KR20240000209A - High strength and ductility titanium alloys with excellent formability - Google Patents
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Abstract
본 발명은 우수한 기계적 특성을 가지면서 가공성이 우수한 타이타늄 합금에 관한 것으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 Ti-Al-Fe-Sn계 타이타늄 합금은, 중량 %로, Ti-(3-5)% Al-(2-4)% Fe-(0-5)% V-(0-2)% Sn-(0-2)% Zr-(0-3)% Mo-(2-4)% Cr-(0-0.3)% Si을 포함하며, Fe+Cr+Mo의 합은 5%를 초과하고, Fe+Cr+Mo+Al+V의 합은 16% 미만이며, 평균 유효 직경(Mean effective equivalent circle diameter, 이하 ECD라 한다)이 1 ㎛ 이상인 알파상이 부피 %로 0 % 초과 50% 미만이고, 평균 유효 직경(Mean effective equivalent circle diameter, 이하 ECD라 한다)이 1 ㎛ 미만인 알파상이 부피 %로 0 % 초과 50% 미만이며, 상기 ECD 1 ㎛ 이상인 알파상과 1 ㎛ 미만인 알파상의 합은 65% 미만이며 잔부는 베타상인 미세조직을 가지는 것을 특징으로 한다.The present invention relates to a titanium alloy having excellent mechanical properties and excellent workability. The Ti-Al-Fe-Sn titanium alloy according to an embodiment of the present invention has Ti-(3-5)% by weight. Al-(2-4)% Fe-(0-5)% V-(0-2)% Sn-(0-2)% Zr-(0-3)% Mo-(2-4)% Cr- Contains (0-0.3)% Si, the sum of Fe+Cr+Mo exceeds 5%, the sum of Fe+Cr+Mo+Al+V is less than 16%, and the mean effective equivalent circle The alpha phase with a diameter (hereinafter referred to as ECD) of 1 ㎛ or more is greater than 0% and less than 50% by volume, and the alpha phase with a mean effective equivalent circle diameter (hereinafter referred to as ECD) of less than 1 ㎛ is 0% by volume. It is characterized by having a microstructure in which the excess is less than 50%, the sum of the alpha phase with an ECD of 1 ㎛ or more and the alpha phase with a size of less than 1 ㎛ is less than 65%, and the remainder is a beta phase.
Description
본 발명은 높은 강도와 연신율 및 우수한 성형성을 동시에 가지면서 제조 비용이 낮은 타이타늄 합금에 관한 것이다. The present invention relates to a titanium alloy that has high strength, elongation, and excellent formability while having low manufacturing costs.
타이타늄 합금은 낮은 밀도와 높은 강도, 우수한 비강도(specific strength) 및 생체 적합성(biocompatibility)을 가지므로 많은 산업분야에 이용되고 있다.Titanium alloy is used in many industrial fields because it has low density, high strength, excellent specific strength and biocompatibility.
현재 많이 사용되는 타이타늄 합금은 순수한(또는 상업적으로 순수한) 상태의 CP(commercially pure) 타이타늄, 고온 베타(beta, β)상과 저온 알파(alpha, α) 상이 공존하는 알파+베타 타이타늄 합금, 그리고 베타 안정화 원소를 많이 포함한 베타 타이타늄 합금 등으로 구분된다.Titanium alloys that are currently widely used are CP (commercially pure) titanium in a pure (or commercially pure) state, alpha + beta titanium alloy in which a high-temperature beta (beta) phase and a low-temperature alpha (α) phase coexist, and beta It is classified into beta titanium alloy containing many stabilizing elements.
상기 타이타늄 합금들 가운데 알파+베타 합금으로 분류되는 Ti-6wt.% Al-4wt.%V(이하 Ti-64 합금이라 한다, wt.%는 이하 %라 한다) 합금은 높은 비강도로 인해 상업적으로 매우 널리 사용되고 있다.Among the above titanium alloys, Ti-6wt.% Al-4wt.%V (hereinafter referred to as Ti-64 alloy, wt.% is hereinafter referred to as %) alloy, which is classified as alpha + beta alloy, is very commercially available due to its high specific strength. It is widely used.
특히 상기 Ti-64 합금은 항공기의 압축기나 발전기의 터빈 블레이드(turbine blasι)로 상업적으로 널리 사용된다.In particular, the Ti-64 alloy is widely used commercially as turbine blades for aircraft compressors or generators.
한편 최근에는 발전기의 발전효율을 높이기 위해 블레이드의 크기가 대형화되고 있다. Meanwhile, recently, the size of the blades has been enlarged to increase the power generation efficiency of generators.
이에 따라 대형 블레이드에 가해지는 높은 회전력을 견딜 수 있는 보다 높은 강도의 합금 수요가 증대되고 있고, 이에 따라 Ti-6%Al-2%Sn-2%Zr-2%Cr-2%Mo-0.15%Si 합금(이하 Ti-62222S 합금이라 한다)이 개발되어 점차 그 사용을 확대해 가고 있다.Accordingly, the demand for higher strength alloys that can withstand the high rotational force applied to large blades is increasing, and accordingly Ti-6%Al-2%Sn-2%Zr-2%Cr-2%Mo-0.15% Si alloy (hereinafter referred to as Ti-62222S alloy) has been developed and its use is gradually expanding.
상기 Ti-64 합금 또는 Ti-62222S 합금을 이용한 블레이드 제조는 통상적으로 도 1에서와 같이 합금 잉곳(ingot) 제조 단계, 베타 단조(β forging) 및/또는 알파+베타 단조(α+β forging)의 빌렛(billet) 제조 단계, 알파+베타 단조(α+β forging)의 형 단조(net shape forging) 단계, 열처리 단계를 이용한다.Blade manufacturing using the Ti-64 alloy or Ti-62222S alloy typically involves the steps of alloy ingot manufacturing, beta forging, and/or alpha + beta forging, as shown in FIG. 1. A billet manufacturing step, a net shape forging step of alpha + beta forging, and a heat treatment step are used.
그런데 상기 종래의 제조 단계들에서 필수적으로 포함되는 알파+베타 단조(α+β forging)는 미세한 결정립의 확보라는 장점에도 불구하고 낮은 공정온도와 높은 유동응력(flow stress)로 인해 여러 가지 단점을 가진다.However, alpha + beta forging, which is essentially included in the conventional manufacturing steps, has several disadvantages due to low process temperature and high flow stress, despite the advantage of securing fine grains. .
먼저 높은 유동응력은 가공에 있어 고압의 유압기계(단조기 또는 프레스기)를 필요로 한다. 그런데 고압의 유압기계는 가격이 매우 고가일 뿐만 아니라 공정이 매우 위험하다는 문제가 있다.First, high flow stress requires high-pressure hydraulic machines (forging machines or press machines) for processing. However, high-pressure hydraulic machines have the problem that not only are they very expensive, but the process is very dangerous.
또한 낮은 공정온도는 단조 가공 중에 가공 대상물의 빈번한 재가열을 요구하고 그 결과 공정시간의 증가로 인한 생산성의 저하를 유발한다.Additionally, low processing temperatures require frequent reheating of the workpiece during forging, resulting in a decrease in productivity due to an increase in processing time.
이에 반해 베타 단조(β forging)는 알파+베타 단조(α+β forging) 대비 높은 공정온도에서 기인한 낮은 유동응력을 이용할 수 있다는 장점에도 불구하고 조대한 결정립으로 인한 기계적 특성 저하로 인해 종래의 Ti-64 합금 또는 Ti-62222S 합금에서는 채택되지 못하여 왔다.On the other hand, beta forging (β forging) has the advantage of being able to utilize low flow stress resulting from a high process temperature compared to alpha+beta forging (α+β forging), but due to the deterioration of mechanical properties due to coarse grains, conventional Ti It has not been adopted in -64 alloy or Ti-62222S alloy.
이에 따라 낮은 유동응력을 이용할 수 있는 베타 단조(β forging)를 통해서도 우수한 기계적 특성을 가지는 새로운 타이타늄 합금의 개발에 대한 요구가 증대되고 있다.Accordingly, there is an increasing demand for the development of new titanium alloys with excellent mechanical properties even through beta forging that can utilize low flow stress.
본 발명의 목적은 합금설계(alloy design)과 미세조직 제어를 통해 기존의 Ti-64 합금 또는 Ti-62222S 합금을 대체할 수 있는 새로운 타이타늄 합금을 제공하는 것이다.The purpose of the present invention is to provide a new titanium alloy that can replace the existing Ti-64 alloy or Ti-62222S alloy through alloy design and microstructure control.
보다 구체적으로 본 발명의 목적은 바이모달(bi-modal) 분포의 알파상과 함께 베타상을 포함하는 새로운 미세조직을 가지는 새로운 타이타늄 합금을 제공하는 것이다.More specifically, the purpose of the present invention is to provide a new titanium alloy with a new microstructure containing a beta phase together with an alpha phase of bi-modal distribution.
또한 본 발명의 목적은 베타 단조와 같은 높은 가공온도에서도 미세조직 제어를 통해 기계적 특성(연성 및 강도)이 우수한 새로운 타이타늄 합금을 제공하는 것이다.Additionally, the purpose of the present invention is to provide a new titanium alloy with excellent mechanical properties (ductility and strength) through microstructure control even at high processing temperatures such as beta forging.
나아가 본 발명의 목적은 형 단조에서도 유동응력이 낮은 가공조건을 이용할 수 있어서 생산성이 우수한 새로운 타이타늄 합금을 제공하는 것이다.Furthermore, the purpose of the present invention is to provide a new titanium alloy with excellent productivity because processing conditions with low flow stress can be used even in mold forging.
본 발명의 목적들은 이상에서 언급한 목적으로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 본 발명의 다른 목적 및 장점들은 하기의 설명에 의해서 이해될 수 있고, 본 발명의 실시예에 의해 보다 분명하게 이해될 것이다. 또한, 본 발명의 목적 및 장점들은 특허 청구 범위에 나타낸 수단 및 그 조합에 의해 실현될 수 있음을 쉽게 알 수 있을 것이다.The objects of the present invention are not limited to the objects mentioned above, and other objects and advantages of the present invention that are not mentioned can be understood by the following description and will be more clearly understood by the examples of the present invention. Additionally, it will be readily apparent that the objects and advantages of the present invention can be realized by the means and combinations thereof indicated in the patent claims.
상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 타이타늄 합금은, 중량 %로, Ti-(3-5)% Al-(2-4)% Fe-(0-5)% V-(0-2)% Sn-(0-2)% Zr-(0-3)% Mo-(2-4)% Cr-(0-0.3)% Si을 포함하며, Fe+Cr+Mo의 합은 5%를 초과하고, Fe+Cr+Mo+Al+V의 합은 16% 미만이며, 평균 유효 직경(Mean effective equivalent circle diameter, 이하 ECD라 한다)이 1 ㎛ 이상인 알파상이 부피 %로 0 % 초과 50% 미만이고, 평균 유효 직경(Mean effective equivalent circle diameter, 이하 ECD라 한다)이 1 ㎛ 미만인 알파상이 부피 %로 0 % 초과 50% 미만이며, 상기 ECD 1 ㎛ 이상인 알파상과 1 ㎛ 미만인 알파상의 합은 65% 미만이며 잔부는 베타상인 미세조직을 가지는, 타이타늄 합금이다.The titanium alloy according to an embodiment of the present invention to achieve the above object is Ti-(3-5)% Al-(2-4)% Fe-(0-5)% V-( Contains 0-2)% Sn-(0-2)% Zr-(0-3)% Mo-(2-4)% Cr-(0-0.3)% Si, and the sum of Fe+Cr+Mo is It exceeds 5%, the sum of Fe+Cr+Mo+Al+V is less than 16%, and the alpha phase with a mean effective equivalent circle diameter (hereinafter referred to as ECD) of 1 ㎛ or more exceeds 0% by volume. The alpha phase with a mean effective equivalent circle diameter (hereinafter referred to as ECD) of less than 1 ㎛ is less than 50% and the alpha phase with a mean effective equivalent circle diameter (ECD) of less than 1 ㎛ is more than 0% and less than 50% by volume, and the alpha phase with an ECD of 1 ㎛ or more and the alpha phase with an ECD of less than 1 ㎛ It is a titanium alloy with a microstructure in which the total is less than 65% and the remainder is beta phase.
바람직하게는 상기 합금은 아래의 식으로 정의되는 Mo 당량(Mo equivalency)이 10 이상 17 이하인, 타이타늄 합금이다.Preferably, the alloy is a titanium alloy having a Mo equivalency of 10 to 17, defined by the formula below.
([Mo]eq = [Mo] + 0.67 [V] + 0.44 [W] + 0.28 [Nb] + 0.22 [Ta] + 2.9 [Fe] + 1.6 [Cr] + 1.25 [Ni] + 1.7 [Mn] + 1.7 [Co])([Mo] eq = [Mo] + 0.67 [V] + 0.44 [W] + 0.28 [Nb] + 0.22 [Ta] + 2.9 [Fe] + 1.6 [Cr] + 1.25 [Ni] + 1.7 [Mn] + 1.7 [Co])
바람직하게는 상기 합금은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 가지는, 타이타늄 합금이다.Preferably, the alloy is a titanium alloy having an elongation of 15% or more and a tensile strength of 1,000 MPa or more.
본 발명은 합금설계(alloy design)과 바이모달 알파상을 포함하는 미세조직 제어를 통해 기계적 특성이 우수한 새로운 타이타늄 합금을 제공할 수 있는 효과를 가진다.The present invention has the effect of providing a new titanium alloy with excellent mechanical properties through alloy design and microstructure control including bimodal alpha phase.
또한 본 발명에 따르면 종래의 타아타늄 합금에서는 성능 저하로 인해 적용이 어려웠던 낮은 유동응력을 가지는 고온 공정을 사용할 수 있는 새로운 타이타늄 합금을 제공할 수 있다.In addition, according to the present invention, it is possible to provide a new titanium alloy that can be used in a high temperature process with low flow stress, which was difficult to apply in conventional titanium alloys due to poor performance.
또한 본 발명에 따르면 낮은 유동응력을 가지는 고온 공정을 이용함으로써 성형성이 우수하고 생산성이 높은 새로운 타이타늄 합금을 제공할 수 있다.In addition, according to the present invention, a new titanium alloy with excellent formability and high productivity can be provided by using a high temperature process with low flow stress.
상술한 효과와 더불어 본 발명의 구체적인 효과는 이하 발명을 실시하기 위한 구체적인 사항을 설명하면서 함께 기술한다.In addition to the above-described effects, specific effects of the present invention are described below while explaining specific details for carrying out the invention.
도 1은 종래의 타이타늄 합금의 제조 공정을 나타내는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 제조 공정을 나타내는 순서도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 구체적인 제조 공정 조건을 도시한다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 미세조직을 도시한다.
도 5는 본 발명의 실시예와 Al의 조성범위를 만족하지 못하는 비교예의 기계적 특성 평가 결과를 도시한다.
도 6은 본 발명의 실시예와 Fe의 조성범위를 만족하지 못하는 비교예의 기계적 특성 평가 결과를 도시한다.
도 7은 본 발명의 실시예와 Cr+Fe+Mo의 총합이 5 % 초과인 조성범위를 만족시키지 못하는 비교예의 기계적 특성 평가 결과를 도시한다.
도 8은 본 발명의 실시예와 Cr+Fe+Al+Mo+V의 총합이 16 % 미만인 조성범위를 만족시키지 못하는 비교예의 기계적 특성 평가 결과를 도시한다.
도 9는 본 발명의 실시예와 고온 알파상 및 저온 알파상의 각각의 분율과 총 알파상의 분율을 만족시키지 못하는 비교예의 기계적 특성 평가 결과를 도시한다.1 is a flowchart showing the manufacturing process of a conventional titanium alloy.
Figure 2 is a flow chart showing the manufacturing process of beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
Figure 3 shows specific manufacturing process conditions for beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
Figure 4 shows the microstructure of beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
Figure 5 shows the results of mechanical property evaluation of an example of the present invention and a comparative example that does not satisfy the composition range of Al.
Figure 6 shows the mechanical property evaluation results of the examples of the present invention and the comparative examples that do not satisfy the composition range of Fe.
Figure 7 shows the mechanical property evaluation results of the examples of the present invention and the comparative examples that do not satisfy the composition range in which the total of Cr + Fe + Mo is more than 5%.
Figure 8 shows the mechanical property evaluation results of the examples of the present invention and the comparative examples that do not satisfy the composition range in which the total of Cr + Fe + Al + Mo + V is less than 16%.
Figure 9 shows the mechanical property evaluation results of the examples of the present invention and the comparative examples that do not satisfy the respective fractions of the high-temperature alpha phase and the low-temperature alpha phase and the total fraction of the alpha phase.
이하, 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.Hereinafter, with reference to the drawings, embodiments of the present invention will be described in detail so that those skilled in the art can easily implement the present invention. The present invention may be implemented in many different forms and is not limited to the embodiments described herein.
본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다. 또한, 본 발명의 일부 실시예들을 예시적인 도면을 참조하여 상세하게 설명한다. 각 도면의 구성요소들에 참조부호를 부가함에 있어서, 동일한 구성요소들에 대해서는 비록 다른 도면상에 표시되더라도 가능한 한 동일한 부호를 가질 수 있다. 또한, 본 발명을 설명함에 있어, 관련된 공지 구성 또는 기능에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 수 있다.In order to clearly explain the present invention, parts that are not relevant to the description are omitted, and identical or similar components are assigned the same reference numerals throughout the specification. Additionally, some embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the exemplary drawings. In adding reference numerals to components in each drawing, identical components may have the same reference numerals as much as possible even if they are shown in different drawings. Additionally, when describing the present invention, if it is determined that a detailed description of a related known configuration or function may obscure the gist of the present invention, the detailed description may be omitted.
본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 제 1, 제 2, A, B, (a), (b) 등의 용어를 사용할 수 있다. 이러한 용어는 그 구성 요소를 다른 구성요소와 구별하기 위한 것일 뿐, 그 용어에 의해 해당 구성 요소의 본질, 차례, 순서 또는 개수 등이 한정되지 않는다. 어떤 구성 요소가 다른 구성요소에 "연결", "결합" 또는 "접속"된다고 기재된 경우, 그 구성 요소는 그 다른 구성요소에 직접적으로 연결되거나 또는 접속될 수 있지만, 각 구성 요소 사이에 다른 구성 요소가 "개재"되거나, 각 구성 요소가 다른 구성 요소를 통해 "연결", "결합" 또는 "접속"될 수도 있다고 이해되어야 할 것이다.In describing the components of the present invention, terms such as first, second, A, B, (a), and (b) may be used. These terms are only used to distinguish the component from other components, and the nature, sequence, order, or number of the components are not limited by the term. When a component is described as being “connected,” “coupled,” or “connected” to another component, that component may be directly connected or connected to that other component, but there are no other components between each component. It should be understood that may be “interposed” or that each component may be “connected,” “combined,” or “connected” through other components.
타이타늄은 체심입방격자(body centered cublic, BCC) 구조를 가지는 고온의 베타상과 육방체밀격자(hexagonal closed packed, HCP) 구조를 가지는 저온의 알파상의 두 가지 결정구조를 가지는 동소변태(polymorphous) 원소이다.Titanium is a polymorphous element with two crystal structures: a high-temperature beta phase with a body centered cubic (BCC) structure and a low-temperature alpha phase with a hexagonal closed packed (HCP) structure. .
상기 타이타늄에 전이금속이 첨가되면, 상기 타이타늄의 고온 베타상이 안정해지는 영역이 넓어지게 된다. 다시 말하면 고온 베타상이 저온 알파상으로 상변태되는 온도인 베타 트랜서스(beta transus) 온도가 감소하게 된다.When a transition metal is added to titanium, the area in which the high-temperature beta phase of titanium is stable expands. In other words, the beta transus temperature, which is the temperature at which the high-temperature beta phase undergoes a phase transformation into the low-temperature alpha phase, decreases.
이 때 각 첨가되는 합금원소에 따라 베타상이 안정화되는 정도가 달라지는데, Mo(molybdenum)을 기준으로 각 합금원소 별로 베타상 안정화 정도를 나타낸 것을 다음과 같은 Mo 당량(Mo equivalency)라 한다. At this time, the degree to which the beta phase is stabilized varies depending on each added alloy element. The degree of beta phase stabilization for each alloy element based on Mo (molybdenum) is referred to as Mo equivalency as follows.
[Mo]eq = [Mo] + 0.67 [V] + 0.44 [W] + 0.28 [Nb] + 0.22 [Ta] + 2.9 [Fe] + 1.6 [Cr] + 1.25 [Ni] + 1.7 [Mn] + 1.7 [Co] [Mo] eq = [Mo] + 0.67 [V] + 0.44 [W] + 0.28 [Nb] + 0.22 [Ta] + 2.9 [Fe] + 1.6 [Cr] + 1.25 [Ni] + 1.7 [Mn] + 1.7 [Co]
상기 Mo 당량 값은 타이타늄 합금의 성분 및 조성 범위에 의해 결정되지만, 다양한 합금 원소들 및 각 성분들의 조성범위들을 하나의 파라미터로 normalize 시킨 값이다. 따라서 상기 Mo 당량 값은 타이타늄 합금의 상 안정성, 변형 메커니즘 및 기계적 물성을 결정할 수 있는 파라미터 값이 될 수 있다.The Mo equivalent value is determined by the components and composition range of the titanium alloy, but is a value that normalizes the various alloy elements and composition ranges of each component into one parameter. Therefore, the Mo equivalent value can be a parameter value that can determine the phase stability, deformation mechanism, and mechanical properties of the titanium alloy.
종래의 Ti-64 합금은 베타 안정화 정도가 높지 않고 알파상이 상대적으로 높은 온도까지 안정화 될 수 있다. 그 결과 종래의 Ti-64 합금에서는 고온에서 이미 알파상이 일정 부분 석출되고(이를 초석(primary) 알파라 한다) 다시 후속 시효처리 등의 열처리 시에 세컨더리(secondary) 알파상이 석출된다.Conventional Ti-64 alloy does not have a high degree of beta stabilization, and the alpha phase can be stabilized to relatively high temperatures. As a result, in the conventional Ti-64 alloy, the alpha phase is already precipitated to a certain extent at high temperature (this is called primary alpha), and the secondary alpha phase is again precipitated during heat treatment such as subsequent aging treatment.
반면 베타 타이타늄 합금은 베타 안정화 원소 (Fe, Cr, Mo, V) 등이 첨가되어 고온 베타상의 안정성을 높인 합금이다. 그 결과 베타 타이타늄 합금은 합금의 냉각 중에 알파상이나 마르텐사이트(martensite)상이 생성되지 않고 고온의 베타(Beta) 상이 저온까지 안정적으로 유지되는 합금으로 통상 규정된다.On the other hand, beta titanium alloy is an alloy that increases the stability of the high-temperature beta phase by adding beta stabilizing elements (Fe, Cr, Mo, V). As a result, beta titanium alloy is generally defined as an alloy in which no alpha phase or martensite phase is generated during cooling of the alloy and the high temperature beta phase is stably maintained until low temperatures.
종래의 베타 타이타늄 합금은 고온 열처리로 먼저 베타상을 형성한 후 급냉 등을 통해 고온 베타상의 저온 알파상으로의 상변태를 억제하여 고온 베타상을 유지한 후, 후속 시효처리와 같은 저온 열처리를 통해 미세한 알파상을 생성시키는 공정을 이용한다.Conventional beta titanium alloy first forms a beta phase through high-temperature heat treatment, then maintains the high-temperature beta phase by suppressing the phase transformation of the high-temperature beta phase into the low-temperature alpha phase through rapid cooling, and then undergoes low-temperature heat treatment such as subsequent aging treatment to finely refine the beta phase. A process that generates the alpha phase is used.
그러나 상기 통상적인 베타 타이타늄 합금은 미세한 알파상의 분포로 인해 강도는 높으나 연신율은 낮은 트레이드 오프(trade-off) 특성을 가진다.However, the conventional beta titanium alloy has a trade-off characteristic of high strength but low elongation due to the distribution of fine alpha phases.
이에 따라 본 발명에서는 종래의 베타 타이타늄의 단점을 극복하기 위해 강도와 연신율이 모두 우수하면서 성형성도 우수한 새로운 베타 타이타늄 합금을 개발하였다.Accordingly, in order to overcome the disadvantages of conventional beta titanium, the present invention developed a new beta titanium alloy with excellent strength and elongation and excellent formability.
먼저 본 발명의 베타 타이타늄 합금은 Mo 당량이 10 이상인 것을 조성적 특징으로 한다.First, the beta titanium alloy of the present invention is compositionally characterized by having a Mo equivalent weight of 10 or more.
만일 Mo 당량이 10보다 작으면 고온 베타상을 저온까지 안정적으로 확보할 수 없게 되어 최종 미세조직에서 베타상 분율이 지나치게 낮고 알파상 분율이 지나치게 높아서 연신율이 저하되는 문제가 있다.If the Mo equivalent is less than 10, the high-temperature beta phase cannot be stably secured even at low temperatures, and in the final microstructure, the beta phase fraction is too low and the alpha phase fraction is too high, resulting in a decrease in elongation.
또한 본 발명의 베타 타이타늄 합금은 Mo 당량이 17 이하인 것을 다른 하나의 조성적 특징으로 한다.In addition, the beta titanium alloy of the present invention has another compositional characteristic of having a Mo equivalent of 17 or less.
만일 Mo 당량이 17보다 크면 고온 베타상이 저온까지 지나치게 안정화됨으로써 후속 열처리 시에 석출되는 알파상의 분율이 지나치게 낮아서 강도를 확보하기 어려운 문제가 있다.If the Mo equivalent is greater than 17, the high-temperature beta phase is excessively stabilized at low temperatures, and the fraction of the alpha phase precipitated during subsequent heat treatment is too low, making it difficult to secure strength.
상기와 같은 Mo 당량을 구체적으로 구현하기 위해, 본 발명의 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에서는 후술할 합금성분 및 조성범위가 제어되었다.In order to specifically implement the Mo equivalent as described above, in the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention, the alloy components and composition range, which will be described later, were controlled.
- 알루미늄(Al)- Aluminum (Al)
본 발명의 베타 타이타늄 합금에서 알루미늄을 첨가하는 이유는 다음과 같다.The reason for adding aluminum in the beta titanium alloy of the present invention is as follows.
일반적으로 타이타늄 합금은 침입형 산소에 의한 강화, 고용 강화, 석출 강화 및 전위 밀도 또는 결정립 미세화 강화 메커니즘에 의해 강화된다.In general, titanium alloys are strengthened by interstitial oxygen strengthening, solid solution strengthening, precipitation strengthening, and dislocation density or grain refinement strengthening mechanisms.
상기 강화 메커니즘 가운데 침입형 산소에 의한 강화는 취성을 유발시킬 수 있기 때문에 바람직하지 못하다.Among the above strengthening mechanisms, strengthening by interstitial oxygen is undesirable because it may cause brittleness.
본 발명의 베타 타이타늄 합금에서 이용하고자 하는 강화 기구는 주로 고용 강화와 석출 강화이다.The strengthening mechanism to be used in the beta titanium alloy of the present invention is mainly solid solution strengthening and precipitation strengthening.
이 때 알루미늄은 타이타늄 합금에서 가장 대표적인 고용 강화 원소이다.At this time, aluminum is the most representative solid solution strengthening element in titanium alloy.
만일 알루미늄이 타이타늄에 첨가되면, 알루미늄은 주로 알파상에 고용되어 알파상을 강화시킨다. 또한 알루미늄은 타이타늄 합금에서 산화 저항성과 크립 저항성도 높일 수 있다.If aluminum is added to titanium, it is mainly dissolved in the alpha phase and strengthens the alpha phase. Aluminum can also increase oxidation resistance and creep resistance in titanium alloys.
이 때 알루미늄은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 3~5 wt.%(이하 %라 한다)로 첨가되어야 한다.At this time, aluminum should be added at 3 to 5 wt.% (hereinafter referred to as %) to the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
만일 알루미늄이 3%보다 적게 첨가되면, 고용강화 효과가 충분하지 못하여 그 결과 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 강도가 높지 않은 문제가 있다.If less than 3% of aluminum is added, the solid solution strengthening effect is not sufficient, and as a result, the strength of the beta titanium alloy according to one embodiment of the present invention is not high.
반면 알루미늄이 5%보다 많이 첨가되면, 고용강화 효과의 트레이트 오프 특성인 연신율의 저하가 발생하여 그 결과 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 연신율이 저하되는 문제가 있다.On the other hand, if more than 5% of aluminum is added, the elongation, which is a trade-off characteristic of the solid solution strengthening effect, decreases, and as a result, there is a problem in that the elongation of the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention decreases.
- 철(Fe)- Iron (Fe)
철은 본 발명의 베타 타이타늄 합금의 베타상 안정화에 가장 많이 기여하는 합금 성분이다.Iron is the alloy component that most contributes to stabilizing the beta phase of the beta titanium alloy of the present invention.
철은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 2~4 wt.%(이하 %라 한다)로 첨가되어야 한다.Iron should be added at 2 to 4 wt.% (hereinafter referred to as %) to the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
만일 철이 2%보다 적게 첨가되면, 베타상 안정화 효과가 충분하지 못하여 고온 베타상이 상온까지 충분한 분량으로 확보되지 못하고 고온 알파상 분율이 증가하게 된다. 그 결과 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 후속 열처리 시에 생성되는 저온 알파상의 분율이 충분하지 못하여 강도가 높지 않은 문제가 있다.If less than 2% of iron is added, the beta phase stabilization effect is not sufficient, so the high-temperature beta phase is not secured in sufficient quantity up to room temperature, and the high-temperature alpha phase fraction increases. As a result, there is a problem in that the strength is not high because the fraction of the low-temperature alpha phase generated during subsequent heat treatment of the beta titanium alloy according to one embodiment of the present invention is not sufficient.
반면 철이 4%보다 많이 첨가되면, 용해 과정 중에 철의 편석이 지나치게 많아져서 그로 인해 합금의 균일성이 저하되는 문제가 발생하기 쉽다.On the other hand, if more than 4% of iron is added, segregation of iron increases excessively during the dissolution process, which is likely to cause the problem of lowering the uniformity of the alloy.
- 크롬(Cr)- Chrome (Cr)
크롬은 본 발명의 베타 타이타늄 합금의 베타상 안정화에 있어 철(Fe) 다음으로 많이 기여하는 합금 성분이다.Chromium is an alloy component that contributes the second most to iron (Fe) in stabilizing the beta phase of the beta titanium alloy of the present invention.
크롬은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 2~4 wt.%(이하 %라 한다)로 첨가되어야 한다.Chromium should be added at 2 to 4 wt.% (hereinafter referred to as %) to the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
만일 크롬이 2%보다 적게 첨가되면, 베타상 안정화 효과가 충분하지 못하여 고온 베타상이 상온까지 충분한 분량으로 확보되지 못하고 고온 알파상 분율이 증가하게 된다. 그 결과 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 후속 열처리 시에 생성되는 저온 알파상의 분율이 충분하지 못하여 강도가 높지 않은 문제가 있다.If less than 2% of chromium is added, the beta phase stabilization effect is not sufficient, so the high-temperature beta phase is not secured in sufficient quantity up to room temperature, and the high-temperature alpha phase fraction increases. As a result, there is a problem in that the strength is not high because the fraction of the low-temperature alpha phase generated during subsequent heat treatment of the beta titanium alloy according to one embodiment of the present invention is not sufficient.
반면 크롬이 4%보다 많이 첨가되면, 용해 과정 중에 크롬의 편석이 지나치게 많아져서 그로 인해 합금의 균일성이 저하되는 문제가 발생하기 쉽다.On the other hand, if more than 4% of chromium is added, the segregation of chromium increases excessively during the dissolution process, which is likely to cause the problem of lowering the uniformity of the alloy.
- 몰리브덴(Mo)- Molybdenum (Mo)
몰리브덴은 본 발명의 베타 타이타늄 합금의 베타상 안정화에 있어 철(Fe)과 크롬(Cr) 다음으로 많이 기여하는 합금 성분이다.Molybdenum is an alloy component that contributes the most after iron (Fe) and chromium (Cr) in stabilizing the beta phase of the beta titanium alloy of the present invention.
몰리브덴은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 3 wt.%(이하 %라 한다) 이하로 첨가될 수 있다.Molybdenum may be added in an amount of 3 wt.% (hereinafter referred to as %) or less to the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
다시 말하면 몰리브덴은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 선택적으로 첨가될 수 있다.In other words, molybdenum can be selectively added to beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
만일 철과 크롬의 합이 5%를 넘게 되면, 베타 안정화 효과가 충분하므로 몰리브덴은 첨가되지 않을 수 있다.If the sum of iron and chromium exceeds 5%, molybdenum may not be added because the beta stabilizing effect is sufficient.
반면 철과 크롬의 합이 5% 보다 적게 첨가 되면, 베타 안정화 효과가 불충분하므로 몰리브덴은 추가적으로 첨가되어야 한다.On the other hand, if the sum of iron and chromium is added less than 5%, the beta stabilizing effect is insufficient and molybdenum must be added additionally.
이 때 철+크롬+몰리브덴의 합은 베타 안정화 효과를 확보하기 위해 5%를 넘는 것이 바람직하다.At this time, it is desirable that the sum of iron + chromium + molybdenum exceeds 5% to ensure the beta stabilization effect.
다만 이 경우에도 몰리브덴은 3%를 초과하지 않는 것이 바람직하다. 왜냐하면 몰리브덴은 다른 첨가되는 합금 원소들보다 융점이 높아서 용해가 어렵고 편석 문제가 발생할 수 있기 때문이다.However, even in this case, it is desirable that the molybdenum content does not exceed 3%. This is because molybdenum has a higher melting point than other added alloy elements, making it difficult to dissolve and causing segregation problems.
- 바나듐(V)- Vanadium (V)
바나듐은 본 발명의 베타 타이타늄 합금의 베타상 안정화에 있어 몰리브덴(Mo) 다음으로 기여하며 강도 강화에 기여하는 합금 성분이다.Vanadium is an alloy component that contributes to strengthening the strength after molybdenum (Mo) in stabilizing the beta phase of the beta titanium alloy of the present invention.
바나듐은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 5 wt.%(이하 %라 한다) 이하로 첨가되어야 한다.Vanadium should be added in an amount of 5 wt.% (hereinafter referred to as %) or less to the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
다시 말하면 바나듐은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 선택적으로 첨가될 수 있다.In other words, vanadium can be selectively added to beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
만일 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에서 알루미늄+철+크롬+몰리브덴의 합이 16 wt.%(이하 %라 한다)를 넘지 않으면, 강도 향상을 위해 바나듐은 추가적으로 첨가될 수 있다.If the sum of aluminum + iron + chromium + molybdenum in the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention does not exceed 16 wt.% (hereinafter referred to as %), vanadium may be additionally added to improve strength.
이 때 알루미늄+철+크롬+몰리브덴+바나듐의 합은 16% 보다 작은 것이 바람직하다. 만일 알루미늄+철+크롬+몰리브덴+바나듐의 합이 16% 이상이면, 강도 및/또는 연신율의 저하가 발생하기 때문이다.At this time, it is desirable that the sum of aluminum + iron + chromium + molybdenum + vanadium is less than 16%. This is because if the sum of aluminum + iron + chromium + molybdenum + vanadium is more than 16%, strength and/or elongation decreases.
다만 바나듐의 경우 다른 합금 성분들과는 달리 기술적으로 상한은 특별히 정해지지는 않으나 바나듐은 매우 고가의 금속이므로 5 % 이하로 그 첨가량을 제한하는 것이 바람직하다.However, in the case of vanadium, unlike other alloy components, there is no specific technical upper limit, but since vanadium is a very expensive metal, it is desirable to limit the addition amount to 5% or less.
- 주석(Sn), 지르코늄(Zr), 실리콘(Si)- Tin (Sn), zirconium (Zr), silicon (Si)
주석과 지르코늄은 모두 본 발명의 베타 타이타늄의 강도 강화에 효과적으로 기여하는 합금 성분이다. Both tin and zirconium are alloy components that effectively contribute to strengthening the strength of beta titanium of the present invention.
본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에서 주석과 지르코늄은 모두 2 wt.%(이하 %라 한다) 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.In the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention, it is preferable that both tin and zirconium are added in an amount of 2 wt.% (hereinafter referred to as %) or less.
다시 말하면 주석과 지르코늄은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 선택적으로 첨가될 수 있다.In other words, tin and zirconium can be selectively added to beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
다만 주석과 지르코늄은 비교적 고가의 금속이고 2% 보다 많이 첨가되면 연신율이 현저히 낮아지게 때문에 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에서는 2%를 넘지 않는 것이 바람직하다.However, tin and zirconium are relatively expensive metals, and if more than 2% is added, the elongation rate is significantly lowered, so in the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention, it is preferable not to exceed 2%.
실리콘은 강도, 특히 고온 강도 향상에 매우 효과적이다.Silicone is very effective in improving strength, especially high temperature strength.
본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에서 실리콘은 0.3 wt.%(이하 %라 한다) 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.In the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention, it is preferable that silicon is added in an amount of 0.3 wt.% (hereinafter referred to as %) or less.
다시 말하면 실리콘은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에 선택적으로 첨가될 수 있다.In other words, silicon can be selectively added to beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
다만 실리콘이 0.3% 보다 많이 첨가되면 연신율 및 가공성이 현저히 낮아지게 때문에 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금에서는 0.3%를 넘지 않는 것이 바람직하다.However, if more than 0.3% of silicon is added, the elongation and processability are significantly lowered, so it is preferable that the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention does not exceed 0.3%.
- 제조방법 및 미세조직- Manufacturing method and microstructure
본 발명의 베타 타이타늄은 바이-모달(bi-modal) 형상의 알파상과 함께 베타상을 포함하는 미세조직을 가지는 것을 또 다른 특징으로 한다.Another characteristic of the beta titanium of the present invention is that it has a microstructure containing a beta phase along with an alpha phase in a bi-modal shape.
상기와 같은 미세조직을 가지기 위한 하나의 실시예로써 본 발명은 도 2에서와 같은 제조 방법을 적용할 수 있다.As an example to have the above microstructure, the present invention can apply the manufacturing method as shown in FIG. 2.
도 2에서 도시하는 바와 같이, 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄은 합금 잉곳(ingot) 제조 단계, 베타 단조(β forging)의 빌렛(billet) 제조 단계, 베타 단조(α+β forging)의 형 단조(net shape forging) 단계, 후열처리 단계를 이용할 수 있다.As shown in Figure 2, beta titanium according to an embodiment of the present invention is produced through an alloy ingot manufacturing step, a billet manufacturing step of beta forging, and a beta forging (α+β forging). A net shape forging step and a post-heat treatment step can be used.
이 때 형 단조 이후에는 비교적 빠른 냉각속도로 상온까지 냉각하는 것이 조대한 알파상의 석출 억제를 위해 바람직하다. 그런데 대형 부품과 같이 시편의 크기가 매우 큰 경우, 냉각 속도가 빠를수록 표면과 내부의 냉각속도의 차이가 크게 발생한다. 그 결과 시편의 크기가 커지고 냉각 속도가 빨라질수록 시편의 표면과 내부의 미세조직의 불균일성이 더욱 문제가 된다.At this time, after die forging, it is desirable to cool to room temperature at a relatively fast cooling rate to suppress precipitation of the coarse alpha phase. However, when the size of the specimen is very large, such as a large part, the faster the cooling rate, the larger the difference between the surface and internal cooling rates occurs. As a result, the larger the specimen size and the faster the cooling rate, the more problematic the non-uniformity of the surface and internal microstructure of the specimen.
본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금은 상기 Mo 당량의 하한 값을 10 이상으로 확보함으로써 공냉 또는 나아가 노냉과 같이 비교적 느린 냉각속도에서도 형 단조 이후 조대한 알파상의 석출을 억제할 수 있다.The beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention can suppress the precipitation of the coarse alpha phase after die forging even at a relatively slow cooling rate such as air cooling or furnace cooling by securing the lower limit value of the Mo equivalent to 10 or more.
상기 형 단조 이후에는 바이-모달(bi-modal) 알파상의 분포를 위한 후속 열처리가 진행된다.After the die forging, subsequent heat treatment is performed to distribute the bi-modal alpha phase.
상기 후속 열처리는 베타 타이타늄 합금에서의 통상적인 시효처리와는 공정 조건이 다르다.The subsequent heat treatment has different process conditions from typical aging treatment in beta titanium alloy.
보다 구체적으로 종래의 통상적인 시효처리는 비교적 저온에서 비교적 장시간동안 시효처리를 함으로써 미세한 알파상의 석출시킨다.More specifically, conventional conventional aging treatment is performed at a relatively low temperature for a relatively long time to precipitate a fine alpha phase.
이에 반해 본 발명의 일 실시예에 따른 후속 열처리는 고온의 알파상 석출 열처리와 후속 저온의 알파상 석출 열처리와 같은 이단 석출 열처리를 포함한다. 나아가 본원 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금은 후술할 후속 열처리 동안 알파상의 생성을 위해 Mo 당량의 상한 값을 17 이상으로 확보함으로써 알파상의 필요한 석출을 담보할 수 있다.In contrast, the subsequent heat treatment according to an embodiment of the present invention includes a two-stage precipitation heat treatment such as a high temperature alpha phase precipitation heat treatment and a subsequent low temperature alpha phase precipitation heat treatment. Furthermore, the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention can ensure the necessary precipitation of the alpha phase by securing the upper limit value of Mo equivalent to 17 or more for the generation of the alpha phase during subsequent heat treatment to be described later.
먼저 고온의 알파상 석출 열처리는 비교적 조대한 알파상의 석출을 위한 열처리로서 성형성의 향상을 위한 공정이다.First, high-temperature alpha phase precipitation heat treatment is a heat treatment for precipitation of a relatively coarse alpha phase and is a process for improving formability.
만일 고온의 알파상 석출 열처리 없이 바로 저온의 알파상 석출 열처리를 진행하게 되면, 통상적인 시효처리와 유사하게 미세한 알파상이 지나치게 많이 석출됨으로써 강도는 증가하지만 연신율은 크게 감소하게 된다.If low-temperature alpha-phase precipitation heat treatment is performed immediately without high-temperature alpha-phase precipitation heat treatment, too much fine alpha-phase is precipitated, similar to normal aging treatment, thereby increasing strength but greatly reducing elongation.
본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 제조 방법에서는 상기 고온 알파상 석출 열처리를 통해 일정 분율의 조대한 알파상을 열처리 동안 석출시킴으로써 후속 저온 알파상 석출 열처리 동안 석출되는 미세한 알파상의 분율을 제어할 수 있다.In the method for producing a beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention, a certain proportion of the coarse alpha phase is precipitated during the heat treatment through the high temperature alpha phase precipitation heat treatment, thereby controlling the fraction of the fine alpha phase precipitated during the subsequent low temperature alpha phase precipitation heat treatment. can do.
이 때 상기 고온 알파상 석출 열처리의 온도 및 시간은 특별한 제한은 없다. 다만 상기 고온 알파상 석출 열처리 동안 석출되는 평균 유효 직경(Mean effective equivalent circle diameter, 이하 ECD라 한다)이 1 ㎛ 이상인 조대한 알파상이 부피 %로 0 % 초과 50% 미만이어야 한다(이하 미세조직 분율은 별도의 기재가 없는 한 모두 부피 %이다).At this time, there is no particular limitation on the temperature and time of the high-temperature alpha phase precipitation heat treatment. However, the coarse alpha phase precipitated during the high-temperature alpha phase precipitation heat treatment with an average effective equivalent circle diameter (hereinafter referred to as ECD) of 1 ㎛ or more must exceed 0% and less than 50% by volume (hereinafter referred to as microstructure fraction). Unless otherwise stated, all are volume %).
비한정적이고 구체적인 예로서 상기 고온 알파상 석출 열처리 공정은 본 발명의 베타 타이타늄 합금의 베타 트렌서스 온도(Tβ) 온도에 따라 다르지만 700℃ 이상 850℃ 이하에서 1시간 내지 4시간 동안 진행될 수 있다. As a non-limiting and specific example, the high-temperature alpha phase precipitation heat treatment process may be carried out at 700°C or higher and 850°C or lower for 1 hour to 4 hours, depending on the beta transus temperature (Tβ) temperature of the beta titanium alloy of the present invention.
만일 상기 고온 알파상 석출 열처리 온도가 850℃를 초과하거나 열처리 시간이 1시간 이내인 경우, 상기 ECD가 1 ㎛ 이상인 조대한 알파상의 부피 분율이 지나치게 작을 수 있다.If the high temperature alpha phase precipitation heat treatment temperature exceeds 850°C or the heat treatment time is less than 1 hour, the volume fraction of the coarse alpha phase with an ECD of 1 μm or more may be too small.
반면 상기 고온 알파상 석출 열처리 온도가 700℃ 보다 낮거나 열처리 시간이 4시간을 초과하는 경우, 상기 ECD가 1 ㎛ 이상인 조대한 알파상의 부피 분율이 지나치게 크거나 또는 고온 알파상과 후술할 저온 알파상의 부피 분율이 지나치게 높을 수 있다.On the other hand, when the high-temperature alpha phase precipitation heat treatment temperature is lower than 700°C or the heat treatment time exceeds 4 hours, the volume fraction of the coarse alpha phase with an ECD of 1 ㎛ or more is excessively large or the high-temperature alpha phase and the low-temperature alpha phase, which will be described later, are separated. The volume fraction may be too high.
다음으로 저온의 알파상 석출 열처리는 비교적 미세한 알파상의 석출을 위한 열처리로서 성형성의 향상을 위한 공정이다.Next, low-temperature alpha phase precipitation heat treatment is a heat treatment for precipitation of a relatively fine alpha phase and is a process for improving formability.
만일 고온의 알파상 석출 열처리만 진행하게 되면, 조대한 알파상과 잔류(retained) 베타상만 존재하므로 강도가 지나치게 낮아지게 된다.If only the high-temperature alpha phase precipitation heat treatment is performed, the strength is excessively low because only the coarse alpha phase and retained beta phase exist.
본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 제조 방법에서는 상기 저온 알파상 석출 열처리를 통해 일정 분율의 미세한 알파상을 열처리 동안 석출시킴으로써 미세한 알파상의 분율을 제어할 수 있다.In the method for producing a beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention, the fraction of the fine alpha phase can be controlled by precipitating a certain percentage of the fine alpha phase during heat treatment through the low temperature alpha phase precipitation heat treatment.
이 때 상기 저온 알파상 석출 열처리의 온도 및 시간은 특별한 제한은 없다. 다만 상기 고온 알파상 석출 열처리 동안 석출되는 평균 유효 직경(Mean effective equivalent circle diameter, 이하 ECD라 한다)이 1 ㎛ 미만인 미세한 알파상이 부피 %로 0 % 초과 50% 미만이어야 한다.At this time, there is no particular limitation on the temperature and time of the low-temperature alpha phase precipitation heat treatment. However, the fine alpha phase with an average effective equivalent circle diameter (hereinafter referred to as ECD) of less than 1 ㎛ precipitated during the high temperature alpha phase precipitation heat treatment must exceed 0% and less than 50% by volume.
비한정적이고 구체적인 예로서 상기 저온 알파상 석출 열처리 공정은 본 발명의 베타 타이타늄 합금의 베타 트렌서스 온도(Tβ) 온도에 따라 다르지만 580℃ 이상 750℃ 이하에서 2시간 내지 6시간 동안 진행될 수 있다. As a non-limiting and specific example, the low-temperature alpha phase precipitation heat treatment process may be carried out at 580°C or higher and 750°C or lower for 2 to 6 hours, depending on the beta transus temperature (Tβ) temperature of the beta titanium alloy of the present invention.
만일 상기 저온 알파상 석출 열처리 온도가 750℃를 초과하거나 열처리 시간이 2시간 이내인 경우, 상기 ECD가 1 ㎛ 미만인 미세한 알파상의 부피 분율이 지나치게 작을 수 있다.If the low-temperature alpha phase precipitation heat treatment temperature exceeds 750°C or the heat treatment time is less than 2 hours, the volume fraction of the fine alpha phase with an ECD of less than 1 μm may be too small.
반면 상기 저온 알파상 석출 열처리 온도가 580℃ 보다 낮거나 열처리 시간이 6시간을 초과하는 경우, 상기 ECD가 1 ㎛ 미만인 미세한 알파상의 부피 분율이 지나치게 크거나 또는 고온 알파상과 후술할 저온 알파상의 부피 분율이 지나치게 높을 수 있다.On the other hand, when the low-temperature alpha phase precipitation heat treatment temperature is lower than 580°C or the heat treatment time exceeds 6 hours, the volume fraction of the fine alpha phase with an ECD of less than 1 ㎛ is excessively large or the volume of the high-temperature alpha phase and the low-temperature alpha phase to be described later The fraction may be too high.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 구체적인 제조 공정 조건을 도시한다.Figure 3 shows specific manufacturing process conditions for beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
한편 본 발명의 상기 후속 열처리동안 석출되는 전체 알파상의 분율은 0% 초과 65% 미만이 바람직하다.Meanwhile, the fraction of the total alpha phase precipitated during the subsequent heat treatment of the present invention is preferably greater than 0% and less than 65%.
만일 알파상이 전혀 존재하지 않는 경우, 본 발명의 베타 타이타늄 합금은 고용강화 기구에 의한 강화만을 이용하게 되므로 강도가 지나치게 낮을 뿐만 아니라 조대한 이전(prior) 베타 결정립으로 인해 연신율도 낮아지게 된다.If the alpha phase does not exist at all, the beta titanium alloy of the present invention uses only the solid solution strengthening mechanism, so not only the strength is excessively low, but the elongation is also low due to the coarse prior beta crystal grains.
반면 전체 알파상 분율이 65% 이상인 경우, 지나치게 높은 알파상의 분율로 인해 강도는 증가하나 연신율은 저하되게 된다.On the other hand, when the total alpha phase fraction is more than 65%, the strength increases but the elongation decreases due to the excessively high alpha phase fraction.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 미세조직을 도시한다.Figure 4 shows the microstructure of beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention.
본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄 합금의 미세조직은 베타상과 고온 알파상 및 저온 알파상이 혼재되어 있으며, 고온 알파상 및 저온 알파상은 각각 50% 이하이면서 동시에 그 합은 65% 미만임을 도 3으로부터 알 수 있다.The microstructure of the beta titanium alloy according to an embodiment of the present invention is a mixture of beta phase, high-temperature alpha phase, and low-temperature alpha phase, and the high-temperature alpha phase and low-temperature alpha phase are each less than 50%, and the sum of them is less than 65%. It can be seen from 3.
이하 실시예를 통해 본 발명에 따른 베타 타이타늄 합금을 구체적으로 살펴보기로 한다.The beta titanium alloy according to the present invention will be examined in detail through the following examples.
- 실시예- Examples
아래의 표 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 베타 타이타늄의 성분 및 조성범위, 미세조직, 그리고 기계적 특성 평가 결과를 요약한 것이다.Table 1 below summarizes the results of evaluating the components and composition range, microstructure, and mechanical properties of beta titanium according to an embodiment of the present invention.
[표 1][Table 1]
위의 표 1에서 제시하는 바와 같이, 성분 및 조성범위, Mo 당량, 그리고 고온 알파상 및 저온 알파상의 분율을 모두 만족시키는 실시예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 안정적으로 확보함을 알 수 있다.As shown in Table 1 above, examples that satisfy all of the components and composition range, Mo equivalent, and fraction of high-temperature alpha phase and low-temperature alpha phase stably secure an elongation of 15% or more and a tensile strength of 1,000 MPa or more. Able to know.
아래의 표 2는 본 발명의 하나의 비교예에 해당하는 베타 타이타늄의 성분 및 조성범위, 미세조직, 그리고 기계적 특성 평가 결과를 요약한 것이다.Table 2 below summarizes the evaluation results of the components and composition range, microstructure, and mechanical properties of beta titanium corresponding to a comparative example of the present invention.
[표 2][Table 2]
위의 표 2에서 제시하는 바와 같이, Al을 제외한 다른 성분 및 조성범위, Mo 당량, 그리고 고온 알파상 및 저온 알파상의 분율을 모두 만족시키더라도 Al의 조성범위를 만족시키지 못하는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 확보하지 못함을 알 수 있다.As shown in Table 2 above, the comparative examples that do not satisfy the composition range of Al even if all other components and composition ranges except Al, Mo equivalent weight, and fractions of high-temperature alpha phase and low-temperature alpha phase are satisfied are 15% or more. It can be seen that elongation and tensile strength of more than 1,000 MPa cannot be secured.
도 5는 상기 표 1과 표 2의 인장시험 결과를 도시한다. Figure 5 shows the tensile test results in Tables 1 and 2 above.
도 5에서 도시하는 바와 같이, Al의 조성범위(3~5 %)를 만족시키지 못하는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 동시에 만족시키지 못함을 알 수 있다.As shown in Figure 5, it can be seen that comparative examples that do not satisfy the Al composition range (3 to 5%) do not simultaneously satisfy an elongation of 15% or more and a tensile strength of 1,000 MPa or more.
아래의 표 3은 본 발명의 다른 하나의 비교예에 해당하는 베타 타이타늄의 성분 및 조성범위, 미세조직, 그리고 기계적 특성 평가 결과를 요약한 것이다.Table 3 below summarizes the evaluation results of the components and composition range, microstructure, and mechanical properties of beta titanium corresponding to another comparative example of the present invention.
[표 3][Table 3]
위의 표 3에서 제시하는 바와 같이, Fe을 제외한 다른 성분 및 조성범위, Mo 당량, 그리고 고온 알파상 및 저온 알파상의 분율을 모두 만족시키더라도 Fe의 조성범위를 만족시키지 못하는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 확보하지 못함을 알 수 있다.As shown in Table 3 above, comparative examples that do not satisfy the composition range of Fe even if all other components and composition ranges except Fe, Mo equivalent weight, and fractions of high-temperature alpha phase and low-temperature alpha phase are satisfied are 15% or more. It can be seen that elongation and tensile strength of more than 1,000 MPa cannot be secured.
도 6은 상기 표 1과 표 3의 인장시험 결과를 도시한다. Figure 6 shows the tensile test results in Tables 1 and 3 above.
도 6에서 도시하는 바와 같이, Fe의 조성범위(2~4 %)를 만족시키지 못하는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 동시에 만족시키지 못함을 알 수 있다.As shown in Figure 6, it can be seen that comparative examples that do not satisfy the Fe composition range (2 to 4%) do not simultaneously satisfy an elongation of 15% or more and a tensile strength of 1,000 MPa or more.
아래의 표 4는 본 발명의 또 다른 하나의 비교예에 해당하는 베타 타이타늄의 성분 및 조성범위, 미세조직, 그리고 기계적 특성 평가 결과를 요약한 것이다.Table 4 below summarizes the results of evaluating the components and composition range, microstructure, and mechanical properties of beta titanium, which corresponds to another comparative example of the present invention.
[표 4][Table 4]
위의 표 4에서 제시하는 바와 같이, Cr+Fe+Mo의 총합이 5 % 이하이면서 다른 성분 및 조성범위, Mo 당량, 그리고 고온 알파상 및 저온 알파상의 분율을 모두 만족시키는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 확보하지 못함을 알 수 있다.As shown in Table 4 above, comparative examples that satisfy all other components and composition ranges, Mo equivalents, and fractions of high-temperature alpha phase and low-temperature alpha phase while the total sum of Cr+Fe+Mo is 5% or less are 15% or more. It can be seen that elongation and tensile strength of more than 1,000 MPa cannot be secured.
도 7은 상기 표 1과 표 4의 인장시험 결과를 도시한다. Figure 7 shows the tensile test results in Tables 1 and 4 above.
도 7에서 도시하는 바와 같이, Cr+Fe+Mo의 총합이 5 % 초과인 조성범위를 만족시키지 못하는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 동시에 만족시키지 못함을 알 수 있다.As shown in Figure 7, it can be seen that comparative examples that do not satisfy the composition range in which the total of Cr+Fe+Mo is more than 5% do not simultaneously satisfy an elongation of 15% or more and a tensile strength of 1,000 MPa or more.
아래의 표 5는 본 발명의 또 다른 하나의 비교예에 해당하는 베타 타이타늄의 성분 및 조성범위, 미세조직, 그리고 기계적 특성 평가 결과를 요약한 것이다.Table 5 below summarizes the evaluation results of the components and composition range, microstructure, and mechanical properties of beta titanium, which corresponds to another comparative example of the present invention.
[표 5][Table 5]
위의 표 5에서 제시하는 바와 같이, Cr+Fe+Al+Mo+V의 총합이 16 % 이상이면서 다른 성분 및 조성범위, Mo 당량, 그리고 고온 알파상 및 저온 알파상의 분율을 모두 만족시키는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 확보하지 못함을 알 수 있다.As shown in Table 5 above, a comparative example in which the total of Cr+Fe+Al+Mo+V is more than 16% and satisfies all other components and composition ranges, Mo equivalent weight, and fractions of high-temperature alpha phase and low-temperature alpha phase. It can be seen that they are unable to secure an elongation of more than 15% and a tensile strength of more than 1,000 MPa.
도 8은 상기 표 1과 표 5의 인장시험 결과를 도시한다. Figure 8 shows the tensile test results in Tables 1 and 5 above.
도 8에서 도시하는 바와 같이, Cr+Fe+Al+Mo+V의 총합이 16 % 이상인 조성범위를 만족시키지 못하는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 동시에 만족시키지 못함을 알 수 있다.As shown in Figure 8, it can be seen that the comparative examples that do not satisfy the composition range of 16% or more of the total of Cr + Fe + Al + Mo + V do not simultaneously satisfy the elongation of 15% or more and the tensile strength of 1,000 MPa or more. there is.
아래의 표 6은 본 발명의 또 다른 하나의 비교예에 해당하는 베타 타이타늄의 성분 및 조성범위, 미세조직, 그리고 기계적 특성 평가 결과를 요약한 것이다.Table 6 below summarizes the components and composition range, microstructure, and mechanical property evaluation results of beta titanium corresponding to another comparative example of the present invention.
[표 6][Table 6]
위의 표 6에서 제시하는 바와 같이, 다른 성분 및 조성범위, Mo 당량들을 모두 만족시키더라도 고온 알파상 및 저온 알파상의 각각의 분율과 총 알파상의 분율을 만족시키지 못하는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 확보하지 못함을 알 수 있다.As shown in Table 6 above, even if all other components, composition ranges, and Mo equivalents are satisfied, the comparative examples that do not satisfy the respective fractions of the high-temperature alpha phase and low-temperature alpha phase and the fraction of the total alpha phase have an elongation of 15% or more. It can be seen that a tensile strength of more than 1,000 MPa cannot be secured.
도 9는 상기 표 1과 표 6의 인장시험 결과를 도시한다. Figure 9 shows the tensile test results in Tables 1 and 6 above.
도 9에서 도시하는 바와 같이, 고온 알파상 및 저온 알파상의 각각의 분율과 총 알파상의 분율을 만족시키지 못하는 비교예들은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 동시에 만족시키지 못함을 알 수 있다.As shown in Figure 9, it can be seen that the comparative examples that do not satisfy the respective fractions of the high-temperature alpha phase and the low-temperature alpha phase and the total alpha phase fraction do not simultaneously satisfy an elongation of 15% or more and a tensile strength of 1,000 MPa or more.
이상과 같이 본 발명에 대해서 예시한 도면을 참조로 하여 설명하였으나, 본 명세서에 개시된 실시예와 도면에 의해 본 발명이 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술사상의 범위 내에서 통상의 기술자에 의해 다양한 변형이 이루어질 수 있음은 자명하다. 아울러 앞서 본 발명의 실시예를 설명하면서 본 발명의 구성에 따른 작용 효과를 명시적으로 기재하여 설명하지 않았을지라도, 해당 구성에 의해 예측 가능한 효과 또한 인정되어야 함은 당연하다.As described above, the present invention has been described with reference to the illustrative drawings, but the present invention is not limited to the embodiments and drawings disclosed herein, and various modifications may be made by those skilled in the art within the scope of the technical idea of the present invention. It is obvious that transformation can occur. In addition, although the operational effects according to the configuration of the present invention were not explicitly described and explained in the above description of the embodiments of the present invention, it is natural that the predictable effects due to the configuration should also be recognized.
Claims (3)
Fe+Cr+Mo의 합은 5%를 초과하고,
Fe+Cr+Mo+Al+V의 합은 16% 미만이며,
평균 유효 직경(Mean effective equivalent circle diameter, 이하 ECD라 한다)이 1 ㎛ 이상인 알파상이 부피 %로 0 % 초과 50% 미만이고,
평균 유효 직경(Mean effective equivalent circle diameter, 이하 ECD라 한다)이 1 ㎛ 미만인 알파상이 부피 %로 0 % 초과 50% 미만이며,
상기 ECD 1 ㎛ 이상인 알파상과 1 ㎛ 미만인 알파상의 합은 65% 미만이며 잔부는 베타상인 미세조직을 가지는, 타이타늄 합금.
By weight %, Ti-(3-5)% Al-(2-4)% Fe-(0-5)% V-(0-2)% Sn-(0-2)% Zr-(0-3)% )% Mo-(2-4)% Cr-(0-0.3)% Si,
The sum of Fe+Cr+Mo exceeds 5%,
The sum of Fe+Cr+Mo+Al+V is less than 16%,
The alpha phase with a mean effective equivalent circle diameter (hereinafter referred to as ECD) of 1 ㎛ or more is more than 0% and less than 50% by volume,
The alpha phase with a mean effective equivalent circle diameter (hereinafter referred to as ECD) of less than 1 ㎛ is more than 0% and less than 50% by volume,
A titanium alloy having a microstructure in which the sum of the ECD alpha phase of 1 ㎛ or more and the alpha phase of less than 1 ㎛ is less than 65% and the remainder is the beta phase.
상기 합금은 아래의 식으로 정의되는 Mo 당량(Mo equivalency)이 10 이상 17 이하인, 타이타늄 합금.
([Mo]eq = [Mo] + 0.67 [V] + 0.44 [W] + 0.28 [Nb] + 0.22 [Ta] + 2.9 [Fe] + 1.6 [Cr] + 1.25 [Ni] + 1.7 [Mn] + 1.7 [Co])
According to paragraph 1,
The alloy is a titanium alloy having a Mo equivalency of 10 to 17, defined by the formula below.
([Mo] eq = [Mo] + 0.67 [V] + 0.44 [W] + 0.28 [Nb] + 0.22 [Ta] + 2.9 [Fe] + 1.6 [Cr] + 1.25 [Ni] + 1.7 [Mn] + 1.7 [Co])
상기 합금은 15% 이상의 연신율과 1,000MPa 이상의 인장강도를 가지는, 타이타늄 합금.According to paragraph 1,
The alloy is a titanium alloy having an elongation of 15% or more and a tensile strength of 1,000 MPa or more.
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