KR101455913B1

KR101455913B1 - α＋β형 티탄 합금제 부품 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101455913B1
Application number: KR1020127013250A
Authority: KR
Inventors: 가즈히로 다까하시; 아끼라 가와까미; 도모노리 구니에다; 모또미 마사끼
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2009-12-02
Filing date: 2010-12-02
Publication date: 2014-11-03
Anticipated expiration: 2030-12-02
Also published as: CN102639743B; JPWO2011068247A1; EP2508643B1; JP4855555B2; EP2508643A1; KR20120073357A; CN102639743A; WO2011068247A1; US20120234066A1; US9187807B2; EP2508643A4

Abstract

성품 축 방향의 영률(강성)이 높은 2륜ㆍ4륜 자동차용 혹은 자전거용의 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법 및 α＋β형 티탄 합금제의 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드 및 그 제조 방법이며, α＋β형 티탄 합금을 β상이 단상으로 되는 온도 영역의 가열한 후에 일방향으로 열간 압연한 판을 사용하여, 그 열간 압연 방향과 두께 방향의 양쪽에 수직한 방향(폭 방향)을, 완성 부품에 있어서 고강성이 요구되는 방향, 즉 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드의 축 방향으로 하여, 당해 판을 가공하고, 부품의 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 티탄 α상의 (0002)면, (10-10)면, (10-11)면으로부터의 X선 회절 강도 I(0002), I(10-10), I(10-11)가, I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]≥1로 되도록 한다.

Description

α＋β형 티탄 합금제 부품 및 그 제조 방법 {α＋β TITANIUM ALLOY PART AND METHOD OF MANUFACTURING SAME}

본 발명은 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드 등의 α＋β형 티탄 합금제 부품 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

티탄 합금은, 밀도가 강의 약 60％로 경량이고, 비강도(＝인장 강도／밀도)가 높으므로, 경량화가 요구되는 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드로 대표되는 기계 부품에 적용되고 있다.

이들 기계 부품에 적용되는 대표적인 α＋β형 티탄 합금으로서, Ti-6질량％Al-4질량％V(이하「Ti-6Al-4V」라고 함)이나, Ti-3질량％Al-2.5질량％V(이하「Ti-3Al-2.5V」라고 함)이 있다.

이들 기계 부품의 형상은, 장축을 갖는 대략 막대 형상(코넥팅 로드의 대단부와 소단부를 제외함)이고, 장축 방향으로 힘이 가해지므로, 특히 장축 방향의 강성이 요구된다.

기계 부품으로서 강성을 높이기 위해서는, 그 부분의 단면적을 크게 하면 된다. 그러나 단순히 단면적을 크게 하면, 기계 부품의 질량이 증가한다. 기계 부품의 질량을 증가시키지 않고 강성을 높이기 위해서는, 소재 그 자체의 영률을 높일 필요가 있다.

티탄의 영률(실온)은, 88 내지 113㎬(9,000 내지 11,500kgf／㎟)로, 철강 재료의 대략 2분의 1로 작은 점에서, 특히 그 요구가 강하다.

또한, 상기한 기계 부품 이외에도, 일반적으로 2륜ㆍ4륜 자동차 혹은 자전거 등의 기계 부품의 용도에는, 영률이 높은 금속 재료가 요망되고 있다.

티탄에는, 조밀 육방정(이후, hcp)으로 이루어지는 α상과 체심 입방정(이후, bcc)으로 이루어지는 β상이 있다. 영률은, α상이 110㎬ 전후, β상이 90㎬ 전후이고, α상 쪽이 약 20％ 정도 높다.

그로 인해, 상술한 바와 같이 강성이 요구되는 볼트, 코넥팅 로드 및 엔진 밸브 등에는, α상이 주로 되는 α＋β형 티탄 합금이 사용된다.

티탄 합금의 영률을 높이기 위한 방법으로서는, 예를 들어 티탄 합금 중에 B(붕소)를 첨가하고, 영률이 높은 금속 붕화물을 분산시킴으로써 고강성화하는 방법이 있다(예를 들어, 특허 문헌 1).

그 외에, 영률이 높은 SiC 섬유나 탄소 섬유와 티탄 합금을 복합화하는 방법(복합 재료)이 있다.

티탄 합금제의 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드의 제조에는, 모두 열간 가공에 의해 제조된 환봉(막대 선)이 소재로서 사용되고 있다.

볼트는 환봉 소재를 열간, 또는 냉간에서 단조나 전조, 혹은 절삭 가공하여 제조된다.

엔진 밸브의 제조 방법에는, 환봉 소재의 일부를 가열하여 산부(傘部)를 성형하는 업셋법과, 환봉 소재를 열간에서 압출하는 열압법이 있다.

코넥팅 로드는 환봉 소재를 열간 단조하여 제조된다.

상술한 바와 같이, 티탄 합금제의 기계 부품의 제조는, 티탄 합금제 환봉을 소재로서 사용하는 제조가 주된 것이다.

티탄 α상의 hcp는, 영률에 결정 방위 이방성이 있는 것이 알려져 있고, 소재로 되는 환봉의 길이 방향의 결정 방위가 영률에 크게 영향을 미친다.

열간 압연에 의해 만들어진 고강도 티탄 합금제 냉간 단조용 소재인 원기둥형(환봉)에 있어서는, hcp의 c축이 원기둥형의 원주 방향 혹은 반경 방향으로 정렬된 결정 방위가 집적되어 있다. 또한, 원기둥형의 T 단면에서 측정한 hcp 저면의 (0002)면으로부터의 X선 회절 강도가 극히 낮고, hcp의 c축이 원기둥형의 길이 방향으로 집적되어 있지 않은 것을 알 수 있다(특허 문헌 2).

특허 문헌 1 일본 특허 제2663802호 공보 특허 문헌 2 일본 특허 출원 공개 제2008-208413호 공보

특허 문헌 1에서 개시된 티탄 합금은, 실온 인장의 강도가 약 1000 내지 1300㎫, 신장이 약 3 내지 14％이고, 그 영률은 약 140 내지 160㎬로 높다.

그러나 합금 중에 분산되어 있는 경질의 붕화 티탄은 인성이 낮기 때문에, 피로 파괴의 기점이 되는 경우가 있다. 또한, 볼트나 코넥팅 로드 등은, 최종 성품으로 마무리하는 단계에서, 절삭 가공이 실시되는 경우가 많다. 붕화 티탄 등의 금속 붕화물은 경질이므로, 가공 시의 절삭 바이트 날 끝에의 부하가 높아, 절삭 효율(기계 가공 효율)을 저하시키는 경우가 있다.

또한, B가 첨가되어 있는 티탄 합금을 재용해 원료로서 사용한 경우, B 농도가 높아져 기계적 특성에 영향을 미치므로, 다른 일반적인 티탄 합금의 원료로서 활용하는 것이 곤란하여, 리사이클의 관점에서 바람직하지 않다. SiC 섬유나 탄소 섬유 등과 티탄 합금의 복합재는, 리사이클을 위한 티탄과 섬유를 분리하는 공정에 비용이 든다. 이와 같이 복합 재료화는 리사이클성에 과제가 있다.

종래의 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드의 제조 방법에서는, 열간 압연 혹은 열간 단조에 의해 제조된 환봉을 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드의 가공용 소재로서 사용한다. 이 경우, 환봉의 길이 방향이 최종 성품의 장축 방향으로 된다.

즉, 최종 제품의 장축 방향의 영률을 높이기 위해서는, 소재로 되는 환봉의 길이 방향은 영률이 높은 상태로 할 필요가 있다. 그로 인해, 티탄의 영률이 높은 결정 방위를 우선적으로 발달시킬 필요가 있다.

그러나 열간 압연 또는 열간 단조에 의해 제조된 α＋β형 티탄 합금제 환봉에서는, 길이 방향의 영률이 110㎬ 전후이고, hcp의 c축은 원기둥형(환봉)의 원주 방향 혹은 반경 방향으로 정렬된 결정을 주로 하는 집합 조직이 발달되어 있으며, 반드시 티탄의 α상의 영률의 높은 결정 방위가 발달되어 있는 것은 아니다.

티탄의 금속 분말을 사용하여 소결된 재료에서는, 티탄의 α상 및 β상의 결정 방위는, 특정한 방위가 지배적으로 되는 일은 없고, 대략 랜덤으로 된다. 그 결과, 영률은 어느 방향에 있어서도 평균적인 크기로 되고, 특정한 방위의 영률을 높이는 것은 곤란하다.

분말 치금에 있어서도, B를 첨가하고, 붕화 티탄 등 영률이 높은 물질을 형성시킴으로써 평균적으로 영률을 높이는 것은 가능하지만, 상술한 바와 같이 B 첨가 등의 복합재화는 리사이클성에 과제가 있다.

본 발명은, 상기한 사정을 감안하여 이루어진 것이며, 복합 재료를 사용하는 일 없이, 종래의 환봉 소재로부터의 성품에 비해, 성품 축 방향의 영률(강성)이 높은 2륜ㆍ4륜 자동차용 혹은 자전거용의 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법 및 α＋β형 티탄 합금제의 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드의 제조 방법의 제공을 과제로 한다.

또한, 성품 축 방향의 영률(강성)이 높은 α＋β형 티탄 합금제의 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드의 제공을 과제로 한다.

본 발명자들은, 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드 등 α＋β형 티탄 합금제 부품의 장축 방향의 영률을 높이는 제조 방법에 관하여 예의 검토하였다. 그 결과, α＋β형 티탄 합금을, β상이 단상으로 되는 온도 영역의 가열한 후에 일방향으로 열간 압연한 판을, 열간 압연 방향과 두께 방향의 양쪽에 수직한 방향(이하 「폭 방향」이라고도 함)을, 완성 부품에 있어서 고강성이 요구되는 방향으로 되도록 가공함으로써, 종래의 환봉 소재로 가공한 α＋β형 티탄 합금제 부품보다도, 축 방향의 영률이 높아지는 것을 발견하였다.

보다 구체적으로는, 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드를 제조하는 경우에는, 판의 폭 방향을, 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드의 축 방향으로 되도록 가공함으로써, 종래의 환봉 소재로 가공한 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드보다도, 축 방향의 영률이 높아지는 것을 발견하였다.

상기한 제조 방법에 의해 얻어지는 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드 등의 α＋β형 티탄 합금제 부품은, 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 티탄 α상(hcp)의 각 결정면으로부터의 X선 회절 강도가, 종래의 환봉 소재로 가공한 것과 다르고, (0002)면으로부터의 X선 회절 강도가, (10-10)면과 (10-11)면으로부터의 X 회절 강도의 합 이상인 것을 알 수 있었다.

본 발명은, 상술한 지식, 또한 보다 염가인 조성으로 안정된 재질 특성을 얻을 수 있는 본 발명의 제조 방법에 적합한 α＋β형 티탄 합금의 조성을 발견한 것에 기초하여 이루어진 것이다.

본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) α＋β형 티탄 합금을 β상 단상 영역에서 가열하고, 계속해서, 일방향으로 열간 압연을 실시하여 티탄 합금판으로 하고, 그 후 열간 압연 방향 및 두께 방향의 양쪽에 수직한 방향이, 완성 부품에 있어서 고강성이 요구되는 방향으로 되도록, 상기 티탄 합금판을 가공하는 것을 특징으로 하는 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.

(2) 상기 완성 부품이 볼트이고, 상기 고강성이 요구되는 방향이 볼트의 축 방향인 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.

(3) 상기 완성 부품이 엔진 밸브이고, 상기 고강성이 요구되는 방향이 엔진 밸브의 축 방향인 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.

(4) 상기 완성 부품이 코넥팅 로드이고, 상기 고강성이 요구되는 방향이 코넥팅 로드의 축 방향인 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.

(5) 상기 티탄 합금판의 가공이, 상기 열간 압연 방향과 일치하는 방향에 수직한 단면측으로부터 압축하는 단조 가공인 것 특징으로 하는 상기 (4)의 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.

(6) 상기 α＋β형 티탄 합금이, 질량％로, Al : 0.5 내지 5.5％를 함유하고, O 및 N을 합계로 0.04 내지 0.35％ 함유하고, Fe, Cr 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 내지 2.5％ 더 함유하고, 또한 하기 수학식 1의 값이 -2.0 내지 5.3이고, 잔량부가 Ti 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나의 α＋β형 티탄 합금제 부품.

[수학식 1]

여기서, [Al], [O], [N], [Mo], [Fe], [Cr], [Ni]은, 각각 Al, O, N, Mo, Fe, Cr, Ni의 농도(질량％)이다.

(7) 상기 α＋β형 티탄 합금이, Mo을 1.0 내지 3.5％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6)의 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.

(8) α＋β형 티탄 합금제 부품에 있어서, 그 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 티탄 α상의 (0002)면으로부터의 X선 회절 강도 I(0002), (10-10)면으로부터의 X선 회절 강도 I(10-10), (10-11)면으로부터의 X선 회절 강도 I(10-11)가, I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]≥1을 만족시키는 것을 특징으로 하는 α＋β형 티탄 합금제 부품.

(9) 상기 α＋β형 티탄 합금제 부품이, 볼트인 것을 특징으로 하는 상기 (8)의 α＋β형 티탄 합금제 부품.

(10) 상기 α＋β형 티탄 합금제 부품이, 엔진 밸브인 것을 특징으로 하는 상기 (8)의 α＋β형 티탄 합금제 부품.

(11) 상기 α＋β형 티탄 합금제 부품이, 코넥팅 로드인 것을 특징으로 하는 상기 (8)의 α＋β형 티탄 합금제 부품.

(12) 상기 α＋β형 티탄 합금이, 질량％로, Al : 0.5 내지 5.5％를 함유하고, O 및 N을 합계로 0.04 내지 0.35％ 함유하고, Fe, Cr 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 내지 2.5％ 더 함유하고, 또한, 상기 수학식 1의 값이 -2.0 내지 5.3이고, 잔량부가 Ti 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기 (8) 내지 (11)의 α＋β형 티탄 합금제 부품.

(13) 상기 α＋β형 티탄 합금이, Mo : 1.0 내지 3.5％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (12)의 α＋β형 티탄 합금제 부품.

여기서, α＋β형 티탄 합금이라 함은, 실온에서 α상과 β상의 2상으로 구성되어 있고, α상 안정화 원소인 Al, O, N 등과, β상 안정화 원소인 Fe, Cr, Ni, V, Mo 등이 동시에 첨가된 성분 조성을 갖는 티탄 합금이다. α＋β형 티탄 합금의 대표예는, Ti-6Al-4V(JIS의 60종), Ti-3Al-2.5V(JIS의 61종)이다.

β상 단상 영역이라 함은, 이 온도 이상의 높은 온도에서 티탄이 β상 단상으로 되는 온도 영역이다. Ti-6Al-4V의 β상 단상 영역, Ti-3Al-2.5V의 β상 단상 영역은, 조성에 따라 약간 차가 있지만, 각각 약 990℃ 이상, 약 935℃ 이상의 온도 영역이다.

일방향의 열간 압연이라 함은, 90°크로스하는 방향으로 열간 압연(크로스 압연)하는 일 없이, 탠덤 압연기, 리버스 압연기, 스테켈 압연기 등으로, 단순히 일방향으로 압연을 실시하는 열간 압연이다. 압연 후에 다시 가열하여, 일방향의 열간 압연을 복수회 더 실시하는 경우도 포함하는 것으로 한다.

α＋β형 티탄 합금의 불가피적 불순물의 예로서는, 0.08질량％ 이하의 C, 0.0150질량％ 이하의 H 등이 있다.

본 발명에 따르면, 복합 재료를 사용하는 일 없이, 종래의 환봉 소재로부터의 성품에 비해, 성품 축 방향의 영률(강성)이 높은 2륜ㆍ4륜 자동차용 혹은 자전거용의 α＋β형 티탄 합금제 부품, α＋β형 티탄 합금제의 볼트 및 코넥팅 로드 엔진 밸브를 제조할 수 있다.

도 1은 일방향으로 열간 압연된 α＋β형 티탄 합금판과, 최종 부품의 방향의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는 가공 후의 부품에 있어서 고강성이 요구되는 장축 방향을 도시하는 도면으로, (a)는 볼트, (b)는 엔진 밸브, (c)는 코넥팅 로드이다.
도 3은 코넥팅 로드를 단조할 때에, 일방향으로 열간 압연된 α＋β형 티탄 합금판과 단조 시에 압축하는 방향의 관계를 도시하는 도면이다.
도 4는 본 발명에 의해 제조된 티탄 합금제 부품의, 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 티탄 α상의 각 결정면으로부터의 X선 회절 강도의 대소 관계와, I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]의 값을 나타내는 도면이다.
도 5는 종래 기술에 의해 제조된 티탄 합금제 부품의, 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 티탄 α상의 각 결정면으로부터의 X선 회절 강도의 대소 관계와, I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]의 값을 나타내는 도면이다.

α＋β형 티탄 합금제 부품이, 2륜ㆍ4륜 자동차용 혹은 자전거용의 α＋β형 티탄 합금제 부품으로서 사용되는 경우, 티탄 합금제 부품이 가늘고 긴 형상을 갖는 경우에는, 가늘고 긴 형상의 길이 방향의 고강성이 요구되는 경우가 많다.

여기서 가늘고 긴 형상이라 함은, 길이 방향 길이가, 폭 방향의 폭 및 두께 방향의 두께 중 어느 것보다도 큰 것을 의미하는 것으로 한다.

티탄 합금제 부품이 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드, 샤프트류(캠 샤프트, 크랭크 샤프트, 드라이브 샤프트 등), 아암류(로커 아암, 어퍼 아암, 로어 아암 등), 페달류(2륜차의 브레이크 페달이나 기어 페달), 또는 2륜차의 프레임 부품 중 어느 하나인 경우, 완성 부품의 고강성이 요구되는 방향은, 각 부품의 장축 방향으로 된다.

이하, 본 발명의 각 요소에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드 등으로 가공하는 소재에 있어서, 장축 방향으로 되는 방향의 영률을 높이는 방법에 대해 설명한다.

〈제조 방법〉

티탄의 영률은, β상에 비해 α상 쪽이 높고, α상은 hcp의 결정 방위에 따라 영률에 이방성이 있고, hcp의 c축 방향이 보다 높은 것이 알려져 있다. 따라서 α상 hcp의 c축을 소정의 방향으로 강하게 구배시킴으로써 장축 방향의 영률을 높이는 것이 가능하다.

α＋β형 티탄 합금을, β상이 단상으로 되는 온도 영역에서 가열한 후에, 판 형상으로 일방향으로 열간 압연하면, 열간 압연 방향과 두께 방향의 양쪽에 수직한 방향, 즉 열간 압연의 폭 방향으로, α상 hcp의 c축을 강하게 배향시킬 수 있고, 그 방향의 영률이 125㎬ 이상으로 높아진다.

판으로의 일방향의 열간 압연 시에, β상 단상의 온도 영역까지 가열하지 않는 경우, 즉 저온측인 α＋β 2상 영역에서 가열한 경우에는, 폭 방향 및 압연 방향의 영률은 높더라도 120㎬ 정도이다.

또한, 빌릿을 저온의 α＋β 2상 영역 또는 β상 단상의 고온 영역에서 가열하고, 환봉으로 열간 압연한 경우도, 그 길이 방향의 영률은 모두 104 내지 118㎬ 정도이고, 거의 영률을 높일 수 없다.

도 1에 본 발명의 일방향으로 열간 압연된 α＋β형 티탄 합금판과 최종 부품의 방향의 관계를 도시한다.

또한, 도 2의 (a), (b), (c)에, 각각 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드의 모식도와, 고강성이 요구되는 장축 방향을 도시한다.

이상의 점에서, 본 발명의 2륜ㆍ4륜 자동차용 혹은 자전거용의 α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법에 있어서는, α＋β형 티탄 합금을 β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연하여 얻은 티탄 합금판을 가공할 때, 도 1에 도시한 바와 같이, 열간 압연의 폭 방향을 완성 부품에 있어서 고강성이 요구되는 방향으로 하는 것으로 한다.

또한, 본 발명의 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드의 각각의 제조 방법에 있어서는, α＋β형 티탄 합금을 β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연하여 얻은 티탄 합금판을 가공할 때, 열간 압연의 폭 방향(도 1 참조)을 각각의 부품의 장축 방향(도 2 참조)으로 하여 가공하는 것으로 한다.

소재로 되는 일방향으로 열간 압연한 티탄 합금판은, 폭 방향의 영률이 높으므로(125㎬ 이상), 이것을 사용하여 제조된 2륜ㆍ4륜 자동차용 혹은 자전거용의 부품, 또한 볼트, 엔진 밸브 및 코넥팅 로드도, 그 장축 방향의 영률(강성)이 높아진다.

볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드의 형상으로부터, 가공용 소재로 되는 β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연한 α＋β형 티탄 합금판은, 두께가 5㎜ 이상, 10㎜ 이상이 더욱 바람직하다. 판 두께의 하한은, 제조하는 자동차 부품의 형상으로부터 정해진다. 판 두께의 상한은, 판의 절단 공정에의 부하를 작게 하는 관점으로부터 70㎜ 이하가 바람직하다.

β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연할 때는, β상 단상 영역에서 열간 압연을 개시하는 것(β상 단상 영역에서 일방향으로 열간 압연되는 것)이 바람직하고, 그 후 열간 압연의 진행에 수반하여 온도가 낮은 α＋β 2상 영역에서 열간 압연해도 된다.

바람직한 가열 온도는, 가열 시의 산화를 가능한 한 억제하기 위해, β상 단상으로 되는 온도(β 변태점)로부터 ＋10 내지 ＋100℃이다.

열간 압연 후에는, 필요에 따라 α＋β 2상 영역에서 어닐링을 실시한다. 어닐링 온도는 변형을 제거하고 재결정을 촉진하는 점에서, 650 내지 850℃가 바람직하다.

열간 압연 후에 티탄 합금판을 열간 단조하여 부품으로 성형하는 경우에는, 열간 단조 시의 가열 공정이 가열 온도에 따라 어닐링과 동등한 작용을 초래한다.

일방향의 열간 압연이라 함은, 90°크로스하는 방향으로의 열간 압연(크로스 압연)을 하는 일 없이, 단순히 일방향으로 연장시키는 열간 압연이다. 또한, 사용하는 열간 압연기의 능력 등을 감안하여, 한번 압연을 실시한 후에, 다시 티탄 합금을 가열하여, 일방향의 열간 압연을 복수회 더 실시해도 된다.

열간 압연기의 종류는, 특별히 한정할 필요는 없다. 피압연재의 온도 저하를 억제하기 쉬운 점에서, 탠덤 압연기, 리버스 압연기, 이들이 직렬된 열간 압연 밀, 또는 스테켈 압연기를 사용하는 것이 바람직하다.

코넥팅 로드는, 소재를 단조 가공하여 제조하는 것이 가장 일반적이고, 단조 가공 시의 금형으로의 부하를 저감시키기 위해, 단조 하중이 낮은 것 및 단조 후의 형상 정밀도가 높은 것이 요구된다.

β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연한 α＋β형 티탄 합금판을, 그 열간 압연 방향의 폭 방향을 코넥팅 코드의 축 방향으로 하여, 코넥팅 로드로 단조 가공할 때에는, 열간 압연판의 상하면측(두께 방향)으로부터 압축한 경우에 비해, 도 3에 도시한 바와 같이 열간 압연 방향과 일치하는 방향에 수직한 단면측(T 단면측)으로부터 압축한 경우에, 단조 하중이 약 10％ 정도 낮아지고, 단조 후의 형상 정밀도가 높아지므로, 단조 후의 코너 R부의 형상이 보다 날카로워진다.

이것은, α상 hcp의 C축의 방향이 판 폭 방향으로 배향되어 있는 주된 결정 방위의 외에, 판의 두께 방향에 가까운 결정 방위가 혼재되어 있으므로, T 단면측으로부터 압축한 쪽이, 혼재 방위의 α상 hcp가 미끄럼 변형되기 쉽기 때문이라고 생각된다.

이와 같은 관점으로부터, 본 발명의 코넥팅 로드의 제조 방법에서는, α＋β형 티탄 합금을 β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연하여 티탄 합금판으로 한 후, 티탄 합금판의 열간 압연 방향의 폭 방향을 코넥팅 코드의 축 방향으로 하여 코넥팅 로드를 단조 가공할 때에, 티탄 합금판의 T 단면측으로부터 압축하는 것이 바람직하다.

이때, 단조 가공은 β 변태점보다도 낮은 온도에서 실시할 필요가 있고, 단조 하중을 낮게 억제하기 위해, 200 내지 850℃의 온도 영역에서 단조 가공을 실시하는 것이 바람직하다.

α＋β형 티탄 합금판의 영률이 높은 열간 압연의 폭 방향을, 부품에서 고강성이 요구되는 방향으로 하는 경우, 이 판을 절삭 가공하면, 그대로 고영률이 유지된다.

또한, 단조 등의 소성 변형이 부여되는 경우도, 장축 방향의 고영률은 높은 상태로 유지된다. 이것은, 단조 시에, 열간 압연판의 상하면측(두께 방향) 혹은 T 단면측 중 어느 쪽으로부터 압축해도, 그 압축 방향은 판의 폭 방향과 직교하고 있고, α상 hcp의 c축의 방향이 판의 폭 방향으로 구배되어 있는 결정의 용이한 미끄럼 방향과 일치하므로, c축의 방향이 거의 변화되지 않고 변형하는 것이 가능하여, 그 결과 단조 가공 후에도, α상 hcp의 c축의 판 폭 방향으로의 집적 정도가 거의 저하되지 않고 유지되어, 영률이 높은 상태로 유지되기 때문이라고 생각된다.

본 발명의 효과는, α＋β형 티탄 합금이면 어느 합금이어도 얻을 수 있다. 예를 들어, α＋β형 티탄 합금의 대표예인, Ti-6Al-4V, Ti-3Al-2.5V에서 본 발명의 효과가 얻어진다.

그 한편, 2륜ㆍ4륜 자동차용 혹은 자전거용의 구조 부품, 구체적으로는 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드에 있어서는, 보다 염가인 조성으로, 안정된 재질 특성을 얻는 것이 요망된다.

따라서 본 발명의 α＋β형 티탄 합금의 바람직한 성분 조성은, 이하와 같다. 이하, 「％」는 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

〈α＋β형 티탄 합금의 성분 조성 1〉

본 발명의 α＋β형 티탄 합금의 성분 조성 1은, Al : 0.5 내지 5.5％를 함유하고, O 및 N을 합계로 0.04 내지 0.35％ 함유하고, Fe, Cr 및 Ni 중 Fe을 포함하는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 내지 2.5％ 더 함유하고, 또한 하기 수학식 1의 값이 -2.0 내지 5.3이다.

[수학식 1]

이와 같은 조성으로 함으로써, 고가인 β상 안정화 원소인 V을 첨가하지 않아도, 열간 압연판의 폭 방향의 영률을 130㎬ 이상으로 높일 수 있다.

상기 성분 조성 1의 α＋β형 티탄 합금은, 동일한 열간 압연 조건에서도 Ti-6Al-4V나 Ti-3Al-2.5V보다도 높은 영률을 얻을 수 있다. 이것은, V의 첨가에 비해, Fe, Cr, Ni의 첨가에 의해, α상 hcp의 c축 방향의 영률이 높아진다, 열간 압연시에 c축이 폭 방향으로 구배되기 쉬워진다, 혹은 β상의 영률이 높아진다는 등의 원인이 생각된다.

Al : 0.5 내지 5.5％ :

Al은 티탄의 β상에 비해 영률이 높은 α상을 안정화시키는 원소로, Al의 함유량이 0.5％를 하회하면, 열간 압연에 의해 용이하게 폭 방향의 영률을 높일 수 없게 된다. Al의 함유량이 5.5％를 상회하면, 열간의 변형 저항이 증가하여, 열간 압연 시에 가장자리 균열 등의 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서 Al의 함유량은 0.5 내지 5.5％로 한다.

O 및 N의 합계 : 0.04 내지 0.35％ :

O 및 N의 함유량이 합계로 0.35％를 초과하면, Al 등의 원소에 의한 고용 강화와 더불어 재료가 경질화하고, 펀칭이나 선반 등의 절삭 가공성이 저하되고, 생산성이 저하된다. O 및 N의 함유량을 합계로 0.04％ 미만으로 저하시키기 위해서는, 사용하는 원료의 순도를 높일 필요가 있어, 제조 비용이 높아진다. 따라서 O 및 N의 함유량은 합계로 0.04 내지 0.35％로 한다. 또한, O 및 N을 모두 적극적으로 첨가하지 않는 경우이어도, 통상은 불가피 불순물의 레벨에서, 이 농도 범위를 만족한다.

O 및 N는, Al과 마찬가지로 α상을 안정화시키는 원소이지만, Al과 같이 열간 가공성을 크게 저하시키는 일은 없고, α상을 안정화시켜, 영률을 높게 할 수 있다. 영률 및 절삭성의 관점으로부터, O 및 N의 함유량의 합계는, 바람직하게는 0.12 내지 0.30％이다. O 및 N의 농도를 이 바람직한 범위로 함으로써, O 및 N가 어느 정도 포함되는, 비교적 염가인 원료를 사용할 수 있게 되므로, 비용의 면에서 유리해진다.

Fe, Cr 및 Ni의 합계 : 0.5 내지 2.5％

이들 원소는, V과 마찬가지로 β상 안정화 원소이고, V에 비해 염가이다. 그러나 Fe, Cr, Ni 모두, 응고 시에 액상측(잉곳의 중심)에 편석되기 쉬운 원소이다. 이들 원소의 함유량의 합계가 2.5％를 초과하면, 응고 편석에 의해, 기계적 특성의 균일성에 영향을 미치는 경우가 있다. 그로 인해, Fe, Cr, Ni의 함유량의 합계는 2.5％ 이하로 한다.

상술한 바와 같이, β상이 많이 존재하는 온도 영역에서, 일방향으로 열간 압연하면 폭 방향의 영률이 높아진다. β상이 단상으로 되는 온도 영역에서 가열한 후에 일방향의 열간 압연을 실시할 때는, 피압연재의 온도는 압연의 진행에 수반하여 서서히 저하되어, α＋β 2상 영역에서도 열간 압연이 실시된다.

β상 안정화 원소인 Fe, Cr, Ni의 합계 농도가 0.5％를 초과하면, 열간 압연중의 α＋β 2상 영역에서 β상이 많이 존재하는 온도 영역이 넓어져, 보다 영률을 높이기 위해 유리하다.

본 발명의 포인트는, β상을 일방향으로 열간 압연하는 것이고, 열간 압연된 β상(bcc)으로부터 변태시킨 α상(hcp)이, 폭 방향으로 높은 영률을 부여하고 있다고 생각된다.

더욱 높은 영률을 얻기 위해서는, 영률이 낮은 β상의 비율을 낮게 억제하는 것이 바람직하므로, Fe, Cr, Ni의 함유량의 합계는 1.7％ 이하가 바람직하다.

또한, Fe, Cr, Ni 중에서는, Fe이 가장 β 안정화능이 높고, 또한 Fe이 가장 저렴하므로, Fe, 또는 Fe을 포함하는 2종 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.

수학식 1의 값 : -2.0 내지 5.3 :

폭 방향의 영률을 높이기 위해서는, 일방향으로 열간 압연되는 β상과, 영률이 높은 α상의 밸런스가 중요해진다. β상과 α상의 밸런스의 지표로서, 수학식 1을 사용한다.

수학식 1은 α상 안정화 원소(Al, O, N)의 각 농도를 Al 당량(＝[Al]＋10 [O]＋10[N]), β상 안정화 원소(Fe, Cr, Ni)의 각 농도를 Mo 당량([Mo]＋2.5[Fe]＋1.25[Cr]＋1.25[Ni])으로 하여, 각각 규격화ㆍ합산하고, Al 당량에서 Mo 당량을 뺀 것이다.

열간 압연 시에 β상을 존재시켜 원하는 특성(폭 방향의 고영률)을 얻기 위해서는, Fe, Cr, Ni의 합계 농도는 적어도 0.5％ 필요하고, 또한 이 수학식 1의 값을 -2.0 내지 5.3의 범위로 할 필요가 있다.

수학식 1의 값이 지나치게 낮으면, 영률이 낮은 β상의 비율이 지나치게 높아져 높은 영률이 얻어지지 않지만, 수학식 1의 값이 -2.0 이상이면 충분히 높은 영률을 얻을 수 있다.

한편, 수학식 1의 값이 5.3을 상회하면, 열간 압연되는 고온의 α＋β 2상 영역에서 β상의 존재 비율이 저하되어, 폭 방향의 영률을 높이는 효과가 충분히 얻어지지는 않는다.

영률을 높게 하기 위해서는, 수학식 1의 값은 0.5 이상이 바람직하다.

또한, Mo을 적극적으로 첨가하지 않는 조성으로도, 불가피하게 Mo이 0.002％ 정도 포함되는 경우가 있다. 그러나 이것은 무시할 수 있는 양이므로, Mo＝0으로 하고 수학식 1을 사용해도 된다.

〈α＋β형 티탄 합금의 성분 조성 2〉

다음에, 본 발명의 α＋β형 티탄 합금의 성분 조성 2에 대해 설명한다. 성분 조성 2는, 응고 편석의 영향을 보다 완화하여 용해 조업을 보다 쉽게 하기 위해, Fe, Cr 및 Ni과는 역경향으로 편석되는 β상 안정화 원소인 Mo을 더 첨가하여, 고강도화를 지향한 발명이다.

Fe, Cr 및 Ni 0.5 내지 2.5％ :

성분 조성 1과 동일한 이유에 의해, Fe, Cr, Ni 중 적어도 Fe을 포함하는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 내지 2.5％ 함유한다.

Mo : 1.0 내지 3.5％ :

Fe, Cr, Ni 및 Mo은, 모두 β상 안정화 원소이다. 응고 시에, Fe, Cr 및 Ni의 농도가 높은 부위에서는 Mo 농도가 낮아지고, 반대로 Fe, Cr 및 Ni의 농도가 낮은 부위에서는 Mo 농도가 높아진다.

즉, Mo의 첨가에 의해, α상과 β상의 밸런스(수학식 1의 값의 분포)를, 티탄 합금 내에서, 보다 균질하게 할 수 있다.

이때, Fe, Cr 및 Ni의 합계 농도의 하한인 0.5％의 범위에 호응하는, 적정한 Mo 농도는 1.0％이므로, 이것을 Mo 첨가량의 하한으로 한다. 또한, Fe, Cr 및 Ni의 합계 농도의 상한인 2.5％에 호응하는 적정한 Mo 농도는 3.5％이므로, 이것을 Mo 첨가량의 상한으로 한다.

Al : 2.5 내지 5.5％ :

Ti-3Al-2.5V의 인장 강도를 초과하는, 900㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해, Al 농도는 2.5 내지 5.5％의 범위로 한다. 바람직하게는, Ti-6Al-4V와 동등 이상의 강도 특성으로서 980㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지는, 4.0 내지 5.5％이다.

또한, 성분 조성 1과 동일한 이유에서, O 및 N의 함유량의 합계는 0.04 내지 0.35％로 하고, 수학식 1의 값은 -2.0 내지 5.3의 범위로 한다.

O 및 N을 모두 적극적으로 첨가하지 않은 경우이어도, 통상은 불가피 불순물의 레벨에서 이 농도 범위를 만족한다. 성분 조성 1과 동일한 이유에서, 바람직한 범위는, O 및 N의 함유량의 합계는 0.12 내지 0.30％, 수학식 1의 값은 0.5 내지 5.3이다.

〈부품 성품의 결정 방위〉

본 발명의 제조 방법으로 제조된 α＋β형 티탄 합금으로 이루어지는 볼트, 코넥팅 로드 및 엔진 밸브는, 소재로 되는 일방향으로 열간 압연한 α＋β형 티탄 합금판의 폭 방향의 영률이 높은 것(125㎬ 이상, 바람직하게는 130㎬ 이상)과, 당해 티탄 합금판의 폭 방향과 부품의 장축 방향을 일치시키므로, 부품의 장축 방향의 영률(강성)도 높아진다.

또한, 본 발명의 제조 방법으로 제조된 2륜ㆍ4륜 자동차용 혹은 자전거용의 α＋β형 티탄 합금제 부품은, 소재로 되는 일방향으로 열간 압연한 α＋β형 티탄 합금판의 폭 방향을 완성 부품에 있어서 고강성이 요구되는 방향에 일치시키므로, 완성 부품의 고강성이 요구되는 방향의 영률(강성)도 높아진다.

도 4에, 본 발명에 의한 성품 A, B, C 및 D에 있어서, 장축 방향(고강성이 요구되는 방향)에 수직한 단면(도 2의 점선 위치의 단면)에서 측정한, 티탄 α상의 각 결정면으로부터의 X선 회절 강도의 대소 관계를 나타낸다. 아울러, 도면 중의 기호의 옆에 하기 수학식 2의 값을 나타낸다.

[수학식 2]

성품 A, B, C 및 D는, 모두 hcp의 (0002)면으로부터의 X선 회절 강도 I(0002)가 강하고, hcp의 (10-10)면과 (10-11)면으로부터의 X 회절 강도의 합[I(10-10)＋I(10-11)]보다도 큰, 즉 I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]≥1이다.

성품 A, B, C 및 D의 수학식 2의 값은, 각각 1.2, 1.1, 4.0, 3.3이다.

티탄 α상 hcp의 (0002)면은, c축의 수직면이고, (0002)면으로부터의 X선 회절 강도를 다른 결정면으로부터의 X선 회절 강도와 비교함으로써, 영률이 높은 α상 hcp의 c축의 집적 정도를 정량적으로 비교할 수 있다.

성품의 장축 방향에 수직한 단면에 있어서, I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]≥1인 본 발명의 특징은, 성품의 장축 방향으로 hcp의 c축이 강하게 집적되어 있는 것을 의미한다.

한편, 열간 압연으로 제조한 환봉을 소재로 한 경우에는, 열간 압연의 압연 방향과 환봉의 길이 방향이 일치하므로, 환봉의 길이 방향의 영률은 104 내지 117㎬로 낮은 값으로 된다. 그 환봉으로부터 가공한 성품 E, F, G 및 H의, 장축 방향에 수직한 단면에서의 각 결정면으로부터의 X선 회절 강도를 도 5에 나타낸다.

성품 E, F, G 및 H는, hcp의 (0002)면으로부터의 X선 회절 강도 I(0002)는 약하고, hcp의 (10-10)면과 (10-11)면으로부터의 X 회절 강도의 합[I(10-10)＋I(10-11)]보다도 작고, I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]＜0.2이고, 본 발명의 특징과는 전혀 다르다. 성품 E, F, G 및 H의 수학식 2의 값을 도면 중의 기호의 옆에 나타낸다.

도 4, 도 5에 나타낸 X선 회절 강도의 측정은, 우선 볼트, 엔진 밸브, 코넥팅 로드의 장축 방향에 수직한 단면(도 2의 점선 위치의 단면)을 기계 가공으로 잘라내고, 그 후 Cu관구를 사용하여, 그 단면으로부터의 X선 회절을 측정한다.

수학식 2의 값은, c축의 집적이 보다 강해지면 영률이 높아지므로, 바람직하게는 1.2 이상, 더욱 바람직하게는 3.0 이상이다.

또한, 본 발명의 α＋β형 티탄 합금의 성분 조성을, 상기 성분 조성 1 또는 성분 조성 2의 범위로 함으로써, hcp의 c축의 판 폭 방향으로의 집적이 높아지고, 그것에 수반하여 판 폭 방향의 영률이 보다 높아진다.

제1 실시예

본 발명의 α＋β형 티탄 합금제 부품 및 그 제조 방법에 대해, 이하의 실시예를 사용하여 더욱 상세하게 설명한다.

가공용 소재로서, 표 1에 나타내는 5종류의 α＋β형 티탄 합금제 잉곳을 1000 내지 1150℃로 가열하고, 열간 단조하여 열간 압연용의 빌릿(직경 100㎜), 혹은 슬래브(두께 150㎜)를 제작하고, 그 후 표 2(A1 내지 10)와 표 3(B1 내지 35)에 나타내는 다양한 조건으로 열간 압연하여, 환봉, 혹은 판을 제작하였다.

또한, 열간 압연 후의 환봉과 판에는, 표 2와 표 3에 나타내는 조건으로 어닐링을 실시하였다. 또한, 일부는 어닐링하지 않은 상태이다. 표 2에 나타낸 소재는 종래와 마찬가지로 환봉으로 열간에서 구멍형 압연한 가공용 소재이고, 표 3에 나타낸 소재는 판으로 열간 압연한 가공용 소재이다.

두께 150㎜의 슬래브를 사용한 판으로의 열간 압연은, 표 3에 나타내는 압하율 60 내지 90％이고, 열간 압연 후의 두께는 60 내지 15㎜이다. 표 3 중의 밑줄은 본 발명이 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 표 4 이후에 있어서도 마찬가지이다.

표 1에 있어서, Cr : 0.03％ 이하, Ni : 0.03％ 이하, Mo : 0.002％ 이하, N : 0.07％ 이하 및 「-」로 표시한 것은, 적극적으로 그들 원소를 첨가하고 있지 않고, 불가피 불순물 레벨인 것을 나타낸다. 표 6, 표 8에 있어서도 마찬가지이다. 또한, 불가피하게 포함되는 Fe의 농도는 0.03 내지 0.07％ 정도이다.

표 2와 표 3의 가공용 소재를 사용하여, 절삭 가공한 환봉 및 그것에 나사산을 전조한 것, 단순히 평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조를 실시한 것 및 코넥팅 로드를 모의한 금형으로 열간 단조한 것을 제작하고, 그들의 장축 방향의 영률과, 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 수학식 2의 값을, 표 4와 표 5에 나타낸다.

또한, 표 4와 표 5에는, 가공용 소재로부터의 규취 방향(規取方向)(장축 방향과 평행한 가공용 소재의 방향), 절삭 가공한 환봉의 인장 강도도 나타낸다.

엔진 밸브의 축부를 모의한 절삭 가공한 환봉인 상태로, 볼트를 모의한 나사산 전조품 및 코넥팅 로드를 모의한 금형을 사용한 열간 단조품을 제작하였다.

또한, 절삭 가공한 환봉인 상태로, 그것에 나사산을 전조한 후에는, 인장 강도, 영률, 수학식 2의 값이 모두 변화가 거의 없었으므로, 「환봉 및 나사산 전조 후」로 하여 하나의 값을 기재하였다.

나사산의 전조는 냉간에서 실시하였다.

평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조는, 가열 온도 700℃에서, 환봉의 직경 혹은 판의 두께가 50％ 감소되는 위치까지 압입하였다.

코넥팅 로드를 모의한 금형을 사용한 열간 단조는, 메탈 플로우를 쉽게 하기 위해 약간 높은 800℃로 가열하고, 판은 그 두께 방향으로부터, 환봉은 그 직경 방향으로부터, 압입하였다.

또한, 표 5에 나타내는 실시예에서는, 평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조는, 판의 두께 방향으로부터 압입하는 경우(약기 T)와, 판의 길이 방향으로부터 압입하는 경우(약기 L)의 양쪽을 실시하고, 열간 단조 시의 최대 하중의 대소 관계를 비교하였다.

인장 강도는, 평행부가 직경 6.25㎜이고 길이 32㎜의 인장 시험편으로 가공하여 실온에서 인장 시험을 실시하여 측정하였다.

영률은 폭 10㎜, 두께 1.5㎜, 길이 60㎜의 시험편을 잘라내어 가공하고, 실온에 있어서 자유 유지식 영률 측정 장치를 사용하여 공진법에 의해 측정하였다.

수학식 2의 값은, 장축 방향에 수직한 단면을 기계 가공으로 잘라내고, Cu관구를 사용하여 그 단면에서 X선 회절을 실시하고, 티탄 α상 hcp의 (0002)면, (10-10)면, (10-11)면으로부터의 X선 회절 피크의 상대 강도를 사용하여, 계산하였다.

표 4의 V1 내지 10은, 종래와 같이, 열간 압연으로 제작한 환봉인 표 2의 가공용 소재 A1 내지 10을 사용하고 있고, 어느 가공품도 영률은 117㎬ 이하이고, 수학식 2의 값은 0.15 이하로 낮다.

표 4의 V11 내지 24는, β 변태점 미만의 가열 온도에서 일방향, 또는 크로스 방향으로 열간 압연하여 제작한 판인 표 2의 가공용 소재 B26 내지 35를 사용하고 있고, 어느 가공품도 그 영률은 120㎬ 이하이고, 수학식 2의 값은 0.30 이하로 낮고, 열간 압연으로 제작한 환봉을 사용한 경우와 큰 차이는 없다. V21 내지 24는, 가공용 소재인 B26, B29, B31, B34의 판을, 판의 길이 방향(열간 압연 방향)이 장축 방향으로 되도록 가공품을 제작한 예이다.

표 5의 제1 실시예, 제2 실시예, 제3 실시예인 W1 내지 25는, β 변태점을 초과하는 β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연하여 제작한 판인, 표 3의 가공용 소재 B1 내지 25를 사용하여, 판의 폭 방향이 장축 방향으로 되도록 가공품을 제작한 예이다.

어느 가공품도 그 영률은 125㎬ 이상이고, 수학식 2의 값은 1.0 이상으로 높다. 표 1의 Ti-5Al-1Fe과 Ti-5Al-2Fe-3Mo을 사용한 제2 실시예와 제3 실시예인 W16 내지 25는, 영률이 130 내지 140㎬로 더욱 높은 것을 알 수 있다.

이와 같이, 본 발명의 제조 방법에 의해, α＋β형 티탄 합금제 부품의 장축 방향의 영률(강성)을 높일 수 있고, 장축 방향에 수직한 단면에 있어서 I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]≥1로 되는 특징을 갖고 있다.

표 5의 W26 내지 30은, 가공용 소재인 B3, B8, B13, B18, B23의 판을, 상기 실시예와는 90°방향이 다른 판의 길이 방향(열간 압연 방향)이 장축 방향으로 되도록 가공품을 제작한 것으로, 가공품의 영률은 120㎬에 미치치 않고, 수학식 2의 값도 0.1 미만으로 작다.

제2 실시예

본 발명의 α＋β형 티탄 합금의 성분 조성 1에 대해, 이하의 실시예를 사용하여, 더욱 상세하게 설명한다.

표 6에 나타내는 C1 내지 21의 Mo을 함유하지 않는 성분으로 이루어지는 α＋β형 티탄 합금제 잉곳을, 열간 단조하여 제작한 두께 40㎜의 슬래브를 사용하여, β 변태점을 초과하는 β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연하여 두께 10㎜의 판(열간 압연의 압하율 75％)을 제작하였다.

그 후, 열간 압연한 판에, 750℃에서 1시간 유지하여 공냉하는 어닐링을 실시하였다.

일방향의 열간 압연 시에는, 가열 온도가 β상 단상 영역으로 되도록, 수학식 3으로부터 추정되는 β 변태점이 970℃ 내지 1019℃인 것은 1050℃, 970℃ 미만인 것은 1000℃를 가열 온도로 하였다(표 6의 최우측란을 참조).

표 6에 나타내는 C1 내지 21은, Mo은 첨가하고 있지 않지만, 불가피하게 Mo이 0.002％ 포함되므로, 그 값을 표 6에 기재하였다.

[수학식 3]

여기서, [Al], [Fe], [Cr], [Ni], [Mo], [O], [N]는, 각각 Al, Fe, Cr, Ni, Mo, O, N의 농도(질량％)이다.

수학식 3은, (사단 법인) 일본 철강협회 발행 「철과 강」(Vol.75, No.5, 1987년)의 S-704 「전기 저항률 측정법에 의한 티탄 합금의 β 변태점의 결정과 β 변태점 추정식의 확립」에 기재되어 있는 식을 기초로, 거기에 포함되어 있지 않은 Ni과 N의 계수를, 각각 Ti과의 2원계 상태도로부터 추정하여, 추가한 것이다.

수학식 3으로 구한 추정 β 변태점은, 본 발명에서 규정하는 성분 조성의 범위 내의 10종 이상의 소재를 대상으로, 시차열 분석계를 사용하여, 승온 과정에서 측정한 β 변태 개시점과, 5℃ 초과의 차이없이 잘 일치하고 있었다.

표 7에, 표 6의 성분으로 이루어지는 상기한 수순으로 제작한 가공용 소재를 사용하여, 절삭 가공한 환봉 및 그것에 나사산을 전조한 것 및 단순히 평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조를 실시한 것을 제작하고, 그들의 장축 방향의 영률과, 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 수학식 2의 값을 나타낸다. 또한, 절삭 가공한 환봉의 인장 강도도 나타낸다.

인장 강도, 영률, 수학식 2의 값은, 전술한 방법과 동일한 방법으로 측정하였다.

나사산의 전조는 냉간에서 실시하였다.

평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조는, 판의 두께 방향으로부터 압입하는 경우(약기 T)와, 판의 길이 방향으로부터 압입하는 경우(약기 L)의 양쪽을 실시하고, 열간 단조 시의 최대 하중의 대소 관계를 비교하였다.

평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조는, 가열 온도 700℃에서 열간 단조 전의 두께가 50％ 저감되는 위치까지 압입하였다.

표 7의 X1 내지 18은, 성분이 표 6에 나타낸 바와 같이 본 발명의 범위 내에 있고, 이들의 가공품은 영률이 130 내지 141㎬로 높고, 수학식 2의 값이 3 이상으로 크다.

제2 실시예 중, X2, X6, X8, X9, X11, X12, X14, X16 및 X18은, O 및 N의 함유량의 합계가 0.12 내지 0.30％, Fe, Cr, 및 Ni의 함유량의 합계가 0.5 내지 1.7％, 수학식 1의 값이 0.5 내지 5.3으로, 바람직한 범위에 있고, 영률이 135㎬ 이상으로, 더욱 높은 값으로 되었다.

표 5의 W16 내지 20도, 성분 조성은, 표 1에 나타낸 Ti-5Al-1Fe이므로, 본 발명의 성분 조성 1의 범위 내이고, 영률은 135㎬ 이상이고, 수학식 2의 값이 3 이상으로 컸다.

한편, 규취 방향이 판의 길이 방향(열간 압연 방향)이 장축 방향으로 되도록 가공품을 제작한 X22 내지 25는, 성분 조성은 본 발명의 성분 조성 1의 범위 내에 있지만, 규취 방향이 90°다르므로, 가공품의 영률은 120㎬에 미치치 못하고, 수학식 2의 값도 0.1 미만으로 작았다.

표 7의 X19 내지 21은, 본 발명의 바람직한 성분 조성인 성분 조성 1 및 성분 조성 2가 범위로부터 벗어나 있는 표 6의 C1, C2, C13을 사용하고 있고, 영률은 제2 실시예의 130㎬에는 미치지 못하지만, 125 내지 127㎬로, 종래의 제조 방법(표 4의 비교예)에 비해 충분히 높아졌다.

표 5에 나타낸 실시예보다, 평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조를 실시한 것과, 코넥팅 로드를 모의한 금형으로 열간 단조한 것에서, 영률과 수학식 2의 값은 거의 차이가 없다. 이 점에서, 표 7의 X1 내지 21에 있어서도, 코넥팅 로드를 모의한 금형으로 열간 단조한 경우에는, 평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조를 실시한 경우와 동등한 특성을 갖는 것을 알 수 있다.

제3 실시예

본 발명의 α＋β형 티탄 합금의 성분 조성 2에 대해, 이하의 실시예를 사용하여, 더욱 상세하게 설명한다.

표 8에 나타내는 D1 내지 24의 Mo을 첨가한 성분으로 이루어지는 α＋β형 티탄 합금제 잉곳을, 열간 단조하여 제작한 두께 40㎜의 슬래브를 사용하여, β 변태점을 초과하는 β상 단상 영역에서 가열한 후에 일방향으로 열간 압연하여 두께 10㎜의 판(열간 압연의 압하율 75％)을 제작하였다.

일방향의 열간 압연 시에는, 가열 온도가 β상 단상 영역으로 되도록, 수학식 3으로부터 추정되는 β 변태점이 970℃ 내지 1021℃인 것은 1050℃, 970℃ 미만인 것은 1000℃를 가열 온도로 하였다(표 8의 최우측란을 참조).

표 8의 성분으로 이루어지는 상기한 수순으로 제작한 가공용 소재를 사용하여, 절삭 가공한 환봉 및 그것에 나사산을 전조한 것 및 단순히 평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조를 실시한 것을 제작하였다.

표 9에, 그들의 장축 방향의 영률과, 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 수학식 2의 값을 나타낸다. 또한, 절삭 가공한 환봉의 인장 강도도 나타낸다. 또한, 인장 강도, 영률, 수학식 2의 값은, 전술한 방법과 동일한 방법으로 측정하였다.

나사산의 전조는 냉간에서 실시하였다.

표 9의 Y1 내지 22는, 성분 조성이 표 8에 나타낸 바와 같이 본 발명의 성분 조성 2의 범위 내에 있고, 이들의 가공품은 인장 강도가 900㎫ 이상, 영률이 130 내지 140㎬로 높고, 수학식 2의 값이 3 이상으로 컸다.

Al 농도가 바람직한 범위의 4.0 내지 5.5％인 D5 내지 20과 D22 내지 24를 사용한 Y5 내지 22는, 그 인장 강도가 980㎫ 이상으로, Ti-6Al-4V의 환봉을 사용한 비교예(V1, V2)와 동등 이상이다.

Y1, Y2, Y4 내지 8, Y11 내지 14, Y17, Y19 및 Y20은, O 및 N의 함유량의 합계가 0.12 내지 0.30％, 수학식 1의 값이 0.5 내지 5.3으로, 바람직한 범위에 있고, 영률이 135㎬ 이상으로, 더욱 높아졌다.

표 5의 W21 내지 25도, 성분 조성은 표 1에 나타낸 Ti-5Al-2Fe-3Mo이므로, 본 발명의 성분 조성 2의 범위 내에 있고, 인장 강도가 1000㎫을 초과하고, 영률은 130㎬ 이상, 수학식 2의 값이 3 이상으로 컸다.

한편, 규취 방향이 판의 길이 방향(열간 압연 방향)이 장축 방향으로 되도록 가공품을 제작한 Y25 내지 27은, 성분 조성은 본 발명의 성분 조성 2의 범위 내에 있지만, 규취 방향이 90°다르므로, 그 가공품의 영률은 120㎬에 미치치 못하고, 수학식 2의 값도 0.1 미만으로 작았다.

표 9의 Y23 및 Y24는, 성분 조성 2의 성분 조성으로부터 벗어나 있는 표 7의 D3, D21을 사용하고 있고, 그 영률은 제2 실시예나 제3 실시예의 영률인 130㎬에는 미치지 못하지만, 125 내지 127㎬로 종래의 제조 방법(표 4의 비교예)에 비해 충분히 높았다.

표 9의 Y1 내지 24도, 표 5로부터, 코넥팅 로드를 모의한 금형으로 열간 단조한 경우에는, 평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조를 실시한 경우와 동등한 특성을 갖는 것을 알 수 있다.

제4 실시예

본 발명의 코넥팅 로드의 바람직한 제조 방법에 대해, 코넥팅 로드를 모의한 금형을 사용하여 열간 단조를 행한 이하의 실시예를 사용하여, 더욱 상세하게 설명한다.

가공용 소재로서, 표 6의 C17과 표 8의 D14의 성분에 있어서, 진공 용해한 잉곳으로부터 열간 단조하여 슬래브(두께 150㎜)를 제작하고, 그 후 1050℃로 가열하여 압하율 80％의 일방향의 열간 압연을 실시하고, 판을 제작하였다.

또한, 열간 압연 후의 판에, 750℃에서 1시간 유지하여 공냉하는 어닐링을 실시하였다.

이상의 2종류에 더하여, 표 3의 B3, B8, B13, B18 및 B23의 합계 7종류의 가공용 소재를 사용하여, 코넥팅 로드를 모의한 금형에 의한 열간 단조를 행하였다.

이 열간 단조는, 가공용 소재를 800℃로 가열하여, 판의 두께 방향으로부터 단조한 경우(약기 T)와 판의 길이 방향으로부터 단조한 경우(약기 L)를 비교하였다. 코넥팅 로드를 모의한 금형으로 열간 단조한 가공품은, 그 코너 R부의 형상을 육안 관찰하였다.

표 10에, 사용한 가공용 소재, 그 규취 방향, 코넥팅 로드를 모의한 금형으로 열간 단조한 가공품의 장축 방향에 있어서의 영률과, 그 단면의 수학식 2의 값, 코너 R부의 형상 및 약기 T에 대한 약기 L일 때의 열간 단조 최대 하중의 감소율을 나타낸다. 영률, 수학식 2의 값 모두, 전술한 방법과 동일한 방법으로 측정하였다.

표 10의 Z1 내지 7은, 어느 방향으로부터 열간 단조한 경우도, 영률은 125㎬ 이상이고, 수학식 2의 값은 1.1 이상으로 높은 특성을 나타냈다. 코너 R부의 형상(날카로움)은, 판의 두께 방향으로부터 단조한 경우(약기 T)의 단조품에서도, 종래의 환봉 소재를 사용한 표 4의 V1 내지 10과 동일한 정도이고 문제없는 레벨(B)이지만, 판의 길이 방향으로부터 단조한 경우(약기 L)의 단조품은 더 날카로웠다(A).

열간 단조 시의 최대 하중도, 판의 길이 방향으로부터 단조한 경우(약기 L) 쪽이, 9 내지 14％(약 10％)나 낮았다.

또한, 표 5, 표 7, 표 9에 나타낸 평판에서 상하로부터 압축하는 열간 단조에 있어서, 판의 두께 방향으로부터 압입한 경우(약기 T)와, 판의 길이 방향으로부터 압입한 경우(약기 L)를 비교하면, 열간 단조 시의 최대 하중은, 모두 판의 두께 방향으로부터 압입한 경우(약기 T) 쪽이 컸다(표 중에 「T＞L」이라고 기재).

이 점에서도, 판의 길이 방향으로부터 압입한 쪽(판의 T 단면측으로부터 압축하는 쪽)이, 열간 단조 시의 하중을 낮게 할 수 있는 것을 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명의 바람직한 제조 방법에 의해, 열간 단조 시의 하중을 낮게 하고, 형상 정밀도를 높고, 높은 영률의 코넥팅 로드를 제조하는 것이 가능하다.

Claims

α＋β형 티탄 합금을 β상 단상 영역에서 가열하고, 계속해서,
일방향으로 열간 압연을 실시하여 티탄 합금판으로 하고, 그 후,
열간 압연 방향 및 두께 방향의 양쪽에 수직한 방향이, 완성 부품에 있어서 고강성이 요구되는 방향으로 되도록, 상기 티탄 합금판을 가공하는 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.
제1항에 있어서, 상기 완성 부품이 볼트이고, 상기 고강성이 요구되는 방향이 볼트의 축 방향인 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.
제1항에 있어서, 상기 완성 부품이 엔진 밸브이고, 상기 고강성이 요구되는 방향이 엔진 밸브의 축 방향인 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.
제1항에 있어서, 상기 완성 부품이 코넥팅 로드이고, 상기 고강성이 요구되는 방향이 코넥팅 로드의 축 방향인 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.
제4항에 있어서, 상기 티탄 합금판의 가공이, 상기 열간 압연 방향과 일치하는 방향에 수직한 단면측으로부터 압축하는 단조 가공인 것 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 α＋β형 티탄 합금이, 질량％로, Al : 0.5 내지 5.5％를 함유하고, O 및 N을 합계로 0.04 내지 0.35％ 함유하고, Fe, Cr 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 내지 2.5％ 더 함유하고, 또한, 하기 수학식 1의 값이 -2.0 내지 5.3이고, 잔량부가 Ti 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.
[수학식 1]

여기서, [Al], [O], [N], [Mo], [Fe], [Cr], [Ni]은, 각각, Al, O, N, Mo, Fe, Cr, Ni의 농도(질량％)이다.
제6항에 있어서, 상기 α＋β형 티탄 합금이, Mo을 1.0 내지 3.5％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품의 제조 방법.
α＋β형 티탄 합금제 부품에 있어서, 그 장축 방향에 수직한 단면에서 측정한 티탄 α상의 (0002)면으로부터의 X선 회절 강도 I(0002), (10-10)면으로부터의 X선 회절 강도 I(10-10), (10-11)면으로부터의 X선 회절 강도 I(10-11)가, I(0002)／[I(10-10)＋I(10-11)]≥1을 만족시키는 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품.
제8항에 있어서, 상기 α＋β형 티탄 합금제 부품이, 볼트인 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품.
제8항에 있어서, 상기 α＋β형 티탄 합금제 부품이, 엔진 밸브인 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품.
제8항에 있어서, 상기 α＋β형 티탄 합금제 부품이, 코넥팅 로드인 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품.
제8항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 α＋β형 티탄 합금이, 질량％로, Al : 0.5 내지 5.5％를 함유하고, O 및 N을 합계로 0.04 내지 0.35％ 함유하고, Fe, Cr 및 Ni 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5 내지 2.5％ 더 함유하고, 또한, 상기 수학식 1의 값이 -2.0 내지 5.3이고, 잔량부가 Ti 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품.
제12항에 있어서, 상기 α＋β형 티탄 합금이, Mo : 1.0 내지 3.5％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, α＋β형 티탄 합금제 부품.