(57)【要約】【課題】  押出長手方向全域において、どの断面をとっても全面針状組織である高強度α＋β型チタン合金熱間押出形材を提供する。【解決手段】  質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、β粒径の平均が３６０μｍ以下であり、切削加工、および切断加工されないままの熱間押出形材であり、押出長手方向のいずれの断面組織も、１００％針状組織により構成されるα＋β型チタン合金熱間押出形材。【選択図】図７
2017078206.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、β粒径の平均が３６０μｍ以下であり、切削加工、および切断加工されないままの熱間押出形材であり、押出長手方向のいずれの断面組織も、１００％針状組織により構成されることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
【請求項２】
質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、β粒径の平均が３６０μｍ以下であり、押出において最初に押出工具に接した最先端部の断面組織が、断面内で１００％針状組織により構成されることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
【請求項３】
質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、β粒径の平均が３６０μｍ以下であり、押出の長手方向に対する断面を均等な長さで２０分割した際に、前記分割した各々の断面組織が、１００％針状組織により構成されることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
【請求項４】
質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる成分を有するビレットを用いて、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋２００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋２５０）℃で、３００秒以下のβ単相域熱処理を施すことによって製造されたことを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
【請求項５】
質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる成分を有するビレットを用いて、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋２００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋２５０）℃で、３００秒以下のβ単相域熱処理を施すことを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のα＋β型チタン合金熱間押出形材において、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
【請求項７】
請求項６に記載のα＋β型チタン合金熱間押出形材において、β粒径の平均が５０〜１８０μｍ、β粒のアスペクト比の平均が３以下の針状組織により構成され、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均が１．２２以上であり、サイドプレートα相の幅の平均が１．６μｍ以下であり、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濃度の比の平均が０．２４以下かつ、β相に含有されるＦｅ濃度の平均が１．１３％以上であることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
【請求項８】
質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる成分を有するビレットを用いて、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋１００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋１５０）℃で８０秒以下からなるβ単相域熱処理を施した後に、（Ｔβ−４００）〜（Ｔβ−２００）℃で保持することによって製造されたことを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
【請求項９】
質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる成分を有するビレットを用いて、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋１００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋１５０）℃で８０秒以下からなるβ単相域熱処理を施した後に、（Ｔβ−４００）〜（Ｔβ−２００）℃で保持することを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、均質な針状組織を有し、引張特性に優れたα＋β型チタン合金熱間押出形材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
このようなα＋β型チタン合金の中で最も使用量の多いＴｉ−６Ａｌ−４Ｖは、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等の問題があるのに対して、チタン合金はＣＦＲＰと接触してもそのような問題が生じないためである。
【０００５】
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。
【０００６】
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。
【０００７】
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、長尺の形材を得ることが可能となる。熱間押出に際し、素材（ビレット）がコンテナやダイスに焼付いてしまうと、変形抵抗が上昇して押出不良が発生する。あるいは、焼付きが起こらなくてもダイスはビレットとの激しい摩擦で変形することがあり、断面形状が安定しない問題があった。ビレット表面、およびダイス位置側にガラス等を潤滑剤として塗布することにより、これらの問題の解決が図られており、潤滑技術の改善は重要な課題である。
【０００８】
一方、潤滑剤が適正に使用されていても、押出加工では押出温度の制御が難しいために均一な組織が得られず、機械的特性差の小さい形材が得られにくい。そのため、鍛造材を切削加工して製造した形材に比べて強度、延性が低いという問題がある。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。
【０００９】
特許文献１には、α＋β温度域で押出加工し、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。しかしながら、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖは加工温度がβ変態点以下に下がると熱間変形抵抗が急激に高くなるため、この加工温度域では、押出中に生じる大きな加工発熱量のために形材の一部がβ変態点を越えて加工を受ける場合がある。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。
【００１０】
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。
【００１１】
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、延性を有する熱間押出形材を製造する方法が記載されている。しかしながら、微細なα＋β組織を有するα＋β型チタン合金ビレットを得るためには、複数回にわたる熱間鍛造が必要であるために生産性が低く、エネルギー原単位が高くなるという問題がある。さらに、押出後に形材の冷却速度５℃／秒以上を得るためには強制冷却を行う必要があるが、長尺材や形材の断面積が大きい場合には、全長および形材内部にわたる冷却速度の制御が難しいことから、目的とする組織や材質特性が得られないという問題がある。
【００１２】
特許文献４には、α＋β型チタン合金ビレットをβ変態点以上に加熱した後、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。しかしながら、このようにビレット断面内で温度勾配を設けて加熱する方法は温度制御が難しく実用的ではない。また、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ともに、製品の内部と外部で著しい特性差が生じるという問題がある。
【００１３】
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。しかしながら、押出加工による発熱量は形材の断面内で大きく異なっており、また形材表面は形材内部に比べて冷却されやすい。そのため、形材の断面内での温度のばらつきは非常に大きく、制御することが困難であるために実用的ではない。また、加工温度がばらつくことにより、組織が均一とならないために機械的特性がばらつくという問題がある。
【００１４】
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。しかしながら、このような組織制御を行うには、押出中の加工温度を均一に制御する必要があり、α＋β域での熱間変形抵抗の高いＴｉ−６Ａｌ−４Ｖでは押出中の加工発熱が大きいために、形材の断面内での押出温度のばらつきが大きいために実用的でないという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開昭６１−１９３７１９号公報
【特許文献２】特開昭６１−２８４５６０号公報
【特許文献３】特開昭６３−２２３１５５号公報
【特許文献４】特公平５−２４０５号公報
【特許文献５】特許第２９３２９１８号公報
【特許文献６】特開２０１２−５２２１９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、針状組織を有するα＋β型チタン合金に関する発明である。
【００１７】
針状組織を有するα＋β型チタン合金の熱間押出形材を製造しようとするときは、ビレットの加熱温度をβ変態点以上とする熱間押出を行っていた。
【００１８】
ところが、ビレットをβ変態点以上に加熱して押出しても、最初にダイスやコンテナと接するビレットの先端部では、押出時にビレットがダイスと接触したことによってダイスやコンテナに熱が奪われ、熱が奪われた部位の加工温度がβ変態点を下回りやすいことが明らかになった。そうすると、図２に示したように、特に最先端部の断面をとると、押出工具に最初に接する端部が等軸組織となってしまっていた。
【００１９】
一方、押出加工の中盤から終盤に押出成型される形材後方では、ダイスやコンテナがそれまでの押出によりビレットからの熱で予め加熱されており、さらに、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。すなわち、押出長手方向断面のすべての部位において、針状組織とすることができなかった。
【００２０】
そのため、これまでの技術では、針状組織となっていない部位を含む最先端部はある程度切り落とし、残りの部分のみを使用しなければならなかった。すなわち、歩留りが１００％にならず、熱間押出形材の無駄を生じていた。
【００２１】
また、β変態点以上で押出加工を行って得られる針状組織を呈する形材は、鍛造材を切削加工して製造して得られる等軸組織を呈する形材に比べて、引張特性、特に０．２％耐力が低いという問題があった。
【００２２】
本発明は、Ａｌ、Ｖを主要含有元素とした均質な針状組織を有し、引張特性に優れたα＋β型チタン合金熱間押出形材において、押出長手方向全体において、どの断面をとってもすべて針状組織となった、歩留り１００％である、針状組織を呈するα＋β型チタン合金熱間押出形材とその製造方法を提供することを目的とする。また、さらに、上記押出形材において、０．２％耐力を向上させることも合わせて目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
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：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、β粒径の平均が３６０μｍ以下であり、切削加工、および切断加工されないままの熱間押出形材であり、押出長手方向のいずれの断面組織も、１００％針状組織により構成されることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
（２）質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、β粒径の平均が３６０μｍ以下であり、押出において最初に押出工具に接した最先端部の断面組織が、断面内で１００％針状組織により構成されることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
（３）質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、β粒径の平均が３６０μｍ以下であり、押出の長手方向に対する断面を均等な長さで２０分割した際に、前記分割した各々の断面組織が、１００％針状組織により構成されることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
（４）質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる成分を有するビレットを用いて、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋２００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋２５０）℃で、３００秒以下のβ単相域熱処理を施すことによって製造されたことを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
（５）質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる成分を有するビレットを用いて、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋２００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋２５０）℃で、３００秒以下のβ単相域熱処理を施すことを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材の製造方法。
（６）（１）〜（３）のいずれか一つに記載のα＋β型チタン合金熱間押出形材において、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
（７）（６）に記載のα＋β型チタン合金熱間押出形材において、β粒径の平均が５０〜１８０μｍ、β粒のアスペクト比の平均が３以下の針状組織により構成され、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均が１．２２以上であり、サイドプレートα相の幅の平均が１．６μｍ以下であり、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濃度の比の平均が０．２４以下かつ、β相に含有されるＦｅ濃度の平均が１．１３％以上であることを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
（８）質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる成分を有するビレットを用いて、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋１００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋１５０）℃で８０秒以下からなるβ単相域熱処理を施した後に、（Ｔβ−４００）〜（Ｔβ−２００）℃で保持することによって製造されたことを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材。
（９）質量％で、Ａｌ：２．５〜６．８％、Ｖ：２．０〜５．８％を含有すると共に、Ｃ：０．０８％以下、Ｆｅ：０．３０％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．２０％以下、Ｈ：０．０１５％以下であり、その他の元素が０．１０％以下で且つそれら元素の合計が０．４０％以下であり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなる成分を有するビレットを用いて、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋１００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋１５０）℃で８０秒以下からなるβ単相域熱処理を施した後に、（Ｔβ−４００）〜（Ｔβ−２００）℃で保持することを特徴とする、α＋β型チタン合金熱間押出形材の製造方法。
【発明の効果】
【００２４】
本発明は、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、切削加工、および切断加工されないままの熱間押出形材であり、断面組織が、１００％針状組織により構成とすることにより、全長均一に、熱間押出形材のまま１００％材料を使い切ることが可能であることから、材料コスト、資源の有効活用に効果的であり、切削加工、および切断加工が必要ないので、製造コストの軽減が可能である。
【００２５】
また、β粒径の平均が５０〜１８０μｍ、β粒のアスペクト比の平均が３以下の針状組織により構成され、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均が１．２２以上であり、サイドプレートα相の幅の平均が１．６μｍ以下、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濃度の比の平均が０．２４以下かつ、β相に含有されるＦｅ濃度の平均が１．１３％以上とすることにより、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上の熱間押出形材とすることができる。
【００２６】
β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋２００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋２５０）℃で、３００秒以下のβ単相域熱処理を施すことにより、上記本発明の熱間押出形材とすることができる。
【００２７】
また、８５０ＭＰａを上回る熱間押出形材とするには、β変態点温度をＴβとし、ビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋１００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋１５０）℃で８０秒以下からなるβ単相域熱処理を施した後に、（Ｔβ−４００）〜（Ｔβ−２００）℃で保持することにより製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】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。
【図２】従来技術により製造されたα＋β型チタン合金熱間押出形材の最先端部の断面組織概念図である。
【図３】α＋β型チタン合金熱間押出形材の針状組織を示す顕微鏡写真である。
【図４】金属組織のβ粒径と０．２％耐力との関係を示す図である。
【図５】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。
【図６】熱間押出形材の断面形状および引張試験片採取位置を示す断面図である。
【図７】本発明の熱履歴を示す図である。
【図８】α＋β型チタン合金の等軸組織を示す顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
本発明では、押出長手方向を含め、α＋β型チタン合金熱間押出形材の組織全体を針状組織とするものである。
【００３０】
β変態点以上の温度での加工後に生じる形態である針状組織の形態を図３に示す。β変態点以上の温度で１つの粒であったβ粒の境界に粒界α相が生成している。即ち、粒界α相がβ変態点以上の温度で存在していたβ粒の粒界であって、粒界α相で囲まれた領域を本発明では「β粒」と呼ぶ。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相はコロニー中のβ相と呼ぶ。一方、チタン合金における等軸組織とは図８に示されるような組織である。
【００３１】
一般に、Ａｌ、Ｖを主要含有元素としたα＋β型チタン合金については、ＨＣＰ構造を持つα相と、ＢＣＣ構造をもつβ相から成り、β変態点以上の温度において組織はβ相となり、β変態点以下の温度ではα相とβ相が存在する。この合金を用いて熱間加工を行う場合、熱間加工温度がβ変態点以上であると針状組織が得られ、β変態点以下で強加工を行うことで等軸組織が得られる。
【００３２】
ビレット加熱温度が高いと、チタンは熱伝導性が悪いため、特に、冷却速度の遅い形材断面内部はβ粒の成長が促進され、押出後にβ単相域熱処理を行う際のβ粒の再結晶核生成サイトが少ないためにβ粒径が粗大化する。金属組織一般について、構成する粒径が粗大化するにつれて、強度も靱性も悪化するから、なるべく加工による組織の微細化を促進するという粒度微細化の観点からは、加工温度は低い方が望ましい。一方で、ビレット加熱温度がβ変態点温度直上であるとすると、この時、特に温度が低下しやすい薄いフランジ部、最初にダイスやコンテナ等の押出工具に接する部分等が真先にβ変態点以下に温度低下しやすく、β変態点以下で加工された部分は等軸組織となる。また、加熱温度がα＋β温度域であれば、後方は針状組織となるものの、押出初期は等軸組織となる。特に、等軸組織が表面や、先端部に発生し、均質な針状組織が得られない。
【００３３】
本発明者らは、α＋β型チタン合金の材質特性に及ぼすビレット加熱条件とβ単相域熱処理条件の影響について鋭意調査を行った結果、押出長手方向、押出長手方向に垂直な断面内いずれも均質な針状組織と高い強度が得られる適正なビレット加熱条件とβ単相域加熱条件を見出した。
【００３４】
最初に、本発明１〜９に共通の特定事項について述べる。
【００３５】
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。
【００３６】
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やＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ等を対象とする。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。また、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖの成分（質量％）については、ＪＩＳ  Ｈ４６５０、ＡＳＴＭ  Ｂ３４８等でＡｌ：２．５０〜３．５０％、Ｖ：２．００〜３．００％、Ｆｅ：０．２５％以下、Ｃ：０．０８％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｏ：０．１５％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。
【００３７】
Ａｌ：２．５〜６．８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２．５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２．５質量％とし、その上限を６．８質量％とする。より高い０．２％耐力を得るには、下限は５．５質量％以上が好ましい。
【００３８】
Ｖ：２．０〜５．８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２．０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５．８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２．０質量％とし、その上限を５．８質量％とする。より高い０．２％耐力を得るには、下限は３．５質量％以上が好ましい。
【００３９】
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。
【００４０】
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。また、Ｆｅはβ安定化元素であり、添加することでβ変態点を低下させる作用があるとともに、０．２％耐力を向上させる作用を持つため、これらの特性を向上させる場合はＦｅを０．０５質量％以上添加することが好ましい。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、Ｆｅ：０．３０質量％以下とする。
【００４１】
その他の元素が０．１０質量％以下で、且つ、それら元素の合計が０．４０質量％以下
その他の元素は不可避的不純物であり、その殆どがβ安定化元素である。添加することでβ変態点を低下させる作用および固溶強化により０．２％耐力が向上する。しかしながら、単一の元素の含有量が過多になると、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、不可避的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、その他の元素の上限は０．１０質量％以下で、且つ、それらの元素の合計は０．４０質量％以下に制御する必要がある。
【００４２】
本発明１〜９において、β粒径を限定した意義について述べる。
針状組織では、ほとんどの転位はα／β相境界を容易に伝播するため、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β粒径の減少に伴って減少する。そのため、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４）。逆に言えば、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。そこで、本発明の第１〜５発明において、０．２％耐力が著しく低下しないように、β粒径の平均の上限を３６０μｍ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。
【００４３】
続いて、各発明の特定事項について各々説明する。
【００４４】
本発明１〜５は、断面組織が、１００％針状組織により構成とすることにより、全長均一に、熱間押出形材のまま１００％材料を使い切ること目的とした熱間押出形材およびその製造方法に関するものである。
【００４５】
本発明の第１発明は、熱間押出形材が、「切削加工、および切断加工されないままの熱間押出形材であり、押出長手方向のいずれの断面組織も、１００％針状組織により構成される」ことを特徴とする。上記の点を満たすことによれば、熱間押出形材は、どこをとっても均質な針状の合金組織となっており、等軸組織を含まないため、各部の同一断面内および長手方向での機械特性の差が生じることがないため、構造部材としての適用に制限を受けることがない。また、押出形材の先端部を切り落とす必要がないため、無駄なくそのまま使用できる。ここで、「切削加工、および切断加工されないままの熱間押出形材」であるとは、切断や、切削等の材料を取り除く機械加工を施さないままの状態であることを意味し、熱間押出後にスケールの除去を目的とする酸洗等の化学的な表面処理、調質熱処理等を施した熱間押出形材は本発明の範囲に含まれる。
【００４６】
本発明の第２発明は、熱間押出形材が、「押出において最初に押出工具に接した最先端部の断面組織が、断面内で１００％針状組織により構成される」ことを特徴とする。押出において最初に押出工具に接した最先端部は、前述のとおり、押出工具に熱を奪われて加工温度が低下することから、最も等軸組織が発生しやすい。この部分がすべて１００％針状組織により構成されていれば、後方は加工発熱により加工温度が低下しにくく針状組織となりやすいのであるから、熱間押出形材の長手方向のすべての部位において、針状組織となっているといえる。
【００４７】
本発明の第３発明は、熱間押出形材が、「押出の長手方向に対する断面を２００ｍｍ毎に分割した際に、前記分割した各々の断面組織が、１００％針状組織により構成される」ことを特徴とする。
【００４８】
本発明１〜３は、上記のように、熱間押出形材の長手方向断面組織が、いずれも、１００％針状組織となっていることにより、等軸組織を含まず、組織の不均一がないため、押出形材を切削、切断することなく、そのままで均一な機械的特性を得ることができる。
【００４９】
熱間押出形材を１００％使い切ることを目的とした、本発明１〜３のα＋β型チタン合金熱間押出形材は、以下の製造条件により製造できる。上記に規定した成分組成範囲のビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋２００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋２５０）℃で、３００秒以下のβ単相域熱処理を施すことにより製造できる。そのため、本発明４では、この条件で製造されたα＋β型チタン合金熱間押出形材と規定した。本発明４の製造条件を上記のように規定した理由および本発明５の説明は後述する。
【００５０】
一方、本発明６〜８は、熱間押出形材を１００％使い切ることができる熱間押出形材の長手方向断面組織が、いずれも、１００％針状組織とした上で、さらに、強度を向上させた発明である。
【００５１】
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する際に、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であると高強度であるから好ましいので、第６発明においてこのように規定した。
【００５２】
次に、第７発明の特定事項の意義について述べる。
図４から明らかなように、β粒径の平均が小さくなるほど０．２％耐力が向上しており、β粒径が平均で２５０μｍ以下であれば０．２％耐力が８３０ＭＰａ以上となる。またβ粒径の平均が小さくなるにしたがって、０．２％耐力は増加することから、より好ましい粒径の平均は、１８０μｍ以下であり、さらに好ましい粒径の平均は、１６５μｍ以下である。粒径の平均を小さくすることで８５０ＭＰａ以上となる。針状組織では、コロニーサイズはβ粒径の増加に伴って増加する。多くの転位はα／β境界を容易に伝播するため、そのような転位の堆積距離はコロニーサイズの半分で与えられる。針状組織では、転位はα相とβ相の境界もしくはコロニー境界に堆積する。β粒径が小さくなるに伴いコロニーサイズが小さくなる、もしくはサイドプレートα相の幅が小さくなると、転位の堆積距離が小さくなるために、転位の堆積による応力場が減少する。そのため、組織微細化強化により０．２％耐力が上昇する。さらに、β粒径が小さくなると、コロニーサイズが小さくなり、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、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、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上となるβ粒径の平均である１８０μｍを上限とした。
【００５３】
β粒のアスペクト比が大きくなるほど、熱間押出方向と幅方向の耐力差が大きくなり、即ち面内異方性が大きくなり、押出方向の耐力が低下する。そして、β粒のアスペクト比の平均が３以下であれば、押出方向と幅方向のいずれについても０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上となる。これは、β粒のアスペクト比が大きくなると、β粒の長軸方向（押出方向）の転位の堆積距離が大きくなるために、短軸方向（幅方向）に比べて、β粒界に堆積する転位数が増加する。その結果、β粒の長軸方向に応力がかかった場合、短軸方向に応力がかかった場合に比べて、降伏に必要な応力は小さくなるためである。そこで、β粒のアスペクト比の平均を３以下に限定することとした。
【００５４】
サイドプレートα相の幅の平均が狭いほど０．２％耐力が増大し、サイドプレートα相の幅の平均が１．６μｍ以下であれば、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上となる。針状組織では、多くの転位はα/β相境界を容易に伝播するが、一部の転位はα/β相境界に堆積するため、サイドプレートα相の幅の半分が転位の堆積距離となる。そのため、サイドプレートα相の幅の減少に伴い、コロニー内のα／β相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。そこで、サイドプレートα相の幅を平均で１．６μｍ以下と限定することとした。
【００５５】
コロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比（相間Ａｌ濃度比）について述べる。相間Ａｌ濃度比の平均が増加するに伴い、０．２％耐力は上昇し、相間Ａｌ濃度比の平均を１．２２以上とすることにより、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上となっている。α相はβ相に比べて強度が高いため、形材全体の強度はα相の強度によって支配される。α相に置換型固溶するＡｌの固溶強化能は高く、相間Ａｌ濃度比が増大してα相のＡｌ濃度が増大するに従って０．２％耐力が増大する。そこで、０．２％耐力が高強度とされる８５０ＭＰａ以上となる、コロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均である１．２２を、コロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均の下限とした。
【００５６】
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（相間Ｖ濃度比）について述べる。相間Ｖ濃度比の平均が減少するに伴い、０．２％耐力は上昇し、相間Ｖ濃度比の平均を０．２４以下とすることにより、０．２％耐力が８５０ＭＰａを超える実施例の中でもより高い強度となっている。β相はα相に比べて強度が低いため、強度が低いβ相は変形による転位が増殖しやすく、増殖した転位がβ相の降伏を担うため、加工時形材全体の強度は強度が弱いβ相の強度によって支配される。その中でも、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は、β相の強度を固溶強化により向上させるので、β相にＶが多く含有されるとβ相が強化され、β相とα相の強度差が緩和される。そこで、０．２％耐力が高強度とされる８５０ＭＰａをさらに超える強度となる、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０．２４を、サイドプレートα相に含有されるＶ濃度に対するコロニー中のβ相に含有されるＶ濃度の比の平均の好ましい上限とした。
【００５７】
０．２％耐力に及ぼすコロニー中のβ相に含有されるＦe濃度の影響について述べる。α相に含有されるＦｅ濃度は、Ａｌ、Ｖ濃度に比べて微量であるから、強度に対する影響が無視できる。そのため、β相に含有されるＦｅの濃度で整理した。Ｆｅもβ相を固溶強化により強化するので、β相中のＦｅ濃度の平均が増加するに伴い、０．２％耐力は上昇し、β相中のＦｅ濃度の平均を１．１３％以上とすることにより、０．２％耐力が８５０ＭＰを超える実施例の中でもより高い強度となっている。上述したように、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集中し、β相が降伏を担うため、０．２％耐力が低下する。そこで、０．２％耐力が高強度とされる８５０ＭＰａを超える実施例の中でもより高い強度となる、β相中のＦｅ濃度の平均である１．１３％を、β相中のＦｅ濃度の平均の好ましい下限とした。
【００５８】
また、本発明１〜４のα＋β型チタン合金熱間押出形材の目的に加え、さらに耐力を８５０ＭＰａ以上の高強度とすることを目的とした、本発明６〜８のα＋β型チタン合金熱間押出形材は、以下の製造条件により製造できる。上記に規定した成分組成範囲のビレットを（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋１００）℃に加熱後、押出加工を行った後に室温まで放冷し、押出加工を行った形材で、（Ｔβ〜Ｔβ＋１５０）℃で８０秒以下からなるβ単相域熱処理を施した後に、（Ｔβ−４００）〜（Ｔβ−２００）℃で保持することにより製造できる。そのため、本発明８では、この条件で製造されたα＋β型チタン合金熱間押出形材と規定した。
【００５９】
次に本発明の製造方法について詳細に述べる。
【００６０】
まず、本発明１〜５についての製造方法について述べる。
本発明１〜５については、各々条件を規定した熱間押出、β単相域熱処理を行うことにより、押出長手方向、および、長手方向垂直な断面内いずれも均質に針状組織となった熱間押出形材が製造できる。
【００６１】
各条件について、詳細に説明する。
押出加工温度の下限について述べる。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が、高速度で強加工を行うため、大きな押出荷重が必要である。特に（Ｔβ−２００）℃を下回る温度域では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。更に、α＋β型チタン合金では温度低下、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。
【００６２】
次に押出加工温度の上限について述べる。ビレット加熱温度の上昇に従い、押出後の形材のβ粒径は増加する。これは、ビレット加熱温度の上昇に伴いビレットのβ粒径が増加して、押出後の再結晶核サイトが減少するため、および押出後にβ変態点以上に保持される時間が増加して粒成長が起こりやすくなるためである。コロニーは、形材がβ変態点以下に冷却される過程でβ粒界から形成され、その大きさはβ粒径の増加に伴い増加する。
【００６３】
ビレットをβ変態点＋２００℃超に加熱して押出すると、β粒径の平均が３６０μｍを超えるために、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。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、押出形材長手方向で断面寸法の変動が大きくなる。
【００６４】
押出加工後に、Ｔβ以下で押出した部分は、等軸組織となる。本発明の製造方法では、押出加工で混入した等軸組織部を針状組織にするために、押出後にβ単相域熱処理を行うことが特徴である。以下にβ単相域熱処理の条件について詳しく述べる。
【００６５】
α＋βチタン合金は、通常、熱間押出形材の断面形状が複雑である場合、押出の加工率が高い場合等は、加工発熱が大きくなり、発熱を利用できるので組織が針状組織となりやすいが、断面形状が単純である場合や、押出の加工率が低い場合は、ダイスやコンテナとの接触により奪われる熱が加工発熱量を上回るため、押出加工にて特に全体を針状組織とすることが難しい。
【００６６】
本発明において、α＋βチタン合金は、押出加工後に、β変態点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。そこで、Ｔβを下限温度とするβ単相域熱処理を行うこととした。
【００６７】
一方、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粒径が３６０μｍ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＋２５０）℃とした。
【００６８】
また、針状組織部の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粒径は増加する。これは、β変態点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粒径の平均が３６０μｍ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３００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、１０秒程度が好ましい。
【００６９】
次に、本発明６〜９についての製造方法について述べる。
本発明６〜９については、本発明１〜５の製造条件をさらに最適化した熱間押出、β単相域熱処理を行い、さらに、所定の低温保持熱処理を施すことにより、本発明１〜４を８５０ＭＰａ以上の高強度とした熱間押出形材が製造できる。
【００７０】
各条件について、詳細に説明する。
押出加工温度の下限については、本発明１〜５と同様の（Ｔβ−２００）℃以上である。
一方、上限については、前述のように、押出温度が高いと、β粒径が増大して、耐力が低下するため、（Ｔβ＋１００）℃以下とした。
【００７１】
β単相域熱処理温度の下限については、本発明１〜５と同様のＴβ以上である。
一方、上限については、前述のように、β単相域熱処理温度が高いと、β粒径が増大して、耐力が低下するため、（Ｔβ＋１５０）℃以下とした。
【００７２】
また、β単相域熱処理時間の上限については、β単相域熱処理時間が長いと、β粒径が増大して、耐力が低下するため、８０秒以下とした。一方、β単相域熱処理時間の下限は、本発明１〜５と同様の１０秒程度が好ましい。
【００７３】
β単相域熱処理の後には、０．２％耐力を向上させるための元素拡散を目的に、低温保持を行う。
上記押出加工温度と、本発明１〜５の製造条件を満たした上でさらに、以下の所定の低温保持を行うことにより、本発明７に規定する組織となり、耐力が８５０ＭＰａ以上となる。
【００７４】
α相はα安定化元素であるＡｌにより、β相はβ安定化元素であるＶ、Ｆｅにより固溶強化される。β単相域熱処理時、全域がβ相であり、Ａｌ、Ｖ、Ｆｅは全領域でほぼ一定である。β単相域熱処理後、低温保持温度まで冷却した形材は、固溶元素がそれぞれの相に拡散していないため、α相およびβ相は十分に固溶強化されていない。固溶元素の拡散は、温度が低下してβ相分率が減少することで生じる。しかしながら、そこで、β相分率が低下して、α相およびβ相が、それぞれの安定化元素で固溶強化される（Ｔβ−２００）℃を低温保持温度の好ましい上限とした。
【００７５】
一方、（Ｔβ−４００）℃以下で低温保持を施した場合、α安定化元素であるＡｌおよびβ安定化元素であるＶは拡散速度が遅く、α相のＡｌ濃度およびβ相中のＶ濃度は低温保持前後でほとんど変わらないと推測される。そのため、低温保持温度の下限を（Ｔβ−４００）℃とした。
なお、低温保持は、室温までいったん冷却しても、β単相域熱処理加熱温度からの冷却過程で直接所定の低温保持温度としてもよい。ただし、室温まで冷却すると室温まで冷却した分の熱量が無駄になり、加熱昇温処理が二回となってしまうため、エネルギー原単位が高くなり、製造コストが上昇するので、室温まで冷却しない方が好ましい。
【実施例】
【００７６】
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５種類の成分組成のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖインゴットを熱間鍛造し、得られたビレットの表面酸化層を切削して、φ２００ｍｍの押出用ビレットとした。
【００７７】
これらのビレットを、ガス雰囲気で表２の温度に加熱後、押出比１０で図６に示す「工」字断面形状に押出加工を行った後、室温まで放冷した。その後、この熱押形材を表２に示す条件からなるβ単相域熱処理、低温保持を施し、空冷を行った。図７に、本工程の熱履歴を示す。ここで、用いたＴｉ−６Ａｌ−４Ｖのβ変態点Ｔβは約１０００℃である。
【００７８】
＜引張試験＞
この熱押形材の図６に示すフランジ１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。
【００７９】
＜組織観察試験＞
形材は、図６に示す４箇所より採取した組織観察試験片のＬ断面の５視野を５０倍の倍率で写真撮影した。β粒径は各視野について、切断法を用いて測定しこの様にして得られる合計２０視野の平均値をそれぞれの平均とした。
【００８０】
＜歩留り＞
等軸組織部と針状組織部はマクロエッチングを行うことで判断できる。歩留りは、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）、つまり２０分割断面の針状組織部の面積割合の平均と、製品として使用できない長さから、使用できる割合として求めた。歩留りの数値化は、全体長さから、製品として使用できない割れが生じた部分（使えない部分）の長さを差し引いて使える長さを求め、さらに、全体長さ４０００ｍｍの形材を２００ｍｍごとに分割した各断面の等軸組織の面積割合の平均を差し引いた値とした。
すなわち、歩留り数値は、
［（全体長さ）−（使えない部分）］÷全体長さ−各断面における等軸組織の面積割合の平均
により決定した。
【００８１】
【表１】
2017078206.tif 000003
【００８２】
【表２】
2017078206.tif 000004
【００８３】
表２中の下線が付されたものは本発明の範囲外であり、＊が付されたものは好適範囲外のものである。また、表２において、Ａｌ濃度比とは、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均である。また、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、耐力に関しては、８５０ＭＰａ以上を好ましい範囲とした。
【００８４】
表２において、比較例である、試験番号１〜３はβ単相域熱処理を行わなかったため、形材最前部から中心部にかけて等軸組織を呈し、形材中心部から形材後部は一部等軸組織が混入したため、歩留りが低下した。針状組織と等軸組織では材質特性が大きく異なるため、形材の前部と後部で著しい特性差が生じている。これは、ビレット加熱温度が低かったため、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全体の加工温度がβ変態点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。
【００８５】
本発明例である、試験番号４〜６は、押出時のビレット加熱温度が低すぎず、β単相域熱処理を行ったため、全長で針状組織とすることができた。一方で、ビレット加熱温度が耐力を向上させるのに好ましい範囲である（Ｔβ＋１００）の上限を超えて押出を行ったため、ビレット加熱の段階でβ粒が成長し、粒径≦１８０μｍとの組織とならなかった。その結果、押出後の再結晶核生成サイトが減少し、β粒径の平均が粗大化し、０．２％耐力が８５０ＭＰａを下回った。
【００８６】
本発明例である、試験番号１５〜２０は、押出時に適切なビレット加熱温度とし、β単相域熱処理を行ったため、全長で針状組織とすることができた。一方で、試験番号１５〜１７は、耐力を向上させるのに好ましい範囲の上限である（Ｔβ＋１５０）℃超でβ単相域熱処理を行ったため、β粒同士が界面エネルギーを減少させるために合体し、β粒が成長し粒径≦１８０μｍとの組織とならなかった。その結果、０．２％耐力が８５０ＭＰａを下回った。
【００８７】
本発明例である、試験番号１８〜２０は、押出時に適切なビレット加熱温度とし、β単相域熱処理を行ったため、全長で針状組織とすることができた。一方で、耐力を向上させるのに好ましい範囲である８０秒より長くβ単相域熱処理を行ったため、β粒同士が界面エネルギーを減少させるために合体し、粒が成長し粒径≦１８０μｍとの組織とならなかった。その結果、０．２％耐力が８５０ＭＰａを下回った。
【００８８】
比較例である、試験番号２１〜２３は、形材最前部から中心部にかけて等軸組織を呈し、形材中心部から形材後部は一部等軸組織が混入したため、歩留りが低下した。これは、β単相域熱処理の下限温度以下でβ単相域熱処理を行ったため、すべてのα相がβ相に変態せず、押出時にα＋β二相温度域で加工を受けて等軸組織であった領域が、そのまま残ったためである。
【００８９】
本発明例である、試験番号２４〜２６は押出時に適切なビレット加熱温度とし、β単相域熱処理を行ったため、全長で針状組織とすることができた。一方で、試験番号２４、２５は、低温保持温度が、耐力を向上させるのに好ましい範囲である（Ｔβ−４００）未満である結果、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均、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、β相に含有されるＦｅ濃度の平均が本発明７に規定する範囲とならなかった。その結果、０．２％耐力が８５０ＭＰａを下回った。これは、低温保持温度が低く、α安定化元素であるＡｌおよびβ安定化元素であるＶ、Ｆｅの成分分配が十分に生じなかったため、α相およびβ相が十分に固溶強化されなかったためと考えられる。試験番号２６で０．２％耐力が８５０ＭＰａを上回ったのは、Ａｌ、Ｏ濃度が高く、固溶強化により強度が上昇したためである。
【００９０】
本発明例である、試験番号２７〜２９は押出時に適切なビレット加熱温度とし、β単相域熱処理を行ったため、全長で針状組織とすることができた。一方で、試験番号２７、２８は、低温保持温度が、耐力を向上させるのに好ましい範囲である（Ｔβ−２００）℃を超えていた結果、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均、サイドプレートα相の幅の平均、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、β相に含有されるＦｅ濃度の平均が本発明７に規定する範囲とならなかった。その結果、０．２％耐力が８５０ＭＰａを下回った。これは、保持温度ではβ相分率が著しく高いためにα相およびβ相中の固溶元素濃度が低く、その後の放冷時に、Ａｌ、Ｖ、Ｆｅが元素分配する十分な時間がなかったために、α相およびβ相が十分に固溶強化されていないためと考えられる。試験番号２９で０．２％耐力が８５０ＭＰａを上回ったのは、Ａｌ、Ｏ濃度が高く、固溶強化により強度が上昇したためである。
【００９１】
比較例である、試験番号３０〜３２は、押出温度の下限である（Ｔβ−２００）以下の温度にビレットを加熱して押出を行ったため、素材の延性が低下し、押出工程で割れが発生した。そのため、全域が針状組織を呈したが、歩留りは低下した。
【００９２】
本発明である、試験番号３３〜３５では、全長で均一な針状組織が得られ、またβ粒径の平均は５０〜１８０μｍの針状組織により構成された。これは、ビレットの加熱温度が（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋１００）内であり、β粒径が過剰に成長しなかったために、押出後のβ単相域熱処理で再結晶核サイトが十分にあったためである。さらに、β単相域熱処理の温度が（Ｔβ〜Ｔβ＋１５０）内であり、時間が８０秒以下の範囲内であったため、β粒が過剰に成長しなかったためである。その結果、試験番号３３〜３５は、ビレットの成分組成が３種類のいずれの場合も、断面全域にて目的の針状組織が得られた。一方で、試験番号３３〜３５は、低温保持温度を行わなかった結果、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均、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、β相に含有されるＦｅ濃度の平均が本発明７に規定する範囲とならなかった。その結果、０．２％耐力が８５０ＭＰａを下回った。
【００９３】
これに対し、本発明である、試験番号７〜１４では、全長で均一な針状組織が得られ、またβ粒径の平均は５０〜１８０μｍ、β粒のアスペクト比の平均が３以下の針状組織により構成され、針状組織のコロニー中のβ相に含有されるＡｌ濃度に対するサイドプレートα相に含有されるＡｌ濃度の比の平均が１．２２以上であり、サイドプレートα相の幅の平均が１．６μｍ以下であり、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濃度の比の平均が０．２４以下かつ、β相に含有されるＦｅ濃度の平均が１．１３％以上であった。これは、ビレットの加熱温度が（Ｔβ−２００）〜（Ｔβ＋１００）内であり、β粒径が過剰に成長しなかったために、押出後のβ単相域熱処理で再結晶核サイトが十分にあったためである。さらに、β単相域熱処理の温度が（Ｔβ〜Ｔβ＋１５０）内であり、時間が８０秒以下の範囲内であったため、β粒が過剰に成長しなかったためである。また、α相中のＡｌ濃度およびβ相中のＶ、Ｆｅ濃度は十分高かったためである。これは、低温保持温度が本発明の上限より低くなりほとんどのβ相がα相に変態して固溶元素の分散が生じる状態であったため、および低温保持温度が本発明の下限より高かったために、Ａｌ、ＶおよびＦｅの成分分配が十分に生じたためたためである。その結果、試験番号７〜１４は、ビレットの成分組成が５種類のいずれの場合も０．２％耐力は８５０ＭＰａを上回り、良好な特性を有した。
【産業上の利用可能性】
【００９４】
本発明によれば、押出形材の押出方向全長、および、断面全域にて目的の針状組織とするために、針状組織となっていない部位を切除する必要がないので、歩留りが１００％となる。したがって、材料コスト、特殊な押出装置を必要としないことから設備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型チタン合金熱間押出形材は、組織のばらつきがないため、疲労強度が良いことも予測され、耐力を向上させることも可能であるため、航空機等の用途に特に有用である。
【符号の説明】
【００９５】
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
【図１】
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【図２】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図３】
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【図８】
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