(57)【要約】【課題】従来のＦｅ含有高強度α+β型チタン合金よりも靭性の高い高強度α＋β型チタン合金を低コストで提供する。【解決手段】質量％で、Ａｌ：４．５％以上５．５％未満、Ｆｅ：０．５％以上１．４％未満、Ｍｏ：２．０％以上３．５％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｏ：０．０５％以上０．２０％未満、Ｃ：０．０１％未満で残部チタン及び不可避不純物からなる靭性に優れた高強度α＋β型チタン合金およびその製造方法。Ｆｅ含有量を１．４％未満とし、さらにＭｏとＯの成分を適正化することにより、母材部及び溶接継手ともに、高強度、高耐食性を維持しつつ、靭性を改善することができる。これにより、従来の高強度チタン合金よりも構造部材、溶接継手としての産業上の用途が拡大し、その高強度、高靭性、高耐食性の効果を幅広く得ることが可能になる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ａｌ：４．５％以上５．５％未満、Ｆｅ：０．５％以上１．４％未満、Ｍｏ：２．０％以上３．５％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｏ：０．０５％以上０．２０％未満、Ｃ：０．０１％未満で残部チタン及び不可避不純物からなる強度および靭性に優れたチタン合金。
【請求項２】
請求項１に記載の成分を有するチタン合金素材を、７００℃〜８００℃に加熱し３０分以上保持し空冷以下の冷却速度で冷却することを特徴とする強度および靭性に優れたチタン合金の製造方法。
【請求項３】
請求項１に記載の成分を有するチタン合金素材を、β変態温度以上の温度で溶体化処理された後、７００℃〜８００℃に加熱し３０分以上保持し空冷以下の冷却速度で冷却することを特徴とする強度および靭性に優れたチタン合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、板材および、５〜３０ｍｍ厚の板材をフィラーレスで全厚１パス溶接した溶接継手において、高強度、高延性、高破壊靭性値を示す、靭性に優れた高強度α＋β型チタン合金およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
軽量、高比強度で耐食性に優れたチタン合金は、航空機用途のほか、構造部材等として広範な用途への適用が期待されている。中でも強度延性バランスに優れているＴｉ−６Ａｌ−４Ｖは、その代表例である。一方で、普及拡大を妨げる要因のひとつであるコスト高を軽減するために、添加元素として安価なＦｅを利用して、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖと代替可能な合金が開発されてきた。
【０００３】
特許文献１には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖと同等以上の室温強度、室温延性および疲労強度を有し、かつ熱間・冷間加工性に優れるα＋β型チタン合金として、Ａｌ：４．４％以上５．５％未満、Ｆｅ：１．４％以上２．１％未満、Ｍｏ：１．５％以上５．５％未満、不純物としてＳｉ：０．１％未満、Ｃ：０．０１％未満からなる合金が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平２００５−３２０６１８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１に記載のＴｉ−４．４〜５．５％Ａｌ−１．４〜２．１％Ｆｅ−１．５〜５．５％Ｍｏ系合金は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも室温における室温強度、室温延性、冷間加工性などの点で優れているが、靭性が低いという課題があった。また、産業上のさまざまな用途に構造部材として適用する場合に重要な特性である溶接性の点で、溶接部における靭性が低いことが課題であった。
【０００６】
そこで、本発明は、上記課題を有利に解決して、Ｔｉ−４．４〜５．５％Ａｌ−１．４〜２．１％Ｆｅ−１．５〜５．５％Ｍｏ系合金を改良し、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも、母材および溶接継手が、高強度、高延性で、靭性に優れたチタン合金を低コストで提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記目的を達成するために、添加元素を調整して、室温強度、室温延性、破壊靭性への影響を鋭意調査した。その結果、ＦｅおよびＭｏの成分範囲を適量に調整することで、室温強度、室温延性、破壊靭性に優れたα＋β型チタン合金を製造可能なことを見出すにいたった。
【０００８】
本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ａｌ：４．５％以上５．５％未満、Ｆｅ：０．５％以上１．４％未満、Ｍｏ：２．０％以上３．５％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｏ：０．０５％以上０．２０％未満、Ｃ：０．１０％未満で残部チタン及び不可避不純物からなる強度および靭性に優れた耐熱部材用チタン合金。
（２）上記（１）に記載の成分を有するチタン合金素材を、７００℃〜８００℃に加熱し３０分以上保持し空冷以下の冷却速度で冷却することを特徴とする強度および靭性に優れたチタン合金の製造方法。
（３）上記（１）に記載の成分を有するチタン合金素材を、β変態温度以上の温度で溶体化処理された後、７００℃〜８００℃に加熱し３０分以上保持し空冷以下の冷却速度で冷却することを特徴とする強度および靭性に優れたチタン合金の製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
本発明のチタン合金は、その板材、およびフィラーレス溶接継手における母材部および溶接継手がともに、従来のチタン合金を上回る強度、延性、および靭性を有し、安価であることから、５〜３０ｍｍ厚の板材のほか管状に成形した後、フィラーレスで全厚１パス溶接して使用することで広範な構造部材への適用が可能であり、その高比強度、高耐食性の効果を幅広く得ることが可能になることから、産業上の効果は計り知れない。
【００１０】
特に、板材を曲げて軸方向に溶接して製造する、海底油田・ガス田におけるライザー管、地熱発電井用ケーシング管用に適した素材が提供できる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下、本発明について詳しく説明する。
【００１２】
開発においては、先に高強度・高延性の材料として開発されたＴｉ−４．４〜５．５％Ａｌ−１．４〜２．１％Ｆｅ−１．５〜５．５％Ｍｏ系合金をベースとして、靭性向上の検討を行った。とくに低靭性の傾向がみられる溶接部において、ミクロ組織の詳細は光学顕微鏡では判別不可能であったが、透過電子顕微鏡をもちいて詳細に調査したところ、旧β相内に微細な針状マルテンサイト組織が高密度に存在していることがわかった。微細な針状マルテンサイト組織は、一定温度以上の温度から急冷された場合に、β相内に生じる無拡散変態によって生じる組織である。さらに調査を行い、焼鈍を加えて微細針状マルテンサイト組織を減らすことで靭性は回復することから、この微細な針状マルテンサイト組織が、靭性低下の主因となっていることが明らかになった。
【００１３】
そこで、微細な針状マルテンサイト組織の生成を抑制する方法について検討した。ひとつには、高温で安定なβ相を低温まで安定化することでマルテンサイト変態を抑制することが考えられた。しかし、そのためにＦｅ、Ｍｏあるいはその他のβ安定化元素を添加すると、強度が上昇しすぎるため靭性は逆に低下した。他方で、β安定化元素を低減すると、β変態温度が上昇して、高温からの冷却中により高温域から変態を生じるようになるが、温度が高く拡散が進みやすいため微細な針状マルテンサイト組織の生成を抑制できることがわかった。以上の検討にしたがって、β安定化元素であるＦｅあるいはＭｏの含有量を調整して、その室温引張特性および靭性を調査した。ここで、β域焼鈍組織は溶接部の組織を模擬したものと捉えることが可能であり、その特性値は溶接性の評価として使用した。β焼鈍組織と溶接部の組織は、ともに、高温のβ単相域から冷却されて  旧β粒内に微細針状のα相が析出した微視組織であるため、同等の特性を有するからである。
【００１４】
Ｆｅまたは／およびＭｏを低減したときの、強度、延性、靭性に対する寄与度を評価すると、以下のようになった。α＋β域焼鈍材における特性値の比較では、Ｍｏを３．０％から１．５％まで低減すると強度、伸びとも低下した。Ｆｅを２．０％から１．０％まで低減すると強度が低下したが伸びは上昇した。さらに、ＭｏおよびＦｅをともに低減すると強度、伸びともに低下した。また、β域焼鈍材では、Ｍｏを３．０％から１．５％まで低減すると強度、伸びとも低下した。Ｆｅを２．０％から１．０％まで低減すると強度が低下したが伸びは上昇した。さらに、ＭｏおよびＦｅをともに低減すると強度は低下して、伸びは上昇した。
【００１５】
以上の結果から、Ｍｏを一定にしてＦｅを低減することにより、強度の減少幅が抑制される一方で、延性が向上することがわかった。同様に靭性についても評価したところ、Ｍｏを一定にしてＦｅを低減することにより、靭性が向上することがわかった。
【００１６】
さらに、溶接部の特性を評価するため、板材を用いて、フィラーレスのプラズマ溶接による全厚１パス溶接試験を行った。溶接部の硬度測定の結果、Ｆｅを２．０％から１．０％に低減した溶接材は、ビッカース硬度が約１０Ｈｖ低いことがわかった。この硬度差は、微細な針状マルテンサイト組織が減少したことによるものであり、靭性の向上に寄与しており、実際に溶接継手部の靭性が向上することを確認できた。溶接部の評価には、今回はフィラーレスのプラズマ溶接を用いたが、フィラーレスで全厚１パス溶接可能な電子ビーム溶接などを用いても同様な結果が得られる。
【００１７】
本発明チタン合金の室温引張特性および靭性の指標としては、破壊靭性とともに引張強度が特に重視されて溶接を必要としない用途および溶接部以外で破壊靭性および引張特性が必要とされる用途では、高強度が得られる、後述のα＋β域焼鈍材を適用し、室温引張強度１０００ＭＰａ以上、伸び１５％以上、破壊靭性５０ＭＰａ√ｍ以上であることを指標とした。さらに、海底油田・ガス田におけるライザー管等の、破壊靭性が重視される用途では、後述のβ焼鈍材を適用し、室温強度９５０ＭＰａ以上、伸び１０％以上、破壊靭性７１ＭＰａ√ｍ以上（数値根拠は、C.F.Baxter and R.W.Schutz: Experience & Guidance in the Use of Titanium Components in Steel Catenary Riser Systems, 2007 Offshore Technology Conference, OTC-18624, Houston, Texas, 2007.参照）であることを指標とした。ここで、引張特性の評価には、板材の圧延最終方向をＬ、垂直方向をＴとしたときの、Ｌ方向とＴ方向の特性値の平均値を用いた。破壊靭性試験は、除荷弾性コンプライアンス法による試験を行い、ＪQから換算したＫ（Ｑ）値にて破壊靭性値を評価した。ただし、材料特性値にはヤング率１１８ＧＰａ、ポアソン比０．３を一律に使用した。
【００１８】
本発明は以上のような知見から導き出されたものであり、以下に、本発明の構成元素の含有比率を規定した理由について述べる。
【００１９】
Ａｌは、α安定化元素であり、α相に固溶することで添加量にしたがって室温での引張強度が増す。しかし、Ａｌを５．５％以上添加すると、室温延性が劣化する。そこで、Ａｌの成分範囲は４．５％以上５．５％未満とした。
【００２０】
Ｆｅは、共析型のβ安定化元素であり、β相に固溶することで添加量にしたがって室温強度が増す。室温強度の確保のため、０．５％以上の添加が必要ある。しかし、１．４％以上添加すると、靭性が劣化する。本発明においては、Ｆｅ含有量を１．４％未満とすることにより、母材部及び溶接継手ともに、靭性が改善することを知見した。そこで、Ｆｅの成分範囲は０．５％以上１．４％未満とした。
【００２１】
Ｍｏは、全率固溶型のβ安定化元素であり、β相に固溶することで添加量にしたがって室温強度が増すと同時に、延性向上にも有効な元素である。室温強度および延性の確保のため、２．０％以上の添加が必要である。一方で、３．５％以上の添加により靭性が低下する。そこで、Ｍｏの成分範囲は２．０％以上３．５％未満とした。
【００２２】
不純物元素としてのＳｉおよびＣの含有量を規定したのは、これらの元素をある量以上含有した場合、室温延性に悪影響を与えるためである。室温延性に悪影響を与えない含有量を調査した結果、Ｓｉは０．１％未満、Ｃは０．０１％未満であれば良いことを見出し、それぞれの上限とした。なお、Ｓｉ、Ｃが不可避的不純物として含有は避けられないため、実質的含有量の下限としては、通常、Ｓｉは０．００５％以上、Ｃは０．０００５％以上となる。
【００２３】
Ｏは、α相を強化する元素である。その効果を発現させるには、Ｏが０．０５％以上必要である。しかし、Ｏを０．２０％以上添加するとα2相の生成を促進して脆化する。このため、０．０５％以上０．２０％未満の添加とした。β域焼鈍組織の靭性をより高めるために、より好ましくは、０．０５％以上０．１４％未満である。
【００２４】
本発明のチタン合金は、通常用いられるチタン合金の製造方法によって製造することにより、本発明の優れた強度、延性、および靭性を具備することができる。
【００２５】
本発明チタン合金の代表的な製造工程は次のとおりである。スポンジチタン、合金素材を原料として、真空中でアーク溶解または電子ビーム溶解し、水冷銅鋳型に鋳造する溶解法により、不純物の混入を抑えて、本発明のチタン合金成分の鋳塊とする。ここで、Ｏは、溶解の際、例えば酸化チタンまたは酸素濃度の高いスポンジチタンを用いることで添加できる。この鋳塊を８８０℃以上のα＋β域あるいはβ域に加熱後、スラブ形状に鍛造して表面切削した後、８８０℃以上の加熱温度にて、熱間圧延で５〜３０ｍｍ厚の板材を製造できる。熱間圧延は、１回の加熱で幅方向、長さ方向のクロス圧延を行っても良いし、幅方向圧延、長さ方向圧延を２回に分けて行っても良い。
【００２６】
本発明のチタン合金の製造方法においては、上記本発明の成分を有するチタン合金素材について上記熱間圧延の後、７００℃〜８００℃に加熱し３０分以上保持し空冷以下の冷却速度で冷却することとすると好ましい。これにより、α＋β域焼鈍材とすることができ、母材部品質として、室温引張強度１０００ＭＰａ以上、伸び１５％以上、破壊靭性５０ＭＰａ√ｍ以上の品質を得ることができる。加熱温度を７００℃〜８００℃とするのは、チタン合金で一般的な焼鈍温度であり、組織安定化や内部応力の除去のために有効な温度だからである。加熱時間を３０分以上とするのは、その効果を得るために必要な時間だからである。冷却速度を空冷以下とするのは、冷却速度が速いときに生成しやすい微細なマルテンサイト組織を抑制するためである。
【００２７】
本発明のチタン合金の製造方法においてはまた、上記本発明の成分を有するチタン合金素材について上記熱間圧延の後、β変態温度以上の温度で溶体化処理された後、７００℃〜８００℃に加熱し３０分以上保持し空冷以下の冷却速度で冷却することとすると好ましい。これにより、β域焼鈍材とすることができ、母材部品質として、室温強度９５０ＭＰａ以上、伸び１０％以上、破壊靭性７１ＭＰａ√ｍ以上の品質を得ることができる。β変態温度以上の温度で溶体化処理するのは、破壊靭性に優れる針状α組織にするためである。７００℃〜８００℃に加熱し３０分以上保持し空冷以下の冷却速度で冷却する理由は、上記α＋β域焼鈍材と同じ理由である。
【００２８】
溶接継手の品質としては、上記α＋β域焼鈍材、β域焼鈍材のいずれを母材として用いた場合も、上記β域焼鈍材の母材部品質と同等の溶接継手品質を得ることができる。
【実施例】
【００２９】
以下、実施例により本発明を更に具体的に説明する。以下の表１〜４のいずれも、本発明範囲からはずれる数値にアンダーラインを付している。
【００３０】
（実施例１）
表１に示す素材Ｎｏ．１〜１８の成分のチタン合金を真空アーク溶解法により製造し、それぞれ約２００ｋｇの鋳塊とした。これら鋳塊をそれぞれ鍛造および熱延して得た１２ｍｍ厚の板材とした。熱延は、１段目として、α＋β域の９００℃に加熱して、１００ｍｍ厚から４０ｍｍ厚まで圧延した後、２段目として、再度９００℃に加熱して１段目に対して９０℃の角度をなす方向にクロス圧延を行った。
【００３１】
ここでいう「α＋β域焼鈍材」は、前記クロス圧延後に、７５０℃（α＋β域）、１時間、空冷を施した。さらに、ここでいう「β域焼鈍材」は、前記クロス圧延後に、１０００℃（β域）、１０分、空冷の後、７５０℃（α＋β域）、２時間、空冷を施した。
【００３２】
引張試験は、平行部径６．２５ｍｍ、標点距離２５ｍｍの丸棒試験片を、試験片長手方向が最終圧延方向に対して平行および垂直になるよう採取し、室温にて行った。最終圧延方向をＬ、垂直方向をＴとした場合に、（Ｌ方向引張強さ）／（Ｔ方向引張強さ）、（Ｌ方向伸び）／（Ｔ方向伸び）、はともに、０．８以上１．２未満であり、面内異方性は小さかった。評価には、Ｌ方向とＴ方向の特性値の平均値を用いた。破壊靭性試験は、幅Ｗ＝２５．４ｍｍ、板厚B＝６．３５ｍｍ、正味板厚Ｂｎｅｔ＝５．１ｍｍのサイドグルーブ付サブサイズＣＴ試験片を用いて、引張軸方向がＬ方向になるよう採取し、除荷弾性コンプライアンス法による試験を行った。ＪQから換算したＫ（Ｑ）値にて破壊靭性値を評価した。ここで材料特性値としてヤング率１１８ＧＰａ、ポアソン比０．３を一律に使用した。
【００３３】
【表１】
2010229458.tif 000002
【００３４】
表２に、α＋β域焼鈍材の諸特性を示す。板Ｎｏ．１〜９が本発明例、板Ｎｏ．１０〜１８はいずれかの成分が本発明範囲をはずれている比較例である。
【００３５】
板Ｎｏ．１〜９の本発明例は、いずれも、引張強度１０００ＭＰａ以上、伸び１５％以上、破壊靭性５０ＭＰａ√ｍ以上で、良好な強度、延性、靭性を示した。
【００３６】
比較例の板Ｎｏ．１０はＦｅ含有量が下限値をはずれ、板Ｎｏ．１１はＭｏ含有量が下限値を外れ、比較例の板Ｎｏ．１６はＡｌ含有量が下限値をはずれており、いずれも引張強度が不足であった。また比較例の板Ｎｏ．１２はＭｏ量が上限値をはずれ、板Ｎｏ．１７はＡｌ量が上限値をはずれ、板Ｎｏ．１８はＳｉ量およびＣ量が上限値をはずれており、いずれも伸びが不足であった。また比較例の板Ｎｏ．１３〜１５はＦｅ量が上限値をはずれ、および／またはＭｏ量が上限値または下限値をはずれており、いずれも破壊靭性が指標に達さなかった。
【００３７】
【表２】
2010229458.tif 000003
【００３８】
表３に、β域焼鈍材の諸特性を示す。板Ｎｏ．２１〜２９が本発明例、板Ｎｏ．３０〜３８はいずれかの成分が本発明範囲をはずれている比較例である。
【００３９】
板Ｎｏ．２１〜２９の本発明例は、いずれも、引張強度９５０ＭＰａ以上、伸び１０％以上、破壊靭性７１ＭＰａ√ｍ以上で、指標を満足する良好な強度、延性、靭性を示した。
【００４０】
比較例の板Ｎｏ．３０はＦｅ含有量が下限値をはずれ、板Ｎｏ．３１はＭｏ含有量が下限値を外れ、板Ｎｏ．３６はＡｌ量の下限値がはずれ、いずれも引張強度が不足であった。比較例の板Ｎｏ．３２はＭｏ量が上限値をはずれ、破壊靭性が不足した。また比較例の板Ｎｏ．３３、３５はＦｅ量およびＭｏ量が上限値をはずれ、比較例のＮｏ．３４はＦｅ量が上限値をはずれ、比較例の板Ｎｏ．３７はＡｌ量が上限値をはずれ、比較例の板Ｎｏ．３８はＳｉ量およびＣ量が上限値をはずれており、いずれも伸びが不足であった。また比較例の板Ｎｏ．３３〜３５は、Ｆｅ量が上限値をはずれ、および／またはＭｏ量が上限値または下限値をはずれており、いずれも引張伸びおよび破壊靭性が指標に達さなかった。
【００４１】
【表３】
2010229458.tif 000004
【００４２】
（実施例２）  
実施例１において鋳塊を鍛造および熱延する際、前記２段目の熱延途中で１７ｍｍ厚の板材を、一部、熱間でシャー切断して取り出し、１０００℃、１０分、空冷の後、７５０℃、２時間、空冷を施し（β域焼鈍材に相当）、溶接試験を行った。表４に用いた板の成分を示す。溶接は、Ｉ開先とした板材をつき合わせて、フィラーレスのプラズマ溶接で全厚１パス溶接を行った。その後、７２０℃、４時間、空冷の焼鈍を施した。引張軸方向が溶接方向（溶接線）に垂直になるよう、かつ、溶接金属部に予き裂先端があり、サイドグルーブ中央部が溶接線の溶接金属部を通るように、幅Ｗ＝２５．４ｍｍ、板厚B＝１２．７ｍｍ、正味板厚Ｂｎｅｔ＝１０．２ｍｍのサイドグルーブ付０．５Ｔ−ＣＴ試験片を用いて、除荷弾性コンプライアンス法による破壊靭性試験を行った。ＪQから換算したＫ（Ｑ）値にて破壊靭性値を評価した。ここで材料特性値としてヤング率１１８ＧＰａ、ポアソン比０．３を一律に使用した。
【００４３】
板Ｎｏ．４１、４２、４３が本発明例、Ｎｏ．４４はＦｅおよびＭｏが、Ｎｏ．４５はＦｅが本発明範囲をはずれている比較例である。
【００４４】
Ｎｏ．４１〜４５の板材は、β域焼鈍を施していることから、達成すべき破壊靭性の指標値が７１ＭＰａ√ｍである。そして評価位置が溶接金属部であるから、本発明例はβ域焼鈍材の品質指標を実現することが可能である。Ｎｏ．４１、４２、４３の本発明例は、破壊靭性がそれぞれ、７７、７５、７２ＭＰａ√ｍと良好であったのに対し、Ｎｏ．４４、Ｎｏ．４５の比較例は破壊靭性が、指標の７１ＭＰａ√ｍに達せず不足していた。
【００４５】
【表４】
2010229458.tif 000005