CN110088313A

CN110088313A - α+β型钛合金挤出型材

Info

Publication number: CN110088313A
Application number: CN201680091647.7A
Authority: CN
Inventors: 西山真哉; 白井善久; 川上哲
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-12-22
Filing date: 2016-12-22
Publication date: 2019-08-02
Also published as: US20190300987A1; EP3546606A1; JPWO2018116444A1; WO2018116444A1; EP3546606B1; EP3546606A4; JP6176425B1; US11473173B2

Abstract

一种α+β型钛合金挤出型材，其以质量％计含有Al：5.5～6.8％、V：3.5～5.8％、Fe：大于0且为0.30％以下，余量为Ti以及总量0.4％以下的杂质，所述α+β型钛合金挤出型材由原始β晶粒直径的平均值为250μm以下的针状组织构成。

Description

α+β型钛合金挤出型材

技术领域

本发明涉及一种具有均质的针状组织、拉伸特性和形状优异的α+β型钛合金挤出型材。

背景技术

钛合金得益于其高比强度和优异的耐腐蚀性，一直以来应用于各种领域，如飞行器的骨架材料和结构构件、高尔夫球杆头和眼镜架等民生品用途、植入物等医疗用途等。

其中，α+β型钛合金由于强度、延性平衡好，断裂韧性优异，而以航天飞行器产业为主受到广泛使用。尤其对于需要高强度的用途，添加了Al和V的α+β型钛合金至今已应用多年，其中Al是置换型固溶于α相中、在室温和高温下进行固溶强化的廉价元素，V作为β稳定化元素不易凝固偏析。这种以Al、V作为主要含有元素的α+β型钛合金是目前占实用钛合金约8成的使用量最多的钛合金。

这种α+β型钛合金，以使用量最多的Ti-6Al-4V为代表，主要以飞行器领域为主要用途而应用多年。最近，随着碳纤维增强复合材料(CFRP)在机身上的应用比率提升以进一步降低燃料消耗，钛合金的使用比率也在增大，并且预计今后可能进一步增大。这是因为以往用于飞行器领域的铝合金存在以下问题：与CFRP的接触会产生异种金属接触腐蚀、与CFRP之间的热膨胀系数差异大、由于飞行中与地面之间的温度差(约100℃)容易发生位移和松动；而与此相对，钛合金即使与CFRP接触，也不会发生异种金属接触腐蚀，热膨胀率也比铝合金更接近CFRP。

尤其是以Al、V作为主要含有元素的α+β型钛合金，在这种用于飞行器的用途中，有时也会作为骨架材料、座椅导轨等型材使用。型材中有的具有复杂的截面形状，现有技术中，通过对大截面的锻造件、极厚料进行切削加工而制造。对于α+β型钛合金，锻造后进行切削加工的情况下，通过在β相变温度以下进行强加工，使金相组织成为具有高强度/延性平衡的等轴组织，以实现所需的拉伸特性、尤其是高屈服强度。

但是，近年来，降低用于飞行器的零件的生产成本的需求不断提升，期望通过制造具有与最终产品接近的截面形状的长型材，来提高产量和生产率，并且已经开发出基于热挤出加工的型材制造技术。

挤出加工包括间接挤出法、静水压力挤出法等方法，玻璃润滑剂高速挤压法是其中之一。在该方法中，以锻造铸锭而制造得到的圆坯作为原材料。如图1所示将原材料(坯料5)插入容器1，向杆2施加基于液压的负载，通过挤压垫3将坯料5沿挤出方向11推动，使其穿过模具4成型为各种截面形状，从而能够得到长型材6。

另一方面，如上所述，对于需要高强度/延性平衡的用途，α+β型钛合金的金相组织是通过在β相变温度以下(α+β温度域)以锻造等进行强加工，控制金相组织为等轴组织，来实现所需的高拉伸强度。另一方面，以挤出成型来控制金相组织为等轴组织的情况下，由于α+β型钛合金在低于β相变温度(T_β)200℃以上的温度域中热变形阻力迅速升高，因此需要能够施加高挤出负载的大型挤出挤压机，不仅设备成本升高，而且可能出现无法挤出的情况。此外，即使在能够挤出的情况下，由于挤出中的加工发热导致型材截面中一部分的温度超过β相变温度的情况下，型材截面中会同时存在等轴组织和由β相变温度以上的加工得到的针状组织，在截面中产生显著的机械特性差异。因此，一般在α+β型钛合金的挤出中，为了能够以低挤出负载进行制造且不易产生表面缺陷，将坯料加热至β相变温度以上进行挤出，将挤出后的型材的组织控制为针状组织。

但是，将坯料加热至β相变温度以上进行挤出的情况下，挤出后的型材具有针状组织，存在其强度/延性平衡比等轴组织差的问题。此外，在坯料的加热温度比β相变温度高的情况下，由于挤出后保持在β相变温度以上的时间变长，β晶粒生长，因此强度/延性平衡更加下降。

另一方面，坯料加热温度在β相变温度附近，或比β相变温度低时，由于与容器、模具等挤出工具之间的接触带来的散热，使得表层的温度下降至β相变温度以下，表层中混入等轴组织。此外，表层还可能由于温度下降导致延性下降，在挤出中发生裂纹和瑕疵等缺陷。

这样一来，呈现出进行挤出加工得到的针状组织的型材，存在挤出温度控制困难，挤出温度过高时拉伸特性下降、挤出温度过低时出现表面缺陷，挤出负载高而不能挤出的问题。为了解决这些问题，公开有如下的现有技术。

专利文献1中记载了一种方法：将属于α+β型钛合金的Ti-6Al-4V合金加热至α+β温度域进行挤出加工，从而制造高强度、高韧性且长度方向的尺寸变动小、表面瑕疵少的型材。

专利文献2中记载了一种方法：将α+β型钛合金加热至α+β温度域或β单相温度域实施挤出加工后，进行加热至α+β温度域后强制冷却的固溶处理，接着，实施进行时效处理的二段热处理，从而制造强度、延性均优异的型材。

专利文献3中记载了一种方法：将呈微小的等轴α+β组织的α+β型钛合金坯料在β相变温度以上进行挤出加工，以5℃/秒以上的速度骤冷后，进行退火，从而制造具有与在α+β域进行挤出加工的型材同等的强度、延性的挤出型材。

专利文献4中提出了一种方法：将α+β型钛合金坯料加热至β相变温度以上后，将表面层冷却至α+β域，然后对坯料进行挤出加工。据称，在该方法中，挤出时，由于坯料内部被加热至β相变温度以上，因此热变形阻力小，能够以小的挤出力进行挤出加工，且得到的型材表面层由于具有等轴α+β组织，因此是高强度的。

专利文献5中公开了一种制造方法：将α+β型钛合金坯料加热至由包含挤出比的一阶方程计算出的α+β域的温度范围进行挤出加工，利用挤出中产生的加工发热，能够省略后续的热处理。

专利文献6中记载了一种方法：在由包含挤出比的一阶方程计算出的α+β域的温度下，对α+β型钛合金坯料进行挤出加工，从而进行组织控制，制造疲劳强度优异的型材。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开昭61-193719号公报

专利文献2:日本特开昭61-284560号公报

专利文献3:日本特开昭63-223155号公报

专利文献4:日本特公平5-2405号公报

专利文献5:日本专利第2932918号公报

专利文献6:日本特开2012-52219号公报

发明内容

发明要解决的问题

上述在先技术得到的α+β型钛合金挤出型材，均在挤出后进行强制冷却以进行组织控制，或控制其成为除针状组织以外的组织，来提高强度/延性平衡。

进行了基于强制冷却的组织控制的型材具有高强度/延性平衡。这是由于随着冷却速度的增大，针状组织中的片状α相或晶界α相在冷却中的生长被抑制。但是，对于长材料或截面积大的型材，存在以下问题：当进行强制冷却时，在整个长度和型材的内部与外部之间冷却速度不均，会产生不能获得期望的组织和材质特性的部位。此外，在冷却过程中，热收缩导致型材内部产生应力。因此，在冷却速度差异显著、应力大的情况下，会发生由于塑性变形导致型材翘曲等形状缺陷，或者，会出现冷却后残存有残留应力的情况，因此不优选。

在使型材的组织成为非针状组织的方法中，需要将坯料的一部分以及全域控制在α+β温度域。但是，对于α+β型钛合金，如果加工温度下降至β相变温度以下，则热变形阻力高，需要大的挤压力。另外，在α+β温度域中，由于加工发热量大，因此挤出中的加工发热有时会导致加工温度超过β相变温度。其结果，存在不能得到均匀组织的型材、机械特性不均匀的问题。此外，在坯料截面中设置温度梯度进行加热的方法中，存在由于截面中些许温度差异就会导致变形程度不均，因此不能得到稳定的形状的问题。

为此，本发明的目的在于：提供一种虽然具有针状组织，但翘曲小，具有与现有技术同等强度/延性平衡的Ti-6Al-4V挤出型材。

用于解决问题的方案

即，本发明的主要内容如下：

(1)一种α+β型钛合金挤出型材，其以质量％计含有Al：5.5～6.8％、V：3.5～4.5％、Fe：0～0.30％，余量为Ti以及总量0.4％以下的杂质，所述α+β型钛合金挤出型材由原始β晶粒直径的平均值为250μm以下的针状组织构成。

(2)根据(1)所述的α+β型钛合金挤出型材，其中，原始β晶粒直径的平均值为180μm以下。

(3)根据(1)所述的α+β型钛合金挤出型材，其中，针状组织的集束中的片状α相所含的V浓度相对于片状β相所含的V浓度的比的平均值为0.24以下，且片状β相所含的Fe浓度的平均值为1.1％以上。

(4)根据(1)所述的α+β型钛合金挤出型材，其中，晶界α相的宽度为5μm以下。

发明的效果

根据本发明，在以Al、V作为主要含有元素的α+β型钛合金型材中，通过使其成为原始β晶粒直径的平均值为250μm以下的针状组织，能够实现0.2％条件屈服强度为830MPa以上，伸长率为10％以上的挤出型材。此外，通过使针状组织的集束中的片状α相所含的V浓度相对于片状β相所含的V浓度的比的平均值为0.24以下，且片状β相所含的Fe浓度的平均值为1.13％以上，能够实现0.2％条件屈服强度进一步大于830MPa的挤出型材。

附图说明

图1是玻璃润滑剂高速挤压法中的挤出挤压机的示意图。

图2中，(1)是示出α+β型钛合金挤出型材的针状组织的显微镜照片；(2)是示出α+β型钛合金的等轴组织的显微镜照片。

图3是示出金相组织的原始β晶粒直径与0.2％条件屈服强度之间的关系的图。

图4是示出β单相域热处理时间对β粒径(原始β晶粒直径)的影响的图。

图5中，(a)～(d)均为示出本发明的α+β型钛合金挤出型材的制造方法的示例性热历程的图表。

图6是实施例中制造的挤出型材的截面形状的示意图。

图7是实施例中测量的挤出型材的“翘曲”的说明图。

具体实施方式

本发明所针对的以Al、V作为主要含有元素的α+β型钛合金，在β相变温度以下时，由具有HCP结构的α相和具有BCC结构的β相构成；在β相变温度以上时，α相转变为β相，从而仅由β相构成。该合金如果加热至β相变温度以上的温度后冷却，就会得到针状组织；通过以β相变温度以下的温度进行加工，针状组织中长径比大的α晶粒被截断，随着加工量增加而变化为如图2的(2)所示的等轴组织。

在加热至β相变温度以上后进行冷却的情况下得到的组织形态，即针状组织的形态如图2的(1)所示。在β相变温度以上的温度，原先是一个晶粒的原始β晶粒的边界上生成晶界α相。即，原先在β相变温度以上存在的β晶粒(原始β晶粒)的晶界上，冷却中会形成晶界α相。在本发明中，将由晶界α相圈出的区域称作“原始β晶粒”，晶界α相即为原先在β相变温度以上存在的β晶粒(原始β晶粒)的晶界。原始β晶粒内形成多个被称作集束的α相和β相层状排列的组织。以下将集束中的α相称作片状α相，将β相称作片状β相。

另外，金属一般在冷却时热收缩而体积减少。在由于部位不同而冷却速度存在差异的情况下，由于冷却中的某个时间中热收缩量不同，型材内部产生应力。在空气冷却或炉冷却等型材的冷却速度慢的情况下，这种应力止步于仅为型材带来弹性变形。但是，在现有技术中，通过挤出后立即实施的强制冷却、或挤出后的热处理中的固溶处理(从高温域强制冷却)，对组织、组成进行控制，从而得到高强度/延性平衡。由于这些强制冷却中冷却速度差异大，因此会产生显著的应力，对型材带来翘曲等塑性变形。另外，即使冷却时不产生形状缺陷，也会在型材内部产生残留应力，在型材的加工、切削时等出现翘曲等形状缺陷。

为此，本发明人等对于α+β型钛合金，各种改变加热条件进行热挤出，对型材的拉伸特性与针状组织的关系进行研究后发现：即使不采用强制冷却，通过使其成为原始β晶粒直径的平均值为250μm以下的针状组织，也可以实现0.2％条件屈服强度为830MPa以上、伸长率为10％以上的具有与现有技术同等的强度/延性平衡的挤出型材。此外还发现：通过使针状组织的集束中的片状α相所含的V浓度相对于片状β相所含的V浓度的比的平均值为0.24以下，且片状β相所含的Fe浓度的平均值为1.1％以上，能够实现0.2％条件屈服强度进一步超过830MPa的α+β型钛合金挤出型材。

对本发明中确定成分组成的意义进行介绍。

本发明针对的是以Al、V作为主要含有元素的钛合金，即Ti-6Al-4V。对于Ti-6Al-4V的成分(质量％)，JIS H4650、ASTM B348等中规定了：含有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、其它元素为0.10％以下，且其它元素的总和为0.40％以下。本发明的以Al、V作为主要含有元素的钛合金也具有这些公共标准范围内的成分。以下，对各成分的限定理由进行说明。

Al：5.5～6.8质量％

Al是α稳定化元素，是为了增加α相的分率而添加的元素。其含量小于5.5质量％时，与β相相比强度更高的α相的分率变得过少，不能得到足够的强度，不能得到优异的0.2％条件屈服强度。另一方面，其含量超过6.8质量％变得过多时，不仅延性变差，而且由于Ti₃Al析出导致韧性也变差，加工性下降。因此，对于Al的含量，其下限控制在5.5质量％，其上限控制在6.8质量％。

V：3.5～4.5质量％

V是β稳定化元素，是为了增加β相的分率而添加的元素。即，V具有使β相变温度降低的作用，能够降低钛合金的加工温度。此外，V具有提高强度的作用，其含量小于3.5质量％时，β相的分率变得过少，同时导致0.2％条件屈服强度下降。另一方面，其含量超过4.5质量％变得过多时，伸长率变差，会导致加工性下降。因此，对于V的含量，其下限控制在3.5质量％，其上限控制在4.5质量％。

Fe：大于0且为0.30质量％以下

Fe是β稳定化元素，具有通过添加而使β相变温度降低的作用。另外，由于具有提高0.2％条件屈服强度的作用，因此优选添加大于0质量％的Fe。但是，Fe的含量增加时，延性下降，加工性下降。因此，上限控制在0.30质量％。

H：0.015质量％以下

H含量超过0.015质量％变得过多时，不仅伸长率下降，而且会形成脆弱的氢化物导致钛合金脆化。因此，H的含量的上限控制在0.015质量％。

O：0.20质量％以下，C：0.08质量％以下，N：0.05质量％以下，Fe：0.30质量％以下

O、C、N是α稳定化元素，具有通过添加而增加α相的分率，同时提高0.2％条件屈服强度的作用。但是，每个元素的含量增加时，延性下降，加工性下降。因此，控制在O：0.20质量％以下，C：0.08质量％以下，N：0.05质量％以下。

余量：Ti以及总量0.40质量％以下的杂质

余量是Ti以及杂质。作为杂质的元素可列举出：在钛的精炼工序中混入的Cl、Na、Mg，以及从废料混入的Zr、Sn、Cu、Mo、Ni、Nb、Ta、Mn、Cr等杂质。任何杂质均会在含量增加时与Ti生成化合物导致韧性下降，其结果是加工性下降。另外，杂质的总含量变得过多时，由于延性下降导致加工性变差。因此，为了不妨碍本发明的效果，其它元素的总和需要控制在0.40质量％以下。

接着，对本发明中限定原始β晶粒直径的意义进行介绍。

在针状组织中，由于一部分位错容易在α/β相的边界上传播，因此一部分位错的堆积距离达到集束尺寸的一半。另外，集束尺寸会随着原始β晶粒直径减少而减少。因此，随着原始β晶粒直径减少，由集束边界上的位错堆积导致的应力场减少，呈现由于组织微细化的增强而0.2％条件屈服强度增大的趋势(图3)。反过来说，如果原始β晶粒直径增大，则由于位错的堆积距离增加而导致集束边界上产生的应力集中增加，使得0.2％条件屈服强度下降。此外，如果原始β晶粒直径变小，则集束尺寸变小，原始β晶界以及集束边界上堆积的位错数量减少，从而原始β晶界以及集束边界上的应力集中变缓，伸长率增大。为此，在本发明中，以0.2％条件屈服强度达到830MPa以上、伸长率达到10％的原始β晶粒直径的平均值250μm作为上限。另一方面，对于下限则未必限定，优选50μm以上。而要达到比该数值更小，就需要降低挤出温度，或在挤出时进行强加工，变形阻力会变大，从而导致装置负担大，因此优选上述的下限。

另外，对限定集束中的片状α相所含的V浓度相对于片状β相所含的V浓度的比(相间V浓度比)、集束中的片状β相所含的Fe浓度的意义进行介绍。

由于β相与α相相比强度低，因此加工初期的变形由β相承担。因此，加工初期的至屈服为止的强度由β相的强度支配。即，0.2％条件屈服强度由β相的强度支配。此时，如果β相与α相的强度差异大，则由于在加工中导入的位错更集中在β相，导致0.2％条件屈服强度下降。V以及Fe通过固溶于β相中，而使β相的强度提高(固溶强化)，因此，β相中的V、Fe增加时，β相与α相的强度差异变缓，0.2％条件屈服强度增大。为此，将相间V浓度比的0.24作为优选的上限，将Fe浓度的1.1％作为优选的下限，此时0.2％条件屈服强度将达到进一步超过830MPa的强度，而830MPa被认为是高强度。

在针状组织中，随着晶界α相的宽度增加，延性下降。晶界α相生成于在加工中容易堆积位错的原始β晶界。因此，加工中的空穴也容易产生于晶界α相的界面上，晶界α相的宽度增加时，空穴容易沿着晶界α扩展。为此，在本发明中，将5μm作为晶界α的宽度的上限，该尺寸是自然冷却可得到的最大晶界α宽度，且伸长率不低于10％。另一方面，对于下限则未必限定，优选0.5μm以上。而要达到比该数值更小，则需要进行水冷、风扇空气冷却等强制冷却，由于会导致型材内部的温度差异变大，从而会成为由内部应力导致的形状缺陷、空气冷却后的残留应力发生的原因，因此优选上述的下限。

接着，对本发明的α+β型钛合金挤出型材的制造方法进行说明。

在本发明中，加热至β单相温度域后，为了避免由热应力导致的变形和残留应力的发生而进行空气冷却，因此，在冷却中，片状α相、晶界α相的宽度生长，与现有发明相比，0.2％条件屈服强度以及延性下降。为此，在本发明中研究了在加热至β相变温度以上的情况下，通过限制加热温度或保持时间来抑制β晶粒生长的手段，尝试提升0.2％条件屈服强度以及延性。

加热至β单相域(β单相域热处理)时的加热时间对β粒径的影响如图4所示。随着β单相域热处理时间变长，β粒径(原始β晶粒直径)增加。这是由于如果在β相变温度以上的保持时间长，则β晶粒的界面能量下降，从而β晶粒之间开始合体。

另外，进行β单相域热处理的情况下，β粒径随着加热温度的上升而增加。这是由于随着加热温度上升，金属中的元素的扩散距离增加，从而β晶粒的界面的移动速度增加。

为此，发明人等对于图5所示的制造方法，调查了制造时的温度条件与原始β晶粒直径之间的关系，发现了将β粒径(原始β晶粒直径)的平均值控制在250μm以下的条件。需要说明的是，这些仅为示例，本发明的α+β型钛合金挤出型材并不限于由这些制造方法得到的产品。

在图5中，(a)是在β相变温度(T_β)以上的温度域进行热挤出得到针状组织的制造方法；(b)是在β相变温度(T_β)以上的温度域进行热挤出得到针状组织后，再进行使V和Fe原子扩散的扩散退火的制造方法；(c)是在低于β相变温度(T_β)的温度域进行热挤出后，进行β单相域热处理以得到针状组织的制造方法；(d)是在低于β相变温度(T_β)的温度域进行热挤出后，进行β单相域热处理以得到针状组织，再进行使V和Fe原子扩散的扩散退火的制造方法。

在图5的(a)所示的制造方法中，将钛合金坯料加热至β相变温度以上进行热挤出时，需要使包括坯料的表面和中心在内，都均热至β相变温度以下以上的规定的温度。由于钛的导热率低，因此为了使钛合金坯料均热至规定温度，将加热时的升温速度控制在低速，或延长加热炉的在炉时间，使包括坯料中心在内均达到目标温度。如此使包括坯料的中心都达到目标温度时，对于坯料表面而言，由于比中心更早达到β相变温度以上，因此在达到β相变温度以上后的停留时间变长。其结果，对于坯料表面而言，β晶粒的生长被促进，挤出前的β粒径增大。挤出前的β晶粒变得粗大时，由于挤出后的β晶粒的再结晶成核位点少，因此挤出后的β晶粒也变得粗大，从而原始β晶粒直径的平均值超过250μm，如图3所示0.2％条件屈服强度下降。

为此，构思了如下方法：在β相变温度以下的规定的温度对坯料进行使其均热的预加热，之后进行急速加热使坯料整体达到β相变温度以上的规定温度，缩短在β相变温度以上的温度保持时间来进行热挤出。在预加热中，由于在β相变温度以下的温度使坯料均热，因此β晶粒不会变得粗大。由于进行了预加热，因此之后能够进行快速加热，在坯料中心达到β相变温度以上的规定温度时，坯料表面在β相变温度以上的保持时间能够控制在短时间。其结果，包括坯料的表面在内，能够防止挤出前的β晶粒变得粗大，也就能够防止挤出后的β晶粒变得粗大，原始β晶粒直径的平均值能够控制在250μm以下。

在预加热中，以坯料表面以及中心的温度控制在(T_β-500)～(T_β-80)℃、表面与中心的温度差在50℃以下的方式进行预加热。

如果预加热后的坯料温度过低，之后进行快速加热时，为了使包括坯料中心均在内达到规定的β相变温度以上，需要增加快速加热后的保持时间，作为其结果，坯料表面在β相变温度以上的保持时间增加，β晶粒变得粗大。在本发明中，通过将预加热温度下限控制在(T_β-500)℃，缩短快速加热后的保持时间，能够将挤出后的原始β晶粒直径的平均值控制在250μm以下。

钛在大气中加热时容易氧化，在加热至某个温度以上时，表面会形成称作α壳的硬化层，其厚度随着加热温度越高而变得越厚。由于α壳坚硬，缺乏延性，因此会成为挤出中的裂缝的起点，在挤出产品上产生裂纹。另外，由于表面硬化层的研磨作用使得模具磨损显著，因此挤出材料长度方向上截面尺寸的变动增大。为此，将不会显著形成α壳的(T_β-80)℃作为坯料的预加热温度的上限。

钛的导热性差，如果在预加热后坯料未充分实现均热的状态下从坯料表面进行快速加热，则坯料整体达不到均衡加热。为此，将预加热时的坯料表面与中心的温度差的上限设为50℃，以使得在快速加热时从坯料的一部分达到β相变温度至坯料整体达到β相变温度之间的时间短，挤出后的原始β晶粒直径不超过原始β晶粒直径的截面中的平均值的上限即250μm。实际操作中优选温度差为20℃以下。

预加热坯料后，通过电加热或感应加热，以1.0℃/s以上的升温速度加热至T_β～(T_β+200)℃，之后进行挤出加工。

快速加热后的坯料温度越高，原始β晶粒直径越增加。这是由于在挤出中受到加工的β晶粒，虽然在挤出后保持在β相变温度以上的期间中再结晶，但随着挤出前坯料温度上升，挤出后保持在β相变温度以上的时间增加，再结晶后的晶粒生长时间变长。我们发现：快速加热后的坯料温度超过β相变温度+200℃时，型材的原始β晶粒直径的平均值将大于250μm，0.2％条件屈服强度小于830MPa。另外，钛在大气中加热时容易氧化，在加热至某个温度以上时，表面会形成称作α壳的硬化层，其厚度随着加热温度越高而变得越厚。由于α壳坚硬，缺乏延性，因此会成为挤出中的裂缝的起点，在挤出产品上产生裂纹。另外，由于表面硬化层的研磨作用使得模具磨损显著，因此挤出材料长度方向上截面尺寸的变动增大。为此，将(T_β+200)℃作为坯料快速加热温度的上限，在该温度下，原始β晶粒直径的平均值在250μm以下，且不会显著形成α壳。另一方面，如果快速加热后的温度在β相变温度(T_β)附近，则型材表层部由于在挤出时与模具接触散热而加工温度下降至T_β以下，因此具有等轴组织。虽然随着挤出的进行，由于模具温度上升，因此型材表层的加工温度也上升而在稳定部具有针状组织，但为了稳定地制造具有针状组织的型材，优选快速加热后的温度为(T_β+50)℃以上。

挤出前的坯料快速加热时的升温速度慢时，坯料表面保持在β相变温度以上的温度的时间变长，挤出前的原始β晶粒直径变得粗大，挤出后的原始β晶粒直径增加。为此，将1.0℃/s作为升温速度的下限，在该升温速度下，可抑制挤出前的坯料表面的β晶粒生长，且挤出后的原始β晶粒直径的平均值在250μm以下。

由于钛的导热性差，在进行基于电加热或感应加热的快速加热时，为了使坯料整体被均衡加热，优选设置快速加热后规定的保持时间。为了使坯料整体被加热至β相变温度以上的温度，快速加热后保持20秒以上是理想的。另一方面，快速加热后的保持时间过长时，在保持时间中β晶粒变得粗大，挤出后的β晶粒也变得粗大而不优选。如图4所示，在本发明中，通过将快速加热后的保持时间控制在150秒以下，能够将型材的原始β晶粒直径的平均值控制在250μm以下。

进行挤出加工后，以小于5℃/秒的冷却速度自然冷却至室温。此处所述冷却速度是指至500℃为止的冷却速度。如果在挤出后进行5℃/秒以上的强制冷却，则冷却速度变得不均匀，在型材内部会产生由于型材内部的温度差导致的应力，产生翘曲、弯曲等塑性变形。另外，即使不产生塑性变形，冷却至室温后，型材内部也会产生残留应力，在型材加工、切削时等带来翘曲等形状缺陷。因此，在挤出加工后，以小于5℃/秒的冷却速度自然冷却。另外，冷却速度慢时，冷却中晶界α相生长，延性下降。因此，挤出加工后的冷却速度以0.5℃/秒以上自然冷却。实际操作中优选自然冷却(约1℃/秒)。

另外，也可如图5的(b)所示的制造方法那样，自然冷却后，在(T_β-500)～(T_β-200)℃进行使V和Fe原子扩散的扩散退火。

挤出后进行自然冷却时，由于型材的温度下降至固溶元素不扩散的温度域，因此固溶元素几乎不发生扩散。因此，α、β相的组成呈现与β相变温度附近的800～900℃的平衡状态下的组成接近的状态。其结果，在挤出后自然冷却至室温的型材中，β相中含有的V、Fe的浓度低，支配型材强度的β相的固溶强化未充分发生。

为此，在本发明中，对于自然冷却后的型材，通过进行足以使原子扩散达到平衡状态的时间的退火，促使作为β稳定化元素的V和Fe原子扩散，增加β相中含有的V、Fe的浓度，从而固溶强化充分发生，能够使型材进一步高强度化。此时，作为退火温度，将退火温度的下限设为(T_β-500)℃，以使得能够充分确保V以及Fe扩散所需要的时间，从而添加元素向α、β相不断分配，集束中的片状α相与片状β相所含的V浓度的比的平均值为0.24以下，且片状β相所含的Fe浓度的平均值为1.13％以上，可获得足够高强度的0.2％条件屈服强度。以小于(T_β-500)℃的温度实施退火的情况下，V扩散速度慢，可推测集束中的片状α相与片状β相所含的V浓度的比在退火前后几乎无变化。

另一方面，随着退火温度的上升，由于β相分率增加，因此不仅在退火中β相中含有的V、Fe的浓度减少，而且在之后的自然冷却中，由于冷却过程的时间短，因此元素扩散几乎不发生，因此固溶于β相中的V、Fe的浓度在退火前后几乎无变化。为此，将(T_β-200)℃作为退火温度的上限，在该温度下，β相分率不高，通过退火使固溶于β相中的V、Fe浓度增加。

接着，在图5的(c)所示的制造方法中，将钛合金坯料加热至(T_β-200)℃～β相变温度(T_β)进行热挤出，之后，为了将型材的组织统一成针状组织，进行β单相域热处理。挤出加工具有能够高能效地成型出复杂的截面形状的特点。但是，在β相变温度附近的挤出中，由于高速进行强加工的区域中加工发热大，因此加工温度轻松超过β相变温度，可得到针状组织。为此，在挤出加工中，进行型材形状的构建，通过继续进行的β单相域热处理，对组织以及机械特性进行控制。

挤出时的温度过低时，由于α+β型钛合金的热变形阻力急剧升高，因此需要能够施加高挤出负载的大型挤出挤压机，设备成本变高。此外，在温度降低、尤其是在(T_β-200)℃以下的热压加工中，α+β型钛合金的热延性急剧下降，因此容易产生裂纹等表面缺陷，成为导致成品率下降的原因。此时，尤其是温度容易下降的薄的凸缘部等，容易率先温度下降到(T_β-200)℃以下，容易产生裂纹或损伤。为此，将(T_β-200)℃作为坯料加热温度的下限，在该温度下，热变形阻力没那么大，即使有局部的温度下降，也不会在挤出中产生裂纹或损伤。

挤出温度为β相变温度以上时，由于挤出后得到的组织为针状组织，无需进行基于β单相域热处理的组织控制。为此，将β相变温度(T_β+100)℃作为该制造方法中的挤出温度的上限。

进行挤出加工后，以小于5℃/秒的冷却速度自然冷却至室温。挤出后进行5℃/秒以上的强制冷却时，在型材内部会产生由于冷却速度的差异导致的应力，产生翘曲、弯曲等塑性变形。另外，即使不产生塑性变形，冷却至室温后，型材内部也会产生残留应力，在型材加工、切削时等带来翘曲等形状缺陷。因此，挤出加工后，以小于5℃/秒的冷却速度自然冷却。另外，冷却速度慢时，冷却中晶界α相生长，延性下降。因此，挤出加工后的冷却速度以0.5℃/秒以上自然冷却。实际操作中优选自然冷却(约1℃/秒)。

在该图5的(c)所示的制造方法中，由于型材的大部分在小于β相变温度(T_β)的温度域进行挤出加工，因此挤出加工后的组织为等轴组织。但是，加工量大、与工具接触带来的散热小的型材内部等区域，由于加工温度超过β相变温度，因此挤出加工后的组织为针状组织。这样，在型材内部同时存在有等轴组织和针状组织，在型材内部产生由于组织导致的机械特性差异，在机械特性差的部位即针状组织部产生应力集中，存在发生龟裂、产生脆性断裂的可能性。

为此，为了将型材的组织统一成针状组织，在挤出后进行以β相变温度T_β作为下限温度的β单相域热处理。通过加热至β相变温度T_β以上，整体转变为β相，冷却后可得到针状组织。

但是，随着β单相域热处理温度上升，原子的扩散速度上升，β晶粒的生长速度上升的同时，冷却至β相变温度以下所需要的时间增加，β晶粒的生长被促进。其结果，β单相域热处理过高时，由于β粒径(原始β晶粒直径)生长至超过250μm，位错的堆积距离增加，在集束边界产生的应力集中增加，因此，0.2％条件屈服强度大大下降。为此，β单相域热处理的上限温度设为(T_β+200)℃，在该温度下，β晶粒的生长速度不显著，至β相变温度以下的冷却时间短。

另外，为防止针状组织部的β粒径(原始β晶粒直径)变粗大，β单相域热处理的加热时间也重要。进行β单相域热处理时，加热时间对β粒径的影响如图5所示。随着β单相域热处理时间变长，β粒径(原始β晶粒直径)增加。这是由于β相变温度以上的保持温度长时，由于β晶粒的界面能量下降，β晶粒开始合体。另外，钛在大气中加热时容易氧化，在加热至某个温度以上时，表面会形成称作α壳的硬化层，其厚度随着加热温度越高而变得越厚。由于α壳坚硬，缺乏延性，因此会成为裂缝的起点，在产品上产生裂纹。为此，通过将型材在T_β℃以上保持200秒以下(β单相域热处理温度)，能够在不使针状组织部的原始β晶粒直径变粗大的情况下，使等轴组织部全部变成针状组织，其中，在T_β℃下，β粒径(原始β晶粒直径)的平均值为250μm以下，且不会显著形成α壳。另一方面，对于β单相域热处理时间的下限，虽然也依赖于型材的壁厚，不过考虑到至型材的中央部的传热时间，优选可将整体加热至β相变温度以上的10秒左右。

另外，在这样进行β单相域热处理的情况下，也需要在预加热中，使包括坯料的表面和中心在内均达到β相变温度以下的规定的温度。为此，与上述同样地，在进行β单相域热处理的情况下，也在β相变温度以下的规定的温度对坯料进行使其均热的预加热，之后进行快速加热使坯料整体达到β相变温度以下的规定温度，缩短β相变温度以上的温度保持时间来进行β单相域热处理。由此，能够实现原始β晶粒直径的平均值为250μm以下。

并且，进行β单相域热处理后，以小于5℃/秒的冷却速度自然冷却至室温。由此，翘曲、弯曲等塑性变形被防止，型材内部不产生残留应力。

另外，也可如图5的(d)所示的制造方法那样，自然冷却后，在(T_β-500)～(T_β-200)℃进行使V和Fe原子扩散的扩散退火。由此，通过V以及Fe固溶于β相中而使β相的强度提高(固溶强化)。其结果，0.2％条件屈服强度将达到进一步超过830MPa的强度，而830MPa被认为是高强度。

需要说明的是，如上所述，本发明的α+β型钛合金挤出型材并非仅可由这些制造方法得到。例如，在图5的(c)、(d)所示制造方法中，挤出加工也可在β相变温度以上进行。另外，在挤出加工后的冷却中、β单相域热处理后的冷却中，可连续进行扩散退火。

实施例

将真空电弧2次熔化得到的φ700mm、重5吨的如表1所示合金编号1～3的成分组成的Ti-6Al-4V铸锭在α+β温度区域热锻至面积减少率60％，将得到的坯料的表面氧化层进行切削后，作为挤出用坯料。并且，用该坯料制造如图6所示凸型截面形状的挤出型材。

[表1]

(实施例1)

首先，进行了涉及图5的(a)、(b)中说明的制造条件的实施例1。在表2中示出实施例1中进行的每个的制造条件。在实施例1(表2)的本发明例(试验编号4～15)中，将上述坯料在Ar气体气氛下预加热至600℃(表面与中心的温度差为5℃)后，通过感应加热，加热至T_β～(T_β+200)℃进行挤出加工后，以1.7℃/秒的冷却速度自然冷却。另外，在本发明例(试验编号8～10、13～15)中，还对热压型材进行了扩散退火(图5的(b)的制造条件)。

另一方面，在实施例1(表2)的比较例(试验编号1～3)中，将上述坯料不进行预加热、感应加热这种分段加热地，加热至T_β～(T_β+200)℃进行挤出加工后，自然冷却，进而进行扩散退火。在实施例1(表2)的比较例(试验编号16～21)中，将上述坯料预加热至600℃后，通过感应加热，加热至1230℃(大于(T_β+200))进行挤出加工后，自然冷却。另外，在比较例(试验编号19～21)中还对热压型材进行了扩散退火。在实施例1(表2)的比较例(试验编号22～27)中，将上述坯料预加热至600℃后，通过感应加热，加热至980℃(小于T_β)进行挤出加工后，自然冷却。另外，在比较例(试验编号25～27)中还对热压型材进行了扩散退火。在实施例1(表2)的比较例(试验编号28～30)中，将上述坯料不进行预加热、感应加热这种分段加热地，加热至T_β～(T_β+200)℃进行挤出加工后，以300℃/秒的冷却速度强制冷却，进而进行扩散退火。

＜拉伸试验＞

从该热压型材的如图6所示位置得到ASTM E8半尺寸拉伸试验片(平行部φ6.35mm，计量长度25mm)。

＜组织观察试验＞

从与拉伸试验片的采取位置相同的位置采集组织观察试验片，对于L截面，用光学显微镜观察照片进行组织观察。对于原始β晶粒直径，以切断法测量圆当量直径，求出3mm×6mm(晶粒数量最小约200个)的平均值。

＜组织分布＞

等轴组织部和针状组织部通过宏观组织观察能够判断。宏观组织分为两个区域，金属光泽强的区域和看起来发白的光泽低的区域。无论任何区域，均在由宏观蚀刻产生的表面凹凸上反射光，产生金属光泽。但是，在包含小颗粒的等轴α晶粒的区域中，与针状组织的区域相比，表面产生的凹凸小，光漫反射。因此，等轴组织的区域比针状组织的区域看起来发白。对于组织分布，将整体长度4000mm的型材以每200mm进行分割，调查截面(包括最顶端部的端面)。

＜翘曲＞

对于翘曲，如图7所示，将型材中央部相对于连接型材长度方向的两端的直线的距离定义为翘曲。需要说明的是，实际的测量是在型材两端的A点(图6)安装绳子实施的。

[表2]

表2中有下划线的内容在本发明的范围之外；另外，在表2中，方式表示图5的(a)～(d)的某一个，冷却速度是在图6所示A的位置测量的，V浓度比是针状组织的集束中的片状α相所含的V浓度相对于β相中含有的V浓度的比的平均值。需要说明的是，0.2％条件屈服强度以830MPa以上、伸长率以10％以上作为优选的范围。

在实施例1中，比较例的试验编号1～3由于在不进行快速加热的情况下进行了坯料的加热，因此挤出前β晶粒变得粗大，挤出后的再结晶成核位点少，因此挤出后的原始β晶粒直径的平均值均超过250μm。因此，0.2％条件屈服强度低于830MPa。

比较例的试验编号16～21由于感应加热后的坯料温度超过1200℃，因此均在挤出前的坯料阶段β晶粒生长。其结果，挤出后的再结晶成核位点减少，原始β晶粒直径的平均值超过250μm，0.2％条件屈服强度低于830MPa。

比较例的试验编号22～27的感应加热后的坯料温度在β相变温度(1000℃)以下。因此，挤出顶端部通过与模具接触带来的散热而具有等轴组织。对于挤出后端，虽然观察到型材截面的中央部由于加工发热而具有一部分针状组织，但截面中的大部分具有等轴组织。这样，得到的型材中针状组织部仅存在于极少的区域，拉伸试验片采集部包含有等轴组织。其结果，与针状组织相比显示出高拉伸特性。但是，由于截面中同时存在针状组织和等轴组织，在实际的使用中，将产生由于金相组织导致的机械特性不均。

比较例的试验编号28～30是以现有技术的方法制造的型材。即，将坯料用燃气加热炉加热至β相变温度以上后，挤出，进行基于水冷的强制冷却后，实施退火。与本发明的试验编号4～15相比，虽然原始β晶粒直径大，但由于晶界α相的宽度小，因此具有与本发明同等的拉伸特性。不过，如后所述，由于与本发明相比冷却速度快，因此型材的翘曲大，在实际使用时需要进行矫正等后处理。

与此相对，在本发明例的试验编号4～15中，基本在整个长度上得到原始β晶粒直径为250μm以下的针状组织。这是由于坯料的感应加热温度在T_β～(T_β+200)℃的范围内，因此挤出后在β相变温度以上保持的时间短，β晶粒没有变得粗大。另外，试验编号4～10由于原始β晶粒直径为180μm以下，因此0.2％条件屈服强度大大超过830MPa。此外，本发明的试验编号7～9以及13～15的相间V浓度比为0.24以下，β相中的Fe浓度为1.13％以上。这是由于在(T_β-500)～(T_β-200)℃的温度范围内进行退火的结果，退火中V、Fe元素的扩散被促进。其结果，0.2％条件屈服强度大大超过830MPa。不过，在本发明的试验编号4～9中，在属于非稳定部的挤出顶端部的表层部观察到等轴组织。这是由于挤出开始时模具的温度低，挤出时坯料与模具接触带来散热使得在坯料的顶端部加工温度低于β相变温度。另一方面，在型材后部，由于挤出加工带来的加工发热，坯料的加工温度上升至β相变温度以上，得到针状组织。

(实施例2)

接着，进行了涉及图5的(c)、(d)中说明的制造条件的实施例2。表3示出实施例2中进行的每个的制造条件。在实施例2(表3)的本发明例(试验编号7～15)中，将上述坯料加热至900℃((T_β-200)℃～β相变温度(T_β))进行挤出加工后，加热至1030℃进行10秒或120秒的β单相域热处理，然后以1.7℃/秒的冷却速度自然冷却。另外，在本发明例(试验编号13～15)中还对热压型材进行了扩散退火(图5的(d)的制造条件)。

另一方面，在实施例2(表3)的比较例(试验编号1～3)中，将上述坯料加热至900℃((T_β-200)℃～β相变温度(T_β))进行挤出加工后，在不进行β单相域热处理的情况下自然冷却。在实施例2(表3)的比较例(试验编号4～6)中，将上述坯料加热至900℃((T_β-200)℃～β相变温度(T_β))进行挤出加工后，加热至950℃(小于T_β)进行热处理，然后自然冷却。在实施例2(表3)的比较例(试验编号16～21)中，将上述坯料加热至900℃((T_β-200)℃～β相变温度(T_β))进行挤出加工后，加热至1030℃进行250秒的β单相域热处理，然后自然冷却。另外，在比较例(试验编号19～21)中还对热压型材进行了扩散退火。在实施例2(表3)的比较例(试验编号22～24)中，将上述坯料加热至1050℃(大于T_β)进行挤出加工后，加热至1030℃进行10秒的β单相域热处理，然后自然冷却。在实施例2(表3)的比较例(试验编号25～27)中，将上述坯料加热至900℃((T_β-200)℃～β相变温度(T_β))进行挤出加工后，加热至1030℃进行250秒的β单相域热处理，然后以300℃/秒的冷却速度强制冷却，并进行扩散退火。

[表3]

在实施例2中，比较例的试验编号1～3由于未实施挤出后的β单相域热处理，试验编号4～6由于β单相域热处理中的温度不在T_β以上，因此型材截面的表层具有等轴组织，型材截面的中央部观察到针状组织的区域。这是由于表层部因为与容器、模具接触带来散热，即使存在加工发热，加工温度也在β相变温度(1000℃)以下，而中央部不存在这种散热，因此加工温度上升至β相变温度以上。不过，针状组织部仅存在于极少的区域，拉伸试验片采集部包含有等轴组织。其结果，与针状组织相比显示出高拉伸特性。但是，由于截面中同时存在针状组织和等轴组织，在实际的使用中，将产生由于金相组织导致的机械特性不均。

比较例的试验编号16～21由于β单相域热处理时间长，试验编号22～24由于虽然感应加热温度在T_β以上但进行了β单相域热处理，因此原始β晶粒直径超过250μm，0.2％条件屈服强度低于830MPa。

比较例的试验编号25～27将在β相变温度以下挤出的型材用燃气加热炉加热至β相变温度以上，进行基于水冷的强制冷却后，实施退火而制造。与本发明的试验编号7～15相比，虽然原始β晶粒直径大，但由于晶界α相的宽度小，因此具有与本发明同等的拉伸特性。不过，如后所述，由于与本发明相比β单相域热处理后的冷却速度快，因此型材的翘曲大，在实际使用时需要进行矫正等后处理。

与此相对，在本发明的试验编号7～15中，基本在整个长度上得到原始β晶粒直径250μm以下的针状组织，0.2％条件屈服强度超过830MPa。另外，试验编号10～15由于原始β晶粒直径为180μm以下，试验编号13～15由于相间V浓度比为0.24以下、β相中的Fe浓度为1.13％以上，因此0.2％条件屈服强度大大超过830MPa。

(实施例3)

接着，对进行挤出加工后的冷却速度进行了考察。制造条件与型材的品质如表4所示。冷却速度表示从型材的上表面中央A以及型材的下表面中央B的位置上的最高到达温度至500℃为止的冷却速度。

在实施例3(表4)的本发明例(试验编号1～6)中，将上述坯料预加热至600℃后，通过感应加热，加热至1030℃进行挤出加工后，以小于5.0℃/秒的冷却速度自然冷却，并对热压型材进行了扩散退火。

另一方面，在实施例3(表4)的比较例(试验编号7～9)中，将上述坯料预加热至600℃后，通过感应加热，加热至1050℃进行挤出加工后，以超过5.0℃/秒的冷却速度强制冷却，并对热压型材进行了扩散退火。在实施例3(表4)的比较例(试验编号10～12)中，将上述坯料预加热至600℃后，通过感应加热，加热至1050℃进行挤出加工后，以小于0.5℃/秒的冷却速度冷却，并对热压型材进行了扩散退火。

[表4]

试验编号7～9虽然显示出了高的0.2％条件屈服强度，但产生了50mm以上的翘曲。这是由于通过强制冷却，虽然晶界α相的生长被抑制，但冷却中产生的内部应力大，因此发生了塑性变形。

试验编号10～12由于挤出后的冷却速度慢，晶界α相的宽度超过10μm，因此0.2％条件屈服强度低于830MPa，并且伸长率低于10％。

与此相对，在本发明的试验编号1～6中，通过将原始β晶粒直径控制在250μm以下，即使不进行强制冷却，0.2％条件屈服强度也超过830MPa。另外，型材的翘曲低至10mm以下，达到实用上没问题的水平。

产业上的可利用性

根据本发明，通过将型材的金相组织控制成原始β晶粒直径为250μm以下的针状组织，能够得到具备实用上没问题的拉伸特性、且与进行了强制冷却情况相比形状良好的型材。因此，能够削减冷却装置和形状矫正的成本，在产业上尤其有用。另外，本发明的α+β型钛合金挤出型材由于残留应力也少，且没有组织不均，因此可预测其在机械加工中的弯曲小，疲劳强度佳，对于飞行器等用途有用。

附图标记说明

1 容器

2 杆

3 挤压垫

4 模具

5 坯料

6 型材

11 挤出方向

Claims

1.一种α+β型钛合金挤出型材，其以质量％计含有Al：5.5～6.8％、V：3.5～5.8％、Fe：大于0且为0.30％以下，余量为Ti以及总量0.4％以下的杂质，所述α+β型钛合金挤出型材由原始β晶粒直径的平均值为250μm以下的针状组织构成。

2.根据权利要求1所述的α+β型钛合金挤出型材，其中，原始β晶粒直径的平均值为180μm以下。

3.根据权利要求1所述的α+β型钛合金挤出型材，其中，针状组织的集束中的片状α相所含的V浓度相对于片状β相所含的V浓度的比的平均值为0.24以下，且片状β相所含的Fe浓度的平均值为1.1％以上。

4.根据权利要求1所述的α+β型钛合金挤出型材，其中，晶界α相的宽度为5μm以下。