專利名稱：納米結晶鈦合金及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及高強度Ti合金及其制造方法，特別是，涉及通過熱加工而具有納米結晶的擁有高強度且良好加工性的Ti合金及其制造方法。
背景技術：
以往，在作為汽車用部件所使用的Ti合金中，需要高強度的懸簧、發(fā)動機用閥簧和兩輪車用懸簧中主要使用了冷加工性優(yōu)異、并可通過熱處理較為簡單地獲得高強度的一般被分類為β型的β型Ti合金。然而，β型Ti合金通常是將在高溫下穩(wěn)定的β相通過固溶處理而變成在室溫為亞穩(wěn)定的物質，從而需要大量含有作為昂貴元素的V、Mo和Cr 等β穩(wěn)定化元素。因此，對低廉材料且具有同等強度的Ti合金部件的需求逐漸提高。此外，β型Ti合金通過α相析出時效處理等熱處理來提高強度，但對于機構部件，實用上疲勞強度是重要的。然而，β型Ti合金的破壞通過由析出的α相粒內或α相與β相的邊界產生裂紋而發(fā)生，認為裂紋的發(fā)生均是由于α相與β相的彈性應變差等的原因。因此，在β型Ti合金這樣的通過利用時效處理從β基體相析出α相而強化的結構中，即使靜態(tài)強度優(yōu)異，疲勞強度的提高也有限度?；谶@樣的情況，從成本、強度方面考慮，要求在汽車部件中應用昂貴的β相穩(wěn)定化元素量少、且易于變形、強度低的β相少的近α型、α + β型Ti合金。另一方面，如例如專利文獻1中公開的那樣，對于被分類為代表性的α + β型的 Ti - 6Α1 - 4V(質量％)合金，其強度、延展性和韌性等機械性質的平衡良好，因此具有占全部Ti合金生產量的約70%這樣高的普及率。由此，Ti - 6Α1 - 4V合金具有價格低廉，成分、原材料強度的偏差少等的優(yōu)點。這樣的Ti - 6Α1 - 4V合金的機械性質主要取決于組織的形態(tài)，根據為等軸晶組織、針狀(acicular)組織或為它們的混合(bimodal)組織，特性、強度受到影響。一般而言， 等軸晶組織的強度、伸長率、疲勞裂紋的發(fā)生抗力性和塑性加工性優(yōu)異。針狀晶組織的蠕變抗力性、破壞韌性和對裂紋傳播的抗力性優(yōu)異。此外，混合組織具有各個組織的長處?，F有技術文獻專利文獻
專利文獻1 日本特許第3789852號公報。

發(fā)明內容
發(fā)明要解決的課題
以往的Ti 一 6A1 — 4V合金利用加工進行的組織控制主要通過在β或α + β 二相穩(wěn)定溫度區(qū)域的熱加工來進行。在該情況下，作為熱加工前的起始組織，使用了等軸晶α + β相、針狀晶α + β相的組織。本發(fā)明人等認為，為了獲得加工成部件形狀的加工性優(yōu)異并兼?zhèn)涓邚姸鹊脑牧?，晶粒的微細化是有效的，將等軸晶α + β相、針狀晶α + β相的組織作為起始組織，嘗試了各種加工熱處理，但即使α晶粒直徑小，也會形成微米級或與粗大晶?；旌隙蔀椴痪鶆虻慕M織，而且不限于形成等軸晶，從而不能期待加工成部件形狀的加工性及其機械特性。本發(fā)明的目的是提供Ti合金及其制造方法，該Ti合金通過大幅提高廉價且普及率高的Ti - 6A1 - 4V系一般標準組成合金、或被分類為近α型或α + β型的組織的Ti 合金的加工性、強度和韌性，從而適合作為代替以汽車用部件為代表的結構部件的β型Ti 合金的材料。并且，β型Ti合金是指具有下述組成的合金，所述組成是被分類為可以在室溫下形成亞穩(wěn)定的β相后進行時效硬化的Ti合金的組成。用于解決課題的方法
技術領域：
本發(fā)明人等研究了如下內容不為β型Ti合金組成，通過固溶處理后的常規(guī)冷卻不是形成室溫下為單相的β相，而是形成α相率多的被分類為近α型或α + β型的低廉Ti 合金組成。而且發(fā)現一種Ti合金，其通過使難以成型加工成部件的α相從晶粒直徑為微米級的以往組織形成納米級的微細等軸晶組織，從而加工成部件的加工性和韌性優(yōu)異，另外通過盡量減少β相，從而可以期待高強度和高疲勞強度。進一步地，實現了以到目前為止未被利用過的α ’馬氏體作為起始組織的Ti合金的納米晶粒組織的形成和均勻化，從而完成了本發(fā)明。Ti合金的缺口敏感性高，一旦產生裂紋，裂紋傳播速度就會比鋼材還快。因此，本發(fā)明人等認為除了由晶粒微細化導致的強度提高以外，而且通過使等軸晶為主要組織，對于初期裂紋生成的抗力性得到提高，本發(fā)明人等想到了如果通過加工而生成均勻且微細的等軸晶，則強度和韌性會提高，可以期待疲勞強度的改善。進一步地，得出以下結論如果在熱加工中發(fā)生動態(tài)再結晶，在受到應變0. 5以上的變形的區(qū)域生成80%以上的等軸晶，由此形成位錯密度非常低的微細等軸晶組織，則對于加工的抗力性降低，加工成部件形狀的加工性提高。如果在固溶處理后淬火Ti合金，則生成α ’馬氏體晶，其為在固溶淬火過程中以無擴散相變形成的結晶相，沒有發(fā)現β相直至室溫而直接殘留的β型Ti合金。α，馬氏體晶為針狀，晶體結構與平衡α晶同樣地為密排六方晶(稠密六方晶)結構，但與平衡 α晶的不同之處可列舉通過驟冷而形成熱不穩(wěn)定的結晶相，針狀組織中具有大量的缺陷 (α，(10-11)雙晶、α，(0001)上的疊層缺陷或位錯等)等。并且，“一1”表示在1上帶有橫杠(一)。段落0018的說明中也是同樣的。因此，本發(fā)明人等認為，這樣的疊層缺陷或位錯的聚集處在能量上不穩(wěn)定，容易作為α的再結晶核生成部位起作用，因此與α + β相相比，成為核生成部位的位置大量地存在，如果將該組織作為起始組織進行熱加工，則均勻且微細的納米級的等軸晶易于大范圍生成。S卩，本發(fā)明的Ti合金的制造方法的特征在于，對于作為熱加工的起始組織的、主要由通過從β轉變溫度進行驟冷而生成的α ’馬氏體相構成的材料，進行出現動態(tài)再結晶的加工。這里，出現動態(tài)再結晶的加工具體是指進行如下加工以升溫速度50 800°C / 秒進行加熱，在700 800°C的溫度范圍以應變速度為0. 01 10/秒的速度使應變?yōu)?. 5 以上?；蛘哌M行如下加工在超過800°C且低于1000°C的溫度范圍以0. 1 10/秒的應變速度使應變?yōu)?. 5以上。作為熱加工法，采用沖壓加工或擠出加工等、在加工時出現動態(tài)再結晶的加工方法。進一步地，在熱加工后，以20°C /秒以上的速度進行冷卻，以避免動態(tài)再結晶中生成的納米級的晶粒粗大化。如上所述制造的Ti合金為一般被分類為近α型和/或α + β型Ti合金的配合組成，包含均勻地分散有平均晶粒直徑小于IOOOnm的等軸晶的組織。并且，可使用加速電壓為20kV的SEM/EBSD法以50000倍觀察辨別的最小晶粒直徑為98nm，因此本發(fā)明中的晶粒直徑的最小值實質上為98nm。這里，α + β型Ti合金是根據通常的鑄造等的冷卻速度而在常溫下β相以面積比率計為10 50%的Ti合金，近α型Ti合金為包含1 2 質量％&V、Cr、M0等β相穩(wěn)定化元素的Ti合金，其是根據相同冷卻速度而在常溫下的β 相以面積比率計為超過0%且小于10%的Ti合金。然而，以將它們驟冷并在幾乎整個區(qū)域 (利用X射線衍射法檢測不到β相的水平)形成α ’馬氏體組織的材料作為起始材料進行熱加工后而得的本發(fā)明中，期望β相的面積比率為1.0%以下。其理由是，如果β相的面積比率超過1.0%，則在α相與β相的界面發(fā)生破壞的可能性提高，引起疲勞強度的降低。 并且，β相在常溫超過50面積％、不引起馬氏體相變的情況為β型合金。對于上述這樣的結晶，由利用EBSD法的GOS圖也可知，是在結晶內部幾乎沒有導入位錯的微細且均勻的組織，可以期待與以往的Ti合金相比、其強度的提高和加工成部件形狀的加工性的提高。在上述專利文獻1中，作為Ti 一 6Α1 — 4Va + β型合金的強化方法，使用了 α ’ 馬氏體。專利文獻1中，通過熱處理在α ’馬氏體中使針狀α晶析出，使強度和韌性提高， 同時改善屈服強度和硬度以及韌性。然而，在專利文獻1的晶粒大的一般組織中，硬度與韌性存在反比例的關系，不能期待可以同時提高韌性和硬度。此外，韌性的測定由拉伸試驗后的試樣斷裂面的拉深率預測，但沒有比較例的記載，難以進行韌性的準確判斷。與此相對，本發(fā)明中，大幅提高了 Ti合金的加工性、強度和韌性。以下，在本發(fā)明的高強度Ti合金及其制造方法中，對如上所述特定組織和制造方法的理由進行說明。本制法中的作為用于形成作為起始組織的α ’馬氏體組織的Ti合金組成，通常被分類為近α型或α + β型Ti合金的組成是合適的。例如，如果采用通常被分類為α型 Ti合金的組成，為了整體生成α ’馬氏體而從β轉變溫度以上進行驟冷，則β轉變溫度移動至更為高溫的區(qū)域，由此在加熱能量上變得沒有效率，同時由于在一定溫度區(qū)域時生成脆性的α2相(例如Ti3Al)，因此不能幾乎整體上獲得α’馬氏體組織。此外，確認了由于近β型和β型Ti合金在常溫下亞穩(wěn)定地維持β相，因此即使進行驟冷處理，也不能得到通過X射線衍射或上述EBSD分析檢測不到β相這樣程度的、幾乎整體上形成α ’馬氏體相的組織，β相殘存。因此，不能期待獲得利用了 α ’馬氏體的均勻且微細的動態(tài)再結晶組織。另一方面，通常被分類為近α型和α + β型Ti合金的組成中，進行相同處理后、 以相同分析水平幾乎檢測不到β相。因此，優(yōu)選被分類為近α型和α + β型Ti合金的組成。將α ’馬氏體相作為起始組織的理由是，其為熱不穩(wěn)定的相，針狀組織中具有大量的缺陷，因此該缺陷位置容易作為再結晶核生成部位而起作用。此外，對于針狀α + β混合組織，作為a軸方向的α <11 — 20 >的位錯主要移動，與此相對，對于α’馬氏體，通過除了 a軸方向以外，c軸方向的位錯也活躍地移動，由此變形能力比α高，進一步地，該針狀組織的位錯交叉點與α + β混合組織相比為多方向且增多。該交叉點作為核生成部位起作用，通過熱加工，起始組織與α + β相相比存在非常多的核生成部位，因此利用α，馬氏體相作為熱加工的起始組織是有利的。以下說明上述數值限定的根據。以下的數值限定是在下述前提下進行研究的結果，所述前提是在短時間進行加熱(防止平衡相的粗大析出)，加工(產出無數的再結晶核生成部位)后進行驟冷(再結晶的生長抑制)的前提，以避免提供給起始組織的能量(熱、 時間)有引起晶粒粗大化、向平衡α + β相的相變的余裕。升溫諫度50 800°C /秒
由于起始組織的α ’馬氏體相為熱不穩(wěn)定的相，因此如果升溫速度低于50°C /秒，則相變?yōu)槠胶猞?+ β相的時間形成余裕。另一方面，如果升溫速度超過800°C/秒，則雖然也取決于被加工材料的尺寸，但實際的加熱方法、一系列的工序中的溫度控制變得困難。此外，在想要寬范圍地得到本發(fā)明中獲得的組織的形成區(qū)域的情況下，表面與內部的溫度差過大，有限度。進一步地，在超過800°C /秒的升溫速度下，原材料的流動性在表面與內部的差增大，加工時產生裂縫，因此不優(yōu)選。由此，使Ti合金的升溫速度為50 800°C /秒。熱加工溫度為700 800°C時，應變諫度0. 01 10/秒
熱加工溫度為軺i寸800°C H.低干1000°C時，應奪諫度:0. 1 10/禾少應變0. 5以上
上述熱加工條件為下述條件Ti合金的動態(tài)再結晶活躍地發(fā)生，使α，馬氏體相作為加工起始組織時，均勻且微細的等軸晶的平均晶粒直徑小于lOOOnm。加工溫度低于700°C 時，溫度越低，用于動態(tài)再結晶的驅動能量越不足，被加工部的動態(tài)再結晶區(qū)域少且不均勻化，作為整個組織，形成通過加工而拉伸的粗大α晶和不均勻的動態(tài)再結晶了的納米結晶組織的混合組織?；蛘撸袝r也不發(fā)生動態(tài)再結晶，不生成納米結晶組織。另一方面，如果使加工溫度為1000°C以上，則β相的生成和生長速度劇增，平衡β相粗大化。而且，之后通過冷卻至室溫，相變成粗大α相、針狀組織。接著，在加工溫度為700 800°C時的應變速度低于0.01/秒、加工溫度超過 800°C且低于1000°C時的應變速度低于0. 1/秒的情況下，在本發(fā)明的各加工溫度范圍內， 組織遭受α + β相變和其晶粒粗大化的時間延遲，動態(tài)再結晶的優(yōu)點消失。此外，如果考慮實際操作，則存在生產性降低等問題。另一方面，在應變速度超過10/秒時，由于由快速的加工速度引起的形變抗力的劇增、由此產生的被加工材料的裂縫以及對加工裝置的過大負擔，因此是不實用的。此外，平均晶粒直徑小于IOOOnm的等軸晶需要為組織的80%以上。這是因為，如果上述這樣的組織的面積比率低于80%，則不能顯著地表現市場所要求的強度和韌性的提高。 即，Ti合金的整體的80%以上需要受到產生動態(tài)再結晶的加工。因此，由加工導致的應變需要為0. 5以上。此外，上述這樣的組織的面積比率優(yōu)選為90%以上，因此期望應變?yōu)?. 8 以上。并且，在通過背散射電子束衍射(EBSD)法得到的GOS圖的測定中，在等軸晶中的晶粒內的取向角度差小于3°時，可以確認位錯密度低、發(fā)生對部件形狀加工性有效的動態(tài)再結晶。因此，進行加工，使得通過這樣的測定得到的面積比率為80%以上，優(yōu)選為90%以上。 此外，上述這樣的組織不一定需要在材料整體中形成，根據制品的使用方法，可以僅在作用應力高的表層側等需要的區(qū)域應用本發(fā)明的加工條件，在其加工部內以本發(fā)明中規(guī)定的面積比率來形成。規(guī)定上述的0. 5的應變是因為，由獲得上述組織的例如700 900°C的熱加工中的形變抗力曲線來看，在初始應變時迎來形變抗力的最大值，然后產生應變減少，直至應變低于0. 5為止(加工軟化現象)，在0. 5以上動態(tài)再結晶幾乎結束，由此確認了為幾乎一定的形變抗力狀態(tài)。并且，本發(fā)明中的應變通過下述數1來表示。[數1]
加工后的冷卻諫度20°C /秒以上
為了在熱加工后不使通過動態(tài)再結晶而生成的納米晶粒粗大化，需要以20°C /秒以上的冷卻速度進行冷卻。期望本發(fā)明的Ti合金是由4 9質量％的Al、2 10質量％的V、剩余為Ti和不可避免的雜質組成的Ti合金。此外，期望平均晶粒直徑為600nm以下。此外，期望硬度為 360HV以上且0.覬彎曲屈服強度為1400MPa以上。發(fā)明的效果
根據本發(fā)明，通過大幅提高廉價且普及率高的Ti - 6A1 - 4V系一般標準組成合金、或被分類為近α型或α + β型的組織的Ti合金的加工性、強度和韌性，從而提供適合作為代替以汽車用部件為代表的結構部件的β型Ti合金材料的Ti合金。


圖1為表示作為本發(fā)明實施例的起始材料的包含α ’馬氏體相的Ti - 6Α1 一 4V 一般標準組成合金的組織的圖。圖2為表示將作為本發(fā)明實施例的、起始組織為α ’馬氏體組織的Ti - 6Α1 一 4V 一般標準組成合金以加工溫度800°C、應變速度10/秒進行加工而成的物質的、3點彎曲試驗后的斷裂面的圖。圖3為表示將作為比較例的、起始組織為α + β混晶組織的Ti 一 6Α1 一 4V — 般標準組成合金以加工溫度800°C、應變速度10/秒進行加工而成的物質的，3點彎曲試驗后的斷裂面的圖。圖4為表示將加工前起始組織為α ’馬氏體的原材料和α + β混晶組織的原材料在本發(fā)明的加工條件下進行加工中的形變抗力變化的圖。圖5為加工前起始組織滿足本發(fā)明的條件、加工條件滿足本發(fā)明條件的物質和加工條件不滿足本發(fā)明條件的物質的在加工溫度700 1000°C、應變速度0. 001 10/秒時的背散射電子衍射圖像的IPF圖。圖6為表示將作為本發(fā)明的條件的起始組織為α，馬氏體組織的Ti 一 6Α1 一 4V 一般標準組成合金以加工溫度800°C、應變速度10/秒進行了加工時的背散射電子衍射圖像的IPF圖的圖。圖7為表示將作為本發(fā)明的條件的起始組織為α，馬氏體組織的Ti 一 6Α1 一 4V 一般標準組成合金以加工溫度800°C、應變速度10/秒進行了加工時的背散射電子衍射圖像的GOS圖的圖。圖8為表示加工前起始組織不滿足本發(fā)明必要條件、加工條件滿足本發(fā)明必要條件的物質和加工條件不滿足本發(fā)明必要條件的物質的在加工溫度700 1000°C、應變速度 0. 001 10/秒時的背散射電子衍射圖像的IPF圖的圖。圖9為表示作為比較例的起始組織為α + β混合組織的Ti 一 6Α1 一 4V 一般標準組成合金在加工溫度800°C、應變速度10/秒的情況下的背散射電子衍射圖像的IPF圖的圖。圖10為表示作為比較例的起始組織為α + β混合組織的Ti 一 6Α1 一 4V 一般標準組成合金在加工溫度800°C、應變速度10/秒的情況下的背散射電子衍射圖像的GOS圖的圖。圖11為表示作為本發(fā)明材料和比較材料的3點彎曲試驗結果的、斷裂伸長率和 0. 2%彎曲屈服強度的關系的圖。圖12為表示本發(fā)明材料的平均晶粒直徑和0.洲彎曲屈服強度的關系的圖。 實施例在已預先加熱的電阻爐中將工業(yè)上通用的Ti - 6A1 - 4V 一般標準組成合金(5 級)在1050°C保持1小時，然后進行冰水冷卻，準備α，馬氏體相的Ti - 6Α1 一 4V合金作為起始組織材料。圖1表示α ’馬氏體組織。試樣的高度為12mm、直徑為8mm，裝置使用作為熱加工模擬器的寸一^ y ” ι ” 一一 Z (富士電波工機(株))，對試樣進行軸對稱壓縮加工。在選自700 1000°C的范圍的各溫度下保持5秒后進行加工，使加工時的應變速度為選自0. 001 10/秒內的各值，使通過加工得到的最終應變量為0. 8。此外，使加工前的升溫速度直到(加工溫度一 100°C )為止為100°C /秒，從(加工溫度一 100°C )開始為 50°C /秒。此外，使加工后的冷卻速度為25°C /秒。此外，作為比較例，對于將未進行固溶淬火處理的α + β混晶組織作為起始組織材料的Ti 一 6Α1 — 4V合金，在相同加工條件下進行熱加工。熱加工后，對加工中心部的截面，通過在掃描電子顯微鏡(日本電子(株)JSM — 7000F)上安裝的背散射電子衍射(EBSD) 裝置((株)TSL V 1J ^ — * 3 > <制，OIM ver4. 6)進行晶粒直徑、β相面積比率和位錯密度的評價。晶粒直徑和各結晶取向由可以基于EBSD像進行分析的IPF(反極點，Inverse
Pole Figure，以結晶取向差5°以上為晶界)圖來判定。同樣地，β相的面積比率由相圖(α相與β相的晶體結構的不同)來判定，位錯密度通過GOS (Grain Orientation Spread)圖分析來判定。即，在結晶內的某EBSD焦點與其相鄰點之間的結晶取向角度偏差小于3°時，判斷為通過晶粒內的位錯密度極低的再結晶而生成的結晶，測定其面積比率。 機械性質進行3點彎曲試驗，求出0.洲彎曲屈服強度。此外，還進行了試樣的中心部的硬度測定。圖4表示對于加工前起始組織為作為本發(fā)明必要條件的α，馬氏體組織的組織和作為比較組織的α + β混晶組織，伴隨以加工溫度700°C、應變速度1/秒進行加工時的應變的形變抗力的變化。在將本發(fā)明必要條件作為起始組織進行加工時，在應變0. 05附近觀察到加工軟化現象的峰值后，在應變0.5以上時形變抗力穩(wěn)定。這暗示了通過如前所述的動態(tài)再結晶而生成位錯密度低的微細等軸晶。另一方面，暗示了比較例的α + β混晶起始組織的形變抗力不大變化，加工中途沒有發(fā)生顯著的組織變化。圖5表示加工前起始組織滿足本發(fā)明必要條件、加工條件滿足本發(fā)明必要條件的物質和加工條件不滿足本發(fā)明必要條件的物質的背散射電子衍射圖像的IPF圖。判定在加工溫度700 1000°C、應變速度0. 001 10/秒的范圍進行加工，直至應變?yōu)?. 8附近時， 在本發(fā)明范圍內生成了均勻的納米等軸晶。而且，由結晶取向分析結果可知，本發(fā)明例為無取向組織，在復雜的部件形狀加工性上具有優(yōu)勢。然而，在本發(fā)明范圍外，生成了粗大的α 晶和針狀組織。圖6表示通過本發(fā)明的實施例(加工條件800°C、應變速度10/秒)的EBSD法獲得的IPF圖，圖7表示GOS圖。由IPF圖可知，無取向地生成均勻且微細的納米等軸晶。此外，由GOS圖可知，小于3°的結晶取向角度偏差區(qū)域在觀察視場內為94. 3%，從而確認是通過位錯密度非常低的動態(tài)再結晶而生成的納米結晶。圖8表示加工前起始組織不滿足本發(fā)明必要條件、加工條件滿足本發(fā)明必要條件的物質和加工條件不滿足本發(fā)明必要條件的物質的通過EBSD法獲得的IPF圖。在加工溫度 700 1000°C、應變速度0. 001 10/秒的范圍進行加工，直至應變?yōu)?. 8附近時，確認生成微米尺寸的結晶和粗大α晶的混晶組織、或粗大針狀組織，不能期待機械性質的提高。圖9表示作為比較例的通過圖8所示的加工條件(800°C、應變速度10/秒)的 EBSD法而得的IPF圖，圖10表示GOS圖。由IPF圖可知粗大α相大量殘存，在其周圍存在有動態(tài)再結晶。此外，由GOS圖判定，小于3°的結晶取向角度偏差停留在61. 1%，3°以上的區(qū)域多，組織整體的位錯密度非常高。表1表示加工前起始組織滿足本發(fā)明必要條件、加工條件滿足本發(fā)明必要條件的物質和加工條件不滿足本發(fā)明必要條件的物質的背散射電子衍射圖像和機械特性的測定結果。此外，圖12表示表1中的平均晶粒直徑與0.洲彎曲屈服強度的關系。在加工溫度為700°C和800°C且應變速度為0. 01 10/秒的范圍進行加工時，生成納米等軸晶，β相比率也為0.8以下，因此在α相與β相的界面處的破壞難以發(fā)生。由GOS圖的測定結果可知占據0 3°以下的結晶取向角度偏差的面積也為80%以上，確認了均勻且微細的納米等軸晶的生成。特別是，如圖12所示，平均晶粒直徑為600nm以下時，0.洲彎曲屈服強度飛躍地提高，為450nm以下時進一步提高。而且，在370nm獲得了 1806MPa這樣的最高值。因此，確認了平均晶粒直徑為600nm以下，優(yōu)選為450nm以下，進一步優(yōu)選為370nm以下。另一方面，即使為α ’馬氏體起始材料，在其加工溫度、應變速度與本發(fā)明條件不同時，也會形成針狀或晶粒粗大化等，不是所期望的組織。[表 1]
加工前起始組織為作為α，馬氏體的Ti - 6Α1 - 4V
權利要求
1.Ti合金，其特征在于，是一般被分類為近α型和/或α + β型Ti合金的配合組成，包含均勻分散有平均晶粒直徑小于IOOOnm的等軸晶的組織。
2.根據權利要求1所述的Ti合金，其特征在于，是由4 9質量％的Al、2 10質量％ 的V、其余為Ti和不可避免的雜質組成的Ti合金。
3.根據權利要求1或2所述的Ti合金，其特征在于，在通過加工而受到組織變形的部分的任意截面，組織的面積比率為80%以上。
4.根據權利要求1 3中任一項所述的Ti合金，其特征在于，對于上述等軸晶，在由背散射電子束衍射(EBSD)法得到的相圖的測定中，β相面積比率超過0%且為1.0%以下。
5.根據權利要求1 4中任一項所述的Ti合金，其特征在于，在由背散射電子束衍射 (EBSD)法得到的GOS圖的測定中，上述等軸晶的晶粒內的取向角度差小于3°的結晶的面積比率為80%以上。
6.根據權利要求1 5中任一項所述的Ti合金，其特征在于，平均晶粒直徑為600nm 以下。
7.根據權利要求1 6中任一項所述的Ti合金，其特征在于，硬度為360HV以上，0.2% 彎曲屈服強度為1400MPa以上。
8.Ti合金的制造方法，其特征在于，采用出現動態(tài)再結晶的加工方法來加工Ti合金， 所述Ti合金是具有通過從β轉變溫度以上的溫度進行驟冷而生成的α，馬氏體相的、由 4 9質量％的Al、2 10質量％的V、其余為Ti和不可避免的雜質組成的Ti合金。
9.根據權利要求8所述的Ti合金的制造方法，其特征在于，以50 800°C/秒的升溫速度進行加熱，在700 800°C的溫度范圍以0. 01 10/秒的應變速度進行應變?yōu)?. 5以上的加工，或在超過800°C且低于1000°C的加工溫度下以0. 1 10/秒的應變速度進行應變?yōu)?. 5以上的加工，以20°C /秒以上的冷卻速度進行冷卻。
10.根據權利要求9所述的Ti合金的制造方法，其特征在于，從室溫開始以100°C/秒的升溫速度進行加熱，從比加工溫度低100°c的溫度開始以50°C /秒進行加熱。
11.根據權利要求9或10所述的Ti合金的制造方法，其特征在于，在700 800°C的加工溫度下以0. 01 10/秒的應變速度進行應變?yōu)?. 8以上的加工。
全文摘要
本發(fā)明提供高強度并具備良好的加工性、適合于以汽車為代表的各種結構用材料的Ti合金及其制造方法。將以α’馬氏體相作為組織的合金在出現動態(tài)再結晶的條件下進行熱加工。加工條件為以升溫速度50～800℃/秒進行加熱，在700～800℃的溫度下應變速度為0.01～10/秒，在超過800℃且低于1000℃的溫度下為0.1～10/秒的應變速度，使應變?yōu)?.5以上。由此，獲得平均晶粒直徑小于1000nm的等軸晶。
文檔編號C22F1/00GK102510908SQ20108004263
公開日2012年6月20日 申請日期2010年9月22日 優(yōu)先權日2009年9月25日
發(fā)明者井海和也, 千葉晶彥, 小野芳樹, 李尚學, 松本洋明 申請人:國立大學法人東北大學, 日本發(fā)條株式會社