WO2018116444A1 - α＋β型チタン合金押出形材 - Google Patents

α＋β型チタン合金押出形材 Download PDF

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WO2018116444A1
WO2018116444A1 PCT/JP2016/088344 JP2016088344W WO2018116444A1 WO 2018116444 A1 WO2018116444 A1 WO 2018116444A1 JP 2016088344 W JP2016088344 W JP 2016088344W WO 2018116444 A1 WO2018116444 A1 WO 2018116444A1
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temperature
extrusion
phase
billet
less
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PCT/JP2016/088344
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真哉 西山
善久 白井
哲 川上
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新日鐵住金株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C23/00—Extruding metal; Impact extrusion
    • B21C23/002—Extruding materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special extruding methods of sequences
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C23/00—Extruding metal; Impact extrusion
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    • B21C29/00—Cooling or heating work or parts of the extrusion press; Gas treatment of work
    • B21C29/003—Cooling or heating of work
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to an ⁇ + ⁇ type titanium alloy extruded shape having a uniform needle-like structure and excellent tensile properties and shape.
  • Titanium alloys have been used in various fields, such as aircraft aggregates and structural members, civilian products such as golf face club heads and eyeglass frames, and medical applications such as implants, taking advantage of high specific strength and excellent corrosion resistance. ing.
  • ⁇ + ⁇ type titanium alloys have been widely used mainly in the spacecraft industry because of their good balance between strength and ductility and excellent fracture toughness.
  • Al is an inexpensive element that is solid-solution-substituted in the ⁇ -phase and strengthens at room temperature and high temperature, and ⁇ -stabilizing element that is difficult to solidify and segregate.
  • An ⁇ + ⁇ type titanium alloy to which is added has been used for many years.
  • the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy containing Al and V as the main elements is the titanium alloy with the largest amount of use, which now accounts for about 80% of the practical titanium alloy.
  • Such ⁇ + ⁇ type titanium alloys have been used for many years mainly in the aircraft field, starting with Ti-6Al-4V, which has the largest usage. Recently, with the increase in the application ratio of carbon fiber reinforced composite material (CFRP) to the fuselage for further fuel efficiency reduction, the usage ratio of titanium alloy has increased, and it may increase further in the future. Expected.
  • CFRP carbon fiber reinforced composite material
  • ⁇ + ⁇ type titanium alloys mainly containing Al and V are sometimes used as shapes such as aggregates and seat rails in such aircraft applications.
  • Some shapes have a complicated cross-sectional shape, and conventionally, they have been manufactured by cutting a forged product having a large cross section or a very thick material.
  • ⁇ + ⁇ type titanium alloy when cutting after forging, by performing strong processing below the ⁇ transformation point temperature, the metal structure becomes an equiaxed structure with a high strength / ductility balance, and the required tensile properties, especially High durability was realized.
  • Extrusion includes methods such as an indirect extrusion method and an isostatic extrusion method, and the Eugene Sejurune method is one of them.
  • a round billet produced by forging an ingot is used as a material.
  • a material (billet 5) is inserted into the container 1, a hydraulic load is applied to the stem 2, the billet 5 is pushed in the extrusion direction 11 through the dummy block 3, and the die 4 is allowed to pass through various types.
  • a long shape 6 can be obtained.
  • the metal structure of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy is subjected to strong processing by forging or the like at a temperature lower than the ⁇ transformation point temperature ( ⁇ + ⁇ temperature range) for applications requiring a high strength / ductility balance.
  • the required high tensile strength has been realized by controlling the structure to be equiaxed.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy has a high extrusion resistance at a temperature range lower than the ⁇ transformation point temperature (T ⁇ ) by 200 ° C. or more.
  • T ⁇ ⁇ transformation point temperature
  • the extruded shape has a needle-like structure, and the strength / ductility balance is inferior to that of the equiaxed structure.
  • the heating temperature of the billet is higher than the ⁇ transformation point temperature, after the extrusion, the time that is maintained at the ⁇ transformation point temperature or longer becomes longer, and ⁇ grains grow, so that the strength / ductility balance is further lowered.
  • the surface temperature decreases to the ⁇ transformation point temperature or lower due to heat removal by contact with an extrusion tool such as a container or a die, and the surface layer Equiaxial tissue is mixed. Further, the surface layer has reduced ductility due to a decrease in temperature, and defects such as cracks and wrinkles may occur during extrusion.
  • the shape material having an acicular structure obtained by performing the extrusion process is difficult to control the extrusion temperature. If the extrusion temperature is too high, the tensile properties are deteriorated. If the extrusion temperature is too low, surface defects, There is a problem that the load is high and the extrusion becomes impossible. In order to solve these problems, the following prior art is disclosed.
  • Patent Document 1 discloses that a Ti-6Al-4V alloy, which is an ⁇ + ⁇ type titanium alloy, is heated to an ⁇ + ⁇ temperature range and extruded to have high strength, high toughness, small dimensional variation in the longitudinal direction, and small surface flaws. A method of manufacturing the material is described.
  • Patent Document 2 an ⁇ + ⁇ -type titanium alloy is heated to an ⁇ + ⁇ temperature range or a ⁇ single-phase temperature range and subjected to extrusion, followed by a solution treatment in which the ⁇ + ⁇ type titanium alloy is forcibly cooled after being heated to an ⁇ + ⁇ temperature range, A method is described in which a two-stage heat treatment for aging treatment is performed to produce a shape having excellent strength and ductility.
  • Patent Document 3 an ⁇ + ⁇ type titanium alloy billet exhibiting a fine equiaxed ⁇ + ⁇ structure is extruded at a temperature above the ⁇ transformation point temperature, quenched at 5 ° C./second or more, and then annealed to perform extrusion in the ⁇ + ⁇ region.
  • a method is described for producing an extruded profile having the same strength and ductility as the shaped profile.
  • Patent Document 4 proposes a method in which the billet is extruded after the surface layer is cooled to the ⁇ + ⁇ region after the ⁇ + ⁇ type titanium alloy billet is heated to the ⁇ transformation temperature or higher.
  • the inside of the billet is heated to the ⁇ transformation point temperature or higher at the time of extrusion, so that the hot deformation resistance is small, the extrusion process is possible with a small pushing force, and the obtained shape has a surface layer. It has high strength because it has an equiaxed ⁇ + ⁇ structure.
  • Patent Document 5 an ⁇ + ⁇ type titanium alloy billet is heated to an ⁇ + ⁇ region temperature range calculated by a linear expression including an extrusion ratio to perform an extrusion process.
  • An optional manufacturing method is disclosed.
  • Patent Document 6 discloses a method for producing a shape material having excellent fatigue strength by controlling the structure of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy billet by performing extrusion processing at a temperature in an ⁇ + ⁇ range calculated by a linear expression including an extrusion ratio. Is described.
  • JP 61-193719 A Japanese Patent Laid-Open No. 61-284560 JP 63-223155 A Japanese Patent Publication No.5-2405 Japanese Patent No. 2932918 JP 2012-52219 A
  • the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy extruded shapes according to the above prior art are either subjected to forced cooling after extrusion to control the structure, or controlled to a structure other than the acicular structure to improve the strength / ductility balance.
  • the structure of the shape material is other than the needle-shaped structure
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy has high hot deformation resistance when the processing temperature falls below the ⁇ transformation point temperature, and requires a large pressing force.
  • the processing temperature may exceed the ⁇ transformation point temperature due to processing heat generation during extrusion.
  • a uniform shaped material cannot be obtained and the mechanical properties are not uniform.
  • the method of heating by providing a temperature gradient within the billet cross section there is a problem that a stable shape cannot be obtained because the degree of deformation varies due to a slight difference in temperature within the cross section.
  • an object of the present invention is to provide a Ti-6Al-4V extruded section having a needle-like structure but small warpage and having a strength / ductility balance equivalent to that of the prior art.
  • the gist of the present invention is as follows. (1) In mass%, Al: 5.5 to 6.8%, V: 3.5 to 4.5%, Fe: 0 to 0.30%, the balance is Ti and the total amount is 0.4% or less An ⁇ + ⁇ -type titanium alloy extruded shape, which has a needle-like structure with an average ⁇ -particle size of 250 ⁇ m or less. (2) The ⁇ + ⁇ -type titanium alloy extruded profile according to (1), wherein the average of the old ⁇ grain size is 180 ⁇ m or less.
  • the average of the ratio of the V concentration contained in the side plate ⁇ phase to the V concentration contained in the side plate ⁇ phase in the needle-like colony is 0.24 or less, and the Fe concentration contained in the side plate ⁇ phase
  • the 0.2% proof stress is 830 MPa or more by making the needle-like structure having an average old ⁇ grain size of 250 ⁇ m or less, An extruded profile with an elongation of 10% or more can be obtained. Furthermore, the average of the ratio of the V concentration contained in the side plate ⁇ phase to the V concentration contained in the side plate ⁇ phase in the colony of the needle-like tissue is 0.24 or less, and is contained in the side plate ⁇ phase. By setting the average Fe concentration to 1.13% or more, it is possible to obtain an extruded shape whose 0.2% proof stress far exceeds 830 MPa.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy containing Al and V as main elements which is the subject of the present invention, comprises an ⁇ phase having an HCP structure and a ⁇ phase having a BCC structure below the ⁇ transformation point temperature.
  • the ⁇ phase is transformed into the ⁇ phase and consists only of the ⁇ phase.
  • this alloy is heated to a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation temperature and cooled, an acicular structure is obtained.
  • ⁇ grains having a large aspect ratio in the acicular structure are divided. As the amount of machining increases, it changes to an equiaxed structure as shown in FIG.
  • FIG. 2 (1) shows the form of a needle-like structure which is a structure obtained when heated to a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature and then cooled.
  • a grain boundary ⁇ phase is formed at the boundary of the old ⁇ grains which were one grain at a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation temperature. That is, a grain boundary ⁇ phase is formed during cooling at the grain boundaries of ⁇ grains (old ⁇ grains) that existed at a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation temperature.
  • the region surrounded by the grain boundary ⁇ phase which is the grain boundary of ⁇ grains (old ⁇ grains) that existed at the ⁇ transformation temperature or higher, is called “old ⁇ grains”.
  • a structure in which ⁇ phases and ⁇ phases called a plurality of colonies are arranged in layers is formed in the old ⁇ grains.
  • the ⁇ phase in the colony is referred to as a side plate ⁇ phase
  • the ⁇ phase is referred to as a side plate ⁇ phase.
  • metals generally shrink due to heat shrinkage when cooled, resulting in a decrease in volume.
  • the amount of heat shrinkage varies at a certain time during cooling, so that stress is generated inside the shape member.
  • the cooling rate of the profile is slow, such as air cooling or furnace cooling, such stress only gives elastic deformation to the profile.
  • a high strength / ductility balance is obtained by controlling the structure and composition by forced cooling immediately after extrusion or by solution treatment (forced cooling from a high temperature range) in heat treatment after extrusion. In these forced cooling, the difference in cooling rate is large, so that significant stress is generated and plastic deformation such as warpage is given to the profile. Further, even if a shape defect does not occur at the time of cooling, a residual stress is generated inside the shape member, and a shape defect such as a warp is given during processing or cutting of the shape member.
  • the inventors conducted hot extrusion with various changes in heating conditions for the ⁇ + ⁇ type titanium alloy, and as a result of examining the relationship between the tensile properties of the profile and the acicular structure, By forming an average ⁇ particle size into a needle-like structure having a particle size of 250 ⁇ m or less, an extruded profile having a 0.2% yield strength of 830 MPa or more and an elongation of 10% or more and having a strength / ductility balance equivalent to that of the prior art. I found that I can do it.
  • the average of the ratio of the V concentration contained in the side plate ⁇ phase to the V concentration contained in the side plate ⁇ phase in the colony of the needle-like tissue is 0.24 or less, and is contained in the side plate ⁇ phase. It has been found that by setting the average Fe concentration to 1.1% or more, it is possible to obtain an ⁇ + ⁇ type titanium alloy extruded profile whose 0.2% proof stress is far greater than 830 MPa.
  • the present invention is directed to a titanium alloy mainly containing Al and V, that is, Ti-6Al-4V.
  • Ti-6Al-4V components mass%), JIS H4650, ASTM B348, etc.
  • Al 5.50-6.75%
  • V 3.50-4.50%
  • Fe iron
  • C 0.08% or less
  • N 0.05% or less
  • O 0.20% or less
  • H 0.015% or less
  • other elements are 0.10% or less
  • the titanium alloy containing Al and V as main elements in the present invention also has components within the range of these official standards. Hereinafter, the reason for limitation of each component is demonstrated.
  • Al 5.5 to 6.8% by mass
  • Al is an ⁇ stabilizing element and is an element added to increase the fraction of the ⁇ phase. If the content is less than 5.5% by mass, the fraction of the ⁇ phase, which is higher in strength than the ⁇ phase, becomes too small, sufficient strength cannot be obtained, and excellent 0.2% yield strength cannot be obtained. . On the other hand, when the content exceeds 6.8% by mass, ductility deteriorates, and Ti 3 Al precipitates, so that toughness deteriorates and workability decreases. Therefore, the lower limit of the Al content is 5.5% by mass, and the upper limit is 6.8% by mass.
  • V 3.5 to 4.5% by mass
  • V is a ⁇ -stabilizing element, and is an element added to increase the fraction of ⁇ -phase. That is, V has the effect of lowering the ⁇ transformation point temperature and can lower the processing temperature of the titanium alloy. Furthermore, V has an effect of improving the strength. If the content is less than 3.5% by mass, the fraction of ⁇ phase becomes too small and the yield strength is reduced by 0.2%. On the other hand, if the content exceeds 4.5% by mass, the elongation deteriorates and the workability is reduced. Therefore, the lower limit of the V content is 3.5% by mass, and the upper limit is 4.5% by mass.
  • Fe more than 0 to 0.30% by mass Fe is a ⁇ -stabilizing element and, when added, has the effect of lowering the ⁇ transformation point temperature. Moreover, since it has the effect
  • H 0.015% by mass or less
  • the upper limit of the H content is 0.015% by mass.
  • O 0.20 mass% or less
  • C 0.08 mass% or less
  • N 0.05 mass% or less
  • Fe 0.30 mass% or less
  • O, C, and N are ⁇ -stabilizing elements and are added This increases the ⁇ phase fraction and improves the 0.2% yield strength.
  • O 0.20 mass% or less
  • C 0.08 mass% or less
  • N 0.05 mass% or less
  • the balance Ti and impurities with a total amount of 0.40% by mass or less
  • the balance is Ti and impurities.
  • the impurity element include impurities such as Cl, Na, Mg mixed in the refining process of titanium, and Zr, Sn, Cu, Mo, Ni, Nb, Ta, Mn, Cr mixed from scrap.
  • impurities such as Cl, Na, Mg mixed in the refining process of titanium, and Zr, Sn, Cu, Mo, Ni, Nb, Ta, Mn, Cr mixed from scrap.
  • the content of any impurity is increased, Ti and a compound are generated and toughness is lowered, and as a result, workability is lowered.
  • the total content of impurities is excessive, ductility is lowered and workability is deteriorated. Therefore, the total of other elements needs to be controlled to 0.40% by mass or less so as not to hinder the effects of the present invention.
  • the upper limit is 250 ⁇ m, which is the average of the old ⁇ particle diameter at which the 0.2% proof stress is 830 MPa or more and the elongation is 10%.
  • the lower limit is not necessarily limited, but is preferably 50 ⁇ m or more. In order to make it finer, it is necessary to lower the extrusion temperature or to perform strong processing during extrusion, and the deformation resistance becomes large, so the burden on the apparatus is large, so the above lower limit is preferable.
  • the ratio of the V concentration contained in the side plate ⁇ phase to the V concentration contained in the side plate ⁇ phase in the colony are limited. Describe the significance.
  • the ⁇ phase Since the ⁇ phase has lower strength than the ⁇ phase, the ⁇ phase is responsible for deformation at the initial stage of processing. Therefore, the strength up to the yield at the initial stage of processing is governed by the strength of the ⁇ phase. That is, the 0.2% proof stress is governed by the strength of the ⁇ phase. At this time, if the strength difference between the ⁇ phase and the ⁇ phase is large, the dislocations introduced during the processing are further concentrated in the ⁇ phase, so that the 0.2% yield strength is lowered. V and Fe are dissolved in the ⁇ phase to improve the strength of the ⁇ phase (solid solution strengthening), so when V and Fe in the ⁇ phase increase, the difference in strength between the ⁇ phase and the ⁇ phase relaxes. And 0.2% yield strength is increased. Therefore, the upper limit is 0.24, which is the interphase V concentration ratio, and the preferred lower limit is 1.1%, which is the Fe concentration.
  • the maximum grain boundary ⁇ width obtained by cooling, and the upper limit of the width of the grain boundary ⁇ is 5 ⁇ m where the elongation is not less than 10%.
  • the lower limit is not necessarily limited, but is preferably 0.5 ⁇ m or more. In order to reduce the temperature further, forced cooling such as water cooling or fan air cooling is required.In order to increase the temperature difference inside the profile, shape defects caused by internal stress and residual stress after air cooling are generated. The above lower limit is preferable because it causes.
  • the present invention after heating to the ⁇ single-phase temperature range, air cooling is performed to avoid deformation due to thermal stress and the occurrence of residual stress. Therefore, the width of the side plate ⁇ phase and grain boundary ⁇ phase grows during cooling. Compared to the conventional invention, 0.2% proof stress and ductility are reduced. Therefore, in the present invention, when heating above the ⁇ transformation point temperature, a means for suppressing the growth of ⁇ grains by limiting the heating temperature and holding time is studied, and the 0.2% proof stress and ductility are increased. Tried.
  • Fig. 4 shows the effect of the heating time on the ⁇ particle size when heated in the ⁇ single phase region (heat treatment in the ⁇ single phase region).
  • the ⁇ particle size increases. This is because when the holding temperature equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature is long, the interfacial energy of the ⁇ grains is lowered, so that the ⁇ grains start to coalesce.
  • the ⁇ particle size when the ⁇ single phase region heat treatment is increased as the heating temperature is increased. This is because as the heating temperature rises, the diffusion distance of the element in the metal increases, so that the moving speed of the ⁇ grain interface increases.
  • the inventors investigated the relationship between the manufacturing temperature condition and the old ⁇ particle size for the manufacturing method shown in FIG. 5, and set the condition that the average ⁇ particle size (old ⁇ particle size) is 250 ⁇ m or less. I found it. These are merely examples, and the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy extruded profile of the present invention is not limited to those obtained by these production methods.
  • (a) is a production method for obtaining a needle-like structure by hot extrusion in a temperature range equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature (T ⁇ ), and (b) is equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature (T ⁇ ).
  • (C) is a temperature range lower than the ⁇ transformation point temperature (T ⁇ ), after obtaining a needle-like structure by performing hot extrusion in the temperature range, and further performing diffusion annealing for atomic diffusion of V and Fe.
  • ⁇ single-phase region heat treatment is performed to obtain a needle-like structure after hot extrusion in (d)
  • hot extrusion was performed in a temperature range lower than the ⁇ transformation point temperature (T ⁇ ).
  • a ⁇ single phase region heat treatment is performed, and further, diffusion annealing in which V and Fe are diffused is performed.
  • the temperature including the surface of the billet and the center is set to a predetermined temperature not lower than the ⁇ transformation point temperature. It must be soaked. Titanium has a low thermal conductivity, so in order to soak the titanium alloy billet to a predetermined temperature, the heating rate during heating is slowed down or the furnace is kept in the furnace for a long time to include the billet center. To reach the target temperature. In this way, if the target temperature is reached to the center of the billet, the billet surface becomes higher than the ⁇ transformation point temperature earlier than the center, so the staying time after reaching the ⁇ transformation point temperature or longer is longer. Become.
  • the growth of ⁇ grains is promoted on the billet surface, and the ⁇ grain size before extrusion increases.
  • the recrystallized nucleation sites of the ⁇ grains after extrusion are small, so the ⁇ grains after extrusion are also coarsened, and the average of the old ⁇ grains exceeds 250 ⁇ m. As shown, the 0.2% yield strength decreases.
  • preheating is performed so that the billet is soaked at a predetermined temperature equal to or lower than the ⁇ transformation point temperature, and then rapid heating is performed to bring the entire billet to a predetermined temperature equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature.
  • the idea was to create a hot extrusion process with a shorter temperature holding time.
  • the billet is soaked at a temperature equal to or lower than the ⁇ transformation point temperature, so that no coarsening of ⁇ grains occurs. Since preheating is performed, it is possible to perform rapid heating thereafter, and when the billet center reaches a predetermined temperature equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature, the holding time equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature on the billet surface is set to a short time. It becomes possible to do.
  • ⁇ grain coarsening before extrusion can be prevented, and ⁇ grain coarsening after extrusion can be prevented, and the average of the old ⁇ grain size can be made 250 ⁇ m or less. did.
  • preheating is performed so that the temperature of the billet surface and center is (T ⁇ ⁇ 500) to (T ⁇ ⁇ 80) ° C., and the temperature difference between the surface and center is 50 ° C. or less.
  • the billet temperature after pre-heating is too low, it is necessary to increase the holding time after rapid heating in order to make the billet center more than the predetermined ⁇ transformation point temperature when performing rapid heating thereafter. As a result, the retention time of the billet surface above the ⁇ transformation point temperature increases, and the ⁇ grains become coarse.
  • the lower limit of the preheating temperature to (T ⁇ -500) ° C.
  • Titanium tends to oxidize when heated in the atmosphere, and when heated above a certain temperature, forms a hardened layer called ⁇ -case on the surface, and the thickness increases as the heating temperature increases. Since the ⁇ case is hard and has poor ductility, it becomes the starting point of cracks during extrusion, and cracks occur in the extruded product. Further, since the die is worn significantly by the polishing action of the hardened surface layer, the cross-sectional dimension varies greatly in the longitudinal direction of the extruded material. Therefore, the upper limit of the billet preheating temperature was set to (T ⁇ ⁇ 80) ° C. at which ⁇ case formation was not significant.
  • Titanium has poor thermal conductivity, and if the rapid heating is performed from the billet surface in a state where the billet is not sufficiently soaked after preheating, the entire billet is not heated uniformly. Therefore, the time from when a part of the billet reaches the ⁇ transformation point temperature during rapid heating until the whole billet reaches the ⁇ transformation point temperature is short, and the old ⁇ particle size after extrusion is within the cross section of the old ⁇ particle size.
  • the upper limit of the temperature difference between the billet surface and the center during preheating was set to 50 ° C. so that the average upper limit of 250 ⁇ m was not exceeded. In actual operation, the temperature difference is preferably 20 ° C. or less.
  • the billet After the billet is preheated, it is heated to T ⁇ to (T ⁇ +200) ° C. at a temperature rising rate of 1.0 ° C./s or more by energization heating or induction heating, and then subjected to extrusion.
  • the older ⁇ particle size increases as the billet temperature after rapid heating increases. This is because the ⁇ grains processed during extrusion recrystallize while being held above the ⁇ transformation point temperature after extrusion, but as the billet temperature before extrusion rises, it rises above the ⁇ transformation point temperature after extrusion. This is because the time that is held in the crystal increases and the grain growth time after recrystallization becomes longer. It has been found that when the billet temperature after rapid heating exceeds the ⁇ transformation point temperature + 200 ° C., the average of the old ⁇ grain size of the profile exceeds 250 ⁇ m, and the 0.2% proof stress is less than 830 MPa.
  • Titanium easily oxidizes when heated in the atmosphere, and when heated above a certain temperature, forms a hardened layer called ⁇ -case on the surface, and the thickness increases as the heating temperature increases. Since the ⁇ case is hard and has poor ductility, it becomes the starting point of cracks during extrusion, and cracks occur in the extruded product. Further, since the die is worn significantly by the polishing action of the hardened surface layer, the cross-sectional dimension varies greatly in the longitudinal direction of the extruded material. Therefore, the average of the old beta grain size becomes 250 ⁇ m or less, and was a ⁇ form of the case is not significantly (T ⁇ +200) °C the billet rapidly heating temperature upper limit.
  • the shape material surface layer portion has a processing temperature lowered to T ⁇ or less due to heat removal when contacting the die during extrusion, etc. Has an axial structure.
  • the temperature after rapid heating is preferably (T ⁇ +50) ° C. or higher.
  • the lower limit of the heating rate was set to 1.0 ° C./s at which the growth of ⁇ grains on the billet surface before extrusion was suppressed and the average of the old ⁇ particle diameter after extrusion was 250 ⁇ m or less.
  • the holding time after rapid heating in order to heat the entire billet evenly when rapid heating by current heating or induction heating is performed.
  • the entire billet In order for the entire billet to be heated to a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation temperature, it is desirable to hold it for 20 seconds or more after rapid heating.
  • the holding time after rapid heating is too long, the ⁇ grains are coarsened during the holding time, and the ⁇ grains after extrusion are also coarsened.
  • the average of the old ⁇ grain size of the shape material can be 250 ⁇ m or less.
  • the cooling rate here refers to a cooling rate up to 500 ° C.
  • the cooling rate after extrusion is allowed to cool at 0.5 ° C./second or more. In actual operation, cooling (about 1 ° C./second) is preferable.
  • diffusion annealing may be performed in which V and Fe are diffused at (T ⁇ ⁇ 500) to (T ⁇ ⁇ 200) ° C.
  • the temperature of the profile is lowered to a temperature range where the solid solution element does not diffuse, so that the solid solution element is hardly diffused. Therefore, the compositions of the ⁇ and ⁇ phases are close to the composition in the equilibrium state at 800 to 900 ° C. near the ⁇ transformation point temperature. As a result, in the profile that is allowed to cool to room temperature after extrusion, the concentration of V and Fe contained in the ⁇ phase is low, and solid solution strengthening of the ⁇ phase that governs the strength of the profile does not occur sufficiently.
  • the shaped material after being allowed to cool is annealed for a time sufficient for atoms to diffuse and reach an equilibrium state, thereby facilitating atomic diffusion of V and Fe, which are ⁇ stabilizing elements, and ⁇
  • V and Fe which are ⁇ stabilizing elements
  • ⁇ By increasing the concentration of V and Fe contained in the phase, solid solution strengthening occurs sufficiently, and the shape can be further strengthened.
  • the time required for the diffusion of V and Fe can be secured sufficiently, so that the distribution of the additive elements to the ⁇ and ⁇ phases proceeds, and it is contained in the side plate ⁇ phase and the side plate ⁇ phase in the colony.
  • the average ratio of V concentration is 0.24 or less, and the average Fe concentration contained in the side plate ⁇ phase is 1.13% or more, so that a sufficiently high 0.2% proof stress can be obtained.
  • the lower limit of the annealing temperature was (T ⁇ ⁇ 500) ° C. When annealing is performed at a temperature lower than (T ⁇ ⁇ 500) ° C., the V diffusion rate is slow, and the ratio of the V concentration contained in the side plate ⁇ phase and the side plate ⁇ phase in the colony hardly changes before and after annealing. It is guessed.
  • the ⁇ -phase fraction increases as the annealing temperature rises, so the concentration of V and Fe contained in the ⁇ -phase decreases during annealing, and in the subsequent cooling, the cooling time is short.
  • the concentrations of V and Fe dissolved in the ⁇ phase hardly change before and after annealing. Therefore, the upper limit of the annealing temperature was set to (T ⁇ ⁇ 200) ° C. at which the concentration of V and Fe dissolved in the ⁇ phase by annealing is not high and the concentration of V and Fe dissolved in the ⁇ phase is increased.
  • the titanium alloy billet is heated to (T ⁇ -200) ° C. to ⁇ transformation point temperature (T ⁇ ) to perform hot extrusion, and then the shape of the shape
  • T ⁇ ⁇ transformation point temperature
  • ⁇ single-phase region heat treatment is performed.
  • Extrusion has a feature that it can be molded into a complicated cross-sectional shape with high efficiency.
  • the processing heat generation is large in the region where strong machining is performed at a high speed, the processing temperature easily exceeds the ⁇ transformation point temperature, and a needle-like structure is obtained. Therefore, in the extrusion process, the shape of the shape is formed, and the structure and mechanical properties are controlled by the subsequent ⁇ single-phase region heat treatment.
  • ⁇ + ⁇ -type titanium alloys are susceptible to surface defects such as cracking due to a rapid drop in temperature, especially hot pressing at (T ⁇ -200) ° C. or less, which causes a decrease in yield. It becomes.
  • a thin flange portion or the like where the temperature is particularly likely to drop tends to drop to (T ⁇ -200) ° C. or less at the very beginning, and cracks and scratches are likely to occur. Therefore, the hot deformation resistance is not so large, and cracks and scratches do not occur during extrusion even if there is a local temperature drop (T ⁇ -200) ° C., which is the lower limit of the billet heating temperature.
  • the extrusion temperature is equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature, the structure obtained after the extrusion is a needle-like structure, so that the structure control by the ⁇ single-phase region heat treatment is not necessary. Therefore, the ⁇ transformation point temperature (T ⁇ +100) ° C. was set as the upper limit of the extrusion temperature in this production method.
  • a ⁇ single-phase region heat treatment is performed after extrusion, with the ⁇ transformation point temperature T ⁇ being the lower limit temperature.
  • the whole is transformed into a ⁇ phase by heating to a ⁇ transformation temperature T ⁇ or higher, and a needle-like structure is obtained after cooling.
  • the upper limit temperature of the ⁇ single-phase region heat treatment was set to (T ⁇ +200) ° C. where the growth rate of ⁇ grains was not significant and the cooling time to the ⁇ transformation point temperature or less was short.
  • FIG. 5 shows the influence of the heating time on the ⁇ particle size when the ⁇ single-phase region heat treatment is performed.
  • the ⁇ particle size increases. This is because if the holding temperature equal to or higher than the ⁇ transformation point temperature is long, the interfacial energy of the ⁇ grains is lowered, and the ⁇ grains start to coalesce.
  • Titanium easily oxidizes when heated in the atmosphere, and when heated above a certain temperature, forms a hardened layer called ⁇ -case on the surface, and the thickness increases as the heating temperature increases. Since the ⁇ case is hard and has poor ductility, it becomes the starting point of cracks and causes cracks in the product. Therefore, the average ⁇ particle size (old ⁇ particle size) is 250 ⁇ m or less, and ⁇ case formation is not significant, and the shape is held at T ⁇ ° C or higher for 200 seconds or less ( ⁇ single-phase region heat treatment temperature). All of the equiaxed tissue parts can be made into a needle-like structure without coarsely changing the old ⁇ particle diameter of the needle-like tissue part. On the other hand, the lower limit of the ⁇ single-phase region heat treatment time depends on the thickness of the profile, but considering the heat transfer time to the center of the profile, the whole is heated to the ⁇ transformation temperature or higher for 10 seconds. The degree is preferred.
  • the preheating is made uniform at a predetermined temperature not higher than the ⁇ transformation point temperature including the surface and center of the billet. Therefore, as before, also in the case of performing the ⁇ single-phase region heat treatment, preheating is performed so that the billet is soaked at a predetermined temperature equal to or lower than the ⁇ transformation point temperature, and then the rapid heating is performed to The ⁇ single phase region heat treatment is performed by setting the temperature to a predetermined temperature not higher than the transformation point temperature and shortening the temperature holding time not lower than the ⁇ transformation point temperature. Thereby, it becomes possible to make the average of the old ⁇ grain size 250 ⁇ m or less.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy extruded shape of the present invention is not obtained only by these production methods.
  • the extrusion process may be performed at the ⁇ transformation temperature or higher.
  • the diffusion annealing may be continuously performed during cooling after the extrusion process or during cooling after the ⁇ single-phase region heat treatment.
  • the billet was used to produce an extruded profile having a convex cross section as shown in FIG.
  • Example 1 First, Example 1 about the manufacturing conditions demonstrated in FIG. 5 (a), (b) was performed. Table 2 shows the production conditions performed in Example 1.
  • the billet was preheated to 600 ° C. in an Ar gas atmosphere (temperature difference between the surface and the center was 5 ° C.) and then heated by induction. Extrusion was carried out by heating to T ⁇ to (T ⁇ +200) ° C., and then allowed to cool at a cooling rate of 1.7 ° C./second.
  • the hot-pressed material was further subjected to diffusion annealing (production conditions in FIG. 5B).
  • Example 1 Comparative Example (Test No.
  • Example 1 Comparative Example (Test No. 28-30) Table 2
  • the billet preheating, induction heating T beta ⁇ without stepwise heating such T beta +200 was heated to °C
  • forced cooling was performed at a cooling rate of 300 ° C./second, and diffusion annealing was performed.
  • ⁇ Tissue observation test> A structure observation test piece was collected from the same position as the position where the tensile test piece was collected, and the L section was subjected to structure observation using an optical microscope observation photograph. For the old ⁇ particle size, the equivalent circle diameter was measured by a cutting method, and the average of 3 mm ⁇ 6 mm (minimum number of particles: about 200) was obtained.
  • the equiaxed tissue part and the acicular tissue part can be determined by macro-structure observation.
  • the macro structure is divided into two regions: a region with a strong metallic luster and a region with a low gloss that appears white.
  • the light is reflected by the unevenness of the surface caused by the macro etching, resulting in a metallic luster.
  • the unevenness generated on the surface is finer than the region of the needle-like tissue, and light is irregularly reflected. Therefore, the equiaxed tissue region appears white compared to the acicular tissue region.
  • a cross section (including the end face of the most advanced portion) obtained by dividing a shape member having a total length of 4000 mm every 200 mm was examined.
  • the warp is defined as the distance at the center of the shape with respect to a straight line connecting both ends of the shape in the longitudinal direction.
  • the actual measurement was performed by attaching a string to point A (FIG. 6) at both ends of the profile.
  • the pattern shows any one of (a) to (d) in FIG. 5, and the cooling rate is shown in FIG.
  • the V concentration ratio is an average of the ratio of the V concentration contained in the side plate ⁇ phase to the V concentration contained in the ⁇ phase in the colony of the needle-like tissue.
  • the 0.2% proof stress was 830 MPa or more, and the elongation was 10% or more.
  • Example 1 since the billet was heated without rapid heating in Comparative Test Nos. 1 to 3, ⁇ grains were coarsened before extrusion, and there were few recrystallization nucleation sites after extrusion. The average of the former ⁇ particle size later exceeded 250 ⁇ m. For this reason, 0.2% yield strength was less than 830 MPa.
  • the billet temperature after induction heating was a ⁇ transformation point temperature (1000 ° C.) or lower. Therefore, the extruding tip has an equiaxed structure due to heat removal by contact with the die.
  • a part of the needle-like structure was observed in the central part of the cross section of the profile due to processing heat generation, but many parts in the cross section had an equiaxed structure.
  • the acicular structure was limited to a very small area, and the tensile specimen collection part contained an equiaxed structure. As a result, it showed high tensile properties compared with the needle-like structure.
  • needle-like structures and equiaxed structures are mixed in the cross section, in actual use, variations in mechanical properties due to the metal structure occur.
  • Comparative test numbers 28 to 30 are profiles produced by a conventional method. That is, the billet was heated to the ⁇ transformation point temperature or higher in a gas heating furnace, extruded, forcedly cooled by water cooling, and then annealed. Compared to Test Nos. 4 to 15 of the present invention, the old ⁇ grain size is large, but the width of the grain boundary ⁇ phase is small, so that it has tensile properties equivalent to the present invention. However, as will be described later, since the cooling rate is faster than that of the present invention, the warping of the profile is large, and post-treatment such as correction is required for actual use.
  • test numbers 7 to 9 and 13 to 15 of the present invention the interphase V concentration ratio was 0.24 or less, and the Fe concentration in the ⁇ phase was 1.13% or more. This is because as a result of annealing in the temperature range of (T ⁇ -500) to (T ⁇ -200) ° C., diffusion of V and Fe elements was promoted during annealing. As a result, the 0.2% proof stress greatly exceeded 830 MPa. However, in Test Nos. 4 to 9 of the present invention, an equiaxed structure was observed in the surface layer portion of the extrusion tip portion which is an unsteady portion.
  • the processing temperature of the billet is lower than the ⁇ transformation point temperature at the tip of the billet due to heat removal due to the billet contacting the die during extrusion.
  • the processing temperature of the billet increased to the ⁇ transformation point temperature or more due to the processing heat generated by the extrusion processing, and an acicular structure was obtained.
  • Example 2 Next, Example 2 about the manufacturing conditions demonstrated in FIG.5 (c), (d) was performed.
  • Table 3 shows the production conditions performed in Example 2.
  • the billet is heated to 900 ° C. ((T ⁇ -200) ° C. to ⁇ transformation point temperature (T ⁇ )) to perform extrusion processing. After that, it was heated to 1030 ° C. and subjected to ⁇ -single-phase heat treatment for 10 seconds or 120 seconds, and then allowed to cool at a cooling rate of 1.7 ° C./second.
  • the hot stamped material was further subjected to diffusion annealing (manufacturing conditions in FIG. 5 (d)).
  • Example 2 the billet was heated to 900 ° C. ((T ⁇ -200) ° C. to ⁇ transformation temperature (T ⁇ )) and extruded. After processing, it was allowed to cool without performing ⁇ single-phase region heat treatment.
  • the billet is heated to 900 ° C. ((T ⁇ -200) ° C. to ⁇ transformation point temperature (T ⁇ )) for extrusion. after, subjected to heat heated to 950 ° C. (under T beta), and allowed to cool.
  • the billet was heated to 900 ° C. ((T ⁇ -200) ° C. to ⁇ transformation point temperature (T ⁇ )) and subjected to extrusion processing. After that, it was heated to 1030 ° C. and subjected to ⁇ single-phase region heat treatment for 250 seconds, and then allowed to cool.
  • the hot stamped material was further subjected to diffusion annealing.
  • the billet was heated to 1050 ° C. (over T ⁇ ) and subjected to extrusion, and then heated to 1030 ° C. for 10 seconds.
  • Example 2 After performing single-phase region heat treatment, the mixture was allowed to cool.
  • the billet In the comparative example (test numbers 25 to 27) of Example 2 (Table 3), the billet was heated to 900 ° C. ((T ⁇ -200) ° C. to ⁇ transformation temperature (T ⁇ )) to perform extrusion. Then, after heating to 1030 ° C. and performing a ⁇ single-phase region heat treatment for 250 seconds, forced cooling was performed at a cooling rate of 300 ° C./second, followed by diffusion annealing.
  • Example 2 Test No. 1-3 of the comparative example, because it does not implement the beta single phase region heat treatment after extrusion, Test No. 4-6, the temperature in the beta single phase region heat treatment not greater than or equal to T beta Therefore, the surface layer of the cross section of the profile had an equiaxed structure, and an acicular texture region was recognized at the center of the cross section of the profile. This is because the surface layer part was removed by contact with the container and the die, and the processing temperature was below the ⁇ transformation point temperature (1000 ° C) even if there was processing heat generation, whereas the central part was removed like this. This is because there was no heat and the processing temperature rose to the ⁇ transformation point temperature or higher.
  • the acicular tissue portion was limited to a very small area, and the tensile specimen collecting portion contained an equiaxed tissue. As a result, it showed high tensile properties compared with the needle-like structure. However, since needle-like structures and equiaxed structures are mixed in the cross section, in actual use, variations in mechanical properties due to the metal structure occur.
  • test numbers 16 to 21 of the comparative examples had a long ⁇ single-phase region heat treatment time
  • the test numbers 22 to 24 performed ⁇ single-phase region heat treatment even though the induction heating temperature was T ⁇ or more.
  • the particle size exceeded 250 ⁇ m and the 0.2% proof stress was below 830 MPa.
  • Comparative test numbers 25 to 27 were manufactured by heating the shape extruded at the ⁇ transformation point temperature or lower to the ⁇ transformation point temperature or higher in the gas heating furnace, forcibly cooling with water cooling, and then annealing.
  • Test Nos. 7 to 15 of the present invention although the old ⁇ grain size is large, the width of the grain boundary ⁇ phase is small, so that it has tensile properties equivalent to those of the present invention.
  • the cooling rate after the ⁇ single-phase region heat treatment is higher than that of the present invention, the warping of the shape material is large, and post-treatment such as correction is necessary for actual use.
  • test numbers 7 to 15 of the present invention a needle-like structure having an old ⁇ particle size of 250 ⁇ m or less was obtained with a full length, and the 0.2% proof stress exceeded 830 MPa.
  • Test Nos. 10 to 15 since the old ⁇ grain size is 180 ⁇ m or less, Test Nos. 13 to 15 have an interphase V concentration ratio of 0.24 or less and an Fe concentration in the ⁇ phase of 1.13% or more. Therefore, the 0.2% proof stress greatly exceeded 830 MPa.
  • Example 3 Next, the cooling rate after the extrusion process was considered.
  • Table 4 shows the manufacturing conditions and the shape quality.
  • the cooling rate indicates a cooling rate from the highest temperature reached to 500 ° C. at the position of the upper surface center A of the profile and the lower surface center B of the profile.
  • Example 3 In the present invention examples (test numbers 1 to 6) of Example 3 (Table 4), the billet was preheated to 600 ° C., then heated to 1030 ° C. by induction heating, and then extruded. The mixture was allowed to cool at a cooling rate of less than ° C./second, and the hot-pressed material was subjected to diffusion annealing.
  • Example 3 the billet was preheated to 600 ° C., and then heated to 1050 ° C. by induction heating, followed by extrusion. Forced cooling was performed at a cooling rate exceeding 0 ° C./second, and the hot-pressed material was further subjected to diffusion annealing.
  • the billet was preheated to 600 ° C., then heated to 1050 ° C. by induction heating, and then extruded to 0.5 ° C. It cooled at the cooling rate of less than / second, and also the hot stamping material was diffusion-annealed.
  • Test numbers 7 to 9 showed high 0.2% proof stress, but warpage of 50 mm or more occurred. This is because although the growth of the grain boundary ⁇ phase was suppressed by forced cooling, plastic deformation occurred because the internal stress generated during cooling was large.
  • Test Nos. 10 to 12 had a slow cooling rate after extrusion, and the width of the grain boundary ⁇ phase exceeded 10 ⁇ m, so the 0.2% proof stress was less than 830 MPa and the elongation was also less than 10%.
  • the 0.2% proof stress exceeded 830 MPa even if forced cooling was not performed by controlling the old ⁇ particle size to 250 ⁇ m or less. Further, the warpage of the profile was as small as 10 mm or less, which was a level that was not a problem in practical use.
  • the metal structure of the profile by controlling the metal structure of the profile to an acicular structure having an old ⁇ particle size of 250 ⁇ m or less, it has tensile properties that are not problematic in practice, and compared with the case where forced cooling is performed. Thus, a shape having a good shape can be obtained. Therefore, the cooling device and the shape correction cost can be reduced, which is particularly useful in the industry.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy extruded profile of the present invention has little residual stress and no variation in structure, so it is predicted that bending during machining and fatigue strength are good. Useful for applications.

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Abstract

質量％で、Ａｌ：５．５～６．８％、Ｖ：３．５～５．８％、Ｆｅ：０超～０．３０％、を含有し、残部がＴｉおよび合計量０．４％以下の不純物であり、旧β粒径の平均が２５０μｍ以下の針状組織からなる、α＋β型チタン合金押出形材。

Description

α＋β型チタン合金押出形材
　本発明は、均質な針状組織を有し、引張特性と形状に優れたα＋β型チタン合金押出形材に関する。
　チタン合金は高い比強度と優れた耐食性を活かして、航空機の骨材や構造部材、ゴルフフェースクラブヘッドやメガネのフレーム等の民生品用途、インプラント等の医療用途等、様々な分野で使用されてきている。
　その中でも、α＋β型チタン合金は強度、延性バランスが良く、破壊靭性に優れることから、宇宙航空機産業を中心に多用されてきた。特に、高強度を必要とする用途向けには、α相中に置換型固溶して室温および高温で固溶強化させる安価な元素であるＡｌ、およびβ安定化元素であり凝固偏析しにくいＶを添加した、α＋β型チタン合金が、長年使用されてきている。このＡｌ、Ｖを主要含有元素としたα＋β型チタン合金は、今や実用チタン合金の約８割を占める、最も使用量の多いチタン合金である。
　このようなα＋β型チタン合金は、最も使用量の多いＴｉ－６Ａｌ－４Ｖをはじめとして、主に航空機分野を主用途として長年使用されている。最近、更なる低燃費化のために機体への炭素繊維強化複合材（ＣＦＲＰ）の適用比率が高まってきたことに伴い、チタン合金の使用割合も上昇しており、今後も更に上昇することが見込まれている。これは、従来、航空機分野で使用されていたアルミニウム合金では、ＣＦＲＰとの接触で異種金属接触腐食が生じる、ＣＦＲＰとのとの熱膨張率の差が大きく、飛行中と地上での温度差（約１００℃）に起因してずれや緩み等を生じやすいという問題があるのに対して、チタン合金は、ＣＦＲＰと接触しても異種金属接触腐食は起こらず、熱膨張率もアルミニウム合金に比べてＣＦＲＰに近いためである。
　特に、Ａｌ、Ｖを主要含有元素としたα＋β型チタン合金は、このような航空機向け用途の中で骨材やシートレール等の形材として使用されることもある。形材には複雑な断面形状を有するものもあり、従来は、大断面の鍛造品や極厚材を切削加工することにより製造されてきた。α＋β型チタン合金について、鍛造後に切削加工を行う場合、β変態点温度以下で強加工を行うことにより、金属組織を、高い強度・延性バランスを有する等軸組織とし、必要とする引張特性、特に高い耐力を実現していた。
　しかし、近年、航空機向け部品の製造コスト削減ニーズが高まる中、最終製品に近い断面形状で長尺の形材を製造することにより、歩留り、生産性の向上が期待され、熱間での押出加工による形材の製造技術が開発されてきている。
　押出加工には、間接押出法、静水圧押出法等の方法があり、ユージンセジュルネ法はその一つである。この方法では、インゴットを鍛造して製造した丸ビレットを素材とする。図１のようにコンテナ１に素材（ビレット５）を挿入し、ステム２に油圧による荷重を付与してダミーブロック３を介してビレット５を押出方向１１に押し、ダイス４を通過させて様々な断面形状に成形することで、長尺の形材６を得ることが可能となる。
　ところで、α＋β型チタン合金の金属組織は、前述のように、高い強度・延性バランスを必要とする用途向けには、β変態点温度以下（α＋β温度域）で鍛造等により強加工を行い、金属組織を等軸組織に制御することで、必要とする高い引張強度を実現してきた。一方、押出成型で金属組織を等軸組織に制御する場合、α＋β型チタン合金はβ変態点温度（Ｔβ）を２００℃以上下回る温度域では熱間変形抵抗が急激に高くなるため、高い押出荷重を付加できる大型の押出プレスが必要となり、設備コストが高くなるとともに、押出不能になる場合がある。さらに押出可能であった場合でも、押出中の加工発熱により、形材断面内の一部の温度がβ変態点温度を超えた場合、形材の断面内に等軸組織と、β変態点温度以上での加工で得られる針状組織が混在し、断面内で著しい機械特性差が生じる。そのため、一般にα＋β型チタン合金の押出では、低い押出荷重で製造でき、表面欠陥が生じにくいように、ビレットをβ変態点温度以上に加熱して押出し、押出後の形材の組織を針状組織に制御している。
　しかしながら、ビレットをβ変態点温度以上に加熱して押出した場合、押出後の形材は針状組織を有し、その強度・延性バランスは、等軸組織に比べて劣るという問題がある。さらに、ビレットの加熱温度がβ変態点温度に比べて高い場合、押出後にβ変態点温度以上で保持される時間が長くなり、β粒が成長するため、強度・延性バランスはより低下する。
　一方、ビレット加熱温度がβ変態点温度近傍、もしくはβ変態点温度より低ければ、コンテナやダイス等の押出工具との接触による抜熱により表層の温度がβ変態点温度以下まで低下し、表層に等軸組織が混入する。さらに表層は温度低下のため延性が低下し、押出中に割れや疵などの欠陥が生じる可能性がある。
　このように、押出加工を行って得られる針状組織を呈する形材は、押出温度の制御が難しく、押出温度が高すぎれば引張特性が低下する、押出温度が低すぎれば表面欠陥や、押出荷重が高く押出不能になるという問題がある。これらの問題を解決すべく、以下のような先行技術が開示されている。
　特許文献１には、α＋β型チタン合金であるＴｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金をα＋β温度域に加熱して押出加工し、高強度、高靭性で、かつ長手方向の寸法変動の小さく表面疵が少ない形材を製造する方法が記載されている。
　特許文献２には、α＋β型チタン合金をα＋β温度域もしくはβ単相温度域に加熱して押出加工を施した後、α＋β温度域に加熱してから強制冷却する溶体化処理を行い、次いで、時効処理を行う２段階の熱処理を施して、強度、延性ともに優れた形材を製造する方法が記載されている。
　特許文献３には、微細な等軸α＋β組織を呈するα＋β型チタン合金ビレットをβ変態点温度以上で押出加工し、５℃／秒以上で急冷した後、焼鈍することでα＋β域で押出加工を行った形材と同等の強度、延性を有する押出形材を製造する方法が記載されている。
　特許文献４には、α＋β型チタン合金ビレットをβ変態点温度以上に加熱した後、表面層をα＋β域まで冷却してからビレットを押出加工する方法が提案されている。この方法では、押出時、ビレット内部がβ変態点温度以上に加熱されているために熱間変形抵抗が小さく、小さい押出力で押出加工が可能であり、かつ、得られる形材は表面層が等軸α＋β組織を有するため高強度であるとされる。
　特許文献５には、α＋β型チタン合金ビレットを、押出比を含む一次式によって計算されるα＋β域の温度範囲に加熱して押出加工を行うことにより、押出中に生じる加工発熱によって後続の熱処理を省略可能な製造方法が開示されている。
　特許文献６には、α＋β型チタン合金ビレットを、押出比を含む一次式により計算されるα＋β域の温度で押出加工を行うことで組織制御を行い、疲労強度に優れた形材を製造する方法が記載されている。
特開昭６１－１９３７１９号公報 特開昭６１－２８４５６０号公報 特開昭６３－２２３１５５号公報 特公平５－２４０５号公報 特許第２９３２９１８号公報 特開２０１２－５２２１９号公報
　上記先行技術によるα＋β型チタン合金押出形材は、いずれも押出後に強制冷却を行って組織制御を行うか、針状組織以外の組織に制御して強度・延性バランスの向上を行っている。
　強制冷却による組織制御を行った形材は、高い強度・延性バランスを有する。これは冷却速度の上昇に従って、針状組織中のサイドプレートα相や粒界α相の、冷却中の成長が抑制されるためである。しかしながら、長尺材や断面積が大きい形材は、強制冷却した際に全長および形材内外で冷却速度がばらつき、目的とする組織や材質特性が得られない部位が発生するという問題がある。さらに、冷却過程では、熱収縮により形材内部に応力が発生する。このため、冷却速度差が著しく、応力が大きい場合には、塑性変形により形材に反り等の形状不良が生じる、もしくは、冷却後も残留応力が残る場合もあるため好ましくない。
　形材の組織を針状組織以外とする方法では、ビレットの一部および全域をα＋β温度域に制御する必要がある。しかしながら、α＋β型チタン合金は、加工温度がβ変態点温度以下に下がると熱間変形抵抗が高く、大きなプレス力が必要である。また、α＋β温度域では加工発熱量が大きいため、押出中の加工発熱により加工温度がβ変態点温度を超える場合がある。その結果、均一な組織の形材が得られず、機械的特性が均一でないという問題がある。さらに、ビレット断面内で温度勾配を設けて加熱する方法では、わずかな断面内の温度の違いにより変形の程度がばらつくために、安定した形状が得られないという問題がある。
　そこで本発明は、針状組織を有するが、反りが小さく、先行技術と同等の強度・延性バランスを有するＴｉ－６Ａｌ－４Ｖ押出形材を提供することを目的とする。
　すなわち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
（１）
　質量％で、Ａｌ：５．５～６．８％、Ｖ：３．５～４．５％、Ｆｅ：０～０．３０％、を含有し、残部がＴｉおよび合計量０．４％以下の不純物であり、旧β粒径の平均が２５０μｍ以下の針状組織からなる、α＋β型チタン合金押出形材。
（２）
　旧β粒径の平均が１８０μｍ以下である、（１）に記載のα＋β型チタン合金押出形材。
（３）
　針状組織のコロニー中のサイドプレートβ相に含有されるＶ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＶ濃度の比の平均が０．２４以下、かつ、サイドプレートβ相に含有されるＦｅ濃度の平均が１．１％以上である、（１）に記載のα＋β型チタン合金押出形材。
（４）
　粒界α相の幅が５μｍ以下である、（１）に記載のα＋β型チタン合金押出形材。
　本発明によれば、Ａｌ、Ｖを主要含有元素としたα＋β型チタン合金形材において、旧β粒径の平均が２５０μｍ以下の針状組織とすることにより、０．２％耐力が８３０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上の押出形材とすることができる。さらに、針状組織のコロニー中のサイドプレートβ相に含有されるＶ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＶ濃度の比の平均を０．２４以下、かつ、サイドプレートβ相に含有されるＦｅ濃度の平均を１．１３％以上とすることにより、０．２％耐力が８３０ＭＰａをさらに大きく上回る押出形材とすることができる。
ユージンセルジュネ法における押出プレス機の模式図である。 （１）α＋β型チタン合金押出形材の針状組織を示す顕微鏡写真である。（２）α＋β型チタン合金の等軸組織を示す顕微鏡写真である。 金属組織の旧β粒径と０．２％耐力との関係を示す図である。 β粒径（旧β粒径）に及ぼす、β単相域熱処理時間の影響を示した図である。 （ａ）～（ｄ）は。いずれも本発明のα＋β型チタン合金押出形材の製造方法を例示した熱履歴を示すグラフである。 実施例で製造した押出形材の断面形状の模式図である。 実施例で測定した押出形材の「反り」の説明図である。
　本発明が対象とする、Ａｌ、Ｖを主要含有元素としたα＋β型チタン合金は、β変態点温度以下では、ＨＣＰ構造を持つα相と、ＢＣＣ構造をもつβ相からなり、β変態点温度以上では、α相はβ相に変態してβ相のみからなる。この合金は、β変態点温度以上の温度に加熱して冷却すると針状組織が得られ、β変態点温度以下の温度で加工することで針状組織中のアスペクト比の大きいα粒が分断されていき、加工量の増加に従って図２（２）に示すような等軸組織へと変化していく。
　β変態点温度以上に加熱後、冷却した場合に得られる組織形態である針状組織の形態を図２（１）に示す。β変態点温度以上の温度で１つの粒であった旧β粒の境界に粒界α相が生成している。即ち、β変態点温度以上で存在していたβ粒（旧β粒）の粒界には、冷却中に粒界α相が形成される。β変態点温度以上で存在していたβ粒（旧β粒）の粒界である粒界α相で囲まれた領域を本発明では「旧β粒」と呼ぶ。旧β粒内には複数のコロニーと呼ばれるα相とβ相が層状に並んだ組織が形成されている。以降、コロニー中のα相はサイドプレートα相、β相はサイドプレートβ相と呼ぶ。
　また、金属は一般的に冷却時に熱収縮して体積が減少する。部位によって冷却速度に差がある場合、冷却中のある時間では熱収縮量が異なるため、形材内部に応力が発生する。空冷や炉冷など、形材の冷却速度が遅い場合には、このような応力は形材に弾性変形を与えるのみに留まる。しかしながら、従来技術では、押出直後の強制冷却、もしくは押出後の熱処理における溶体化処理（高温域から強制冷却）により、組織や組成を制御することで、高い強度・延性バランスを得る。これら強制冷却では、冷却速度の差が大きいために著しい応力が生じ、形材に反り等の塑性変変形を与える。また、冷却時には形状不良が生じなくても、形材内部に残留応力を生じ、形材の加工、切削時等に反り等の形状不良を与える。
　そこで本発明者らは、α＋β型チタン合金について、加熱条件を種々変更して熱間押出を行い、形材の引張特性と針状組織の関係について行った結果、強制冷却を用いなくとも、旧β粒径の平均を２５０μｍ以下の針状組織とすることにより、０．２％耐力が８３０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上である、従来技術と同等の強度・延性バランスを有する押出形材とすることができることを見出した。さらに、針状組織のコロニー中のサイドプレートβ相に含有されるＶ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＶ濃度の比の平均を０．２４以下、かつ、サイドプレートβ相に含有されるＦｅ濃度の平均を１．１％以上とすることにより、０．２％耐力が８３０ＭＰａをさらに大きく上回るα＋β型チタン合金押出形材とすることができることを見出した。
　本発明において、成分組成を決定した意義について述べる。
　本発明は、Ａｌ、Ｖを主要含有元素としたチタン合金、すなわち、Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖを対象とする。Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖの成分（質量％）については、ＪＩＳ　Ｈ４６５０、ＡＳＴＭ　Ｂ３４８等でＡｌ：５．５０～６．７５％、Ｖ：３．５０～４．５０％、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｃ：０．０８％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下を含有し、その他の元素が０．１０％以下でかつその他の元素の合計が０．４０％以下であることが規定されている。本発明のＡｌ、Ｖを主要含有元素としたチタン合金も、これら公的規格の範囲内の成分を有するものとする。以下、各成分の限定理由について説明する。
　Ａｌ：５．５～６．８質量％
　Ａｌはα安定化元素であり、α相の分率を増加するために添加する元素である。その含有量が５．５質量％未満であればβ相に比べて強度の高いα相の分率が過少になり、十分な強度が得られず、優れた０．２％耐力が得られない。一方、その含有量が６．８質量％を超えて過多になると、延性が劣化するとともに、Ｔｉ3Ａｌが析出することで靭性も劣化し、加工性が低下する。従って、Ａｌの含有量は、その下限を５．５質量％とし、その上限を６．８質量％とする。
　Ｖ：３．５～４．５質量％
　Ｖはβ安定化元素であり、β相の分率を増加するために添加する元素である。すなわち、Ｖはβ変態点温度を低下させる作用があり、チタン合金の加工温度を下げることが出来る。さらに、Ｖは強度を向上させる作用があり、その含有量が３．５質量％未満であればβ相の分率が過少になるとともに、０．２％耐力の低下を招く。一方、その含有量が４．５質量％を越えて過多になると伸びが劣化し、加工性の低下を招くことになる。従って、Ｖの含有量は、その下限を３．５質量％とし、その上限を４．５質量％とする。
　Ｆｅ：０超～０．３０質量％
　Ｆｅはβ安定化元素であり、添加することでβ変態点温度を低下させる作用がある。また、０．２％耐力を向上させる作用を持つため、０超質量％のＦｅを添加することが好ましい。しかしながら、Ｆｅの含有量が増加すると、延性が低下し、加工性が低下する。従って、上限を０．３０質量％とする。
　Ｈ：０．０１５質量％以下
　Ｈ含有量が０．０１５質量％を越えて過多になると、伸びが低下すると共に、脆い水素化物が形成されてチタン合金は脆化する。そのため、Ｈの含有量の上限は０．０１５質量％とする。
　Ｏ：０．２０質量％以下、Ｃ：０．０８質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以下、Ｆｅ：０．３０質量％以下
　Ｏ、Ｃ、Ｎはα安定化元素であり、添加することでα相の分率を増加するとともに、０．２％耐力を向上させる作用を持つ。しかしながら、それぞれの元素の含有量が増加すると、延性が低下し、加工性が低下する。従って、Ｏ：０．２０質量％以下、Ｃ：０．０８質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以下とする。
　残部：Ｔｉおよび合計量０．４０質量％以下の不純物
　残部は、Ｔｉおよび不純物である。不純物の元素として、チタンの精錬工程で混入するＣｌ、Ｎａ、Ｍｇ、およびスクラップから混入するＺｒ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｎ、Ｃｒなどの不純物が例示される。いずれの不純物も、含有量が増加するとＴｉと化合物を生成して靭性が低下し、その結果加工性が低下する。また、不純物の総含有量が過多になると、延性が低下するために加工性が劣化する。従って、本発明の効果を阻害しないよう、その他の元素の合計は０．４０質量％以下に制御する必要がある。
　次に、本発明において、旧β粒径を限定した意義について述べる。
　針状組織では、一部の転位はα／β相境界を容易に伝播するため、一部の転位の堆積距離はコロニーサイズの半分で与えられる。また、コロニーサイズは旧β粒径の減少に伴って減少する。そのため、旧β粒径の減少に伴い、コロニー境界での転位の堆積による応力場が減少し、組織微細化強化により０．２％耐力が上昇する傾向にある（図３）。逆に言えば、旧β粒径が大きくなると、転位の堆積距離が増加してコロニー境界で生じる応力集中が増加するために、０．２％耐力が低下する。さらに、旧β粒径が小さくなると、コロニーサイズが小さくなり、旧β粒界およびコロニー境界に堆積する転位数が減少するために、旧β粒界およびコロニー境界における応力集中が緩和されて伸びが上昇する。そこで、本発明において、０．２％耐力が８３０ＭＰａ以上、伸びが１０％となる旧β粒径の平均である２５０μｍを上限とした。一方、下限については必ずしも限定されるものではないが、５０μｍ以上が好ましい。それ以上細かくするには押出温度を下げるか、押出の際に強加工を行う必要があり、変形抵抗が大きくなることから、装置の負担が大きいので、上記の下限が好ましい。
　また、コロニー中のサイドプレートβ相に含有されるＶ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＶ濃度の比（相間Ｖ濃度比）、コロニー中のサイドプレートβ相に含有されるＦｅ濃度を限定した意義について述べる。
　β相はα相に比べて強度が低いため、加工初期の変形はβ相が担う。そのため、加工初期の降伏までの強度はβ相の強度によって支配される。すなわち、０．２％耐力は、β相の強度が支配している。この時、β相とα相の強度差が大きいと、β相に加工中に導入される転位がさらに集中するため、０．２％耐力が低下する。ＶおよびＦｅは、β相中に固溶されることでβ相の強度を向上させる（固溶強化）ので、β相中のＶ、Ｆｅが増加すると、β相とα相の強度差が緩和され、０．２％耐力が上昇する。そこで、０．２％耐力が高強度とされる８３０ＭＰａをさらに超える強度となる、相間Ｖ濃度比である０．２４を好ましい上限、Ｆｅ濃度である１．１％を好ましい下限とした。
　針状組織では、粒界α相の幅が増加するに従い、延性が低下する。粒界α相は、加工中に転位の堆積しやすい旧β粒界に生成する。そのため、加工中のボイドも粒界α相界面に発生しやすいが、粒界α相の幅が増加すると、ボイドが粒界αに沿って進展しやすくなる。そこで、本発明において、放冷で得られる最大の粒界α幅であり、伸びが１０％を下回らない５μmを粒界αの幅の上限とした。一方、下限については必ずしも限定されるものではないが、０．５μｍ以上が好ましい。それ以上小さくするには、水冷やファン空冷などの強制冷却を行う必要があり、形材内部の温度差を大きくするために、内部応力に起因した形状不良や、空冷後の残留応力の発生の原因となるため、上記の下限が好ましい。
　次に、本発明のα+β型チタン合金押出形材の製造方法について説明する。
　本発明では、β単相温度域に加熱後、熱応力に起因した変形や残留応力の発生を避けるために空冷を行うため、冷却中にサイドプレートα相や粒界α相の幅が成長し、従来発明に比べて、０．２％耐力、および延性が低下する。そこで、本発明では、β変態点温度以上に加熱する場合、加熱温度や保持時間を制限することにより、β粒の成長を抑制する手段を検討し、０．２％耐力および延性を上昇することを試みた。
　β単相域に加熱(β単相域熱処理)した際の、β粒径に及ぼす加熱時間の影響を図４に示す。β単相域熱処理時間が長くなるに従い、β粒径（旧β粒径）は増加する。これは、β変態点温度以上の保持温度が長いと、β粒の界面エネルギーを低下させるため、β粒同士が合体を始めるためである。
　また、β単相域熱処理した場合のβ粒径は、加熱温度の上昇に従い増加する。これは、加熱温度が上昇するに従い、金属中の元素の拡散距離が増加するために、β粒の界面の移動速度が増加するためである。
　そこで、発明者らは、図５に示した製造方法について、製造時の温度条件と旧β粒径の関係を調査し、β粒径(旧β粒径)の平均が２５０μm以下となる条件を見出した。なお、これらはあくまでも例示であり、本発明のα＋β型チタン合金押出形材はこれらの製造方法で得られるものには限定されない。
　図５において、（ａ）は、β変態点温度（Ｔβ）以上の温度域で熱間押出を行って針状組織を得る製造方法、（ｂ）は、β変態点温度（Ｔβ）以上の温度域で熱間押出を行って針状組織を得た後、さらに、ＶとＦｅを原子拡散させる拡散焼鈍行う製造方法、（ｃ）は、β変態点温度（Ｔβ）未満の温度域で熱間押出を行った後、針状組織を得るためにβ単相域熱処理を行う製造方法、（ｄ）は、β変態点温度（Ｔβ）未満の温度域で熱間押出を行った後、針状組織を得るためにβ単相域熱処理を行い、さらに、ＶとＦｅを原子拡散させる拡散焼鈍行う製造方法である。
　図５（ａ）に示す製造方法では、チタン合金ビレットをβ変態点温度以上まで加熱して熱間押出を行う際、ビレットの表面も中心も含めてβ変態点温度以下以上の所定の温度に均熱化していることが必要である。チタンは熱伝導率が低いので、チタン合金ビレットを所定温度に均熱化するためには、加熱時の昇温速度を低速とし、あるいは加熱炉の在炉時間を長くして、ビレット中心まで含めて目標温度に到達させている。このようにしてビレットの中心まで目標温度に到達させようとすると、ビレット表面については、中心よりも早くβ変態点温度以上となるので、β変態点温度以上に到達してからの滞在時間が長くなる。その結果、ビレット表面についてはβ粒の成長が促進され、押出前のβ粒径が増大する。押出前のβ粒が粗大化すると、押出後のβ粒の再結晶核生成サイトが少ないために押出後のβ粒も粗大化し、旧β粒径の平均が２５０μｍを超えることとなり、図３に示すように０．２％耐力が低下する。
　そこで、ビレットをβ変態点温度以下の所定の温度にて均熱化する予加熱を行い、その後に急速加熱を行ってビレット全体をβ変態点温度以上の所定温度とし、β変態点温度以上の温度保持時間を短縮して熱間押出を行う方法を着想した。予加熱においては、β変態点温度以下の温度でビレットを均熱化するので、β粒の粗大化は発生しない。予加熱を行っているので、その後に急速加熱を行うことが可能となり、ビレット中心がβ変態点温度以上の所定温度に到達したとき、ビレット表面のβ変態点温度以上の保持時間を短い時間とすることが可能となる。その結果、ビレットの表面を含め、押出前のβ粒粗大化を防止し、押出後のβ粒粗大化をも防止することができ、旧β粒径の平均を２５０μｍ以下とすることを可能とした。
　予加熱においては、ビレット表面および中心の温度を（Ｔβ－５００）～（Ｔβ－８０）℃に、表面と中心の温度差が５０℃以下になるように予加熱を行う。
　予加熱後のビレット温度が低すぎると、その後に急速加熱を行う際、ビレット中心まで所定のβ変態点温度以上とするためには、急速加熱後の保持時間を増加する必要が生じ、その結果としてビレット表面のβ変態点温度以上での保持時間が増加してβ粒が粗大化することとなる。本発明においては、予加熱温度下限を（Ｔβ－５００）℃とすることにより、急速加熱後の保持時間を短縮し、押出後の旧β粒径の平均を２５０μｍ以下とすることが可能となった。
　チタンは大気中で加熱すると酸化しやすく、ある温度以上に加熱するとαケースと呼ばれる硬化層を表面に形成し、その厚さは加熱温度が高くなるほど厚くなる。αケースは硬く、延性に乏しいため押出中のクラックの起点となり、押出製品に割れを生じる。また表面硬化層の研磨作用によりダイスが著しく摩耗するため、押出材長手方向で断面寸法の変動が大きくなる。そこで、αケースの形成が著しくない（Ｔβ－８０）℃をビレットの予加熱温度の上限とした。
　チタンは熱伝導性が悪く、予加熱後に十分にビレットが均熱化されない状態でビレット表面から急速加熱を行ったのでは、ビレット全体が均等に加熱されない。そこで、急速加熱時にビレットの一部がβ変態点温度に達してからビレット全体がβ変態点温度に達するまでの時間が短く、押出後の旧β粒径が、旧β粒径の断面内の平均の上限である２５０μｍを超えないよう、予加熱時のビレット表面と中心の温度差の上限を５０℃とした。実際の操業では、温度差は２０℃以下が好ましい。
　ビレットを予加熱した後、通電加熱もしくは誘導加熱により１．０℃／ｓ以上の昇温速度でＴβ～（Ｔβ＋２００）℃に加熱し、その後、押出加工を行う。
　急速加熱後のビレット温度が高いほど旧β粒径は増加する。これは、押出中に加工を受けたβ粒が、押出後にβ変態点温度以上に保持されている間に再結晶するが、押出前ビレット温度が上昇するに伴い、押出後にβ変態点温度以上に保持される時間が増加し、再結晶後の粒成長時間が長くなるためである。急速加熱後のビレット温度がβ変態点温度＋２００℃を超えると、形材の旧β粒径の平均が２５０μｍ超となり、０．２％耐力が８３０ＭＰａを下回ることを見出した。また、チタンは大気中で加熱すると酸化しやすく、ある温度以上に加熱するとαケースと呼ばれる硬化層を表面に形成し、その厚さは加熱温度が高くなるほど厚くなる。αケースは硬く、延性に乏しいため押出中のクラックの起点となり、押出製品に割れを生じる。また表面硬化層の研磨作用によりダイスが著しく摩耗するため、押出材長手方向で断面寸法の変動が大きくなる。そこで、旧β粒径の平均が２５０μｍ以下となり、かつ、αケースの形成が著しくない（Ｔβ＋２００）℃をビレット急速加熱温度の上限とした。一方、急速加熱後の温度がβ変態点温度（Ｔβ）近傍では、形材表層部は、押出の際にダイスと接触した際の抜熱により加工温度がＴβ以下まで低下するため、等軸組織を有する。押出の進行に伴い、ダイス温度は上昇するため、形材表層も加工温度が上昇し、定常部では針状組織を有するが、安定して針状組織を有する形材を製造するためには、急速加熱後の温度は（Ｔβ+５０）℃以上が好ましい。
　押出前のビレット急速加熱時の昇温速度が遅いと、ビレット表面は、β変態点温度以上の温度に保持される時間が長くなり、押出前の旧β粒径が粗大化し、押出後の旧β粒径が増加する。そこで、押出前のビレット表面のβ粒の成長を抑制し、押出後の旧β粒径の平均が２５０μｍ以下となる１．０℃／ｓを、昇温速度の下限とした。
　チタンは熱伝導性が悪いので、通電加熱や誘導加熱による急速加熱を行った際、ビレット全体が均等に加熱されるためには急速加熱後に所定の保持時間を設けると好ましい。ビレット全体がβ変態点温度以上の温度に加熱されるためには、急速加熱後に２０秒以上保持するのが望ましい。一方、急速加熱後の保持時間が長すぎると、保持時間中にβ粒が粗大化し、押出後のβ粒も粗大化することとなって好ましくない。図４に示すように、本発明では急速加熱後の保持時間を１５０秒以下とすることにより、形材の旧β粒径の平均を２５０μｍ以下とすることができる。
　押出加工を行った後、５℃／秒未満の冷却速度で室温まで放冷する。ここでいう冷却速度は、５００℃までの冷却速度を指す。押出後に５℃／秒以上の強制冷却を行うと、冷却速度が不均一となり、形材内部の温度差に起因した応力が形材内部に生じ、反りや曲り等の塑性変形が生じる。また、塑性変形が生じなくても、室温まで冷却した後に形材内部に残留応力が生じ、形材の加工、切削時等に反り等の形状不良を与える。そのため、押出加工後は、５℃／秒未満の冷却速度で放冷する。また、冷却速度が遅いと冷却中に粒界α相が成長して延性が低下する。そのため、押出加工後の冷却速度は、０．５℃／秒以上で放冷する。実際の操業では、放冷（約１℃／秒）が好ましい。
　また、図５（ｂ）に示す製造方法のように、放冷後、（Ｔβ－５００）～（Ｔβ－２００）℃でＶとＦｅを原子拡散させる拡散焼鈍を行っても良い。
　押出後に放冷を行うと、形材の温度は、固溶元素が拡散しない温度域まで低下するため、固溶元素の拡散はほとんど行われない。そのため、α、β相の組成は、β変態点温度近傍の８００～９００℃における平衡状態での組成に近い状態となる。その結果、押出後に室温まで放冷した形材では、β相に含有されるＶ、Ｆｅの濃度が低く、形材の強度を支配するβ相の固溶強化は十分には起こっていない。
　そこで本発明では、放冷後の形材について、原子が拡散して平衡状態に達するのに十分な時間の焼鈍を行うことにより、β安定化元素であるＶとＦｅの原子拡散を促し、β相に含有されるＶ、Ｆｅの濃度を増加させることで固溶強化が十分に起こって、形材をさらに高強度化することが可能となる。このとき、焼鈍温度として、ＶおよびＦｅの拡散に必要な時間が十分に確保できるため、添加元素のα、β相への分配が進み、コロニー中のサイドプレートα相とサイドプレートβ相に含有されるＶ濃度の比の平均が０．２４以下、かつ、サイドプレートβ相に含有されるＦｅ濃度の平均が１．１３％以上となり、十分高強度な０．２％耐力が得られるよう、焼鈍温度の下限を（Ｔβ－５００）℃とした。（Ｔβ－５００）℃未満の温度で焼鈍を施した場合、Ｖ拡散速度が遅く、コロニー中のサイドプレートα相とサイドプレートβ相に含有されるＶ濃度の比は焼鈍前後でほとんど変わらないと推測される。
　一方、焼鈍温度の上昇に伴いβ相分率が増加するため、焼鈍中にβ相中に含有されるＶ、Ｆｅの濃度が減少するとともに、その後の放冷では、冷却中の時間が短いために元素拡散はほとんど行われないため、β相中に固溶されるＶ、Ｆｅの濃度は焼鈍前後でほとんど変わらない。そこで、β相分率が高くなく、焼鈍によりβ相中に固溶されるＶ、Ｆｅ濃度が増加する（Ｔβ－２００）℃を焼鈍温度の上限とした。
　次に、図５（ｃ）に示す製造方法では、チタン合金ビレットを（Ｔβ－２００）℃～β変態点温度（Ｔβ）に加熱して熱間押出を行い、その後、形材の組織を針状組織に統一するために、β単相域熱処理を行う。押出加工は、高能率で複雑な断面形状に成形を行えるという特徴を有する。しかしながら、β変態点温度近傍における押出では、高速度で強加工が行われる領域では加工発熱が大きいため、加工温度は容易にβ変態点温度を上回り、針状組織が得られる。そこで、押出加工では形材の形状の造り込みを行い、引き続き行うβ単相域熱処理で組織、および機械的特性を制御する。
　押出時の温度が低すぎると、α＋β型チタン合金の熱間変形抵抗は急激に高くなるため、高い押出荷重を付加できる大型の押出プレスが必要となり、設備コストが高くなる。さらに、α＋β型チタン合金は温度低下、特に（Ｔβ－２００）℃以下での熱押加工では、熱間延性が急激に低下するため割れ等の表面欠陥が発生しやすく、歩留りを低下させる原因となる。この時、特に温度が低下しやすい薄いフランジ部等が真先に（Ｔβ－２００）℃以下に温度低下しやすく、割れや傷が発生しやすくなる。そこで、熱間変形抵抗がそれほど大きくなく、局部的な温度低下があっても押出中に割れや傷が発生しない（Ｔβ－２００）℃をビレット加熱温度の下限とした。
　押出温度がβ変態点温度以上であれば、押出後に得られる組織は針状組織であるため、β単相域熱処理による組織制御は必要ない。そこで、β変態点温度（Ｔβ＋１００）℃を、この製造方法における押出温度の上限とした。
　押出加工を行った後、５℃／秒未満の冷却速度で室温まで放冷する。押出後に５℃／秒以上の強制冷却を行うと、冷却速度の差に起因した応力が形材内部に生じ、反りや曲り等の塑性変形が生じる。また、塑性変形が生じなくても、室温まで冷却した後に形材内部に残留応力が生じ、形材の加工、切削時等に反り等の形状不良を与える。そのため、押出加工後は、５℃／秒未満の冷却速度で放冷する。また、冷却速度が遅いと冷却中に粒界α相が成長して延性が低下する。そのため、押出加工後の冷却速度は、０．５℃／秒以上で放冷する。実際の操業では、放冷（約１℃／秒）が好ましい。
　この図５（ｃ）に示す製造方法では、形材の多くの部分は、β変態点温度（Ｔβ）未満の温度域で押出加工が行われるため、押出加工後の組織は、等軸組織となる。しかしながら、加工量が大きく、工具との接触による抜熱が小さい形材内部などの領域は、加工温度がβ変態点温度を超えるために、押出加工後の組織は針状組織となる。このように、形材内部で等軸組織と針状組織が混在すると、形材内部で組織に起因した機械的特性差を生じ、機械的特性の劣る部位である針状組織部に応力集中が生じ、き裂の発生や、脆性破壊が生じる可能性がある。
　そこで、形材の組織を針状組織に統一するために、押出後にβ変態点温度Ｔβを下限温度とするβ単相域熱処理を行う。β変態点温度Ｔβ以上に加熱することで全体がβ相に変態し、冷却後に針状組織が得られる。
　但し、β単相域熱処理温度が上昇するに伴い、原子の拡散速度が上昇してβ粒の成長速度が上昇するとともに、β変態点温度以下まで冷却するのに必要な時間が増加し、β粒の成長が促進される。その結果、β単相域熱処理が高すぎると、β粒径（旧β粒径）が２５０μｍを超えて成長し、転位の堆積距離が増加してコロニー境界で生じる応力集中が増加するために、０．２％耐力が大きく低下する。そこで、β単相域熱処理の上限温度は、β粒の成長速度が著しくなく、β変態点温度以下までの冷却時間が短い（Ｔβ＋２００）℃とした。
　また、針状組織部のβ粒径（旧β粒径）を粗大に変化させることを防止するには、β単相域熱処理の加熱時間も重要である。β単相域熱処理を行った際に、加熱時間がβ粒径に及ぼす影響を図５に示す。β単相域熱処理時間が長くなるに従い、β粒径（旧β粒径）は増加する。これは、β変態点温度以上の保持温度が長いと、β粒の界面エネルギーを低下させるため、β粒が合体を始めるためである。また、チタンは大気中で加熱すると酸化しやすく、ある温度以上に加熱するとαケースと呼ばれる硬化層を表面に形成し、その厚さは加熱温度が高くなるほど厚くなる。αケースは硬く、延性に乏しいためクラックの起点となり、製品に割れを生じる。そこで、β粒径（旧β粒径）の平均が２５０μｍ以下となり、かつαケースの形成が著しくない、Ｔβ℃以上で形材を２００秒以下保持（β単相域熱処理温度）することで、針状組織部の旧β粒径を粗大に変化させることなく、等軸組織部をすべて針状組織にできる。一方、β単相域熱処理時間の下限は、形材の肉厚にも依存するが、形材の中央部までの伝熱時間を考慮すると、全体がβ変態点温度以上まで加熱される１０秒程度が好ましい。
　また、このようにβ単相域熱処理を行う場合も、予加熱においてビレットの表面も中心も含めてβ変態点温度以下の所定の温度に均一化していることが必要である。そこで、先と同様に、β単相域熱処理を行う場合も、ビレットをβ変態点温度以下の所定の温度にて均熱化する予加熱を行い、その後に急速加熱を行ってビレット全体をβ変態点温度以下の所定温度とし、β変態点温度以上の温度保持時間を短縮してβ単相域熱処理を行う。これにより、旧β粒径の平均を２５０μｍ以下とすることが可能となる。
　そして、β単相域熱処理を行った後、５℃／秒未満の冷却速度で室温まで放冷する。これにより、反りや曲り等の塑性変形が防止され、形材内部に残留応力が生じなくなる。
　また、図５（ｄ）に示す製造方法のように、放冷後、（Ｔβ－５００）～（Ｔβ－２００）℃で、ＶとＦｅを原子拡散させる拡散焼鈍を行っても良い。これにより、ＶおよびＦｅがβ相中に固溶されることでβ相の強度を向上させる（固溶強化）。その結果、０．２％耐力が高強度とされる８３０ＭＰａをさらに超える強度となる。
　なお、上述したように、本発明のα＋β型チタン合金押出形材はこれらの製造方法のみで得られるものではない。例えば、図５（ｃ）、（ｄ）に示す製造方法において、押出加工をβ変態点温度以上で行っても良い。また、拡散焼鈍は、押出加工後の冷却中やβ単相域熱処理後の冷却中に連続して行っても良い。
　真空アーク２回溶解して得られるφ７００ｍｍ、重さ５トンで表１に示す合金Ｎｏ．１～３の成分組成のＴｉ－６Ａｌ－４Ｖインゴットを、α＋β温度領域で面積減少率６０％まで熱間鍛造し、得られたビレットの表面酸化層を切削して、押出用ビレットとした。そして、このビレットを用いて図６に示す凸型断面形状の押出形材を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例１）
　先ず、図５（ａ）、（ｂ）で説明した製造条件についての実施例１を行った。表２に実施例１で行ったそれぞれの製造条件を示す。実施例１（表２）の本発明例（試験番号４～１５）では、上記ビレットを、Ａｒガス雰囲気で６００℃（表面と中心の温度差が５℃）に予加熱した後、誘導加熱によりＴβ～（Ｔβ＋２００）℃に加熱して押出加工を行った後、１．７℃／秒の冷却速度で放冷した。また、本発明例（試験番号８～１０、１３～１５）では、さらに熱押形材を拡散焼鈍した（図５（ｂ）の製造条件）。
　一方、実施例１（表２）の比較例（試験番号１～３）では、上記ビレットを、予加熱、誘導加熱といった段階的な加熱をせずにＴβ～（Ｔβ＋２００）℃に加熱して押出加工を行った後、放冷し、さらに拡散焼鈍した。実施例１（表２）の比較例（試験番号１６～２１）では、上記ビレットを６００℃に予加熱した後、誘導加熱により１２３０℃（（Ｔβ＋２００）超）に加熱して押出加工を行った後、放冷した。また、比較例（試験番号１９～２１）では、さらに熱押形材を拡散焼鈍した。実施例１（表２）の比較例（試験番号２２～２７）では、上記ビレットを６００℃に予加熱した後、誘導加熱により９８０℃（Ｔβ未満）に加熱して押出加工を行った後、放冷した。また、比較例（試験番号２５～２７）では、さらに熱押形材を拡散焼鈍した。実施例１（表２）の比較例（試験番号２８～３０）では、上記ビレットを、予加熱、誘導加熱といった段階的な加熱をせずにＴβ～（Ｔβ＋２００）℃に加熱して押出加工を行った後、３００℃／秒の冷却速度で強制冷却し、さらに拡散焼鈍した。
　＜引張試験＞
　この熱押形材の図６に示す位置からＡＳＴＭ　Ｅ８　ハーフサイズ引張試験片（平行部φ６．３５ｍｍ、ゲージ長２５ｍｍ）を得た。
　＜組織観察試験＞
　引張試験片の採取位置と同一の位置から組織観察試験片を採取し、Ｌ断面について、光学顕微鏡観察写真を用いて組織観察を行った。旧β粒径は、切断法で円相当直径を測定し、３ｍｍ×６ｍｍ（粒数最小約２００個）の平均を求めた。
　＜組織分布＞
　等軸組織部と針状組織部はマクロ組織観察により判断できる。マクロ組織は二つの領域に分けられ、金属光沢の強い領域と、白く見える光沢の低い領域である。いずれの領域も、マクロエッチングにより生じた表面の凹凸で光が反射して金属光沢が生じる。しかしながら、細粒の等軸α粒を含む領域では、針状組織の領域に比べて表面に生じる凹凸が細かく、光が乱反射する。そのため、等軸組織の領域は、針状組織の領域に比べて白く見える。組織分布は、全体長さ４０００ｍｍの形材を２００ｍｍごとに分割した断面（最先端部の端面を含む）を調査した。
　＜反り＞
　反りは、図７に示すように、形材長手方向の両端を結ぶ直線に対して、形材中央部における距離を反りと定義した。なお、実際の測定は、形材両端のＡ点(図６)に紐を取り付けて実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２中の下線が付されたものは本発明の範囲外であり、また、表２において、パターンは図５の(a)～(d)のいずれかを示し、冷却速度は図６に示すＡの位置で測定し、Ｖ濃度比とは、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＶ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＶ濃度の比の平均である。なお、０．２％耐力は８３０ＭＰａ以上、伸びは１０％以上を好ましい範囲とした。
　実施例１において、比較例の試験番号１～３は急速加熱を行わずにビレットの加熱を行ったため、押出前にβ粒が粗大化し、押出後の再結晶核生成サイトが少なかったために、押出後の旧β粒径の平均も２５０μｍを越えた。このため、０．２％耐力が８３０ＭＰａを下回った。
　比較例の試験番号１６～２１は、誘導加熱後のビレット温度が１２００℃を超えたため、いずれも押出前のビレット段階でβ粒が成長した。その結果、押出後の再結晶核生成サイトが減少し、旧β粒径の平均が２５０μｍを超え、０．２％耐力が８３０ＭＰaを下回った。
　比較例の試験番号２２～２７は、誘導加熱後のビレット温度がβ変態点温度(１０００℃)以下であった。そのため、押出先端部は、ダイスとの接触による抜熱により等軸組織を有した。押出後端については、形材断面の中央部は加工発熱により一部針状組織が認められたが、断面内の多くの部分は等軸組織を有した。このように、得られた形材において針状組織部はごくわずかの領域に限られ、引張試験片採取部には等軸組織が含まれていた。その結果、針状組織に比べて高い引張特性を示した。しかしながら、断面内に針状組織、等軸組織が混在しているため、実際の使用においては、金属組織に起因した機械特性のばらつきが生じる。
　比較例の試験番号２８～３０は、従来の方法で製造した形材である。すなわち、ビレットをガス加熱炉でβ変態点温度以上まで加熱後、押出し、水冷による強制冷却を行った後、焼鈍を施した。本発明の試験番号４～１５に比べて、旧β粒径が大きいものの、粒界α相の幅が小さいため、本発明と同等の引張特性を有する。ただし、後述するように、本発明に比べて冷却速度が速いため形材の反りが大きく、実際の使用にあたっては矯正などの後処理が必要である。
　これに対し、本発明例の試験番号４～１５では、おおむね全長で旧β粒径は２５０μｍ以下の針状組織が得られた。これは、ビレットの誘導加熱温度が、Ｔβ～（Ｔβ＋２００）℃の範囲内であったため、押出後にβ変態点温度以上に保持されている時間が短く、β粒が粗大化しなかったためである。また、試験番号４～１０は、旧β粒径が１８０μm以下であるため、０．２％耐力は８３０ＭＰaを大きく上回った。さらに、本発明の試験番号７～９、および１３～１５は、相間Ｖ濃度比は０．２４以下、β相中のＦｅ濃度は１．１３％以上であった。これは、（Ｔβ－５００）～（Ｔβ－２００）℃の温度範囲で焼鈍を行った結果、焼鈍中にＶ、Ｆｅ元素の拡散が促されたためである。その結果、０．２％耐力は８３０ＭＰaを大きく上回った。ただし、本発明の試験番号４～９では、非定常部である押出先端部の表層部に等軸組織が認められた。これは、押出開始時はダイスの温度が低く、押出時にビレットがダイスと接触したことによる抜熱でビレットの先端部では加工温度がβ変態点温度を下回ったためである。一方、形材後方では、押出加工に伴う加工発熱によりビレットの加工温度がβ変態点温度以上まで上昇し、針状組織が得られた。
（実施例２）
　次に、図５（ｃ）、（ｄ）で説明した製造条件についての実施例２を行った。表３に実施例２で行ったそれぞれの製造条件を示す。実施例２（表３）の本発明例（試験番号７～１５）では、上記ビレットを９００℃（（Ｔβ－２００）℃～β変態点温度（Ｔβ））に加熱して押出加工を行った後、１０３０℃に加熱して１０秒もしくは１２０秒のβ単相域熱処理を行った後、１．７℃／秒の冷却速度で放冷した。また、本発明例（試験番号１３～１５）では、さらに熱押形材を拡散焼鈍した（図５（ｄ）の製造条件）。
　一方、実施例２（表３）の比較例（試験番号１～３）では、上記ビレットを、９００℃（（Ｔβ－２００）℃～β変態点温度（Ｔβ））に加熱して押出加工を行った後、β単相域熱処理を行わずに放冷した。実施例２（表３）の比較例（試験番号４～６）では、上記ビレットを、９００℃（（Ｔβ－２００）℃～β変態点温度（Ｔβ））に加熱して押出加工を行った後、９５０℃（Ｔβ未満）に加熱して熱処理を行った後、放冷した。実施例２（表３）の比較例（試験番号１６～２１）では、上記ビレットを９００℃（（Ｔβ－２００）℃～β変態点温度（Ｔβ））に加熱して押出加工を行った後、１０３０℃に加熱して２５０秒のβ単相域熱処理を行った後、放冷した。また、比較例（試験番号１９～２１）では、さらに熱押形材を拡散焼鈍した。実施例２（表３）の比較例（試験番号２２～２４）では、上記ビレットを１０５０℃（Ｔβ超）に加熱して押出加工を行った後、１０３０℃に加熱して１０秒のβ単相域熱処理を行った後、放冷した。実施例２（表３）の比較例（試験番号２５～２７）では、上記ビレットを９００℃（（Ｔβ－２００）℃～β変態点温度（Ｔβ））に加熱して押出加工を行った後、１０３０℃に加熱して２５０秒のβ単相域熱処理を行った後、３００℃／秒の冷却速度で強制冷却し、さらに拡散焼鈍した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　実施例２において、比較例の試験番号１～３は、押出後のβ単相域熱処理を実施していないため、試験番号４～６は、β単相域熱処理における温度がＴβ以上でなかったため、形材断面の表層は等軸組織を有し、形材断面の中央部に針状組織の領域が認められた。これは、表層部はコンテナやダイスとの接触による抜熱により、加工発熱があっても加工温度がβ変態点温度(１０００℃)以下であったのに対して、中央部はこのような抜熱がなく、加工温度がβ変態点温度以上まで上昇したためである。ただし、針状組織部はごくわずかの領域に限られ、引張試験片採取部には等軸組織が含まれていた。その結果、針状組織に比べて高い引張特性を示した。しかしながら、断面内に針状組織、等軸組織が混在しているため、実際の使用においては、金属組織に起因した機械特性のばらつきが生じる。
　比較例の試験番号１６～２１は、β単相域熱処理時間が長かったため、試験番号２２～２４は誘導加熱温度がＴβ以上であるにも関わらずβ単相域熱処理を行ったため、旧β粒径が２５０μmを超え、０．２％耐力が８３０ＭＰaを下回った。
　比較の試験番号２５～２７は、β変態点温度以下で押出した形材を、ガス加熱炉でβ変態点温度以上まで加熱して水冷による強制冷却後、焼鈍を施して製造した。本発明の試験番号７～１５に比べて、旧β粒径が大きいものの、粒界α相の幅が小さいため、本発明と同等の引張特性を有する。ただし、後述するように、本発明に比べてβ単相域熱処理後の冷却速度が速いため形材の反りが大きく、実際の使用にあたっては矯正などの後処理が必要である。
　これに対し、本発明の試験番号７～１５では、おおむね全長で旧β粒径２５０μｍ以下の針状組織が得られ、０．２％耐力は８３０ＭＰaを上回った。また、試験番号１０～１５は、旧β粒径が１８０μm以下であるため、試験番号１３～１５は、相間Ｖ濃度比は０．２４以下、β相中のＦｅ濃度は１．１３％以上であるため、０．２％耐力は８３０ＭＰaを大きく上回った。
（実施例３）
　次に、押出加工を行った後の冷却速度についての考察を行った。製造条件と形材の品質を表４に示す。冷却速度は、形材の上面中央Ａ，および形材の下面中央Ｂの位置における最高到達温度から５００℃までの冷却速度を示す。
　実施例３（表４）の本発明例（試験番号１～６）では、上記ビレットを６００℃に予加熱した後、誘導加熱により１０３０℃に加熱して押出加工を行った後、５．０℃／秒未満の冷却速度で放冷し、さらに熱押形材を拡散焼鈍した。
　一方、実施例３（表４）の比較例（試験番号７～９）では、上記ビレットを６００℃に予加熱した後、誘導加熱により１０５０℃に加熱して押出加工を行った後、５．０℃／秒を超える冷却速度で強制冷却し、さらに熱押形材を拡散焼鈍した。実施例３（表４）の比較例（試験番号１０～１２）では、上記ビレットを６００℃に予加熱した後、誘導加熱により１０５０℃に加熱して押出加工を行った後、０．５℃／秒未満の冷却速度で冷却し、さらに熱押形材を拡散焼鈍した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　試験番号７～９は、高い０．２％耐力を示したが、５０ｍｍ以上の反りが発生した。これは、強制冷却により、粒界α相の成長が抑制されたものの、冷却中に発生する内部応力が大きいために、塑性変形が生じたためである。
　試験番号１０～１２は、押出後の冷却速度が遅く、粒界α相の幅が１０μmを超えたため、０．２％耐力は８３０ＭＰaを下回るとともに、伸びも１０％を下回った。
　これに対し、本発明の試験番号１～６では、旧β粒径を２５０μｍ以下に制御したことで、強制冷却を行わなくとも、０．２％耐力は８３０ＭＰaを上回った。また、形材の反りは１０ｍｍ以下と小さく、実用上問題ない水準であった。
　本発明によれば、形材の金属組織を旧β粒径が２５０μm以下の針状組織に制御することで、実用上で問題のない引張特性を備え、かつ、強制冷却をおこなった場合に比べて、形状の良好な形材をえることができる。したがって、冷却装置や形状矯正コストを削減できるので、産業上特に有用である。また、本発明のα+β型チタン合金押出形材は、残留応力も少なく、組織のばらつきがないため、機械加工中の曲りが小さく、疲労強度が良いことも予測されるため、航空機等の用途に有用である。
　１　コンテナ
　２　ステム
　３　ダミーブロック
　４　ダイス
　５　ビレット
　６　形材
１１　押出方向

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ａｌ：５．５～６．８％、Ｖ：３．５～５．８％、Ｆｅ：０超～０．３０％、を含有し、残部がＴｉおよび合計量０．４％以下の不純物であり、旧β粒径の平均が２５０μｍ以下の針状組織からなる、α＋β型チタン合金押出形材。
  2. 　旧β粒径の平均が１８０μｍ以下である、請求項１に記載のα＋β型チタン合金押出形材。
  3. 　針状組織のコロニー中のサイドプレートβ相に含有されるＶ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＶ濃度の比の平均が０．２４以下、かつ、サイドプレートβ相に含有されるＦｅ濃度の平均が１．１％以上である、請求項１に記載のα＋β型チタン合金押出形材。
  4. 　粒界α相の幅が５μｍ以下である、請求項１に記載のα＋β型チタン合金押出形材。
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