(57)【要約】【課題】高強度かつ成形性に優れたチタン合金板を提供する。【解決手段】Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓｉ、およびＨよりなる群から選択される１種以上のβ安定化元素：０．８〜２．５％（質量％の意味、成分について以下同じ）、およびＯ：０．１０％以下（０％を含まない）を満たし、残部：Ｔｉおよび不可避不純物からなるチタン合金板であって、金属組織が、α相の(０００１)面の法線と圧延面の法線とがなす方位角の平均値：６０°以下；および、前記方位角が７０°以上であるα相の、全α相に占める面積率：３０％以下；を満たすことを特徴とする高強度かつ成形性に優れたチタン合金板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓｉ、およびＨよりなる群から選択される１種以上のβ安定化元素：０．８〜２．５％（質量％の意味、成分について以下同じ）、およびＯ：０．１０％以下（０％を含まない）を満たし、残部：Ｔｉおよび不可避不純物からなるチタン合金板であって、
金属組織が、
α相の(０００１)面の法線と圧延面の法線とがなす方位角の平均値：６０°以下、および、
前記方位角が７０°以上であるα相の、全α相に占める面積率：３０％以下
を満たすことを特徴とする高強度かつ成形性に優れたチタン合金板。
【請求項２】
前記β安定化元素がＦｅである請求項１に記載のチタン合金板。
【請求項３】
前記α相の平均結晶粒径が１０μｍ以下である請求項１または２に記載のチタン合金板。
【請求項４】
請求項１または２に規定の成分組成を満たす鋳塊を用いて、分塊圧延、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延および最終焼鈍を順次行うにあたり、前記分塊圧延の開始温度をβ変態点以下７００℃以上とすることを特徴とする高強度かつ成形性に優れたチタン合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度かつ成形性に優れたチタン合金板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表される高強度α＋β型チタン合金は、軽量、高強度、高耐食性に加え、溶接性、超塑性、拡散接合性などの利用加工諸特性を有することから、従来より航空機産業を中心に多用されている。近年では、これらの特性をさらに活用すべく、自動車部品、土木建築用素材、各種工具類、深海やエネルギー開発用途、更にはゴルフ用品をはじめとしたスポーツ用品にも使用されるなど、いわゆる民生品分野への適用拡大も進んでいる。しかし、上記高強度α＋β型チタン合金の著しく高い製造コストが適用拡大を阻んでいるといった問題がある。
【０００３】
この様に高強度α＋β型チタン合金の製造コストが高い理由として、
ｉ）Ｖなどの高価なβ相安定化元素を使用していること、
ｉｉ）α相安定化元素および固溶強化元素として使用しているＡｌが、熱間での変形抵抗を著しく高め、熱間加工性を損ねるため、加工しにくく、また割れなどの欠陥を生じ易い、の２点を挙げることができる。
【０００４】
特に、上記ｉｉ）は、主要製品である板を製造する際の大きな高コスト要因であり、圧延途中で再加熱を必要としたり、板端部に割れを生じ材料歩留まりが低下するなどの問題点があった。
【０００５】
このような状況下で、近年、上記民生品分野への適用拡大を推進すべく、低コストチタン合金が種々提案されている。中でも、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金は、安価なＦｅをβ相安定化元素として採用し、さらに、熱間加工性を低下させるＡｌの代わりに、安価でかつ熱間加工性を損なわない酸素や窒素をα相安定化元素として採用していることから、従来のα＋β型チタン合金に比べて、相当な低コスト化が期待されている。
【０００６】
しかし、このＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金の実用化にも問題が残っている。Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金は、通常の一方向圧延により板を製造した場合に、極端な板面内材質異方性が生じ、板の長さ方向の特性は優れるが、軸方向の特性、特に延性が極端に乏しくなってしまうという問題点がある。この改善策として、例えば特許文献１には、圧延方向に対して垂直方向に圧延を行うクロス圧延を実施することで、上記異方性を小さくし、長さ方向および幅方向ともに高強度・高延性のＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金板を得ることが示されている。しかしながら、上記クロス圧延を実機で行うにあたりコスト増が避けられないことから、圧延方向に関係なく成形性に優れた高強度のチタン合金板を、低コストで得る方法の確立が切望されている。
【特許文献１】特開平１１−６１２９７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高強度かつ成形性に優れたチタン合金板を低コストで製造することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明に係る高強度かつ成形性に優れたチタン合金板とは、Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓｉ、およびＨよりなる群から選択される１種以上のβ安定化元素（好ましくはＦｅ）：０．８〜２．５％（質量％の意味、成分について以下同じ）、およびＯ：０．１０％以下（０％を含まない）を満たし、残部：Ｔｉおよび不可避不純物からなるチタン合金板であって、金属組織が、
・α相の(０００１)面の法線と圧延面の法線とがなす方位角の平均値：６０°以下、
および、
・前記方位角が７０°以上であるα相の、全α相に占める面積率：３０％以下
を満たすところに特徴を有する。
【０００９】
本発明のチタン合金板として、前記α相の平均結晶粒径が１０μｍ以下を満たすものが好ましい。
【００１０】
尚、上記「α相の(０００１)面の法線と圧延面の法線とがなす方位角の平均値」、「α相の(０００１)面の法線と圧延面の法線とがなす方位角が７０°以上であるα相の、全α相に占める面積率」、および「α相の平均結晶粒径」は、後述する実施例に示す方法で求める値を示す。
【００１１】
本発明は、この様なチタン合金板の製造方法も規定するものであって、該方法は、上記成分組成を満たす鋳塊を用いて、分塊圧延、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延および最終焼鈍を順次行うにあたり、前記分塊圧延の開始温度をβ変態点以下７００℃以上とするところに特徴を有する。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、高強度かつ成形性に優れたチタン合金板を低コストで製造できるため、上記スポーツ用品、自動車部品、土木建築用素材、各種工具類等の民生品分野や、深海やエネルギー開発用途へのチタン合金材の適用拡大を促進させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明者らは、高強度かつ成形性に優れたチタン合金板を低コストで得るべく鋭意研究を行った。その結果、β安定化元素量と酸素量を規定して、必要な強度を確保するとともに、特に、金属組織におけるα相の、（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角（図１のθ、以下「傾角」ということがある）を制御すれば、優れた成形性を確保できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明について詳述する。
【００１４】
〈成分組成について〉
本発明者らは、Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓｉ、およびＨよりなる群から選択される１種以上のβ安定化元素の（合計）含有量とＯ量が、強度や成形性に及ぼす影響について検討した結果、上記β安定化元素の含有量が多過ぎると、成形性が低下し、また、Ｏ量が多過ぎると伸び特性が低下する傾向にあることを見出し、具体的にその含有量について検討した。
【００１５】
その結果、上記β安定化元素は、β相を安定的に存在させて強度を高めるのに有効な元素であり、該効果を発揮させるには、合計で０．８％以上含有させる必要があることがわかった。しかし、上述した通り、β安定化元素の含有量が多過ぎると強度が必要以上に高くなり、成形性が低下する傾向にある。よって本発明では、優れた成形性を確保すべく、β安定化元素の含有量を合計で２．５％以下とする。
【００１６】
上記β安定化元素の中でも、特に、コストなどの面からＦｅを使用することが好ましい。
【００１７】
Ｏ（酸素）は主に不純物として混入する元素である。Ｏ量が増加することで強度が高まるが、Ｏ量が０．１０％を超えると、強度が必要以上に高くなり、成形性が劣化するので好ましくない。よって、本発明ではＯ量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。
【００１８】
本発明のチタン合金板は、残部がＴｉおよび不可避不純物からなるものであり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。例えば、Ｎｉ、Ｃｒは、上記β安定化元素として添加しない場合、総量で約０．０５％以下であり、Ｈ（水素、上記β安定化元素として添加しない場合）、Ｃ（炭素）、Ｎ（窒素）は総量で数１０質量ｐｐｍ程度であり、上記Ｏ以外の不可避不純物は大凡０．０５％程度である。
【００１９】
〈α相の（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角の平均値：６０°以下〉
チタンの金属組織において、ＨＣＰ（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ Ｃｌｏｓｅ−ｐａｃｋｅｄ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）結晶構造であるα相は、そのすべり方向がＨＣＰ結晶構造（六方最密充填構造）の六角形面方向にあり、この面に対して垂直方向に荷重が加わると、結晶のすべり変形が生じずより大きな変形が生じやすい、即ち、優れた成形性が得られる、という特性を有する。
【００２０】
本発明では上記観点から成形性を高めるべく、上記成分組成を満たすチタン合金板を対象に、α相の（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角（傾角）について検討を行った。その結果、後述する実施例に示す方法で測定する上記傾角の平均値が６０°以下となるようにすれば、成形性が飛躍的に向上することを見出した。上記傾角の平均値は、好ましくは５５°以下であり、より好ましくは５０°以下である。
【００２１】
尚、量産適用が可能な通常の製法の場合、上記傾角の平均値の下限は３０°程度となる。
【００２２】
〈（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角が７０°以上であるα相の、全α相に占める面積率：３０％以下〉
また、上記傾角の平均値が６０°以下であっても、傾角の極端に大きいα相が多く存在すると、製品であるチタン合金板に対し、法線方向に力が加わるプレス成形が施された場合に、上記傾角の極端に大きいα相がすべり変形を起こすため、成形性が劣化する。よって本発明では、上記傾角が７０°以上であるα相の全α相に占める面積率を３０％以下と規定した。上記面積率は好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下である。
【００２３】
上記傾角が７０°以上のα相の面積率は、少なければ少ないほど好ましいが、量産適用可能な通常の製法の場合、その下限値はおおよそ１０％程度となる。
【００２４】
〈α相の平均結晶粒径：１０μｍ以下〉
α相の平均結晶粒径が小さいほど、結晶粒微細化効果により強度が高まる。上記効果を発現させて強度をより高めるには、α相（全α相をさす）の平均結晶粒径を１０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは７μｍ以下、更に好ましくは４μｍ以下である。この様にα相の平均結晶粒径が小さいほど優れた特性を示すが、現行の量産工程において低コストで製造する観点から、α相の平均結晶粒径の下限は１μｍ程度となる。
【００２５】
〈製造方法について〉
次に、上記チタン合金板の製造条件について説明する。チタン合金板は、一般に下記工程で製造される。チタン合金板の物性や組織状態は、用いるチタン合金板の化学組成や各
工程の設定条件により異なるので、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定すべきであり、個々の工程ごとに条件を厳密に設定することは必ずしも適切ではない。
［鋳造］→［分塊圧延］→［均熱・熱間圧延］→［中間焼鈍］→［冷間圧延］→［最終焼鈍］（上記各工程間で、随時、ブラストや酸洗処理が行われる）
【００２６】
しかし、本発明者らが、前記成分組成のチタン合金を用いて製造条件の検討を行ったところ、特に下記条件を採用すれば、高強度で優れた成形性を有するチタン合金板を、確実にかつ低コストで得られることを見出した。
【００２７】
上記分塊圧延は、通常、生産性（加工のしやすさ）などから１０００〜１２００℃程度、即ち、β変態点よりもかなり高い温度で開始される。しかし本発明では、この分塊圧延の開始温度をβ変態点以下とすれば、最終的に得られるチタン合金板のα相のうち、傾角が７０°以上のα相の生成を抑制でき、α相の傾角の平均値を規定値以下にできることがわかった。尚、上記β変態点は、含まれる成分の種類や量にもよるが、本発明で規定する成分組成のチタン合金の場合、約８３０〜８７０℃である。
【００２８】
一方、分塊圧延の開始温度が６００℃以下と低い場合、圧延自体が困難となる。よって本発明では、分塊圧延の開始温度を７００℃以上とした。
【００２９】
尚、分塊圧延におけるその他の条件や、その他の工程の条件は、一般的な条件を採用することができる。
【００３０】
本発明に係るチタン合金板（板厚０．２〜１ｍｍ程度）は、本来の優れた耐食性はもとより高い機械的強度に加えて、優れた成形性を有しているので、プレート式熱交換器の構成材の他、燃料電池のセパレーター、携帯電話機、モバイルパソコン、カメラ等のボディ、めがねフレーム等、高度な成形性が要求される用途に広く適用できる。
【００３１】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００３２】
ＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導加熱法）溶解により、チタン合金を溶製し、φ１００ｍｍの円柱形の１０ｋｇ鋳塊を製造した。下記表１に鋳塊の成分分析結果を示す。この鋳塊を用いて、表１に示す開始温度で分塊圧延を行い、その後は放冷して、厚み４５ｍｍの板形状の分塊圧延材を得た。その後、熱間圧延し、スケール除去をして厚み約５ｍｍの熱延板を得た。
【００３３】
次いで、大気炉にて７００℃で５分間加熱し、その後空冷する焼鈍処理（中間焼鈍）を行ってから、スケール除去を行った。そして、冷間圧延率：８９％の冷間圧延を行った後、大気炉にて、８００℃で３分間加熱してから空冷する焼鈍処理（最終焼鈍）を行い、その後、スケール除去を行って厚み０．３ｍｍのチタン合金板を得た。
【００３４】
尚、本実施例で用いたチタン合金のβ変態点は、約８３０〜８７０℃である。
【００３５】
得られたチタン合金板の金属組織の観察・測定、強度および成形性の評価は、夫々下記の要領で行った。
【００３６】
〈α相の（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角（傾角）、およびα相の平均結晶粒径〉
チタン合金板の圧延面表面を機械研磨し、更に、バフ研磨に次いで電解研磨を行い、板厚ｔ方向の１／４ｔ部の圧延面（チタン合金板の表面に平行な面であって、板厚方向の１／４ｔ部）の集合組織を観察できるように試料を調製した。そして、この試料を用いて、電界放出型走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ:ＦＥＳＥＭ ）（日本電子社製、ＪＳＭ ５４１０）に搭載された、後方散乱電子回折像［ＥＢＳＰ: Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ (Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ) Ｐａｔｔｅｒｎ ］により、結晶方位の測定および結晶粒径の測定を行った。上記ＥＢＳＰ測定・解析システムは、ＥＢＳＰ:ＴＳＬ社製ＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いた。
【００３７】
上記ＦＥＳＥＭに搭載されたＥＢＳＰ観察・測定システムは高分解能であることから、金属組織パラメータの測定を極めて精度よく行うことができる。以下、上記測定原理について説明する。
【００３８】
ＥＢＳＰ法は、ＦＥＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射してスクリーン上にＥＢＳＰを投影する。これを高感度カメラで撮影して、コンピュータに画像として取り込む。コンピュータでは、この画像を解析して、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって、結晶の方位が決定される。算出された結晶の方位は３次元オイラー角として、位置座標（ｘ、ｙ）などとともに記録される。このプロセスが全測定点に対して自動的に行われるので、測定終了時には数万〜数十万点の結晶方位データが得られる。
【００３９】
このように、ＥＢＳＰ法には、Ｘ線回折法や透過電子顕微鏡を用いた電子線回折法よりも、観察視野が広く、数百個以上の多数の結晶粒に対する、平均結晶粒径、平均結晶粒径の標準偏差、あるいは方位解析等の情報を、数時間以内で得られる利点がある。また、結晶粒毎の測定ではなく、指定した領域を任意の一定間隔で走査して測定するために、測定領域全体を網羅した上記多数の測定ポイントに関する、上記各情報を得ることができる利点もある。なお、これらＦＥＳＥＭ にＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法の詳
細は、神戸製鋼技報/Ｖｏｌ.５２ Ｎｏ.２(Ｓｅｐ.２００２)ｐ．６６−７０などに詳細
に記載されている。
【００４０】
ここで、通常のチタン合金の場合、β相（ＢＣＣ）は、｛１１１｝方位（｛１１１｝＜１１２＞、｛１１１｝＜１１０＞で規定）、｛００１｝＜１００＞方位、｛０１１｝＜１００＞方位、｛１１２｝＜１１０＞方位、｛５５４｝＜２２５＞方位等からなる集合組織を形成する。
【００４１】
本発明においては、基本的に、方位のずれが各結晶方位から±１５°以内のものは同一の結晶方位に属するとした。また、隣り合う結晶粒の方位差が５°以上の結晶粒の境界を結晶粒界と定義した。
【００４２】
この様な測定手段により、測定範囲内のα相、β相の全結晶粒の方位を個別に同定し、α相の（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角の平均値（α相の傾角の平均値）、該方位角が７０°以上のα相の全α相に占める面積率（傾角が７０°以上のα相の面積率）、およびα相の平均結晶粒径を求めた。
【００４３】
具体的には、α相の傾角の平均値は、ＥＢＳＰの測定点（３００μｍ×３００μｍの測定領域を０．５μｍピッチで測定する際の各点）において、α相であると判定された各点の傾角（α相の（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角）をθｘ、α相と判定された全点数をｘとして、単位面積（上記測定領域）におけるΣ（θｘ）／ｘとして算出した。また、傾角が７０°以上のα相の面積率（％）は、［（上記α相であると判定された点のうち傾角が７０°以上であるα相の点数）／（α相と判定された全点数）］×１００により算出した。更に、α相の平均結晶粒径は、測定したα相の結晶粒の数をｎ、α相の各結晶粒の円相当直径をｄとして、Σ（ｄｎ）／ｎから算出した。
【００４４】
〈成形性（エリクセン値）の測定〉
本試験では成形性評価にエリクセン試験を採用した。即ち、試験材からＪＩＳＺ２２４７に規定される２号試験片を作製し、この試験片について、ＪＩＳＺ２２４７に規定の方法でエリクセン試験を実施した。
【００４５】
このとき、試験速度（エリクセン試験でのプレス速度、即ち、プレス工具の変位速度）は５ｍｍ／ｍｉｎとした。そして、エリクセン値が７．５以上のものを成形性に優れると評価した。
【００４６】
〈引張強度の測定〉
試験材から、ＪＩＳＺ２２０１で規定される１３号試験片を、試験片の長手方向（Ｌ方向）が圧延方向となるように作製し、この試験片について、ＪＩＳＺ２２４１に規定の方法で引張試験を行い、引張強度（圧延方向のＴＳ）を調べた。尚、試験速度（引張り試験での歪み速度）は、０．２％耐力までを０．２５ｍｍ／ｍｉｎ、それ以降を１０ｍｍ／ｍｉｎとした。そして、圧延方向のＴＳが５００ＭＰａ以上のものを高強度であると評価した。
【００４７】
これらの結果を前記表１に併記する。
【００４８】
【表１】
2010031314.tif 000002
【００４９】
表１から次のように考察することができる。即ち、Ｎｏ．１〜６は本発明で規定する要件を満たすものであり、高強度かつ成形性に優れていることがわかる。
【００５０】
これに対し、Ｎｏ．７〜１２は本発明で規定する要件を満たしていないため、高強度を確保できなかったり、成形性に劣るといった不具合が生じた。
【００５１】
詳細には、Ｎｏ．７は、β安定化元素であるＦｅの含有量が少ないため、α相の結晶粒径が大きくなり、結果として高強度を確保できず、かつ成形性にも劣っている。
【００５２】
Ｎｏ．８は、β安定化元素であるＦｅの含有量が過剰であるため、成形性が劣っている。また、Ｎｏ．９は、Ｏ量が過剰であるため、成形性に劣っている。
【００５３】
Ｎｏ．１０は、分塊圧延の開始温度が高すぎるため、傾角の大きいα相が多くなり、その結果、成形性に劣っている。Ｎｏ．１１は、α相の傾角の平均値が６０°を上回っているため、成形性に劣っている。Ｎｏ．１２は、傾角が７０°以上のα相の面積率が３０％を上回っているため、成形性に劣る結果となった。
【図面の簡単な説明】
【００５４】
【図１】α相の（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角（θ）を示す図である。
【図１】
2010031314.tif 000003