KR100611037B1 - 고탄성 변형능을 갖는 티타늄 합금 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

Va족 원소와 나머지 부분이 실질적으로 티타늄으로 이루어지는 티타늄 합금 원재에 10% 이상의 냉간 가공을 가하는 냉간 가공 공정과, 냉간 가공 공정 후에 얻어진 냉간 가공재에 처리 온도가 150℃ 내지 600℃의 범위에서 라슨 밀러 파라미터(P; Larson-Miller parameter)가 8.0 내지 18.5가 되는 시효 처리(aging treatment)를 실시하는 시효 처리 공정을 실시함으로써 얻어지는 인장 탄성 한계 강도가 950MPa 이상이고 탄성 변형능이 1.6% 이상인 것을 특징으로 하는 티타늄 합금. 이 티타늄 합금은 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도로, 각종 제품에 폭 넓게 이용할 수 있다.

티타늄, 시효 처리, 탄성 한계, 충격 흡수성, 냉간 가공

Description

고탄성 변형능을 갖는 티타늄 합금 및 그 제조 방법{Titanium alloy having high elastic deformation capacity and method for production thereof}

본 발명은 티타늄 합금 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 각종 제품에 이용할 수 있는 탄성 한계 강도와 탄성 변형능이 뛰어난 티타늄 합금과 그 제조 방법에 관한 것이다.

티타늄 합금은 비강도(specific strength)가 우수하기 때문에, 항공, 군사, 우주, 심해 탐사 등의 분야에서 종래부터 사용되어 왔다. 자동차 분야에서도, 레이싱 엔진의 밸브 리테이너(retainer) 나 커넥팅 로드 등에 티타늄 합금이 사용되고 있다. 또한, 티타늄 합금은 내식성도 뛰어나기 때문에, 부식 환경 하에서 사용되는 일도 많다. 예를 들어, 화학 플랜트나 해양 건축물 등의 자재에, 또한, 동결 방지제에 의한 부식 방지 등을 목적으로 하여 자동차의 하부 전방 범퍼나 하부 후방 범퍼 등에 사용되고 있다. 더욱이, 그 경량성(비강도)과 내알르지성(내식성)에 착안하여, 손목 시계 등의 장신구에 티타늄 합금이 사용되고 있다. 이와 같이, 다종 다양한 분야에서 티타늄 합금이 사용되고 있으며, 대표적인 티타늄 합금으로서, 예를 들어, Ti-5Al-2.5Sn(α합금), Ti-6Al-4V(α-β합금), Ti-13V-11Cr-3Al(β합금) 등이 있다.

그런데, 종래는 티타늄 합금의 뛰어난 비강도나 내식성이 주목받았지만, 최근에는, 그 뛰어난 탄성도 주목받고 있다. 예를 들어, 생체 적합품(예를 들어, 인공 뼈 등), 장신구(예를 들어, 안경 프레임 등), 스포츠 용품(예를 들어, 골프 클럽 등), 스프링 등에, 탄성이 뛰어난 티타늄 합금이 사용되고 있다. 구체적으로는, 고탄성 티타늄 합금을 인공 뼈에 사용한 경우, 그 인공 뼈는 사람 뼈에 가까운 탄성을 가지며, 비강도, 내식성과 더불어 생체 적합성에 뛰어난 것이 된다.

또한, 고탄성 티타늄 합금으로 이루어지는 안경 프레임은 머리 부분에 유연하게 맞춰져(fitting), 장착자에게 압박감을 주지 않고, 충격 흡수성도 뛰어나다.

또한, 골프 클럽의 샤프트나 헤드에 고탄성 티타늄 합금을 사용하면, 부드러운 샤프트나 고유 진동수가 낮은 헤드가 얻어져, 골프 볼의 비거리가 신장한다고 일컬어지고 있다.

또한, 고탄성 티타늄 합금을 스프링에 사용하면, 경량이고 탄성 한도가 큰 스프링이 얻어진다.

이러한 사정 하에, 본 발명자는 각종 분야에서 이용 확대를 한층 더 도모할 수 있는, 종래 레벨을 초월한 고탄성(고탄성 변형능) 또한 고강도(고인장 탄성 한계 강도)의 티타늄 합금을 개발하는 것을 생각하였다. 그리고, 우선, 탄성에 뛰어난 티타늄 합금에 관한 종래 기술을 조사한 바, 다음과 같은 공보가 발견되었다.

① 일본 특개평 10-219375호 공보

이 공보에는 Nb와 Ta를 합계로 20 내지 60% 포함하는 티타늄 합금이 개시(開示)되어 있다. 이 티타늄 합금은 그 조성의 원료를 용해하여, 버턴 잉곳(button ingot)을 주조하여, 그 버턴 잉곳에 냉간 압연, 용체화 처리(solution treatment), 시효 처리를 순차적으로 행하여 제조되며, 75GPa 이하라는 낮은 영 계수(Young's modulus; 종 탄성 계수)를 갖고 있다. 그리고, 이 티타늄 합금은 낮은 영 계수이기 때문에, 탄성이 풍부하다고도 생각된다.

그러나, 그 공보에 개시된 실시예로부터도 알 수 있는 바와 같이, 낮은 영 계수와 함께 인장 강도도 저하하고 있다. 이 때문에, 그 티타늄 합금은 탄성 한계 내에서의 변형 능력(탄성 변형능)이 작아, 티타늄 합금의 용도 확대를 도모할 수 있을 정도의 충분한 탄성을 갖는 것은 아니다.

② 일본 특개평 2-163334호 공보

이 공보에는 「Nb: 10 내지 40%, V: 1 내지 10%, Al: 2 내지 8%, Fe, Cr, Mn: 각 1% 이하, Zr: 3% 이하, O: 0.05 내지 0.3%, 나머지 부분이 Ti로 이루어지는 냉간 가공성에 뛰어난 티타늄 합금」이 개시되어 있다.

이 티타늄 합금도 조성이 되는 원료를 플라즈마 용해, 진공 아크 용해, 열간 단조, 고용화(solid-solution) 처리하여 제조된다. 이렇게 하여, 냉간 가공성에 뛰어난 티타늄 합금이 얻어진다고 그 공보에는 되어 있다.

그러나, 그 공보에서는, 그 탄성이나 강도에 대해서 구체적인 기재가 조금도 되어 있지 않다.

③ 일본 특개평 8-299428호 공보

이 공보에는 20 내지 40%의 Nb와 4.5 내지 25%의 Ta과 2.5 내지 13%의 Zr과 나머지 부분이 실질적으로 Ti으로 이루어지며, 영 계수가 65GPa 이하인 티타늄 합금으로 형성된 의료 기구가 개시되어 있다.

그러나, 이 티타늄 합금도 낮은 영 계수임과 동시에 낮은 강도이기 때문에, 탄성이 뛰어난 것은 아니다.

④ 일본 특개평 6-73475호 공보, 일본 특개평 6-233811호 공보 및 특표평 10-501719호 공보

이들 공보에는 영 계수가 75GPa 이하에서 인장 강도가 700MPa 이상인 티타늄 합금(Ti-13Nb-13Zr)이 개시되어 있지만, 고탄성에는 강도적으로 불충분하다. 또한, 이들 공보의 청구 범위에는 Nb:35 내지 50%로 있지만, 그에 상당하는 구체적인 실시예는 개시되어 있지 않다.

⑤ 특개소 61-157652호 공보

이 공보에는 「Ti를 40 내지 60% 함유하여, 나머지 부분이 실질상 Nb로 이루어지는 금속 장식품」이 개시되어 있다. 그 금속 장식품은 Ti-45Nb의 조성 원료를 아크 용해 후, 주조, 단조 압연(forge rolling)하여, 그 Nb 합금을 냉간 딥 드로잉(deep drawing) 가공하여 제조된다.

그러나, 그 공보에는 구체적인 탄성이나 강도에 대해서 아무 것도 기재되어 있지 않다.

⑥ 일본 특개평 6-240390호 공보

이 공보에는 「10%에서 25% 미만의 바나듐을 포함하여, 산소 함유량을 0.25% 이하로 하고, 그리고 나머지 부분이 티타늄 및 불가피적 불순물로 이루어지는 골프 드라이버 헤드용 재료」가 개시되어 있다.

그러나, 이 공보에는 그 탄성에 관해서 아무 것도 기재되어 있지 않다.

⑦ 일본 특개평 5-111554호 공보

이 공보에는 「초탄성을 갖는 Ni-Ti 합금의 로스트 왁스(lost wax) 정밀 주조법에 의해 제작한 골프 클럽 헤드」가 개시되어 있다. 그리고, Nb, V 등을 약간 첨가하여도 되는 취지도 그 공보에는 기재되어 있다.

그러나, 그것들의 구체적인 조성이나 탄성에 대해서 아무런 기재가 없다.

⑧ 일본 특개소 52-147511호 공보

이 공보에는 「티타늄 10 내지 85중량%, 탄소 0.2중량% 이하, 산소 0.13 내지 0.35중량%, 질소 0.1중량% 이하, 나머지 부분이 니오븀으로 이루어지는 내식성 강력 니오븀 합금」이 개시되어 있다. 더욱이, 그 조성을 갖는 합금의 용해 주조 후에, 열간 단조, 냉간 가공 및 시효 처리를 실시함으로써, 더욱이 고강도로 냉간 가공성에 뛰어난 니오븀 합금이 얻어지는 취지가 개시되어 있다.

그러나, 그 공보 중에는 구체적인 영 계수나 탄성에 대해서 아무 것도 기재되어 있지 않다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것이다. 즉, 각종 분야에서 한층 더한 이용 확대를 도모할 수 있는 종래 레벨을 초월한 탄성이 풍부한 티타늄 합금을 제공하는 것을 목적으로 한다. 더욱이, 그 티타늄 합금 제조에 적합한 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

그래서, 본 발명자는 이 과제를 해결하도록 예의 연구하여, 시행 착오를 거듭한 결과, Va족 원소와 Ti으로 이루어지는 고탄성 변형능 또한 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금 및 그 제조 방법을 개발하기에 이른 것이다.

(티타늄 합금)

즉, 본 발명의 티타늄 합금은 전체를 100%(질량 백분률: 이하 동일)로 한 경우에, 30 내지 60%의 Va족(바나듐족) 원소와 나머지 부분이 실질적으로 티타늄(Ti)으로 이루어지며, 냉간 가공 공정에 의해 가공 변형이 부여된 냉간 가공재로 시효 처리 공정을 실시함으로써 얻어지며, 인장 탄성 한계 강도가 950MPa 이상이고, 탄성 변형능이 1.6% 이상인 것을 특징으로 한다.

Ti와 Va족 원소와의 조합에 의해, 종래에 없이 고탄성 변형능 또한 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금이 얻어지는 것이다. 그리고, 이 티타늄 합금은 각종 제품에 폭 넓게 이용할 수 있어, 이들의 기능 향상이나 설계 자유도 확대를 도모할 수 있다.

또한, Va족 원소는 바나듐, 니오븀, 탄탈륨(tantalum) 중 1 종이어도 되고, 복수 종이어도 된다. 이들 원소는 모두 β상 안정화 원소이지만, 반드시 본 발명의 티타늄 합금이 종래의 β합금인 것을 의미하는 것은 아니다.

그런데, 이 티타늄 합금은 뛰어난 탄성 변형능과 인장 탄성 한계 강도와 더불어, 뛰어난 냉간 가공성도 구비하는 것을 본 발명자는 확인하였다. 그러나, 이 티타늄 합금이 왜 탄성 변형능, 인장 탄성 한계 강도에 뛰어난 것인지 아직 확실하지는 않다. 다만, 지금까지 이루어진 본 발명자에 의한 최대한의 조사 연구로부터, 이들의 특성에 대해서, 다음과 같이 생각할 수 있다.

즉, 본 발명자가 본 발명의 티타늄 합금에 관련되는 하나의 시료를 조사한 결과, 이 티타늄 합금에 냉간 가공을 실시하여도 전위(轉位; dislocation)가 거의 도입되지 않고, 일부 방향으로 (110)면이 대단히 강하게 배향된 조직을 보이고 있는 것이 분명해졌다.

더구나, TEM(투과 전자 현미경)으로 관찰한 111회 절점(折点)을 사용한 암시야상(暗視野像)에 있어서, 시료의 기울기와 함께 상(像)의 콘트라스트가 이동해 가는 것이 관찰되었다. 이것은 관찰하고 있는 (111)면이 만곡되어 있는 것을 시사하고 있으며, 동일한 것이 고배율의 격자상(格子像) 직접 관찰에 의해서도 확인되었다. 그리고, 이 (111)면의 만곡 곡률 반경은 500 내지 600nm 정도로 극히 작은 것이었다.

이렇기 때문에, 본 발명의 티타늄 합금은 전위(轉位) 도입이 아니라, 결정면의 만곡에 의해 가공의 영향을 완화한다는 종래의 금속 재료에서는 전혀 알려져 있지 않은 성질을 갖는 것을 의미하고 있다고 생각된다.

또한, 전위는 110회절점을 강하게 여기(勵起; excited)한 상태에서, 극히 일부에 관찰되었지만, 110회절점의 여기를 없애면 거의 관찰되지 않았다. 이것은 전위 주변의 변위 성분이 현저하게 <110> 방향으로 기울고 있는 것을 도시하고 있으며, 본 발명의 티타늄 합금은 대단히 강한 탄성 이방성을 갖는 것을 시사하고 있다. 이유는 확실하지는 않지만, 이 탄성 이방성도 본 발명에 관련되는 티타늄 합금의 고탄성 변형능, 고인장 탄성 한계 강도, 뛰어난 냉간 가공성 발현 등과 밀접하게 관계되어 있다고 생각된다.

여기서, 「인장 탄성 한계 강도」란 시험편에의 하중 부하와 하중 제거를 서서히 반복하여 행하는 인장 시험에 있어서, 영구 신장[변형(strain)]이 0.2%에 도달하였을 때에 부하하고 있는 응력을 말한다(상세하게는 후술한다). 또한 「탄성 변형능」이란 상기 인장 탄성 한계 강도 내에 있어서의 시험편의 신장(elongation)을 의미하며, 고탄성 변형능이란 그 신장이 큰 것을 도시한다.

이 인장 탄성 한계 강도는 순서대로 950MPa 이상, 1200MPa 이상, 1400MPa 이상이 될수록 바람직하다. 또한, 탄성 변형능은 순서대로 1.6% 이상, 1.7% 이상, 1.8%, 1.9%, 2.0%, 2.1%, 2.2% 이상이 될수록 바람직하다.

또한, 이후, 단지 「강도」라고 말할 때는, 「인장 탄성 한계 강도」 또는 시험편이 파단할 때의 「인장 강도」 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 가리킨다.

본 발명에서 말하는 「티타늄 합금」은 Ti를 함유하는 합금을 의미하며, Ti의 함유량을 특정하는 것은 아니다. 따라서, Ti 이외의 성분(예를 들어, Nb 등)이 합금 전체의 50질량% 이상을 차지하는 경우라도, Ti를 포함하는 합금인 한, 본 명 세서에서는 이를 「티타늄 합금」이라고 편의적으로 호칭한다. 또한, 그 「티타늄 합금」은 여러 가지 형태를 포함하는 것으로, 소재[예를 들어, 주괴(鑄塊; ingot), 슬랩(slab), 빌렛(billet), 소결체(sintered body), 압연품(rolled product), 단조품(forged product), 선재(wire material), 판재, 막대재(rod material) 등]에 한하지 않고, 이를 가공한 티타늄 합금 부재(예를 들어, 중간 가공품, 최종 제품, 이들의 일부 등)도 포함하는 것이다(이하 동일).

(티타늄 합금의 제조 방법)

상술한 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금은 예를 들어, 다음에 서술하는 본 발명의 제조 방법에 의해 얻을 수 있다.

① 즉, 본 발명의 티타늄 합금의 제조 방법은 전체를 100%로 한 경우에, 30 내지 60%의 Va족 원소와 나머지 부분이 실질적으로 티타늄으로 이루어지는 티타늄 합금 원재에 10% 이상의 냉간 가공을 가하는 냉간 가공 공정과, 상기 냉간 가공 공정 후에 얻어진 냉간 가공재에 처리 온도가 150℃ 내지 600℃의 범위에서 파라미터(라슨 밀러 파라미터(P): 상세한 것은 후술한다.)가 8.0 내지 18.5가 되는 시효 처리를 실시하는 시효 처리 공정으로 이루어지며, 인장 탄성 한계 강도가 950MPa 이상이고 탄성 변형능이 1.6% 이상이 되는 티타늄 합금을 제조하는 것을 특징으로 한다.

이 제조 방법에 의해, 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금이 얻어지는 이유는 반드시 확실하지는 않지만, 티타늄 합금 원재에 소정량의 냉간 가공을 실시한 후, 적절한 조건 하에서 시효 처리를 실시함으로써, 탄성 이방 성이 유지됨과 동시에, 영 계수의 급격한 상승이 회피되어, 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금이 얻어진다고 생각된다.

② 그 티타늄 합금 원재는, 예를 들어, 다음과 같이 제조할 수 있다. 즉, 상기 티타늄 합금 원재는 티타늄과 Va족 원소를 포함하는 적어도 2종 이상의 원료 분말을 혼합하는 혼합 공정과, 상기 혼합 공정 후에 얻어진 혼합 분말을 소정 형상의 성형체로 성형하는 성형 공정과, 상기 성형 공정 후에 얻어진 성형체를 가열하여 소결시키는 소결 공정에 의해 제조되면 적합하다.(이하, 적당히 이 제조 방법을 「혼합법」이라 약칭한다.)

③ 또한, 상기 티타늄 합금 원재는 티타늄과 Va족 원소를 포함하는 원료 분말을 소정 형상의 용기에 충전하는 충전 공정과, 상기 충전 공정 후에 열간 정수압법(HIP법; hot isostatic pressurizing method)을 사용하여 상기 용기 중의 상기 원료 분말을 소결시키는 소결 공정에 의해 제조되면 적합하다.(이하, 적당히 이 제조 방법을 「HIP법」이라 약칭한다.)

상술한 제조 방법은 본 발명의 티타늄 합금을 얻기에 바람직한 제조 방법이다. 다만, 본 발명의 티타늄 합금은 이들 제조 방법에 의해 얻어진 것에 한정되는 것은 아니다. 예를 들어, 티타늄 합금 원재는 용해법에 의해 제조되어도 된다.

도 1a는 본 발명에 관련되는 티타늄 합금의 응력-변형 선도의 개략도.

도 1b는 종래의 티타늄 합금의 응력-변형 선도의 개략도.

A. 실시형태

이하에, 실시형태를 들어 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다. 또한, 이후에 열거하는 재료 특성, 합금 조성, 제조 공정 등으로 이루어지는 각 항목의 내용은 적절히 조합이 가능하며, 예시한 조합에 한정되는 것은 아니다.

(티타늄 합금)

(1) 탄성 변형능, 인장 탄성 한계 강도 및 평균 영 계수

본 발명의 티타늄 합금에 관한 탄성 변형능과 인장 탄성 한계 강도에 대해서 도 1a, 도 1b를 사용하여 이하에 상술한다.

도 1a는 본 발명에 관한 티타늄 합금의 응력-변형 선도를 개략적으로 도시한 도면이고, 도 1b는 종래의 티타늄 합금(Ti-6Al-4V 합금)의 응력-변형 선도를 개략적으로 도시한 도면이다.

① 도 1b에 도시하는 바와 같이, 종래의 금속 재료에서는, 인장 응력의 증가에 비례하여 신장이 직선적으로 증가한다(①'-①간). 그리고, 그 직선의 기울기에 의해 종래의 금속 재료의 영 계수는 구할 수 있다. 바꾸어 말하면, 이 영 계수는 인장 응력(공칭 응력)을 이와 비례 관계에 있는 변형(공칭 변형)으로 나눈 값이 된다.

이와 같이 응력과 변형이 비례 관계에 있는 직선 구역(①'-①간)에서는, 변형이 탄성적이고, 예를 들어, 응력을 제거(unloading)하면, 시험편의 변형인 신장은 0으로 돌아간다. 그러나, 그 직선 구역을 더 넘게 인장 응력을 가하면, 종래의 금속 재료는 소성 변형을 시작하여, 응력을 제거하더라도, 시험편의 신장은 0으로 돌아가지 않고, 영구 신장이 발생한다.

통상, 영구 신장이 0.2%가 되는 응력(σp)을 0.2% 내력(耐力)(proof stress)이라 칭하고 있다(JIS Z 2241). 이 0.2% 내력은 응력-변형 선도 상에서, 탄성 변형구역의 직선(①'-①: 상승부의 접선)을 0.2% 신장분만큼 평행 이동한 직선(②'-②)과 응력-변형 곡선과의 교점(위치②)에 있어서의 응력이기도 하다.

종래의 금속 재료의 경우, 통상 「신장이 0.2% 정도를 넘으면, 영구 신장이 된다」는 경험 법칙에 근거하여, 0.2% 내력≒인장 탄성 한계 강도라고 고려되고 있다. 반대로, 이 0.2% 내력 내이면, 응력과 변형과의 관계는 대략 직선적 또는 탄성적이라고 생각된다.

② 그렇지만, 도 1a의 응력-변형 선도로부터도 알 수 있는 바와 같이, 이러한 종래의 개념은 본 발명의 티타늄 합금에는 적합하지 않다.

이유는 확실하지 않지만, 본 발명의 티타늄 합금의 경우, 탄성 변형구역에 있어서 응력-변형 선도가 직선으로는 되지 않고, 위로 볼록한 곡선(①'-②)이 되어, 하중을 제거하면 동일 곡선①-①'을 따라 신장이 0으로 돌아가거나, ②-②'를 따라 영구 신장을 발생하기도 한다.

이와 같이 본 발명의 티타늄 합금에서는, 탄성 변형구역(①'-①)조차, 응력과 변형이 직선적인 관계가 아니고, 응력이 증가하면, 급격히 신장(변형)이 증가한다. 또한, 하중을 제거한 경우도 같고, 응력과 변형이 직선적인 관계가 아니어서, 응력이 감소하면, 급격히 변형이 감소한다. 이러한 특징이 본 발명의 티타늄 합금 이 뛰어난 고탄성 변형능으로서 발현하고 있다고 생각된다.

그런데, 본 발명의 티타늄 합금의 경우, 도 1a로부터도 알 수 있는 바와 같이, 응력이 증가할수록 응력-변형 선도 상의 접선의 기울기가 감소하고 있다. 이와 같이, 탄성 변형구역에 있어서, 응력과 변형이 직선적으로 변화하지 않기 때문에, 종래와 마찬가지로 본 발명의 티타늄 합금의 탄성 변형능을 정의할 수는 없다. 또한, 종래와 같은 방법으로 0.2% 내력(σp')≒인장 탄성 한계 강도라 평가하는 것도 적절하지는 않다. 즉, 본 발명의 티타늄 합금의 경우, 종래의 방법으로 인장 탄성 한계 강도(≒0.2% 내력)를 구하면, 본래의 인장 탄성 한계 강도보다도 현저하게 작은 값이 되어 버린다. 따라서, 본 발명의 티타늄 합금에서는, 더이상, 0.2% 내력≒인장 탄성 한계 강도라 정의할 수는 없다.

그래서, 인장 탄성 한계 강도의 본래 정의로 돌아가, 본 발명의 티타늄 합금의 인장 탄성 한계 강도(σe)를 상술한 바와 같이 구하여(도 1a 중의 ②위치), 그 인장 탄성 한계 강도 내에서의 시험편의 최대 신장을 탄성 변형능(εe)으로 하였다.

③ 또한, 탄성 변형구역에 있어서, 응력과 변형이 직선적인 관계에 없기 때문에, 종래의 영 계수의 개념을 그대로 본 발명의 티타늄 합금에 적용하는 것은 바람직하지 못하다. 그래서, 「평균 영 계수」라는 개념을 도입하여, 본 발명에 관련되는 티타늄 합금의 일 특성을 나타내는 것으로 하였다. 그리고, 이 평균 영 계수를, 인장시험에 의해 얻어진 응력-변형 선도 상에 있어서, 인장 탄성 한계 강도의 1/2에 상당하는 응력 위치에서의 기울기(곡선의 접선 기울기)라 정의하였다. 따라서, 이 평균 영 계수는 엄밀한 의미에서의 영 계수의 「평균」을 가리키는 것은 아니다.

또한, 도 1a 및 도 1b 중, σt는 인장 강도이고, εe는 본 발명의 티타늄 합금의 인장 탄성 한계 강도(σe)에 있어서의 신장(탄성 변형능)이며, εp는 종래의 금속 재료의 0.2% 내력(σp)에서의 신장(변형)이다.

④ 이와 같이 본 발명의 티타늄 합금은 종래에 없는 특이한 응력-변형 관계를 가지고, 이와 더불어 상응하는 인장 탄성 한계 강도를 갖기 때문에, 대단히 뛰어난 탄성 변형능, 즉 고탄성이 얻어지는 것이다.

이 특성에 근거하여서, 본 발명은 인장력 시험에서 실제로 영구 변형이 0.2%에 도달하였을 때의 응력으로서 정의되는 인장 탄성 한계 강도가 950MPa 이상이고, 가하는 응력이 0으로부터 상기 인장 탄성 한계 강도까지의 범위에 있는 탄성 변형구역 내에서, 상기 인장력 시험에 의해 얻어진 응력-변형 선도 상의 접선의 기울기가 응력의 증가에 따라 감소하는 특성을 도시하며, 상기 응력-변형 선도 상의 접선의 기울기로부터 구해지는 영 계수의 대표치로서, 상기 인장 탄성 한계 강도의 1/2에 상당하는 응력 위치에서의 접선의 기울기로부터 구한 평균 영 계수가 90GPa 이하이고, 탄성 변형능이 1.6% 이상인 고탄성 변형능을 갖는 티타늄 합금이라고도 파악할 수 있다. 또한, 평균 영 계수가 85GPa, 80GPa, 75GPa, 70GPa, 65GPa, 60GPa, 55GPa, 50GPa로 저하하면, 본 발명의 티타늄 합금은 보다 뛰어난 탄성 변형능을 보인다.

(2) 합금 조성

이하에 서술하는 합금 조성에 관한 설명은, 티타늄 합금의 조성에 한하지 않고, 티타늄 합금 원재 및 원료 분말의 조성에도 공통된다. 이후에는, 주로 티타늄 합금을 예로 들어 설명하지만, 그 내용(함유 원소, 수치 범위, 한정 이유 등)을 티타늄 합금 원재 또는 원료 분말에도 원용할 수 있다. 또한, 원소의 조성 범위를 「x 내지 y%」라는 형식으로 도시하였지만, 이것은 특별히 정하지 않는 한, 하한치(x%) 및 상한치(y%)도 포함하는 것이다(이하, 동일).

① 본 발명의 티타늄 합금(티타늄 합금 원재 또는 원료 분말, 이하 동일)은 전체를 100%(질량 백분률: 이하 동일)로 한 경우에, Va족 원소를 30 내지 60% 포함하면 적합하다.

Va족 원소가 30% 미만에서는 충분한 탄성 변형능이 얻어지지 않고, 또한, 60%를 넘으면 충분한 인장 탄성 한계 강도가 얻어지지 않아, 티타늄 합금의 밀도가 상승하여 비강도 저하를 초래하기 때문이다. 더욱이, 60%를 넘으면, 재료 편석(偏析)이 생기기 쉬워져, 재료의 균질성이 손상되고, 인성이나 연성 저하도 초래하기 쉬워지기 때문에 바람직하지 못하다.

Va족 원소는 V, Nb 또는 Ta 중 어느 하나이지만, 그들 1종을 함유하는 경우에 한하지 않는다. 즉, 그것들을 2종 이상 포함하는 경우여도 되고, Nb와 Ta, Nb와 V와 Nb, Ta와 V 또는 Nb와 Ta와 V를 상기 범위에서 각각 적정량씩 포함하여도 된다. 특히, Nb는 10 내지 45%, Ta는 0 내지 30%, V는 0 내지 7%이면 된다.

② 본 발명의 티타늄 합금은 전체를 100%로 한 경우에, Zr과 Hf과 Sc으로 이 루어지는 금속 원소군 중 1 종 이상의 원소를 합계로 20% 이하 포함하면 적합하다.

Sc은 티타늄에 고용(固溶)된 경우, Va족 원소와 함께 티타늄 원자간의 결합 에너지를 특이적으로(singularly) 저하시켜, 탄성 변형능을 향상시키는(즉, 영 계수를 저하시키는) 유효한 원소이다(참고 자료: Proc. 9th World Conf. on Titanium, (1999), to be published).

Zr과 Hf은 티타늄 합금의 탄성 변형능과 인장 탄성 한계 강도의 향상에 유효하다. 이들 원소는 티타늄과 동족(IVa족) 원소이고, 전체 고용형의 중성적 원소(completely-solving neutral element)이기 때문에, Va족 원소에 의한 티타늄 합금의 고탄성 변형능을 방해하는 일도 없다.

이들 원소가 합계 20%를 넘으면, 재료 편석에 의한 강도, 인성 저하나 비용 상승을 초래하기 때문에 바람직하지 못하다.

탄성 변형능(또는 평균 영 계수), 강도, 인성 등의 밸런스를 도모하는 데 있어서, 이들 원소를 합계, 1% 이상, 나아가서는, 5 내지 15%로 하면, 보다 바람직하다. 특히, Zr은 1 내지 15%, Hf은 1 내지 15%이면 된다.

더욱이, 본 발명의 티타늄 합금은 IVa족 원소(Ti 이외)의 1 종 이상과 Va족 원소의 1 종 이상을 상기 각 범위에서 임의로 조합하여 포함하여도 된다. 예를 들어, Zr과 Nb, Ta 또는 V의 1 종 이상을 함께 포함하는 경우라도, 본 발명의 티타늄 합금은 뛰어난 냉간 가공성을 손상하는 일 없이, 고강도, 고탄성을 발휘할 수 있다.

③ 또한, Zr, Hf 또는 Sc은 Va족 원소와 작용상 공통되는 부분이 많기 때문에, 소정의 범위 내에서 Va족 원소로 치환(置換)할 수도 있다.

즉, 본 발명의 티타늄 합금은 전체를 100%로 한 경우에, Zr과 Hf과 Sc으로 이루어지는 금속 원소군 중 1 종 이상의 원소를 합계 20% 이하와, 상기 Va족 원소를 상기 금속 원소군 중 1 종 이상의 원소와의 합계가 30 내지 60%가 되도록 포함하도록 하여도 된다.

Zr 등을 합계 20% 이하로 한 것은 상술한 대로이다. 또한, 마찬가지로, 이들 원소를 합계 1% 이상, 나아가서는, 5 내지 15%로 하면, 보다 바람직하다.

④ 본 발명의 티타늄 합금은, Cr과 Mo과 Mn과 Fe과 Co와 Ni로 이루어지는 금속 원소군 중 1 종 이상의 원소를 포함하면 적합하다.

보다 구체적으로는, 전체를 100%로 한 경우에, Cr과 Mo은 각각 20% 이하이고, Mn과 Fe과 Co와 Ni은 각각 10% 이하이면 적합하다.

Cr과 Mo은 티타늄 합금의 강도와 열간 단조성(鍛造性)을 향상시키는데 있어서 유효한 원소이다. 열간 단조성이 향상하면, 티타늄 합금의 생산성이나 수율 향상을 도모할 수 있다. 여기서, Cr이나 Mo이 20%를 넘으면, 재료 편석이 생기기 쉬워져, 균질한 재료를 얻는 것이 곤란해진다. 이들 원소를 1% 이상으로 하면, 고용 강화에 의해 강도 향상을 도모할 수 있으며, 3 내지 15%로 하면, 한층 더 바람직하다.

Mn, Fe, Co, Ni은 Mo 등과 마찬가지로, 티타늄 합금의 강도와 열간 단조성을 향상시키는데 있어서 유효한 원소이다. 따라서, Mo, Cr 등 대신에 또는 Mo, Cr 등과 함께 이들 원소를 함유시켜도 된다. 단, 이들 원소가 10%를 넘으면, 티타늄과의 사이에서 금속간 화합물을 형성하여, 연성이 저하하여 버리기 때문에 바람직하 지 못하다. 이들 원소를 1% 이상으로 하면, 고용 강화에 의해 강도 향상을 도모할 수 있어, 2 내지 7%로 하면 한층 더 바람직하다.

⑤ 더욱이, 상기 금속 원소군에 주석(Sn)을 가하면 적합하다.

즉, 본 발명의 티타늄 합금은 Cr과 Mo과 Mn과 Fe과 Co와 Ni과 Sn으로 이루어지는 금속 원소군 중 1 종 이상의 원소를 포함하면 적합하다.

보다 구체적으로는, 전체를 100%로 한 경우에, Cr과 Mo은 각각 20% 이하이고, Mn과 Fe과 Co와 Ni과 Sn은 10% 이하이면 적합하다.

Sn은 α안정화 원소이고, 티타늄 합금의 강도를 향상시키는데 있어서 유효한 원소이다. 따라서, 10% 이하의 Sn을 Mo 등의 원소와 함께 함유시키면 된다. Sn이 10%를 넘으면, 티타늄 합금의 연성이 저하하여 가공성의 저하를 초래한다. Sn을 1% 이상, 나아가서는, 2 내지 8%로 하면, 고탄성 변형능화와 고인장 탄성 한계 강도화와의 양립을 도모하는데 있어서 보다 바람직하다. 또한, Mo 등의 원소에 대해서는, 상술한 바와 같다.

⑥ 본 발명의 티타늄 합금은 Al을 포함하면 적합하다.

구체적으로는, Al이 전체를 100%로 한 경우에 0.3 내지 5%이면 한층 더 적합하다.

Al은 티타늄 합금의 강도를 향상시키는데 있어서 유효한 원소이다. 따라서, 본 발명의 티타늄 합금이 0.3 내지 5%의 Al을, Mo나 Fe 등 대신, 또는 이들 원소와 함께 함유하면 된다. Al이 0.3% 미만에서는 고용 강화 작용이 불충분하여, 충분한 강도 향상을 도모할 수 없다. 또한, 5%를 넘으면, 티타늄 합금의 연성을 저하시킨 다. Al을 0.5 내지 3%로 하면, 강도가 안정되어 보다 바람직하다.

또한, Al을 Sn과 함께 첨가하면, 티타늄 합금의 인성을 저하시키는 일 없이, 강도를 향상시킬 수 있어 보다 바람직하다.

⑦ 본 발명의 티타늄 합금은 전체를 100%로 한 경우에, 0.08 내지 0.6%의 O를 포함하면 적합하다. 또한, 전체를 100%로 한 경우에, 0.05 내지 1.0%의 C을 포함하면 적합하다. 또한, 전체를 100%로 한 경우에, 0.05 내지 0.8%의 N를 포함하면 적합하다.

정리하면, 전체를 100%로 한 경우에, 0.08 내지 0.6%의 O와 0.05 내지 1.0%의 C과 0.05 내지 0.8%의 N로 이루어지는 원소군 중 1 종 이상의 원소를 포함하면 적합하다.

O, C 및 N는 모두 침입형 고용 강화 원소(interstitial solid-solution strengthening element)로, 티타늄 합금의 α상을 안정되게 하여, 강도 향상에 유효한 원소이다. O가 0.08% 미만, C 또는 N가 0.05% 미만에서는, 티타늄 합금의 강도 향상이 충분하지 않다. 또한, O가 0.6%를 넘고, C이 1.0%를 넘거나 또는 N가 0.8%를 넘으면, 티타늄 합금의 취화(embrittling)를 초래하여 바람직하지 못하다.

O를 0.1% 이상, 나아가서는 0.15 내지 0.45%로 하거나 또는 C를 0.1 내지 0.8%, N를 0.1 내지 0.6%로 하면, 티타늄 합금의 강도와 연성의 밸런스를 도모할 수 있어 보다 바람직하다.

⑧ 본 발명의 티타늄 합금은 전체를 100%로 한 경우에, 0.01 내지 1.0%의 B을 포함하면 적합하다.

B은 티타늄 합금의 기계적인 재료 특성과 열간 가공성을 향상시키는데 있어서 유효한 원소이다. B은 티타늄 합금에 거의 고용되지 않고, 그 거의 전량이 티타늄 화합물 입자(TiB 입자 등)로서 석출된다. 이 석출 입자가 티타늄 합금의 결정립 성장을 현저히 억제하여, 티타늄 합금의 조직을 미세하게 유지하기 때문이다.

B가 0.01% 미만에서는, 그 효과가 충분하지 않으며, 1.0%를 넘으면, 고강성 석출 입자가 증가함으로써, 티타늄 합금의 탄성 변형능과 냉간 가공성의 저하를 초래한다.

또한, B의 첨가량을 TiB 입자로 환산하면, 0.01%의 B은 0.055체적%의 TiB 입자가 되고, 1%의 B은 5.5체적%의 TiB 입자가 된다. 따라서, 본 발명의 티타늄 합금은 0.055체적% 내지 5.5체적%의 붕화티타늄(titanium boride) 입자를 포함하는 것이어도 된다.

그런데, 상술한 각 조성 원소는 소정의 범위 내에서 임의로 조합할 수 있다. 구체적으로는, 상기 Zr, Hf, Sc, Cr, Mo, Mn, Fe, Co, Ni, Sn, Al, O, C, N, B을 적절히 상기 범위 내에서 선택적으로 조합하여, 본 발명의 티타늄 합금으로 할 수 있다. 물론, 본 발명의 티타늄 합금의 취지를 일탈하지 않는 범위 내에서, 별도의 원소를 더 배합하여도 된다.

(3) 제조 방법에 의해 특정되는 티타늄 합금

상술한 티타늄 합금은 그 제조 방법이 특별히 한정되는 것이 아니라, 용해법이나 후술하는 소결법을 사용하여도 제조할 수 있다.

또한, 제조 도중의 각 단계에서, 냉간 가공, 열간 가공, 열 처리 등을 실시함으로써, 얻어지는 티타늄 합금의 재료 특성을 조정하는 것도 가능하다. 예를 들어, 본 발명의 티타늄 합금이 다음과 같은 것이면 바람직하다.

즉, 본 발명의 티타늄 합금은 Va족 원소와 나머지 부분이 실질적으로 티타늄으로 이루어지는 티타늄 합금 원재에 10% 이상의 냉간 가공을 가하는 냉간 가공 공정과, 상기 냉간 가공 공정 후에 얻어진 냉간 가공재에 처리 온도가 150℃ 내지 600℃의 범위에서 라슨 밀러 파라미터(P)가 8.0 내지 18.5가 되는 시효 처리를 실시하는 시효 처리 공정을 거쳐 제조되는 것이면 적합하다.

또한, 이 시효 처리 공정은 상기 처리 온도가 150℃ 내지 300℃의 범위에서 파라미터(P)가 8.0 내지 12.0이고, 상기 인장 탄성 한계 강도가 1000MPa 이상이고 상기 탄성 변형능이 2.0% 이상인 티타늄 합금이 얻어지면 적합하다.

또한, 이 시효 처리 공정은 상기 처리 온도가 300℃ 내지 450℃의 범위에서 파라미터(P)가 12.0 내지 14.5이고, 상기 인장 탄성 한계 강도가 1400MPa 이상이고 탄성 변형능이 1.6% 이상인 티타늄 합금이 얻어지면 적합하다.

냉간 가공 공정 및 시효 처리 공정의 상세한 것은 후술한다.

(티타늄 합금의 제조 방법)

(1) 냉간 가공 공정

냉간 가공 공정은 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금을 얻는 데 있어서 유효한 공정이다.

본 발명자의 연구에 의하면, 이러한 냉간 가공이 티타늄 합금 내에 가공 변형을 부여하여, 이 가공 변형이 원자 레벨에서의 마이크로적인 구조 변화를 조직 내에도 초래되어, 티타늄 합금의 탄성 변형능 향상에 기여한다고 생각된다. 또한, 이 냉간 가공을 가함으로써, 원자 레벨에서의 마이크로적인 구조 변화를 발생시킨다. 이 구조 변화에 따르는 탄성 변형의 축적이 티타늄 합금의 인장 탄성 한계 강도 향상에 기여하고 있다고 생각된다.

그런데, 이 냉간 가공 공정은 냉간 가공율을 10% 이상으로 하는 공정이면 적합하며, 나아가, 냉간 가공율을 50% 이상, 70% 이상, 90% 이상, 95% 이상, 99% 이상으로 하여도 된다.

그리고, 이 냉간 가공 공정은 시효 공정의 전(前)처리로서 별도로 행하여지거나, 또는 소재 또는 제품의 성형[예를 들어, 마무리 가공(finish working)]을 목적으로 하여 행하여져도 된다. 또한, 냉간 가공율은 S_O: 냉간 가공 전의 단면적, S: 냉간 가공 후의 단면적으로 하여서,

[수학식 1]

냉간 가공율 X=(S_O-S)/S_O×100(%)

로 정의된다.

또한, 「냉간」이란 티타늄 합금의 재결정 온도(재결정을 일으키는 최저 온도)보다도 충분히 저온인 것을 의미한다. 재결정 온도는 조성에 따라 변화하지만, 대략 600℃ 정도로, 본 발명의 제조 방법에서는, 상온 내지 300℃의 범위에서 냉간 가공을 하면 된다.

이와 같이 본 발명에 관련되는 티타늄 합금은 냉간 가공성에 뛰어나며, 냉간 가공을 실시함으로써, 그 재료 특성이나 기계적 특성이 개선되는 경향이 있다. 따라서, 본 발명에 관련되는 티타늄 합금은 냉간 가공 제품에 적합한 재료이다. 또한, 본 발명의 제조 방법은 냉간 가공 제품에 적합한 제조 방법이다.

(2) 시효(時效) 처리 공정

시효 처리 공정은 냉간 가공재에 시효 처리를 실시하는 공정이다. 이 시효 처리 공정을 실시함으로써, 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금이 얻어지는 것을 본 발명자는 새롭게 발견하였다.

단, 시효 처리를 실시하기 전에, 재결정 온도 이상에서의 용체화(溶體化) 처리를 하면, 냉간 가공에 의해 티타늄 합금 내에 부여된 가공 변형의 영향이 상실되기 때문에, 바람직하지 못하다.

이 시효 처리 조건에는 (a) 저온 단시간 시효 처리(150 내지 300℃)와, (b) 고온 장시간 시효 처리(300 내지 600℃)가 있다.

전자의 경우, 인장 탄성 한계 강도를 향상시키면서, 평균 영 계수를 유지 또는 저하시킬 수 있다. 그 결과, 고탄성 변형능의 티타늄 합금을 얻을 수 있다. 후자의 경우, 평균 영 계수가 인장 탄성 한계 강도의 상승에 따라 다소 상승할 수 있지만, 그래도 95GPa 이하이고, 그 상승 레벨은 대단히 낮다. 따라서, 이 경우에서도, 고탄성 변형능의 티타늄 합금이 얻어진다.

더욱이, 본 발명자는 방대한 수의 시험을 반복함으로써, 그 시효 처리 공정이 처리 온도 150 내지 600℃의 범위에서, 다음 식에 근거하여 처리 온도(T℃)와 처리 시간(t시간)으로 결정되는 파라미터(P)가 8.0 내지 18.5가 되는 공정이라고, 바람직한 것을 발견하였다.

[수학식 2]

P=(T+273)·(20+log₁₀t)/1000

이 파라미터(P)는 라슨 밀러(Larson-Miller) 파라미터로, 열 처리 온도와 열 처리 시간과의 조합으로 결정되며, 본 발명의 시효 처리(열 처리) 조건을 나타내는 것이다.

이 파라미터(P)가 8.0 미만에서는, 시효 처리를 실시하여도, 바람직한 재료 특성의 향상이 얻어지지 않고, 파라미터(P)가 18.5를 넘으면, 인장 탄성 한계 강도 저하, 평균 영 계수의 상승 또는 탄성 변형능 저하를 초래할 수 있다.

더욱이, 시효 처리 공정은 상기 처리 온도가 150℃ 내지 300℃의 범위에서 파라미터(P)가 8.0 내지 12.0이고, 얻어진 티타늄 합금의 인장 탄성 한계 강도가 1000MPa 이상, 탄성 변형능이 2.0% 이상, 평균 영 계수가 75GPa 이하이면 적합하다.

또한, 시효 처리 공정은 상기 처리 온도가 300℃ 내지 450℃의 범위에서 파라미터(P)가 12.0 내지 14.5이고, 상기 티타늄 합금의 인장 탄성 한계 강도가 1400MPa 이상, 탄성 변형능이 1.6% 이상, 평균 영 계수가 95GPa 이하이면 적합하 다.

파라미터(P)를 보다 적절한 범위로 하는 처리 온도와 처리 시간을 선정함으로써, 한층 더 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금이 얻어진다.

또한, 특별히 정하지 않는 한, 「x 내지 y」라는 수치 범위는 하한치(x)와 상한치(y)를 포함하는 것이다(이하, 동일).

(3) 원료 분말

① 본 발명에 관련되는 혼합법을 사용할 경우, 적어도 티타늄과 Va족 원소를 포함하는 원료 분말이 필요하다. 원하는 티타늄 합금의 조성이나 특성에 따라서, 상술한 각종 원소를 함유하는 원료 분말을 사용할 수 있다.

상술한 바와 같이, 원료 분말은 티타늄과 Va족 원소와 더불어, Zr, Hf, Sc 또는 Cr, Mn, Co, Ni, Mo, Fe, Sn, Al, O, C, N 및 B 중 적어도 1 종 이상의 원소를 포함하면 적합하다.

이러한 원료 분말은 순금속 분말이어도 합금 분말이어도 된다. 원료 분말에는, 예를 들어, 스폰지 분말, 수소화 탈수소 분말(hydrogenated dehydrogenated powder), 수소화 분말, 분무화된 분말(atomized powder) 등을 사용할 수 있다. 분말의 입자 형상이나 입자 직경(입자 직경 분포) 등은 특별히 한정되는 것이 아니라, 시판 분말을 그대로 사용할 수 있다.

다만, 원료 분말은 비용이나 소결체의 치밀성 관점에서, 평균 입자 직경이 100㎛ 이하이면, 바람직하다. 더욱이, 분말의 입자 직경이 45㎛(#325) 이하이면, 보다 치밀한 소결체를 얻기 쉽다.

② 본 발명에 관련되는 HIP법을 사용한 경우, 혼합법과 마찬가지로 기본적인 분말(elementary powder)로 이루어지는 혼합 분말을 이용하여도 되지만, 원하는 합금 조성을 갖는 합금 분말 그 자체를 원료 분말로서 사용하여도 된다.

그리고, 본 발명에 관련되는 티타늄 합금의 조성을 갖는 원료 분말은 예를 들어, 가스 분무화법이나, REP법[회전 전극법(rotary electrode method)], PREP법(플라즈마 회전 전극법) 또는 용해법에 의해 제조된 잉곳을 수소 분쇄나 MA법[기계적 합금화법(mechanical alloying method)] 등에 의해 제조할 수 있다.

(4) 혼합 공정

혼합 공정은 원료 분말을 혼합하는 공정이다. 이 혼합 공정에 의해, 원료 분말이 균일하게 혼합되어, 매크로(macro)적으로 균일한 티타늄 합금을 얻을 수 있다.

원료 분말의 혼합에는 V형 혼합기, 볼 밀(ball mill) 및 진동 밀, 고에너지 볼 밀[예를 들어, 애트리터(attritor)] 등을 사용할 수 있다.

(5) 성형 공정

성형 공정은 혼합 공정 후에 얻어진 혼합 분말을 소정 형상의 성형체로 성형하는 공정이다. 소정 형상의 성형체가 얻어지기 때문에, 그 후의 가공 공정수 저 감을 도모할 수 있다.

또한, 성형체는 판재나 막대재 등의 소재 형상을 하고 있어도, 최종 제품의 형상을 하고 있어도, 또한, 이들에 이르기 전의 중간품 형상을 하고 있어도 된다. 또한, 소결 공정 후에 더 가공을 실시하는 경우는 빌렛 형상 등이어도 된다.

성형 공정에는, 예를 들어, 금형 성형, CIP 성형[냉간 정수압 프레스 성형(cold isostatic press forming)], RIP 성형(고무 정수압 프레스 성형) 등을 사용 할 수 있다. 특히, CIP 성형을 하는 경우, 예를 들어, 그 성형 압력을 200 내지 400MPa로 하면 된다.

(6) 충전(filling) 공정

충전 공정은 상술한 원료 분말을 소정 형상의 용기에 충전하는 공정으로, 열간 정수압법(HIP법)을 사용하기 위해 필요해진다. 그 용기의 내측 형상은 원하는 제품 형상에 대응시켜도 된다. 또한, 용기는, 예를 들어, 금속제여도, 세라믹제여도, 유리제여도 된다. 또한, 진공 탈기(vacuuming and degassing)하여 원료 분말을 용기에 충전, 봉입(sealing)하면 된다.

(7) 소결 공정

소결 공정은 상기 성형 공정 후의 성형체를 가열하여 소결시키거나, 또는, 충전 공정 후의 용기 중의 상기 원료 분말을 열간 정수압법에 의해 소결시키는 공정이다.

이 때의 처리 온도(소결 온도)는 티타늄 합금의 융점보다도 꽤 낮기 때문에, 본 발명의 제조 방법에 의하면, 용해법과 같은 특수한 장치를 필요로 하지 않아, 경제적으로 티타늄 합금을 제조할 수 있다.

① 혼합법의 경우, 진공 또는 불활성 가스의 분위기 속에서 성형체를 소결시키는 것이 바람직하다. 또한, 처리 온도는 합금의 융점 이하에서, 각 성분 원소가 충분히 확산하는 온도역에서 행하여지는 것이 바람직하다. 예를 들어, 그 처리 온도를 1200℃ 내지 1600℃로 하면, 바람직하다.

또한, 티타늄 합금의 치밀화와 생산성 효율화를 도모하는데 있어서, 처리 온도를 1200 내지 1600℃로 하고 처리 시간을 0.5 내지 16시간으로 하면, 한층 더 적합하다.

② HIP법의 경우, 확산이 용이하고 원료 분말의 변형 저항이 작으며, 또한 용기와 반응하기 어려운 온도 영역에서 행하여지는 것이 바람직하다. 예를 들어, 그 온도 범위를 900℃ 내지 1300℃로 하면 된다. 또한, 성형 압력은 충전 분말이 충분히 크리프(creep) 변형할 수 있는 압력이면 바람직하며, 예를 들어, 그 압력 범위를 50 내지 200MPa(500 내지 2000기압)로 하면 된다.

HIP의 처리 시간은 원료 분말이 충분히 크리프 변형하여 치밀화하고, 또한, 합금 성분이 분말 간에서 확산할 수 있는 시간이 바람직하다. 예를 들어, 그 시간을 1시간 내지 10시간으로 하면 된다.

또한, HIP법의 경우, 혼합법에서 필요한 혼합 공정, 성형 공정을 반드시 필요로 하지 않아, 소위 합금 분말법도 가능해진다. 따라서, 이 경우, 상술한 바와 같이, 사용할 수 있는 원료 분말의 종류도 다양하여, 2종 이상의 순금속 분말이나 합금 분말을 혼합한 혼합 분말 뿐만 아니라, 원하는 합금 조성 그 자체를 갖는 합금 분말을 원료 분말로서 사용할 수 있다. 또한, HIP법을 사용하면, 치밀한 소결 티타늄 합금을 얻을 수도 있어, 제품 형상이 복잡하여도 깔끔한 형상(net shape)으로 할 수 있다.

(8) 열간 가공 공정

열간 가공 공정은 혼합법에 있어서, 소결 공정 후의 소결체의 조직을 치밀화시키는 공정이다. 소결 공정 후의 소결체인 채로는, 빈 구멍(pore) 등이 많다. 열간 가공을 실시함으로써, 이 빈 구멍 저감 등을 도모할 수 있어, 치밀한 소결체로 할 수 있다. 그리고, 열간 가공 공정을 함으로써, 티타늄 합금의 인장 탄성 한계 강도 향상을 도모할 수 있다. 따라서, 상기 티타늄 합금 원재는, 더욱이, 상기 소결 공정 후에 얻어지는 소결체에 열간 가공을 가하는 열간 가공 공정을 거쳐 제조되면 적합하다.

열간 가공이란 재결정 온도 이상에서의 소성 가공을 의미하며, 예를 들어, 열간 단조, 열간 압연, 열간 스웨이징(swaging), 열간 코이닝(coining) 등이 있다. 열간 가공 공정은 가공 온도를 600 내지 1100℃로 하는 공정이면 적합하다. 이 온도는 가공하는 소결체 자체의 온도이다. 600℃ 미만에서는, 변형 저항이 높아, 열간 가공 공정이 곤란하여 수율 저하를 초래한다. 한편, 1100℃를 넘어 열간 가공을 하면, 결정 입자가 조대화(粗大化)하여 바람직하지 못하다.

이 열간 가공 공정에 의해, 제품의 형상을 개략적으로 형성할 수도 있다. 또한, 소결체의 조직 중의 빈 구멍량을 조정하여, 티타늄 합금의 영 계수, 강도, 밀도 등을 조정할 수도 있다.

(티타늄 합금의 용도)

본 발명의 티타늄 합금은 고탄성, 고강도이기 때문에, 그 특성에 매치하는 제품에 폭 넓게 이용할 수 있다. 또한, 뛰어난 냉간 가공성도 구비하기 때문에, 냉간 가공 제품에 본 발명의 티타늄 합금을 이용하면 적합하다. 중간 소둔(intermediate annealing) 등을 거치지 않고 가공 균열(work crack) 등을 현저히 저감시켜, 수율 향상을 도모할 수 있기 때문이다.

형상적으로 절삭 가공 등이 필요하다고 생각되고 있는 종래의 제품에, 본 발명의 티타늄 합금을 사용하여 냉간 성형 등을 하면, 그 티타늄 제품의 양산화, 저비용화를 도모하기 쉽다. 그리고, 그 경우에 본 발명의 제조 방법이 유효하다.

본 발명의 티타늄 합금을 이용할 수 있는 구체적인 예를 들면, 산업 기계, 자동차, 오토바이, 자전거, 가전품, 항공 우주 기기, 선박, 장신구, 스포츠 레저 용품, 생체 관련품, 의료 기재, 완구 등이 있다.

예를 들어, 자동차의 (코일) 스프링에 본 발명의 티타늄 합금을 사용하면, 고탄성 변형능(낮은 영 계수)이기 때문에, 종래의 스프링강제 스프링에 비교하여, 권취수를 현저하게 저하시킬 수 있다. 더욱이, 그 권취수 저감과 더불어, 본 발명의 티타늄 합금은 비중이 스프링강의 70% 정도이기 때문에, 대폭적인 경량화를 실 현할 수 있다.

또한, 장신구의 하나인 안경 프레임에 본 발명의 티타늄 합금을 사용하면, 그 고탄성 변형능에 의해, 다리 부분 등이 휘기 쉬워져, 얼굴에 잘 맞게 된다. 더욱이, 그 안경은 충격 흡수성이나 형상 복원성에도 뛰어난 것이 된다. 더욱이, 본 발명의 티타늄 합금은 냉간 가공성에 뛰어나기 때문에, 가는 선재로부터 안경 프레임 등으로의 성형이 용이하여, 수율 향상도 도모할 수 있다.

또한, 스포츠 레저 용품의 하나인 골프 클럽에 본 발명의 티타늄 합금을 사용하면, 그 샤프트는 휘기 쉬워져, 골프 볼로 전달되는 탄성 에너지가 늘어, 골프 볼의 비거리 향상을 기대할 수 있다.

또한, 골프 클럽의 헤드, 특히 페이스 부분이 본 발명의 티타늄 합금으로 이루어지면, 그 고탄성 변형능(낮은 영 계수)과 고 인장 탄성 한계 강도에 따르는 박육화에 의해, 헤드의 고유 진동수를 종래의 티타늄 합금에 비하여 현저하게 저감시킬 수 있다. 따라서, 그 헤드를 구비하는 골프 클럽은 골프 볼의 비거리를 상당히 늘리게 된다. 또한, 골프 클럽에 관한 이론은 예를 들어, 일본 특공평 7-98077호 공보나 국제 공개 WO98/46312호 공보 등에 개시되어 있다. 그 밖에, 골프 클럽에 본 발명의 티타늄 합금을 사용하면, 골프 클럽의 치는 감각 등도 향상시키는 것이 가능하여, 골프 클럽의 설계 자유도를 현저하게 확대시킬 수 있다.

또한, 의료 분야에서는, 인공 뼈, 인공 관절, 인공 이식편, 뼈의 고정구 등의 생체 내에 배치되는 것이나 의료 기계의 기능 부재(카테터(catheter), 겸자, 밸브 등) 등에 본 발명의 티타늄 합금을 이용할 수 있다. 예를 들어, 인공 뼈가 본 발명의 티타늄 합금으로 이루어지면, 그 인공 뼈는 사람 뼈에 가까운 고탄성 변형능을 가지고, 사람 뼈와의 균형이 도모되어 생체적합성이 뛰어남과 동시에, 뼈로서 충분한 고인장 탄성 한계 강도도 갖는다.

또한, 본 발명의 티타늄 합금은 제진재(制振材; damping member)에도 적합하다. E=ｐV²(E: 영 계수, ｐ: 재료 밀도, V: 재료 내에서 전달되는 음속)의 관계식으로부터 알 수 있는 바와 같이, 영 계수를 저하(탄성 변형능을 향상)시킴으로써, 그 재료 내를 전달되는 음속을 저감할 수 있기 때문이다.

그 밖에, 소재(선재, 막대재, 각재, 판재, 박재(foil), 섬유, 직물 등), 휴대품[시계(손목시계)], 버레트(barrette; 머리핀), 목걸이, 팔찌, 귀걸이, 피어스(pierce), 반지, 넥타이 핀, 브로치, 커프스 버튼, 버클 달린 벨트, 라이터, 만년필 펜촉, 만년필용 클립, 키 홀더, 열쇠, 볼펜, 샤프 펜(mechanical pencil) 등), 휴대 정보 단말(휴대 전화, 휴대 레코더, 모바일 퍼스널 컴퓨터 등의 케이스 등), 엔진 밸브용 스프링, 서스펜션 스프링, 범퍼, 가스켓, 다이어프램(diaphragm), 벨로즈(bellows), 호스, 호스 밴드, 핀셋(tweezer), 낚싯대, 낚시 바늘, 재봉 바늘, 미싱 바늘, 주사 바늘, 스파이크, 금속 브러시, 의자, 소파, 침대, 클러치, 배트(bat), 각종 와이어류, 각종 바인더류, 서류 등의 클립, 완충재, 각종 메탈 실(seal), 익스팬더, 트램펄린(trampoline), 각종 건강 운동 기기, 휠체어, 간호 기구, 재활(rehabilitation) 기기, 브래지어, 코르셋, 카메라 바디, 셔터 부품, 암막(blackout curtain), 커튼, 블라인드, 기구(balloon), 비행선, 텐트, 각종 멤브레인(membrane), 헬멧, 어망, 차 거르는 망(tea strainer), 우산, 소방복, 방탄 조끼, 연료 탱크 등의 각종 용기류, 타이어의 내측 라이닝(inner lining), 타이어의 보강재, 자전거 섀시, 볼트, 자(ruler), 각종 토션 바, 나선형 스프링, 동력 전동 벨트(CVT의 후프 등) 등의 각종 분야의 각종 제품에 본 발명의 티타늄 합금은 이용될 수 있다.

또한, 본 발명에 관한 티타늄 합금 및 그 제품은 상술한 본 발명의 제조 방법에 한하지 않고, 주조, 단조, 초소성 성형, 열간 가공, 냉간 가공, 소결, HIP 등, 각종 제조 방법에 의해 제조될 수 있다.

B. 실시예

이하에, 본 발명의 티타늄 합금 및 그 제조 방법에 관련되는 각종 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(시료의 제조)

제 1 내지 제 4 실시예(시료 No. 1 내지 19)의 티타늄 합금은 표 1에 도시하는 바와 같이, 30 내지 60%의 Va족 원소와 Ti을 조성으로 가지고, 냉간 가공 공정과 시효 처리 공정을 실시하여, 다음에 같이 제조된 것이다.

① 원료 분말로서, 시판하는 수소화·탈수소 Ti 분말(-#325, -#100), 니오븀(Nb) 분말(-#325), 바나듐(V) 분말(-#325), 탄탈륨(Ta) 분말(-# 325)을 준비하였다. 이들 각 분말을 표 1의 조성 비율이 되도록 배합하여, 애트리터 또는 볼 밀을 사용하여 혼합하였다(혼합 공정). 또한, 표 1에 도시한 합금 조성의 단위는 질량 백분률(%)이고, 나머지 부분은 티타늄이다.

② 이 혼합 분말을 압력 400MPa에서 CIP 성형(냉간 정수압 성형)하여, φ40×80mm의 원주 형상의 성형체를 얻었다(성형 공정).

③ 성형 공정 후에 얻어진 성형체를 5×10^-3Pa의 진공 속에서, 표 1에 도시하는 처리 온도와 처리 시간(소결 공정 조건) 하에서 소결시켜 소결체를 얻었다(소결 공정).

④ 이 소결체를 700 내지 1150℃의 대기 중에서 열간 단조하여 φ15mm의 둥근 막대로 하였다(열간 가공 공정).

⑤ 여기에, 표 1에 도시하는 냉간 가공율의 냉간 스웨이징 가공을 실시하여 냉간 가공재(샘플 부재)를 얻었다(냉간 가공 공정).

⑥ 더욱이, 이 냉간 가공재에 Ar 가스 분위기의 가열로 속에서 시효 처리를 실시하였다(시효 처리 공정).

(실시예마다의 설명)

다음으로, 각 실시예 또는 각 시료마다의 구체적인 제조 조건을 설명한다.

(1) 제 1 실시예(시료 No. 1 내지 7)

본 실시예는 표 1에 도시하는 바와 같이, Ti-30Nb-10Ta-5Zr(%는 생략: 이하 동일)의 조성을 갖는 혼합 분말로 이루어지는 성형체에 1300℃×16시간의 소결 공정을 실시하여 소결체로 하고, 이 소결체에 상기 열간 가공 공정과 냉간 가공율 87%의 냉간 가공 공정을 실시한 후, 얻어진 냉간 가공재에 표 1에 도시하는 각종 조건의 시효 처리 공정을 가한 것이다.

(2) 제 2 실시예(시료 No. 8 내지 10)

본 실시예는 제 1 실시예와 동일한 조성을 갖는 합금에, 표 1에 도시하는 다른 조건의 소결 공정과 냉간 가공 공정을 실시한 후, 각 시료에 동일 조건의 시효 처리 공정을 가한 것이다.

(3) 제 3 실시예(시료 No. 11 내지 17)

본 실시예는 표 1에 도시하는 다른 조성을 갖는 합금에, 표 1에 도시하는 다른 조건의 소결 공정과 냉간 가공 공정을 실시한 후, 각 시료마다 다른 조건의 시효 처리 공정을 가한 것이다.

(4) 제 4 실시예(시료 No. 18, 19)

본 실시예는 제 1 실시예 또는 제 2 실시예의 각 시료에 대하여, 함유 산소량을 표 1에 도시하는 바와 같이 변경한 것이다. 소결 공정, 냉간 가공 공정 및 시효 처리 공정의 조건은 제 1 실시예 또는 제 2 실시예와 거의 동일하다.

이 제 4 실시예의 결과로부터, 산소가 낮은 영 계수와 고강도(고탄성)를 도모하는데 있어서 유효한 원소인 것을 알 수 있다.

(5) 비교예(시료 No. C1 내지 C4)

비교예로서, 표 1에 도시하는 바와 같은 조성이나 공정 조건으로 이루어지는 시료 No. C1 내지 C4를 제조하였다.

시료 No. C1은 열간 가공재인 채로, 냉간 가공 공정 및 시효 처리 공정을 가하지 않은 것이다.

시료 No. C2는 열간 가공재에 냉간 가공을 실시하지 않고 파라미터(P) 값이 낮은 시효 처리 공정을 가한 것이다.

시료 No. C3은 냉간 가공재에 파라미터(P) 값이 높은 시효 처리 공정을 가한 것이다.

시료 No. C4는 용해법에 의해 제조한 Va족 원소가 30% 미만인 잉곳에 시효 처리 공정을 가한 것이다.

(재료 특성의 측정)

상술한 각 시료의 재료 특성을 이하에 도시하는 방법으로 구하였다.

각 시료에 대해서, 인스트론(Instron) 시험기를 사용하여 인장 시험을 하여, 하중과 신장을 측정하여, 응력-변형 선도를 구하였다. 인스트론 시험기란 인스트론(메이커 명) 제작의 만능 인장력 시험기로, 구동 방식은 전기 모터 제어식이다. 신장은 시험편의 측면에 접착한 변형 게이지(strain gauge)의 출력으로부터 측정하였다.

인장 탄성 한계 강도와 인장 강도는 그 응력-변형 선도에 근거하여 상술한 방법에 의해 구하였다. 탄성 변형능은 인장 탄성 한계 강도에 대응하는 신장을 응력-변형 선도로부터 구하였다.

평균 영 계수는 상술한 바와 같이, 그 응력-변형 선도에 근거하여 얻어지는 인장 탄성 한계 강도의 1/2에 상당하는 응력 위치에서의 기울기(곡선의 접선 기울기)로서 구하였다. 신장은 그 응력-변형 선도로부터 구한 파단시 신장(elongation at breakage)이다.

상술한 각 시료에 대해서 구한 이들 측정 결과를 표 1에 더불어 도시하였다.

(평가)

① 인장 탄성 한계 강도 또는 인장 강도

실시예와 비교예를 대비하면, 적당한 냉간 가공과 시효 처리를 실시함으로써, 인장 탄성 한계 강도 또는 인장 강도가 250 내지 800MPa 정도 상승하고 있는 것을 알 수 있다.

② 평균 영 계수 또는 탄성 변형능

평균 영 계수는 시효 처리를 가함으로써, 다소의 상승을 동반하는 경우도 있지만, 어느 경우도 평균 영 계수가 90GPa 이하로, 시효 처리 조건을 적절하게 선택함으로써, 평균 영 계수를 억제할 수 있는 것을 알았다.

또한, 강도 향상과 평균 영 계수의 억제에 의해, 탄성 변형능도 1.6% 이상의 큰 값을 나타내며, 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도의 티타늄 합금이 얻어지는 것을 확인할 수 있었다.

이와 같이, 고탄성 변형능이고 고인장 탄성 한계 강도를 갖는 본 발명의 티타늄 합금은 각종 제품에 폭 넓게 이용할 수 있고, 또한, 냉간 가공성에도 뛰어나기 때문에, 이들의 생산성 향상도 도모할 수 있다. 그리고, 본 발명의 티타늄 합금의 제조 방법에 의하면, 이러한 티타늄 합금을 용이하게 얻을 수 있다.

Claims (38)

1. 전체를 100%(질량 백분률: 이하 동일)로 한 경우에 30 내지 60%의 Va족(바나듐족) 원소와 나머지 부분이 티타늄(Ti)으로 이루어지며,

   냉간 가공 공정에 의해 가공 변형이 부여된 냉간 가공재에 시효 처리 공정을 실시함으로써 얻어지며,

   인장 탄성 한계 강도가 950MPa 이상이고, 탄성 변형능이 1.6% 이상인 것을 특징으로 하는 고탄성 변형능을 갖는 티타늄 합금.
2. 제 1 항에 있어서,

   전체를 100%로 한 경우에, 지르코늄(Zr)과 하프늄(Hf)과 스칸듐(Sc)으로 이루어지는 금속 원소군 중 1 종 이상의 원소를 합계 20% 이하 포함하는 티타늄 합금.
3. 제 1 항에 있어서,

   크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)과 망간(Mn)과 철(Fe)과 코발트(Co)와 니켈(Ni)로 이루어지는 금속 원소군 중 1 종 이상의 원소를 포함하고,

   상기 Cr 및 Mo은 각각 20% 이하, Mn, Fe, Co 및 Ni은 각각 10% 이하인 티타늄 합금.
4. 제 1 항에 있어서,

   전체를 100%로 한 경우에, 0.3 내지 5%의 알루미늄(Al)을 포함하는 티타늄 합금.
5. 제 1 항에 있어서,

   전체를 100%로 한 경우에, 0.08 내지 0.6%의 산소(O)를 포함하는 티타늄 합금.
6. 제 1 항에 있어서,

   전체를 100%로 한 경우에, 0.05 내지 1.0%의 탄소(C)를 포함하는 티타늄 합금.
7. 제 1 항에 있어서,

   전체를 100%로 한 경우에, 0.05 내지 0.8%의 질소(N)를 포함하는 티타늄 합금.
8. 제 1 항에 있어서,

   전체를 100%로 한 경우에, 0.01 내지 1.0%의 붕소(B)를 포함하는 티타늄 합금.
9. 제 1 항에 있어서,

   30 내지 60%의 Va족 원소와 나머지 부분이 티타늄으로 이루어지는 티타늄 합금 원재에 10% 이상의 냉간 가공을 가하는 냉간 가공 공정과, 상기 냉간 가공 공정 후에 얻어진 냉간 가공재에 처리 온도가 150℃ 내지 600℃의 범위에서 라슨 밀러(Larson-Mil1er) 파라미터(P; 이후, 간단히 「파라미터(P)」라고 호칭함)가 8.0 내지 18.5가 되는 시효 처리를 실시하는 시효 처리 공정을 거쳐 제조되는 티타늄 합금.
10. 제 9 항에 있어서,

    상기 시효 처리 공정은 상기 처리 온도가 150℃ 내지 300℃의 범위에서 상기 파라미터(P)가 8.0 내지 12.0이고, 상기 인장 탄성 한계 강도는 1000MPa 이상, 상기 탄성 변형능은 2.0% 이상이고, 평균 영 계수가 75GPa 이하인 티타늄 합금.
11. 제 9 항에 있어서,

    상기 시효 처리 공정은 상기 처리 온도가 300℃ 내지 450℃의 범위에서 상기 파라미터(P)가 12.0 내지 14.5이고, 상기 인장 탄성 한계 강도는 1400MPa 이상, 평균 영 계수가 95GPa 이하인 티타늄 합금.
12. 제 1 항에 있어서,

    상기 냉간 가공재는 가하는 응력이 0으로부터 인장력 시험에서 실제로 영구 변형이 0.2%에 도달하였을 때의 응력으로서 정의되는 인장 탄성 한계 강도까지의 범위에 있는 탄성 변형역 내에서,

    상기 인장력 시험에 의해 얻어진 응력-변형 선도 상의 접선 기울기가 응력 증가에 따라 감소하는 특성을 나타내는 티타늄 합금.
13. 전체를 100%로 한 경우에 30 내지 60%의 Va족 원소와 나머지 부분이 티타늄으로 이루어지는 티타늄 합금 원재에 10% 이상의 냉간 가공을 가하는 냉간 가공 공정과,

    상기 냉간 가공 공정 후에 얻어진 냉간 가공재에 처리 온도가 150℃ 내지 600℃의 범위에서 파라미터(P)가 8.0 내지 18.5가 되는 시효 처리를 실시하는 시효 처리 공정으로 이루어지고,

    인장 탄성 한계 강도가 950MPa 이상이고 탄성 변형능이 1.6% 이상이 되는 티타늄 합금이 얻어지는 것을 특징으로 하는 고탄성 변형능을 갖는 티타늄 합금의 제조 방법.
14. 제 13 항에 있어서,

    상기 시효 처리 공정은 상기 처리 온도가 150℃ 내지 300℃의 범위에서 상기 파라미터(P)가 8.0 내지 12.0이고,

    상기 티타늄 합금은 상기 인장 탄성 한계 강도가 1000MPa 이상, 상기 탄성 변형능이 2.0% 이상이고, 평균 영 계수가 75GPa 이하인 티타늄 합금의 제조 방법.
15. 제 13 항에 있어서,

    상기 시효 처리 공정은 상기 처리 온도가 300℃ 내지 450℃의 범위에서 상기 파라미터(P)가 12.0 내지 14.5이고,

    상기 티타늄 합금은 상기 인장 탄성 한계 강도가 1400MPa 이상, 평균 영 계수가 95GPa 이하인 티타늄 합금의 제조 방법.
16. 제 13 항에 있어서,

    상기 티타늄 합금 원재는 티타늄과 Va족 원소를 포함하는 적어도 2 종 이상의 원료 분말을 혼합하는 혼합 공정과, 상기 혼합 공정 후에 얻어진 혼합 분말을 소정 형상의 성형체로 성형하는 성형 공정과, 상기 성형 공정 후에 얻어진 성형체를 가열하여 소결시키는 소결 공정에 의해 제조되는 티타늄 합금의 제조 방법.
17. 제 16 항에 있어서,

    상기 소결 공정은 처리 온도를 1200℃ 내지 1600℃로 하고 처리 시간을 0.5 내지 16시간으로 하는 공정인 티타늄 합금의 제조 방법.
18. 제 16 항에 있어서,

    상기 티타늄 합금 원재는 더욱이 상기 소결 공정 후에 얻어지는 소결체로 열간 가공을 가하는 열간 가공 공정을 거쳐 제조되는 티타늄 합금의 제조 방법.
19. 제 18 항에 있어서,

    상기 열간 가공 공정은 가공 온도를 600 내지 1100℃로 하는 공정인 티타늄 합금의 제조 방법.
20. 제 19 항에 있어서,

    상기 티타늄 합금 원재는 티타늄과 Va족 원소를 포함하는 원료 분말을 소정 형상의 용기에 충전하는 충전 공정과, 상기 충전 공정 후에 열간 정수압법(HIP법)을 사용하여 상기 용기 중의 상기 원료 분말을 소결시키는 소결 공정에 의해 제조되는 티타늄 합금의 제조 방법.
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