TW201418478A

TW201418478A - 具優異強度及韌性之省資源型鈦合金構件及其製造方法

Info

Publication number: TW201418478A
Application number: TW102129297A
Authority: TW
Inventors: Kenichi Mori; Hideki Fujii
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2012-08-15
Filing date: 2013-08-15
Publication date: 2014-05-16
Also published as: US20150191812A1; KR20150012287A; TWI479026B; EP2851446B1; WO2014027677A1; JP5477519B1; CN104583431A; KR101643838B1; JPWO2014027677A1; EP2851446A1; US9689062B2; EP2851446A4; CN104583431B

Abstract

本發明之課題，係以低成本提供一種省資源型鈦合金，其係使用相較於先前的鈦合金，資源更豐富且能夠更廉價地取得的合金元素，而且使用比先前的合金更少量的添加而使高強度及高韌性並存者。本發明之解決手段，係提供一種具優異強度及韌性之鈦合金構件，其特徵在於其以質量%計，含有：Al：4.5%以上且小於5.5%、Fe：1.3%以上且小於2.3%、Si：0.25%以上且小於0.50%、及O：0.05%以上且小於0.25%，且剩餘部分係由鈦及不可避免的不純物所構成；且其微觀組織係針狀α相的平均寬度小於5μm的針狀組織。

Description

具優異強度及韌性之省資源型鈦合金構件及其製造方法

發明領域

本發明係有關於一種使用資源豐富且能夠廉價地取得的合金元素，而且使用比先前的合金更少量的添加而使高強度及高韌性並存之省資源型鈦合金構件及其製造方法。

發明背景

輕量、高比強度且耐蝕性優異的鈦合金，係除了飛機用途以外，亦被利用在汽車零件、民生品等廣泛的用途。尤其是強度延展性平衡優異之α+β型合金的Ti-6Al-4V，係其代表例。另一方面，為了減輕成為妨礙普及擴大的主要原因之一之成本高，已開發一種合金，其係利用資源豐富且能夠廉價地取得的Fe作為添加元素，而具有能夠代替Ti-6Al-4V之特性。

雖然α+β型鈦合金係能夠藉由加工熱處理而謀求高強度化，但是通常因高強度化，致使延展性和韌性低落。然而，為了能夠被使用在如汽車等的驅動部、高爾夫球桿之直接承受衝撃的部位，在具有高強度之同時，亦被期待具有高韌性。

將α+β型鈦合金的微觀組織之形態大致區分時，有等軸組織及針狀組織。針狀組織係有利於韌性，但是強度差。又，在針狀組織方面，在β單相區域之熔體化處理後，進行急速冷卻而得到的微細針狀組織，相較於緩慢冷卻而得到的粗大針狀組織，係較高的強度且較低的韌性。而且，因為粗大針狀組織係將粗大化後的α相作為起點而容易產生疲勞破壞，相較於微細針狀組織，係疲勞強度較差。

又，在工業上作為用以高強度化之簡便的手段，或是作為提高生產性的手段，在Ti-6Al-4V的製造步驟方面，有將在β單相區域之熔體化處理後的冷卻速度加速之情況。但是，在熔體化處理後進行急速冷卻時，微觀組織係變成微細針狀組織，而有Ti-6Al-4V合金的韌性大幅度地低落之問題。

在非專利文獻1及非專利文獻2所記載之Ti-6Al-1.7Fe-0.1Si合金，雖然為高強度、高剛性的合金，但是Al添加量多，而有韌性差之課題。

在專利文獻1，作為相較於先前的Ti-Al-Fe系鈦合金，具有同等且安定之偏差較少的疲勞強度，及較高的熱加工性之α+β型鈦合金，係揭示一種由Al：4.4%以上且小於5.5%、Fe：0.5%以上且小於1.4%所構成之合金。但是，關於Si添加量，係基於疲勞強度低落之理由而設為小於0.25%，關於對固熔強化和韌性的貢獻係未提及。

在專利文獻2，作為相較於先前的Ti-Al-Fe系鈦合金，具有較高的熱或是冷加工性之鈦合金，係揭示一種由Al：4.4%以上且小於5.5%、Fe：1.4%以上且小於2.1%所構成之合金。但是，關於Si添加量，係基於疲勞強度低落之理由而設為小於0.25%，關於對固熔強化和韌性的貢獻係未提及。

在專利文獻3，作為在工業上能夠廉價地製造且具有與Ti-6Al-4V合金同等以上的機械性質之α+β型鈦合金，係揭示一種由Al：5.5~7.0%、Fe：0.5~4.0%、O：0.5%以下所構成之合金。但是，Al添加量多而韌性差，而且，Fe含量較高時，有因Fe偏析引起特性不均勻性及韌性低落之課題。

在專利文獻4，作為相較於Ti-6Al-4V，強度較高且鑄造性優異之鑄造用α+β型鈦合金，係揭示一種鈦合金，其係由Al：5.0~7.0%、Fe+Cr+Ni：0.5~10.0%、C+N+O：0.01~0.5%，在鑄造原來的狀態下之拉伸強度為890MPa以上且熔點為1650℃以下所構成。雖然該鈦合金係能夠得到熔融時之良好的流動性及凝固後之優異的強度之合金，但是強度係不充分。

在專利文獻5，係揭示一種高強度α+β型合金，其係藉由Al：4.4~5.5%、Fe：1.4~2.1%、Mo：1.5~5.5%、Si：小於0.1%，而具有相較於Ti-6Al-4V，同等以上的室溫強度、疲勞強度。但是，在專利文獻5所記載之鈦合金，因為大量地含有昂貴且價格變動的Mo，而有難以低成本且穩定地進行製造之課題。

在專利文獻6，係揭示一種Mo當量為6.0~12.0，且控制微觀組織而成之高強度、高韌性的α+β型鈦合金。但是，在專利文獻6所記載之鈦合金，必須大量地含有昂貴的合金元素之Mo而高成本。

在專利文獻7，係揭示一種含有Si之Near-β型鈦合金。但是，專利文獻7係以Near-β型鈦合金作為對象，如在說明書中所例示之Ti-10V-2Fe-3Al和Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，係大量地含有昂貴的合金元素之V和Mo而高成本。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特許第3076697號公報

專利文獻2：日本特許第3076696號公報

專利文獻3：日本特許第3306878號公報

專利文獻4：日本特開2010-7166號公報

專利文獻5：日本特開2005-320618號公報

專利文獻6：日本特開2001-288518號公報

專利文獻7：日本特許第3409278號公報

非專利文獻

非專利文獻1：P.Bania, Metallugy and Technology of Practical Titanium Alloys(實用鈦合金之冶金及技術)，第9頁，TMS, Warrendale, PA(1994年)

非專利文獻2：F.H.FROES and I.L.CAPLAN, TITANIUM’ 92 SCIENCE AND TECHNOLOGY(鈦科技及技術)，第2787頁

發明概要

先前，在使用廉價原料且合金添加量為比β型鈦合金更少之α+β型鈦合金構件，係未揭示以高水準同時滿足強度及韌性之技術。

為了提高α+β型鈦合金構件的韌性而設為針狀組織時，有強度低落之課題。

因此，本發明係有利地解決上述課題而提供一種鈦合金構件及其製造方法，該鈦合金構件係相較於先前的α+β型鈦合金構件，能夠廉價地以高水準使強度及韌性並存。

為了達成上述課題，本發明者等係專心調查添加比V和Mo更廉價的Fe作為強化元素、及強度及韌性的強化能力係即便少量添加亦高之Si而經施行各種的熱處理之鈦合金構件的強度及韌性。

本發明者等，係將任一者在室溫之拉伸強度985MPa以上、使用2mmV凹口試片之查拜式衝撃值30J/cm²以上，設為各自強度及韌性的指標。因為在Ti-6Al-4V，將室溫強度規定為895MPa以上係廣泛地被使用，所以設為大於其10%以上。又，因為Ti-6Al-4V的標準之查拜式衝撃吸收能量為24J亦即30J/cm²，所以將具有大於其的衝撃值設作指標。

在鈦合金添加Si，係多半在被要求耐熱性的用途，以提升耐潛變性作為目標而添加。而且，為了抑制矽化物的生成，Si添加量的上限係多半設為固熔限度附近。

本發明者等對添加有Al、Fe及Si之鈦合金構件施行各種熱處理且進行評價強度及韌性。其結果，發現藉由在適量地調整Al、Fe、O及Si的成分範圍之同時，進行微觀組織係成為針狀α相的平均寬度為小於5μm的針狀組織之熱處理，能夠製造具優異強度及韌性之鈦合金構件。

本發明的要旨係如以下。

(1)一種具優異強度及韌性之鈦合金構件，其特徵在於其以質量%計，含有：Al：4.5%以上且小於5.5%、Fe：1.3%以上且小於2.3%、Si：0.25%以上且小於0.50%、及O：0.05%以上且小於0.25%，且剩餘部分係由鈦及不可避免的不純物所構成；且其微觀組織係針狀α相的平均寬度小於5μm的針狀組織。

(2)如(1)之鈦合金構件，其中前述針狀α相的平均寬度小於2μm。

(3)一種鈦合金構件之製造方法，其特徵在於包含下述步驟：成形步驟，係將下述鑄塊成形而作成母材構件，該鑄塊以質量%計，含有Al：4.5%以上且小於5.5%、Fe：1.3%以上且小於2.3%、Si：0.25%以上且小於0.50%、及O：0.05%以上且小於0.25%，且剩餘部分係由鈦及不可避免的不純物所構成；及該熱處理步驟，係將前述母材構件於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上，且以空氣冷卻以上的速度進行冷卻。

(4)如(3)之鈦合金構件之製造方法，其中前述熱處理步驟中之冷卻為水冷卻。

因為本發明的鈦合金構件，係藉由進行在β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上，且以空氣冷卻以上之較快的速度冷卻之熱處理步驟，而得到之具有針狀α相的平均寬度為小於5μm的針狀組織者，所以能夠不阻礙生產性而高度地使強度及韌性並存。

本發明的鈦合金構件係使用資源豐富且能夠廉價地取得之添加元素，具有比先前的鈦合金更大的強度及韌性。因此，相較於先前的高強度鈦合金，本發明的鈦合金構件作為汽車用的引擎汽門、連桿等的驅動部的構件和繫固物構件、或是如高爾夫球桿面之承受衝撃的構件之產業上的用途係擴大，而能夠廣泛地得到省資源化的效果、提升汽車等的燃料消耗率等的效果。又，因為本發明的鈦合金構件係以上述的民生品用途為首而能夠廣範圍的利用且能夠廣泛地得到其效果，所以產業上的效果係無法估計的。

A‧‧‧群體

B‧‧‧直線

C‧‧‧針狀α相

圖1係本發明的實施形態之鈦合金構件的光學顯微鏡照片。

圖2係用以說明針狀α相的平均寬度之計算方法之說明圖。

圖3係本發明的實施形態之鈦合金構件的光學顯微鏡照片。

用以實施發明之形態

以下，詳細地說明本發明。

在開發方面，係將以前被開發作為含有低成本Fe的高強度α+β型鈦合金之Ti-5%Al-1~2%Fe系合金設作基材，而調查因添加Si及熱處理而對強度、韌性之影響。

其結果，Al、Fe、氧係在使強度提升之同時，使韌性降低。另一方面，得知過飽和地添加Si時，施行適當的熱處理而控制微觀組織時，能夠提升強度及韌性。

調查上述之添加Si及熱處理對α+β型鈦合金構件的強度及韌性之影響時，係藉由形成具有各種組成之直徑Φ 15mm的圓棒之後，進行各種熱處理，來製造由各種α+β型鈦合金構件所構成之試驗體且針對各自進行評價。以下，進行敘述試驗體的強度及韌性之評價方法。

拉伸強度係在室溫進行以下的拉伸試驗且進行評價。從試驗體，採取平行部直徑Φ 6.25mm、長度32mm、GL(標線間距離)=25mm的圓棒拉伸試片，使用以下的拉伸速度進行：至0.2%屈服強度為止係以1mm/min，0.2%屈服強度以後係以10mm/min。

韌性係於室溫進行查拜式衝撃試驗，且以衝撃值(J/cm²)進行評價。衝撃試驗係從試驗體，採取在試片寬度5mm之5×10×55mm的四角柱切出深度2mm的V凹口之在JIS Z2242所記載之次尺寸試片，且使用300N的查拜式衝撃試驗機而進行。

其次，敘述試驗體的微觀組織之觀察方法。

微細組織的觀察係藉由將試驗體之圓棒的C剖面、亦即與圓棒的中心軸垂直之剖面，進行鏡面研磨之後，使用氯液使其腐蝕而露出微組織，且使用光學顯微鏡觀察而進行。

又，在本發明之針狀組織的「針狀α相的平均寬度」，係意味著使用光學顯微鏡觀察鈦合金構件之與輥軋方向垂直的剖面，且依照以下的以下的方法算出之值。

針狀α相的寬度係依照觀察面與組織的方位關係而有不同之情況。因此，在5處以上的觀察點(光學顯微鏡之視野內的區域)，觀察舊β結晶粒、位於其內部之群體(colony)。在此，所謂群體，係在舊β結晶粒內所觀察到之針狀組織(針狀α相)之軸的方向為大致一致之區域。又，針狀組織係由α相所構成。

在此，基於圖1及圖2而詳細地說明針狀α相的平均寬度之算出方法。圖1係本實施形態之鈦合金構件的光學顯微鏡照片，圖2係顯示群體A的概要之說明圖。如圖1及圖2所顯示，群體A係意味著針狀α相C的軸向為大致一致之區域。

首先，算出構成1個群體A之針狀α相C的平均寬度(以下，亦稱為「在群體A之平均寬度」)。具體而言，係在群體A的任意處畫有複數根(例如3~5根左右。在後述實施例及比較例係3根)之對構成群體A之針狀α相C的軸向垂直地延伸，且將群體A的境界部分之間連結之直線B。而且，將各直線B的長度使用與該直線B交叉之針狀α相C的數目，藉由除法算出在各直線B之針狀α相的平均寬度。然後，藉由算出在各直線B之平均寬度的算術平均，來算出在群體A之平均寬度。因為在群體A內畫有複數根直線B，所以在群體A之平均寬度，可說是反映構成群體A之針狀α相全體的寬度。

而且，藉由在1個觀測點內之複數個群體A(例如10~20個左右。在後述之實施例及比較例係10個)進行上述的處理，算出藉此所得到的平均寬度(在群體A之平均寬度)之算術平均，來算出在1個觀測點之平均寬度。因為在觀測點之平均寬度，係考慮在該觀測點內之複數個群體A，所以可說是反映在觀測點所觀測到之針狀α相全體的寬度。

而且，藉由在複數個觀測點(例如5~10處左右。在後述之實施例及比較例係5處)進行上述的處理，算出在各觀測點之平均寬度的算術平均，來算出針狀α相的平均寬度。如此，因為針狀α相的平均寬度係將在複數個觀測點的平均寬度，進一步平均而得到的值，所以可說是反映構成鈦合金素材之針狀α相全體的寬度。

本發明的鈦合金構件之微觀組織，係於β變態溫度以上的溫度熔體化之後，以空氣冷卻以上的速度進行冷卻而得到之針狀α相的平均寬度為小於5μm的針狀組織。

通常以Ti-6Al-4V為首之α+β型鈦合金，係能夠藉由施行β變態溫度以上的溫度之熱處理而得到針狀的微觀組織。更詳細地，鈦合金構件的針狀組織係能夠藉由α相在β單相的結晶粒之內部或是晶界析出而形成。

在本發明的鈦合金構件，熔體化處理後的冷卻速度為較慢時，係形成由粗針狀α相所構成之微觀組織。熔體化處理後的冷卻速度為較快時，係形成由麻田散鐵(martensite)狀組織和微細的針狀相所構成之微觀組織。例如，在熔體化處理後經水冷卻之鈦合金構件，能夠觀察到麻田散鐵狀之非常微細的組織和斜子織(Basketweave)狀的組織，任一者均是具有微細針狀α相的寬度之組織，在此係標記為針狀組織。

亦即，熔體化處理後的冷卻速度為較快時，麻田散鐵狀的α相會析出。麻田散鐵狀的α相係針狀α相之一態樣且意味著針狀α相係在複數個方向延伸(換言之，針狀α相之間係交叉)之區域。亦即，冷卻速度為較快時，α相係在各式各樣的方向成長。但是，通常的急速冷卻(例如水冷卻)程度之冷卻速度，麻田散鐵狀的α相係幾乎不析出。將麻田散鐵狀的α相之一個例子顯示在圖3。圖3係本實施形態之鈦合金構件的光學顯微鏡照片。

又，在鈦合金構件含有麻田散鐵狀的α相時，針狀α相的平均寬度係能夠如以下進而算出。亦即，從麻田散鐵狀的α相，將軸向為大略相同且互相隣接之針狀α相的群抽出，且將該等設為1個群體A。隨後，依照與上述方法同樣的方法算出麻田散鐵狀之α相的平均寬度。

而且，使用光學顯微鏡觀察微細組織時，因為依照觀察面與針狀組織的軸之方位之相對關係，針狀組織之針狀α相的寬度為不同，所以有產生誤差的情形。在此，係如前述，藉由使用在5處以上的觀察點觀察針狀組織而得到之針狀α相的寬度之平均值而將誤差排除。在此，群體係與在舊β粒內所觀察到的方位一致之區域。

作為本發明之α+β型鈦合金構件的一個例子，將成形為具有本發明的預定組成之直徑Φ 20mm的圓棒形狀之母材構件，於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上，來得到空氣冷卻而成之合金構件。此時，能夠得到針狀α相的平均寬度為小於5μm之針狀組織，且藉由使用水冷卻代替空氣冷卻，能夠得到針狀α相的平均寬度為小於2μm之針狀組織。又，在直徑Φ 20mm的圓棒中心，從於β變態溫度以上保持的溫度至500℃左右為止之冷卻速度，係空氣冷卻時為1℃/秒以上，水冷卻時為10℃/秒以上。

另一方面，進行爐冷卻(furnace cooling)來代替空氣冷卻後之情況，能夠得到針狀α相的平均寬度為10~30μm的針狀組織。

因而，在本實施形態，從加熱溫度至500℃左右之冷卻速度係1℃/秒以上即可。冷卻速度為1℃/秒以上時，針狀α相的平均寬度係小於5μm。又，冷卻速度係鈦合金構件的表面之冷卻速度。

本發明的鈦合金之β變態溫度係依照組成而不同，為1000℃左右。Si係形成TixSiy的矽化物(silicide)，矽化物固熔之溫度，在本發明的合金成分範圍係900℃~1050 ℃左右，且Si添加量越多，變為越高。

依照EPMA分析，來調查各元素的分布時，於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上且水冷卻後之情況，在所得到的鈦合金構件，Al、Fe、Si均無法觀察到明確的分布偏差。在空氣冷卻代替水冷卻後之情況，在所得到的鈦合金構件之Al及Fe的分布，能夠觀察到變化，能夠觀察到Al係主要往α相，而Fe係主要往β相移動。另一方面，在空氣冷卻代替水冷卻後之情況，在Si分布，亦是無法觀察到偏差。

但是，於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上且爐冷卻後之情況，在所得到的鈦合金構件，Al及Fe的分布係更明確地分離，且Si亦多半分布在β相。

從以上的情形，推定在本發明的鈦合金構件，因為從β變態溫度被冷卻時之Si的移動速度為較慢，所以於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上且以空氣冷卻以上的冷卻速度進行冷卻時，即便添加0.25%以上之Si亦能夠被保持在過飽和的固熔狀態，而能夠維持對提升強度及韌性之貢獻。

又，如上述，將具有本發明的預定組成之母材構件，於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上且以空氣冷卻以上的冷卻速冷卻後之情況，能夠得到針狀α相的平均寬度為小於5μm之針狀組織。進行得到此種微觀組織之熱處理時，即便在熱處理後的鈦合金構件中存在矽化物，亦被微細的針狀組織阻撓而矽化物的粗大化被抑制。其結果，能夠抑制源自粗大的矽化物之韌性低落。因而，推定具有上述的微觀組織之本發明的α+β型鈦合金構件，能夠充分地得到因被過飽和含有Si，使強度及韌性提升之效果。

因為本實施形態之鈦合金構件係高強度且高韌性，除了飛機用途以外，亦能夠利用在汽車零件、民生用品等廣泛的用途。在該等用途所使用的鈦合金構件之厚度係各式各樣。而且，將較厚的鈦合金構件之表面，只進行急速冷卻後之情況，在鈦合金構件的表面及內部，會產生冷卻速度差異。另一方面，結晶構造會按照冷卻速度而產生變化。例如，將鈦合金構件的某區域以3℃/秒冷卻後之情況，其區域的結晶構造係成為圖1所顯示的構造，將該區域以20℃/秒冷卻後之情況，其區域的結晶構造係成為圖3所顯示的構造。因而，在結晶的表面與內部之冷卻速度不同時，表面的結晶構造與內部的結晶構造有產生差異之情形。鈦合金構件的結晶構造係即便表面與內部不同，只要滿足本實施形態的條件(亦即，具有特定組成且針狀α相的平均寬度為小於5μm之條件)，即強度及韌性優異。因而，本實施形態的範圍亦包含此種鈦合金構件。但是，結晶構造係以盡可能在鈦合金構件的全域均勻為佳。結晶構造係越均勻，強度及韌性越提升，亦即，能夠進一步發揮本實施形態的效果之緣故。

因而，特別是鈦合金構件較厚時，鈦合金構件的冷卻係例如使用以下的方法進行為佳。亦即，將從加熱溫度至500℃為止的溫度範圍劃分為每一預定範圍(例如100 ℃)。然後，重複以下的處理：將鈦合金構件的表面使用水冷卻等冷卻至該預定範圍的溫度且進行恆溫。在此，冷卻時的冷卻速度及恆溫時間，係以從加熱溫度至500℃為止的平均冷卻速度為1℃/秒以上的方式設定。

例如，加熱溫度為1000℃時，係將鈦合金構件的表面水冷卻至900℃為止，隨後於900℃進行恆溫。隨後，將鈦合金構件的表面水冷卻至800℃為止，隨後於800℃進行恆溫。重複該處理至鈦合金構件的表面為500℃左右為止。因為在恆溫時，內部的溫度係降低而接近表面的溫度，藉由上述處理，能夠減小鈦合金構件表面的冷卻速度與內部的冷卻速度之差異。因此，能夠減小鈦合金構件的表面與內部之結晶構造的差異。

冷卻速度的上限值係沒有特別限制。又，水冷卻時，雖然亦取決於鈦合金構件的形狀，但是能夠實現70~80℃/s左右的冷卻速度，即便以此種冷卻速度將鈦合金構件冷卻，亦能夠完成本實施形態之鈦合金構件。亦即，即便使冷卻速度上升至70~80℃/s，亦未看到韌性大幅地降低。因而，冷卻速度的上限值係例如可為70~80℃/s左右。

將形成具有本發明的鈦合金構件之母材的成分而成之母材構件，於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上且進行空氣冷卻而成為針狀α相的平均寬度為小於5μm的針狀組織之後，為了微觀組織的安定化，亦可以進行從650℃至850℃為止之追加的熱處理。藉由追加的熱處理(所謂退火)，因急速冷卻引起在鈦合金構件內產生的熱應變係能夠被緩和。亦即，微觀組織係被安定化。

因而，推定在本發明的鈦合金構件之針狀組織，即便施行用以組織安定化之追加的熱處理時，亦能夠保持被過飽和地含有的Si之固熔狀態，而能夠維持對提升強度及韌性之貢獻。

在如申請專利範圍1所記載之本發明的鈦合金構件，係規定母材(鈦合金構件)的構成元素之含有比率及微觀組織的形態。

Al係α安定化元素，藉由固熔於α相且隨著含量的増加，鈦合金構件的強度増加。但是，母材係含有5.5%以上的Al時，韌性劣化。因此，母材的Al含量係設為4.5%以上且小於5.5%。Al的含量之上限值，係以小於5.3%為較佳。又，Al的含量之下限值係以4.8%以上為較佳。

Fe係共析型的β安定化元素，藉由固熔於β相且隨著含量増加，鈦合金構件的室溫強度増加，另一方面，使韌性降低。為了確保強度，母材必須含有1.3%以上的Fe。但是，母材係含有2.3%以上的Fe時，在使用大型金屬錠(ingot)熔製時，偏析係成為問題。因此，母材的Fe之含量係設為1.3%以上且小於2.3%。Fe的含量之上限值係以小於2.1%為較佳。又，Fe的含量之下限值係以1.5%以上為較佳。

Si係β安定化元素，隨著含量増加而強度及韌性増加。為了確保強度及韌性，母材必須含有0.25%以上的Si。另一方面，母材含有0.50%以上的Si時，韌性低落。因此，母材的Si之含量係設為0.25%以上且小於0.50%。Si的含量之上限值係以小於0.49%為較佳。又，Si的含量之下限值係以0.28%以上為較佳。

O係強化α相之元素。為了使其效果顯現，必須將母材之O的含量設為0.05%以上。但是，含有0.25%以上的O時，會促進α₂相的生成而脆化，或是β變態溫度上升而使熱處理成本上升。因此，將母材之O的含量設為0.05%以上且小於0.25%。O的含量係較佳為0.08%以上且小於0.22%。O的含量係較佳為0.12%以上且小於0.20%。

本發明的鈦合金構件之微觀組織，係針狀α相的平均寬度為小於5μm的針狀組織。α相為粗大化時，韌性低落。因此，針狀α相的平均寬度為小於5μm，較佳為4μm以下，更佳為小於2μm。

針狀α相的平均寬度為小於5μm之鈦合金構件，係沒有因熔體化處理引起的Si分布偏差，因為能夠保持被過飽和含有的Si之固熔狀態，同時能夠抑制源自粗大的矽化物之韌性低落，所以強度及韌性優異。鈦合金構件係針狀α相的平均寬度為小於2μm時，因為沒有因熔體化處理引起的Al、Fe、Si分布偏差，且能夠保持該等元素之固熔狀態，所以強度及韌性優異。

又，本發明的鈦合金構件之形狀係沒有特別限定，可為棒狀亦可為板狀。本發明的鈦合金構件之母材、亦即母材構件的形狀，可為汽車用引擎汽門及連桿、高爾夫球桿面等的形狀。又，前述母材構件之成形，係能夠藉由熱軋、熱鍛造、熱擠製、切削．磨削和該等的組合而進行。

本發明的鈦合金構件之製造方法，係含有成形步驟及熱處理步驟，該成形步驟係將具有本發明的鈦合金構件之母材的成分，成形為鑄塊而作為母材構件；而該熱處理步驟係將母材構件於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上，且以空氣冷卻以上的速度進行冷卻。

在熱處理步驟，藉由將母材構件於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上，能夠使合金成分充分地熔入，而能夠得到充分地使強度及韌性提升之效果。又，藉由以空氣冷卻以上的速度進行冷卻，Si分布係沒有偏差而能夠得到針狀α相的平均寬度為小於5μm的針狀組織。冷卻係水冷卻時，Al、Fe、Si分布係沒有偏差，而能夠得到針狀α相的平均寬度為小於2μm的針狀組織。冷卻速度為小於空氣冷卻時，針狀α相係粗大化而韌性低落。

本發明的鈦合金構件，係能夠藉由通常被使用之鈦合金的製造方法來製造。本發明的鈦合金構件之代表性的製造步驟係如以下。

首先，藉由將海綿鈦海綿鈦、合金素材作為原料，在真空中進行電弧熔解或電子射束熔解，且在水冷卻銅鑄模進行鑄造之熔解法，抑制不純物的混入而製成本發明的鈦合金構件之母材成分的鑄塊。在此，O係能夠藉由熔解時使用例如氧化鈦或氧濃度高的海綿鈦來添加。

其次，將鑄塊成形而作為母材構件(成形步驟)。具體而言係將鑄塊加熱至950℃以上的α+β域或是β域後，鍛造成為小胚(billet)形狀且進行表面切削，而且於950℃以上的加熱溫度進行熱軋。藉此，能夠得到本發明的鈦合金構件的形狀的一個例子之例如作為Φ 12~20mm的棒材之母材構件。

其次，將被設為本發明的鈦合金構件的形狀之母材構件，於依照成分而不同之約1000℃附近之β變態溫度以上的溫度，保持5~60分鐘保持之後，以空氣冷卻以上的冷卻速進行冷卻(熱處理步驟)。保持時間小於5分鐘時，熔體化為不充分。保持時間大於60分鐘時，因為β相的粒徑變為太大而不佳。

熱處理步驟係較佳是於β變態溫度+20℃以上且1100℃以下的溫度，10~30分鐘的保持時間；更佳是於β變態溫度+20℃以上且1060℃以下的溫度，15~25分鐘的保持時間。

藉由將熱處理溫度設為β變態溫度+20℃以上，及/或將保持時間設為10分鐘以上，即便母材構件的成分和熱處理中的母材構件之溫度有偏差，亦能夠得到合金成分為充分地被熔入之鈦合金構件，能夠更有效地使強度及韌性提升。但是，熱處理溫度大於1100℃，及/或保持時間大於30分鐘時，因為鈦合金構件的微觀組織係容易粗大化且熱處理成本上升，乃是不佳。

熱處理步驟後，為了材質安定化等之目的，亦可施行於650~850℃、30分鐘~4小時之追加的熱處理。

[實施例]

以下，藉由實施例而更具體地說明本發明。

(實驗例1)

將在表1所表示素材No.1~15的成分之鈦合金，使用真空電弧熔解法製造，各自製成約200kg的鑄塊。將該等鑄塊各自鍛造及熱軋而得到直徑15mm的圓棒。

對素材No.1~15的成分之圓棒，進行No.1、2、5、6、7為於1050℃、No.3、8、12、15為於1040℃、No.4、9為於1030℃、No.10、11、13、14為於1060℃的溫度保持15~25分鐘且空氣冷卻之熔體化處理，使微觀組織成為針狀組織。將素材No.1~15的β變態溫度顯示在表1。

針對熔體化處理後之試驗No.1~15的圓棒，使用以下所表示的方法，進行評價拉伸強度及韌性。

拉伸強度係於室溫進行以下的拉伸試驗且評價。從圓棒採取平行部直徑Φ 6.25mm、長度32mm、GL(標線間距離)=25mm的圓棒拉伸試片，0.2%屈服強度為止係以1mm/min，0.2%屈服強度以後係以10mm/min的拉伸速度進行。

韌性係於室溫進行查拜式衝撃試驗且以衝撃值(J/cm²)進行評價。衝撃試驗係從圓棒採取在JIS Z2242所記載之次尺寸試片且使用300N的查拜式衝撃試驗機而進行，其中該次尺寸試片係在試片寬度5mm之5×10×55mm的四角柱切出深度2mm的V凹口而成。

將如此進行而得到之試驗No.1~15的拉伸強度及衝撃值之評價結果顯示在表2。

又，熔體化處理後之試驗No.1~15之與圓棒的中心軸垂直之剖面，進行鏡面研磨之後，使用氯液使其腐蝕而露出微組織，且使用光學顯微鏡以500倍進行觀察，來求取微觀組織的針狀α相之寬度的平均值。將其結果顯示在表2。

試驗No.1~8係本發明例，試驗No.9~15係任一素材成分(母材的構成元素)為脫離本發明範圍之比較例。

在表1及表2，係在從本發明範圍脫離的數值附加底線。

試驗No.1~8之本發明例，係任一者均是微觀組織，具有針狀α相的平均寬度為小於5μm的針狀組織，拉伸強度985MPa以上且查拜式衝撃值為30J/cm²以上，而且顯示良好的強度及韌性。

比較例的試驗No.9係Al含量為脫離下限值，試驗No.10係Fe含量為脫離下限值，任一者均是拉伸強度不足。又，比較例的試驗No.11，係Al量為脫離上限值且Si量為脫離下限，致使衝撃值不足。試驗No.12係Si量為脫離下限值，致使室溫強度及衝撃值不足。試驗No.13係Al量為脫離上限值，致使衝撃值不足。試驗No.14係O量為脫離上限值，試驗No.15係Si量為脫離上限值，致使衝撃值不足。

(實驗例2)

對與實驗例1同樣的素材No.1~15的成分之圓棒，進行於低於該等素材的β變態溫度之870℃的溫度保持60分鐘且水冷卻之熔體化處理，而得到試驗No.16~30的圓棒。

針對該試驗No.16~30的圓棒，與實驗例1同樣地進行且評價韌性。將其結果顯示在表3。

又，與實驗例1同樣地進行且觀察將熔體化處理後之試驗No.1~15的微觀組織。將其結果顯示在表3。

試驗No.16~31的任一情況，均是衝撃值小於30J/cm²而不足。

又，試驗No.16~31的任一者，微觀組織均由初析α相與針狀組織的混合組織所構成之等軸組織。這是因為實驗例2係熔體化處理為低於β變態溫度之熱處理。

(實驗例3)

對與實驗例1同樣的素材No.1的成分之圓棒，進行於1050℃的溫度保持20分鐘且冷卻之熔體化處理，並且改變空氣冷卻、水冷卻、爐冷及冷卻速度而進行冷卻。隨後，一部分的圓棒係使用以下所表示的條件施行追加的熱處理。

試驗No.31、32係在熔體化處理後進行水冷卻者，試驗No.32係進行水冷卻後，進而於800℃施行熱處理1小時者。

試驗No.33~36係在熔體化處理後進行空氣冷卻者，試驗No.34係空氣冷卻後，進而施行700℃×2小時的熱處理者，試驗No.35係空氣冷卻後，進而施行800℃×1小時的熱處理者，試驗No.36係空氣冷卻後，進而施行850℃×1小時的熱處理者。

試驗No.37~39係熔體化處理後，進行爐冷卻後者，試驗No.39係進而施行800℃、1小時的熱處理者。試驗No.38係使用與No.37不同的條件進行爐冷卻後者。

與實驗例1同樣地進行且觀察熔體化處理後(進行追加的熱處理時係追加的熱處理後)之試驗No.31~39的微觀組織，並且求取微觀組織的針狀α相之寬度的平均值。將其結果顯示在表4。

又，針對試驗No.31~39的圓棒，係與實驗例1同樣地進行且評價拉伸強度及韌性。將其結果顯示在表4。

試片No.31~36，係微觀組織為針狀組織且針狀α相的寬度為5μm以下，任一者均在本發明的範圍。又，試驗No.31~36係任一者均是拉伸強度為985MPa以上且衝撃值為30J/cm²以上。

試驗No.37、38、39，雖然微觀組織均是針狀組織，但是針狀α相的寬度係比本發明的範圍大，致使強度及衝撃值不足。

(實驗例4)

如上述，作為α+β型的鈦合金構件，已知Ti-6Al-4V等。而且，即便先前的α+β型鈦合金構件，藉由施行β變態溫度以上的溫度之熱處理，亦能夠得到針狀的微觀組織、亦即針狀α相。但是，即便在先前的α+β型的鈦合金構件形成針狀α相，亦無法使高強度及高韌性並存。為了證明該情形，本發明者係進行本實驗例4。

在實驗例4，藉由與實驗例1同樣的處理，來準備具有Ti-6.3Al-4.2V-0.18O的組成之直徑15mm的圓棒(母材)。該母材的β變態溫度係980℃。隨後，藉由將該母材進行於1050℃溫度保持15~25分鐘且空氣冷卻之熔體化處理，來製造試驗No.40的鈦合金構件。又，藉由將母材進行於比β變態溫度更低的870℃溫度保持60分鐘且水冷卻之熔體化處理，來製造試驗No.41的鈦合金構件。又，藉由將母材進行於1050℃溫度保持15~25分鐘且水冷卻之熔體化處理，來製造試驗No.42的鈦合金構件。隨後，藉由與實驗例1同樣的處理來評價試驗No.40~42的鈦合金構件的拉伸強度及韌性。將評價結果顯示在表5。

依照實驗例4，得知先前的鈦合金構件，係即便針狀α相的寬度(平均寬度)小於5μm，亦無法使高強度及高韌性並存。

以上，邊參照附加圖式邊詳細地說明本發明之適合的實施形態，但是本發明係不被如此的例子限定。只要具有在本發明所屬的技術領域之通常的知識者，係清楚明白在申請專利範圍所記載之技術思想的範疇內，能夠想出各種的變更例或修正例，應理解該等當然亦屬於本發明的技術範圍。

Claims

一種鈦合金構件，其特徵在於其以質量%計，含有：Al：4.5%以上且小於5.5%、Fe：1.3%以上且小於2.3%、Si：0.25%以上且小於0.50%、及O：0.05%以上且小於0.25%，且剩餘部分由鈦及不可避免的不純物所構成；且其微觀組織係針狀α相的平均寬度小於5μm的針狀組織。
如請求項1之鈦合金構件，其中前述針狀α相的平均寬度小於2μm。
一種鈦合金構件之製造方法，其特徵在於包含下述步驟：成形步驟，係將下述鑄塊成形而作成母材構件；該鑄塊以質量%計，含有Al：4.5%以上且小於5.5%、Fe：1.3%以上且小於2.3%、Si：0.25%以上且小於0.50%、及O：0.05%以上且小於0.25%，且剩餘部分由鈦及不可避免的不純物所構成；及熱處理步驟，係將前述母材構件於β變態溫度以上的溫度保持5分鐘以上，且以空氣冷卻以上的速度進行冷卻。
如請求項3之鈦合金構件之製造方法，其中前述熱處理步驟中之冷卻為水冷卻。