 이상이 되는) α 결정립이 관찰되는 것에 비해, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L과 수직인 단면에서 측정한 경우에는, 애스펙트비가 작은(예를 들어, 1.0 내지 3.0 정도가 되는) α 결정립이 관찰된다. 따라서, α 결정립의 평균 애스펙트비를 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에서 측정함으로써, 압연으로 신장된 α 결정립인지, 침상의 α 결정립인지를 구별할 수 있다.

또한, α 결정립의 평균 결정 입경 및 평균 애스펙트비를 구하는 경우, 가느다란 침상의 β상을 사이에 두고 마찬가지의 방위를 갖는 α 결정립이 나열되어 있다고 생각된다. EBSD에서는, 가느다란 β상의 검출이 곤란하므로, EBSD에 의한 해석에서는 곤란해질 가능성이 있다.

무게 중심(G)은, 엄밀하게는 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 수직인 단면에 있어서 「점」으로서 존재한다. 이 때문에, 티타늄 합금 선재(1)의 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비를 관찰할 때에는, 무게 중심(G)으로부터 외주 표면(3)을 향해 선 직경 R의 20％까지의 영역에 대해 α 결정립의 애스펙트비를 관찰하고, 관찰된 애스펙트비를 평균함으로써 산출할 수 있다.

이상, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 금속 조직에 대해 설명하였다.

(1.2 화학 조성)

다음으로, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 화학 조성에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 화학 조성은, 사용 시의 온도 환경이나 실온에서 α상과 β상을 갖는 2상 조직을 형성 가능하면 특별히 한정되지는 않고, 예를 들어 JIS H 4600이나, JIS H 4650에 기재되는 각종 조성을 갖는 α+β형 티타늄 합금을 채용할 수 있다. 혹은, 이하에 설명하는 원소를 함유시키는 것도 가능하다. 또한, 이하의 설명을 포함하여 본 명세서에 있어서, 특별의 명시가 없는 한, 함유량을 「％」로 나타내는 경우, 당해 「％」는 질량％를 나타낸다.

Al: 0％ 이상 7.0％ 이하

알루미늄(Al)은, α상에 고용되어 α상을 강화하는 원소이다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Al을 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해, 2.0％ 이상, 바람직하게는 2.5％ 이상의 Al을 포함하고 있어도 된다. 한편, Al의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 α₂상(Ti₃Al)이 석출되어 연성을 저하시키는 경우가 있으며, 또한 α상의 양이 증가하여 열간 가공성이 저하되는 경우가 있으므로, Al의 함유량을 7.0％ 이하, 바람직하게는 6.5％ 이하로 해도 된다.

V: 0％ 이상 6.0％ 이하

바나듐(V)은, β상을 안정화하여, 열간 성형성 및 열처리성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 V를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 1.5％ 이상, 바람직하게는 2.0％ 이상의 V를 포함하고 있어도 된다. 한편, V의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 β상의 체적률이 증가하여, α+β형 티타늄 합금 선재의 강도가 저하되는 경우가 있으므로, V의 함유량을 6.0％ 이하, 바람직하게는 5.5％ 이하로 해도 된다.

Mo: 0％ 이상 7.0％ 이하

몰리브덴(Mo)도, β상을 안정화하여, 열간 성형성 및 열처리성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Mo를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 1.0％ 이상, 바람직하게는 1.5％ 이상의 Mo를 포함하고 있어도 된다. 한편, Mo의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 β상의 체적률이 증가하여, α+β형 티타늄 합금 선재의 강도가 저하되는 경우가 있으므로, Mo의 함유량을 7.0％ 이하, 바람직하게는 6.0％ 이하로 해도 된다.

Cr: 0％ 이상 7.0％ 이하

크롬(Cr)도, β상을 안정화하여, 열간 성형성 및 열처리성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Cr을 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 2.0％ 이상, 바람직하게는 3.0％ 이상의 Cr을 포함하고 있어도 된다. 한편, Cr의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 β상의 체적률이 증가하여, α+β형 티타늄 합금 선재의 강도가 저하되는 경우가 있으므로, Cr의 함유량을 7.0％ 이하, 바람직하게는 6.0％ 이하로 해도 된다.

Zr: 0％ 이상 5.0％ 이하

지르코늄(Zr)은, α상 및 β상을 동시에 강화하는 원소이다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Zr을 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 1.5％ 이상, 바람직하게는 2.0％ 이상의 Zr을 포함하고 있어도 된다. 한편, Zr의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 α₂상(Ti₃Al)의 석출을 촉진시켜 연성을 저하시키는 경우가 있으므로, Zr의 함유량을 5.0％ 이하, 바람직하게는 4.5％ 이하로 해도 된다.

Sn: 0％ 이상 3.0％ 이하

주석(Sn)은, α상 및 β상을 동시에 강화하는 원소이다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Sn을 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 1.0％ 이상, 바람직하게는 1.5％ 이상의 Sn을 포함하고 있어도 된다. 한편, Sn의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 α₂상(Ti₃Al)의 석출을 촉진시켜 연성을 저하시키는 경우가 있으므로, Sn의 함유량을 3.0％ 이하, 바람직하게는 2.5％ 이하로 해도 된다.

Si: 0％ 이상 0.50％ 이하

실리콘(Si)은, 내열성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Si를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.04％ 이상, 바람직하게는 0.07％ 이상의 Si를 포함하고 있어도 된다. 한편, Si의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 실리사이드의 석출에 의한 크리프 강도의 저하가 발생하는 경우가 있으므로, Si의 함유량을 0.50％ 이하, 바람직하게는 0.35％ 이하로 해도 된다.

Cu: 0％ 이상 1.8％ 이하

구리(Cu)는, β상을 안정화시킴과 함께 α상에도 고용되어, α상을 강화한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Cu를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.4％ 이상, 바람직하게는 0.8％ 이상의 Cu를 포함하고 있어도 된다. 한편, Cu의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는, Ti₂Cu의 석출에 의해 피로 강도가 저하되는 경우가 있으므로, Cu의 함유량을 1.8％ 이하, 바람직하게는 1.5％ 이하로 해도 된다.

Nb: 0％ 이상 1.0％ 이하

니오븀(Nb)은, 내산화성을 향상시킨다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Nb를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.1％ 이상, 바람직하게는 0.2％ 이상의 Nb를 포함하고 있어도 된다. 한편, Nb의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 β상의 체적률이 증가하여, α+β형 티타늄 합금 선재의 강도가 저하되는 경우가 있으므로, Nb의 함유량을 1.0％ 이하, 바람직하게는 0.8％ 이하로 해도 된다.

Mn: 0％ 이상 1.0％ 이하

망간(Mn)도, β상을 안정화하여, 열간 성형성 및 열처리성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Mn을 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.1％ 이상, 바람직하게는 0.2％ 이상의 Mn을 포함하고 있어도 된다. 한편, Mn의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 β상의 체적률이 증가하여, α+β형 티타늄 합금 선재의 강도가 저하되는 경우가 있으므로, Mn의 함유량을 1.0％ 이하, 바람직하게는 0.8％ 이하로 해도 된다.

Ni: 0％ 이상 1.0％ 이하

니켈(Ni)도, β상을 안정화하여, 열간 성형성 및 열처리성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Ni를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.1％ 이상, 바람직하게는 0.2％ 이상의 Ni를 포함하고 있어도 된다. 한편, Ni의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 β상의 체적률이 증가하여, α+β형 티타늄 합금 선재의 강도가 저하되는 경우가 있으므로, Ni의 함유량을 1.0％ 이하, 바람직하게는 0.8％ 이하로 해도 된다.

S: 0％ 이상 0.20％ 이하

황(S)은, 절삭성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 S를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.01％ 이상, 바람직하게는 0.03％ 이상의 S를 포함하고 있어도 된다. 한편, S의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는, 개재물의 생성에 의해 열간 성형성이 저하되는 경우가 있으므로, S의 함유량을 0.20％ 이하, 바람직하게는 0.10％ 이하로 해도 된다.

REM: 0％ 이상 0.20％ 이하

희토류 원소(REM)는, S와 함께 함유됨으로써 절삭성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 REM을 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.01％ 이상, 바람직하게는 0.03％ 이상의 REM을 포함하고 있어도 된다. 한편, REM의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는, 개재물의 생성에 의해 열간 성형성이 저하되는 경우가 있으므로, REM의 함유량을 0.20％ 이하, 바람직하게는 0.10％ 이하로 해도 된다.

여기서, REM으로서는, 구체적으로는 스칸듐(Sc), 이트륨(Y), 란탄(La), 세륨(Ce), 프라세오디뮴(Pr), 네오디뮴(Nd), 프로메튬(Pm), 사마륨(Sm), 유로퓸(Eu), 가돌리늄(Gd), 테르븀(Tb), 디스프로슘(Dy), 홀뮴(Ho), 에르븀(Er), 툴륨(Tm), 이테르븀(Yb) 및 루테튬(Lu)을 들 수 있고, 이들 중 1종을 단독으로, 또는 2종 이상을 조합하여 함유시킬 수 있다. 2종류 이상의 희토류 원소를 함유시키는 경우, 예를 들어 분리 정제 전의 혼합 희토류 원소(미슈 메탈)나, 디디뮴 합금(Nd 및 Pr을 포함하는 합금)과 같은 희토류 원소의 혼합물이나 화합물을 사용해도 된다. 또한, 2종류 이상의 희토류 원소를 함유시키는 경우에 있어서, 상기 REM량은, 모든 희토류 원소의 총량을 의미한다.

Fe: 0％ 이상 2.10％ 이하

철(Fe)은, β상을 강화하는 원소이다. α+β형 티타늄 합금 선재는 Fe를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.50％ 이상, 바람직하게는 0.70％ 이상의 Fe를 포함하고 있어도 된다. 한편, Fe의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는, Fe의 편석에 의해 제조성이 저하되거나, 금속간 화합물(TiFe)이 석출되어 인성·연성이 저하되거나 하는 경우가 있으므로, Fe의 함유량을 2.10％ 이하, 바람직하게는 1.50％ 이하로 해도 된다.

N: 0％ 이상 0.050％ 이하

질소(N)는, α상에 고용되어 α상을 강화하는 원소이다. α+β형 티타늄 합금 선재는 N을 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.002％ 이상, 바람직하게는 0.005％ 이상의 N을 포함하고 있어도 된다. 한편, N의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 저밀도 개재물(TiN)이 생성되어 피로 파괴의 기점이 되는 경우가 있으므로, N의 함유량을 0.050％ 이하, 바람직하게는 0.030％ 이하로 해도 된다.

O: 0％ 이상 0.250％ 이하

산소(O)는, α상에 고용되어 α상을 강화하는 원소이다. α+β형 티타늄 합금 선재는 O를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.050％ 이상, 바람직하게는 0.100％ 이상의 O를 포함하고 있어도 된다. 한편, O의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 α상이 과도하게 증가하여 연성이 저하되는 경우가 있으므로, O의 함유량을 0.250％ 이하, 바람직하게는 0.200％ 이하로 해도 된다.

C: 0％ 이상 0.100％ 이하

탄소(C)는, α상에 고용되어 α상을 강화함과 함께, S와 함께 함유됨으로써 절삭성을 개선한다. α+β형 티타늄 합금 선재는 C를 포함하지 않아도 되지만, 이 효과를 얻기 위해 0.005％ 이상, 바람직하게는 0.010％ 이상의 C를 포함하고 있어도 된다. 한편, C의 함유량이 지나치게 크면, 화학 조성에 따라서는 탄화물이 과도하게 증가하여 열간 성형성이 저하되는 경우가 있으므로, C의 함유량을 0.100％ 이하, 바람직하게는 0.080％ 이하로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 화학 성분의 잔부는, 티타늄(Ti) 및 불순물이어도 된다. 불순물이란, 티타늄 합금 선재를 공업적으로 제조할 때, 원료 그 밖의 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

이러한 불순물로서는, 예를 들어 수소(H), 탄탈(Ta), 코발트(Co), 텅스텐(W), 팔라듐(Pd), 붕소(B), 염소(Cl), 나트륨(Na), 마그네슘(Mg), 칼슘(Ca) 등을 들 수 있다. 이들 H, Ta, Co, Pd, W, B, Cl, Na, Mg, Ca가 불순물로서 포함되는 경우, 그 함유량은, 예를 들어 각각 0.05％ 이하이고, 합계 0.10％ 이하이다.

Mo 당량

본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 화학 성분에 있어서는 또한, Al, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn의 함유량이, 하기 식 (1)을 충족한다.

여기서, 상기 식 (1)의 우변에 표시되는 Mo 당량 A는, 식 중에 기재된 β상을 안정화하는 각 원소(β 안정화 원소) Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni, Mn에 의한 β상의 안정화 정도를 수치화하기 위해 사용되는 것이다. 이때, Mo에 의한 β상의 안정화 정도를 기준으로 하여, Mo 이외의 β 안정화 원소에 의한 β상의 안정화 정도를, 양의 계수에 의해 상대화하고 있다. 한편, Al은 α상에 고용되어 α상을 강화하는 원소(α 안정화 원소)이므로, 상기한 Mo 당량 A에 있어서 Al에 관한 계수는, 음의 값으로 되어 있다.

[Mo 당량 A의 범위: -4.00≤A≤6.00]

본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재는, 상기 식 (1)로 표시되는 Mo 당량 A의 값이 -4.00 이상 6.00 이하의 범위 내가 되도록, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 어느 하나 이상의 원소를 함유한다. 상기 Mo 당량 A의 값이 -4.00 미만인 경우에는, β상이 지나치게 적어져 침상 조직을 형성하기 어려워 크리프 특성이 향상되지 않는다. Mo 당량 A의 하한은, 바람직하게는 -3.50이고, 보다 바람직하게는 -3.00이다. 한편, Mo 당량 A의 값이 6.00을 초과하는 경우에는, 냉각 시에 β상으로부터 침상의 α상이 형성되지 않고, 내부가 β 단상 조직이 되어, 크리프 특성이 향상되지 않는다. Mo 당량 A의 상한은, 바람직하게는 5.00, 보다 바람직하게는 4.00이다.

이러한 화학 조성의 티타늄 합금 선재는, α상과 β상을 갖는 α+β형의 티타늄 합금 선재가 된다.

보다 구체적으로는, 티타늄 합금 선재는,

Al: 4.5％ 이상 6.5％ 이하, 바람직하게는 4.8％ 이상, 또는 6.2％ 이하,

Fe: 0.50％ 이상 2.10％ 이하, 바람직하게는 0.70％ 이상, 또는 1.50％ 이하

를 포함해도 된다.

또한,

N: 0％ 이상 0.050％ 이하, 바람직하게는 0.002％ 이상, 또는 0.030％ 이하,

O: 0％ 이상 0.250％ 이하, 바람직하게는 0.100％ 이상, 또는 0.200％ 이하,

C: 0％ 이상 0.100％ 이하, 바람직하게는 0.001％ 이상, 또는 0.080％ 이하

여도 된다.

이러한 화학 조성의 티타늄 합금 선재는, α상과 β상을 갖는 α+β형의 티타늄 합금 선재가 되고, 안정적이며 변동이 적은 피로 강도와, 높은 열간 가공성을 갖는다. 또한, 이러한 화학 조성의 티타늄 합금 선재로서는, 예를 들어 Super-TiX 51AF(Ti-5Al-1Fe, 닛본세이테츠 가부시키가이샤 제조) 등을 들 수 있다.

혹은, 티타늄 합금 선재는,

Al: 2.0％ 이상 7.0％ 이하, 바람직하게는 2.5％ 이상, 또는 6.5％ 이하,

V: 1.5％ 이상 6.0％ 이하, 바람직하게는 2.0％ 이상, 또는 5.5％ 이하

를 포함해도 된다.

또한,

Fe: 0％ 이상 0.50％ 이하, 바람직하게는 0.03％ 이상, 또는 0.30％ 이하,

O: 0％ 이상 0.250％ 이하, 바람직하게는 0.100％ 이상, 또는 0.200％ 이하

여도 된다.

이러한 화학 조성의 티타늄 합금 선재도, α상과 β상을 포함하는 α+β형의 티타늄 합금 선재가 되고, 안정적이며 변동이 적은 피로 강도와, 높은 열간 가공성을 갖는다. 또한, 이러한 화학 조성의 티타늄 합금 선재로서는, 예를 들어 Ti-3Al-2.5V, Ti-6Al-4V, SSAT-35(Ti-3Al-5V, 닛본세이테츠 가부시키가이샤 제조) 등을 들 수 있다.

또한, 티타늄 합금 선재는,

Al: 5.0％ 이상 7.0％ 이하, 바람직하게는 5.5％ 이상, 또는 6.5％ 이하,

Mo: 1.0％ 이상 7.0％ 이하, 바람직하게는 1.8％ 이상, 또는 6.5％ 이하,

Zr: 3.0％ 이상 5.0％ 이하, 바람직하게는 3.6％ 이상, 또는 4.4％ 이하,

Sn: 1.0％ 이상 3.0％ 이하, 바람직하게는 1.75％ 이상, 또는 2.25％ 이하를 더 포함해도 된다.

또한,

Si: 0％ 이상 0.50％ 이하, 바람직하게는 0.06％ 이상, 또는 0.10％ 이하,

Fe: 0％ 이상 0.50％ 이하, 바람직하게는 0.03％ 이상, 또는 0.10％ 이하,

여도 된다.

이러한 화학 조성의 티타늄 합금 선재는, α상과 β상을 포함하는 α+β형의 티타늄 합금 선재가 되어, 특히 크리프 특성이 우수하다. 또한, 이러한 화학 조성의 티타늄 합금 선재로서는, 예를 들어 Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.08Si, Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo 등을 들 수 있다.

이상, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 화학 조성에 대해 설명하였다.

(1.3 선 직경, 형상)

본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재(1)의 선 직경 R은, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 2㎜ 이상 20㎜ 이하로 할 수 있다. 티타늄 합금 선재(1)의 선 직경 R을 2㎜ 이상으로 함으로써, 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 침상의 α 입자 결정을 갖는 침상 조직을 형성하면서, 외주 영역(2)에 미세한 등축의 α 결정립을 갖는 미세 등축 조직을 더 확실하게 형성할 수 있어, 더 확실하게 피로 강도와 크리프 강도를 동시에 우수한 것으로 할 수 있다. 또한, 티타늄 합금 선재(1)의 선 직경 R을 20㎜ 이하로 함으로써, 고속에서의 신선 가공이 가능해져, 안정적으로 봉선의 중앙부를 가공 발열하기 쉬워져, 무게 중심 부근의 내부 영역(4)에 침상 조직이 얻어지기 쉬워진다. 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재(1)의 선 직경 R의 하한은, 바람직하게는 3㎜이고, 선 직경 R의 상한은, 바람직하게는 15㎜이다.

또한, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 형상(단면 형상)은, 도시한 양태에 한정되지는 않고, 원형 외에, 예를 들어 타원형이나 사각형 등의 다각 형상일 수도 있다.

이상 설명한 본 실시 형태에 있어서는, 티타늄 합금 선재(1)의 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서, 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직이, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 등축의 α 결정립을 갖는 미세 등축 조직이고, 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 있어서의 금속 조직이, 침상의 α 결정립을 갖는 침상 조직임으로써, 티타늄 합금 선재의 피로 강도 및 크리프 강도가 동시에 우수한 것이 된다.

이상 설명한 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재는, α+β형 티타늄 합금에서 유래되는 우수한 특성, 내식성, 비강도 등 외에도, 우수한 크리프 강도 및 피로 강도를 갖고 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재는, 어떠한 용도에 사용해도 되지만, 예를 들어 볼트, 너트 등의 파스너(고정구), 밸브 등에 적합하게 사용할 수 있다. 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재는, 특히 수송 기기, 예를 들어 항공기, 자동차 등의 파스너나 밸브 재료로서 적합하게 사용할 수 있다.

이상 설명한 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재는, 어떠한 방법에 의해 제조되어도 되지만, 예를 들어 이하에 설명하는 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 의해 제조할 수도 있다.

<2. 티타늄 합금 선재의 제조 방법>

다음으로, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 제조 방법은, 티타늄 합금 소재를 (β 변태점－200)℃ 이상의 온도로 가열하는 공정(가열 공정)과, α+β형 티타늄 합금 소재를, 총 감면율이 90％ 이상이고, 또한 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 1 패스당의 평균 감면율이 10％ 이상, 또한 신선 속도를 5m/s 이상으로 가공하는 공정(가공 공정)을 갖는다. 이하, 각 공정에 대해 설명한다.

(2.1 티타늄 합금 소재의 준비)

먼저, 상술한 각 공정에 앞서, 티타늄 합금 소재를 준비한다.

티타늄 합금 소재로서는, 상술한 화학 조성의 것을 사용할 수 있고, 공지의 방법에 의해 제조된 것을 사용할 수 있다. 예를 들어, 티타늄 합금 소재는, 스폰지 티타늄으로부터 진공 아크 용해법에 의해 잉곳을 제작하고, 이것을 β 단상 영역의 온도에서 열간 단조함으로써 얻을 수 있다. 또한, 티타늄 합금 소재에는, 필요에 따라서 세정 처리, 산세 등의 전처리가 실시되어 있어도 된다.

또한, 티타늄 합금 소재의 선 직경은, 가공 공정에 있어서 예정되는 감면율 및 예정되는 티타늄 합금 선재의 선 직경에 따라서 적절하게 선택할 수 있다.

(2.2 가열 공정)

본 공정에 있어서는, 티타늄 합금 소재를 (β 변태점－200)℃ 이상의 온도로 가열한다. 이에 의해, 변형 저항의 감소 및 후술하는 가공 공정에 있어서 티타늄 합금 소재의 무게 중심 부근의 온도를 β 변태점 이상으로 유지하기 쉬워져, 티타늄 합금 소재의 무게 중심 부근에 있어서의 침상 조직의 발달을 촉진시킬 수 있다. 이 결과, 후술하는 가공 공정에 있어서, 무게 중심 부근(내부 영역)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비를 5.0 이상으로 할 수 있다. 이에 비해, 본 공정에 있어서의 가열 온도가 (β 변태점－200)℃ 미만인 경우, 변형 저항이 지나치게 커지거나, 후술하는 가공 공정에 있어서 티타늄 합금 소재의 무게 중심 부근의 온도를 β 변태점 이상으로 유지할 수 없는 경우가 있어 티타늄 합금 소재의 무게 중심 부근에 있어서 침상 조직을 충분히 발달시킬 수 없는 결과, 무게 중심 부근(내부 영역)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비를 충분히 크게 할 수 없다.

본 공정에 있어서의 가열 온도는, (β 변태점－200)℃ 이상이면 되지만, 변형 저항의 관점에서, 바람직하게는 (β 변태점－150)℃ 이상, 보다 바람직하게는 (β 변태점－125)℃ 이상이다. 본 공정에 있어서의 가열 온도의 상한은, 특별히 한정되지는 않지만, 스케일 형성에 의한 수율 저하의 관점에서, 가열 온도는 바람직하게는 (β 변태점＋100)℃ 이하, 보다 바람직하게는 (β 변태점＋50)℃ 이하이다.

또한, 본 명세서에 있어서, 「β 변태점」은, 티타늄 합금의 가열 시에 있어서의 β 변태의 종료 온도를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재나, 그 원료가 되는 티타늄 합금 소재는, 실온이나 사용 환경에 있어서 α상과 β상이 존재하는 α+β 2상 영역에 있고, β 변태의 개시 온도는 이들의 실온이나 사용 환경의 온도 이하에 있다.

β 변태 온도 T는, 상태도로부터 취득할 수 있다. 상태도는, 예를 들어 CALPHAD(Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry)법에 의해 취득할 수 있고, 예를 들어 그것을 위해 Thermo-Calc Software AB사의 통합형 열역학 계산 시스템인 Thermo-Calc 및 소정의 데이터베이스(TI3)를 사용할 수 있다.

(2.3 가공 공정)

본 공정은, 복수의 압연 패스를 순차 통과시킴으로써 티타늄 합금 소재의 신선을 행하는, 이른바 신선 가공 공정이다.

이 가공 공정은, 리버스 압연이 아닌 탠덤 압연으로 행해진다. 탠덤 압연은, 직렬로 배치된 복수대의 압연 패스에 압연재를 연속적으로 통과시키고, 각 압연 패스에서 일 방향으로 순차 압연해 가는 방식이다. 탠덤 압연을 사용하여 티타늄 합금 선재를 제조함으로써, 티타늄 합금 소재를, 총 감면율이 90％ 이상이고, 또한 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 1 패스당의 평균 감면율이 10％ 이상, 또한 신선 속도를 5m/s 이상으로 가공하는 것이 가능해진다.

여기서, 가공 공정에 의해, 본 실시 형태의 티타늄 합금 선재가 제조되어 가는 과정을, 도면(길이 방향에 대해 수직인 단면을 도시하는 도면)을 참조로 하여 설명한다. 도 5의 (a) 내지 (e)는, 본 실시 형태의 티타늄 합금 선재가 제조되어 가는 과정을, 순서대로 모식적으로 도시하고 있다.

먼저, 전술한 가열 공정에 있어서, (β 변태점－200)℃ 이상의 온도로 가열됨으로써, 금속 조직은, β상을 주상으로 한 α+β 조직 혹은 β 단상이 된다. 여기서는 도 5의 (a)에 도시되는 바와 같이, β 결정립(20)만으로 이루어지는 β 단상 조직의 경우에 대해 설명한다. 그리고 가공 초기에는, 도 5의 (b)에 도시되는 바와 같이, 온도 저하에 수반되는, β상으로부터 α상으로의 변태 시에, 침상의 α 결정립(21)이 생성되고, α상과 β상으로 이루어지는 침상 조직이 형성된다. 또한, 침상 조직이란, 침상으로 발달한 침상 α와 침상 β가 층상으로 나열된 조직이다.

다음으로, 가공 공정의 중기에 있어서는, 침상의 α 결정립(21)이, 가공이 가해짐으로써 분단되고, 또한 입성장에 의해, 도 5의 (c)에 도시되는 바와 같이, 등축의 α 결정립(22)이 형성된다. 가공 공정의 중기에 있어서는, 아직 신선 속도(변형 속도)가 작고, 가공 발열이 작기 때문에, 무게 중심 부근의 온도가 β 변태점을 넘는(β 단상 영역까지 고온이 되는) 일은 없다. 따라서, 등축의 α 결정립(22)과 등축의 β 결정립이 혼재하는 α+β형 등축 조직이 형성된다.

다음으로, 가공 공정의 후기에 있어서는, 신선 속도가 커져, 가공 발열에 의해 무게 중심 부근에서는 β 변태점 이상의 온도로 상승한다. 이에 의해, 도 5의 (d)에 도시되는 바와 같이, 무게 중심을 포함하는 내부 영역에 있어서는, α상으로부터 β상으로 변태되어, β 결정립(23)만으로 이루어지는 β 단상 조직이 형성된다.

또한, 일반적으로 티타늄 합금은, 변형 저항이 크고, 압연 공정이나 신선 공정에 있어서 가공 발열이 비교적 크다. 특히, 가공 공정의 후기에 있어서는, 평균 감면율 및 신선 속도가 비교적 커짐으로써, 압연 패스 통과 시에 있어서의 가공 발열이 커진다. 그리고 티타늄 합금 소재의 내부 영역, 예를 들어 무게 중심 부근에 있어서는 가공 발열에 대해 방열이 작기 때문에, 동 영역에 있어서의 온도가 상승하여 β 변태점 이상이 된다.

한편, 외주 영역에서는, 가공 공정의 후기에 있어서도, 외주 표면으로부터 충분한 방열이 가능하고, 비교적 저온에서 가공됨으로써 금속 조직의 미세화 및 등축화가 진행된다. 이에 의해, 외주 영역에 있어서의 α 결정립(24)은, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 미세한 등축립이 된다. 또한, 상기한 바와 같이 외주 영역의 금속 조직이 충분히 미세화 및 등축화됨으로써, 외주 표면에 있어서의 결함의 발생이 억제되어, 제조 시에 있어서의 파단 등의 문제의 발생이 억제된다.

그리고 가공 공정이 종료되면, 티타늄 합금 소재의 무게 중심 부근까지 냉각되므로, 도 5의 (e)에 도시되는 바와 같이, 온도 저하에 수반하여, β상으로부터 α상으로의 변태 시에 침상의 α 결정립(25)이 생성되고, 무게 중심을 포함하는 내부 영역에는 침상 조직이 형성된다. 이와 같이 하여, 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 외주 영역에 있어서의 금속 조직이 미세한 등축 조직(24)이고, 내부 영역에 있어서의 금속 조직이 침상 조직(25)인, 본 실시 형태의 티타늄 합금 선재가 제조된다.

또한, 가공 공정에서는, 티타늄 합금 소재를, 총 감면율이 90％ 이상이고, 또한 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 1 패스당의 평균 감면율이 10％ 이상, 또한 신선 속도를 5m/s 이상으로 가공하는 공정을 포함함으로써, 본 실시 형태의 티타늄 합금 선재가 제조된다. 즉, 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서, 표면(3)으로부터 무게 중심(G)을 향해 선 직경 3％에 상당하는 깊이 d까지의 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직이, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 등축 α 결정립을 갖는 등축 조직이 되고, 무게 중심(G)으로부터 표면(3)을 향해 선 직경의 20％의 위치까지의 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 있어서의 금속 조직이, 침상의 α 결정립을 갖는 침상 조직이 된다. 또한, 길이 방향 L에 대해 수직인 단면에 있어서, 외주 영역(2)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 이상 3.0 미만이고, 내부 영역(4)에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비가 5.0 이상이 된다.

또한, 이상 설명한 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서의 신선 속도는, 종래의 티타늄 합금 선재의 제조에 있어서 채용되어 있는 신선 속도(0.2 내지 2.0m/s 정도)보다 훨씬 크다. 본 발명자들은, 의도적으로 이러한 신선 속도를 상기한 평균 감면율과 함께 채용함으로써, 큰 가공 발열을 발생시켜, 상술한 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 금속 조직을 얻는 것이 가능한 것을 발견하였다.

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 있어서, 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 1 패스당의 평균 감면율은 10％ 이상이다. 이에 의해, 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 충분한 가공 발열을 발생시킬 수 있다. 이에 비해, 상기 평균 감면율이 10％ 미만이면, 충분한 가공 발열을 발생시킬 수 없고, 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)의 온도를 충분히 높일 수 없어, β상이 충분히 발달하지 않는다.

적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 1 패스당의 평균 감면율은 10％ 이상이면 되지만, 더 큰 가공 발열을 발생시키고, β 단상 조직으로 하고, 그 후의 냉각 시에 침상 조직을 형성시키기 위해, 바람직하게는 15％ 이상, 보다 바람직하게는 20％ 이상이다. 또한, 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 1 패스당의 평균 감면율의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 설비에 대한 부하의 관점에서, 당해 평균 감면율은, 바람직하게는 45％ 이하, 보다 바람직하게는 35％ 이하이다.

적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 신선 속도는 5m/s 이상이다. 이에 의해, 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 방열량을 작게 할 수 있고, 가공 발열에 의해 발생한 열이 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 축적되는 결과, 내부 영역(4)의 온도를 충분히 높일 수 있다. 이에 비해, 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 신선 속도가 5m/s 미만인 경우, 방열량이 커지는 결과, 가공 발열에 의해 발생한 열을, 무게 중심(G)을 포함하는 내부 영역(4)에 축적할 수 없어, 내부 영역(4)의 온도를 충분히 높일 수 없다. 이 때문에, β 단상 조직으로 되지 않아, 그 후의 냉각 시에 침상 조직을 형성시키는 것이 곤란해진다.

적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 신선 속도는 5m/s 이상이면 되지만, β상을 충분히 발달시켜, 그 후의 냉각 시에 침상 조직을 형성시키기 위해, 바람직하게는 10m/s 이상, 보다 바람직하게는 20m/s 이상이다. 또한, 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 신선 속도의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 조업의 안정성이나 설비에 대한 부하의 관점에서, 당해 신선 속도는, 바람직하게는 75m/s 이하, 보다 바람직하게는 50m/s 이하이다.

또한, 본 공정에 있어서 가공되는 티타늄 합금 소재의 총 감면율은 90％ 이상이다. 이에 의해, 상술한 바와 같이, 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직이 등축화 및 미세화된다. 이에 비해, 티타늄 합금 소재의 총 감면율은 90％ 미만이면, 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직의 등축화 및 미세화가 불충분해진다. 혹은, 가령 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직이 등축화된 경우라도 α 결정립이 충분히 미세화되지 않아, 큰 입경을 갖는 것이 된다.

상기 총 감면율은, 90％ 이상이면 되지만, 외주 영역(2)에 있어서의 금속 조직을 더 확실하게 등축화 및 미세화하기 위해, 바람직하게는 95％ 이상, 보다 바람직하게는 99％ 이상이다.

또한, 1 패스당의 감면율에 대해서는, 당해 1 패스 전에 있어서의 단면적에 대한 당해 1 패스 후에 있어서의 면적의 감소율을 말하며, 총 감면율에 대해서는, 본 공정의 가공 전의 티타늄 합금 소재의 단면적에 대한 가공 후의 단면적 감소율을 말한다.

또한, 본 공정에 있어서 사용되는 롤의 캘리버 형상으로서는, 상술한 신선 속도, 감면율을 달성 가능하면 특별히 한정되지는 않고 공지의 캘리버 형상을 사용할 수 있으며, 예를 들어 진원, 타원, 사각 형상 등을 사용할 수 있다.

또한, 본 공정에 있어서 롤을 통과시키는 횟수(패스수)는 특별히 한정되지는 않고, 본 공정을 실시할 수 있도록 5회 이상이면 된다. 또한, 90％ 이상의 감면율을 행하기 위해, 10 패스 이상 행하는 것이 바람직하다.

이상의 각 공정에 의해, 상술한 바와 같은 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재를 공업적으로 안정적으로 제조할 수 있다. 또한, 얻어진 티타늄 합금 선재에 대해, 필요에 따라서 이하와 같은 열처리·후처리가 행해져도 된다.

(2.4 열처리 공정)

상기한 각 공정에 의해 얻어진 티타늄 합금 소재(티타늄 합금 선재)에 대해, (β 변태점－300)℃ 이상 (β 변태점－50)℃ 이하의 온도역에서 열처리(어닐링 처리)를 더 실시해도 된다. 이에 의해, 상술한 가공 공정에 있어서 발생한 변형을 제거하여, 얻어지는 티타늄 합금 선재의 피로 강도를 한층 더 향상시킬 수 있다.

본 처리에 있어서 열처리의 온도는 (β 변태점－300)℃ 이상이다. 이에 의해, 가공 공정에 있어서 발생한 변형을 충분히 제거할 수 있다. 열처리의 온도는, 바람직하게는 (β 변태점－250)℃ 이상, 보다 바람직하게는 (β 변태점－200)℃ 이상이다.

또한, 본 처리에 있어서 열처리의 온도는 (β 변태점－50)℃ 이하이다. 이에 의해, 외주 영역(2)에 등축 조직과 침상 조직의 혼재(바이모달) 조직이 발생하여 피로 특성이 저하되는 것을 방지할 수 있다. 열처리의 온도는, 바람직하게는 (β 변태점－100)℃ 이하이다.

또한, 열처리의 시간은 특별히 한정되지는 않고 적절하게 선택 가능하지만, 예를 들어 1분 이상 120분 이하, 바람직하게는 2분 이상 또는 60분 이하일 수 있다.

또한, 열처리 시에 있어서의 분위기는 특별히 한정되지는 않고, 대기, 진공, 불활성 가스(아르곤 등)일 수 있다. 특히 산화 등의 화학 반응을 촉진하는 분위기가 아니면, 그 후에 탈스케일로 대응하는 것이 가능하다.

(2.5 후처리)

후처리로서는, 산세나 절삭에 의한 산화물 스케일 등의 제거나, 세정 처리 등을 들 수 있고, 필요에 따라서 적절하게 적용할 수 있다.

이상, 본 실시 형태에 관한 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 대해 설명하였다.

실시예

이하에, 실시예를 나타내면서, 본 발명의 실시 형태에 대해 구체적으로 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 실시예는, 본 발명의 어디까지나 일례이며, 본 발명이 하기의 예에 한정되는 것은 아니다.

1.

티타늄 합금 선재의 제조

먼저, 진공 아크 용해법에 의해 표 1의 화학 조성을 갖는 잉곳을 제작하고, 이것을 β 단상 영역의 온도에서 열간 단조함으로써, 합금종 A 내지 O의 조성을 갖는 소정의 직경(선 직경 22㎜ 내지 180㎜)의 티타늄 환봉을 얻었다. 또한, 각 티타늄 환봉에 있어서, 표 1에 기재된 조성 이외의 성분은 티타늄 및 불순물이다. 또한, 합금종 A 내지 M은 모두, 실온이나 사용 환경에 있어서 α상과 β상을 갖는 2상 조직을 형성하는 α+β형 티타늄 합금이다. 또한, 합금종 N은 실온에서 β상이 거의 존재하지 않는 α+β형 티타늄 합금이고, 합금종 O는 마르텐사이트 변태 개시 온도가 실온 이하인 준안정 β형 티타늄 합금이다.

합금종 A 내지 M은, 청구항 1에서 규정하는 성분 범위를 만족시키는 예이다.

합금종 A 내지 A4는, 청구항 2에서 규정하는 성분 범위를 만족시키는 예이다.

합금종 B 내지 B5는, 청구항 3에서 규정하는 성분 범위를 만족시키는 예이다.

합금종 C 내지 C9는, 청구항 4에서 규정하는 성분 범위를 만족시키는 예이다.

다음으로, 얻어진 각 티타늄 환봉을 가열하고(가열 공정), 롤을 사용하여 신선 가공을 행하였다(가공 공정). 또한, 필요에 따라서 열처리 공정을 행하였다(열처리 공정). 열처리는, 100％ 아르곤의 분위기에서, 10분 행하였다. 이에 의해, 각 예에 관한 티타늄 합금 선재를 얻었다. 가열 공정에 있어서의 가열 온도(℃), 가공 공정에서의 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서의 1 패스당의 평균 감면율(％), 신선 속도(m/s), 가공 공정에서의 총 감면율(％), 열처리 공정의 유무, 열처리 온도(℃)를 표 2, 표 3, 표 4에 나타낸다.

2.

분석·평가

각 예에 관한 티타늄 합금 선재에 대해, 이하의 항목에 대해 분석 및 평가를 행하였다.

2.1 금속 조직(마이크로 조직)의 관찰

각 예에 관한 티타늄 합금 선재에 대해, 이하와 같이 길이 방향에 대해 수직인 단면을 관찰하여, 단면의 각 영역에 대해 금속 조직이 등축 조직, 침상 조직 중 어느 것인지를 조사하였다. 또한, α 결정립의 평균 결정 입경 및 평균 애스펙트비를 측정, 산출함과 함께, α 결정립의 평균 애스펙트비가 5.0 이상인 영역의 상기 단면에 대한 면적률을 구하였다. 먼저, 각 예에 관한 티타늄 합금 선재에 대해, 길이 방향에 대해 수직인 단면을 경면 연마 후, 불산과 질산의 혼합액에 의해 에칭하였다. 평균 결정 입경 및 평균 애스펙트비는, 당해 면의 광학 현미경 사진을 관찰함으로써 측정하였다. 평균 결정 입경은, JIS G 0551에 준거하여, 선분법에 의해 측정하였다. 구체적으로는, 500배의 배율로 촬영한 광학 현미경 사진에 대해 종횡으로 5개씩 선분을 긋고, 선분마다 당해 선분을 가로지르는 입계수를 사용하여 평균 결정 입경을 산출하고, 합계 10개의 평균 결정 입경의 산술 평균값으로부터 구하였다. 평균 애스펙트비는, 500배의 배율로 촬영한 광학 현미경 사진에 대해, 임의의 결정립 50개에 대해 장축과 단축을 측정하고, 장축을 단축으로 나눈 값의 산술 평균으로서 산출하였다. 여기서, 「장축」이란, α상의 입계(윤곽) 상의 임의의 2점을 연결하는 선분 중에서 길이가 최대가 되는 것을 말하고, 「단축」이란, 장축에 직교하며, 또한 입계(윤곽) 상의 임의의 2점을 연결하는 선분 중에서 길이가 최대가 되는 것을 말한다.

2.2 피로 강도

피로 강도는, JIS Z 2274:1978에 준하여 회전 굽힘 피로 시험을 행하여, 10⁷회까지 파단되지 않은 경우에 있어서의 최대의 응력을 피로 강도로 하였다.

2.3 크리프 강도

크리프 강도는, JIS Z 2271:2010에 준하여 크리프 시험을 행하였다. 구체적으로는, 400℃의 환경하에서 100시간 크리프 시험을 행하였을 때, 0.2％ 변형률에 도달하는 최소의 응력을 크리프 강도로 하였다.

2.4 평가

동일한 합금종에 대해 종래의 제조 방법에 상당하는 제조 방법에 의해 얻어지는 티타늄 합금 선재와의 비교를 행하기 위해, 표 2에 나타내는 합금종 A 내지 O의 예(모두 비교예)에서는, 가공 공정에서의 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서의 1 패스당의 평균 감면율(％)은 16％인데, 신선 속도(m/s)를 2.0m/s(5m/s 미만)으로 하였다. 표 2에 나타내는 예에 관한 티타늄 합금 선재는, 외주 영역과 내부 영역 모두, 금속 조직이 등축 조직이 되었다.

한편, 표 3에 나타내는 합금종 A 내지 M의 발명예 1 내지 31은, 가공 공정에서의 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서의 1 패스당의 평균 감면율(％)은 16％이고, 신선 속도(m/s)는 25m/s이다. 표 3에 나타내는 발명예 1 내지 31의 티타늄 합금 선재는, 외주 영역의 금속 조직이, 등축의 α상을 모상으로 하고, 그 입계나 입내에 미세한 β상이 존재하는 등축 조직이 되고, 내부 영역의 금속 조직이, 침상의 α상과 β상이 층상으로 나열된 침상 조직이 되었다.

또한, 표 3에 나타내는 합금종 N, O의 비교예 1, 2는, 가공 공정에서의 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서의 1 패스당의 평균 감면율(％)은 16％이고, 신선 속도(m/s)는 25m/s이다. 그러나 비교예 1은, Mo 당량(Moeq)이 -4.0보다 작다. 비교예 1에서는, 외주 영역의 금속 조직은, 등축의 α 결정립으로 이루어지는 α상을 모상으로 하고, β상이 거의 존재하지 않는(극미량의 β상이 존재함) α 단상의 등축 조직이 되고, 내부 영역의 금속 조직은, 애스펙트비가 비교적 작은 α 결정립을 갖는 α상을 모상으로 하고, β상이 거의 존재하지 않는(β상이 극미량으로 존재함) 조직이 되었다. 더 상세하게는, 비교예 1의 내부 영역에서는, 블록상의 α상 중에 등축의 β상이 미세 분산된 조직으로 되어 있다.

또한, 비교예 2는 Mo 당량(Moeq)이 6.0보다 크다. 비교예 2에서는, 외주 영역의 금속 조직, 내부 영역의 금속 조직이 모두, 등축의 β 결정립으로 이루어지는 β 단상의 등축 조직이 되었다.

또한, 표 3 중, 비교예 1, 2의 내부 영역의 금속 조직, 및 비교예 2의 외부 영역의 금속 조직은, 본 발명의 등축 조직과는 다르므로, 「*」를 붙여 구별하였다.

표 2와 표 3에 있어서, 합금종 A 내지 O의 예에 대해, 피로 강도를 비교·평가하였다. 표 2에 나타내는 합금종 A 내지 O의 예의 피로 강도를 기준으로 하여, 이하의 A 내지 C의 단계로 평가하였다. 그리고 기준의 피로 강도와 동등 이상인 경우, 즉 A, B의 평가에 대해 합격으로 하였다.

A: 기준의 피로 강도와 비교하여 10㎫ 이상 향상되었다.

B: 기준의 피로 강도와 비교하여 -10㎫ 이상 10㎫ 미만의 범위의 변동이 있었다.

C: 기준의 피로 강도와 비교하여 10㎫ 초과 20㎫ 이하 저하되었다.

또한, 표 2와 표 3에 있어서, 합금종 A 내지 O의 예에 대해, 크리프 강도(크리프 응력)를 비교·평가하였다. 표 2에 나타내는 합금종 A 내지 O의 예의 크리프 강도를 기준으로 하여, 이하의 A 내지 C의 단계로 평가하였다. 그리고 기준의 크리프 강도와 비교하여 향상된 경우, 즉 A, B의 평가에 대해 합격으로 하였다.

A: 기준의 크리프 강도와 비교하여 20㎫ 이상 향상되었다.

B: 기준의 크리프 강도와 비교하여 10㎫ 이상 20㎫ 미만 향상되었다.

C: 기준의 크리프 강도와 비교하여 -10㎫ 이상 10㎫ 미만의 범위의 변동이 있었다.

표 1에 나타내는 합금종 A 내지 O에 대해 종래의 제조 방법에 상당하는 제조 방법에 의해 얻어진 티타늄 합금 선재의 예에 있어서의, 외주 영역에 있어서의 금속 조직, α 결정립의 평균 애스펙트비, 평균 결정 입경, 및 내부 영역에 있어서의 금속 조직, α 결정립의 평균 애스펙트비, 침상 조직 영역의 면적률, 그리고 평가의 기준이 되는 피로 강도, 크리프 강도를 표 2에 나타낸다. 또한, 발명예 1 내지 31(합금종 A 내지 M)과 비교예 1, 2(합금종 N, O)의 외주 영역에 있어서의 금속 조직, α 결정립의 평균 애스펙트비, 평균 결정 입경, 및 내부 영역에 있어서의 금속 조직, α 결정립의 평균 애스펙트비, 침상 조직 영역의 면적률, 그리고 평가의 대상이 되는 피로 강도와 평가 결과, 평가의 대상이 되는 크리프 강도와 평가 결과를 표 3에 나타낸다.

발명예 1 내지 31에서는, 피로 강도의 평가가 A, B 중 어느 것이며, 기준의 피로 강도와 동등 이상이었다. 또한, 발명예 1 내지 31에서는, 크리프 강도의 평가가 A, B 중 어느 것이며, 기준의 크리프 강도와 비교하여 향상되었다.

한편, 비교예 1, 2는, 크리프 강도의 향상이 충분하지 않았다.

다음으로, 표 4에 있어서, 합금종 A, B, C에 대해, 피로 강도와 크리프 강도를 비교·평가하였다. 발명예 32 내지 54는, 가열 공정 및 가공 공정이 본 발명을 충족하고, 발명예 32 내지 54의 티타늄 합금 선재는, 외주 영역의 금속 조직이, 등축의 α상을 모상으로 하고, 그 입계나 입내에 미세한 β상이 존재하는 등축 조직이 되고, 내부 영역의 금속 조직이 침상의 α상과 β상이 층상으로 나열된 침상 조직이 되었다.

한편, 비교예 3 내지 10은, 가열 공정 또는 가공 공정 중 어느 것이 본 발명의 범위 밖이고, 비교예 3 내지 10의 티타늄 합금 선재는, 외주 영역의 금속 조직, α 결정립의 평균 애스펙트비, α 결정립의 평균 결정 입경, 또는 내부 영역의 금속 조직, α 결정립의 평균 애스펙트비 중 어느 것이 본 발명의 범위 밖이 되었다.

또한, 발명예 32 내지 54의 선 직경은, 1.5㎜ 내지 22.0㎜였다. 발명예 32 내지 50, 52, 53은, 청구항 8에서 규정하는 선 직경 2.0㎜ 내지 20.0㎜를 만족시키는 예이다.

발명예 32 내지 48 및 발명예 51 내지 54에 대해서는 표 2의 합금종 A의 예에 있어서의 피로 강도와 크리프 강도를 기준으로 하고, 발명예 49에 대해서는 표 2의 합금종 B의 예에 있어서의 피로 강도와 크리프 강도를 기준으로 하고, 발명예 50에 대해서는 표 2의 합금종 C의 예에 있어서의 피로 강도와 크리프 강도를 기준으로 하여, 상기와 마찬가지로 A 내지 C의 단계로 평가하였다.

표 4에 나타낸 바와 같이 발명예 32 내지 54에 관한 티타늄 합금 선재는, 피로 강도 및 크리프 강도가 동시에 우수하였다. 특히, 발명예 32 내지 54에 관한 티타늄 합금 선재는, 크리프 강도에 대해, 기준으로 한 비교예에 비해 양호한 결과가 얻어졌다. 이에 비해, 비교예 3 내지 10에 관한 티타늄 합금 선재는, 피로 강도 및 크리프 강도를 동시에 우수한 것으로 할 수 없었다.

비교예 3에서는, 총 감면율이 90.0％ 미만이었으므로, 외주 영역은, α 결정립의 애스펙트비 및 결정 입경이 어느 정도 커진 α상 중에 미세한 β상이 소량 존재하는, 등축화가 완료되어 있지 않은 조직(미등축화)이 되었다. 또한, 비교예 3에서는, 신선 속도가 5.0m/s 미만이고, 가공 발열이 작았으므로, 내부 영역은 등축의 α 결정립으로 이루어지는 α상을 모상으로 하는 α상 중에 β상이 미세 분산된 등축 조직이 되었다.

비교예 4에서는, 적어도 최종으로부터 1 패스 이상의 패스에 있어서의 평균 감면율이 10.0％보다 적고, 가공 발열이 작았으므로, 내부 영역, 외주 영역 모두, 등축의 α 결정립으로 이루어지는 α상을 모상으로 하고, α상 중에 소량의 β상이 미세 분산된 등축 조직이 되었다.

비교예 5에서는, 총 감면율이 90.0％ 미만이었으므로, 외주 영역은 α 결정립의 애스펙트비가 어느 정도 커진 α상 중에 미세한 β상이 소량 존재하는, 등축화가 완료되어 있지 않은 조직(미등축화)이 되고, 내부 영역은 침상의 α상과 β상이 층상으로 나열된 침상 조직이 되었다.

비교예 6에서는, 신선 속도가 5.0m/s 미만이고, 가공 발열이 작았으므로, 내부 영역, 외주 영역 모두, 등축의 α 결정립으로 이루어지는 α상을 모상으로 하고, α상 중에 소량의 β상이 미세 분산된 등축 조직이 되었다.

비교예 7에서는, 총 감면율이 90.0％ 미만이었으므로, 외주 영역은 조대한 등축의 α 결정립으로 이루어지는 α상을 모상으로 하고 α상 중에 소량의 β상이 분산된 등축 조직이 되고, 내부 영역은 침상의 α상과 β상이 층상으로 나열된 침상 조직이 되었다.

비교예 8에서는, 가열 온도가 지나치게 낮았으므로, 내부 영역, 외주 영역 모두, 등축의 α 결정립으로 이루어지는 α상을 모상으로 하고, α상 중에 소량의 β상이 미세 분산된 등축 조직이 되었다.

비교예 9에서는, 총 감면율이 90.0％ 미만이었으므로, 외주 영역은 α 결정립의 애스펙트비 및 결정 입경이 어느 정도 커진 α상 중에 미세한 β상이 소량 존재하는, 등축화가 완료되어 있지 않은 조직(미등축화)이 되고, 내부 영역은 침상의 α상과 β상이 층상으로 나열된 침상 조직이 되었다.

비교예 10에서는, 총 감면율이 90.0％ 미만이었으므로, 외주 영역은 애스펙트비가 어느 정도 커진 α상 중에 미세한 β상이 소량 존재하는, 등축화가 완료되어 있지 않은 조직(미등축화)이 되고, 내부 영역은 침상의 α상과 β상이 층상으로 나열된 침상 조직이 되었다.

특히, 무게 중심을 포함하는 침상 조직 영역의 면적률이 40％를 초과한 발명예 32, 33, 36, 39 내지 41, 45 내지 52에 관한 티타늄 합금 선재는, 크리프 강도가 우수하였다. 또한, 외주 영역의 α 결정립의 평균 입경이 5.0㎛ 이하인, 발명예 32 내지 35, 39, 40, 42 내지 44, 47 내지 50, 53, 54에 관한 티타늄 합금 선재는, 피로 강도가 우수하였다.

이상, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해 상세하게 설명하였지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지는 않는다. 본 발명이 속하는 기술분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 사람이라면, 청구범위에 기재된 기술적 사상의 범주 내에서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명백하며, 이들에 대해서도 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 이해된다.

a: α 결정립
b: β상
c: 침상 α
e: 침상 β
1: 티타늄 합금 선재
L: 길이 방향
2: 외주 영역
3: 외주 표면
4: 내부 영역
G: 무게 중심
R: 선 직경
d: 3％에 상당하는 깊이
11: 장축
10: α상의 입계
12: 단축
20: β 결정립
21: 침상의 α 결정립
22: 등축의 α 결정립
23: β 결정립
24: 등축의 미세 α 결정립(미세한 등축 조직)
25: 침상의 α 결정립(침상 조직)

Claims

α상과 β상을 포함하는 티타늄 합금 선재이며,
질량％로,
Al: 0％ 이상 7.0％ 이하,
V: 0％ 이상 6.0％ 이하,
Mo: 0％ 이상 7.0％ 이하,
Cr: 0％ 이상 7.0％ 이하,
Zr: 0％ 이상 5.0％ 이하,
Sn: 0％ 이상 3.0％ 이하,
Si: 0％ 이상 0.50％ 이하,
Cu: 0％ 이상 1.8％ 이하,
Nb: 0％ 이상 1.0％ 이하,
Mn: 0％ 이상 1.0％ 이하,
Ni: 0％ 이상 1.0％ 이하,
S: 0％ 이상 0.20％ 이하,
REM: 0％ 이상 0.20％ 이하,
Fe: 0％ 이상 2.10％ 이하,
N: 0％ 이상 0.050％ 이하,
O: 0％ 이상 0.250％ 이하,
C: 0％ 이상 0.100％ 이하,
잔부: Ti 및 불순물이며,
Al, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn의 함유량이, 하기 식 (1)을 충족하는 화학 조성을 갖고,
길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 표면으로부터 무게 중심을 향해 선 직경의 3％의 깊이까지의 외주 영역에 있어서의 금속 조직이, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 α 결정립을 갖는 등축 조직이고,
상기 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 무게 중심으로부터 표면을 향해 선 직경의 20％의 위치까지의 무게 중심을 포함하는 내부 영역에 있어서의 금속 조직이 침상 조직인,
티타늄 합금 선재.

또한, 식 (1)에 있어서, [원소 기호]의 표기는, 대응하는 원소 기호의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소 기호에 대해서는 0을 대입하는 것으로 함.
제1항에 있어서,
질량％로,
Al: 4.5％ 이상 6.5％ 이하,
Fe: 0.50％ 이상 2.10％ 이하,
를 포함하는, 티타늄 합금 선재.
제1항에 있어서,
질량％로,
Al: 2.0％ 이상 7.0％ 이하,
V: 1.5％ 이상 6.0％ 이하,
를 포함하는, 티타늄 합금 선재.
제1항에 있어서,
질량％로,
Al: 5.0％ 이상 7.0％ 이하,
Mo: 1.0％ 이상 7.0％ 이하,
Zr: 3.0％ 이상 5.0％ 이하,
Sn: 1.0％ 이상 3.0％ 이하,
를 포함하는, 티타늄 합금 선재.
제1항에 있어서,
상기 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, 상기 외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 이상 3.0 미만이고, 상기 내부 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 애스펙트비가 5.0 이상인, 티타늄 합금 선재.
제5항에 있어서,
상기 길이 방향에 대해 수직인 단면에 있어서, α 결정립의 평균 애스펙트비가 5.0 이상인 무게 중심을 포함하는 영역의 면적이, 당해 단면의 면적에 대해 40％ 이상인, 티타늄 합금 선재.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 외주 영역에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경이 5.0㎛ 이하인, 티타늄 합금 선재.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
선 직경이, 2.0㎜ 이상 20.0㎜ 이하인, 티타늄 합금 선재.
티타늄 합금 소재를 (β 변태점－200)℃ 이상의 온도로 가열하는 공정과,
상기 티타늄 합금 소재를, 총 감면율이 90.0％ 이상이고, 또한 적어도 최종으로부터 1 이상의 패스에 있어서, 1 패스당의 평균 감면율이 10.0％ 이상, 또한 신선 속도가 5.0m/s 이상으로 가공하는 공정을
갖는, 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 티타늄 합금 선재의 제조 방법.
제9항에 있어서,
(β 변태점－300)℃ 이상 (β 변태점－50)℃ 이하의 온도역에서 열처리하는 공정을 더 갖는, 티타늄 합금 선재의 제조 방법.