KR20210053322A

KR20210053322A - α+β형 티타늄 합금 선재 및 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법

Info

Publication number: KR20210053322A
Application number: KR1020217009677A
Authority: KR
Inventors: 료타로 미요시; 도모노리 구니에다; 가즈히로 다카하시; 다츠오 야마자키; 아키라 가와카미
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2018-10-09
Filing date: 2019-10-07
Publication date: 2021-05-11
Also published as: CN112888799B; JPWO2020075667A1; EP3822376A1; WO2020075667A1; KR102452921B1; EP3822376A4; RU2759814C1; US20210348252A1; CN112888799A; JP6965986B2; US12000021B2

Abstract

본 발명은, 보다 우수한 피로 특성을 갖는 α+β형 티타늄 합금 선재를 제공하는 것을 목적으로 한다. 상기 목적은, 질량％로, Al: 4.50 내지 6.75％, Si: 0 내지 0.50％, C: 0.080％ 이하, N: 0.050％ 이하, H: 0.016％ 이하, O: 0.25％ 이하, Mo: 0 내지 5.5％, V: 0 내지 4.50％, Nb: 0 내지 3.0％, Fe: 0 내지 2.10％, Cr: 0 내지 0.25％ 미만, Ni: 0 내지 0.15％ 미만, Mn: 0 내지 0.25％ 미만을 함유하고, 잔부가 Ti 및 불순물로 이루어지며, Al, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn의 함유량이 하기 식 (1)을 만족하고, α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 내지 3.0, α 결정립의 최대 결정 입경이 30.0㎛ 이하, α 결정립의 평균 결정 입경이 1.0 내지 15.0㎛, 선재의 장축 방향의 직교 단면에 있어서의 α 결정립 중, 장축 방향에 대하여 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도가 15° 내지 40°의 범위에 있는 α 결정립의 면적률이 5.0％ 이하인 α+β형 티타늄 합금 선재에 의해 달성할 수 있다. 식（１）：

Description

α+β형 티타늄 합금 선재 및 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법

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

티타늄은, 항공기나 자동차의 볼트 등의 체결 부재(파스너)에 적용되고, 또한 의료 관련 부재에도 적용되어 있지만, 이들 용도에서는 피로 강도가 중요하다. 고피로 강도를 얻기 위해서는, 재료 강도를 고강도화하는 것이 중요하며, 상기 각 부재로서는, 강도가 우수한 α+β형 티타늄 합금이 요구된다. 또한, 피로 특성과 금속 조직에는 밀접한 관계가 있으며, 침상 조직보다도 등축정 조직 쪽이 피로 특성이 우수하다. 그 때문에, 티타늄에 있어서 피로 특성이 요구되는 경우에는, α+β형 티타늄 합금으로 등축정 조직을 만들 것이 요구된다.

범용의 α+β형 티타늄 합금인 Ti-6Al-4V는, 실온에서의 가공성이 부족하고 난가공재이기 때문에, 일반적으로, 가공은 β 단상역 또는 α+β 2상 고온역에서의 열간 가공이 행해진다. 그러나, α+β형 티타늄 합금을 β 단상역에서 열간 가공하면, 고온 안정상인 β상으로부터 α상으로 변태 시에, 침상 조직이 형성되어버린다. 그 때문에, 등축정 조직을 갖는 티타늄 합금을 얻기 위해서는, 최종 가공을 α+β역 2상 고온역에서 행하는 것이 일반적이다.

그러나, α+β 2상 고온역에서 열간 가공을 행하는 경우, 최종의 열간 가공 전까지 형성한 α상(초석 α상)은 조대해지기 쉽다. 또한, α+β역 2상 고온역에서 열간 가공을 행하여도, 최종의 열간 가공 시의 가공량이 적거나, 가공 시간이 길어지거나 하면, 가공 시의 변형에 기인하여, 조대한 등축 결정 조직, 또는 조대 및 미세 등축립과의 혼립 조직이 되는 경우가 있다. 피로 특성은 결정 입경이 미세할수록 우수하기 때문에, 혼립 또는 조대 입자가 형성하는 경우에는, 피로 특성이 악화되는 경우가 있다.

또한, 티타늄은 가공 발열되기 쉽기 때문에, α+β 2상역에서 가공할 때 고변형 속도로 가공하면, 가공 발열에 의해 β역까지 가열되는 경우가 있다. β역까지 가열되면, β상으로부터 α상으로 변태할 때 침상 조직이 형성되어버린다. 따라서, α+β 2상역에서 열간 가공할 때에는, 비교적 저변형 속도로 가공할 필요가 있고, 이 때문에 가공에 요하는 시간이 증대되어, 비용 증가의 요인으로 되었다.

이하의 특허문헌 1에서는, 600℃ 이상, β 트랜서스(α+β/β상 영역 경계) 온도 이하의 온도에서 70％ 이상의 열간 가공하고, 또한, 15℃/s 미만의 냉각 속도로 냉각시켜 β상 중에 5㎛ 이하의 α상을 미세 분산 석출시킴으로써 초미세 입자 조직으로 하고, 인성, 피로 특성이 우수한 α+β형 티타늄 합금을 제안하고 있다.

이하의 특허문헌 2에서는, β 변태 온도가 860℃ 이상 920℃ 이하의 티타늄 합금에 있어서, 등축 α상과 등축 β 조직으로 이루어지는 조직이며, 평균 결정 입경이 1㎛인 티타늄 합금 막대 선재를 제안하고 있다.

이하의 특허문헌 3에서는, 5≤Mo 등량=[Mo]+0.67×[V]+1.67×[Cr]+2.86×[Fe]≤15, 2.5≤Al 등량=[Al]+0.33×[Sn]+0.17×[Zr]≤7.5로 이루어지는 티타늄 합금에 있어서, 용체화 처리하고, 이어서, 전조에 의한 나사 가공을 실시하고, 그리고, 시효 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 피로 특성이 우수한 티타늄 합금제 파스너재의 제조 방법을 제안하고 있다.

이하의 특허문헌 4에서는, 티타늄 합금의 막대 형상 소재를, α상 영역 온도 및 α+β상 영역 온도에서의 압연의 경우에는 1 패스당 감면율을 5％ 이상, 40％ 이하, 또한 β상 영역 온도에서의 압연의 경우에는 1 패스당 감면율을 5％ 이상, 85％ 이하로 하여, 열간에서 3개 또는 4개의 롤을 갖는 경사 압연기로 경사 압연을 하고, 티타늄 합금 막대를 제조하는 방법이 제안되어 있다.

이하의 특허문헌 5에서는, α+β형 티타늄 합금 선재의 마이크로 조직을, 6㎛ 이상 25㎛ 이하의 입경의 등축 α 결정 조직, 혹은 침상 α 결정 조직 중 어느 것, 또는 이들의 혼합된 조직으로 한 것을 특징으로 하는, 밸브 제조에 적합한 티타늄 합금선이 제안되어 있다.

이하의 특허문헌 6에서는, 티타늄 또는 티타늄 합금의 소재를 소정 단면 치수의 선재로 하는 압연 공정과, 상기 선재를 어닐링하는 어닐링 공정과, 그 후에 행하는 상기 선재의 표면 흠집을 절삭해서 제거하는 표면 흠집 제거 공정과, 상기 선재를 봉재로 하는 절단 공정을 포함하고, 상기 어닐링 공정은, 진공 중 또는 불활성 가스 분위기에 있어서, 800℃ 내지 830℃로 가열·유지하는 조건에서 행하는 것을 특징으로 하는, 티타늄 또는 티타늄 합금제 봉재의 제조 방법이 제안되어 있다.

일본 특허 공개 소61-210163호 공보 일본 특허 공개 평10-306335호 공보 일본 특허 공개 제2004-131761호 공보 일본 특허 공개 소59-82101호 공보 일본 특허 공개 평6-81059호 공보 일본 특허 공개 제2002-302748호 공보

특허문헌 1에서는, β상 중에 5㎛ 이하의 α상을 미세 석출시키고 있다. 그러나, α+β 2상 고온역에서 가공하고 있기 때문에, α상을 분단시키기 어려워, α상 미세화의 효과가 작다. 또한, 가공 온도가 높기 때문에, 집합 조직이 집적되기 어려워, 피로 시험에 있어서 패싯이 형성되기 쉬워질 가능성이 있다.

특허문헌 2에서는, 평균 결정 입경을 1㎛ 이하로 매우 미세하게 하고 있다. 그러나, 결정 입경이 너무 미세해지면, 강도가 현저하게 상승하여 절결 감수성이 높아져버려, 오히려 피로 특성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 너무 세립화되면 연성이 저하되어, 실온에서의 가공성이 저하되는 경우가 있다.

특허문헌 3에 대하여, 용체화 처리 후에 시효 처리를 실시하면 β상 중에 α상이 석출된다. 그러나, 석출 거동에 변동이 발생하고, 결정립마다의 강도에 변동을 발생시키는 경우가 있다. 결정립마다 강도의 변동이 발생하면, 피로 특성이 저하되는 경우가 있다.

특허문헌 4에서는, 경사 압연기로 경사 압연에 의해 티타늄 합금 환봉을 제조하고 있다. 그러나, 경사 압연의 경우에는, 만네스만 효과에 의해 선 중앙부에서의 보이드 형성을 조장한다.

특허문헌 5 및 특허문헌 6에서는, 열간 압연만으로 제조를 행하고 있다. 그 경우, 평균 결정 입경이 미세해도, 조대화한 초석 α상이 잔존할 가능성이 있다.

이상과 같이, 종래의 티타늄 합금에서는, 일정 정도의 피로 특성을 발휘할 수 있지만, 고레벨로 안정된 피로 특성을 발휘하는 것이 곤란한 경우가 있었다. 그 때문에, 높은 피로 강도를 안정적으로 발휘할 수 있는 티타늄 합금이 요망되고 있다.

그래서, 본 발명은, 상기 문제를 감안하여 이루어진 것으로, 본 발명의 목적으로 하는바는, 보다 우수한 피로 특성을 갖는 α+β형 티타늄 합금 선재 및 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법을 제공하는 데 있다.

상기 과제를 해결하기 위해서 이루어진 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

[1] 질량％로, Al: 4.50 내지 6.75％, Si: 0 내지 0.50％, C: 0.080％ 이하, N: 0.050％ 이하, H: 0.016％ 이하, O: 0.25％ 이하, Mo: 0 내지 5.5％, V: 0 내지 4.50％, Nb: 0 내지 3.0％, Fe: 0 내지 2.10％, Cr: 0 내지 0.25％ 미만, Ni: 0 내지 0.15％ 미만, Mn: 0 내지 0.25％ 미만을 함유하고, 잔부가 Ti 및 불순물로 이루어지며, 또한, Al, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn의 함유량이 하기 식 (1)을 만족하고, α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 내지 3.0이며, α 결정립의 최대 결정 입경이 30.0㎛ 이하이며, α 결정립의 평균 결정 입경이 1.0㎛ 내지 15.0㎛이며, 선재의 장축 방향의 직교 단면에 있어서의 α 결정립 중, 상기 장축 방향에 대하여 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도가 15° 내지 40°의 범위에 있는 α 결정립의 면적률이 5.0％ 이하인, α+β형 티타늄 합금 선재.

여기서, 상기 식 (1)에 있어서, [원소 기호]의 표기는, 대응하는 원소 기호의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않은 원소 기호에 대해서는, 0을 대입하기로 한다.

[2] 질량％로, Al: 5.50 내지 6.75％, V: 3.50 내지 4.50％, Fe: 0.40％ 이하를 함유하는, 상기 [1]에 기재된 α+β형 티타늄 합금 선재.

[3] 질량％로, Al: 4.50 내지 6.40％, Fe: 0.50 내지 2.10％를 함유하는, 상기 [1]에 기재된 α+β형 티타늄 합금 선재.

[4] 단위 면적당 내부 결함의 개수가 0개/㎟ 내지 13개/㎟인, 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 α+β형 티타늄 합금 선재.

[5] 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 α+β형 티타늄 합금 선재를 제조하는 방법이며, 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 티타늄 합금재를, 0℃ 내지 500℃의 범위의 가공 온도에 있어서, 1회 또는 2회 이상의 가공을 행하는 공정이며, 1회당 가공 시의 감면율을 10 내지 50％로 하고, 합계 감면율을 50％ 이상으로 하는 제1 공정과, 상기 제1 공정 후의 티타늄 합금재에 대하여, 열 처리 온도 T를 700℃ 내지 950℃의 범위로 하고, 열처리 시간 t를 하기 식 (2)를 만족하는 열처리 시간으로 하는 최종 열처리를 실시하는 제2 공정을 포함하는, α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법.

여기서, 상기 식 (2)에 있어서, T: 상기 제2 공정에서의 열 처리 온도(℃), t: 상기 제2 공정에서의 열처리 시간(hr)이다.

[6] 상기 제1 공정에 있어서, 상기 가공을 복수회 행하는 경우, 각 가공의 사이에서 중간 어닐링을 실시하는, 상기 [5]에 기재된 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법.

이상 설명한 바와 같이 본 발명에 따르면, 안정적으로 미세 등축정 조직을 형성시킬 수 있어, 피로 특성이 보다 우수한 α+β형 티타늄 합금 선재 및 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법을 제공할 수 있다. 그 때문에, 산업상의 효과는 이루 헤아릴 수 없다.

도 1a는 α+β형 티타늄 합금 선재의 α 결정립에 발생할 수 있는 비등축정 조직의 일례를 모식적으로 나타낸 설명도이다.
도 1b는 α+β형 티타늄 합금 선재의 α 결정립에 발생할 수 있는 혼립 조직의 일례를 모식적으로 나타낸 설명도이다.
도 1c는 α+β형 티타늄 합금 선재의 α 결정립에 발생할 수 있는 등축정 조직의 일례를 모식적으로 나타낸 설명도이다.
도 2는 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도를 설명하는 모식도이다.
도 3은 상기 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도를 설명하는 모식도이다.
도 4는 장축 방향에서 본 (0001)의 정극점도의 모식도이다.
도 5a는 α+β형 티타늄 합금 선재의 α 결정립에 발생할 수 있는, 재결정이 불충분한 조직의 일례를 모식적으로 나타낸 설명도이다.
도 5b는 α+β형 티타늄 합금 선재의 α 결정립에 발생할 수 있는 바이모달 조직의 일례를 모식적으로 나타낸 설명도이다.

이하에 첨부 도면을 참조하면서, 본 발명의 바람직한 실시 형태에 대하여 상세히 설명한다. 또한, 본 명세서 및 도면에 있어서, 실질적으로 동일한 기능 구성을 갖는 구성 요소에 대해서는, 동일한 번호를 부여함으로써 중복 설명을 생략한다.

(본 발명자들에 의한 검토)

상기 과제를 해결하기 위해서, 본 발명자들은 예의 검토를 행하고, 이하에서 상세히 설명하는 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재와 그 제조 방법을 완성하기에 이르렀다. 이하에서는, 우선, 본 발명자들이 행한 검토에 대하여, 그 개략을 간단히 설명한다.

상술한 바와 같이, 종래, Ti-6Al-4V로 대표되는 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, 등축정 조직으로 하는 경우, 최종 가공을 α+β 2상 고온역에서 행하기 때문에, α상을 미세 입자로 하는 데에도 한계가 있다. 또한, α+β 2상 고온역에서 가공을 행할 때, 가공에 의한 변형이 부족한 경우에는, 도 1a에 모식적으로 나타낸 바와 같은 비등축정 조직이 되기 쉽다. 또한, α+β 2상 고온역에서 가공을 행할 때, 가공 온도가 너무 높은 경우에는, 초석 α상이나 변형에 의한 입성장 촉진도 있고, 도 1b에 모식적으로 나타낸 바와 같은 혼립 조직이 되기 쉽다. 피로는 재료의 가장 약한 부분에서 파단되기 때문에, 피로 특성을 향상시키기 위해서는, 미세 입자로 하는 것에 더하여, 균일 조직으로 하는 것이 중요하다. 그 때문에, 본 발명에서는, 피로 특성 향상을 위하여, α+β형 티타늄 합금의 금속 조직을, 도 1c에 모식적으로 나타낸 바와 같은, 균일하면서도 미세 입자를 갖는 등축 조직으로 하는 것을 목표로 하였다.

α+β형의 티타늄 합금의 피로 강도를 높이기 위해서는, 미세한 결정립을 가지며, 또한, 조대한 결정립을 포함하지 않는 등축 결정 조직을 구비하는 것이 바람직하다. 이와 같은 등축 결정 조직을 얻기 위해서, 종래에는, 티타늄 합금을 열간 가공함으로써 등축 결정 조직을 형성하고 있었다. 그러나, α+β형의 티타늄 합금을 열간 가공하였다고 해도, 반드시 바람직한 등축 결정 조직을 얻지 못하였다. 그래서, 본 발명자들이, α+β형의 티타늄 합금에 대하여, 지금까지 그다지 검토되지 않던 냉간 또는 온간에서의 가공을 실시하는 것을 시도한바, 소정의 조건을 조합함으로써, 미세한 결정립을 가지며, 또한, 조대한 결정립을 포함하지 않는 등축 결정 조직이 얻어진다는 것을 알아내었다. 냉간 가공 또는 온간 가공에 의해 얻어지는 등축 결정 조직은, 열간 가공에서는 얻지 못할 정도로 매우 우수한 등축 결정 조직으로 된다.

여기서, 본 명세서에 있어서 「온간 가공」이란, 200 내지 500℃ 정도까지의 온도 범위 내에서 가공을 행하는 것을 의미한다. 또한, 「열간 가공」이란, 700 내지 1000℃ 정도의 온도 범위 내에서의 가공을 의미한다.

(α+β형 티타늄 합금 선재)

본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 질량％로, Al: 4.50 내지 6.75％, Si: 0 내지 0.50％, C: 0.080％ 이하, N: 0.050％ 이하, H: 0.016％ 이하, O: 0.25％ 이하, Mo: 0 내지 5.5％, V: 0 내지 4.50％, Nb: 0 내지 3.0％, Fe: 0 내지 2.10％, Cr: 0 내지 0.25％ 미만, Ni: 0 내지 0.15％ 미만, Mn: 0 내지 0.25％ 미만을 함유하고, 잔부가 Ti 및 불순물로 이루어지며, 또한, Al, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn의 함유량이 하기 식 (1)을 만족하고, α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 내지 3.0이며, α 결정립의 최대 결정 입경이 30.0㎛ 이하이며, α 결정립의 평균 결정 입경이 1.0㎛ 내지 15.0㎛이며, 선재의 장축 방향의 직교 단면에 있어서의 α 결정립 중, 상기 장축 방향에 대하여 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도가 15° 내지 40°의 범위에 있는 α 결정립의 면적률이 5.0％ 이하이다.

또한, 본 발명의 각 실시 형태에 있어서, 선재란, 직경이 15㎜ 이하인 것을 말한다. 또한, 예를 들어 항공기 업계에 있어서, 수요가 많은 선재는, 직경이 4㎜ 내지 10㎜ 정도의 것이다.

<화학 성분>

우선, 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 화학 성분에 대하여 설명한다. 이하의 설명에서는, 「질량」％를, 단순히 「％」라고 약기한다. 또한, 「A 내지 B」(A 및 B는, 함유량, 입경, 온도 등의 수치)는, A 이상, B 이하를 의미한다.

[Al: 4.50 내지 6.75％]

알루미늄(Al)은, 고용 강화능이 높은 원소이며, 함유량을 늘리면 실온에서의 인장 강도가 높아진다. 원하는 인장 강도를 얻음과 함께, 얻어지는 집합 조직의 결정 방위를 원하는 범위 내로 제어하기 위해서, Al의 함유량의 하한을 4.50％로 한다. Al의 함유량은, 4.60％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Al을 6.75％를 초과해 함유시키면, 인장 강도에 대한 기여도가 포화할 뿐만 아니라, 열간 가공성 및 냉간 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Al의 함유량의 상한을 6.75％로 한다. Al의 함유량은 6.50％ 이하인 것이 바람직하다.

[Si: 0 내지 0.50％]

실리콘(Si)은, β 안정화 원소이지만, α상 중에도 고용되어 높은 고용 강화 능을 나타낸다. 그 때문에, 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, 필요에 따라서, Si의 고용 강화에 의해 고강도화해도 된다. Si는, 임의 첨가 원소이기 때문에, 함유량의 하한은 0％여도 된다. 또한, Si는, 적정량의 Si를 O와 복합 함유시킴으로써, 높은 피로 강도와 인장 강도를 양립하는 것을 기대할 수 있다. 이와 같은 효과는, Si의 함유량을 0.05％ 이상으로 함으로써 확실하게 발현시키는 것이 가능하기 때문에, Si를 함유시키는 경우, Si의 함유량은 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Si의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, Si를 과도하게 함유시키면, 실리사이드라고 칭하는 금속간 가공물을 형성하고, 피로 강도가 저하된다. 0.50％를 초과하는 Si를 함유시키면, 제조 과정에서 조대한 실리사이드가 생성되어 피로 강도가 저하된다. 그 때문에, Si의 함유량의 상한은 0.50％로 한다. Si의 함유량은 0.45％ 이하인 것이 바람직하고, 0.40％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, 식 (1)을 만족하는 것을 전제로 하여, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유한다. 이들 원소는 모두, β 안정화시키는 일반적인 원소이며, 적절한 양을 함유시킴으로써 강도와 성형성을 모두 향상시키는 효과가 있다. 첨가량이 너무 적으면 상기 장점을 얻지 못하고, 너무 많으면 편석, 연성 저하 및 금속간 화합물 형성 등의 문제를 야기하기 때문에, 함유량은 이하와 같이 규정한다.

[Mo: 0 내지 5.5％]

몰리브덴(Mo)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Mo 함유량은 0％여도 된다. 또한, Mo는, 식 (1)을 만족하는 것을 전제로 하여, 함유할 수 있다. Mo가 조금이라도 함유되면, 상기 효과는 어느 정도 얻어진다. 그러나, Mo 함유량이 너무 높으면, 편석이 발생하여 피로 특성이 저하된다. 따라서, Mo 함유량의 상한은 5.5％로 한다. 상기 효과를 보다 유효하게 높이기 위한 Mo 함유량의 바람직한 하한은 2.00％이며, 보다 바람직하게는 2.50％이다. Mo 함유량의 바람직한 상한은 3.7％이며, 보다 바람직하게는 3.5％이다.

[V: 0 내지 4.50％]

바나듐(V)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, V 함유량은 0％여도 된다. 또한, V는 식 (1)을 만족하는 것을 전제로 하여, 함유할 수 있다. V가 조금이라도 함유되면, 상기 효과는 어느 정도 얻어진다. 그러나, V 함유량이 너무 높으면, 강도가 과도하게 올라가서 냉간 및 온간 가공성이 저하된다. 따라서, V 함유량의 상한은 4.50％로 한다. 상기 효과를 보다 유효하게 높이기 위한 V 함유량의 바람직한 하한은 2.00％이며, 보다 바람직하게는 2.50％이다. V 함유량의 바람직한 상한은 4.40％이며, 보다 바람직하게는 4.30％이다.

[Nb: 0 내지 3.0％]

니오븀(Nb)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Nb 함유량은 0％여도 된다. 또한, Nb는, 식 (1)을 만족하는 것을 전제로 하여, 함유할 수 있다. Nb가 조금이라도 함유되면, 상기 효과는 어느 정도 얻어진다. 그러나, Nb 함유량이 너무 높으면, 편석이 발생하여 피로 특성이 저하된다. 따라서, Nb 함유량의 상한은 3.0％로 한다. 상기 효과를 보다 유효하게 높이기 위한 Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.5이며, 보다 바람직하게는 0.7％이다. Nb 함유량의 바람직한 상한은 2.7％이며, 보다 바람직하게는 2.5％이다.

[Fe: 0 내지 2.10％]

철(Fe)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Fe 함유량은 0％여도 된다. 또한, Fe는, 식 (1)을 만족하는 것을 전제로 하여, 함유할 수 있다. Fe가 조금이라도 함유되면, 상기 효과는 어느 정도 얻어진다. 그러나, Fe 함유량이 너무 높으면, 편석이 발생하여 피로 특성이 저하된다. 따라서, Fe 함유량의 상한은 2.10％로 한다. 상기 효과를 보다 유효하게 높이기 위한 Fe 함유량의 바람직한 하한은 0.10％이며, 보다 바람직하게는 0.80％이다. Fe 함유량의 바람직한 상한은 2.00％이다.

[Cr: 0 내지 0.25％ 미만]

크롬(Cr)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Cr 함유량은 0％여도 된다. 또한, Cr은, 식 (1)을 만족하는 것을 전제로 하여, 함유할 수 있다. Cr이 조금이라도 함유되면, 상기 효과는 어느 정도 얻어진다. 그러나, Cr 함유량이 너무 높으면, 평형상(相)인 금속간 화합물(TiCr₂)이 생성되고, 피로 강도 및 실온 연성이 열화된다. 따라서, Cr 함유량은 0.25％ 미만으로 한다. 상기 효과를 보다 유효하게 높이기 위한 Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.05％이며, 보다 바람직하게는 0.07％이다. Cr 함유량의 바람직한 상한은 0.20％이며, 보다 바람직하게는 0.15％이다.

[Ni: 0 내지 0.15％ 미만]

니켈(Ni)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Ni 함유량은 0％여도 된다. 또한, Ni는, 식 (1)을 만족하는 것을 전제로 하여, 함유할 수 있다. Ni가 조금이라도 함유되면, 상기 효과는 어느 정도 얻어진다. 그러나, Ni 함유량이 너무 높으면, 평형상인 금속간 화합물(Ti₂Ni)이 생성되고, 피로 강도 및 실온 연성이 열화된다. 따라서, Ni 함유량은 0.15％ 미만으로 한다. 상기 효과를 보다 유효하게 높이기 위한 Ni 함유량의 바람직한 하한은 0.05％이며, 보다 바람직하게는 0.07％이다. Ni 함유량의 바람직한 상한은 0.13％이며, 보다 바람직하게는 0.11％이다.

[Mn: 0 내지 0.25％ 미만]

망간(Mn)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Mn 함유량은 0％여도 된다. 또한, Mn은, 식 (1)을 만족하는 것을 전제로 하여, 함유할 수 있다. Mn이 조금이라도 함유되면, 상기 효과는 어느 정도 얻어진다. 그러나, Mn 함유량이 너무 높으면, 평형상인 금속간 화합물(TiMn)이 생성되고, 피로 강도 및 실온 연성이 열화된다. 따라서, Mn 함유량은 0.25％ 미만으로 한다. 상기 효과를 보다 유효하게 높이기 위한 Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.05％이며, 보다 바람직하게는 0.07％이다. Mn 함유량의 바람직한 상한은 0.20％이며, 보다 바람직하게는 0.15％이다.

[식 (1)에 대하여]

본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 화학 성분에 있어서는, 또한, Al, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni, 및 Mn의 함유량이, 하기 식 (1)을 만족한다.

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

여기서, 상기 식 (1)의 우변으로 표시되는 Mo 당량 A는, 식 중에 기재된 각 β 안정화 원소 Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni, Mn에 의한 β상의 안정화 정도를 수치화하기 위해서, 사용되는 것이다. 이때, Mo에 의한 β상의 안정화 정도를 기준으로 하여, Mo 이외의 β 안정화 원소에 의한 β상의 안정화 정도를, 정의 계수에 의해 상대화하고 있다. 한편, Al은 α 안정화 원소이기 때문에, 상기 Mo 당량 A에 있어서, Al에 관한 계수는, 부의 값으로 되어 있다.

[Mo 당량 A의 범위: -4.0≤A≤2.0]

본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 상기 식 (1)로 표시되는 Mo 당량 A의 값이 -4.0 이상 2.0 이하의 범위 내로 되도록, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni, 및 Mn으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 어느 하나 이상의 원소를 함유한다. 상기 Mo 당량 A의 값이 -4.0 미만인 경우에는, α상의 면적률이 너무 높아져서 가공성이 저하된다. Mo 당량 A의 하한은, 바람직하게는 -3.5이며, 보다 바람직하게는 -3.0이다. 한편, Mo 당량 A의 값이 2.0을 초과하는 경우에는, β상이 과도하게 딱딱해져서 가공성이 저하된다. Mo 당량 A의 상한은, 바람직하게는 1.8, 보다 바람직하게는 1.1이다.

[C: 0.080％ 이하]

[N: 0.050％ 이하]

[H: 0.016％ 이하]

[O: 0.25％ 이하]

탄소(C), 질소(N), 수소(H), 산소(O)는, 모두 다량으로 함유하면, 연성, 가공성을 저하시켜버리는 경우가 있기 때문에, C의 함유량은 0.080％ 이하, N의 함유량은 0.050％ 이하, H의 함유량은 0.016％ 이하, O의 함유량은 0.25％ 이하로 각각 제한한다. 또한, C, N, H, O는, 불가피하게 혼입되는 불순물이기 때문에, 그 함유량은 각각 낮으면 낮을수록 바람직하다. 또한, C, N, H, O는, 불가피하게 혼입되는 불순물이기 때문에, 함유를 피할 수 없다는 점에서, 실질적인 함유량의 하한은, 통상 C가 0.0005％, N이 0.0001％, H가 0.0005％, O가 0.01％이다.

본 실시 형태에 따른 티타늄 합금 선재는, 상술한 원소 이외(잔부)는, Ti 및 불순물로 이루어진다. 단, 이상 설명한 각 원소 이외의 원소를, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유시킬 수 있다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 「불순물」이란, 티타늄 합금을 공업적으로 제조할 때 스폰지 티타늄이나 스크랩 등의 원료를 비롯해 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 불가피하게 혼입되는 성분도 포함한다. 이러한 불순물로서는, 예를 들어 주석(Sn), 지르코늄(Zr), 구리(Cu), 납(Pd), 텅스텐(W), 붕소(B) 등을 들 수 있다. Sn, Zr, Cu, Pd, W, B가 불순물로서 포함되는 경우, 그 함유량은, 예를 들어 각각 0.05％ 이하이고, 합계 0.10％ 이하이다.

[β상의 면적률]

본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 금속 조직은, α상이 주체이며, α상 중에 소량의 β상이 존재한 것으로 되어 있다. 여기서, α상이 「주체」란, α상의 면적률이 80％ 이상임을 의미한다. 본 발명의 각 실시 형태에 있어서, β상의 면적률은, 대략 5％ 내지 20％ 정도로 된다. 또한, 본 발명의 각 실시 형태에서 착안하는 티타늄 합금 선재에서는, β상의 면적률의 측정이 어렵고, 허용되는 측정 오차는 ±5％이다.

[α 결정립의 평균 애스펙트비]

피로 강도는, 마이크로 조직이나 결정 입경에 크게 의존한다. 금속 재료에서는, 침상 조직에 비해 등축정 조직의 쪽이, 피로 강도가 높다. 그 때문에, 피로 특성 향상을 위해서는, 등축정 조직을 갖는 것이 중요하다. 등축정 조직인지 여부는, α 결정립의 평균 애스펙트비(장축 방향 길이/단축 방향 길이)에 기초하여 평가할 수 있다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 이상 3.0 이하이면 등축정 조직이라고 판단할 수 있다. α 결정립의 평균 애스펙트비가 3.0을 초과하면, 소위 침상 조직이 되기 때문에, α 결정립의 평균 애스펙트비는 3.0 이하로 한다. α 결정립의 평균 애스펙트비는, 바람직하게는 2.5 이하이고, 더욱 바람직하게는 2.3 이하이다.

[α 결정립의 평균 결정 입경]

다음으로 α 결정립의 평균 결정 입경에 대하여 설명한다.

금속 재료에서는, 결정 입경이 미세할수록, 반복 응력하에서의 유효 Slip 길이가 감소하고, 미끄럼 변형이 균일화된다. 이에 의해, 균열 발생 저항이 현저하게 향상되어, 피로 특성이 향상된다. 종래의 α+β 2상역에서의 압연에서는, 구 β 결정립 내의 조직은, 변태와 가공으로 비교적 미세해지지만, 초석 α상부가 잔존하여, 조대한 결정립이 잔존한다. 그 때문에, 균열 발생 저항의 저감에 대하여는 (1) 평균 결정 입경을 미세하게 하는 것 이외에, (2) 혼립이 되지 않도록 균일 조직으로 하는 것이 중요하다.

여기서, α 결정립의 평균 결정 입경이 15.0㎛ 이하이면 균열 발생에 대하여 충분한 효과가 얻어진다. 그래서, 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, α 결정립의 평균 결정 입경을 15.0㎛ 이하로 한다. α 결정립의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 12.0㎛이며, 더욱 바람직하게는 10.0㎛이다. 세립일수록 효과가 있기 때문에, α 결정립의 평균 결정 입경의 하한은 특별히 정하지 않는다. 단, 1.0㎛ 미만의 평균 결정 입경의 조직을 제작하는 것은 제조상 곤란하기 때문에, 1.0㎛를 α 결정립의 평균 결정 입경의 하한으로 해도 된다.

[α 결정립의 최대 결정 입경]

한편, 금속 재료의 피로는, 부재의 가장 약한 부분에서 발생하기 때문에, 일부분의 피로 강도가 강하더라도 피로 강도는 향상되지 않고, 반대로 저하되어버린다. 그 때문에, 상기한 바와 같이, α 결정립의 평균 결정 입경을 미세하게 할 뿐 아니라, 조직 전체가 균일 조직인 것이 중요하다. 즉, 최대의 결정 입경이 과도하게 조대하면, 조대한 결정립이 기점으로 되어 파단에 이른다. 최대 결정 입경이 30.0㎛ 이하이면 피로 강도 저하에 크게 영향을 미치지 않기 때문에, 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, α 결정립의 최대 결정 입경을 30.0㎛ 이하로 한다. α 결정립의 최대 결정 입경은 25.0㎛ 이하인 것이 바람직하고, 20.0㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.

[β상의 면적률의 측정 방법]

β상의 면적률은, 후술하는 열처리 후의 티타늄 합금 막대선 부재로부터 절단한 L 단면을, 전해 연마 혹은 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, 전자 마이크로 애널라이저(EPMA: Electron Probe Micro Analyzer)를 사용하여 측정한다. 구체적으로는, 경면화 후의 L 단면에 있어서, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 2㎛로, 가속 전압 10㎸, 전류 50 내지 100㎁로 2 내지 10 시야 정도 측정한다. 고용되어 있는 β 안정화 원소가 주위와 비교하여 5배 이상 농화하고 있는 영역을, β상이라 간주하고, 정의된 β상 영역의 면적과, 500㎛×500㎛의 전체 면적으로부터, β상의 면적률을 산출한다.

[α 결정립의 평균 애스펙트비의 측정 방법]

α 결정립의 평균 애스펙트비는, 후술하는 열처리 후의 티타늄 합금 막대선 부재로부터 절단한 L 단면을, 전해 연마 혹은 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, 전자선 후방 산란 회절법(EBSD: Electron Back Scattering Diffraction Pattern)을 사용하여 측정한다. 구체적으로는, 경면화 후의 L 단면에 있어서, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정한다. 그 후, 5° 이상의 방위차를 발생하는 경우를 입계라 간주하고, 각 결정립의 장축 방향과 장축에 직교하는 방향의 최대 길이의 비(장축/단축), 즉 애스펙트비를 산출하고, 모든 α 결정립의 평균값(평균 애스펙트비)을 산출한다.

[α결정 입경의 측정 방법]

α결정 입경은, 평균 애스펙트비의 측정 방법과 마찬가지로 하여, 경면화 후의 L 단면에 있어서, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정한다. 그 후, 5° 이상의 방위차를 발생하는 경우를 입계라 간주하고, 결정립 면적 A로부터 원상당 입경 D를 구한다(결정립 면적 A=π×(D/2)²). 평균 결정 입경은, 측정 범위 내의 모든 α결정 입경의 평균값으로 한다. 또한, 최대 결정 입경은, 측정 범위 내에 있어서의 α결정 입경이 최대값으로 한다.

또한, α 결정립과 β 결정립 등의 다른 결정립은, EBSD상에서 기술적으로 용이하게 식별하는 것이 가능하다.

[집합 조직]

α+β형 티타늄 합금 선재에 있어서의 피로에 의한 파단은, 패싯이라고 불리는 부분으로부터 균열이 발생하고, 이 균열이 진전되어 파단에 이른다. 특히 고 사이클 피로에서는, 이 경향이 현저해진다. 패싯은, α상의 결정 구조인 조밀 육방 구조(hcp)의 (0001)면에 대하여, 거의 평행하게 형성한다. 피로의 경우, 패싯이, 응력 부하 방향에 대하여 15° 내지 40°의 각도로 기울면, 패싯으로 되는 (0001)면의 슈미트 인자가 높아져서, 고도로 패싯을 형성한다. 그 때문에, 패싯을 형성하기 어렵게 하는 것이, 피로 특성 향상에 유효하다.

그래서 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, 선재의 장축 방향의 직교 단면에 있어서의 α 결정립 중, 장축 방향에 대하여 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도가 15° 내지 40°의 범위에 있는 α 결정립의 면적률을, 5.0％ 이하로 한다. 이 조건을 만족하면, 패싯 형성을 억제할 수 있어, 피로 특성이 우수하다. 조밀 육방 결정(hcp)의 c축과, α+β형 티타늄 합금 선재의 장축 방향이 이루는 각도가 15° 이상 40° 이하인 α 결정립의 면적률은, 낮은 쪽에는 문제가 없기 때문에, 하한은 0％인 것이 바람직하다.

여기서, 이루는 각 15° 내지 40°는, 도 2 내지 도 4에 도시한 바와 같은, 장축 방향에서 본 (0001)의 정극점도에 있어서, 고리 형상으로 되는 영역 내 전부를 가리키고 있다. 여기서, 도 2에 있어서, 부호 L은, 막대선 부재의 장축 방향을 나타내는 직선이다. 또한, 부호 A는, 장축 방향 L에 대한 각도가 40°를 나타내는 경계면이며, 부호 B는, 장축 방향 L에 대한 각도가 15°를 나타내는 경계면이다. 도 3은, 도 2의 장축 방향 L과 교차하는 방향에서 본 도면이며, 도 4는 도 2의 장축 방향 L의 방향에서 본 도면이며, 도 4는 장축 방향에서 본 (0001)의 정극점도를 나타내고 있다.

도 2 및 도 3에 있어서, 장축 방향 L을 나타내는 직선상에 점 O를 설정했을 때, 장축 방향 L에 대하여 경계면 A는 점 O에 있어서 40°의 각도를 이루고 있으며, 경계면 B는 점 O에 있어서 15°의 각도를 이루고 있다.

본 발명의 각 실시 형태에 따른 티타늄 합금의 금속 조직에 포함되는 α 결정립의 c축의 방향은, 그 대부분이 장축 방향 L과 이루는 각이 15° 미만의 범위(경계면 B의 내측의 범위)에 들어 있다. 그리고, 장축 방향 L과 이루는 각이 15° 내지 40°의 범위(경계면 B와 경계면 A의 사이의 범위)에 있는 α 결정립의 면적률은 5.0％ 이하이다. 장축 방향 L과 이루는 각이 15° 내지 40°의 범위(경계면 B와 경계면 A의 사이의 범위)에 있는 α 결정립의 면적률은, 바람직하게는 4.0％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.0％ 이하이다.

[집합 조직의 측정 방법]

상기 집합 조직은, 다음과 같이 하여 관찰 수 있다.

상기 결정 입경의 측정 방법과 마찬가지로, 후술하는 열처리 후의 α+β형 티타늄 합금 선재로부터 절단한 L 단면(막대선 부재의 장축 방향의 직교 단면)을, 전해 연마 혹은 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, 전자선 후방 산란 회절법(EBSD: Electron Back Scattering Diffraction Pattern)을 이용하여 측정한다. 구체적으로는, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정하고, 각 시야에 있어서의 조밀 육방 결정(hcp)의 c축과 α+β형 티타늄 합금 막대선 부재의 장축 방향이 이루는 각도가 15° 이상 40° 이하인 α 결정립의 면적률을 구한다. 그 후, 각 시야에 있어서 얻어진 α 결정립의 면적률 평균을 산출한다. 계산된 면적률은, L 단면 전체면에 대한 면적률이다.

(α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법의 개략)

상기한 바와 같이 등축 α 조직이어도, α 결정립의 c축의 방향과 장축 방향L이 이루는 각이 15° 내지 40°의 범위 내로 되면, 피로 특성이 저하된다. α상은, 신선을 반복함으로써, c축의 방향과 장축 방향 L이 이루는 각은 0°로 집적해 간다. 그러나, 종래와 같이 α+β 2상 고온역에서 열간 가공을 행한 경우, 냉각의 과정에서, β상으로부터 α상이 무작위 방향으로 석출된다. 이 영향으로, α 결정립의 c축의 방향과 장축 방향 L이 이루는 각이 15° 내지 40°의 범위 내로 되는 α상의 비율이 많아져버린다.

한편, 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 앞서 언급한 바와 같이, 종래와는 달리 0℃ 내지 500℃의 온도 영역에 있어서 냉간 가공 또는 온간 가공을 행함으로써, α 결정립을 등축화시키고 있다. 냉간 가공 또는 온간 가공을 행함으로써, 금속 조직에 있어서의 β상 분율이, 상온(실온)과 동일 정도로 되기 때문에, 열간 가공에서 발생하는 바와 같은 상 변태에 의한 α상의 방위 분산을 억제할 수 있다. 또한, 냉간 가공 또는 온간 가공과 같은 저온 가공을 행함으로써, 저온 가공에 의한 전위 증가에 의해, 보다 미세하고 등축인 조직을 보다 균일하게 생성시키는 것이 가능해진다. 또한, 종래의 열간 가공과 비교하여, α 결정립의 c축이 0° 방향에 의해 집적하기 쉬워진다. 이에 의해, 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 보다 피로 특성이 우수한 것으로 된다. 또한, 냉간 내지 온간과 같은 온도역에서 가공이 가능하기 때문에, 비용 삭감에 매우 유리하다.

또한, 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법에서는, 이하에서 다시 상세히 설명하는 바와 같이, 0℃ 내지 500℃의 온도 영역에 있어서, 냉간 가공 또는 온간 가공을 행할 때, 복수회의 가공을 행하는 것이 가능하다. 또한, 복수회의 가공을 행할 때에는, n회째(n은, 1 이상의 정수)의 가공과 (n+1)회째의 가공 사이에, 중간 어닐링을 실시하는 것이 바람직하다.

이러한 중간 어닐링에 있어서, β상 분율이 증가하여도, 냉각 시에 β상으로부터 석출되는 α상은, 어닐링 개시 시의 방위로 된다. 그 때문에, 15° 내지 40°로 기울어 있는 α상의 비율은, 5.0％ 이하로 낮아진다. 단, 냉간 내지 온간에서 가공을 행함으로써, 집합 조직의 결정 방위는 정렬되지만, 방위가 100％ 정렬되지 않아, 랜덤으로 잔류하는 것이 존재한다.

상기와 같은 특징을 갖는 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 대해서는, 이하에서 다시 상세히 설명한다.

이하에서는, 상기와 같은 특징을 갖는 본 발명의 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재 및 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 대하여, 보다 구체적인 화학 성분을 들면서, 보다 상세히 설명한다.

(제1 실시 형태)

이하에서는, 본 발명의 제1 실시 형태인 α+β형 티타늄 합금 선재 및 그 제조 방법에 대하여, 상세히 설명한다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 상기와 같은 Mo 당량 A를 사용하여 화학 성분이 규정되는 티타늄 합금 선재 중, V 및 Fe를 함유하는 티타늄 합금 선재이다.

<α+β형 티타늄 합금 선재>

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 질량％로, Al: 5.50 내지 6.75％, V: 3.50 내지 4.50％, Fe: 0.40％ 이하, C: 0.080％ 이하, N: 0.050％ 이하, H: 0.016％ 이하, O: 0.25％ 이하를 함유하고, 잔부가 Ti 및 불순물로 이루어지며, α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 내지 3.0이며, α 결정립의 최대 결정 입경이 20.0㎛ 이하이며, α 결정립의 평균 결정 입경이 1.0 내지 10.0㎛이며, 선재의 장축 방향의 직교 단면에 있어서의 α 결정립 중, 장축 방향에 대하여 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도가 15° 내지 40°의 범위에 있는 α 결정립의 면적률이 5.0％ 이하이다.

우선, 본 실시 형태의 α+β형 티타늄 합금 선재의 화학 성분에 대하여, 이하에서 다시 설명한다. 이하의 설명에서는, 「질량％」를, 단순히 「％」라고 약기한다.

[Al의 함유량]

Al은, 고용 강화 능이 높은 원소이며, 함유량을 증가시키면 실온에서의 인장 강도가 높아진다. 보다 확실하게 원하는 인장 강도를 얻음과 함께, 얻어지는 집합 조직의 결정 방위를 보다 확실하게 원하는 범위 내로 제어하기 위해서, Al의 함유량을 5.50％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5.70％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Al을 6.75％를 초과해 함유시키면, 인장 강도에 대한 기여도가 포화할 뿐만 아니라, 열간 가공성 및 냉간 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Al의 함유량의 상한을, 6.75％로 한다. Al의 함유량은, 6.50％ 이하인 것이 바람직하다.

[V의 함유량]

V는, 고용 강화능이 높은 원소이며, 함유량이 높아지면 실온에서의 인장 강도가 높아진다. 또한, 실온에서 가공성이 양호한 β상을 유지할 필요가 있다. 그 때문에, V의 함유량은, 3.50％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 3.60％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, V를 4.50％를 초과해 함유시키면, 강도가 너무 높아져서, 냉간 및 온간 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, V의 함유량은 4.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V의 함유량은 4.30％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

[Fe의 함유량]

Fe는, 편석을 발생시켜 균질성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, 함유량을 0.40％ 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 0.25％ 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다. Fe는, 고용 강화능이 있고, 실온에서의 강도 향상에 기여하는 효과가 있기 때문에, 0.10％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

[C, N, H, O의 함유량]

C, N, H, O는, 모두 다량으로 함유하면, 연성, 가공성을 저하시켜버리는 경우가 있기 때문에, C의 함유량은 0.080％ 이하, N의 함유량은 0.050％ 이하, H의 함유량은 0.016％ 이하, O의 함유량은 0.25％ 이하로 각각 제한하는 것이 바람직하다. 또한, C, N, H, O는, 불가피하게 혼입되는 불순물이기 때문에, 그 함유량은 각각 낮으면 낮을수록 바람직하다. 또한, C, N, H, O는, 불가피하게 혼입되는 불순물이기 때문에, 함유를 피할 수 없다는 점에서, 실질적인 함유량의 하한은, 통상, C가 0.0005％, N이 0.0001％, H가 0.0005％, O가 0.01％이다.

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 상술한 원소 이외(잔부)는, Ti 및 불순물로 이루어진다. 단, 이상 설명한 각 원소 이외의 원소를, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유시킬 수 있다.

[β상의 면적률]

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 금속 조직에 대해서도, α상이 주체이며, α상 중에 소량의 β상이 존재한 것으로 되어 있다. 본 실시 형태에 있어서, α상의 면적률은 80％ 이상이며, 대략 80 내지 97％ 정도이다. 본 실시 형태에 있어서, β상의 면적률은, 대략 3 내지 20％ 정도로 된다.

[α 결정립의 평균 애스펙트비]

앞서 언급한 바와 같이, 피로 특성 향상을 위해서는, 등축정 조직인 것이 중요하다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 이상 3.0 이하로 하는 것이 바람직하다. α 결정립의 평균 애스펙트비는, 보다 바람직하게는 2.5 이하이고, 더욱 바람직하게는 2.3 이하이다.

[α 결정립의 평균 결정 입경]

또한, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, 균열 발생 저감 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서, α+β형 티타늄 합금 선재에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경을, 상기한 바와 같이 15.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서, α 결정립의 평균 결정 입경은, 보다 바람직하게는 12.0㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 10.0㎛ 이하이다.

[α 결정립의 최대 결정 입경]

또한, 피로 강도의 저하를 보다 확실하게 억제하기 위해서, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, α 결정립의 최대 결정 입경을, 상기한 바와 같이 30.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. α 결정립의 최대 결정 입경은, 25.0㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 20.0㎛ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

또한, β상의 면적률, α 결정립의 평균 애스펙트비, α 결정립의 측정 방법은, 앞서 설명한 측정 방법을 이용하면 되기 때문에, 이하에서는 상세한 설명은 생략한다.

[집합 조직]

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에 있어서도, 선재의 장축 방향의 직교 단면에 있어서의 α 결정립 중, 장축 방향에 대하여 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도가 15° 내지 40°의 범위에 있는 α 결정립의 면적률은, 5.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 장축 방향 L과 이루는 각이 15° 내지 40°의 범위(경계면 B와 경계면 A의 사이의 범위)에 있는 α 결정립의 면적률은, 보다 바람직하게는 4.0％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 3.0％ 이하이다. 조밀 육방 결정(hcp)의 c축과, α+β형 티타늄 합금 선재의 장축 방향이 이루는 각도가, 15° 이상 40° 이하인 α 결정립의 면적률은, 낮은 쪽에는 문제가 없기 때문에, 하한은 0％인 것이 바람직하다. 또한, 집합 조직의 측정 방법은, 앞서 설명한 측정 방법을 이용하면 되기 때문에, 이하에서는 상세한 설명은 생략한다.

[내부 결함]

상술한 바와 같이 Ti-6Al-4V로 대표되는 고강도의 α+β형 티타늄 합금은, 실온 내지 온간에서의 가공성이 부족하여, 변형 가공 시에 내부 결함이 발생하기 쉽다. 여기서 내부 결함이란 보이드 또는 크랙을 가리킨다. 한편, 후술하는 피로 특성은, 내부 결함이 다량으로 존재하면 열화될 가능성이 있다.

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에 있어서, 내부 결함의 발생량(즉, 단위 면적당 내부 결함의 개수)은, 통상은 0개/㎟로 된다. 단, 예의 검토한 결과, 내부 결함의 발생량이 13개/㎟ 이하의 범위 내이면, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에 발현되는 피로 특성에 대하여, 영향을 미치는 것은 아니다.

[내부 결함의 측정 방법]

내부 결함의 발생량은, 후술하는 열처리 후의 티타늄 합금 막대선 부재로부터 절단한 C 단면을 금강사지 및 버프 연마에 의해 경면으로 한 후, 광학 현미경으로 측정한다. 배율을 50 내지 500배로 하여, 10 내지 20 시야를 촬영하여, 각 시야 중에 존재하는 보이드나 크랙 등의 결함의 수를 측정하고, 관찰 면적으로 나누어, 단위 면적당 내부 결함의 개수를 구하고, 그 평균값으로 한다. 또한, 내부 결함은, 최대 치수가 5㎛ 이상인 것으로 한다.

[0.2％ 내력]

후술하지만, 피로 강도는, 인장 특성의 0.2％ 내력이나 인장 강도와 상관이 있다. 그 때문에, 0.2％ 내력이나 인장 강도를 높인 쪽이, 피로 강도가 높아진다. 또한, α+β형 티타늄 합금은, 고강도인 특성을 활용하여 다양한 부재에 사용된다는 점에서, 0.2％ 내력은, 어느 정도 높은 값을 갖고 있는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 따른 화학 성분계에서는, 0.2％ 내력이 850MPa 이상이면, 피로 강도와 함께, 부재로서 사용할 때의 강도를 만족할 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에 있어서, 0.2％ 내력은 850MPa 이상인 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 0.2％ 내력은, 보다 바람직하게는 860MPa 이상이다. 한편, 0.2％ 내력의 상한은, 특별히 정하는 것은 아니다. 단, 0.2％ 내력이 과도하게 높아지면, 절결 감수성이 높아져서, 피로 강도의 저하를 초래한다. 1200MPa 이상으로 되면 절결 감수성이 현저해지기 때문에, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 0.2％ 내력은, 1200MPa 미만인 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 0.2％ 내력은, 보다 바람직하게는 1100MPa 이하이다.

또한, 여기에서 말하는 0.2％ 내력이란, 티타늄 합금 선재의 장축 방향(길이 방향, 긴 방향과 동일한 의미)이 인장 방향으로 되도록 인장 시험을 행한 경우의 0.2％ 내력이다.

[0.2％ 내력의 측정 방법]

착안하는 α+β형 티타늄 합금 선재로부터, 길이 방향이 압연 방향에 대하여 평행한 ASTM 하프 사이즈 인장 시험편(평행부 폭 6.25㎜, 평행부 길이 32㎜, 표점간 거리 25㎜)을 채취하고, 변형 속도를, 변형 1.5％까지를 0.5％/min, 그 후 파단까지를 30％/min에서 행한다. 이때의 0.2％ 내력을 측정한다.

[피로 강도]

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 고피로 강도인 것을 특징 하고 있다. 상술한 바와 같이, 조직 형상이나 결정 입경은 피로 특성에 크게 영향을 미치고, 결정 형상의 경우, 침상 조직에서는 피로 특성이 대폭으로 저하된다. 또한, 등축정 조직이어도, 조직이 조대하면(즉, 결정 입경이 크면) 피로 특성은 저하된다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 화학 성분계에서는, 하기에 나타내는 회전 굽힘 피로에 있어서, 450MPa 이상인 것이 바람직하고, 470MPa 이상인 것이 보다 바람직하다.

[피로 강도의 측정 방법]

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 피로 특성은, 회전 굽힘 피로 시의 피로 특성을 채용하도록 하고, 하기의 방법으로 측정했을 때의 피로 특성으로 한다.

즉, 제조한 선재를 사용하여, 평행부의 표면 조도가 연마지 #600 이상이 되도록 연마된 환봉 시험편을 제작한다. 이 환봉 시험편을 사용하여, 오노식 회전 굽힘 시험에 의해, 응력비 R=-1로 하여, 1×10⁷회까지 응력 부하를 반복해도 피로 파괴되지 않는 최대 응력을 구하고, 피로 강도로 한다.

<α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법>

계속해서, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 대하여, 상세히 설명한다.

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법은, (a) 상술한 화학 성분을 갖는 티타늄 합금재를, 0 내지 500℃의 범위의 가공 온도에 있어서, 1회 또는 2회 이상의 가공을 행하는 공정이며, 1회당 가공 시의 감면율을 10 내지 50％로 하고, 합계 감면율을 50％ 이상으로 하는 제1 공정과, (b) 제1 공정 후의 티타늄 합금재에 대하여, 열 처리 온도 T를 700℃ 내지 950℃의 범위로 하고, 열처리 시간 t를 하기 식 (2)를 만족하는 열처리 시간으로 하는 최종 열처리를 실시하는 제2 공정을 포함한다. 단, 하기 식 (2)에 있어서, T는, 제2 공정에서의 열 처리 온도(℃)이며, t는, 제2 공정에서의 열처리 시간(hr)이다.

이하, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 있어서의 각 공정에 대하여, 상세히 설명한다.

≪제1 공정≫

제1 공정에서는, 0 내지 500℃의 범위의 가공 온도에 있어서, 1회 또는 2회이상의 가공을 행한다. 이에 의해, α+β형 티타늄 합금 선재의 조직에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경을 작게 하고, 또한, 최대 결정 입경을 작게 함으로써, 등축 결정 조직을 형성한다. 또한, 복수회의 가공을 행하는 경우에는, 가공의 사이에서 중간 어닐링을 행해도 된다. 이러한 제1 공정은, 냉간 가공, 또는 온간 가공으로 구분되는 가공이다. 또한, 가공 온도는, α+β형 티타늄 합금 선재의 표면에 있어서의 온도로 한다.

또한, 상기와 같은 제1 공정에 제공되기 전(냉간 가공 또는 온간 가공에 제공되기 전)의 α+β형 티타늄 합금은, 어느 단면에서 절단하였다고 해도, 평균 입경 3.0㎛ 정도이며, 또한, 평균 애스펙트비가 1.5㎛ 이하인, 미세한 구상 조직을 갖고 있다.

[가공 온도]

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 있어서, 가공 온도가 500℃ 이하의 범위 내로 되는 실온 내지 중온역에서 가공을 행함으로써, 상술한 집합 조직을 형성하기 쉬워진다. 또한, 실온 내지 중온역에 있어서 압연이나 신선 등의 가공을 가함으로써(즉, 냉간 가공 또는 온간 가공을 행함으로써), 조대한 초석 α상의 형성을 방지하면서, 또한, 전위의 축적, 및 하기의 열처리(중간 어닐링 및 최종 어닐링) 시의 재결정에 의해, 미세하고 또한 균일한 등축립을 얻을 수 있다. 이들의 관점에서, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 있어서의 제1 공정에서는, 가공 온도를 0℃ 이상으로 한다. 가공 온도는, 바람직하게는 20℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 200℃ 이상이다. 한편, 가공 온도가 너무 높아지면, 전위의 축적이 곤란해질 가능성이 있기 때문에, 가공 온도는, 확산하기 어려워 전위를 축적할 수 있는 500℃ 이하로 한다.

[가공과 감면율]

본 실시 형태에서는, 상기한 바와 같이 0℃ 이상 500℃ 이하의 온도에서 가공하도록 하고 있다. 가공의 종류로서는, 예를 들어 캘리버 압연 가공, 롤러 다이스 신선 가공, 구멍 다이스 신선 가공 등을 들 수 있다. 가공량에 대해서는, 높을수록 전위의 집합 조직이 발달하기 쉽고, 또한 재결정에 의해 조직이 미세화하기 쉽다. 단, 0℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역에서는 가공성이 떨어지기 때문에, 과도하게 가공하면 보이드 등의 내부 결함을 형성하여, 피로 특성의 저하를 초래한다. 1회당 감면율(가공률)이 10％ 이상이면, 집합 조직의 발달 및 재결정에 유효하다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 제1 공정에 있어서, 1회당 가공 시의 감면율을 10％ 이상으로 한다. 부가적인 효과를 얻기 위해서, 제1 공정에서의 1회당 가공 시의 감면율은, 15％ 이상인 것이 바람직하고, 20％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 1회 50％를 초과하는 가공을 행하면, 보이드 등의 내부 결함이 형성되어버린다. 그 때문에, 제1 공정에서의 1회당 가공 시의 감면율은, 50％ 이하로 한다.

또한, 보다 확실하게 균일하면서도 미세한 등축정 조직으로 하기 위해서는, 가공과 어닐링을 반복하여 합계의 감면율을 크게 하는 것이 유효하다. 즉, 1회당 감면율을 10 내지 50％로 하여 가공한 후에 중간 어닐링을 실시하고, 다시 10 내지 50％의 감면율로 가공하고 중간 어닐링을 행한다고 하는 사이클을 반복하는 것이 유효하다. 또한, 1회당 감면율이 낮은 경우에는, 반복 횟수를 많게 함으로써 균일하면서도 미세 조직으로 할 수 있다. 한편, 1회당 감면율이 높은 경우에는, 반복 횟수가 적어도 균일하면서도 미세 조직으로 된다.

또한, 본 발명자들이 다양하게 시험한 결과, 1회 또는 복수회의 가공을 실시하는 경우에, 합계의 감면율이 50％ 이상이면, 균일하면서도 미세한 조직을 얻을 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 제1 공정에 있어서, 합계의 감면율은 50％ 이상으로 한다. 본 실시 형태에 따른 제1 공정에 있어서, 합계의 감면율은, 바람직하게는 60％ 이상이며, 보다 바람직하게는 70％ 이상이다. 한편, 가공하면 할수록 재결정되기 쉬워지기 때문에, 합계의 감면율 상한은, 특별히 규정하는 것은 아니다. 단, 가공 및 중간 어닐링의 횟수가 증가하면 비용이 높아진다는 점에서, 합계의 감면율은 90％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 복수회의 가공을 행하는 경우의 각 회의 감면율은, 모두 동일한 감면율이 되도록 가공해도 되며, 각 회마다 다른 감면율이 되도록 가공해도 된다.

또한, 감면율은, 가공 전의 단면적 S₁과 가공 후의 단면적 S₂로부터, 100× (S₁-S₂)/S₁로 구한다. 복수회의 가공을 행하는 경우의 합계의 감면율은, 1회째의 가공 전의 단면적 S₃과 최종회의 가공 후의 단면적 S₄로부터, 100×(S₃-S₄)/S₃으로 구한다.

≪중간 어닐링 및 제2 공정인 최종 열처리≫

본 실시 형태에서는, 전술한 중간 어닐링 및 최종 열처리를, 700℃ 이상 950℃ 이하의 온도 범위 내에서 행하도록 한다. 열 처리 온도 T가 700℃ 미만인 경우에는, 변형이 충분히 회복되지 않거나, 최종 어닐링 시의 재결정이 불충분해져서, 도 5a에 모식적으로 나타낸 바와 같이, 연신 입자나 침상 조직이 잔존하거나 한다. 한편, 열 처리 온도 T가 950℃를 초과한 경우에는, 너무 고온이기 때문에 조직이 조대화하거나, 열 처리 시의 β상이 불안정해져서, 냉각 시에 β상 중에 침상 조직이 형성되거나 하는 결과, 도 5b에 모식적으로 나타낸 바와 같은, 침상 조직과 등축 조직이 혼재하는 조직인 바이모달 조직이 형성된다. 또한, 온도를 상기 범위로 하였다고 해도, 온도에 맞춘 유지 시간을 확보하지 못하면, 충분한 변형 제거나 재결정을 시킬 수 없다.

본 발명자들이 예의 검토한 결과, 열 처리 온도 T(℃)와, 가열 및 유지를 포함한 열처리 시간(hr)의 관계가, 하기의 식 (2)의 범위 내이면 문제가 발생하지 않고, 도 1c에 모식적으로 나타낸 바와 같은, 균일하면서도 미세한 등축정 조직을 얻어진다는 것이 판명되었다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, 하기의 식 (2)를 만족하도록, 중간 어닐링 및 최종 열처리를 행하도록 한다. 여기서, 열 처리 온도 T(℃)는, α+β형 티타늄 합금 선재의 표면에 있어서의 온도로 한다.

상기 식 (2)의 관계를 만족하도록, 열 처리 온도 T 및 열처리 시간 t를 제어하여 중간 어닐링 및 최종 열처리를 실시함으로써, 변형 제거 및 재결정을 촉진시킬 수 있다. (T+273.15)×(log₁₀(t)+20)의 값은, 바람직하게는 24000 이하이다.

[승온 속도]

또한, 중간 어닐링 및 최종 열처리에 있어서의, 열 처리 온도 T까지의 승온 속도는, 빠르면 빠를수록, 상기 열 처리 온도 T에서의 유지 시간이 길어지고, 또한 안정된 변형 제거 및 재결정이 가능하게 된다. 구체적인 승온 온도는, 특별히 규정하는 것이 아니지만, 승온 속도가 1.0℃/s 이상이면, 충분한 유지 시간이 확보 가능하여, 바람직하다. 승온 속도는, 보다 바람직하게는 2.0℃/s 이상이다.

이상, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법에 대하여, 상세히 설명하였다.

(제2 실시 형태)

이하에서는, 본 발명의 제2 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재 및 그 제조 방법에 대하여, 상세히 설명한다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 상기와 같은 Mo 당량 A를 사용하여 화학 성분이 규정되는 티타늄 합금 선재 중, Fe 및 Si를 함유하는 티타늄 합금 선재이다. 이러한 α+β형 티타늄 합금 선재는, 냉간 신선성이 우수하고, 제1 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재와 같이 V를 함유하지 않기 때문에 저렴하며, 또한, 절삭·절단이 용이하다.

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 질량％로, Al: 4.50 내지 6.40％, Fe: 0.50 내지 2.10％, Si: 0 내지 0.50％, C: 0.080％ 미만, N: 0.050％ 이하, H: 0.016％ 이하, O: 0.25％ 이하를 함유하고, 잔부 Ti 및 불순물로 이루어지며, α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 내지 3.0이며, α 결정립의 최대 결정 입경이 30.0㎛ 이하이며, α 결정립의 평균 결정 입경이 1.0 내지 15.0㎛이며, 선재의 장축 방향의 직교 단면에 있어서의 α 결정립 중, 장축 방향에 대하여 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도가 15° 내지 40°의 범위에 있는 α 결정립의 면적률이 5.0％ 이하이다.

우선, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 화학 성분에 대하여, 이하에서 다시 설명한다. 이하의 설명에서는, 「질량％」를, 단순히 「％」라고 약기한다.

[Al의 함유량]

Al은, 고용 강화능이 높은 원소이며, 함유량을 늘리면 실온에서의 인장 강도가 높아진다. 보다 확실하게 원하는 인장 강도를 얻음과 함께, 얻어지는 집합 조직의 결정 방위를 보다 확실하게 원하는 범위 내로 제어하기 위해서, Al의 함유량을 4.50％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Al의 함유량은, 4.80％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 5.00％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Al을 6.40％를 초과해 함유시키면, 변형 저항의 증대에 의해 가공성의 저하를 초래함과 함께, 응고 편석 등에 의해 α상을 과도하게 고용 강화하여 국소적으로 딱딱한 영역이 생성되어, 피로 강도의 저하를 초래하고, 나아가서는, 충격 인성의 저하도 초래할 가능성이 있다. 그 때문에, Al의 함유량은, 6.40％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Al의 함유량은, 5.90％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 5.50％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

[Fe의 함유량]

Fe는, β 안정화 원소 중에서도 저렴한 첨가 원소이며, 또한, 고용 강화능이 높은 원소이다. 또한, 함유량을 늘리면 실온에서의 인장 강도가 높아진다. 필요한 강도를 얻는 것과, 실온에서 가공성이 좋은 β상을 유지하기 위해서, 본 실시 형태에 있어서 Fe의 함유량은 0.50％ 이상인 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서 Fe의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.70％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.80％ 이상이다. 한편, Fe는 매우 응고 편석되기 쉬운 첨가 원소이기 때문에, 과도하게 함유시키면 성능의 변동이 커져서, 장소에 따라서는 피로 강도가 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 있어서 Fe의 함유량은, 2.10％ 이하인 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서 Fe의 함유량은, 보다 바람직하게는 1.80％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.50％ 이하이다.

[Si의 함유량]

Si는, β 안정화 원소이지만, α상 중에도 고용되어 높은 고용 강화능을 나타낸다. 상기한 바와 같이 Fe는, 편석이라고 하는 관점에서 2.10％를 초과해 함유시키지 않는 것이 바람직한 점에서, 필요에 따라서, Si의 고용 강화에 의해 고강도화해도 된다. 그 때문에, Si는, 임의 첨가 원소이며, 그 함유량은, 0％를 하한으로 한다. 또한, Si는, 하기의 O와 반대인 편석 경향이 있고, 또한, O정도로는 응고 편석되기 어렵다는 점에서, 적정량의 Si를 O와 복합 함유시킴으로써, 높은 피로 강도와 인장 강도를 양립시키는 것을 기대할 수 있다. 이와 같은 효과는, Si의 함유량을 0.05％ 이상으로 함으로써 확실하게 발현시키는 것이 가능하기 때문에, Si를 함유시키는 경우, Si의 함유량은 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 앞서 언급한 바와 같이, Si를 과도하게 함유시키면, 실리사이드라고 칭하는 금속간 가공물을 형성하고, 피로 강도가 저하된다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, Si의 함유량을 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서, Si의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.45％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.40％ 이하이다.

[C, N, H, O의 함유량]

C, N, H, O는, 모두 다량으로 함유하면, 연성, 가공성을 저하시켜버리는 경우가 있기 때문에, C의 함유량은 0.010％ 미만, N의 함유량은 0.050％ 이하, H의 함유량은 0.016％ 이하, O의 함유량은 0.25％ 이하로 각각 제한하는 것이 바람직하다. 또한, C, N, H, O는, 불가피하게 혼입되는 불순물이기 때문에, 그 함유량은 각각 낮으면 낮을수록 바람직하다. 또한, C, N, H, O는, 불가피하게 혼입되는 불순물이기 때문에, 함유를 피할 수 없다는 점에서, 실질적인 함유량은, 통상, C가 0.0005％, N이 0.0001％, H가 0.0005％, O가 0.01％이다.

[Ni, Cr, Mn의 함유량]

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, 필요에 따라서, 잔부의 Ti의 일부 대신에, 0.15％ 미만의 Ni, 0.25％ 미만의 Cr, 0.25％ 미만의 Mn 중 1종 또는 2종 이상 함유해도 된다. 여기서, Ni, Cr, Mn의 함유량을, 각각, 0.15％ 미만, 0.25％ 미만, 0.25％ 미만으로 한 것은, 이들 원소는, 상기 상한을 초과해 함유시키면, 평형상인 금속간 화합물(Ti₂Ni, TiCr₂, TiMn)이 생성되고, 피로 강도 및 실온 연성이 열화되기 때문이다. Ni의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.13％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.11％ 이하이다. Cr 및 Mn의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.15％ 이하이다.

[β상의 면적률]

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 금속 조직에 대해서도, α상이 주체이며, α상 중에 소량의 β상이 존재한 것으로 되어 있다. 본 실시 형태에 있어서, α상의 면적률은 85％ 이상이며, 대략 85 내지 99％ 정도이다. 본 실시 형태에 있어서, β상의 면적률은, 대략 1 내지 15％ 정도로 된다.

[α 결정립의 평균 애스펙트비]

[α 결정립의 평균 결정 입경]

또한, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, 균열 발생 저감 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서, α+β형 티타늄 합금 선재에 있어서의 α 결정립의 평균 결정 입경을, 상기한 바와 같이 15.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서, α 결정립의 평균 결정 입경은, 보다 바람직하게는 12㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 10㎛ 이하이다.

[α 결정립의 최대 결정 입경]

또한, 피로 강도의 저하를 억제하기 위해서, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에서는, α 결정립의 최대 결정 입경을, 상기한 바와 같이 30.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. α 결정립의 최대 결정 입경은, 25.0㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 20.0㎛ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

[집합 조직]

[내부 결함]

상술한 바와 같이 Ti-6Al-4V로 대표되는 고강도의 α+β형 티타늄 합금은, 실온 내지 온간에서의 가공성이 부족하고, 변형 가공 시에 내부 결함이 발생하기 쉽다. 여기서 내부 결함이란 보이드 또는 크랙을 가리킨다. 한편, 후술하는 피로 특성은, 내부 결함이 다량으로 존재하면 열화될 가능성이 있다.

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에 있어서, 내부 결함의 발생량(즉, 단위 면적당 내부 결함의 개수)은, 통상은 0개/㎟로 된다. 단, 예의 검토한 결과, 내부 결함의 발생량이 13개/㎟ 이하의 범위 내이면, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에 발현되는 피로 특성에 대하여, 영향을 미치는 것은 아니다. 또한, 내부 결함의 측정 방법은, 앞서 제1 실시 형태에서 설명한 측정 방법을 이용하면 되기 때문에, 이하에서는 상세한 설명은 생략한다.

[0.2％ 내력]

앞서 언급한 바와 같이, 피로 강도는, 인장 특성의 0.2％ 내력이나 인장 강도와 상관이 있다. 그 때문에, 0.2％ 내력이나 인장 강도를 높인 쪽이, 피로 강도가 높아진다. 또한, α+β형 티타늄 합금은, 고강도의 특성을 활용하여 다양한 부재에 사용되는 점에서, 0.2％ 내력은, 어느 정도 높은 값을 갖고 있는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 따른 화학 성분계에서는, 0.2％ 내력이 700MPa 이상이면, 피로 강도와 함께, 부재로서 사용할 때의 강도를 만족할 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재에 있어서, 0.2％ 내력은 700MPa 이상인 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 0.2％ 내력은, 보다 바람직하게는 720MPa 이상이다. 한편, 0.2％ 내력의 상한은, 특별히 정하는 것은 아니다. 단, 0.2％ 내력이 너무 높아지면, 절결 감수성이 높아져서, 피로 강도의 저하를 초래한다. 1200MPa 이상이 되면 절결 감수성이 현저해진다는 점에서, 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 0.2％ 내력은, 1150MPa 미만인 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 0.2％ 내력은, 보다 바람직하게는 1050MPa 이하이다.

또한, 여기에서 말하는 0.2％ 내력이란, 티타늄 합금 선재의 장축 방향(길이 방향, 긴 방향과 동일한 의미)이 인장 방향이 되도록 인장 시험을 행한 경우의 0.2％ 내력이다. 또한, 0.2％ 내력의 측정 방법은, 앞서 제1 실시 형태에서 설명한 측정 방법을 이용하면 되기 때문에, 이하에서는 상세한 설명은 생략한다.

[피로 강도]

본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재는, 고피로 강도인 것을 특징 하고 있다. 상술한 바와 같이, 조직 형상이나 결정 입경은 피로 특성에 크게 영향을 미치고, 결정 형상의 경우, 침상 조직에서는 피로 특성이 대폭으로 저하된다. 또한, 등축정 조직이어도, 조직이 조대하면(즉, 결정 입경이 크면) 피로 특성은 저하된다. 본 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 화학 성분계에서는, 하기에 나타내는 회전 굽힘 피로에 있어서, 400MPa 이상인 것이 바람직하고, 420MPa 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 피로 강도의 측정 방법은, 앞서 제1 실시 형태에서 설명한 측정 방법을 이용하면 되기 때문에, 이하에서는 상세한 설명은 생략한다.

<α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법>

또한, 상술해 온 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법이지만, 제조에 사용하는 티타늄 합금재를 상술한 제2 실시 형태에 따른 화학 성분으로 하는 이외에는, 제1 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법과 마찬가지로 하여, 실시하는 것이 가능하다. 그 때문에, 이하에서는, 상세한 설명은 생략한다.

이상, 본 발명의 각 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재 및 그 제조 방법에 대하여, 상세히 설명하였다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적절히 변경을 가하여 실시하는 것이 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

(시험예 1)

이하에 나타내는 시험예 1에서는, 주로, 본 발명의 제1 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재 및 그 제조 방법에 착안하여, 보다 구체적으로 설명한다.

스폰지 티타늄, 스크랩 및 소정의 첨가 원소를 용해 원료로 하고, 진공 아크 용해로를 사용하여, 이하의 표 1에 나타낸 각 성분 조성을 갖는 티타늄 잉곳을 주조하였다.

주조한 티타늄 주괴를 사용하여, 열간단조를 행하였다. 얻어진 열간단조재로부터 100㎜φ의 환봉을 채취하고, 1050℃에서 열간 압연을 행하여 φ20㎜ 정도의 열연 막대를 얻었다. 그 후, 얻어진 열연 막대에 대하여, 탈 스케일을 실시하였다. 얻어진 열연 막대의 조직을 확인한바, 어느 단면에서 절단한 경우에 있어서도, 평균 입경 3.0㎛ 정도이며, 또한, 평균 애스펙트비가 1.5㎛ 이하인, 미세한 구상 조직을 갖고 있었다.

그 후, 제1 공정으로서, 이하의 표 2에 나타낸 가공 온도 및 감면율로 신선을 행하고, 이어서 Ar 분위기에서, 균열 온도 850℃, 균열 유지 시간 1.00시간의 조건에서 중간 어닐링을 실시하였다. 이러한 중간 어닐링의 처리 조건은, 균열 온도까지의 승온 속도를 고려해도, 상기 식 (2)로 나타낸 관계를 만족하는 것이다. 그 후에도, 신선과 중간 어닐링을 반복해서 행하여, 표 2에 나타낸 합계 감면율까지 신선하였다. 여기서, 이하의 표 2에 있어서의 「감면율」은, n회째의 중간 어닐링과 (n+1)회째의 중간 어닐링 사이에서의 감면율을 나타내고 있으며, 중간 어닐링은, 상기한 바와 같이 소정의 감면율에서의 신선 가공을 실시할 때마다 실시하였다. 그 후, 제2 공정으로서, 표 2에 나타낸 조건에서 최종 열처리를 실시함으로써, α+β형 티타늄 합금 선재를 제조하였다. 얻어진 α+β형 티타늄 합금 선재로부터 각종 시험편을 제작하였다.

α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 조건을, 표 2에 나타내었다. 또한, 표 3에는, 표 2에 있어서의 패턴 A 내지 F의 감면율을 나타내었다. 표 3에 나타낸 감면율은, 제1 공정에서의 가공의 감면율을 가공의 횟수마다 변화시킨 경우의 각 회의 감면율이다. 각 가공의 사이에, 상기 조건에서 중간 어닐링을 행하였다.

얻어진 시험편에 대하여, 마이크로 조직 관찰, 각 특성(0.2％ 내력, 피로 강도)의 측정을 행하였다.

(α 결정립의 평균 애스펙트비)

α+β형 티타늄 합금 선재로부터 절단한 L 단면(선재의 장축 방향의 직교 단면)을, 전해 연마 또는 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, EBSD(TSL 솔루션즈사제의 OIM Analysis 소프트웨어)를 사용하여 측정하였다. 구체적으로는, 경면화 후의 L 단면에 있어서, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정하였다. 그 후, 5° 이상의 방위 차를 발생하는 경우를 입계라 간주하고, 각 결정립의 장축 방향과 장축에 직교하는 방향의 최대 길이의 비(장축/단축), 즉 애스펙트비를 산출하고, 모든 결정립의 평균값(평균 애스펙트비)을 산출하였다.

(α 결정립의 평균 결정 입경 및 최대 결정 입경)

결정 입경은, 얻어진 시험편의 L 단면을 전해 연마 또는 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, EBSD(TSL 솔루션즈사제의 OIM Analysis 소프트웨어)를 사용하여 측정하였다. 구체적으로는, 경면화 후의 L 단면에 있어서, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정하였다. 그 후, 5° 이상의 방위 차를 발생하는 경우를 입계라 간주하고, 결정립 면적 A로부터 결정립마다의 원상당 입경 D를 구하였다(결정립 면적 A=π×(D/2)²). 평균 결정 입경은, 측정 범위 내의 모든 결정 입경의 평균값으로 하였다. 또한, 최대 결정 입경은, 측정 범위 내에 있어서의 최대값으로 하였다. 또한, α 결정립과 β 결정립 등의 다른 결정립은, EBSD상에서 기술적으로 용이하게 식별하는 것이 가능하였다.

(장축 방향과 c축이 이루는 각이 15 내지 40°인 α 결정립의 면적률)

상기 결정 입경의 측정 방법과 마찬가지로, 얻어진 시험편의 L 단면을 전해 연마 또는 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, EBSD(TSL 솔루션즈사제의 OIM Analysis 소프트웨어)를 사용하여 측정하였다. 구체적으로는, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정하고, 각 시야에 있어서의 조밀 육방 결정(hcp)의 c축과 α+β형 티타늄 합금 선재의 장축 방향이 이루는 각도가 15° 이상 40° 이하인 α 결정립의 면적률을 구하였다. 그 후, 각 시야로부터 얻어진 면적률의 평균을 산출하였다.

또한, 마이크로 조직 관찰에 있어서는, EBSD의 측정 결과에 기초하여, 해석 소프트웨어(가부시키가이샤 TSL 솔루션즈사제 OIM Analysis)를 사용함으로써 β 결정립도 포함하는 개개의 결정립 면적과, 장축 및 단축의 길이와, 애스펙트비를 산출하였다.

(내부 결함)

내부 결함은, α+β형 티타늄 합금 선재로부터 절단한 C 단면을 금강사지 및 버프 연마에 의해 경면으로 한 후, 광학 현미경으로 측정하였다. 배율을 50 내지 500배로 하여, 10 내지 20 시야를 촬영하고, 각 시야에 존재하는 보이드나 크랙 등의 결함의 수를 측정하고, 관찰 면적으로 나누어, 단위 면적당 내부 결함의 개수를 구하고, 그 평균값을 내부 결함수로 하였다. 또한, 내부 결함은 최대 치수가 5㎛ 이상인 것으로 하였다.

(0.2％ 내력)

얻어진 α+β형 티타늄 합금 선재로부터, 길이 방향이 압연 방향에 대하여 평행한 ASTM 하프 사이즈 인장 시험편(평행부 폭 6.25㎜, 평행부 길이 32㎜, 표점간 거리 25㎜)을 채취하고, 변형 속도를, 변형 1.5％까지를 0.5％/min, 그 후 파단까지를 30％/min에서 행하였다. 이때의 0.2％ 내력을 측정하였다. 본 시험예에서는, 얻어진 0.2％ 내력이 850MPa 이상 1200MPa 미만인 경우를, 합격으로 하였다.

(피로 강도)

피로 특성은, 회전 굽힘 피로 시의 피로 특성을 채용하도록 하고, 하기의 방법으로 측정했을 때의 특성으로 하였다. 얻어진 α+β형 티타늄 합금 선재로부터, 평행부의 표면 조도가 연마지 #600 이상이 되도록 연마된 환봉 시험편을 제작하였다. 이 환봉 시험편을, 오노식 회전 굽힘 시험에 의해, 응력비 R=-1로 하여, 1×10⁷회까지 응력 부하를 반복해도 피로 파괴되지 않는 최대 응력을, 피로 강도로 하였다. 본 시험예에서는, 얻어진 피로 강도가 450MPa 이상인 경우를, 합격으로 하였다.

얻어진 결과를, 이하의 표 4에 정리하여 나타내었다. 실시예 1 내지 29는, 본 발명예이다. 실시예 1 내지 29의 α+β형 티타늄 합금 막대선 부재는, 모두 우수한 피로 강도를 갖고 있다는 것을 알 수 있다.

한편, 비교예 1 내지 3, 5, 9 및 10은, 최종 열처리의 열처리 시간이 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않기 때문에, 평균 애스펙트비, 평균 결정 입경 또는 최대 결정 입경이 발명 범위로부터 벗어나, 피로 강도가 450MPa를 하회하였다. 비교예 4 및 6에서는, 가공 온도가 너무 높기 때문에, α 결정립을 구성하는 hcp에 있어서의 c축의 결정 방위를 소정의 범위로 제어할 수 없어, 피로 강도가 450MPa를 하회하였다. 비교예 7은, 1회당 감면율이 50％를 초과해 너무 높기 때문에, 피로 강도가 450MPa를 하회하였다. 또한, 내부 결함에 대해서도, 증가하고 있는 것이 명확해졌다. 비교예 8은, 합계의 감면율이 50％ 미만이기 때문에, 피로 강도가 450MPa를 하회하였다.

또한, 표 2 및 표 4에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 외인 것을 나타내고 있다.

(시험예 2)

이하에 나타내는 시험예 2에서는, 주로, 본 발명의 제2 실시 형태에 따른 α+β형 티타늄 합금 선재 및 그 제조 방법에 착안하여, 보다 구체적으로 설명한다.

스폰지 티타늄, 스크랩 및 소정의 첨가 원소를 용해 원료로 하고, 진공 아크 용해로를 사용하여, 이하의 표 5에 나타낸 각 성분 조성을 갖는 티타늄 잉곳을 주조하였다.

그 후, 제1 공정으로서, 이하의 표 6에 나타낸 가공 온도 및 감면율로 신선을 행하고, 이어서 Ar 분위기에서, 균열 온도 850℃, 균열 유지 시간 1.00시간의 조건에서 중간 어닐링을 실시하였다. 이러한 중간 어닐링의 처리 조건은, 균열 온도까지의 승온 속도를 고려하여도, 상기 식 (2)에서 나타낸 관계를 만족하는 것이다. 그 후에도, 신선과 중간 어닐링을 반복해서 행하여, 표 5에 나타낸 합계 감면율까지 신선하였다. 여기서, 이하의 표 6에 있어서의 「감면율」은, n회째의 중간 어닐링과 (n+1)회째의 중간 어닐링 사이에서의 감면율을 나타내고 있으며, 중간 어닐링은, 상기한 바와 같이 소정의 감면율로 신선 가공을 실시할 때마다 실시하였다. 그 후, 제2 공정으로서, 표 5에 나타낸 조건에서 최종 열처리를 실시함으로써, α+β형 티타늄 합금 선재를 제조하였다. 얻어진 α+β형 티타늄 합금 선재로부터 각종 시험편을 제작하였다.

α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 조건을, 표 6에 나타내었다. 또한, 표 7에는, 표 6에 있어서의 패턴 A 내지 F의 감면율을 나타내었다. 표 7에 나타낸 감면율은, 제1 공정에서의 가공의 감면율을 가공의 횟수마다 변화시킨 경우의 각 회의 감면율이다. 각 가공하는 사이에, 상기 조건에서 중간 어닐링을 행하였다.

(α 결정립의 평균 애스펙트비)

α+β형 티타늄 합금 선재로부터 절단한 L 단면(선재의 장축 방향의 직교 단면)을, 전해 연마 또는 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, EBSD(TSL 솔루션즈사제의 OIM Analysis 소프트웨어)를 사용하여 측정하였다. 구체적으로는, 경면화 후의 L 단면에 있어서, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정하였다. 그 후, 5° 이상의 방위차를 발생하는 경우를 입계라 간주하고, 각 결정립의 장축 방향과 장축에 직교하는 방향의 최대 길이의 비(장축/단축), 즉 애스펙트비를 산출하고, 모든 결정립의 평균값(평균 애스펙트비)을 산출하였다.

(α 결정립의 평균 결정 입경 및 최대 결정 입경)

결정 입경은, 얻어진 시험편의 L 단면을 전해 연마 또는 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, EBSD(TSL 솔루션즈사제의 OIM Analysis 소프트웨어)를 사용하여 측정하였다. 구체적으로는, 경면화 후의 L 단면에 있어서, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정하였다. 그 후, 5° 이상의 방위 차를 발생하는 경우를 입계라 간주하고, 결정립 면적 A로부터 결정립마다의 원 상당 입경 D를 구하였다(결정립 면적 A=π×(D/2)²). 평균 결정 입경은, 측정 범위 내의 모든 결정 입경의 평균값으로 하였다. 또한, 최대 결정 입경은, 측정 범위 내에 있어서의 최대값으로 하였다. 또한, α 결정립과 β 결정립 등의 다른 결정립은, EBSD상에서 기술적으로 용이하게 식별하는 것이 가능하였다.

상기의 결정 입경의 측정 방법과 마찬가지로, 얻어진 시험편의 L 단면을 전해 연마 또는 콜로이달 실리카 연마에 의해 경면으로 한 후, EBSD(TSL 솔루션즈사제의 OIM Analysis 소프트웨어)를 사용하여 측정하였다. 구체적으로는, 크기 500㎛×500㎛의 영역을, 스텝 0.5 내지 1㎛로, 2 내지 10 시야 정도 측정하고, 각 시야에 있어서의 조밀 육방 결정(hcp)의 c축과 α+β형 티타늄 합금 선재의 장축 방향이 이루는 각도가 15° 이상 40° 이하인 α 결정립의 면적률을 구하였다. 그 후, 각 시야로부터 얻어진 면적률의 평균을 산출하였다.

(내부 결함)

(0.2％ 내력)

얻어진 α+β형 티타늄 합금 선재로부터, 길이 방향이 압연 방향에 대하여 평행한 ASTM 하프 사이즈 인장 시험편(평행부 폭 6.25㎜, 평행부 길이 32㎜, 표점간 거리 25㎜)을 채취하고, 변형 속도를, 변형 1.5％까지를 0.5％/min, 그 후 파단까지를 30％/min에서 행하였다. 이때의 0.2％ 내력을 측정하였다. 본 시험예에서는, 얻어진 0.2％ 내력이 700MPa 이상 1200MPa 미만인 경우를, 합격으로 하였다.

(피로 강도)

피로 특성은, 회전 굽힘 피로 시의 피로 특성을 채용하도록 하고, 하기의 방법으로 측정했을 때의 특성으로 하였다. 얻어진 α+β형 티타늄 합금 선재로부터, 평행부의 표면 조도가 연마지 #600 이상이 되도록 연마된 환봉 시험편을 제작하였다. 이 환봉 시험편을, 오노식 회전 굽힘 시험에 의해, 응력비 R=-1로 하여, 1×10⁷회까지 응력 부하를 반복해도 피로 파괴되지 않는 최대 응력을, 피로 강도로 하였다. 본 시험예에서는, 얻어진 피로 강도가 400MPa 이상인 경우를, 합격으로 하였다.

얻어진 결과를, 이하의 표 8에 정리하여 나타내었다. 실시예 30 내지 57은, 본 발명예이다. 실시예 30 내지 57의 α+β형 티타늄 합금 막대선 부재는, 모두 우수한 피로 강도를 갖고 있다는 것을 알 수 있다.

한편, 비교예 11 내지 12, 15는, 최종 열처리의 열처리 시간이 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않기 때문에, 평균 애스펙트비 또는 결정 입경이 본 발명의 범위 외로 되고, 피로 강도가 400MPa를 하회하였다. 비교예 13은, 1회당 감면율이 50％를 초과해 너무 높기 때문에, 신선 중에 파단되어버려, 상세한 평가를 행할 수 없었다. 비교예 14에서는, 가공 온도가 너무 높기 때문에, α 결정립을 구성하는 hcp에 있어서의 c축의 결정 방위를 소정의 범위로 제어할 수 없어, 피로 강도가 400MPa를 하회하였다. 비교예 15는, 합계 감면율이 50％ 미만이었기 때문에, 피로 강도가 400MPa를 하회하였다. 비교예 16은, 최종 열처리의 열 처리 온도가 700℃미만이었기 때문에, 평균 애스펙트비가 본 발명의 범위 외로 되고, 피로 강도가 400MPa를 하회하였다. 비교예 17은, 최종 열처리의 열소 온도가 950℃ 초과였기 때문에, 평균 애스펙트비 및 결정 입경이 본 발명의 범위 외로 되고, 피로 강도가 400MPa를 하회하였다.

또한, 표 6 및 표 8에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 외인 것을 나타낸다.

이상, 첨부 도면을 참조하면서 본 발명의 바람직한 실시 형태에 대하여 상세히 설명하였지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지는 않는다. 본 발명이 속하는 기술의 분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 사람이라면, 청구범위에 기재된 기술적 사상의 범주 내에서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있음은 명확하며, 이들에 대해서도, 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 이해해야 한다.

A, B: 경계면
L: 장축 방향

Claims

질량％로,
Al: 4.50 내지 6.75％,
Si: 0 내지 0.50％,
C: 0.080％ 이하,
N: 0.050％ 이하,
H: 0.016％ 이하,
O: 0.25％ 이하,
Mo: 0 내지 5.5％,
V: 0 내지 4.50％,
Nb: 0 내지 3.0％,
Fe: 0 내지 2.10％,
Cr: 0 내지 0.25％ 미만,
Ni: 0 내지 0.15％ 미만,
Mn: 0 내지 0.25％ 미만
을 함유하고, 잔부가 Ti 및 불순물로 이루어지며, 또한, Al, Mo, V, Nb, Fe, Cr, Ni 및 Mn의 함유량이 하기 식 (1)을 만족하고,
α 결정립의 평균 애스펙트비가 1.0 내지 3.0이며,
α 결정립의 최대 결정 입경이 30.0㎛ 이하이며,
α 결정립의 평균 결정 입경이 1.0㎛ 내지 15.0㎛이며,
선재의 장축 방향의 직교 단면에 있어서의 α 결정립 중, 상기 장축 방향에 대하여 α 결정립을 구성하는 조밀 육방 결정의 c축 방향의 경사 각도가 15° 내지 40°의 범위에 있는 α 결정립의 면적률이 5.0％ 이하인, α+β형 티타늄 합금 선재.

여기서, 상기 식 (1)에 있어서, [원소 기호]의 표기는, 대응하는 원소 기호의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소 기호에 대해서는, 0을 대입하기로 한다.
제1항에 있어서,
질량％로,
Al: 5.50 내지 6.75％,
V: 3.50 내지 4.50％,
Fe: 0.40％ 이하
를 함유하는, α+β형 티타늄 합금 선재.
제1항에 있어서,
질량％로,
Al: 4.50 내지 6.40％,
Fe: 0.50 내지 2.10％
를 함유하는, α+β형 티타늄 합금 선재.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
단위 면적당 내부 결함의 개수가 0개/㎟ 내지 13개/㎟인, α+β형 티타늄 합금 선재.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 α+β형 티타늄 합금 선재를 제조하는 방법이며,
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖는 티타늄 합금재를, 0℃ 내지 500℃의 범위의 가공 온도에 있어서, 1회 또는 2회 이상의 가공을 행하는 공정이며, 1회당 가공 시의 감면율을 10 내지 50％로 하고, 합계 감면율을 50％ 이상으로 하는 제1 공정과,
상기 제1 공정 후의 티타늄 합금재에 대하여, 열 처리 온도 T를 700℃ 내지 950℃의 범위로 하고, 열처리 시간 t를 하기 식 (2)를 만족하는 열처리 시간으로 하는 최종 열처리를 실시하는 제2 공정
을 포함하는, α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법.

여기서, 상기 식 (2)에 있어서,
T: 상기 제2 공정에서의 열 처리 온도(℃)
t: 상기 제2 공정에서의 열처리 시간(hr)
이다.
제5항에 있어서,
상기 제1 공정에 있어서, 상기 가공을 복수회 행하는 경우, 각 가공의 사이에 중간 어닐링을 실시하는, α+β형 티타늄 합금 선재의 제조 방법.