WO2023127073A1 - α＋β型チタン合金形材、及びその製造方法 - Google Patents

α＋β型チタン合金形材、及びその製造方法 Download PDF

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WO2023127073A1
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temperature
less
type titanium
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PCT/JP2021/048734
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真哉 西山
知之 北浦
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日本製鉄株式会社
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    • 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
    • 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
    • B21C35/00—Removing work or waste from extruding presses; Drawing-off extruded work; Cleaning dies, ducts, containers, or mandrels
    • B21C35/02—Removing or drawing-off work
    • B21C35/03—Straightening the work
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium

Definitions

  • the present invention relates to an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile and a manufacturing method thereof.
  • titanium alloys are used in parts such as automobile connecting rods and mufflers, as well as consumer products such as golf face club heads and building materials.
  • titanium alloys are widely used for accessories such as watches and eyeglass frames, medical applications such as implants, and the like, because of their good compatibility with the living body.
  • Titanium alloys are classified into three types: ⁇ -type alloys, ⁇ -type alloys, and ⁇ + ⁇ -type alloys.
  • the ⁇ -type titanium alloy is a titanium alloy whose metal structure at room temperature is mainly composed of ⁇ -phase
  • the ⁇ -type titanium alloy is a titanium alloy whose metal structure is mainly composed of ⁇ -phase at room temperature
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy is a titanium alloy whose metal structure at room temperature consists of both ⁇ phase and ⁇ phase.
  • the ⁇ -phase of titanium alloys is a phase having a hexagonal close-packed structure (hcp), and the ⁇ -phase of titanium alloys is a phase having a body-centered cubic structure (bcc).
  • the metal structure at room temperature is all ⁇ -phase
  • the metal structure at temperatures above the ⁇ transformation temperature is all ⁇ -phase.
  • the temperature at which the ⁇ -phase can stably exist decreases, and the ⁇ -phase remains even at room temperature.
  • the temperature range above the ⁇ transformation temperature and in which the metal structure becomes ⁇ single phase is called the ⁇ single phase temperature range.
  • the temperature range below the ⁇ transformation temperature and in which the metal structure contains both the ⁇ phase and the ⁇ phase is called the ⁇ + ⁇ two-phase temperature range.
  • ⁇ + ⁇ type titanium alloys have a long track record of use due to their excellent strength/ductility balance and fatigue properties.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy weighs about 60% of that of carbon steel or stainless steel, it has substantially the same strength and fatigue properties. Therefore, by replacing carbon steel or stainless steel crankshafts and engine parts with those made of ⁇ + ⁇ type titanium alloy, it is possible to reduce the weight of the entire engine, improve output, and reduce fuel consumption. .
  • raw materials for engine parts such as crankshafts, valves, and connecting rods are hot-worked products such as round bars, billets, square bars, and wrought materials supplied in shapes with uniform cross sections. .
  • these materials are collectively referred to as "profiles". That is, the term "profile” means a wrought material that has a uniform cross section over its entire length and is supplied in a straight shape. Profiles have bends and twists when they are manufactured by means such as extrusion and rolling, and are usually removed by means such as straightening and annealing. Shapes of ⁇ + ⁇ type titanium alloys can be applied to the above-mentioned wide range of uses by cutting, further processing, or cutting after further processing.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy can achieve excellent strength/ductility balance and fatigue properties by controlling the metal structure to an equiaxed grain structure by performing heavy working in the ⁇ + ⁇ two-phase temperature range below the ⁇ transformation temperature. can.
  • shaped materials with complex shapes have been manufactured by cutting forgings and thick plates that have been produced by strong working in the ⁇ + ⁇ two-phase temperature range.
  • ingots and round billets made by hot forging ingots are used as materials.
  • a material (billet 5) is inserted into a container 1, a hydraulic load is applied to a stem 2, the billet 5 is pushed in an extrusion direction 11 through a dummy block 3, and passed through a die 4 to produce various By molding into a cross-sectional shape, it is possible to obtain a long shape member 6 .
  • the hot deformation resistance of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy increases sharply in the temperature range below the ⁇ transformation temperature. Therefore, in order to process the ⁇ + ⁇ type titanium alloy in a temperature range below the ⁇ transformation temperature and control the structure to an equiaxed structure, a large-sized facility capable of applying a high load is required. This results in high equipment costs. Also, depending on the required cross-sectional shape, it may become impossible to hot work the ⁇ + ⁇ type titanium alloy in a temperature range below the ⁇ transformation temperature.
  • Straightening methods include roll straightening and tension straightening.
  • Roll straightening is a method for improving the bending and twisting of a shape by passing the shape through a plurality of rolls to bend and unbend the shape.
  • Tension straightening is a method for improving bending and twisting of a shape by fixing both ends of the shape and applying a tensile load to deform it to the plastic deformation region.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy Since the ⁇ + ⁇ type titanium alloy has high cold deformation resistance, it is common to perform hot straightening. A profile of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy having an acicular structure can be straightened with a lower load than at room temperature by hot straightening. In addition, since the ⁇ + ⁇ type titanium alloy has a narrower elastic region at high temperatures than at room temperature, it can be corrected with a slight amount of deformation. Furthermore, in the ⁇ + ⁇ type titanium alloy, at high temperatures, the soft ⁇ phase fraction is higher than at room temperature, and the strain is easily recovered.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile is straightened so that the amount of deformation increases in the low temperature range of the ⁇ + ⁇ two-phase temperature range, a large number of coarse voids, which are internal defects, are formed. As a result, there is a problem that an excellent balance of strength and ductility and fatigue properties, which are required for shaped members, cannot be achieved. Furthermore, the ⁇ + ⁇ type titanium alloy has a low Young's modulus. Therefore, when an ⁇ + ⁇ type titanium alloy is hot straightened, a large springback occurs after cooling to room temperature, and the twist is often not sufficiently improved.
  • the current situation is that the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profiles that require shape correction cannot necessarily achieve the necessary excellent balance of strength and ductility, fatigue characteristics, and excellent shape.
  • Patent Document 2 a titanium alloy round bar after rolling is annealed for structure adjustment, followed by bending straightening by press straightening and warm straightening at a temperature between 600° C. and ⁇ transformation point. Straightening of ⁇ + ⁇ titanium alloy. A method is disclosed.
  • straightening is performed by 2 to 3% in a high temperature range (approximately 700 to 740°C), and while the length is maintained, it is also annealed and held in a high temperature range for approximately 10 to 30 minutes. Then, it is unloaded, cooled to about 400 to 600° C., removed from the straightening machine, and allowed to cool. If the shaped material has a round shape, the cooling rate inside the cross section is uniform, so the difference in thermal shrinkage is small, and warping is less likely to occur during cooling after straightening.
  • FIG. 2 shows an example (a) of a conventional simple shape and an example (b) of a shape having a cross-section closer to the product shape of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy shape.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view, and the profile extends from the front to the back of the page.
  • FIGS. 6A and 6B show schematic diagrams related to shapes that are problematic in shaped materials and shape changes during cutting.
  • FIG. 3 is an example of a cross-sectional shape of a hot straightened shape.
  • FIG. 4 is an example of warpage in a profile.
  • FIG. 5 is an example of twisting in a profile.
  • 6A and 6B are examples of dimensional changes after cutting. The warp in FIG. 4 and the twist in FIG. 5 must be within the limits of ⁇ in the vertical direction of the page, and the dimensional changes in FIGS. 6A and 6B in the horizontal direction of the page.
  • Patent Document 1 after subjecting a titanium alloy to ⁇ + ⁇ two-phase region heat treatment, a tensile stress is applied during cooling to balance the stress generated during cooling and straighten titanium and titanium alloy products.
  • the tensile stress applied to the profile for straightening is at least 20% of the yield stress of the profile at the straightening temperature.
  • the stress concentrates on the portion where the twist or bend is large, and there is a possibility that voids are generated inside.
  • the titanium alloy described in Patent Document 1 is rolled at the temperature of the ⁇ + ⁇ two-phase region, so it is presumed that the structure is mainly composed of equiaxed grains instead of the acicular structure.
  • Patent Document 2 after subjecting a titanium alloy round bar to annealing for structure adjustment, bending is straightened by press straightening, surface defects are removed by cutting, and after final straightening by warm straightening at a temperature of 600° C. to ⁇ transformation point, the surface is polished. to manufacture titanium alloy round bar products.
  • roll straightening since the transport time from the heating device to the roll straightener varies in the longitudinal direction, a difference in cross-sectional dimension occurs in the longitudinal direction, resulting in lower productivity and overall yield.
  • an object of the present invention is to provide an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile that is less warped and twisted and has excellent yield strength, fatigue strength, and ductility, and a method for manufacturing the same.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the ⁇ + ⁇ titanium alloy profile according to one aspect of the present invention has a 0.2% proof stress of 830 MPa or more, an elongation of 10.0% or more, a fatigue strength of 450 MPa or more, and has an acicular structure.
  • the void area ratio is 1.0 ⁇ 10 ⁇ 5 % or less
  • the twist angle from one end to the other is within ⁇ 3.0°
  • the warp height (mm)/total length (m) is It is within ⁇ 2.17.
  • the 0.2% yield strength may be 850 MPa or more.
  • the area ratio of the voids may be 1.0 ⁇ 10 ⁇ 6 % or less.
  • the average prior ⁇ grain size may be 500 ⁇ m or less.
  • the maximum residual stress in the cross section may be +400 MPa or less.
  • the ⁇ + ⁇ titanium alloy profile according to any one of (1) to (5) above may be an extruded profile.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to any one of (1) to (6) above contains, by mass %, Al: 4.4 to 6.5% and Fe: 0.5 to 2.0%.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to any one of (1) to (6) above contains, by mass %, Al: 4.4 to 5.5% and Fe: 1.4 to 2.0%.
  • a method for producing an ⁇ + ⁇ -type titanium alloy profile according to another aspect of the present invention is a method for producing an ⁇ + ⁇ -type titanium alloy profile according to any one of (1) to (8) above, , a step of hot working an ⁇ + ⁇ type titanium alloy to obtain a shape, heating the shape to a straightening temperature of ⁇ transformation point temperature -400 ° C or higher and ⁇ transformation point temperature -200 ° C or lower, and at the straightening temperature Applying a strain of 0.1% or more and 8% or less in the longitudinal direction and further applying a torque to make the torsion in the longitudinal direction of the shape within ⁇ 3.0%; and cooling to 500° C. or lower while applying the torque.
  • the method for producing an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to (9) above even if the tensile stress applied during cooling of the profile is 20% or less of the 0.2% yield strength at room temperature, good.
  • the method for producing an ⁇ + ⁇ titanium alloy profile according to (9) or (10) above may further comprise a step of holding the profile at 500 to 650° C. during cooling.
  • the average cooling rate of the profile from the straightening temperature to 500°C is 10°C/ s or less.
  • an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile that has little warpage and twisting and is excellent in yield strength, fatigue strength, and ductility, and a method for manufacturing the same.
  • 1 is a micrograph of an example of an equiaxed structure. It is an example of voids included in an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile. It is an example of a cross-sectional shape of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile. It is an example of a cross-sectional shape of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile. It is an example of a cross-sectional shape of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile. It is an example of a cross-sectional shape of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile.
  • the present inventors have made intensive studies on a method for obtaining an ⁇ + ⁇ titanium alloy profile having less warpage and twisting and excellent yield strength, fatigue strength, and ductility. As a result, it was clarified that the above problem can be solved by straightening the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile under predetermined heating conditions and stress conditions, and then cooling it to a low temperature while applying a tensile load.
  • the portion containing the warp or twist is discarded, which reduces the production yield of machine parts. Therefore, when warping and twisting are eliminated, effects such as an improvement in manufacturing yield of machine parts and cost reduction can be obtained.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to this embodiment has excellent strength/ductility balance and fatigue strength. Furthermore, even in the case of a complicated shape close to the product, it has an excellent shape.
  • the 0.2% proof stress is 830 MPa or more, preferably 840 MPa or more, 850 MPa or more
  • the total elongation is 10.0% or more, preferably 10.3% or more, preferably 12.0% or more
  • fatigue strength is 450 MPa or more, preferably 480 MPa or more.
  • the upper limit of the 0.2 proof stress is not particularly limited, for example, the 0.2% proof stress may be 1400 MPa or less, 1300 MPa or less, or 1200 MPa or less.
  • the upper limit of the total elongation is not particularly limited, for example, the total elongation may be 30% or less, 28% or less, or 25% or less.
  • the upper limit of the fatigue strength is not particularly limited, for example, the fatigue strength may be 800 MPa or less, 750 MPa or less, or 700 MPa or less.
  • Such mechanical properties can be achieved, for example, by the manufacturing method described below. In the following description, “total elongation" may be simply referred to as "elongation”.
  • the shape according to this embodiment is a so-called ⁇ + ⁇ type titanium alloy.
  • An ⁇ + ⁇ type titanium alloy is composed of an ⁇ phase having an HCP structure and a ⁇ phase having a BCC structure below the ⁇ transformation temperature.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy consists of only the ⁇ phase by transforming the ⁇ phase into the ⁇ phase above the ⁇ transformation temperature.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to this embodiment has an acicular structure.
  • An acicular structure is a structure morphology that occurs when an ⁇ + ⁇ type titanium alloy is cooled from a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation temperature.
  • grain boundary ⁇ phases are formed at the prior ⁇ grain boundaries, and a structure in which the ⁇ phase and the ⁇ phase are arranged in layers within the prior ⁇ grains is formed.
  • the prior ⁇ grain boundary is a trace of the grain boundary of the ⁇ phase that existed at a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation temperature.
  • the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy profile according to the present embodiment may consist only of an acicular structure, or may have both an acicular structure and an equiaxed structure.
  • the equiaxed structure is a structure that does not have the characteristics of the needle-like structure described above, and is composed of ⁇ grains and a transformed ⁇ phase, as illustrated in FIG. 7B, for example.
  • the transformed ⁇ phase is a layered structure of the ⁇ phase and the ⁇ phase, which is the ⁇ phase during hot working, and is phase-transformed to the ⁇ phase and the ⁇ phase during cooling after hot working.
  • voids are likely to occur at the prior ⁇ grain boundaries under tensile stress.
  • the vicinity of voids in the metal has a high stress concentration factor under tensile stress, and is likely to become the starting point of fracture during tensile tests and fatigue tests. Conceivable.
  • the average value of the grain size in the region surrounded by the prior ⁇ grain boundaries is not particularly limited, but may be, for example, 500 ⁇ m or less. preferable. This further enhances the mechanical properties of the profile.
  • the average prior ⁇ grain size usually exceeds 500 ⁇ m. Hot rolling is usually performed in a plurality of passes using a hot rolling mill, and ⁇ grains grow when the titanium alloy moves between these passes. In addition, since the amount of strain per pass introduced during hot rolling is small, the strain is recovered when the titanium alloy moves between these passes, and recrystallization is less likely to occur.
  • the average prior ⁇ grain size of the titanium alloy profile obtained by hot rolling is coarsened.
  • the average prior ⁇ grain size is 500 ⁇ m or less.
  • the average prior ⁇ grain size may be 450 ⁇ m or less, 400 ⁇ m or less, or 350 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average prior ⁇ grain size is not particularly limited, the average prior ⁇ grain size may be 50 ⁇ m or more, or 80 ⁇ m or more, for example. Since the cross section of the shape cannot be formed into a complicated shape by hot rolling, the ⁇ + ⁇ titanium alloy shape according to the present embodiment is preferably an extruded shape manufactured by hot extrusion.
  • the method for measuring the average prior ⁇ grain size is as follows. First, a test piece for structural observation is taken from the inside of the shape. The test piece should not include the area from the surface of the profile to a depth of 0.5 mm. Then, this test piece is wet-polished and buff-polished to make the polished surface a mirror surface. The polished surface is corroded with hydrofluoric-nitric acid to expose the metal structure. Observation of the corroded surface with an optical microscope allows identification of the grain boundary ⁇ -phase as shown in FIG. 7A. This grain boundary ⁇ phase can be regarded as a prior ⁇ grain boundary.
  • the average value of the prior ⁇ grains can be obtained.
  • the size of the measurement area is 7 mm square
  • the measurement magnification is 50 to 200 times
  • 15 straight lines each in the vertical and horizontal directions are drawn at regular intervals in the measurement area.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to the present embodiment also has a void area ratio of 1.0 ⁇ 10 ⁇ 5 % or less and a needle-like structure.
  • a void area ratio of 1.0 ⁇ 10 ⁇ 5 % or less and a needle-like structure.
  • the fact that the tissue is an acicular tissue means that 50% or more of the tissue in terms of area ratio is an acicular tissue, preferably 60% or more, more preferably 70% or more, and most preferably 100%.
  • a structure other than the acicular structure is an equiaxed structure.
  • the void area ratio is preferably 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 % or less, 1.0 ⁇ 10 ⁇ 6 % or less, or 1.0 ⁇ 10 ⁇ 7 % or less.
  • the voids serve as starting points for fatigue fracture and significantly deteriorate the fatigue properties. Additionally, voids adversely affect strength and ductility. Therefore, the void area ratio is preferably as small as possible.
  • the lower limit of the void area ratio is not particularly limited, and may be 0%, for example.
  • the void area ratio may be defined as 1.0 ⁇ 10 ⁇ 9 % or more, 5.0 ⁇ 10 ⁇ 9 % or more, or 1.0 ⁇ 10 ⁇ 8 % or more.
  • the acicular structure is a structure composed of a structure in which ⁇ phases and ⁇ phases are arranged in layers and a thin grain boundary ⁇ phase surrounding them, as shown in FIG. 7A, for example.
  • An equiaxed structure is, for example, a structure composed of a granular proeutectoid ⁇ phase or a transformed ⁇ phase not surrounded by a grain boundary ⁇ phase, as shown in FIG. 7B.
  • an ⁇ + ⁇ type titanium alloy is hot worked in the ⁇ + ⁇ two-phase temperature range and then cooled, an equiaxed structure is produced.
  • the amount of acicular texture and equiaxed texture varies depending on the temperature of hot working, the amount of applied strain, and the like.
  • the method for measuring the amount of acicular tissue is as follows. First, a test piece for structural observation is taken from the inside of the shape. The test piece should not include the area from the surface of the profile to a depth of 0.5 mm. Then, this test piece is polished, and the polished surface is corroded using hydrofluoric-nitric acid to expose the metal structure.
  • Voids are observed using an optical microscope after mirror-polishing samples taken from the cross section and longitudinal section of the shape.
  • the sample should not include the area from the surface of the profile to a depth of 0.5 mm.
  • the voids are defined as the total area of voids having an area-equivalent circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or more. When viewed with an optical microscope, the voids are visible as circular dark areas, as shown, for example, in FIG.
  • the residual stress is measured by a 2D method using an X-ray diffraction method (Bruker AXS D8 Discover).
  • the tube is made of Cu, the collimator diameter is 2.0 mm, and the diffraction line is Ti ⁇ phase (302). Then, find the residual stress value with the maximum absolute value.
  • the cross section is a cross section perpendicular to the length direction of the shaped member.
  • a specific example for measuring the maximum value of residual stress is described below. For example, in the case of a T-shaped cross-sectional shape member composed of a horizontal plate and a vertical plate abutted against the center of the horizontal plate shown in FIG. stress is maximum. Therefore, by measuring the residual stress along the central axis of the longitudinal plate, the maximum residual stress in the section of the profile is determined.
  • the ⁇ + ⁇ titanium alloy profile after hot straightening according to the present embodiment preferably undergoes little dimensional change when subjected to cutting.
  • a dimensional change during cutting is preferably within ⁇ 1.5 mm, more preferably within ⁇ 1.0 mm. Naturally, the smaller the dimensional change, the better.
  • This dimensional change is caused by the residual stress inside the profile.
  • the maximum residual stress in the cross section is preferably +400 MPa or less, more preferably +300 MPa or less. It is presumed that the residual stress, which is the main cause of dimensional change during cutting, decreases as the absolute value of the residual stress decreases.
  • the chemical composition of the titanium alloy according to the present embodiment is not particularly limited as long as it is the composition of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy as exemplified above, but for example, the following components [1] and [2] be able to.
  • % represents "% by mass”.
  • Al 4.4-6.5%
  • Al is an ⁇ -stabilizing element and may be included to increase the ⁇ -phase fraction. Considering the balance of 0.2% proof stress, ductility and toughness, the Al content is preferably 4.4 to 6.5%.
  • Fe 0.5-2.9%
  • Fe is a ⁇ -stabilizing element, and its inclusion has the effect of lowering the ⁇ -transformation temperature. Further, Fe has the effect of improving the 0.2% proof stress. Considering the balance between 0.2% yield strength, segregation during solidification, and elongation, the Fe content is preferably 0.5 to 2.9%.
  • Si: 0-0.50%, O: 0-0.25%, C: 0-0.080%, N: 0-0.050% Si, O, C, and N are not necessarily contained, and the lower limit of the content is 0. These elements also have the same effect as the ⁇ -stabilizing elements, and their inclusion increases the ⁇ -phase fraction and improves the 0.2% proof stress. Considering the balance with ductility, the contents are Si: 0 to 0.50%, O: 0 to 0.25%, C: 0 to 0.080%, N: 0 to 0.050%. is preferred. However, if the content of these elements is 0%, the refining cost increases. Therefore, the respective lower limits of O, C, and N may be set to 0.010% or 0.050%. The lower limit of Si may be 0.001%, which is the lower limit of the measurement accuracy of chemical analysis.
  • the respective lower limits of Ni, Cr, and Mn may be 0.001%, 0.001%, or 0.001%, which is the lower limit of the measurement accuracy of chemical analysis.
  • the total amount of Ni, Cr, Mn, and Fe is preferably 0.50% or more and 2.90% or less, considering the balance between room temperature tensile strength and room temperature ductility.
  • Impurity elements include Cl, Na, and Mg that are mixed in during the refining process of titanium, and impurities such as Zr, Sn, Cu, Mo, Nb, and Ta that are mixed in from scrap.
  • impurities such as Zr, Sn, Cu, Mo, Nb, and Ta that are mixed in from scrap.
  • the total content of impurity elements is preferably controlled to 0.4% or less so as not to impair the effects of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to this embodiment.
  • the content of each impurity element is preferably 0.1% or less.
  • Al 4.4-5.5%
  • Al is an ⁇ -stabilizing element, and is an element contained to increase the ⁇ -phase fraction. Considering the balance of 0.2% yield strength, ductility and toughness, the Al content is preferably 4.4 to 5.5%.
  • Fe 1.4-2.3%
  • Fe is a ⁇ -stabilizing element, and its inclusion has the effect of lowering the ⁇ -transformation temperature. Further, Fe has the effect of improving the 0.2% proof stress. Considering the balance between 0.2% proof stress and segregation and elongation during solidification, the Fe content is preferably 1.4 to 2.3%.
  • Mo 1.5-5.5%
  • Mo is a ⁇ -stabilizing element, and can lower the ⁇ -transformation temperature of the titanium alloy like Fe.
  • Mo improves 0.2% proof stress, ductility and fatigue strength, and improves hot workability.
  • the Mo content is preferably 1.5 to 5.5%.
  • the respective lower limits of Ni, Cr, and Mn may be 0.001%, 0.001%, or 0.001%, which is the lower limit of the measurement accuracy of chemical analysis.
  • the total amount of Ni, Cr, Mn, and Fe is preferably 1.40% or more and 2.30% or less, considering the balance between room temperature tensile strength and room temperature ductility.
  • Impurity elements include Cl, Na, and Mg that are mixed in during the refining process of titanium, and impurities such as Zr, Sn, Cu, Nb, and Ta that are mixed in from scrap.
  • impurities such as Zr, Sn, Cu, Nb, and Ta that are mixed in from scrap.
  • the total content of impurity elements is preferably controlled to 0.4% or less so as not to impair the effects of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to this embodiment.
  • the content of each impurity element is preferably 0.1% or less.
  • the cross-sectional shape of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to this embodiment is not particularly limited as long as it is a shape that allows measurement of the torsion angle from one end to the other end of the profile. Since the torsion angle cannot be measured in a round bar, the circular shape is naturally excluded from the cross-sectional shape. good too.
  • Examples of cross-sectional shapes include L-shapes, T-shapes, H-shapes, U-shapes, ⁇ -shapes, + (plus sign) shapes, and - (minus sign) shapes. It may also have a shape as shown in FIGS. 9A-9C.
  • FIG. 9A is a cross-sectional view of a profile having a shape similar to a so-called H-shaped profile.
  • the H-shaped member is composed of first and second flat plates extending parallel to each other, and a third flat plate whose end faces are abutted against the surfaces of the first and second flat plates. shape.
  • the shape of FIG. 9A includes first, second, and third flat plates extending in parallel, a third flat plate whose end faces are abutted against the surfaces of the first and second flat plates, It has a shape in which the surfaces of the second and third flat plates are integrated with the fourth flat plate whose end face is abutted. That is, the shape of FIG. 9A has a shape like two H-shapes arranged side by side. A shape in which three or more H-shaped members are arranged side by side is also permitted.
  • FIG. 9B is a cross-sectional view of a profile having a shape similar to a so-called T-shaped profile.
  • the T-shaped member has a shape in which a first flat plate and a second flat plate whose end face is abutted against one side of the flat plate are integrated.
  • the shape of FIG. 9B has a shape in which these first and second flat plates and a third flat plate whose end surface is abutted against one side of the second flat plate are integrated.
  • FIG. 9C is also a cross-sectional view of a profile having a shape similar to a so-called T-shaped profile.
  • the shape member of FIG. 9C includes these first and second flat plates, a third flat plate whose end face is abutted against one surface of the second flat plate, and an end face abutted against the other surface of the second flat plate. It has such a shape as to be integrated with the applied fourth flat plate.
  • the shape described above is merely an example of the cross-sectional shape of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to this embodiment.
  • various variations can be adopted for the cross-sectional shape of the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy profile according to the present embodiment, such as a cross-sectional shape in which a bump-shaped protrusion is included in part of the cross-sectional shape illustrated above. .
  • the temperature of the shape means the temperature of the surface of the shape measured with a radiation thermometer.
  • an ⁇ + ⁇ type titanium alloy is hot-worked by a manufacturing method such as extrusion, die forging, or rolling to obtain a profile of a desired shape.
  • the method for manufacturing the shape is not particularly limited, but hot extrusion is preferable in consideration of manufacturing efficiency and the like.
  • the profile inevitably warps and twists. It is difficult to straighten the warp and twist while ensuring the mechanical properties of the shaped material by the normal straightening process.
  • the manufacturing method of the shaped material is hot extrusion, the degree of warpage and twisting becomes significant.
  • this problem is solved by corrective processing, which will be described later.
  • the shaped material is heated and held in the two-phase region of ⁇ + ⁇ . Then, a strain of 0.1% or more and 8% or less is imparted to the shaped member at least in the longitudinal direction at a straightening temperature of -400°C or higher in the ⁇ transformation temperature and -200°C or lower in the ⁇ transformation temperature. In addition, a torque is applied to the shape so that the torsion in the longitudinal direction is within ⁇ 3.0°. This corrects the shape of the profile.
  • the ⁇ transformation point temperature is the temperature at which the ⁇ single phase is obtained during heating. If the straightening temperature is too high, the warp after cooling increases. On the other hand, if the straightening temperature is too low, a large strain is required for straightening the torsion, the area ratio of voids increases, and the tensile properties and fatigue properties may deteriorate.
  • Twisting and warping generally behave differently with respect to the straightening temperature, exhibiting a trade-off relationship. Specifically, the higher the straightening temperature, the more likely the warp will occur, and the lower the straightening temperature, the more likely the twist will remain. Warpage is caused by temperature differences in the profile that occur during straightening at elevated temperatures, causing differential amounts of thermal shrinkage during cooling of the profile. The higher the straightening temperature, the greater the temperature difference in the profile and thus the greater the warpage. Twisting, on the other hand, is caused by the strain introduced during extrusion. The lower the straightening temperature, the higher the elastic limit of the profile. Therefore, even if the amount of correction is the same, the lower the correction temperature, the smaller the strain (plastic strain) introduced into the shape.
  • the straightening temperature when the straightening temperature is lowered to eliminate the warp, the amount of twist increases because the twist is difficult to straighten, and when the straightening temperature is raised to eliminate the twist, the amount of warp increases.
  • the shape is heated and held in a two-phase region of ⁇ + ⁇ from the ⁇ transformation temperature of 200 ° C. or less to the ⁇ transformation temperature of ⁇ 400 ° C. or more, and then the shape is added at least 0.1% in the longitudinal direction.
  • a strain of 8% or less is applied, and a torque is also applied to make the torsion in the longitudinal direction within ⁇ 3.0°, thereby correcting the shape.
  • a torque is also applied to make the torsion in the longitudinal direction within ⁇ 3.0°, thereby correcting the shape.
  • the shape-corrected ⁇ + ⁇ type titanium alloy shape is cooled to 500° C. or less while applying a predetermined stress. Compression is desirable from the viewpoint of suppressing the formation of voids.
  • it is considered much easier to apply tensile stress industrially. Therefore, it is preferable to apply a tensile stress of 20% or less of the 0.2% proof stress at room temperature to the shaped member. Since the shape shrinks as the temperature drops, it is difficult to keep the tensile stress applied to the shape constant during cooling. not a problem.
  • Torque is preferably a value that maintains longitudinal twist within ⁇ 3.0°. Satisfying these conditions can reduce shape change (deterioration) due to cooling and residual stress.
  • the shape is cooled to 450°C, more preferably to 400°C.
  • the method for cooling the shape to 500° C. or lower is not particularly limited as long as the titanium alloy can be uniformly cooled.
  • the cooling means may be natural cooling or accelerated cooling.
  • examples of accelerated cooling include cooling in gas atmospheres such as Ar, N, H, and He, and cooling in liquids such as water and oil.
  • the average cooling rate from the straightening temperature to 500°C is 10°C/s or less, 1°C/s or less, 0.5°C/s or less, or 0.1°C/s or less. preferably.
  • the applied stress is tensile stress as described above, it is thought that more compressive stress will remain on the surface of the shape, where the temperature drops faster than inside.
  • the "average cooling rate from the straightening temperature to 500°C" is a value obtained by dividing the difference between the straightening temperature and 500°C by the time required for the profile temperature to drop from the straightening temperature to 500°C. .
  • the value of the torque applied during cooling can be set appropriately according to the cross-sectional shape of the shape. For example, as described above, it is preferable to have a torque that maintains longitudinal twist within ⁇ 3.0°. More preferably, the torque maintains the torsion in the longitudinal direction within ⁇ 2.0°, more preferably within ⁇ 1.0°.
  • the torque during cooling may be constant, but may vary within a predetermined range. For example, torque can be increased with decreasing temperature.
  • the stress applied during cooling is preferably a tensile stress of 20% or less of the 0.2% proof stress of the shape at room temperature. More preferably, the stress applied during cooling is 15% or less, more preferably 10% or less of the 0.2% yield strength of the profile at room temperature.
  • the lower limit of the tensile stress is not defined, it is preferably 1% or more of the 0.2% proof stress of the shape at room temperature from the aspect of shape and residual compressive stress. By satisfying these conditions, it is possible to reduce plastic deformation, shape change (deterioration) due to cooling, and residual stress.
  • the tensile stress during cooling may be constant, but may vary within a predetermined range. For example, a tensile stress corresponding to the elastic limit at each temperature can be applied.
  • the atmosphere during the processing from the start of correcting the shape of the shape to cooling the shape to 500°C or less is not particularly limited, and may be performed in the air, for example.
  • a part or all of the shape may be surrounded by a different atmosphere within a predetermined temperature range or the entire temperature range, as long as the surface properties are not greatly deteriorated.
  • the entire apparatus is covered with a chamber to prevent oxidation, and a part is sprayed with seal gas to prevent oxidation.
  • the temperature of the shape may be maintained at the temperature at which the correction was performed.
  • the shape material temperature may be held in a predetermined temperature range of -400°C or higher at the ⁇ transformation temperature and -200°C or lower at the ⁇ transformation temperature.
  • the yield strength is improved by 0.2% without lowering the elongation, and the strength and strength satisfy ASTM B348. It has ductility balance and does not reduce fatigue strength. This is probably because when the titanium alloy is corrected by applying stress, dislocations gather at the grain boundaries and the grain boundaries are strengthened without forming voids.
  • twist 0.5° or less at 1 foot
  • warp ⁇ 0.45 mm per 300 mm
  • the titanium alloy profile according to this embodiment can achieve those values.
  • the size of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile according to the present embodiment is not particularly limited. According to the manufacturing equipment normally used at present, the thickness of the profile is usually 30 to 300 mm, and the total length is usually 5 to 20 m.
  • the thickness of a profile is the diameter of the smallest circle that can enclose the cross section of the profile.
  • the thickness of the profile is the diameter of a circle passing through all three vertices of the profile's cross-section, i.e., the circumscribed circle of the profile's cross-section.
  • profiles with a total length of less than 5 m may be produced by hot extrusion.
  • a shape having a length of 5 m or more is manufactured in a manufacturing facility, it may be cut to manufacture an ⁇ + ⁇ type titanium alloy shape having a total length of less than 5 m. In either case, the performance of the titanium alloy profile according to this embodiment is maintained.
  • Example 3 In order to confirm the effect of the straightening amount on the tensile properties and fatigue properties of the shaped material, a titanium alloy having the components shown in Table 1 and the ⁇ transformation point temperature during heating was used, and a temperature difference occurred in the cross section. T-shaped or U-shaped (Fig. 3) specimens that are easy to handle were produced. The components listed in Table 1 are values measured after hot straightening, which will be described later. However, hot extrusion and hot straightening do not affect changes in the composition of the titanium alloy. Titanium alloys having the components shown in Table 1 have a two-phase structure consisting of ⁇ and ⁇ phases between room temperature and the ⁇ transformation temperature.
  • the test material was obtained by subjecting an actual ingot to final hot forging in the ⁇ + ⁇ temperature range, heating the obtained ⁇ 200 billet to the ⁇ single-phase temperature range, and extruding it to obtain an ⁇ + ⁇ type titanium alloy profile.
  • the above (A) to (C) are repeated in a temperature range lower than the above temperature range. If acicular structures are not obtained at all heating temperatures, the above (A) to (C) are repeated in a temperature range higher than the above temperature range.
  • the obtained shape was subjected to hot straightening under various straightening conditions.
  • the profile was then allowed to cool to a predetermined temperature in the atmosphere.
  • Table 2 shows the straightening temperature (see “Straightening temperature” column), the amount of longitudinal strain imparted to the profile at the straightening temperature (see “Longitudinal strain” column), and the longitudinal strain imparted to the profile at the straightening temperature.
  • Directional twist see “Twist Angle Before Cooling” column
  • cool-down temperature see “Dismounting Temperature” column
  • the tensile stress applied to the profile during cooling of the profile (see column “Tensile stress during cooling”), the retention temperature during cooling of the profile (see column “Holding temperature during cooling”), the straightening temperature
  • the average cooling rate of the profile from 1 to 500° C. (see “Cooling rate” column) is also listed in Table 2. For example, no. In 1, at a straightening temperature of 720° C., a tensile stress of 75 MPa and a torque producing a twist of ⁇ 0.6° were applied to the test material. Then, the test material was allowed to cool to 400° C. while applying the tensile stress and torque, and removed from the tension applying device.
  • the average cooling rate of the profile from the straightening temperature to 500°C was 0.5°C/sec.
  • No. 17 was not torqued prior to cooling. Therefore, No. 17, “None” was entered in the column "Presence or absence of torque during cooling”. Also, No. 17, the "torsion angle during cooling” column contains "-" as a symbol indicating that no torque was applied.
  • Example 18 the cooling during the straightening process was interrupted at 600° C., and the temperature was maintained at this point.
  • the average cooling rate when the surface temperature of the shape fell from 720°C to 600°C was 0.5°C/sec
  • the surface temperature of the shape was held at 600°C for 10 minutes
  • the shape The average cooling rate when the surface temperature of the material drops from 600°C to 500°C is 0.5°C/sec.
  • the 0.2% yield strength, elongation, void area ratio, maximum residual stress, maximum dimensional variation after cutting, torsion after straightening, and warpage after straightening were measured for each shape.
  • Table 2 shows the results.
  • the 0.2% proof stress and elongation are measured in accordance with ASTM E8 by taking a test piece with a parallel length of 28 mm and a diameter of 6.25 mm from the shape, and strain of 2% or less at 0.005 / min (8.3 ⁇ 10 ⁇ 5 /s) and 0.1/min (1.67 ⁇ 10 ⁇ 3 /s) at a strain of 2% or more.
  • the position where the test piece was taken was the location marked with a circle in FIG.
  • FIGS. 6A and 6B Similar results can be obtained by preparing the above test pieces so that the fatigue strength, 0.2% yield strength, and elongation do not include a region with a depth of less than 0.5 mm from the surface.
  • the void area ratio and the maximum value of residual stress were evaluated by the methods described above.
  • the maximum value of dimensional variation after cutting was evaluated by measuring the dimensional variation due to the partial inclination of the cross section due to cutting with a vernier caliper as shown in FIGS. 6A and 6B.
  • 6A is a cross-sectional view of an example with "T" in the "shape" column
  • FIG. 6B is a cross-sectional view of an example with "U” in the "shape” column. Warp and twist after straightening were measured according to AMS2245B.
  • Table 2 the underlined items are outside the scope of the present invention.
  • Tissue evaluation was performed according to the following procedure. First, a test piece for structural observation was taken from a cross section of 1/2 length from the obtained shape.
  • the size of the test piece for structure observation is not particularly limited, and in the case of a shape with a small cross-sectional area, the cross section itself may be used as the test piece for structure observation.
  • a 10 mm square test piece was taken. The sampling position was the ⁇ position in FIG. The observation surface of this was mirror-polished and further corroded using hydrofluoric-nitric acid to expose the structure. Then, the tissue was observed using an optical microscope. As a result of observation, it was confirmed that the metal structure was a needle-like structure in all the examples.
  • the metallographic structure was needle-like structure at the ⁇ position in FIG.
  • the metal structure is mainly composed of an acicular structure, and particularly preferably, the ratio of the acicular structure to the metal structure is 100%. is.
  • the average prior ⁇ grain size was 500 ⁇ m or less.
  • the average prior ⁇ grain size was 60 ⁇ m.
  • No. 1 to 13, and No. Nos. 18 to 20 are examples in which after straightening at various alloy types and temperatures, cooling was performed while applying torque and tensile stress to maintain the angle during cooling.
  • the amount of elongation during straightening that is, the longitudinal strain was 8% or less, so it had a 0.2% proof stress of 830 MPa or more, an elongation of 10% or more, and a fatigue strength of 450 MPa or more, and excellent strength and ductility. It has balance and fatigue properties.
  • the maximum residual stress exceeded +400 MPa, and the maximum value of dimensional change after cutting was 2.5 mm or less.
  • No. Reference numerals 14 and 15 are the shapes removed from the straightening machine after being cooled down to a low temperature while maintaining the length after straightening without imparting tensile stress during cooling after hot straightening. Therefore, No. 1, which had a hot straightening temperature of 720°C. In No. 14, the warp amount (mm) / total length (m) after correction is outside the range of ⁇ 2.17, the maximum residual stress exceeds +400 MPa, and the maximum value of dimensional fluctuation before and after cutting exceeds 2.0 mm. rice field. On the other hand, no. In No. 15, the twist was not corrected at an elongation of 3%, and the twist was outside the range of ⁇ 3.0° even after cooling.
  • No. No. 18 was maintained at 500-650° C. during cooling. Since the cooling rate of No. 19 was 0.1° C./s or less, the yield strength was 0.2% higher than that of other alloys having the same alloy composition, exceeding 850 MPa.
  • No. No. 23 was twisted during cooling without straightening in the two-phase region, and as a result, a large twist occurred after straightening.
  • the shape of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy which is excellent in strength, elongation, and fatigue properties, is remarkably improved by shape correction, and stable production is possible.

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Abstract

本発明の一態様に係るα＋β型チタン合金形材は、０．２％耐力が８３０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、かつ疲労強度が４５０ＭＰａ以上であり、針状組織を有し、ボイドの面積率が１．０×１０－５％以下であり、一端から他端までの捩れ角が±３．０°以内であり、反り高さ（ｍｍ）／全長長さ（ｍ）が±２．１７以内である。

Description

α＋β型チタン合金形材、及びその製造方法
　本発明は、α＋β型チタン合金形材、及びその製造方法に関する。
　チタン合金は、高い比強度と優れた耐食性を活かして、自動車のコンロッドやマフラーなどの部品、ゴルフフェースクラブヘッドや建築材料などの民生品用途に適用されている。また、チタン合金は生体との相性も良いことから、時計やメガネフレームなどの装飾品、インプラントなどの医療用途等にも幅広く使用されている。
　チタン合金は、α型合金、β型合金、及びα＋β型合金の３つに分類される。α型チタン合金は、常温での金属組織が主にα相から構成されるチタン合金であり、β型チタン合金は、常温での金属組織が主にβ相から構成されるチタン合金であり、α＋β型チタン合金は、常温での金属組織がα相及びβ相の両方から構成されるチタン合金である。チタン合金のα相とは、六方最密充填構造（ｈｃｐ）を有する相のことであり、チタン合金のβ相とは、体心立方構造（ｂｃｃ）を有する相のことである。
　純チタンにおいて、常温の金属組織は全てα相であり、β変態点温度を上回る温度の金属組織は全てβ相である。しかし、β相を安定化させる合金元素を純チタンに加えることで、β相が安定に存在できる温度が低下し、常温でも残存するようになる。なお、β変態点温度を上回り、金属組織がβ単相となる温度域はβ単相温度域と称される。また、β変態点温度を下回り、金属組織がα相及びβ相の両方を含む温度域はα＋β二相温度域と称される。
　チタン合金の中でも、α＋β型チタン合金は、優れた強度・延性バランス、および疲労特性を有することから、長い使用実績を有する。α＋β型チタン合金の用途の一つとして、最近、自動車や二輪車分野の軽量化による低燃費化が着目されている。α＋β型チタン合金は、炭素鋼やステンレス鋼の約６０％の重量でありながら、これらとほぼ同等の強度、及び疲労特性を有する。そのため、炭素鋼、又はステンレス鋼製クランクシャフトやエンジン部品を、α＋β型チタン合金製のものに置き換えることで、エンジン全体の軽量化ができ、出力の向上や、燃料消費量の削減が可能である。
　一般に、クランクシャフトや、バルブ、コンロッド等のエンジン部品の素材となるのは、丸棒、ビレット、角棒、及び均一な断面を有する形状で供給される展伸材などの熱間加工品である。以下、これらの材料をまとめて「形材」と称する。すなわち、「形材」とは、全長にわたって均一な断面を有し、直線形状で供給される展伸材を意味する。形材は、押出し及び圧延等の手段によって製造された段階では、曲がりや捩れを有しているので、矯正及び焼鈍等の手段によってこれを取り除くことが通常である。α＋β型チタン合金の形材は、切削加工、あるいは、更なる加工、更なる加工後の切削加工などにより、前記の幅広い用途へも適用が可能である。
　α＋β型チタン合金は、β変態点温度以下のα＋β二相温度域で強加工を行って金属組織を等軸粒組織に制御することにより、優れた強度・延性バランス、疲労特性を達成することができる。従来、複雑形状の形材はα＋β二相温度域で強加工して製造した鍛造品や厚板を、切削加工して製造されてきた。
　しかし、切削加工は機械部品の製造コストを増大させるので、できるだけ少なくすることが好ましい。現在では、製造コスト削減のため、最終製品により近い断面形状を有し、かつ、長尺の形材を製造して生産効率を向上させることが可能な製造技術の開発が進められている。最終製品に近い断面を有する形材を材料として用いることによって、切削量を減少させて、歩留りを向上させることができる。また、形材の長さを増大させることにより、生産性を向上させることができる。
　たとえば、押出加工法の一つであるユージンセジュルネ法では、インゴットや、インゴットを熱間鍛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。
　このような複雑形状への加工に際して、α＋β型チタン合金は、β変態点温度を下回る温度域では、熱間変形抵抗が急激に高くなる。そのため、β変態点温度を下回る温度域でα＋β型チタン合金を加工し、組織を等軸組織に制御するためには、高い荷重を付加できる大型の設備が必要となる。このことにより、設備コストが高くなる。また、必要とされる断面形状次第では、β変態点温度を下回る温度域でα＋β型チタン合金を熱間加工することが不能になる場合がある。さらに、加工可能であった場合も、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型チタン合金を複雑形状に熱間加工する場合は、低い熱間変形抵抗で製造でき、表面欠陥が生じにくいβ変態点温度以上で加工し、必要に応じて強制冷却を行うことで、金属組織を微細針状組織に制御し、必要となる優れた強度・延性バランス、疲労特性を実現してきた。
　ここで問題となるのは、一般に、熱間加工された形材には曲りや捩れが生じる点である。曲りや捩れは、形材に加工歪が残存すること、及び形材の冷却速度が部位ごとに一様ではないことに起因する。このため、形材の製造にあたっては、上述した熱間加工の後に、さらに矯正加工が必要となる。
　矯正加工方法には、ロール矯正や引張矯正がある。ロール矯正は、複数本のロール間に形材を通過させて、形材を曲げ変形及び曲げ戻し変形させることで、形材の曲りや捩れを改善する方法である。引張矯正は、形材の両端を固定し、引張荷重をかけて塑性変形域まで変形させることで、形材の曲りや捩れを改善する方法である。
　α＋β型チタン合金は冷間の変形抵抗が大きいことから、矯正加工も熱間で実施されるのが一般的である。針状組織を有するα＋β型チタン合金の形材では、熱間で矯正加工することで、室温に比べて、低い荷重で矯正が可能である。また、α＋β型チタン合金は、室温に比べて、高温では弾性域が狭いのでわずかな変形量で矯正できる。さらに、α＋β型チタン合金においては、高温では、軟質なβ相分率が室温よりも高く、ひずみも回復しやすい。
　ただし、α＋β二相温度域の低温域で、変形量が大きくなるようにα＋β型チタン合金形材を矯正した場合には、内部欠陥である粗大なボイドが多数形成される。これにより、形材に必要となる優れた強度・延性バランス、及び疲労特性を実現できないという問題があった。さらに、α＋β型チタン合金は、ヤング率が低い。そのため、α＋β型チタン合金を熱間矯正加工すると、室温への冷却後に大きなスプリングバックを生じ、捩れが充分に改善されない場合が多い。
　以上の理由により、形状矯正を必要とするα＋β型チタン合金形材では、必要となる優れた強度・延性バランス、疲労特性と優れた形状を必ずしも両立できていないのが現状であった。
　特許文献１には、時効硬化したビレット、角棒、チューブなどを、溶融温度の０．３倍程度（４８０℃程度）の温度で、引張応力を印加して矯正し、さらに、引張応力をかけながら冷却するα＋β型チタン合金の矯正方法が開示されている。
　特許文献２には、圧延後のチタン合金丸棒に組織調整のための焼鈍をほどこした後、プレス矯正による曲り矯正、６００℃～β変態点温度における温間矯正を施すα＋β型チタン合金の矯正方法が開示されている。
日本国特許第６０５８５３５号公報 日本国特開２０１１－１３７２０４号公報
　一般的なα＋β型チタン合金の熱間矯正では、高温域（７００～７４０℃程度）で２～３％矯正し、その長さを維持したまま焼鈍を兼ねて高温域で１０～３０分程度保持した後に除荷し、４００～６００℃程度まで冷却して矯正機から取り外して放冷する方法が行われている。形材が丸形状であれば、断面内部の冷却速度が均一であるため、熱収縮差が小さく、矯正後の放冷時に反りが発生しにくい。
　しかしながら、形材の形状が四角である場合や、製品形状に近く、複雑な形状である場合、例えば冷却速度の速い角部の存在や、板厚の違いに起因して、加熱、放冷直前の断面内における温度差が大きくなり、熱収縮差も大きくなる。その結果、矯正機から取り外して冷却した後の形材に、反りが発生する、あるいは、冷却後には反りが発生しなかった場合も、形材の内部の残留応力が大きく、冷却後に形材を切削した際に反りが発生するという問題がある。図２に、α＋β型チタン合金形材の、従来の単純形状の形材の例（ａ）と、より製品形状に近い断面形状の形材の例（ｂ）を示す。図２は断面図であり、形材は紙面表から裏に伸びる。
　また、図３～図６Ｂに、形材で問題となる形状、切削加工での形状変化に関する模式図を示す。図３は、熱間矯正した形材の断面形状の例である。図４は、形材での反りの一例である。図５は、形材での捩れの一例である。図６Ａ及び図６Ｂは、切削後の寸法変化の一例である。なお、図４の反り、図５の捩れは紙面上下、図６Ａ及び図６Ｂの寸法変化は紙面左右での±の限定値内になることが必要である。
　特許文献１では、チタン合金にα＋β二相域熱処理を施した後、冷却時に引張応力を印加することで、冷却時に生じる応力を平衡化し、チタンおよびチタン合金製品を矯正する。しかし、この技術においては、矯正のために形材に加えられる引張応力が、矯正温度における形材の降伏応力の少なくとも２０％とされている。針状組織を有する形材に、このような大きな引張応力を印加すると、捩れや曲りが大きい部位に応力が集中し、内部にボイドが発生する可能性がある。また、特許文献１に記載のチタン合金は、α＋β二相域温度において圧延されているので、組織が針状組織ではなく、主に等軸粒からなると推定される。
　特許文献２では、チタン合金丸棒に組織調整のための焼鈍を施した後、プレス矯正による曲り矯正、表面疵の切削除去、６００℃～β変態点温度における温間矯正による最終矯正後に表面研磨を施し、チタン合金丸棒製品を製造する。しかし、ロール矯正では、加熱装置からロール矯正機までの搬送時間が長手方向で異なるため、長手方向に断面寸法差が生じ、生産性や、全体の歩留りが低下する。
　反りを低減する手段として、断面内の温度差が小さい低温で矯正する方法が考えられる。しかし、低温では弾性限が大きいため、捩れの解消に非常に大きなひずみ量が必要となる。また、針状組織のα＋β型チタン合金は、引張応力下でβ粒界に応力集中が生じるため、内部にボイドを発生し、疲労破壊の起点となり、疲労特性が著しく低下するとともに、強度・延性のバランスも劣化する。すなわち、α＋β型チタン合金形材を、より製品形状に近い複雑形状で製造するためには、従来の方法では多くの問題が残る。
　本発明では、上記の事情に鑑み、反り及び捩れが少なく、耐力、疲労強度、及び延性に優れるα＋β型チタン合金形材、及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係るα＋β型チタン合金形材は、０．２％耐力が８３０ＭＰａ以上、伸びが１０．０％以上、かつ疲労強度が４５０ＭＰａ以上であり、針状組織を有し、ボイドの面積率が１．０×１０－５％以下であり、一端から他端までの捩れ角が±３．０°以内であり、反り高さ（ｍｍ）／全長長さ（ｍ）が±２．１７以内である。
（２）上記（１）に記載のα＋β型チタン合金形材では、前記０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であってもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載のα＋β型チタン合金形材では、前記ボイドの前記面積率が１．０×１０－６％以下であってもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載のα＋β型チタン合金形材では、平均旧β粒径が５００μｍ以下であってもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材では、断面内の最大残留応力が＋４００ＭＰａ以下であってもよい。
（６）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材は、押出形材であってもよい。
（７）上記（１）～（６）のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材は、質量％で、Ａｌ：４．４～６．５％、Ｆｅ：０．５～２．９％、Ｓｉ：０～０．５０％、Ｏ：０～０．２５％、Ｃ：０～０．０８％、Ｎ：０～０．０５％、Ｎｉ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～０．２５％、及びＭｎ：０～０．２５％を含有し、残部がＴｉ及び不純物であり、質量％で表されたＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量％Ｆｅ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｎが、０．５％≦％Ｆｅ＋％Ｎｉ＋％Ｃｒ＋％Ｍｎ≦２．９％を満たしてもよい。
（８）上記（１）～（６）のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材は、質量％で、Ａｌ：４．４～５．５％、Ｆｅ：１．４～２．３％、Ｍｏ：１．５～５．５、Ｏ：０～０．２０％、Ｃ：０～０．０８％、Ｎ：０～０．０５％、Ｓｉ：０～０．１０％、Ｎｉ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～０．２５％、及びＭｎ：０～０．２５％を含有し、残部がＴｉ及び不純物であり、質量％で表されたＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量％Ｆｅ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｎが、１．４％≦％Ｆｅ＋％Ｎｉ＋％Ｃｒ＋％Ｍｎ≦２．３％を満たしてもよい。
（９）本発明の別の態様に係るα＋β型チタン合金形材の製造方法は、上記（１）～（８）のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材の製造方法であって、α＋β型チタン合金を熱間加工し、形材を得る工程と、前記形材をβ変態点温度－４００℃以上、β変態点温度－２００℃以下の矯正温度まで加熱し、前記矯正温度において長手方向に０．１％以上８％以下の歪を付与し、さらに、前記形材の長手方向の捩れを±３．０％以内とするトルクをさらに付与する工程と、前記形材に引張応力及び前記トルクを付与しながら５００℃以下まで冷却する工程と、を備える。
（１０）上記（９）に記載のα＋β型チタン合金形材の製造方法では、前記形材の冷却中に付与する前記引張応力が、室温における０．２％耐力の２０％以下であってもよい。
（１１）上記（９）又は（１０）に記載のα＋β型チタン合金形材の製造方法では、更に、前記形材の冷却中に、５００～６５０℃で保持する工程を備えてもよい。
（１２）上記（９）～（１１）のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材の製造方法では、前記形材の、前記矯正温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以下であってもよい。
　本発明によれば、反り及び捩れが少なく、耐力、疲労強度、及び延性に優れるα＋β型チタン合金形材、及びその製造方法を提供することができる。
ユージンセジュルネ法を説明する図である。 α＋β型チタン合金形材の断面形状の例であり、（ａ）は単純形状の形材の例、（ｂ）はより製品形状に近い形材の例である。 熱間矯正した形材の断面形状の例である。 形材での反りの一例である。 形材での捩れの一例である。 Ｔ形状の断面を有する形材における、切削後の寸法変動の一例である。 Ｕ形状の断面を有する形材における、切削後の寸法変動の一例である。 針状組織の一例の顕微鏡写真である。 等軸組織の一例の顕微鏡写真である。 α＋β型チタン合金形材に含まれるボイドの例である。 α＋β型チタン合金形材の断面形状の例である。 α＋β型チタン合金形材の断面形状の例である。 α＋β型チタン合金形材の断面形状の例である。
　本発明者らは、反り及び捩れが少なく、耐力、疲労強度、及び延性に優れるα＋β型チタン合金形材を得る方法について鋭意検討した。その結果、α＋β型チタン合金形材を所定の加熱条件及び応力条件で矯正した後、それに続けて引張荷重を加えながら低温まで冷却することにより、上述の課題が解決されることを明らかにした。
　なお従来は、矯正加工によっても反りや捩れが解消されなかった場合、反りや捩れが含まれる箇所は廃棄されており、これが機械部品の製造歩留りを圧下させていた。したがって、反り及び捩れを解消した場合、機械部品の製造歩留りの向上、及び費用削減等の効果が得られる。
　以下、本発明の一態様に係るα＋β型チタン合金形材について詳細に説明する。
　本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材は、優れた強度・延性バランス、疲労強度を有する。更に言えば、製品に近い複雑な形状の場合であっても、優れた形状を有する。具体的には、０．２％耐力が８３０ＭＰａ以上、好ましくは８４０ＭＰａ以上、８５０ＭＰａ以上、全伸びが１０．０％以上、好ましくは１０．３％以上、好ましくは１２．０％以上、かつ疲労強度が４５０ＭＰａ以上、好ましくは４８０ＭＰａ以上となる。なお、０．２耐力の上限は特に限定されないが、例えば０．２％耐力が１４００ＭＰａ以下、１３００ＭＰａ以下、又は１２００ＭＰａ以下であってもよい。全伸びの上限も特に限定されないが、例えば全伸びが３０％以下、２８％以下、または２５％以下であってもよい。疲労強度の上限も特に限定されないが、例えば疲労強度が８００ＭＰａ以下、７５０ＭＰａ以下、又は７００ＭＰａ以下であってもよい。このような機械特性は、例えば、後述する製造方法によって達成することができる。なお、以下の記載において「全伸び」を単に「伸び」と称する場合がある。
　本実施形態に係る形材は、いわゆるα＋β型チタン合金である。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相から構成される。また、α＋β型チタン合金は、β変態点温度以上では、α相がβ相に変態することによって、β相のみからなる。
　また、本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材は、針状組織を有する。針状組織は、β変態点温度以上の温度からα＋β型チタン合金を冷却したときに生じる組織形態である。図７Ａに例示されるように、針状組織においては、旧β粒界に粒界α相が形成され、旧β粒内においてα相とβ相が層状に並んだ組織が形成されている。ここで旧β粒界とは、β変態点温度以上の温度において存在したβ相の粒界の痕跡である。β変態点温度以上の温度域にあるα＋β型チタン合金を冷却すると、旧β相の粒界において優先的にα相が析出し、これが粒界α相となる。
　本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材は、針状組織のみからなるものであってもよいし、針状組織と等軸組織との両方を有してもよい。等軸組織とは、上述の針状組織の特徴を有しない組織であり、例えば図７Ｂに例示されるように、α粒及び変態β相から構成される。ここで変態β相（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄβ）とは、β相とα相との層状組織であり、熱間加工中はβ相で、熱間加工後の冷却中にβ相とα相とに相変態した組織である。
　針状組織を有するα＋β型チタン合金は、引張応力下で、旧β粒界にボイドが発生しやすい。一般的に、金属内部におけるボイド近傍は、引張応力下において応力集中係数が高く、引張試験や疲労試験時に破壊の起点となりやすく、伸びが低下するとともに、０．２％耐力や疲労強度も低下すると考えられる。
　従来の矯正技術では、ボイドが発生しないように、弾性域の狭いα＋β二相温度域の高温域で引張矯正やロール矯正を行った後で放冷を行うか、もしくは、冷却時の熱応力による変形を抑制するために、金型で固定して冷却する。これにより、材料特性と寸法精度との両方を得る。ただし、冷却速度の速い端部を形材が有する場合、もしくは形材が複雑形状である場合には、例えば冷却速度や板厚の違いに起因して、加熱中の断面内の温度差が大きくなり、これとともに、冷却時の熱収縮量の差も大きくなる。このために、矯正加工の冷却時に、形材の内部に著しい応力が生じて、形材に反り、捩れ等の塑性変形を与える。また、矯正加工の冷却時に塑性変形が生じなかった場合、および金型により塑性変形を抑制した場合であっても、形材内部に残留応力を生じ、形材の切削加工時に反り等の形状不良を与える。
　なお、本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材において、旧β粒界に囲まれた領域の粒径の平均値、即ち平均旧β粒径は特に限定されないが、例えば５００μｍ以下であることが好ましい。これにより、形材の機械特性が一層高められる。なお、形材を熱間圧延で製造し、次いで矯正加工した場合は、平均旧β粒径が５００μｍ超となることが通常である。熱間圧延は熱間圧延装置を用いて複数パスで行われることが通常であり、これらパスの間をチタン合金が移動する際に、β粒が成長する。また、熱間圧延の際に導入される１パスあたりのひずみ量が小さいので、これらパスの間をチタン合金が移動する際に、ひずみが回復し、再結晶が生じにくくなる。これらの理由により、熱間圧延によって得られたチタン合金形材の平均旧β粒径は粗大化する。一方、例えば形材を熱間押出で形成し、次いで矯正加工した場合は、平均旧β粒径が５００μｍ以下となる。平均旧β粒径を、４５０μｍ以下、４００μｍ以下、又は３５０μｍ以下としてもよい。平均旧β粒径の下限値は特に限定されないが、例えば平均旧β粒径を５０μｍ以上、又は８０μｍ以上としてもよい。熱間圧延によれば、形材の断面を複雑な形状にすることはできないので、本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材は熱間押出によって製造される押出形材とすることが好ましい。
　平均旧β粒径の測定方法は、以下の通りである。まず、形材の内部から、組織観察用の試験片を採取する。この試験片には、形材の表面から深さ０．５ｍｍ深さまでの領域が含まれないようにする。そして、この試験片を湿式研磨、及びバフ研磨して、研磨面を鏡面状態とする。この研磨面を、フッ硝酸を用いて腐食させて、金属組織を現出させる。腐食面を光学顕微鏡によって観察すると、図７Ａに示されるような粒界α相を特定することができる。この粒界α相を、旧β粒界とみなすことができる。旧β粒界で囲まれた部分の円相当直径を、切断法によって測定することによって、旧β粒径の平均値を求めることができる。切断法による粒径測定をする際、測定領域の大きさは７ｍｍ四方とし、測定倍率は５０～２００倍とし、測定領域には縦横各１５本の直線を等間隔に記載する。
　本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材は、また、ボイドの面積率が１．０×１０－５％以下であり、組織が針状組織である。その結果、高い強度・延性バランス、および疲労特性が得られる。組織が針状組織であるとは、面積率で５０％以上の組織が針状組織であることを意味し、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上、最も好ましくは１００％が針状組織である。針状組織以外の組織は、等軸組織である。また、ボイドの面積率は好ましくは５．０×１０－６％以下、１．０×１０－６％以下、又は１．０×１０－７％以下である。上述のように、ボイドは疲労破壊の起点となり、疲労特性が著しく低下させる。さらに、ボイドは強度及び延性にも悪影響を及ぼす。そのため、ボイドの面積率は小さいほど好ましい。ボイドの面積率の下限値は特に限定されず、例えば０％であってもよい。ボイドの面積率を１．０×１０－９％以上、５．０×１０－９％以上、又は１．０×１０－８％以上と規定してもよい。
　針状組織及び等軸組織に関して詳述すると以下の通りである。針状組織とは、例えば図７Ａに示されるような、α相とβ相が層状に並んだ組織と、これを包囲する薄い粒界α相とから構成される組織である。等軸組織とは、例えば図７Ｂに示されるような、粒状の初析α相、又は粒界α相によって包囲されていない変態β相等から構成される組織である。α＋β型チタン合金を、β温度域まで加熱した後で機械加工をすることなく自然冷却すると、その組織は主に針状組織となる。一方、α＋β型チタン合金を、α＋β二相温度域において熱間加工し、次いで冷却すると、等軸組織が生じる。針状組織及び等軸組織の量は、熱間加工の温度、および加えられる歪の量等に応じて変化する。
　針状組織の量の測定方法は、以下の通りである。まず、形材の内部から、組織観察用の試験片を採取する。この試験片には、形材の表面から深さ０．５ｍｍ深さまでの領域が含まれないようにする。そして、この試験片を研磨し、フッ硝酸を用いて研磨面を腐食させて、金属組織を現出させる。腐食面を光学顕微鏡によって観察すると、図７Ａに示されるような粒界α相を特定することができる。測定視野に含まれる、粒界αによって囲まれた領域および粒界α相の面積率が、測定視野の全面積に占める割合を、形材の針状組織の面積率とみなす。
　ボイドは、形材の横断面、および縦断面より採取した試料を鏡面研磨後、光学顕微鏡を用いて観察する。試料には、形材の表面から深さ０．５ｍｍ深さまでの領域が含まれないようにする。なお、ボイドは、面積換算の円相当径が１μｍ以上のボイドの面積の合計とする。光学顕微鏡で観察したときに、ボイドは、例えば図８に示されるように、円形の暗色領域として視認することができる。
　残留応力の測定方法は、Ｘ線回折法（Ｂｒｕｋｅｒ　ＡＸＳ　Ｄ８　Ｄｉｓｃｏｖｅｒ）を用いて、２Ｄ法により測定する。管球はＣｕ、コリメータ径は２．０ｍｍ、測定回折線はＴｉα相の（３０２）とし、形材の長さ中央部の横断面を鏡面研磨して、横断面内方向の残留応力分布を測定して、絶対値が最大となる残留応力値を求める。なお、横断面とは、形材の長さ方向に垂直な断面のことである。
　残留応力の最大値を測定するための具体的例を、以下に説明する。例えば図６Ａに示される、横板と、この横板の中心に突き当てられた縦板とから構成されるＴ字断面型の形材の場合、縦板の中心軸のいずれかの箇所において残留応力が最大となる。従って、縦板の中心軸に沿って残留応力を測定することにより、形材の断面内の最大残留応力が求められる。
　本実施形態に係る熱間矯正後のα＋β型チタン合金形材は、切削加工に供した際に、寸法変化が小さいことが好ましい。切削加工時の寸法変化については、断面内で±２．０ｍｍ以内であれば、部品、製品への加工に際して問題とならないと判断した。切削加工時の寸法変化は、好ましくは±１．５ｍｍ以内、さらにこのましくは±１．０ｍｍ以内であり、当然ながら、寸法変化は小さい方がよい。
　この寸法変化は、形材内部の残留応力によって生じる。切削加工時の断面内の寸法変化が±２．０ｍｍ以内であるためには、断面内の最大残留応力が＋４００ＭＰａ以下であるのが好ましく、＋３００ＭＰａ以下であるのがより好ましい。なお、切削加工時の寸法変化の主因である残留応力は、残留応力の絶対値が小さくなることで切削加工時の寸法変化も小さくなると推定される。
　本実施形態に係るチタン合金の化学成分は、上に例示されたようなα＋β型のチタン合金の成分であれば特に限定されないが、たとえば、以下［１］、［２］のような成分とすることができる。以下「％」は「質量％」を表す。
　［１］Ａｌ：４．４～６．５％、Ｆｅ：０．５～２．９％、Ｓｉ：０～０．５０％、Ｏ：０～０．２５％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｎ：０～０．０５０％、Ｎｉ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～０．２５％、Ｍｎ：０～０．２５％、残部：Ｔｉ及び合計量０．４％以下の不純物であり、質量％で表されたＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量％Ｆｅ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｎが、１．４％≦％Ｆｅ＋％Ｎｉ＋％Ｃｒ＋％Ｍｎ≦２．９％を満たす。
　Ａｌ：４．４～６．５％
　Ａｌはα安定化元素であり、α相の分率を増加するために含有させてもよい。０．２％耐力、延性、靭性のバランスを考慮し、Ａｌの含有量は４．４～６．５％とするのが好ましい。
　Ｆｅ：０．５～２．９％
　Ｆｅはβ安定化元素であり、含有させることでβ変態点温度を低下させる作用がある。また、Ｆｅは０．２％耐力を向上させる作用を持つ。０．２％耐力と、凝固時の偏析、伸びのバランスを考慮し、Ｆｅの含有量は０．５～２．９％とするのが好ましい
　Ｓｉ：０～０．５０％、Ｏ：０～０．２５％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｎ：０～０．０５０％
　Ｓｉ、Ｏ、Ｃ、Ｎは、いずれも含有は必須ではなく、含有量の下限は０である。これらの元素はα安定化元素として同様の効果を有する元素でもあり、含有させることで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。延性とのバランスを考慮し、含有量は、Ｓｉ：０～０．５０％、Ｏ：０～０．２５％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｎ：０～０．０５０％とするのが好ましい。ただし、これらの元素の含有量を０％とした場合、精錬コストが増大する。そのため、Ｏ、Ｃ、Ｎそれぞれの下限値を０．０１０％、又は０．０５０％としてもよい。Ｓｉは、化学分析の測定精度の下限値０．００１％を下限値としてもよい。
　Ｎｉ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～０．２５％、Ｍｎ：０～０．２５％
　Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎは、いずれも含有は必須ではなく、含有量の下限は０である。これらの元素はＦｅと同様の働きをするので含有してもよい。Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量が高くなると、平衡相である金属間化合物（Ｔｉ２Ｎｉ、ＴｉＣｒ２、ＴｉＭｎ）が生成し、疲労強度、および室温延性が劣化する。そのため、含有量は、Ｎｉ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～０．２５％、Ｍｎ：０～０．２５％とするのが好ましい。Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎそれぞれの下限値は、化学分析の測定精度の下限値０．００１％、０．００１％、又は０．００１％としてもよい。
　Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅの総量は、室温引張強度、室温延性のバランスを考慮し、０．５０％以上、２．９０％以下とするのが好ましい。
　残部：Ｔｉ及び合計量０．４％以下の不純物
　残部は、化学成分が［１］である場合は、Ｔｉ及び不純物である。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、Ｎｂ、Ｔａ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、本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材の効果を阻害しないように、不純物元素の合計は０．４％以下に制御することが好ましい。また、不純物元素それぞれの含有量は０．１％以下とすることが好ましい。
　［２］Ａｌ：４．４～５．５％、Ｆｅ：１．４～２．３％、Ｍｏ：１．５～５．５、Ｏ：０～０．２０％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｎ：０～０．０５％、Ｓｉ：０～０．１０％、Ｎｉ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～０．２５％、Ｍｎ：０～０．２５％、残部：Ｔｉ及び合計量０．４％以下の不純物であり、質量％で表されたＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量％Ｆｅ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｎが、１．４％≦％Ｆｅ＋％Ｎｉ＋％Ｃｒ＋％Ｍｎ≦２．３％を満たす。
　Ａｌ：４．４～５．５％
　Ａｌはα安定化元素であり、α相の分率を増加するために含有させる元素である。０．２％耐力、延性、靭性のバランスを考慮し、Ａｌの含有量は４．４～５．５％とするのが好ましい。
　Ｆｅ：１．４～２．３％
　Ｆｅはβ安定化元素であり、含有させることでβ変態点温度を低下させる作用がある。また、Ｆｅは０．２％耐力を向上させる作用を持つ。０．２％耐力と、凝固時の偏析、伸びのバランスを考慮し、Ｆｅの含有量は１．４～２．３％とするのが好ましい。
　Ｍｏ：１．５～５．５％
　Ｍｏはβ安定化元素であり、Ｆｅと同様にチタン合金のβ変態点温度を下げることができる。また、Ｍｏは０．２％耐力、延性および疲労強度を向上させ、かつ、熱間加工性を向上させる。凝固偏析とのバランスを考慮し、Ｍｏの含有量は１．５～５．５％とするのが好ましい。
　Ｏ：０～０．２０％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｎ：０～０．０５０％、Ｓｉ：０～０．１０％
　Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉは、いずれも含有は必須ではなく、含有量の下限は０である。これらの元素はα安定化元素として同様の効果を有する元素でもあり、含有させることで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。延性とのバランスを考慮し、含有量は、Ｏ：０～０．２０％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｎ：０～０．０５０％、Ｓｉ：０～０．１０％とするのが好ましい。ただし、Ｏ、Ｃ、Ｎの含有量を０％とした場合、精錬コストが増大する。そのため、Ｏ、Ｃ、Ｎそれぞれの下限値を０．０１０％、又は０．０５０％としてもよい。Ｓｉは、化学分析の測定精度の下限値０．００１％を下限値としてもよい。
　Ｎｉ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～０．２５％、Ｍｎ：０～０．２５％
　Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎは、いずれも含有は必須ではなく、含有量の下限は０である。これらの元素はＦｅと同様の働きをするので含有してもよい。Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量が高くなると、平衡相である金属間化合物（Ｔｉ２Ｎｉ、ＴｉＣｒ２、ＴｉＭｎ）が生成し、疲労強度、および室温延性が劣化する。そのため、含有量は、Ｎｉ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～０．２５％、Ｍｎ：０～０．２５％とするのが好ましい。Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎそれぞれの下限値は、化学分析の測定精度の下限値０．００１％、０．００１％、又は０．００１％としてもよい。
　Ｎｉ、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅの総量は、室温引張強度、室温延性のバランスを考慮し、１．４０％以上、２．３０％以下とするのが好ましい。
　残部：Ｔｉ及び合計量０．４％以下の不純物
　残部は、化学成分が［２］の場合も、Ｔｉ及び不純物である。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、Ｎｂ、Ｔａ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、本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材の効果を阻害しないように、不純物元素の合計は０．４％以下に制御することが好ましい。また、不純物元素それぞれの含有量は０．１％以下とすることが好ましい。
　本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材の断面形状は、形材の一端から他端までの捩れ角を測定可能な形状である限り、特に限定されない。丸棒においては、捩れ角を測定することができないので、断面形状から円形状は自ずと除かれることとなるが、その他のいかなる断面形状を本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材に適用してもよい。断面形状の例を挙げると、Ｌ字型、Ｔ字型、Ｈ字型、Ｕ字型、π字型、＋（プラス記号）型、及び－（マイナス記号）型等である。また、図９Ａ～図９Ｃに示されるような形状を有してもよい。
　図９Ａは、いわゆるＨ型形材に似た形状を有する形材の断面図である。Ｈ型形材は、平行に延在する第１及び第２の平板と、これら第１及び第２の平板の表面に、その端面が突き当てられた第３の平板とが一体とされたような形状を有する。一方、図９Ａの形材は、平行に延在する第１、第２、及び第３の平板と、第１及び第２の平板の表面にその端面が突き当てられた第３の平板と、第２及び第３の平板の表面にその端面が突き当てられた第４の平板とが一体とされたような形状を有する。即ち、図９Ａの形材は、Ｈ型形材を横に２つ並べたような形状を有する。Ｈ型形材を３つ以上ならべたような形状も許容される。
　図９Ｂは、いわゆるＴ型形材に似た形状を有する形材の断面図である。Ｔ型形材は、第１の平板と、この平板の片面に端面が突き当てられた第２の平板とが一体とされたような形状を有する。一方、図９Ｂの形材は、これら第１及び第２の平板と、第２の平板の片面に端面が突き当てられた第３の平板とが一体とされたような形状を有する。
　図９Ｃも、いわゆるＴ型形材に似た形状を有する形材の断面図である。図９Ｃの形材は、これら第１及び第２の平板と、第２の平板の一方の表面に端面が突き当てられた第３の平板と、第２の平板の他方の表面に端面が突き当てられた第４の平板とが一体とされたような形状を有する。
　上述した形状は、本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材の断面形状の一例に過ぎない。例えば、上に例示された断面形状の一部にこぶ状の突起部が含まれる断面形状など、様々なバリエーションを、本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材の断面形状に採用することができる。
　次に、上述したような形状に優れるα＋β型チタン合金形材の製造方法について説明する。以下、形材の温度とは、放射温度計で測定される形材の表面の温度を意味する。
　はじめに、α＋β型チタン合金を、押出や型鍛造、圧延など製造方法で熱間加工し、所望の形状の形材を得る。形材の製造方法は特に限定されないが、製造効率等を考慮すると、熱間押出とすることが好ましい。
　ただし、形材には必然的に、反り及び捩れが生じる。通常の矯正加工によれば、形材の機械特性を確保しながら反り及び捩れを矯正することが難しい。特に、形材の製造方法が熱間押出であった場合、反り及び捩れの大きさが顕著となる。本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材の製造方法では、後述する矯正加工によって、この問題を解決している。
　続いて、形材をα＋βの二相域に加熱保持する。そして、β変態点温度－４００℃以上、β変態点温度－２００℃以下の矯正温度で、形材に、少なくとも長手方向に０．１％以上８％以下の歪を付与する。さらに、長手方向の捩れを±３．０°以内とするトルクを、さらに形材に付与する。これにより、形材の形状を矯正する。ここで、β変態点温度は加熱時にβ単相となる温度である。矯正温度が高くなりすぎると、冷却後の反りが大きくなる。一方、矯正温度が低くなりすぎると、捩れの矯正のために大きなひずみが必要となり、ボイドの面積率が増加し、引張特性および疲労特性が低下する場合がある。
　一般的に捩れ及び反りは、矯正温度に対して異なる挙動をし、トレードオフの関係を示す。具体的には、反りは、矯正温度が高いほど生じやすく、捩れは、矯正温度が低いほど残りやすい。反りは、高温での矯正の際に生じる形材中の温度差が、形材の冷却中に熱収縮量の差を生じさせることによって生じる。矯正温度が高いほど、形材中の温度差が大きくなり、従って反りも大きくなる。一方、捩れは、押出しの際に導入されたひずみによって生じる。矯正温度が低いほど、形材の弾性限が大きくなる。従って同じ矯正量であっても、矯正温度が低いほど、形材に導入される歪み（塑性ひずみ）が小さくなる。以上の理由により、反りを解消するために矯正温度を低下させると、捩れが矯正しにくいために捩れ量が大きくなり、捩れを解消するために矯正温度を高めると、反り量が大きくなることが通常である。
　α＋β型チタン合金形材にて優れた形状を得るためには、捩れの解消と反りの解消とを同時に達成する必要がある。そのためには、β変態点温度の２００℃以下からβ変態点温度－４００℃以上までのα＋βの二相域に形材を加熱保持して、次いで形材に、少なくとも長手方向に０．１％以上８％以下の歪を付与し、さらに長手方向の捩れを±３．０°以内とするトルクも付与して、形状矯正する。これにより、ボイドの発生を防止するとともに、捩れの解消と反りの解消とを両立することが好ましい。これは、矯正装置に極めて高い剛性が必要となり、非常に高価となることを避けるためでもある。なお、矯正工程においては長手方向歪、及び長手方向の捩れの両方を形材に付与することが好ましいが、捩れが生じにくい断面形状を形材が有している場合は、矯正工程において捩れの付与を省略してもよい。
　次いで、形状矯正後のα＋β型チタン合金形材に所定の応力を付与しながら５００℃以下まで冷却する。応力は、ボイドの形成を抑制する観点からは圧縮が望ましい。しかし、座屈の発生や、矯正装置の実情を想定した場合、工業的には引張応力を付与するほうがはるかに容易と考えられる。そのため、室温における０．２％耐力の２０％以下の引張応力を、形材に付与することが好ましい。なお、温度低下に伴って形材は収縮するので、冷却中に形材に加える引張応力を一定にすることは難しいが、０．２％耐力の２０％以下であれば、引張応力の変動は問題とならない。
　また、引張応力に加えて、形材に所定のトルクも付与しながら、５００℃以下まで冷却することが好ましい。トルクは、長手方向の捩れを±３．０°以内に維持する値が好ましい。これらを満足することにより、冷却による形状の変化（悪化）、及び残留応力を小さくすることができる。好ましくは４５０℃、さらに好ましくは４００℃まで形材を冷却するのがよい。
　形材を５００℃以下まで冷却する方法は、チタン合金を均一に冷却できるものであれば特に限定はされない。冷却手段は、自然冷却でもよいし、加速冷却でもよい。具体的には、加速冷却の例は、Ａｒ、Ｎ、Ｈ、Ｈｅなどのガス雰囲気中での冷却、及び水や油などの液体中での冷却等である。
　チタン合金を均一に冷却するためには、矯正温度から５００℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以下、１℃／ｓ以下、０．５℃／ｓ以下又は０．１℃／ｓ以下とするのが好ましい。その上で、前述したように付与する応力が引張応力の場合、内部に比べて温度が早く低下する形材表面には、圧縮応力がより残存するようになると考えられる。残留応力は部品、製品への加工に大きく影響するが、疲労特性の向上という面からは、圧縮残留応力が一般的にも望ましい。すなわち、残留応力をある程度調整することが望ましい。なお、「矯正温度から５００℃までの平均冷却速度」とは、矯正温度と５００℃との差を、形材温度が矯正温度から５００℃まで低下するのに要した時間で割った値である。
　矯正後、応力ないし／およびトルクを加えながら冷却することによって、たとえば反りが大きい部分、及び捩れが大きい部分などの、形状の悪い部分へ応力が集中する。そして、大きな応力が作用する部分で、局所的な塑性変形が起きる。これにより、効果的かつ効率的に形状が改善され、残留応力も緩和され、高温での熱間矯正による優れた形状が維持されるとともに、冷却中に生じる反りや捩れなどの形状の悪化を著しく抑制し、さらにチタン合金中の残留応力を低減することができる。このように応力ないし／およびトルクを加えながら冷却した形材は、効果的かつ効率的に残留応力が低減されているため、冷却後に切削した場合の形状変化も小さくなる。
　冷却中に加えられるトルクの値は形材の断面形状に応じて適宜設定することができる。例えば上述のように、長手方向の捩れを±３．０°以内に維持するトルクとすることが好ましい。より好ましくは、長手方向の捩れを±２．０°以内、さらに好ましくは±１．０°以内に維持するトルクが良い。冷却中のトルクは一定でもよいが、所定の範囲内で変化させてもよい。例えば、温度低下に伴ってトルクを増加させることもできる。
　冷却中に加えられる応力は、上述のように、室温における形材の０．２％耐力の２０％以下の引張応力とするのが好ましい。より好ましくは、冷却中に加えられる応力は、室温における形材の０．２％耐力の１５％以下、更に好ましくは１０％以下である。引張応力の下限は規定しないが、形状、圧縮応力の残存という面からは、室温における形材の０．２％耐力の１％以上が好ましい。これらを満足することにより、塑性変形や冷却による形状の変化（悪化）、残留応力を小さくすることができる。冷却中の引張応力は一定でもよいが、所定の範囲内で変化させてもよい。たとえば、各温度における弾性限に相当する引張応力を付与することができる。
　なお、形材形状の矯正の開始から、形材を５００℃以下まで冷却する間の、処理中の雰囲気は特に限定されず、例えば大気中で行われてもよい。一方、必要に応じて、形材の一部ないし全部の周囲を、所定の温度域あるいは全ての温度域で、異なる雰囲気としても、表面性状を大きな悪化させるものでなければ許容される。一例として、アルゴン、窒素などのガスを、形材の矯正工程の雰囲気に適用することが本製造方法では可能である。具体的には、例えば、装置全体をチャンバーで覆って酸化を防止すること、一部にシールガスを吹き付けて酸化を防止することなどである。
　また、形材の形状を矯正後に、矯正を実施した温度において、形材温度を保持してもよい。また、形材温度をβ変態点温度－４００℃以上、β変態点温度－２００℃以下の所定の温度域において保持してもよい。さらに、形材の冷却中に、形材を所定の温度域、たとえば５００～６５０℃で保持することも可能である。このような温度保持は、矯正中に生じるひずみ、および冷却中に生じる熱ひずみを除去するために行われ、本実施形態に係る形材の特性を一層高める。
　汎用的なα＋β型チタン合金であるＴｉ－６Ａｌ－４Ｖの丸棒の規格、即ちＪＩＳ　Ｈ４６５０やＡＳＴＭ　Ｂ３４８に、０．２％耐力及び伸びの規格がある。具体的には、０．２％耐力：８２８ＭＰａ以上、伸び：１０％以上であることが好ましい旨が、同規格には定められている。ただし、これらの規格では組織について規定されていない。したがって、形材の組織が針状組織であっても、強度・延性バランスが優れる等軸組織と同じ下限値が、設けられている。
　本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材の製造方法によれば、矯正量が８％以下であれば、伸びが低下することなく０．２％耐力が向上し、ＡＳＴＭ　Ｂ３４８を満足する強度・延性バランスを有するとともに、疲労強度が低下しない。これは、チタン合金に応力を付与して矯正したときに粒界に転位が集まり、ボイドを形成することなく粒界が強化されるためと考えられる。
　規格ＡＭＳ２２４５Ｂには、捩れ、反りについての規格がある。具体的には、捩れ：１フィートで１°以下、全長で±３．０°以内であること、反り：３００ｍｍにつき±０．６５ｍｍ（反り高さ（ｍｍ）／全長長さ（ｍ）＝±２．１７）以内であることが好ましい旨が規定されている。
　しかしながら、より複雑かつ高精度の形状では、更に厳しい反り、捩れの規定値を達成する必要がある。好ましくは、捩れ：１フィートで０．５°以下、全長で±２．０°以内、反り：３００ｍｍにつき±０．４５ｍｍ（反り高さ（ｍｍ）／全長長さ（ｍ）＝±１．５０）以内とすることが好ましい。本実施形態に係るチタン合金形材は、それらの値を達成することができる。
　なお、本実施形態に係るα＋β型チタン合金形材の大きさは特に限定されない。現時点で通常用いられる製造設備によれば、形材の太さが３０～３００ｍｍとなり、全長が５～２０ｍとなることが通常である。ここで形材の太さとは、形材の断面を包含しうる最も小さい円の直径のことである。例えば形材の断面が三角形である場合、形材の太さとは、形材の断面の三つの頂点全てを通る円、即ち形材の断面の外接円の直径のことである。しかし原理上、さらに大きい形材であっても、それに応じた製造設備を用いることによって製造可能である。一方、全長５ｍ未満の形材を熱間押出によって製造してもよい。また、製造設備で長さ５ｍ以上の形材が製造された後、これが切断され、全長が５ｍ未満である、α＋β型チタン合金形材が製造されてもよい。いずれの場合であっても、本実施形態に係るチタン合金形材の性能は維持される。
　以下、実施例を用いて、本発明による、熱間矯正後の反り、および捩れの改善効果について説明する。なお、本発明は以下の実施例により限定されるものではない。
　（実施例）
　形材の引張特性、および疲労特性に及ぼす矯正量の影響を確認するために、表１に示す成分、加熱時のβ変態点温度を有するチタン合金を用いて、断面内に温度差が発生しやすいＴ形状又はＵ形状（図３）の供試材を製造した。なお、表１に記載の成分は、後述する熱間矯正後に測定された値である。ただし、熱間押出、及び熱間矯正はチタン合金の成分変化に影響しない。
　表１の成分を有するチタン合金は、室温からβ変態点温度の間ではα相とβ相からなる２相組織を有する。供試材は、実機鋳塊をα＋β温度領域で最終熱間鍛造し、得られたφ２００ビレットをβ単相温度域に加熱して押出してα＋β型チタン合金形材とした。
　なお、チタン合金のβ変態点温度は、以下の手順によって求めた。
　まず、下記式に記載の元素記号に、各記号に対応する元素の含有量を代入することによって、チタン合金のβ変態点温度の推定値Ｔβを算出した。
　Ｔβ＝８８２＋２１．１×［Ａｌ］－１３．９×［Ｖ］－１３．９×［Ｆｅ］－９．５×［Ｍｏ］－１２．１×［Ｃｒ］＋２３．３×［Ｓｉ］＋１８３．３×［Ｏ］＋５８０×［Ｃ］＋１０４０×［Ｎ］
　ただし、上述の推定値は正確ではなく、現実のβ変態点温度と１００℃程度相違することもある。そこで、以下の手順で真のβ変態点温度を求めた。
（Ａ）チタン合金を、β変態点温度±約５０℃の温度範囲内にある種々の温度まで加熱した後で急冷する。加熱温度は、上述範囲内で５℃ずつ変化させる。
（Ｂ）上記（Ａ）によって得られた種々の組織を観察し、これらにおいて針状組織が形成されているか否か確認する。針状組織が確認されたチタン合金の加熱温度はβ変態点温度を上回っていたことになる。
（Ｃ）針状組織が得られた加熱温度のうち最も小さい値を、チタン合金のβ変態点温度とみなす。
　もし、全ての加熱温度において針状組織が得られた場合は、上述の温度範囲より低い温度範囲において、上記（Ａ）～（Ｃ）を繰り返す。全ての加熱温度において針状組織が得られなかった場合は、上述の温度範囲より高い温度範囲において、上記（Ａ）～（Ｃ）を繰り返す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた形材に対して、種々の矯正条件において熱間矯正を実施した。続いて、形材を、大気中で所定の温度まで放冷した。表２に、矯正温度（「矯正温度」列参照）、矯正温度において形材に与えられた長手方向の歪の量（「長手方向歪」列参照）、矯正温度において形材に与えられた長手方向の捩れ（「冷却前の捩れ角度」列参照）、及び冷却停止温度（「取外し温度」列参照）を記載した。さらに、形材の冷却中に形材に付与される引張応力（「冷却時の引張応力」列参照）、形材の冷却中の保持温度（「冷却中の保持温度」列参照）、矯正温度から５００℃までの形材の平均冷却速度（「冷却速度」列参照）も、あわせて表２に記載した。
　たとえば、Ｎｏ．１では、７２０℃の矯正温度で、供試材に７５ＭＰａの引張応力、及び－０．６°の捩れを生じさせるトルクを付与した。そして、引張応力及びトルクを付与したまま供試材を４００℃まで放冷し、張力付与装置から取り外した。矯正温度から５００℃までの形材の平均冷却速度は、０．５℃／秒とした。
　一方、Ｎｏ．１７では冷却前にトルクを付与しなかった。そのため、Ｎｏ．１７では、「冷却時のトルク有無」の列に「なし」と記載した。また、Ｎｏ．１７では、「冷却時の捩れ角度」列には、トルクを付与しなかったことを示す記号として「－」を記載した。
　実施例１８においては、矯正加工の際の冷却を６００℃で中断し、ここで温度保持を行っている。この実施例１８では、形材の表面温度が７２０℃から６００℃まで降下する際の平均冷却速度を０．５℃／秒とし、形材の表面温度を６００℃で１０分間保持し、そして形材の表面温度が６００℃から５００℃まで降下する際の平均冷却速度を０．５℃／秒としている。
　＜疲労試験＞
　疲労強度の測定においては、形材の表面から深さ０．５ｍｍ未満の領域を含まないように、図３において丸印が付された箇所から直径５．０８ｍｍ、平行部長さ１５．２４ｍｍの丸棒試験片を作成した。前記丸棒試験片を用いて、応力比Ｒ＝σｍｉｎ／σｍａｘ＝０．１（σｍｉｎ、σｍａｘともに引張応力）、室温の条件で疲労試験を行い、繰り返し数１．０×１０７回で破断しなかった強度σｍａｘの最大値を疲労強度とした。
　さらに、それぞれの形材について、０．２％耐力、伸び、ボイド面積率、残留応力の最大値、切削加工後の寸法変動の最大値、矯正後の捩れ、及び矯正後の反りを測定した。結果を表２に示す。
　０．２％耐力、および伸びは、ＡＳＴＭ　Ｅ８に準拠し、平行部長さ２８ｍｍ、直径６．２５ｍｍの試験片を形材から採取し、ひずみ２％以下では０．００５／ｍｉｎ（８．３×１０－５／ｓ）、ひずみ２％以上では０．１／ｍｉｎ（１．６７×１０－３／ｓ）の速度で引張試験を行うことにより、評価した。試験片の採取位置は、図３において丸印が付された箇所とした。
　なお、疲労強度、０．２％耐力、および伸びは、表面から深さ０．５ｍｍ未満の領域を含まないように、上記試験片を作成すれば同様の結果が得られる。
　ボイド面積率、及び残留応力の最大値は、上述の方法によって評価した。
　切削加工後の寸法変動の最大値は、切削に伴い図６Ａ及び図６Ｂに示すように断面の一部が傾いたことによる寸法変動をノギスにより測定し、その最大値を評価した。なお、図６Ａは、「形状」列に「Ｔ」と記載された例の断面図であり、図６Ｂは、「形状」列に「Ｕ」と記載された例の断面図である。
　矯正後の反り、捩れは、ＡＭＳ２２４５Ｂに準じて測定した。
　表２において、下線が付されたものは、本発明の範囲外である。
　さらに、組織についての評価も行った。組織の評価は以下の手順で行った。まず、得られた形材から長さ１/２の横断面から組織観察用試験片を採取した。なお、組織観察用試験片の寸法は特に限定されず、断面積の小さい形材は断面そのものを組織観察用試験片としてもよい。ここでは１０ｍｍ四方の試験片を採取した。採取位置は、図３の〇位置とした。これの観察面を鏡面研磨し、さらにフッ硝酸を用いて腐食させて、組織を現出させた。そして、光学顕微鏡を用いて組織を観察した。観察の結果、いずれの実施例においても、金属組織が針状組織であることが確認された。
　形材の表面から深さ０．５ｍｍ以上の領域に位置する図３の〇位置においては、金属組織が針状組織であることが確認された。一方、形材の表面から深さ０．５ｍｍ未満の領域、即ち表層領域においては、針状組織と等軸組織とが混在している部位が見られた。これは、熱間押出中は、表層領域においては温度が低下しやすく、β変態点温度以下の温度域において加工歪が導入されたからであると推定される。なお、形材の表面から深さ０．５ｍｍ以上の領域においては、金属組織が主に針状組織から構成されることが好ましく、特に好ましくは、金属組織に占める針状組織の割合が１００％である。
　上記腐食した試験片に対して、倍率２００倍の光学顕微鏡を用いて測定領域の大きさを７ｍｍ四方とし、測定領域には縦横各１５本の直線を等間隔に記載し切断法による旧β粒径を測定した。
　いずれの実施例においても、平均旧β粒径は５００μｍ以下であった。実施例のうち、平均旧β粒径が６０μｍである例もあった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ｎｏ．１～１３、及びＮｏ．１８～２０は、種々の合金種、温度において矯正後、冷却時に角度を維持するトルク、および引張応力を付与しつつ放冷を実施した例である。いずれも矯正時の伸び量、即ち長手方向歪が８％以下であったため、８３０ＭＰａ以上の０．２％耐力、１０％以上の伸び、および４５０ＭＰａ以上の疲労強度を有し、優れた強度・延性バランスと疲労特性を有した。さらに、熱間矯正後の冷却時にトルク、および引張応力を付与しながら冷却したため、最大残留応力は＋４００ＭＰａを超え、切削後の寸法変化の最大値が２．５ｍｍ以下であるとともに、熱間矯正ままであっても反り、捩れの小さい形状に優れた形材が得られた。なお、Ｎｏ．１３は矯正時の長手方向の歪が上限である８％であったため、わずかにボイドが発生したが、良好な機械特性が確保された。Ｎｏ．２４では、室温における０．２％耐力の２０％を超える引張応力が形材に加えられたので、わずかにボイドが発生したが、良好な機械特性が確保された。Ｎｏ．２５では、形材を矯正機で保持したままミストを用いて強制冷却したので、冷却速度が大きく、その結果として断面内の最大残留応力が増大したものである。しかし、Ｎｏ．２５の形材においても、反り及び捩れは少なく、耐力、疲労強度、及び延性は合格範囲内であった。
　Ｎｏ．１４～１５は、熱間矯正後の冷却時に引張応力を付与せず、低温まで矯正後の長さを維持して冷却し、矯正機から取り外した形材である。そのため、熱間矯正温度が７２０℃であったＮｏ．１４は、矯正後の反り量（ｍｍ）／全長（ｍ）が±２．１７の範囲外であるとともに、最大残留応力は＋４００ＭＰａを超え、切削前後の寸法変動の最大値も２．０ｍｍを上回った。一方、熱間矯正温度が６００℃とβ変態点温度－４００℃よりも低かったＮｏ．１５は、３％の伸び量では捩れが矯正されず、冷却後も捩れが±３．０°の範囲外であった。
　Ｎｏ．１６では、熱間矯正後の取り外し温度が５００℃を上回ったため、冷却時に熱応力が発生し、最大残留応力は＋４００ＭＰａを超え、冷却後の反り、および切削前後の寸法変動の最大値が２．０ｍｍを上回った。
　Ｎｏ．１７では、冷却時に捩れを維持するトルクを付与しなかった。そのため、冷却中のスプリングバックが大きく、冷却後の形材の捩れが±３．０°の範囲外であった。
　Ｎｏ．１８は、冷却中に５００～６５０℃で保持したことで、Ｎｏ．１９は冷却速度が０．１℃／ｓ以下であったため、同じ合金成分の他の合金と比べ０．２％耐力が高くなり、８５０ＭＰａを上回った。
　Ｎｏ．２１～２２は、矯正時の長手方向の歪が８％を上回ったために、形材内部に多数のボイドが認められ、合金種によって延性、もしくは疲労強度が下限を下回った。
　Ｎｏ．２３は、二相域での矯正を行わず、冷却時に捩れをあたえたものであるが、その結果として矯正加工後に大きな捩れが生じた。
　本発明によれば、強度と伸び、疲労特性に優れるα＋β型チタン合金について、形状矯正により形状が著しく改善され、安定製造が可能であることが確認された。
　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 (12)

  1. 　０．２％耐力が８３０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上、かつ疲労強度が４５０ＭＰａ以上であり、
    　針状組織を有し、
    　ボイドの面積率が１．０×１０－５％以下であり、
    　一端から他端までの捩れ角が±３．０°以内であり、
    　反り高さ（ｍｍ）／全長長さ（ｍ）が±２．１７以内であるα＋β型チタン合金形材。
  2. 　前記０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載のα＋β型チタン合金形材。
  3. 　前記ボイドの前記面積率が１．０×１０－６％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のα＋β型チタン合金形材。
  4. 　平均旧β粒径が５００μｍ以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載のα＋β型チタン合金形材。
  5. 　断面内の最大残留応力が＋４００ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材。
  6. 　押出形材であることを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材。
  7. 　質量％で、
    　　Ａｌ：４．４～６．５％、
    　　Ｆｅ：０．５～２．９％、
    　　Ｓｉ：０～０．５０％、
    　　Ｏ：０～０．２５％、
    　　Ｃ：０～０．０８％、
    　　Ｎ：０～０．０５％、
    　　Ｎｉ：０～０．１５％、
    　　Ｃｒ：０～０．２５％、及び
    　　Ｍｎ：０～０．２５％
    を含有し、残部がＴｉ及び不純物であり、
    　質量％で表されたＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量％Ｆｅ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｎが、０．５％≦％Ｆｅ＋％Ｎｉ＋％Ｃｒ＋％Ｍｎ≦２．９％を満たす請求項１～６のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材。
  8. 　質量％で、
    　　Ａｌ：４．４～５．５％、
    　　Ｆｅ：１．４～２．３％、
    　　Ｍｏ：１．５～５．５％、
    　　Ｏ：０～０．２０％、
    　　Ｃ：０～０．０８％、
    　　Ｎ：０～０．０５％、
    　　Ｓｉ：０～０．１０％、
    　　Ｎｉ：０～０．１５％、
    　　Ｃｒ：０～０．２５％、及び
    　　Ｍｎ：０～０．２５％
    を含有し、残部がＴｉ及び不純物であり、
    　質量％で表されたＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量％Ｆｅ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｎが、１．４％≦％Ｆｅ＋％Ｎｉ＋％Ｃｒ＋％Ｍｎ≦２．３％を満たす請求項１～６のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材。
  9. 　請求項１～８のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材の製造方法であって、
    　α＋β型チタン合金を熱間加工し、形材を得る工程と、
    　前記形材をβ変態点温度－４００℃以上、β変態点温度－２００℃以下の矯正温度まで加熱し、前記矯正温度において長手方向に０．１％以上８％以下の歪を付与し、さらに、前記形材の長手方向の捩れを±３．０％以内とするトルクをさらに付与する工程と、
    　前記形材に引張応力及び前記トルクを付与しながら５００℃以下まで冷却する工程と、
    を備えることを特徴とするα＋β型チタン合金形材の製造方法。
  10. 　前記形材の冷却中に付与する前記引張応力が、室温における０．２％耐力の２０％以下であることを特徴とする請求項９に記載のα＋β型チタン合金形材の製造方法。
  11. 　更に、前記形材の冷却中に、５００～６５０℃で保持する工程を備えることを特徴とする請求項９又は１０に記載のα＋β型チタン合金形材の製造方法。
  12. 　前記形材の、前記矯正温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以下であることを特徴とする請求項９～１１のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金形材の製造方法。
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