專(zhuān)利名稱(chēng)：含納米晶體的鈦合金及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度Ti合金及其制造方法，特別涉及通過(guò)熱加工而具有納米晶體的具備高強(qiáng)度和高疲勞強(qiáng)度的Ti合金及其制造方法。
背景技術(shù)：
以往，在重視高強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度的懸架彈簧、發(fā)動(dòng)機(jī)用閥彈簧中，主要使用用作汽車(chē)用部件的Ti合金中通常分類(lèi)為β型的β型Ti合金，該β型Ti合金的冷加工性?xún)?yōu)異，通過(guò)熱處理能比較簡(jiǎn)單地得到高強(qiáng)度。β型Ti合金是指具有如下組成的合金:該組成被分類(lèi)為在室溫下成為亞穩(wěn)β相后能時(shí)效硬化的Ti合金。然而，β型Ti合金通常是通過(guò)固溶處理使高溫下穩(wěn)定的β相在室溫下達(dá)到亞穩(wěn)態(tài)，因此需要含有大量的作為高價(jià)格元素的V、Mo和Cr等β穩(wěn)定化元素。因此，作為低廉材料且具有同等強(qiáng)度的Ti合金部件的需求越來(lái)越高。此外，β型Ti合金雖然通過(guò)α相析出時(shí)效處理等熱處理來(lái)提高強(qiáng)度，但在機(jī)構(gòu)部件的實(shí)際應(yīng)用中，重要的是疲勞強(qiáng)度。然而，認(rèn)為β型Ti合金的破壞是從析出的α相粒子內(nèi)或α相和β相的邊界發(fā)生龜裂而引起的，任何一種龜裂的發(fā)生原因也在于α相和β相的彈性應(yīng)變差等。因此，對(duì)于β型Ti合金之類(lèi)的從β基體相通過(guò)時(shí)效處理使α相析出來(lái)進(jìn)行強(qiáng)化的結(jié)構(gòu)，即使靜態(tài)強(qiáng)度優(yōu)異，在疲勞強(qiáng)度的提高方面也存在制約?；谶@樣的事實(shí)，迫切希望高價(jià)的β相穩(wěn)定化元素量少、并且容易變形強(qiáng)度低的β相少的近α型或α + β型Ti合金除了疲勞強(qiáng)度外，在成本方面也能應(yīng)用于汽車(chē)部件。另一方面，例如專(zhuān)利文獻(xiàn)I所示，代表性的分類(lèi)為α + β型的Ti 6Α1 4V (質(zhì)量％ )合金的強(qiáng)度、延展性和韌性等機(jī)械性質(zhì)的平衡性良好，因此顯示出高普及率，占Ti合金總生產(chǎn)量的約70%。因此，Ti 6Α1 4V合金具有價(jià)格低廉、成分和原材料強(qiáng)度的偏差少等優(yōu)點(diǎn)。這種Ti 6Α1 4V合金的特性和強(qiáng)度主要受到組織形態(tài)的影響，S卩，α相的形狀是否是等軸晶組織、針狀晶組織或它們的混合(雙態(tài))組織。一般來(lái)說(shuō)，等軸晶組織例如通過(guò)在β轉(zhuǎn)變點(diǎn)一 50°C以下的溫度區(qū)域進(jìn)行加工而形成，強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、疲勞龜裂的發(fā)生抵抗性和塑性加工性?xún)?yōu)異。針狀晶組織例如通過(guò)在β轉(zhuǎn)變點(diǎn)+50°C以上的溫度區(qū)域進(jìn)行加工而形成，蠕變抵抗性、破壞韌性和對(duì)龜裂的傳播的抵抗性?xún)?yōu)異。此外，混合(雙態(tài))組織例如通過(guò)在比β轉(zhuǎn)變點(diǎn)略低一些的溫度下進(jìn)行固溶處理后在550°C附近的溫度區(qū)域進(jìn)行時(shí)效處理而形成，具有等軸晶組織和針狀晶組織各自的長(zhǎng)處。然而，上述Ti 6A1 4V合金難以具備超越上述β型Ti合金的靜態(tài)強(qiáng)度的特性，大多數(shù)情況下，通過(guò)控制微米尺寸的組織和組織形態(tài)來(lái)控制力學(xué)特性和功能特性。然而，近年來(lái)，人們進(jìn)行了使用ECAP(等通道轉(zhuǎn)角擠壓(Equal Channel Angular Pressing))法、例如堀田等〔材料第37卷第9號(hào)(1998)，767 774〕、專(zhuān)利文獻(xiàn)2中記載的ARB(累積疊軋焊(Accumulative Roll Bonding))法等強(qiáng)加工法將金屬材料的微細(xì)組織控制在納米尺度的嘗試，發(fā)現(xiàn)利用具備納米組織的金屬，能獲得現(xiàn)有的金屬材料所無(wú)法實(shí)現(xiàn)的優(yōu)異的力學(xué)特性。然而，ECAP法是將被加工金屬構(gòu)件壓入到在入口和出口之間有一處彎曲的通道狀擠出通路中，使其反復(fù)通過(guò)，從而對(duì)被加工金屬構(gòu)件施加大量的剪切應(yīng)變的方法。這種剪切變形加工法中，供給的被加工材料的長(zhǎng)度存在制約，因此被加工材料的長(zhǎng)尺寸化和裝置的大型化在原理上是困難的。此外，ARB法具有能將經(jīng)軋制的板材重疊起來(lái)反復(fù)進(jìn)行多次軋制、從而進(jìn)行板材的加工極限值以上的加工的優(yōu)點(diǎn)，但其應(yīng)用僅限于板材，在實(shí)際應(yīng)用上要應(yīng)用于具有復(fù)雜形狀的機(jī)構(gòu)部件是困難的?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn) 專(zhuān)利文獻(xiàn)
專(zhuān)利文獻(xiàn)1:日本專(zhuān)利第3789852號(hào)公報(bào) 專(zhuān)利文獻(xiàn)2:日本專(zhuān)利第2961263號(hào)公報(bào)。

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題
如上所述，為了通過(guò)強(qiáng)加 工法實(shí)現(xiàn)被加工金屬構(gòu)件組織的納米尺度化，需要施加很大的應(yīng)變。然而，因?yàn)橥ㄟ^(guò)施加應(yīng)變的加工只能制造簡(jiǎn)單形狀的產(chǎn)品，所以在制造適合于實(shí)際應(yīng)用的機(jī)械部件方面存在制約。此外，通過(guò)這些強(qiáng)加工法制成的被加工材料的晶體內(nèi)部的應(yīng)變密度高，因此即使形成納米尺度的晶體，其組織也脆弱，與拉伸強(qiáng)度相比，疲勞強(qiáng)度的提高率低。由于以上原因，要實(shí)現(xiàn)納米尺度的組織的實(shí)用化，必需能通過(guò)更簡(jiǎn)單的加工法來(lái)制造，并且需要減小應(yīng)變密度，在實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化的同時(shí)實(shí)現(xiàn)高疲勞強(qiáng)度化。本發(fā)明是為了解決上述課題而完成的發(fā)明，其目的是提供一種含納米晶體的Ti合金及其制造方法，該Ti合金即使不利用復(fù)雜的方法也能簡(jiǎn)單地在被加工材料中導(dǎo)入納米晶體，具備能在工業(yè)上實(shí)際應(yīng)用的高強(qiáng)度和高疲勞強(qiáng)度。本發(fā)明的目的特別是通過(guò)使廉價(jià)且普及率高的Ti 6A1 4V系的普通規(guī)格組成合金、或分類(lèi)為近α型或α + β型的組織的Ti合金的高強(qiáng)度化和疲勞強(qiáng)度大幅提高，從而提供適合作為以汽車(chē)用部件為代表的結(jié)構(gòu)構(gòu)件的β型Ti合金的替代材料的Ti合金及其制造方法。用于解決課題的手段
本發(fā)明人對(duì)形成價(jià)格低廉的Ti合金組成進(jìn)行了研究，該Ti合金組成并非β型Ti合金組成，而是通過(guò)固溶處理后的常規(guī)冷卻而在室溫下的β相比例少的分類(lèi)為近α型或α +β型的組成。于是，發(fā)現(xiàn)了本發(fā)明的Ti合金，該Ti合金通過(guò)從晶粒直徑為微米尺寸的現(xiàn)有組織變成納米尺度且應(yīng)變密度低的微細(xì)等軸晶組織，可以在維持加工成部件的加工性的同時(shí)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化和高疲勞強(qiáng)度化，還能盡可能地抑制β相，因而可期待疲勞強(qiáng)度的穩(wěn)定化。為了得到這種Ti合金，以以往未曾使用的α ’馬氏體相作為加工起始組織，進(jìn)行本發(fā)明的熱加工，藉此實(shí)現(xiàn)應(yīng)變密度低的納米晶粒組織的形成和均一化。本發(fā)明的Ti合金是基于上述發(fā)現(xiàn)而完成的發(fā)明，其特征在于，是通常分類(lèi)為近α型和/或α + β型Ti合金的配合組成；包含下述組織，該組織是通過(guò)從β轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度以上驟冷而生成α ’馬氏體相、以該α ’馬氏體相作為加工起始材料進(jìn)行熱加工從而形成的平均晶粒直徑小于IOOOnm的等軸晶均勻分散的組織；硬度小于400HV且拉伸強(qiáng)度在1200MPa以上。下面對(duì)本發(fā)明的Ti合金進(jìn)行詳述。
Ti合金的缺口敏感性高，一旦發(fā)生龜裂，則與鋼材相比龜裂傳播速度更快。然而，通過(guò)使組織成為具有低應(yīng)變密度的等軸納米晶體，位錯(cuò)的移動(dòng)受到限制，初始龜裂生成抵抗性提高的同時(shí)，對(duì)龜裂傳播的抵抗性也提高。還有，因?yàn)槭堑蛻?yīng)變密度組織，所以通過(guò)表面的噴丸處理，與現(xiàn)有組織相比可以使壓縮應(yīng)力殘留在內(nèi)部的更深處，也能提高疲勞強(qiáng)度。此外，本發(fā)明的加工法與現(xiàn)有的強(qiáng)加工法相比相當(dāng)簡(jiǎn)單，使熱加工過(guò)程中發(fā)生動(dòng)態(tài)重結(jié)晶，在受到應(yīng)變?yōu)?.5以上的變形的區(qū)域內(nèi)，等軸晶達(dá)到80%以上，生成位錯(cuò)密度(粒子內(nèi)應(yīng)變)非常少的納米尺度的微細(xì)等軸晶組織，得到本發(fā)明所規(guī)定的組織。本發(fā)明的Ti合金的加工起始材料的組織是由α ’馬氏體相形成的組織。α ’馬氏體相通過(guò)在固溶處理后對(duì)Ti合金進(jìn)行淬火而生成，其是在固溶、淬火過(guò)程中通過(guò)無(wú)擴(kuò)散相變而形成的晶相，在β相原封不動(dòng)地在室溫下殘留的β型Ti合金中未表現(xiàn)出來(lái)。α ’馬氏體是針狀晶，晶體結(jié)構(gòu)和平衡α晶體一樣是緊密六方晶結(jié)構(gòu)，但作為與平衡α晶體不同之處，可例舉通過(guò)驟冷而成為在熱學(xué)上不穩(wěn)定的晶相、是在針狀晶組織中具有大量缺陷(α ’ (10 11)雙晶、α ’ (0001)上的層疊缺陷或位錯(cuò)等)的晶相組織等。需要說(shuō)明的是，“-1”表示在I之上添加橫杠(_)而成的記號(hào)(0024段的說(shuō)明中也同樣)。于是，本發(fā)明人認(rèn)為，這種層疊缺陷或位錯(cuò)的聚積部在能量上不穩(wěn)定，容易起到α的重結(jié)晶成核點(diǎn)的作用，因此與以往在加工中使用的α + β相組織相比存在更多的成為成核點(diǎn)的部位，如果以該組織作為起始組織進(jìn)行熱加工，則容易遍布大范圍地生成均一且微細(xì)的納米尺度的等軸晶，從而完成了本發(fā)明的Ti合金的制造方法。S卩，本發(fā)明的Ti合金的制造方法的特征在于，通過(guò)從β轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度驟冷而生成α ’馬氏體相，以具有由該α ’馬氏體相形成的組織的材料作為熱加工的起始材料，對(duì)其進(jìn)行表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)重結(jié)晶的加工，使硬度小于400HV，使拉伸強(qiáng)度在1200MPa以上。這里，起始材料是4 9質(zhì)量％的Al、2 10質(zhì)量％的V、剩余部分由Ti和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的Ti合金。這里，表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)重結(jié)晶的加工具體是指:以50 800°C /秒的升溫速度加熱，在700 800°C的溫度范圍以0.01 10/秒的應(yīng)變速度進(jìn)行應(yīng)變?yōu)?.5以上的加工?；蛘咴诟哂?00°C且低于1000°C的溫度范圍以0.1 10/秒的應(yīng)變速度進(jìn)行應(yīng)變?yōu)?.5以上的加工。作為熱加工法，采用加壓加工、擠出加工或拉拔加工等在加工時(shí)表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)重結(jié)晶的加工方法。進(jìn)而，在熱加工后，以20°C /秒以上的速度冷卻，以使通過(guò)動(dòng)態(tài)重結(jié)晶而生成的納米尺度的晶粒不會(huì)粗大化。如上所述制成的Ti合金是通常分類(lèi)為近α型和/或α + β型Ti合金的配合組成，以高面積比例包含平均晶粒直徑小于IOOOnm的等軸晶均勻分散的組織。需要說(shuō)明的是，因?yàn)橛眉铀匐妷?0kV的SEM/EBSD法在50000倍下能觀(guān)察判斷的最小的晶粒直徑為98nm，所以本發(fā)明中的晶粒直徑的最小值實(shí)質(zhì)上是98nm。這里，α + β型Ti合金是在常規(guī)的鑄造等的冷卻速度下、在常溫下β相以面積比例計(jì)為10 50%的Ti合金，近α型Ti合金是含有I 2質(zhì)量％的V、Cr、Mo等β相穩(wěn)定化元素的Ti合金，是在常規(guī)的鑄造等的冷卻速度下、在常溫下β相以面積比例計(jì)大于0%且小于10%的Ti合金。但是，以將這些Ti合金驟冷而幾乎整個(gè)區(qū)域(通過(guò)X射線(xiàn)衍射法無(wú)法檢出β相的水平)都成為α’馬氏體相組織的合金作為起始材料進(jìn)行熱加工后得到的本發(fā)明的合金中，β相的面積比例優(yōu)選在1.0%以下。其原因在于，如果β相的面積比例大于1.0%，則在α相和β相的界面發(fā)生破壞的可能性高，導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低。需要說(shuō)明的是，β相在常溫下超過(guò)50面積％、不會(huì)發(fā)生α ’馬氏體相變的是β型合金。由上述EBSD法中的GOS圖(圖1的右圖，詳情在實(shí)施例中說(shuō)明)可知，本發(fā)明的Ti合金的組織是晶體內(nèi)部幾乎未導(dǎo)入位錯(cuò)(應(yīng)變)的微細(xì)且均一的晶體組織。通過(guò)形成本發(fā)明的組織，即使拉伸強(qiáng)度是1200MPa以上的高強(qiáng)度，應(yīng)變密度也低，因此能將硬度抑制在360HV以上且低于400HV，后加工性?xún)?yōu)異。上述專(zhuān)利文獻(xiàn)I中，作為T(mén)i 6A1 4Va + β型合金的強(qiáng)化法，采用α ’馬氏體。專(zhuān)利文獻(xiàn)I中，通過(guò)熱處理使α ’馬氏體中析出針狀a晶體來(lái)提高強(qiáng)度和韌性，同時(shí)改善屈服強(qiáng)度、硬度和韌性。然而，僅通過(guò)專(zhuān)利文獻(xiàn)I中記載的熱處理，雖然晶粒的粗大化得以防止，但其是微米尺寸，在晶粒較大的普通組織中，硬度和韌性呈反比例關(guān)系，無(wú)法期待能同時(shí)提高韌性和硬度。此外，韌性的測(cè)定根據(jù)拉伸試驗(yàn)后的試樣的斷裂面的斷面收縮率來(lái)預(yù)測(cè)，但在比較例中沒(méi)有記載，難以進(jìn)行韌性的準(zhǔn)確判斷。與之相對(duì)，晶體為納米尺度、粒子內(nèi)應(yīng)變密度非常低的本發(fā)明中，Ti合金的加工性和強(qiáng)度大幅提高。此外，即使不像強(qiáng)應(yīng)力加工法那樣反復(fù)進(jìn)行多次加工，也能比較簡(jiǎn)單地得到納米尺度的組織。下面，在本發(fā)明的高強(qiáng)度Ti合金及其制造方法中，對(duì)如上所述限定組織和制造方法的原因進(jìn)行說(shuō)明。作為用于形成本制法中作為加工起始組織的α ’馬氏體相組織的Ti合金組成，通常合適的是分類(lèi)為近a型或a + β型Ti合金的組成。例如，如果為了由通常分類(lèi)為a型Ti合金的組成在整體上生成a ’馬氏體而從β轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度以上驟冷，則β轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度移動(dòng)至更高溫的區(qū)域，因而在加熱能量方面缺乏效率，并且如果達(dá)到某個(gè)溫度區(qū)域，則會(huì)生成脆性的％相(例如Ti3Al),因此無(wú)法大致在整體上得到α ’馬氏體相組織。此外，近β型和β型Ti合金在常溫下β相維持亞穩(wěn)態(tài)，因此即使進(jìn)行驟冷處理，也無(wú)法得到以通過(guò)X射線(xiàn)衍射或上述EBSD分析無(wú)法檢出β相的程度大致在整體上成為α ’馬氏體相的組織，確認(rèn)有β相殘存。因此，無(wú)法期待利用a ’馬氏體得到均一且微細(xì)的動(dòng)態(tài)重結(jié)晶組織。另一方面，在通常分類(lèi)為近a型和a + β型Ti合金的組成中，在上述處理后以上述分析水平幾乎未檢出β相。因此，優(yōu)選分類(lèi)為近α型和a + β型Ti合金的組成。以α ’馬氏體相作為加工起始組織的原因在于，其是在熱學(xué)上不穩(wěn)定的相，在針狀組織中具有大量的缺陷，因此該缺陷部位容易起到重結(jié)晶成核點(diǎn)的作用。此外，在針狀晶a + β組織中，主要是a軸方向的α〈11 20>的位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)，與之相對(duì)，在α ’馬氏體中，除a軸方向以外，c軸方向的位錯(cuò)也在活躍地運(yùn)動(dòng)，因而變形能力高于α，而且其針狀晶組織的位錯(cuò)交叉點(diǎn)的方向和數(shù)量比α + β混合組織更多。該交叉點(diǎn)起到成核點(diǎn)的作用，通過(guò)熱加工而存在與加工起始組織為α + β相的情況相比多得多的成核點(diǎn)，因此對(duì)組織的納米晶體化來(lái)說(shuō)，有利的是將α ’馬氏體相用作熱加工的加工起始組織。
接著示出熱加工條件中的數(shù)值限定的依據(jù)。本發(fā)明的數(shù)值限定是在下述前提下進(jìn)行研究而得到的:為了使給予起始組織的能量(熱量、時(shí)間)沒(méi)有機(jī)會(huì)引起晶體粗大化或向平衡α + β相的相變，在短時(shí)間內(nèi)加熱(防止平衡相的粗大析出)，加工(生成無(wú)數(shù)的重結(jié)晶成核點(diǎn))后進(jìn)行驟冷(抑制重結(jié)晶的生長(zhǎng))。
升淵諫度:50 800°C /秒
作為起始組織的α ’馬氏體相是在熱學(xué)上不穩(wěn)定的相，因此如果升溫速度低于50°C /秒，則會(huì)給予充裕的時(shí)間讓其相變成平衡α + β相。另一方面，如果升溫速度高于800°C/秒，則雖然也取決于被加工材料的尺寸，但實(shí)際上，加熱設(shè)備和一連串工序中的溫度控制變得不容易，并且表面和內(nèi)部的溫度差變得過(guò)大，難以大范圍地獲得本發(fā)明中所得的組織的形成區(qū)域。還有，在高于800°C /秒的升溫速度下，表面和內(nèi)部的原材料的流動(dòng)性的差異增大，加工時(shí)容易發(fā)生開(kāi)裂。因此，將Ti合金的升溫速度設(shè)為50 800°C /秒。熱加工溫度為700 80(TC時(shí)，應(yīng)變速度:0.01 10/秒熱加工溫度高于800°C目低于1000°C時(shí)，應(yīng)奪諫度:0.1 10/秒
應(yīng)奪:0.5以h
上述熱加工條件是Ti合金的動(dòng)態(tài)重結(jié)晶活躍地發(fā)生、以α ’馬氏體相作為加工起始組織時(shí)均一且微細(xì)的等軸晶的平均晶粒直徑小于IOOOnm的條件，能得到拉伸強(qiáng)度在1200MPa以上、硬度為360HV以上且小于400HV的組織，能實(shí)現(xiàn)高疲勞強(qiáng)度化。加工溫度低于700°C時(shí)，溫度越低，則動(dòng)態(tài)重結(jié)晶用的驅(qū)動(dòng)能量越是不足，被加工部的動(dòng)態(tài)重結(jié)晶區(qū)域少且不均一，作為整體組織，成為通過(guò)加工而拉伸的粗大α晶體和不均一的動(dòng)態(tài)重結(jié)晶而成納米晶體組織的混合組織。或者有時(shí)也不會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)重結(jié)晶，不生成納米晶體組織。另一方面，如果加工溫度在1000°C以上，則β相的生成和生長(zhǎng)速度劇增，平衡β相粗大化。而且，因?yàn)橥ㄟ^(guò)隨后冷卻至室溫而相變成粗大α相或針狀組織，所以無(wú)法得到具備可期待的機(jī)械性質(zhì)的組織。而且，加工溫度為700 800°C下的應(yīng)變速度低于0.01/秒、加工溫度高于800°C且低于1000°c下的應(yīng)變速度低于0.1/秒時(shí)，在本發(fā)明的各加工溫度范圍內(nèi)，會(huì)給予充裕的時(shí)間讓組織進(jìn)行α + β相變及其晶粒粗大化，動(dòng)態(tài)重結(jié)晶的優(yōu)點(diǎn)消失。此外，如果考慮到實(shí)際操作，則存在生產(chǎn)率下降等問(wèn)題。另一方面，應(yīng)變速度高于10/秒時(shí)，因快速的加工速度而導(dǎo)致變形阻力劇增 ，因而導(dǎo)致被加工材料的開(kāi)裂，還會(huì)對(duì)加工裝置造成過(guò)大的負(fù)擔(dān)，因此不實(shí)用。此外，平均晶粒直徑小于IOOOnm的等軸晶以目標(biāo)構(gòu)件組織的面積比計(jì)必須在80%以上。其原因在于，如果上述組織的面積比例低于80%，則拉伸強(qiáng)度低于1200MPa，未顯著地表現(xiàn)出市場(chǎng)要求的強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度的提高。即，需要接受整個(gè)目標(biāo)構(gòu)件(或區(qū)域)的80%以上發(fā)生動(dòng)態(tài)重結(jié)晶的加工。為此，加工所產(chǎn)生的應(yīng)變必須在0.5以上。此外，上述組織的面積比例優(yōu)選在90%以上，因此應(yīng)變優(yōu)選在0.8以上。需要說(shuō)明的是，基于電子背散射衍射(EBSD)法的GOS圖的測(cè)定中，等軸晶的晶粒內(nèi)的取向角度差小于3°時(shí)，在應(yīng)變硬化后導(dǎo)致龜裂的位錯(cuò)密度(粒子內(nèi)應(yīng)變)低，疲勞強(qiáng)度提高，并且能將硬度抑制在360HV以上且低于400HV，可生成對(duì)部件形狀加工性有效的低應(yīng)變密度的納米晶體。因此，按照基于該測(cè)定的面積比例在80%以上、優(yōu)選在90%以上的條件進(jìn)行加工。此外，上述組織未必一定要形成于整個(gè)材料，根據(jù)產(chǎn)品的使用方式的不同，可以?xún)H在工作應(yīng)力高的表層側(cè)等必要的區(qū)域內(nèi)采用本發(fā)明的加工條件，在該加工部?jī)?nèi)以本發(fā)明所規(guī)定的面積比例形成上述組織。需要說(shuō)明的是，本發(fā)明中的應(yīng)變以下述數(shù)學(xué)式I的“e”表示。需要說(shuō)明的是，式中，“ I ”是加工后的加工方向標(biāo)距，“ Id”是加工前的加工方向標(biāo)距。[數(shù)學(xué)式I]e-1lnl/lol。加工后的冷卻速度:20°C /秒以上
熱加工后，為了使通過(guò)動(dòng)態(tài)重結(jié)晶而生成的納米晶粒不會(huì)粗大化，優(yōu)選以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。本發(fā)明的Ti合金優(yōu)選為4 9質(zhì)量％的Al、2 10質(zhì)量％的V、剩余部分由Ti和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的Ti合金。此外，平均晶粒直徑優(yōu)選在600nm以下。其結(jié)果是，能以硬度在360HV以上且低于400HV的比較柔軟的狀態(tài)獲得拉伸應(yīng)力在1200MPa以上的高強(qiáng)度。發(fā)明的效果
利用本發(fā)明，廉價(jià)且普及率高的Ti 6A1 4V系普通規(guī)格組成合金、或通常分類(lèi)為近α型或α + β型的組織的Ti合金的納米晶體化與現(xiàn)有的加工法相比更為容易。其結(jié)果是，盡管能大幅提高 強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度，也能維持加工性，因而可提供適合作為以汽車(chē)用部件為代表的結(jié)構(gòu)構(gòu)件的β型Ti合金的替代材料的Ti合金。


圖1是表示由作為本發(fā)明的實(shí)施例的加工起始組織的α ’馬氏體相形成的Ti 6Α1 4V普通規(guī)格組成合金的熱加工后的電子背散射衍射圖像的IPF圖(左)及GOS圖(右)的圖。圖2是表示由作為本發(fā)明的比較例的加工起始組織的等軸晶α + β形成的Ti 6Α1 4V普通規(guī)格組成合金的熱加工后的電子背散射衍射圖像的IPF圖(左)及GOS圖(右)的圖。圖3是表示由作為本發(fā)明的實(shí)施例的加工起始組織的α’馬氏體相形成的Ti 6Α1 4V普通規(guī)格組成合金的熱加工后的透射電子顯微鏡照片的圖。圖4是表示作為比較例的加工起始組織由等軸晶α + β形成的Ti 6Α1 4V普通規(guī)格組成合金在與本發(fā)明相同條件的熱加工后的透射電子顯微鏡照片的圖。
實(shí)施例將工業(yè)上通用的Ti 6Α1 4V普通規(guī)格組成合金(5級(jí))在預(yù)先加熱好的電阻爐中在1050°C下保持I小時(shí)，然后進(jìn)行冰水冷卻，準(zhǔn)備α ’馬氏體相的Ti 6Α1 4V合金作為加工起始組織。試樣的直徑為18mm，長(zhǎng)度為35mm，使用通用壓機(jī)(淺井產(chǎn)業(yè)株式會(huì)社(7 産業(yè)(株))，機(jī)種:EFP300H)作為加工裝置，進(jìn)行圓柱形試樣的側(cè)面壓縮加工。為了能通過(guò)爐加熱進(jìn)行急速加熱，通過(guò)預(yù)實(shí)驗(yàn)掌握被加工材料在爐中的升溫圖譜，如下所述確定加熱條件和加工條件，使得能夠從試樣的中心部采集本發(fā)明例的試驗(yàn)片。即，將試樣插入預(yù)先保持在1100°C的電阻爐中后，在中心部的溫度達(dá)到800°C左右的時(shí)刻(在此期間的升溫速度為65°C /秒)，在加工速度50mm/秒(初始應(yīng)變速度2.78 最大應(yīng)變速度5.56/秒)、加工量相對(duì)于側(cè)面高度為50%、試樣采集區(qū)域內(nèi)的應(yīng)變?yōu)?.5以上的條件下進(jìn)行加工后，進(jìn)行冰水冷卻(冷卻速度:50°C /秒)。熱加工后，對(duì)于加工中心部的截面，用安裝有掃描電子顯微鏡(日本電子株式會(huì)社JSM 7000F)的電子背散射衍射(EBSD)裝置(TSL解決方案株式會(huì)社((株)T S L ^U Λ —3 X’)制，OM 4.6版本)來(lái)進(jìn)行晶粒直徑、β相面積比例的測(cè)定及位錯(cuò)密度的評(píng)價(jià)。晶粒直徑能以EBSD圖像為基礎(chǔ)進(jìn)行分析，例如根據(jù)圖1左圖中記載的IPF(反極圖(Inverse Pole Figure),以晶體取向差5°以上作為晶界)圖來(lái)判定。同樣地，β相的面積比例可根據(jù)相圖(α相和β相的晶體結(jié)構(gòu)的差異)來(lái)判定，位錯(cuò)密度例如根據(jù)圖1右圖中記載的G0S(晶粒取向分布(Grain Orientation Spread))圖分析來(lái)判定。S卩，晶粒內(nèi)存在的分析焦點(diǎn)與其相鄰點(diǎn)的晶體取向角度偏差小于3 °時(shí)，判斷為是晶粒內(nèi)的位錯(cuò)密度極低的通過(guò)重結(jié)晶生成的晶體，測(cè)定其面積比例。圖1所示為實(shí)施例(發(fā)明例)的電子背散射衍射測(cè)定結(jié)果。根據(jù)IPF圖，各顏色所示的內(nèi)容與晶體相對(duì)應(yīng)，測(cè)定結(jié)果是，發(fā)明例的平均晶體尺寸為0.33μπι，納米等軸晶均勻地分布。此外，根據(jù)GOS圖，白色的晶體的晶粒內(nèi)取向角度偏差在3°以上，小于3°的晶粒內(nèi)取向角度偏差區(qū)域在觀(guān)察視野內(nèi)為92.5%，因而確認(rèn)是位錯(cuò)密度非常低的通過(guò)動(dòng)態(tài)重結(jié)晶生成的納米晶體。因?yàn)槭羌{米晶體且?guī)缀跷磳?dǎo)入位錯(cuò)，所以不僅不易誘發(fā)龜裂，而且能在高強(qiáng)度的同時(shí)抑制硬度，后加工性?xún)?yōu)異，通過(guò)噴丸等表面強(qiáng)化處理可期待機(jī)械性質(zhì)的進(jìn)一步提聞。將加熱條件和加工條件與實(shí)施例相同、加工起始組織為α + β組織的與發(fā)明例不同的Ti 6Α1 4V普通規(guī)格合金組成的合金作為比較例。圖2所示為比較例的加工后的電子背散射衍射測(cè)定結(jié)果。根據(jù)該結(jié)果，雖然也有一部分納米尺度的等軸晶，但成為與粗大粒子的混合組織，平均晶體尺寸為2.47 μ m。此外，由GOS圖也可知，與發(fā)明例相比，晶粒內(nèi)取向角度偏差在3°以上、位錯(cuò)密度(粒子內(nèi)應(yīng)變)高的晶體很多。另外，不僅位錯(cuò)密度的高低差大，其不均的區(qū)域粗糙，而且粗大粒子多，因此成為來(lái)源于普通組織的整體的硬度低且低強(qiáng)度的組織。圖3所示為發(fā)明例的透射電子顯微鏡照片。確認(rèn)通過(guò)加工生成的等軸晶的尺寸在300nm以下。圖4所示為上述比較例的透射電子顯微鏡照片。在與圖3的發(fā)明例相同的條件下通過(guò)加工生成的等軸晶的尺寸雖然微細(xì)，但也在400nm以上，平均粒徑尺寸達(dá)到微米尺寸。接著，除了作為上述比較例的、是Ti 6A1 4V普通規(guī)格組成合金且加工起始組織為等軸晶α + β組織的合金以外，將表I所示組成和組織的合金作為比較例。表I中，“雙態(tài)α + β ”是用Ti 6Α1 4V普通規(guī)格組成合金對(duì)普通的α + β相鍛制材料進(jìn)行固溶處理和時(shí)效處理而得的合金，未進(jìn)行加熱和加工。該比較例的組織是等軸晶和針狀晶的α相(雙態(tài))和β相的混合組織。此外，表I中，“針狀α + β ”的加工起始組織、力口工條件和冷卻條件與發(fā)明例相同 ，但加熱溫度為1000°C以上，所得的組織是針狀α相和β相的混合組織。[表 I]
權(quán)利要求
1.Ti合金，其特征在于，是通常分類(lèi)為近α型和/或α + β型Ti合金的配合組成；包含下述組織，該組織是通過(guò)從β轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度以上驟冷而生成α ’馬氏體相、以該α ’馬氏體相作為加工起始材料進(jìn)行熱加工從而形成的平均晶粒直徑小于IOOOnm的等軸晶均勻分散的組織；硬度小于400HV且拉伸強(qiáng)度在1200MPa以上。
2.權(quán)利要求1所述的Ti合金，其特征在于，基于電子背散射衍射(EBSD)法的GOS圖的測(cè)定中，所述等軸晶的晶粒內(nèi)的取向角度差小于3°的晶體的面積比例在80%以上。
3.權(quán)利要求1或2所述的Ti合金，其特征在于，是4 9質(zhì)量％的Al、2 10質(zhì)量％的V、剩余部分由Ti和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的Ti合金。
4.權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的Ti合金，其特征在于，在通過(guò)加工而受到組織的變形的部分的任意截面上，平均晶粒直徑小于IOOOnm的等軸晶均勻分散的組織的面積比例在80%以上。
5.權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的Ti合金，其特征在于，基于電子背散射衍射(EBSD)法的相圖的測(cè)定中，β相的面 積比例大于0%且在5.0%以下。
6.權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的Ti合金，其特征在于，所述等軸晶的平均晶粒直徑在600nm以下。
7.權(quán)利要求1 6中任一項(xiàng)所述的Ti合金，其特征在于，硬度在360HV以上。
8.Ti合金的制造方法，其特征在于，對(duì)于具有通過(guò)從β轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度以上的溫度驟冷而生成的α ’馬氏體相的、4 9質(zhì)量％的八1、2 10質(zhì)量％的乂、剩余部分由Ti和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的Ti合金，用表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)重結(jié)晶的加工方法進(jìn)行加工，使硬度小于400HV，使拉伸強(qiáng)度在1200MPa以上。
9.權(quán)利要求8所述的Ti合金的制造方法，其特征在于，以50 800°C/秒的升溫速度加熱，在700 800°C的溫度范圍以0.01 10/秒的應(yīng)變速度進(jìn)行應(yīng)變?yōu)?.5以上的加工，或者在高于800°C且低于1000°C的加工溫度下以0.1 10/秒的應(yīng)變速度進(jìn)行應(yīng)變?yōu)?.5以上的加工，以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。
10.權(quán)利要求9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(yīng)變速度進(jìn)行應(yīng)變?yōu)?.8以上的加工。
全文摘要
本發(fā)明提供一種Ti合金及其制造方法，該Ti合金的強(qiáng)度高，具備高疲勞強(qiáng)度，并且硬度得到抑制，適合作為以汽車(chē)為代表的各種結(jié)構(gòu)用材料。對(duì)以α’馬氏體相作為加工起始組織的合金進(jìn)行熱加工。以50～800℃/秒的升溫速度加熱，在700～800℃的溫度下以0.01～10/秒的應(yīng)變速度、在高于800℃且低于1000℃的溫度下以0.1～10/秒的應(yīng)變速度，使應(yīng)變?cè)?.5以上。藉此，能得到平均晶粒直徑小于1000nm的等軸晶，從而得到硬度小于400HV、拉伸強(qiáng)度在1200MPa以上、靜態(tài)強(qiáng)度和動(dòng)態(tài)強(qiáng)度優(yōu)異的具有高強(qiáng)度、高耐疲勞特性的鈦合金。
文檔編號(hào)C22C14/00GK103210101SQ20118005602
公開(kāi)日2013年7月17日 申請(qǐng)日期2011年11月22日 優(yōu)先權(quán)日2010年11月22日
發(fā)明者李尚學(xué), 小野芳樹(shù), 松本洋明, 千葉晶彥 申請(qǐng)人:日本發(fā)條株式會(huì)社, 國(guó)立大學(xué)法人東北大學(xué)