(57)【要約】    【課題】  異方性が抑制されたβ型チタン合金板およびその製造方法を提供することを課題としている。    【解決手段】  β型チタン合金を、β変態点以下の温度及び３５％以上の圧下率で１方向に１次熱間圧延した後、β変態点以下の温度及び３５％以上８０％以下の圧下率で１次熱間圧延方向に対して７０〜９０°方向に２次熱間圧延するβ型チタン合金板の製造方法などを提供する。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
β型チタン合金を、β変態点以下の温度及び３５％以上の圧下率で１方向に１次熱間圧延した後、β変態点以下の温度及び３５％以上８０％以下の圧下率で１次熱間圧延方向に対して７０〜９０°方向に２次熱間圧延することを特徴とするβ型チタン合金板の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載された製造方法で製造されたことを特徴とするβ型チタン合金板。
【請求項３】
１次熱間圧延した方向の破断伸びに対して、１次熱間圧延した方向と直交する方向の破断伸びの比率が０．７以上１．５以下であることを特徴とする請求項２記載のβ型チタン合金板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、β型チタン合金板の製造方法及び該製造方法で製造されたβ型チタン合金板に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、比較的軽量で高強度であり、強度延性バランス及び疲労強度の点で優れ、自動車エンジン部分や航空機部品に用いられる材料として有望視されているチタン合金としては、例えば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ系合金のようなα＋β型チタン合金が知られている。α＋β型チタン合金から製造されたα＋β型チタン合金板については、様々な研究がなされ、上記のような用途における材料として実用化されている。
【０００３】
一方、チタン合金のうちβ型チタン合金は、冷間加工性に優れるチタン合金として知られている。β型チタン合金は、時効処理により高強度化することが知られているところ、強度延性バランスの点、疲労強度の点で、さらに優れたβ型チタン合金板が要望されている。
【０００４】
そこで、β型チタン合金板の強度延性バランスを向上させ疲労強度を向上させ得るβ型チタン合金板の製造方法、例えば、比較的安価に実施できる熱間圧延を採用し、β型チタン合金材をβ変態点以下で加工するβ型チタン合金板の製造方法が提案されている（特許文献１）。また、熱間圧延、所定の溶体化処理、および所定の冷間圧延を順次おこなうβ型チタン合金板の製造方法が提案されている（特許文献２）。
【０００５】
しかしながら、この種のβ型チタン合金板の製造方法は、圧延を採用するが故に、異方性を生じさせやすいという問題があり、板材において圧延方向と圧延直交方向との特性を大きく異ならせ得るおそれがある。詳しくは、圧延直角方向の強度が高くなり、延性が大きく低下し、β型チタン合金の特徴である冷間加工性が圧延直角方向において比較的低くなるという問題がある。
【０００６】
チタン合金板の異方性を抑制させ得る製造方法としては、α＋β型チタン合金板の製造方法ではあるものの、熱間圧延後に、この熱間圧延方向と異なる方向で冷間圧延を施すことで異方性の発生を抑制する方法が提案されている（特許文献３）。しかしながら、斯かるα＋β型チタン合金板の製造方法によって製造されたα＋β型チタン合金板は、圧延直角方向の延性が圧延方向の延性に比べて低く、未だ異方性が比較的高い。
【０００７】
【特許文献１】特開２００４−１５６０６４号公報
【特許文献２】特開２００３−５５７４９号公報
【特許文献３】特許第２８７１２９２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
そこで、圧延方向の延性に比して圧延直角方向の延性が低くなるなどの異方性が抑制されたβ型チタン合金板を製造し得るβ型チタン合金板の製造方法が要望されている。
【０００９】
本発明は、上記の問題点、要望点等に鑑み、異方性が抑制されたβ型チタン合金板およびその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、異方性を生じさせやすいα相が存在するβ型チタン合金板の製造方法について、前記課題を解決すべく鋭意検討した結果、異方性をより大きくさせやすいと考えられるβ変態点未満の温度での熱間圧延を施すにも関わらず、圧延方向および圧下率を変化させることでβ型チタン合金板の異方性の発生を抑制できることを見出したのである。
【００１１】
上記課題を解決すべく、本発明に係るβ型チタン合金板の製造方法は、β型チタン合金を、β変態点以下の温度及び３５％以上の圧下率で１方向に１次熱間圧延した後、β変態点以下の温度及び３５％以上８０％以下の圧下率で１次熱間圧延方向の７０〜９０°方向に２次熱間圧延することを特徴とする。
【００１２】
本発明に係るβ型チタン合金板は、上記製造方法で製造されていることを特徴とする。
【００１３】
また、本発明に係るβ型チタン合金板は、１次熱間圧延した方向の破断伸びに対して、１次熱間圧延した方向と直交する方向の破断伸びの比率が０．７以上１．５以下であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明に係るβ型チタン合金板の製造方法は、異方性が抑制されたβ型チタン合金板を製造し得るという効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明に係るβ型チタン合金板の製造方法の一実施形態について説明する。
【００１６】
本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法においては、β型チタン合金をβ変態点以下の温度及び３５％以上の圧下率で１方向に１次熱間圧延した後、β変態点以下の温度及び３５％以上８０％以下の圧下率で１次熱間圧延方向の７０〜９０°方向に２次熱間圧延する。
【００１７】
詳しくは、本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法においては、続く１次熱間圧延をより簡便に実施するための前処理をしてから、上記のごとく１次熱間圧延し、２次熱間圧延する。
【００１８】
前記前処理においては、続く１次熱間圧延をするために、予め所望の大きさ及び形状の板材を作製することができる。詳しくは、例えば、鋳塊から鍛造によってβ型チタン合金のスラブを作製し、さらにスラブを熱間圧延することによって所望の大きさ及び形状の板材を作製することができる。
【００１９】
本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法においては、前記前処理を実施した後に、１次熱間圧延する。即ち、前記前処理を実施した後に、β型チタン合金をβ変態点以下の温度及び３５％以上の圧下率で１方向に熱間圧延する。
【００２０】
本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法においては、１次熱間圧延することにより、β型チタン合金板に異方性を生じさせやすいと考えられるα相が生じ得るが、加工した板材を続いて２次熱間圧延することにより、異方性が抑制された板材となり、さらに時効処理することにより、異方性が抑制され強度も高まったβ型チタン合金板を製造することができる。
【００２１】
前記β型チタン合金は、状態図上において常温でα＋βの２相を示すものを含むもので、マルテンサイト変態点が室温以下にある点をもって、α＋β型合金と区別されたりしている。
【００２２】
前記β型チタン合金は、状態図上では常温でα＋β相を示すことから、β相の割合を大きくすべく、通常は、β変態点以上で完全にβ相に変態させた後に、比較的急速に冷却し製造される。このように製造された場合であっても、前記β型チタン合金は、β変態点より低い温度では、化学組成等によって程度の差はあるが、α相が存在する。
通常、前記βチタン合金を熱間圧延する場合、α相が消失し変形抵抗が小さくなるβ変態点以上で行う。一方、βチタン合金をβ変態点以下で熱間圧延する場合、結晶粒径が大幅に細粒化し、熱延板の加工時に肌荒れ等の問題が生じ難いという利点があることが知られているが、斯かる場合には、α相の存在するチタン合金を熱間圧延することから、異方性が発生し易いという問題があることも知られている。
【００２３】
本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法は、βチタン合金のβ変態点以下の温度での圧延を施しつつも、β型チタン合金板における上記異方性を抑制し得るものである。具体的には、例えば、時効処理前の冷間成形加工においてβ型チタン合金板の異方性を抑制し得るものである。
また、本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法は、β型チタン合金板における異方性を抑制すると同時に、β型チタン合金板における結晶粒径の微細化をなし得る。さらに、冷間成形加工におけるβ型チタン合金板の表面の肌荒れをも同時に抑制し得る。
【００２４】
なお、β変態点が７００℃未満のβ型チタン合金であると、加熱後、炉から取り出したところですぐに温度が下がり、熱間加工が難しくなることから、前記β型チタン合金は、具体的には、７００℃以上のβ変態点をもつものが好ましい。
【００２５】
前記β型チタン合金としては、例えば、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎ、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ａｌ−３Ｃｒ−３Ｓｎ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｚｒ−４Ｍｏなどが挙げられる。
【００２６】
１次熱間圧延するときの温度は、結晶粒径を微細化するためにβ変態点以下とする。また、圧延するときの変形抵抗をより小さくし、圧延によって圧下しやすくする点で、６００℃以上が好ましい。
【００２７】
前記β変態点は、大気圧条件下でそれ以上の温度において実質的にβ単相となる温度である。なお、前記β変態点は、β型チタン合金の種類により、即ち、配合される金属元素の種類およびその量により変わる。
【００２８】
前記圧下率とは、圧延前の板厚に対する、圧延後における板厚減少分（％）を意味する。具体的には、例えば、板厚１０ｍｍの板が圧延後に板厚６ｍｍになった場合、圧下率は４０（％）である。
【００２９】
１次熱間圧延するときの前記圧下率は、３５％以上とする。圧延の途中で再加熱する場合は、合計の圧下率が３５％以上とする。前記圧下率を３５％未満とすると、金属組織がより均一になりにくくなるおそれがある。前記圧下率の上限は特に限定されるものではないが、９５％以下にすることが好ましい。
【００３０】
前記熱間圧延は、本実施形態で圧延されるβ型チタン合金の再結晶温度以上に加熱して行う圧延である。
【００３１】
本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法においては、１次熱間圧延した板状のβ型チタン合金をさらに２次熱間圧延する。即ち、１次熱間圧延した板状のβ型チタン合金を、さらにβ変態点以下の温度及び３５％以上８０％以下の圧下率で１次熱間圧延方向の７０〜９０°方向に熱間圧延する。
【００３２】
２次熱間圧延するときの前記圧下率は、３５％〜８０％である。該圧下率が３５％未満であるとβ型チタン合金板の異方性が抑制されないおそれがあり、８０％を超えても異方性が抑制されないおそれがある。２次熱間圧延における前記圧下率は、β型チタン合金板の異方性をより抑制できるという点で、好ましくは、４０〜６０％である。なお、２次熱間圧延における前記圧下率は、１次熱間圧延をおこなった後の板材の厚さに対する２次熱間圧延をおこなった板材の厚さから算出される値である。
【００３３】
２次熱間圧延するときは、１次熱間圧延した方向に対して７０〜９０°、即ち９０±２０°（７０〜１１０°）の角度をもった方向におこなう。また、β型チタン合金板の異方性をより抑制するという点では、８０〜９０°方向におこなうことが好ましく、９０°方向におこなうことがより好ましい。
１次熱間圧延した方向に対して７０〜９０°の方向に２次熱間圧延することにより、製造されたβ型チタン合金板の異方性がより抑制されるという利点がある。
【００３４】
１次熱間圧延および２次熱間圧延を通した合計の圧下率は、特に限定されるものではないが、より加工しやすいという点で、９５％以下にすることが好ましい。なお、熱間圧延後の板材の厚さをより薄いものにする場合は、１次熱間圧延する前、即ち前記前処理において、β変態点を超える温度で粗熱間圧延を実施することができる。
【００３５】
なお、１次熱間圧延および２次熱間圧延における熱間圧延は、従来公知の一般的な加熱炉や圧延機などの装置を用いておこなうことができる。加熱炉においては、圧延中に加工熱により温度が上がり得ることなどを考慮しつつ、実際の圧延温度がβ変態点を超えないようにする。β変態点を超えるとα相が消失し、結晶粒径が大幅に大きくなる。圧延中の温度が設定温度を下回るようであれば、再加熱することができる。
【００３６】
本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法においては、上記のごとく２次熱間圧延したあとに必ずしもさらなる処理や加工をする必要はないが、上記のごとく２次熱間圧延した後に、時効処理することが好ましい。斯かる時効処理を行うことにより、異方性がより抑制されたβ型チタン合金板を製造することができるという利点がある。
この時効処理は、所定の温度に保持することによって過飽和固溶体から微細なα相を析出させる硬化処理である。前記時効処理は、３００℃〜６００℃の温度でおこなうことが好ましく、硬度上昇が始まるという点で１５分以上が好ましく、時効の効果が飽和する時間より短い方が効率的であるという点で１００時間以下が好ましい。また、時効処理中は、被処理板材の表面が酸化して酸化被膜等が生じ得るため、時効処理後に該酸化被膜等を酸などにより化学的に溶解したり、機械的に切削加工したりすることができるが、該酸化被膜等は熱間圧延における加温時や溶体化処理時に生成するスケールや硬化層に比べて薄いため、これらの操作は必要に応じておこなえばよい。
【００３７】
本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法においては、２次熱間圧延した後、時効処理の前に、さらに冷間加工することが好ましい。より好ましくは、２次熱間圧延した後、時効処理の前に、さらにβ変態点以下で溶体化処理し、冷間加工する。さらに好ましくは、２次熱間圧延した後、時効処理の前に、さらに冷間加工し、その後β変態点以下で溶体化処理する。最も好ましくは、２次熱間圧延した後、時効処理の前に、さらにβ変態点以下で溶体化処理し、その後冷間加工し、続いてβ変態点以下で溶体化処理する。
斯かる処理や加工を行うことにより、異方性が抑制され強度もより高まったβ型チタン合金板を製造することができるという利点がある。
【００３８】
前記冷間加工は、本実施形態で圧延されるβ型チタン合金の再結晶温度未満の温度で行う加工であり、例えば、常温（室温）でおこなうことができる。
【００３９】
前記冷間加工としては、圧延、曲げ等を採用することができる。なお、前記冷間加工をおこなう前には、冷間加工を十分におこなうべく、熱間圧延や溶体化処理によって板材の表面に付着したスケールや硬化層を取り除くことが好ましい。スケールや硬化層を取り除く方法としては、酸などにより化学的に溶解したり、機械的に切削加工をおこなったりする方法を採用することができる。
【００４０】
なお、一般的にβ型チタン合金は、冷間加工性に優れるため、冷間加工により最終形状へ変形させることが比較的容易である。
【００４１】
前記溶体化処理は、熱間圧延又は冷間加工をすることによりβ型チタン合金の板材の内部に生じたひずみを緩和し、最終的に得られるβ型チタン合金板の延性を高めるべくおこなう処理である。従って、本実施形態のβ型チタン合金板の製造方法においては、β型チタン合金板の延性を高めるべく、溶体化処理することが好ましい。溶体化処理は、一般的におこなわれているβ変態点以上の温度ではなく、β変態点未満の温度でおこなうことが好ましい。また、時効α相が微細に析出し、硬度が上昇しやすくなるという点で６００℃以上の温度でおこなうことが好ましい。
【００４２】
なお、本実施形態の製造方法においては、上記のごとく時効処理をしたあと、チタン合金板の製造分野において一般的におこなわれる後処理を必要に応じておこなうことができる。
また、本実施形態の製造方法で製造されたβ型チタン合金板は、通常、表面が平坦で実質的に曲面のない形状であるが、このような形状に限られず、表面に凹凸を有するものや曲面を有する形状のものであってもよい。
【００４３】
本実施形態のβ型チタン合金板は、本実施形態の製造方法で製造されたことを特徴とする。
【００４４】
本実施形態のβ型チタン合金板は、１次熱間圧延した方向の破断伸びに対して、１次熱間圧延した方向と直交する方向の破断伸びの比率が０．７〜１．５であることが好ましく、０．９０〜１．３５であることがより好ましい。
より詳しくは、１次熱間圧延した方向（Ｌ）の破断伸びＥｌ（Ｌ）と、１次熱間圧延した方向と直交する方向（Ｔ）の破断伸びＥｌ（Ｔ）とで計算された下記式（１）のＧの値が０．７以上１．５以下であることが好ましく、０．９０以上１．３５以下であることがより好ましい。
【００４５】
Ｇ＝［Ｅｌ（Ｔ）／Ｅｌ（Ｌ）］              （１）
【００４６】
なお、破断伸びは、実施例に記載された方法によって測定されたものである。
【００４７】
本発明は、上記例示のβ型チタン合金板の製造方法、該製造方法により製造したβ型チタン合金板に限定されるものではない。
即ち、一般的なβ型チタン合金板の製造方法において用いられる種々の形態を、本発明の効果を損ねない範囲において、採用することができる。また、一般的なβ型チタン合金板において用いられる種々の態様を、本発明の効果を損ねない範囲において、採用することができる。
【実施例】
【００４８】
次に実施例を挙げて本発明をさらに詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００４９】
（試験例１）
以下に示す方法により、β型チタン合金板を製造した。
Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎ（β変態点７３０℃）のβ型チタン合金の鋳塊からスラブを鍛造で製造し、β変態点より高い１０００℃に加熱し、４０ｍｍまで熱間圧延した。
これをβ変態点以下である７００℃に加熱し、１０ｍｍ厚まで熱間圧延した（１次熱間圧延）。ここで切り分けて、圧延方向を変えず、７００℃に加熱し５ｍｍ厚まで（圧下率５０％）熱間圧延した（２次熱間圧延）。
【００５０】
（試験例２）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して３０°とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５１】
（試験例３）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して６０°とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５２】
（試験例４）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して８０°とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５３】
（試験例５）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して９０°とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５４】
（試験例６）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して９０°とし、２次熱間圧延における圧下率を０％とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５５】
（試験例７）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して９０°とし、２次熱間圧延における圧下率を２０％とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５６】
（試験例８）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して９０°とし、２次熱間圧延における圧下率を４０％とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５７】
（試験例９）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して９０°とし、２次熱間圧延における圧下率を８０％とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５８】
（試験例１０）
２次熱間圧延における圧延方向を１次熱間圧延方向に対して９０°とし、２次熱間圧延における圧下率を９０％とした点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００５９】
（試験例１１）
１次熱間圧延における温度をβ変態点以上である１０００℃とし、圧下率９０％とし、２次熱間圧延を行わなかった点以外は、試験例１と同様にしてβ型チタン合金板を製造した。
【００６０】
（引張試験）
各試験例で得られたβ型チタン合金板から引張試験片（ＡＳＴＭサブサイズ）を切り出し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準じて引張強度（ＹＳ）、及び、延性の指標としての破断伸び（Ｅｌ）を測定した。
【００６１】
（曲げ試験）
各試験例で得られたβ型チタン合金から曲げ試験片を作製した。曲げ試験片は、切削により１ｍｍ厚に調製した。試験片は、Ｌ方向（曲げ軸がＴ方向と平行）とＴ方向（同じくＬ方向と平行）を用意した。これら試験片をＪＩＳ  Ｚ２２４８に準拠して、Ｖブロック法による９０°曲げ試験を実施した。押し金具の先端には曲率がつけられており、その曲率としては２ｍｍの曲率を採用し、斯かる曲率の押し金具を用いて曲げ試験を実施した。曲げ試験後の試験片の凸部を観察し、特に問題がない場合を○、拡大鏡で拡大すると割れが見られる場合を△、目視で割れが確認される場合を×、破断した場合を××と判定した。
【００６２】
各試験例における結果を表１、表２に示す。なお、Ｌ方向とは１次熱間圧延方向を意味し、Ｔ方向とは１次熱間圧延方向に対して直交する９０°の方向を意味する。
【００６３】
【表１】
2010082688.tif 000002
【００６４】
【表２】
2010082688.tif 000003
【００６５】
表１は、２次熱間圧延の圧延方向の影響を調べた結果を示す。圧延方向を変えない試験例１では、１次熱間圧延した方向と直交する方向（Ｔ方向）の強度が若干高く、延性が低い。２次熱間圧延の圧延方向がＴ方向に近づくにつれ、Ｔ方向の引張強度が低下し延性が向上する。２次熱間圧延の圧延方向が８０°の場合、Ｔ方向の引張強度および延性は、１次熱間圧延した方向（Ｌ方向）の引張強度および延性とほぼ同等となった。
表２は、２次熱間圧延において、１次熱間圧延した方向と直交する方向（Ｔ方向）に圧延した圧下率の影響を調べた結果を示す。２次熱間圧延前（試験例６）では、Ｌ方向と比べてＴ方向の延性が低く異方性が大きいことが認識できる。一方、圧下率が９０％の試験例１０では、逆にＴ方向と比べてＬ方向の延性が小さくなり異方性が生じることが認識できる。
【００６６】
（結晶粒径及び曲げ試験における肌荒れ）
試験例５及び試験例１１について、結晶粒径及び曲げ試験における肌荒れを調査した結果を表３に示す。なお、肌荒れの結果については、肌荒れが観察されたものを○、観察されなかったものを×とした。
試験例１１のようにβ変態点以上の温度で熱間圧延を行った場合には、β型チタン合金板の結晶粒径が極めて大きく、また、曲げ試験後に肌荒れが観察された。
なお、β変態点以下の温度で熱間圧延を行った試験例１〜４，６〜１０におけるβ型チタン合金板の結晶粒径は、試験例５におけるものと同等であった。
【００６７】
【表３】
2010082688.tif 000004