KR20150012287A

KR20150012287A - 강도 및 인성이 우수한 자원 절약형 티탄 합금 부재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150012287A
Application number: KR1020147034823A
Authority: KR
Inventors: 겐이치 모리; 히데키 후지이
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-08-15
Filing date: 2013-08-14
Publication date: 2015-02-03
Also published as: CN104583431A; EP2851446A1; US20150191812A1; US9689062B2; JP5477519B1; JPWO2014027677A1; EP2851446B1; KR101643838B1; CN104583431B; TWI479026B; EP2851446A4; TW201418478A; WO2014027677A1

Abstract

본 발명의 과제는, 종래의 티탄 합금보다도 자원이 풍부하고 저렴하게 입수 가능한 합금 원소를 사용하고, 또한 종래 합금보다도 소량의 첨가로 고강도 및 고인성을 양립시키는 자원 절약형 티탄 합금을 저비용으로 제공하는 것이다.
질량％로, Al:4.5％ 이상 5.5％ 미만, Fe:1.3％ 이상 2.3％ 미만, Si:0.25％ 이상 0.50％ 미만, O:0.05％ 이상 0.25％ 미만 함유하고, 잔량부 티탄 및 불가피 불순물로 이루어지고, 미시 조직이, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직인 것을 특징으로 하는 강도 및 인성이 우수한 티탄 합금 부재.

Description

강도 및 인성이 우수한 자원 절약형 티탄 합금 부재 및 그 제조 방법 {RESOURCE-SAVING TITANIUM ALLOY MEMBER HAVING EXCELLENT STRENGTH AND TOUGHNESS, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 자원이 풍부하고 저렴하게 입수 가능한 합금 원소를 사용하고, 또한 종래 합금보다도 소량의 첨가로 고강도 및 고인성을 양립시키는 자원 절약형 티탄 합금 부재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

경량, 고 비강도이고 내식성이 우수한 티탄 합금은, 항공기 용도 외에, 자동차 부품, 민생품 등의 광범위한 용도로 이용되고 있다. 그 중에서도 강도 연성 밸런스가 우수한 α＋β형 합금의 Ti-6Al-4V는, 그 대표예이다. 한편, 보급 확대를 방해하는 요인 중 하나인 비용고를 경감시키기 위해, 첨가 원소로서 자원이 풍부하고 저렴하게 입수 가능한 Fe를 이용하여, Ti-6Al-4V를 대체 가능한 특성을 갖는 합금이 개발되어 왔다.

α＋β형 티탄 합금은, 가공 열처리에 의해 고강도화를 도모하는 것이 가능하지만, 고강도화에 의해 연성이나 인성이 저하되는 것이 일반적이다. 그러나, 자동차 등의 구동부나, 골프 클럽과 같이 직접적으로 충격을 받는 부위에 사용되거나 함으로 인해, 고강도와 함께 고인성도 요망되고 있다.

α＋β형 티탄 합금의 미시 조직의 형태를 크게 나누면 등축 조직과 침상 조직이 있다. 침상 조직은 인성에는 유리하지만 강도는 떨어진다. 또한, 침상 조직에 있어서, β 단상 영역에서의 용체화 처리 후에 급냉하여 얻어지는 미세 침상 조직은, 완냉하여 얻어지는 조대 침상 조직보다도 고강도이며 저인성이다. 또한, 조대 침상 조직은, 조대화된 α상을 기점으로 하여 피로 파괴를 발생하기 쉬워지므로, 미세 침상 조직과 비교하여 피로 강도가 떨어진다.

또한, 공업적으로, 고강도화하기 위한 간편한 수단으로서, 혹은 생산성을 높이는 수단으로서, Ti-6Al-4V의 제조 공정에 있어서, β 단상 영역에서의 용체화 처리 후의 냉각 속도를 빠르게 하는 경우가 있다. 그러나, 용체화 처리 후에 급냉하면, 미시 조직이 미세 침상 조직으로 되어, Ti-6Al-4V 합금의 인성이 대폭 저하되는 문제가 있었다.

비특허문헌 1 및 비특허문헌 2에 기재된 Ti-6Al-1.7Fe-0.1Si 합금은, 고강도, 고강성의 합금이지만, Al 첨가량이 많아, 인성이 떨어진다고 하는 과제가 있었다.

특허문헌 1에는, 종래의 Ti-Al-Fe계 티탄 합금과 동등하고 또한 안정된 편차가 적은 피로 강도와, 그보다도 높은 열간 가공성을 갖는 α＋β형 티탄 합금으로서, Al:4.4％ 이상 5.5％ 미만, Fe:0.5％ 이상 1.4％ 미만으로 이루어지는 합금이 개시되어 있다. 그러나, Si 첨가량에 대해서는 피로 강도가 저하된다는 이유에서 0.25％ 미만으로 되어 있고, 고용 강화나 인성에의 기여에 대해서는 언급되어 있지 않다.

특허문헌 2에는, 종래의 Ti-Al-Fe계 티탄 합금과 동등한 피로 강도와 그보다도 높은 열간 혹은 냉간 가공성을 갖는 티탄 합금으로서, Al:4.4％ 이상 5.5％ 미만, Fe:1.4％ 이상 2.1％ 미만으로 이루어지는 합금이 개시되어 있다. 그러나, Si 첨가량에 대해서는 피로 강도가 저하된다는 이유에서 0.25％ 미만으로 되어 있고, 고용 강화나 인성에의 기여에 대해서는 언급되어 있지 않다.

특허문헌 3에는, 공업적으로 저렴하게 제조할 수 있고, Ti-6Al-4V 합금과 동등 이상의 기계적 성질을 갖는 α＋β형 티탄 합금으로서, Al:5.5∼7.0％, Fe:0.5∼4.0％, O:0.5％ 이하로 이루어지는 합금이 개시되어 있다. 그러나, Al 첨가량이 많아 인성이 떨어지고, 또한 Fe 함유량이 높을 때에는 Fe 편석에 의한 특성의 불균일성 및 인성 저하의 과제가 있었다.

특허문헌 4에는, Ti-6Al-4V보다도 강도가 높고, 주조성이 우수한 주조용 α＋β형 티탄 합금으로서, Al:5.0∼7.0％, Fe＋Cr＋Ni:0.5∼10.0％, C＋N＋O:0.01∼0.5％, 주조 그대로의 상태에서 인장 강도가 890㎫ 이상, 융점이 1650℃ 이하로 이루어지는 티탄 합금이 개시되어 있다. 이 티탄 합금은, 용융시의 양호한 유동성과 응고 후의 우수한 강도를 얻을 수 있는 합금이지만, 강도가 불충분하다.

특허문헌 5에는, Al:4.4∼5.5％, Fe:1.4∼2.1％, Mo:1.5∼5.5％, Si:0.1％ 미만이며, Ti-6Al-4V와 동등 이상의 실온 강도, 피로 강도를 갖는 고강도 α＋β형 합금이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 5에 기재된 티탄 합금은, 고가이며 가격 변동이 큰 Mo를 다량으로 포함하기 때문에, 저비용으로 안정적으로 제조하는 것이 어렵다고 하는 과제가 있었다.

특허문헌 6에는, Mo 당량이 6.0∼12.0이고, 미시 조직이 제어된 고강도, 고인성의 α＋β형 티탄 합금이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 6에 기재된 티탄 합금은, 고가의 합금 원소인 Mo를 다량으로 포함할 필요가 있어, 고비용이다.

특허문헌 7에는, Si를 포함하는 Near-β형 티탄 합금이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 7은 Near-β형 티탄 합금을 대상으로 하고 있고, 명세서 중에 예시되어 있는 Ti-10V-2Fe-3Al이나 Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr과 같이, 고가의 합금 원소인 V나 Mo가 많이 함유되어, 고비용이다.

일본 특허 제3076697호 공보 일본 특허 제3076696호 공보 일본 특허 제3306878호 공보 일본 특허 공개 제2010-7166호 공보 일본 특허 공개 제2005-320618호 공보 일본 특허 공개 제2001-288518호 공보 일본 특허 제3409278호 공보

P. Bania, Metallugy and Technology of Practical Titanium Alloys, p.9, TMS, Warrendale, PA(1994) F. H. FROES and I. L. CAPLAN, TITANIUM’92 SCIENCE AND TECHNOLOGY, p.2787

종래, 저가 원료를 사용하고, 또한 합금 첨가량이 β형 티탄 합금보다도 적은 α＋β형 티탄 합금 부재에 있어서, 강도와 인성을 높은 레벨로 동시에 만족시키는 기술은 개시되어 있지 않았다.

α＋β형 티탄 합금 부재의 인성을 높이기 위해 침상 조직으로 하면, 강도가 저하되는 과제가 있었다.

따라서, 본 발명은 상기 과제를 유리하게 해결하여, 종래의 α＋β형 티탄 합금 부재보다도 저렴하게 강도와 인성을 높은 레벨로 양립시키는 티탄 합금 부재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해, 강화 원소로서, V나 Mo보다도 저렴한 Fe, 및 소량의 첨가로도 강도 및 인성의 강화능이 높은 Si를 첨가하여, 다양한 열처리를 실시한 티탄 합금 부재의 강도와 인성을 예의 조사하였다.

본 발명자들은, 모두 실온에 있어서의, 인장 강도 985㎫ 이상, 2㎜ V 노치 시험편을 사용한 샤르피 충격값 30J/㎠ 이상을 각각 강도 및 인성의 지표로 하였다. 실온 강도는, 널리 사용되고 있는 Ti-6Al-4V에 있어서 895㎫ 이상으로 규정되어 있으므로, 이것을 10％ 이상 상회하는 것으로 하였다. 또한 Ti-6Al-4V의 표준적인 샤르피 충격 흡수 에너지가 24J, 즉 30J/㎠이므로, 이것을 상회하는 충격값을 갖는 것을 지표로 하였다.

티탄 합금에의 Si 첨가는, 내열성이 요구되는 용도에 있어서 내 크리프성의 향상을 목적으로 하여 첨가되는 경우가 많다. 그리고 Si 첨가량의 상한은, 실리사이드의 생성을 억제하기 위해 고용 한도 부근으로 되는 경우가 많다.

본 발명자들은, Al, Fe 및 Si를 첨가한 티탄 합금 부재에 다양한 열처리를 실시하여, 강도 및 인성을 평가하였다. 그 결과, Al, Fe, O 및 Si의 성분 범위를 적량으로 조정함과 함께, 미시 조직이 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직으로 되는 열처리를 행함으로써, 강도 및 인성이 우수한 티탄 합금 부재를 제조 가능한 것을 발견하는 것에 이르렀다.

본 발명의 요지로 하는 바는, 이하와 같다.

(1) 질량％로, Al:4.5％ 이상 5.5％ 미만, Fe:1.3％ 이상 2.3％ 미만, Si:0.25％ 이상 0.50％ 미만, O:0.05％ 이상 0.25％ 미만 함유하고, 잔량부 티탄 및 불가피 불순물로 이루어지고, 미시 조직이, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직인 것을 특징으로 하는 티탄 합금 부재.

(2) 상기 침상 α상의 평균 폭이 2㎛ 미만인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 티탄 합금 부재.

(3) 질량％로, Al:4.5％ 이상 5.5％ 미만, Fe:1.3％ 이상 2.3％ 미만, Si:0.25％ 이상 0.50％ 미만, O:0.05％ 이상 0.25％ 미만 함유하고, 잔량부 티탄 및 불가피 불순물로 이루어지는 주괴를 성형하여 모재 부재로 하는 성형 공정과, 상기 모재 부재를 β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 공냉 이상의 속도로 냉각하는 열처리 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 티탄 합금 부재의 제조 방법.

(4) 상기 열처리 공정에 있어서의 냉각이 수냉인 것을 특징으로 하는 (3)에 기재된 티탄 합금 부재의 제조 방법.

본 발명의 티탄 합금 부재는, β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 공냉 이상의 빠른 속도로 냉각하는 열처리 공정을 행함으로써 얻어지는 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직을 갖는 것이므로, 생산성을 저해하는 일 없이 강도와 인성을 고도로 양립시킬 수 있다.

본 발명의 티탄 합금 부재는, 자원이 풍부하고 저렴하게 입수 가능한 첨가 원소를 사용하여, 종래의 티탄 합금을 상회하는 강도 및 인성을 갖는다. 이것으로부터, 본 발명의 티탄 합금 부재는, 종래의 고강도 티탄 합금보다도, 자동차용의 엔진 밸브, 커넥팅 로드 등의 구동부의 부재나 파스너 부재, 혹은 골프 클럽 페이스와 같이 충격을 받는 부재로서의 산업상의 용도가 확대되어, 자원 절약화의 효과나, 자동차 등의 연비 향상 등의 효과를 폭넓게 얻는 것이 가능해진다. 또한, 본 발명의 티탄 합금 부재는, 상기한 민생품 용도를 비롯하여, 광범위한 이용이 가능하여, 그 효과를 폭넓게 얻는 것이 가능해지므로, 산업상의 효과는 헤아릴 수 없다.

도 1은 본 발명의 실시 형태에 관한 티탄 합금 부재의 광학 현미경 사진이다.
도 2는 침상 α상의 평균 폭의 계산 방법을 설명하기 위한 설명도이다.
도 3은 본 발명의 실시 형태에 관한 티탄 합금 부재의 광학 현미경 사진이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

개발에 있어서는, 우선 저비용 Fe 함유 고강도 α＋β형 티탄 합금으로서 개발된 Ti-5％Al-1∼2％Fe계 합금을 베이스로 하여, Si 첨가 및 열처리에 의한 강도, 인성에의 영향을 조사하였다.

그 결과, Al, Fe, 산소는, 강도를 향상시킴과 함께 인성을 저하시킨다. 한편, Si를 과포화로 첨가한 경우는, 적절한 열처리를 실시하여 미시 조직을 제어하면 강도 및 인성을 향상시킬 수 있는 것을 알 수 있었다.

상기한 Si 첨가 및 열처리에 의한 α＋β형 티탄 합금 부재의 강도 및 인성에의 영향을 조사할 때에는, 다양한 조성을 갖는 직경 φ15㎜의 환봉을 성형하고 나서, 다양한 열처리를 행함으로써, 다양한 α＋β형 티탄 합금 부재로 이루어지는 시험체를 제조하여, 각각에 대해 평가하였다. 이하에 시험체의 강도 및 인성의 평가 방법에 대해 서술한다.

인장 강도는, 실온에서 이하의 인장 시험을 행하여 평가하였다. 시험체로부터, 평행부 직경 φ6.25㎜, 길이 32㎜, GL(표선간 거리)＝25㎜의 환봉 인장 시험편을 채취하여, 0.2％ 내력까지 1㎜/min, 0.2％ 내력 이후 10㎜/min의 인장 속도로 행하였다.

인성은, 실온에서 샤르피 충격 시험을 행하여, 충격값(J/㎠)으로 평가하였다. 충격 시험은, 시험체로부터, 시험편 폭 5㎜의 5×10×55㎜의 사각 기둥에 깊이 2㎜의 V 노치를 넣은 JIS Z2242에 기재된 서브 사이즈 시험편을 채취하고, 300N의 샤르피 충격 시험기를 사용하여 행하였다.

다음으로, 시험체의 미시 조직의 관찰 방법에 대해 서술한다.

미세 조직의 관찰은, 시험체인 환봉의 C 단면, 즉, 환봉의 중심축에 수직한 단면을, 경면 연마한 후, 클로라이드액을 사용하여 부식시켜 마이크로 조직을 표출시키고, 광학 현미경으로 관찰함으로써 행하였다.

또한, 본 발명에 있어서의 침상 조직의 「침상 α상의 평균 폭」은, 티탄 합금 부재의 압연 방향에 수직한 단면을 광학 현미경으로 관찰하고, 이하의 방법에 의해 산출한 것을 의미한다.

관찰면과 조직의 방위 관계에 의해 침상 α상의 폭이 다른 경우가 있다. 이로 인해, 5개소 이상의 관찰점(광학 현미경의 시야 내의 영역)에서 구 β 결정립이나, 그 내부에 있는 콜로니를 관찰하였다. 여기서, 콜로니라 함은, 구 β 결정립 내에 보이는 침상 조직(침상 α상)의 축의 방향이 대체로 정렬된 영역을 말한다. 또한, 침상 조직은, α상에 의해 구성되어 있다.

여기서, 침상 α상의 평균 폭의 산출 방법을 도 1 및 도 2에 기초하여 상세하게 설명한다. 도 1은 본 실시 형태에 관한 티탄 합금 부재의 광학 현미경 사진이고, 도 2는 콜로니(A)의 개요를 나타내는 설명도이다. 도 1 및 도 2에 나타내는 바와 같이, 콜로니(A)는, 침상 α상(C)의 축방향이 대체로 정렬된 영역을 의미한다.

우선, 1개의 콜로니(A)를 구성하는 침상 α상(C)의 평균 폭[이하, 「콜로니(A)에 있어서의 평균 폭」이라고도 칭함]을 산출한다. 구체적으로는, 콜로니(A)를 구성하는 침상 α상(C)의 축방향에 수직하게 신장되고, 또한 콜로니(A)의 경계 부분끼리를 연결하는 직선(B)을 콜로니(A)의 임의의 개소에 복수개(예를 들어, 3∼5개 정도. 후술하는 실시예 및 비교예에서는 3개) 긋는다. 그리고, 각 직선(B)의 길이를 그 직선(B)과 교차하는 침상 α상(C)의 수로 제산함으로써, 각 직선(B)에 있어서의 침상 α상의 평균 폭을 산출한다. 그리고, 각 직선(B)에 있어서의 평균 폭의 산술 평균을 산출함으로써, 콜로니(A)에 있어서의 평균 폭을 산출한다. 콜로니(A) 내에 직선(B)을 복수개 긋고 있으므로, 콜로니(A)에 있어서의 평균 폭은, 콜로니(A)를 구성하는 침상 α상 전체의 폭을 반영하고 있다고 할 수 있다.

또한, 상기한 처리를 1개의 관측점 내의 복수의 콜로니(A)(예를 들어, 10∼20개 정도. 후술하는 실시예 및 비교예에서는 10개)에서 행하고, 이에 의해 얻어진 평균 폭[콜로니(A)에 있어서의 평균 폭]의 산술 평균을 산출함으로써, 1개의 관측점에 있어서의 평균 폭을 산출한다. 관측점에 있어서의 평균 폭은, 당해 관측점 내의 복수의 콜로니(A)를 고려하고 있으므로, 관측점에서 관측된 침상 α상 전체의 폭을 반영하고 있다고 할 수 있다.

또한, 상기한 처리를 복수의 관측점(예를 들어, 5∼10개소 정도. 후술하는 실시예 및 비교예에서는 5개소)에서 행하고, 각 관측점에 있어서의 평균 폭의 산술 평균을 산출함으로써, 침상 α상의 평균 폭을 산출한다. 이와 같이, 침상 α상의 평균 폭은, 복수의 관측점에서의 평균 폭을 다시 평균한 값으로 되어 있으므로, 티탄 합금 재료를 구성하는 침상 α상 전체의 폭을 반영하고 있다고 할 수 있다.

본 발명의 티탄 합금 부재의 미시 조직은, β 변태 온도 이상의 온도에서 용체화한 후에 공냉 이상의 속도로 냉각하여 얻어지는 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직이다.

일반적으로 Ti-6Al-4V를 비롯한 α＋β형 티탄 합금에서는, β 변태 온도 이상의 온도의 열처리를 실시함으로써 침상의 미시 조직을 얻을 수 있다. 보다 상세하게는, 티탄 합금 부재의 침상 조직은, β 단상의 결정립의 내부 혹은 입계에 α상이 석출됨으로써 형성된다.

본 발명의 티탄 합금 부재에서는, 용체화 처리 후의 냉각 속도가 느린 경우에는, 굵은 침상 α상으로 이루어지는 미시 조직이 형성된다. 용체화 처리 후의 냉각 속도가 빠른 경우에는, 마르텐사이트 형상 조직이나 미세한 침상 α상으로 이루어지는 미시 조직이 형성된다. 예를 들어, 용체화 처리 후에 수냉한 티탄 합금 부재에서는, 마르텐사이트 형상의 매우 미세한 조직이나 Basketweave 형상의 조직이 관찰되고, 모두 미세한 침상 α상의 폭을 갖는 조직이며, 여기서는 침상 조직이라 표기한다.

즉, 용체화 처리 후의 냉각 속도가 빠른 경우에는, 마르텐사이트 형상의 α상이 석출될 수 있다. 마르텐사이트 형상의 α상은, 침상 α상의 일 형태로, 침상 α상이 복수 방향으로 신장되는(바꾸어 말하면, 침상 α상끼리가 교차하는) 영역을 의미한다. 즉, 냉각 속도가 빠른 경우, α상이 여러 방향으로 성장한다. 단, 통상의 급냉(예를 들어, 수냉) 정도의 냉각 속도에서는, 마르텐사이트 형상의 α상은 거의 석출되지 않는다. 마르텐사이트 형상의 α상의 일례를 도 3에 나타낸다. 도 3은 본 실시 형태에 관한 티탄 합금 부재의 광학 현미경 사진이다.

또한, 티탄 합금 부재에 마르텐사이트 형상의 α상이 포함되는 경우, 침상 α상의 평균 폭은, 이하와 같이 하여 산출된다. 즉, 마르텐사이트 형상의 α상으로부터, 축방향이 대략 동일하고, 또한 서로 인접하는 침상 α상의 군을 추출하여, 이들을 1개의 콜로니(A)로 한다. 그 후에는 상술한 방법과 마찬가지의 방법에 의해 마르텐사이트 형상의 α상의 평균 폭을 산출한다.

또한, 미세 조직을 광학 현미경으로 관찰하는 경우, 관찰면과 침상 조직의 축의 방위와의 상대적인 관계에 의해 침상 조직의 침상 α상의 폭이 다르기 때문에, 오차가 생기는 경우가 있다. 여기서는, 상기한 바와 같이 5개소 이상의 관찰점에서 침상 조직을 관찰함으로써 얻어지는 침상 α상의 폭의 평균값을 사용함으로써 오차를 배제하였다. 여기서 콜로니는, 구 β립 내에 보여지는 방위가 정렬된 영역을 말한다.

본 발명의 α＋β형 티탄 합금 부재의 일례로서, 본 발명에 있어서의 소정의 조성을 갖는 직경 φ20㎜의 환봉의 형상으로 성형한 모재 부재를, β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 공냉하여 이루어지는 티탄 합금 부재를 얻었다. 이 경우, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직이 얻어지고, 공냉 대신에 수냉함으로써 침상 α상의 평균 폭이 2㎛ 미만인 침상 조직이 얻어졌다. 또한, 직경 φ20㎜의 환봉 중심에 있어서 β 변태 온도 이상에서 유지한 온도로부터 500℃ 정도까지의 냉각 속도는, 공냉의 경우 1℃/초 이상, 수냉의 경우 10℃/초 이상으로 된다.

한편, 공냉 대신에 노냉한 경우, 침상 α상의 평균 폭이 10∼30㎛인 침상 조직이 얻어졌다.

따라서, 본 실시 형태에서는, 가열 온도로부터 500℃ 정도까지의 냉각 속도는 1℃/초 이상이면 된다. 냉각 속도가 1℃/초 이상인 경우, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만으로 된다. 또한, 냉각 속도는, 티탄 합금 부재의 표면의 냉각 속도이다.

본 발명의 티탄 합금의 β 변태 온도는, 조성에 따라 다르지만 1000℃ 전후이다. Si는 TixSiy의 실리사이드를 형성하고, 실리사이드가 고용되는 온도는 본 발명의 합금 성분 범위에 있어서는 900℃∼1050℃ 정도이고, Si 첨가량이 많을수록 높아진다.

EPMA 분석에 의해, 각 원소의 분포를 조사한 바, β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 수냉한 경우에는, 얻어진 티탄 합금 부재에 있어서 Al, Fe, Si 모두 명료한 분포의 치우침은 보이지 않았다. 수냉 대신에 공냉한 경우에는, 얻어진 티탄 합금 부재에 있어서 Al과 Fe의 분포에 변화가 보이고, Al은 주로 α상으로, Fe는 주로 β상으로 이동하였다고 보여진다. 한편, 수냉 대신에 공냉한 경우에도, Si 분포에는 치우침이 보이지 않았다.

그러나, β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 노냉한 경우에는, 얻어진 티탄 합금 부재에 있어서 Al과 Fe의 분포는 보다 명료하게 분리되어, Si도 β상에 많이 분포하였다.

이상의 점으로부터, 본 발명의 티탄 합금 부재에서는, β 변태 온도로부터 냉각될 때의 Si의 이동 속도가 느리기 때문에, β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 공냉 이상의 냉각 속도로 냉각하면, Si를 0.25％ 이상 첨가해도 과포화의 고용 상태가 유지되어, 강도 및 인성의 향상에의 기여가 유지된다고 추정되었다.

또한, 상술한 바와 같이, 본 발명에 있어서의 소정의 조성을 갖는 모재 부재를 β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 공냉 이상의 냉각 속도로 냉각한 경우, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직이 얻어진다. 이러한 미시 조직이 얻어지는 열처리를 행한 경우, 열처리 후의 티탄 합금 부재 중에 실리사이드가 존재하고 있었다고 해도, 미세한 침상 조직에 저지되어 실리사이드의 조대화가 억제된 것으로 된다. 그 결과, 조대한 실리사이드에 기인하는 인성의 저하가 억제된다. 따라서, 상기한 미시 조직을 갖는 본 발명의 α＋β형 티탄 합금 부재에서는, 과포화로 함유된 Si에 의한 강도 및 인성을 향상시키는 효과가 충분히 얻어진다고 추정된다.

본 실시 형태에 관한 티탄 합금 부재는, 고강도 또한 고인성이므로, 항공기 용도 외에, 자동차 부품, 민생품 등의 광범위한 용도로 이용될 수 있다. 이들 용도로 사용되는 티탄 합금 부재의 두께는 다양하다. 그리고, 두꺼운 티탄 합금 부재의 표면을 단순히 급냉한 경우, 티탄 합금 부재의 표면과 내부에서 냉각 속도에 차가 발생할 수 있다. 한편, 냉각 속도에 따라서, 결정 구조가 변화될 수 있다. 예를 들어, 티탄 합금 부재의 어느 영역을 3℃/초로 냉각한 경우, 그 영역의 결정 구조는 도 1에 나타내는 구조로 되고, 당해 영역을 20℃/초로 냉각한 경우, 그 영역의 결정 구조는 도 3에 나타내는 구조로 될 수 있다. 따라서, 결정의 표면과 내부에서 냉각 속도가 다른 경우, 표면의 결정 구조와 내부의 결정 구조에 차가 발생하는 경우가 있다. 티탄 합금 부재의 결정 구조가 표면과 내부에서 가령 달랐다고 해도, 본 실시 형태의 조건(즉, 특정 조성을 갖고, 또한 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만이라는 조건)이 충족되면, 강도 및 인성이 우수하다. 따라서, 이러한 티탄 합금 부재도 본 실시 형태의 범위에 포함된다. 단, 결정 구조는 가능한 한 티탄 합금 부재의 전역에서 균일한 것이 바람직하다. 결정 구조가 균일할수록, 강도 및 인성이 향상되는, 즉, 본 실시 형태의 효과가 한층 더 발휘되기 때문이다.

따라서, 특히 티탄 합금 부재가 두꺼운 경우, 티탄 합금 부재의 냉각은 예를 들어 이하의 방법에 의해 행해지는 것이 바람직하다. 즉, 가열 온도로부터 500℃까지의 온도 범위를 소정 범위(예를 들어, 100℃)마다 구획한다. 그리고, 티탄 합금 부재의 표면을 수냉 등에 의해 당해 소정 범위의 온도만큼 냉각하여 항온한다고 하는 처리를 반복한다. 여기서, 냉각시의 냉각 속도 및 항온 시간은, 가열 온도로부터 500℃까지의 평균 냉각 속도가 1℃/초 이상으로 되도록 설정된다.

예를 들어, 가열 온도가 1000℃로 되는 경우, 티탄 합금 부재의 표면을 900℃까지 수냉하고, 그 후 900℃로 항온한다. 그 후, 티탄 합금 부재의 표면을 800℃까지 수냉하고, 그 후 800℃로 항온한다. 이 처리를 티탄 합금 부재의 표면이 500℃ 정도로 될 때까지 반복한다. 항온시에는 내부의 온도가 저하되어 표면의 온도에 가까워지므로, 상기 처리에 의해 티탄 합금 부재 표면의 냉각 속도와 내부의 냉각 속도의 차를 작게 할 수 있다. 이로 인해, 티탄 합금 부재의 표면과 내부의 결정 구조의 차를 작게 할 수 있다.

냉각 속도의 상한값은 특별히 제한은 없다. 또한, 수냉의 경우, 티탄 합금 부재의 형상에 따라 다르지만, 70∼80℃/s 정도의 냉각 속도가 실현 가능하고, 이러한 냉각 속도로 티탄 합금 부재를 냉각해도, 본 실시 형태에 관한 티탄 합금 부재가 완성된다. 즉, 냉각 속도를 70∼80℃/s로 상승시켜도, 인성의 대폭적인 저하는 보이지 않는다. 따라서, 냉각 속도의 상한값은, 예를 들어 70∼80℃/s 정도여도 된다.

본 발명의 티탄 합금 부재의 모재의 성분을 갖는 성형된 모재 부재를 β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 공냉하여 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직으로 한 후, 미시 조직의 안정화를 위해 650℃ 내지 850℃로 추가의 열처리를 해도 된다. 급냉에 의해 티탄 합금 부재 내에 발생한 열변형은, 추가의 열처리(이른바 어닐링)에 의해 완화될 수 있다. 즉, 미시 조직이 안정화된다.

따라서, 본 발명의 티탄 합금 부재의 침상 조직에 있어서는, 조직 안정화를 위한 추가의 열처리를 실시한 경우에도, 과포화로 함유된 Si의 고용 상태가 유지되어, 강도 및 인성의 향상에의 기여가 유지된다고 추정되었다.

청구항 1에 기재된 본 발명의 티탄 합금 부재에서는, 모재(티탄 합금 부재)의 구성 원소의 함유 비율과, 미시 조직의 형태를 규정하고 있다.

Al은, α 안정화 원소로, α상에 고용됨으로써 함유량의 증가에 따라서 티탄 합금 부재의 강도가 증가한다. 그러나, 모재가 Al을 5.5％ 이상 함유하면, 인성이 떨어진다. 따라서, 모재의 Al의 함유량은 4.5％ 이상 5.5％ 미만으로 하였다. Al의 함유량의 상한값은 5.3％ 미만이 보다 바람직하다. 또한, Al의 함유량의 하한값은 4.8％ 이상이 보다 바람직하다.

Fe는, 공석형의 β 안정화 원소로, β상에 고용됨으로써 함유량의 증가에 따라서 티탄 합금 부재의 실온 강도가 증가하는 한편 인성을 저하시킨다. 강도의 확보를 위해, 모재는 1.3％ 이상의 Fe를 함유할 필요가 있다. 그러나, 모재가 Fe를 2.3％ 이상 함유하면, 대형 잉곳으로 용제할 때 편석이 문제로 된다. 따라서, 모재의 Fe의 함유량은 1.3％ 이상 2.3％ 미만으로 하였다. Fe의 함유량의 상한값은 2.1％ 미만이 보다 바람직하다. 또한, Fe의 함유량의 하한값은 1.5％ 이상이 보다 바람직하다.

Si는, β 안정화 원소로, 함유량의 증가에 따라서 강도 및 인성이 증가한다. 강도 및 인성을 확보하기 위해, 모재가 Si를 0.25％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 모재가 Si를 0.50％ 이상 함유하면 인성이 저하된다. 따라서, 모재의 Si의 함유량은 0.25％ 이상 0.50％ 미만으로 하였다. Si의 함유량의 상한값은 0.49％ 미만이 보다 바람직하다. 또한, Si의 함유량의 하한값은 0.28％ 이상이 보다 바람직하다.

O는, α상을 강화하는 원소이다. 그 효과를 발현시키기 위해서는, 모재의 O의 함유량을 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, O를 0.25％ 이상 함유하면 α₂상의 생성을 촉진시켜 취화되거나, β 변태 온도가 상승하여 열처리 비용을 상승시킨다. 이로 인해, 모재의 O의 함유량을 0.05％ 이상 0.25％ 미만으로 하였다. O의 함유량은 바람직하게는, 0.08％ 이상 0.22％ 미만이다. O의 함유량은 보다 바람직하게는, 0.12％ 이상 0.20％ 미만이다.

본 발명의 티탄 합금 부재의 미시 조직은, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직이다. α상이 조대화되면 인성이 저하된다. 이로 인해, 침상 α상의 평균 폭은 5㎛ 미만이고, 바람직하게는 4㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 2㎛ 미만이다.

침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 티탄 합금 부재는, 용체화 처리에 의한 Si 분포의 치우침이 없고, 과포화로 함유된 Si의 고용 상태가 유지됨과 함께, 조대한 실리사이드에 기인하는 인성의 저하가 억제된 것이므로, 강도 및 인성이 우수하다. 티탄 합금 부재가, 침상 α상의 평균 폭이 2㎛ 미만의 것인 경우, 용체화 처리에 의한 Al, Fe, Si 분포의 치우침이 없고, 이들 원소의 고용 상태가 유지된 것이므로, 강도 및 인성이 우수하다.

또한, 본 발명의 티탄 합금 부재의 형상은, 특별히 한정되는 것은 아니며, 막대 형상이어도 되고, 판 형상이어도 된다. 본 발명의 티탄 합금 부재의 모재, 즉 모재 부재의 형상은, 자동차용 엔진 밸브 및 커넥팅 로드, 골프 클럽 페이스 등의 형상이어도 된다. 또한, 상기 모재 부재의 성형은, 열간 압연, 열간 단조, 열간 압출, 절삭·연삭이나 그들의 조합에 의해 행해진다.

본 발명의 티탄 합금 부재의 제조 방법은, 본 발명의 티탄 합금 부재의 모재 성분을 갖는 주괴를 성형하여 모재 부재로 하는 성형 공정과, 모재 부재를 β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 공냉 이상의 속도로 냉각하는 열처리 공정을 포함한다.

열처리 공정에 있어서, 모재 부재를 β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지함으로써, 합금 성분을 충분히 용해시킬 수 있어, 강도 및 인성을 향상시키는 효과가 충분히 얻어진다. 또한, 공냉 이상의 속도로 냉각함으로써, Si 분포의 치우침이 없고, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직이 얻어진다. 냉각이 수냉인 경우, Al, Fe, Si 분포의 치우침이 없고, 침상 α상의 평균 폭이 2㎛ 미만인 침상 조직이 얻어진다. 냉각 속도가 공냉 미만인 경우, 침상 α상이 조대화되어 인성이 저하된다.

본 발명의 티탄 합금 부재는, 통상 사용되는 티탄 합금의 제조 방법에 의해 제조할 수 있다. 본 발명의 티탄 합금 부재의 대표적인 제조 공정은 다음과 같다.

우선, 스펀지티탄, 합금 소재를 원료로 하여, 진공 중에서 아크 용해 또는 전자 빔 용해하여, 수냉 구리 주형에 주조하는 용해법에 의해, 불순물의 혼입을 억제하여, 본 발명의 티탄 합금 부재의 모재 성분의 주괴로 한다. 여기서, O는, 용해시, 예를 들어 산화티탄 또는 산소 농도가 높은 스펀지티탄을 사용함으로써 첨가할 수 있다.

다음으로, 주괴를 성형하여 모재 부재로 한다(성형 공정). 구체적으로는, 주괴를 950℃ 이상의 α＋β 영역 또는 β 영역으로 가열 후, 빌릿 형상으로 단조하여 표면 절삭하고, 950℃ 이상의 가열 온도로 열간 압연한다. 이것에 의해, 본 발명의 티탄 합금 부재의 형상의 일례인, 예를 들어 φ12∼20㎜의 봉재로 된 모재 부재가 얻어진다.

다음으로, 본 발명의 티탄 합금 부재의 형상으로 된 모재 부재를, 성분에 따라 다르지만 약 1000℃ 부근인 β 변태 온도 이상의 온도로 5∼60분 유지한 후, 공냉 이상의 냉각 속도로 냉각한다(열처리 공정). 유지 시간이 5분 미만에서는 용체화가 불충분하다. 유지 시간이 60분을 초과하는 경우, β상의 입경이 지나치게 커지므로 바람직하지 않다.

열처리 공정은, 바람직하게는 β 변태 온도＋20℃ 이상, 1100℃ 이하의 온도로, 10∼30분의 유지 시간이고, 더욱 바람직하게는 β 변태 온도＋20℃ 이상, 1060℃ 이하의 온도로, 15∼25분의 유지 시간이다.

열처리 온도를 β 변태 온도＋20℃ 이상으로 하거나, 및/또는 유지 시간을 10분 이상으로 함으로써 모재 부재의 성분이나 열처리 중의 모재 부재의 온도에 편차가 있었다고 해도, 합금 성분이 충분히 용해된 티탄 합금 부재가 얻어져, 보다 효과적으로 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 열처리 온도가 1100℃를 초과하거나, 및/또는 유지 시간이 30분을 초과하면, 티탄 합금 부재의 미시 조직이 조대화되기 쉬워지고, 열처리 비용이 상승하므로 바람직하지 않다.

열처리 공정 후, 재질 안정화 등의 목적을 위해, 650∼850℃로, 30분∼4시간의 추가의 열처리를 실시해도 된다.

실시예

이하, 실시예에 의해 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다.

(실험예 1)

표 1에 나타내는 소재 No.1∼15의 성분의 티탄 합금을 진공 아크 용해법에 의해 제조하여, 각각 약 200㎏의 주괴로 하였다. 이들 주괴를 각각 단조 및 열간 압연하여 직경 15㎜의 환봉을 얻었다.

소재 No.1∼15의 성분의 환봉에 대해 No.1, 2, 5, 6, 7은 1050℃, No.3, 8, 12, 15는, 1040℃, No.4, 9는 1030℃, No.10, 11, 13, 14는 1060℃의 온도에서 15∼25분간 유지하여 공냉하는 용체화 처리를 행하여, 미시 조직을 침상 조직으로 하였다. 소재 No.1∼15의 β 변태 온도를 표 1에 나타낸다.

용체화 처리 후의 시험 No.1∼15의 환봉에 대해, 이하에 나타내는 방법에 의해, 인장 강도 및 인성을 평가하였다.

인장 강도는, 실온에서 이하의 인장 시험을 행하여 평가하였다. 환봉으로부터, 평행부 직경 φ6.25㎜, 길이 32㎜, GL(표선간 거리)＝25㎜의 환봉 인장 시험편을 채취하여, 0.2％ 내력까지 1㎜/min, 0.2％ 내력 이후 10㎜/min의 인장 속도로 행하였다.

인성은, 실온에서 샤르피 충격 시험을 행하여, 충격값(J/㎠)으로 평가하였다. 충격 시험은, 환봉으로부터, 시험편 폭 5㎜의 5×10×55㎜의 사각 기둥에 깊이 2㎜의 V 노치를 넣은 JIS Z2242에 기재된 서브 사이즈 시험편을 채취하여, 300N의 샤르피 충격 시험기를 사용하여 행하였다.

이와 같이 하여 얻어진 시험 No.1∼15의 인장 강도와 충격값의 평가 결과를 표 2에 나타낸다.

또한, 용체화 처리 후의 시험 No.1∼15의 환봉의 중심축에 수직한 단면을, 경면 연마한 후, 클로라이드액을 사용하여 부식시켜 마이크로 조직을 표출시키고, 광학 현미경을 사용하여 500배로 관찰하여, 미시 조직의 침상 α상의 폭의 평균값을 구하였다. 그 결과를 표 2에 나타낸다.

시험 No.1∼8이 본 발명예, 시험 No.9∼15는 어느 하나의 소재의 성분(모재의 구성 원소)이 본 발명 범위를 벗어나 있는 비교예이다.

표 1 및 표 2에 있어서, 본 발명 범위로부터 벗어나는 수치에 언더라인을 부여하고 있다.

시험 No.1∼8의 본 발명예는, 모두 미시 조직이, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직이며, 인장 강도 985㎫ 이상, 샤르피 충격값 30J/㎠ 이상을 갖고, 양호한 강도 및 인성을 나타냈다.

비교예의 시험 No.9는, Al 함유량이 하한값을 벗어나 있고, 시험 No.10은 Fe 함유량이 하한값을 벗어나 있어, 모두 인장 강도가 부족하였다. 또한, 비교예의 시험 No.11은, Al량이 상한값을 벗어나고 Si량이 하한을 벗어나 있어, 충격값이 부족하였다. 시험 No.12는, Si량이 하한값을 벗어나 있어, 실온 강도 및 충격값이 부족하였다. 시험 No.13은, Al량이 상한값을 벗어나, 충격값이 부족하였다. 시험 No.14는 O량이 상한값을 벗어나 있고, 시험 No.15는 Si량이 상한값을 벗어나 있어, 충격값이 부족하였다.

(실험예 2)

실험예 1과 마찬가지의 소재 No.1∼15의 성분의 환봉에 대해, 이들 소재의 β 변태 온도를 하회하는 870℃의 온도에서 60분간 유지하여 수냉하는 용체화 처리를 행하여 시험 No.16∼30의 환봉을 얻었다.

이 시험 No.16∼30의 환봉에 대해, 실험예 1과 마찬가지로 하여, 인성을 평가하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다.

또한, 용체화 처리 후의 시험 No.1∼15의 미시 조직을, 실험예 1과 마찬가지로 하여 관찰하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다.

시험 No.16∼31의 경우 모두, 충격값은 30J/㎠ 미만으로, 부족하였다.

또한, 시험 No.16∼31 모두, 미시 조직이, 초석 α상과 침상 조직의 혼합 조직으로 이루어지는 등축 조직이었다. 이것은, 실험예 2에서는, 용체화 처리가 β 변태 온도를 하회하는 열처리였기 때문이다.

(실험예 3)

실험예 1과 마찬가지의 소재 No.1의 성분의 환봉에 대해 1050℃의 온도에서 20분간 유지하여 냉각하는 용체화 처리를 행하여, 공냉, 수냉, 노냉으로 냉각 속도를 바꾸어 냉각하였다. 그 후, 일부의 환봉에는 이하에 나타내는 조건으로 추가의 열처리를 실시하였다.

시험 No.31, 32는 용체화 처리 후에 수냉한 것이고, 시험 No.32는 수냉 후 다시 800℃, 1시간의 열처리를 실시한 것이다.

시험 No.33∼36은 용체화 처리 후에 공냉한 것이고, 시험 No.34는 공냉 후 다시 700℃×2시간, 시험 No.35는 공냉 후 다시 800℃×1시간, 시험 No.36은 공냉 후 다시 850℃×1시간의 열처리를 실시한 것이다.

시험 No.37∼39는 용체화 처리 후에 노냉한 것이고, 시험 No.39는 다시 800℃, 1시간의 열처리를 실시한 것이다. 시험 No.38은, No.37과는 다른 조건에서 노냉한 것이다.

용체화 처리 후(추가의 열처리를 행한 경우는 추가의 열처리 후)의 시험 No.31∼39의 미시 조직을, 실험예 1과 마찬가지로 하여 관찰하여, 미시 조직의 침상 α상의 폭 평균값을 구하였다. 그 결과를 표 4에 나타낸다.

또한, 시험 No.31∼39의 환봉에 대해, 실험예 1과 마찬가지로 하여, 인장 강도 및 인성을 평가하였다. 그 결과를 표 4에 나타낸다.

시험편 No.31∼36은 미시 조직이 침상 조직이며 침상 α상의 폭이 5㎛ 이하로, 모두 본 발명의 범위였다. 또한 시험 No.31∼36은 모두, 인장 강도 985㎫ 이상, 충격값 30J/㎠ 이상이었다.

시험 No.37, 38, 39 모두, 미시 조직은 침상 조직이었지만 침상 α상의 폭이 본 발명의 범위보다도 커, 강도 및 충격값이 부족하였다.

(실험예 4)

상술한 바와 같이, α＋β형의 티탄 합금 부재로서는, Ti-6Al-4V 등이 알려져 있다. 그리고, 종래의 α＋β형 티탄 합금 부재라도, β 변태 온도 이상의 온도의 열처리를 실시함으로써 침상의 미시 조직, 즉, 침상 α상을 얻을 수 있다. 그러나, 종래의 α＋β형의 티탄 합금 부재에 침상 α상을 형성해도, 고강도 및 고인성을 양립시킬 수 없었다. 이것을 입증하기 위해, 본 발명자는, 본 실험예 4를 행하였다.

실험예 4에서는, 실험예 1과 마찬가지의 처리에 의해, Ti-6.3Al-4.2V-0.18O의 조성을 갖는 직경 15㎜의 환봉(모재)을 준비하였다. 이 모재의 β 변태 온도는 980℃였다. 이어서, 이 모재를 1050℃의 온도에서 15∼25분간 유지하여 공냉하는 용체화 처리를 행함으로써, 시험 No.40의 티탄 합금 부재를 제작하였다. 또한, 모재를 β 변태 온도보다도 낮은 870℃의 온도에서 60분간 유지하여 수냉하는 용체화 처리를 행함으로써, 시험 No.41의 티탄 합금 부재를 제작하였다. 또한, 모재를 1050℃의 온도에서 15∼25분간 유지하여 수냉하는 용체화 처리를 행함으로써, 시험 No.42의 티탄 합금 부재를 제작하였다. 이어서, 시험 No.40∼42의 티탄 합금 부재의 인장 강도 및 인성을, 실험예 1과 마찬가지의 처리에 의해 평가하였다. 평가 결과를 표 5에 나타낸다.

실험예 4에 따르면, 종래의 티탄 합금 부재에서는, 가령 침상 α상의 폭(평균 폭)이 5㎛ 미만이라도, 고강도 및 고인성을 양립시킬 수 없는 것을 알 수 있다.

이상, 첨부 도면을 참조하면서 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해 상세하게 설명하였지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술 분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 자라면, 특허청구범위에 기재된 기술적 사상의 범주 내에 있어서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명확하고, 이들에 대해서도, 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 이해된다.

A : 콜로니
B : 직선
C : 침상 α상

Claims

질량％로, Al:4.5％ 이상 5.5％ 미만, Fe:1.3％ 이상 2.3％ 미만, Si:0.25％ 이상 0.50％ 미만, O:0.05％ 이상 0.25％ 미만 함유하고, 잔량부 티탄 및 불가피 불순물로 이루어지고,
미시 조직이, 침상 α상의 평균 폭이 5㎛ 미만인 침상 조직인 것을 특징으로 하는, 티탄 합금 부재.
제1항에 있어서,
상기 침상 α상의 평균 폭이 2㎛ 미만인 것을 특징으로 하는, 티탄 합금 부재.
질량％로, Al:4.5％ 이상 5.5％ 미만, Fe:1.3％ 이상 2.3％ 미만, Si:0.25％ 이상 0.50％ 미만, O:0.05％ 이상 0.25％ 미만 함유하고, 잔량부 티탄 및 불가피 불순물로 이루어지는 주괴를 성형하여 모재 부재로 하는 성형 공정과,
상기 모재 부재를 β 변태 온도 이상의 온도로 5분 이상 유지하고, 공냉 이상의 속도로 냉각하는 열처리 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 티탄 합금 부재의 제조 방법.
제3항에 있어서,
상기 열처리 공정에 있어서의 냉각이 수냉인 것을 특징으로 하는, 티탄 합금 부재의 제조 방법.