(57)【要約】【課題】高強度であるとともに曲げ加工性に優れたα＋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。【解決手段】全率固溶型β安定化元素の少なくとも１種をＭｏ当量で２．０〜４．５質量％、共析型β安定化元素の少なくとも１種をＦｅ当量で０．３〜２．０質量％、α安定化元素の少なくとも１種をＡｌ当量で３．０質量％超５．５質量％以下、を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるα＋β型チタン合金板であって、α相の平均粒径が５．０μｍ以下であるとともに、α相の最大粒径が１０．０μｍ以下であり、α相の平均アスペクト比が２．０以下であるとともに、α相の最大アスペクト比が５．０以下であることを特徴とする。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
全率固溶型β安定化元素の少なくとも１種をＭｏ当量で２．０〜４．５質量％、共析型β安定化元素の少なくとも１種をＦｅ当量で０．３〜２．０質量％、α安定化元素の少なくとも１種をＡｌ当量で３．０質量％超５．５質量％以下、を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるα＋β型チタン合金板であって、
α相の平均粒径が５．０μｍ以下であるとともに、α相の最大粒径が１０．０μｍ以下であり、
α相の平均アスペクト比が２．０以下であるとともに、α相の最大アスペクト比が５．０以下であることを特徴とするα＋β型チタン合金板。
【請求項２】
α相の面積率が７０％以上であることを特徴とする請求項１に記載のα＋β型チタン合金板。
【請求項３】
Ａｌ：４．０〜５．０質量％、Ｍｏ：１．５〜２．５質量％、Ｖ：１．１〜２．１質量％、Ｆｅ：０．２〜０．８質量％、Ｓｉ：０．２〜０．４質量％、Ｃ：０．０１〜０．０８質量％、Ｏ：０．２５質量％以下、を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のα＋β型チタン合金板。
【請求項４】
請求項１乃至請求項３のいずれか１項に記載の組成を有するチタン合金を鋳造する鋳造工程と、鋳造後のチタン合金鋳塊を分塊圧延する分塊圧延工程と、分塊圧延後のチタン合金板を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延後のチタン合金板を中間焼鈍する中間焼鈍工程と、中間焼鈍後のチタン合金板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延後のチタン合金板を最終焼鈍する最終焼鈍工程と、を含むα＋β型チタン合金板の製造方法であって、
前記分塊圧延工程、前記熱間圧延工程、および前記冷間圧延工程における前記チタン合金鋳塊または前記チタン合金板に対する圧延を施す方向が同一方向であり、
前記熱間圧延工程における熱間圧延開始温度がβ変態点温度（Ｔβ）℃以上、熱間圧延終了温度が｛β変態点温度（Ｔβ）−２００℃｝以下であり、
前記冷間圧延工程における冷延率が２０％以上、５０％以下であり、
前記最終焼鈍工程における最終焼鈍温度が｛β変態点温度（Ｔβ）−４００℃｝以上、β変態点温度（Ｔβ）℃未満であることを特徴とするα＋β型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、α＋β型チタン合金板、およびその製造方法に係り、特に、様々な分野の製品に適用することができるα＋β型チタン合金板、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタン合金は、軽量で且つ強度、靭性、耐食性に優れたものであることから、近年、航空機産業や化学工業の分野を中心に広く実用化されている。一方で、チタン合金は加工性の悪い金属材料であって、成形加工にかかる製造コストが他の加工材料と比較して非常に高くなるという大きな欠点を有している。例えば、α＋β型チタン合金の代表でもあるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金は、難加工材であって常温加工性が悪く、冷間加工によってチタン合金板とすることは現在の技術では非常に困難であるのが実情となっている。
【０００３】
そこで、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を板状に加工するには、パック圧延という手法が採用されている。このパック圧延という手法は、一旦、熱間圧延によって加工したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金板を、複数枚層状に重ね合わせて軟鋼製の収納箱（パック）に入れ、所定の温度より下がらないように保温しつつ熱間圧延により所望の薄板とする方法である。しかしながら、このパック圧延は、パックを製造するための軟鋼カバーやパック溶接が必要である。また、チタン合金板同士の拡散接合を阻止するため、重ね合わせるチタン合金板の表面に離型剤を塗布しなければならないなど、冷間圧延と比較して作業性が極めて悪く、多大な費用を必要とする。更には、このパック圧延は、熱間圧延に適した温度域が７００℃前後と限られているため、加熱温度、加熱時間等、加工上の制約も多いという様々な問題を有している。
【０００４】
このような実情を勘案し、チタン合金について様々な提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ａｌ、Ｖ、Ｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を所定範囲に規定するとともに、α相の平均粒径を６μｍ以下に規定したチタン合金が開示されている。
そして、特許文献１には、当該チタン合金は、前記のように規定されることにより、従来のチタン合金よりも超塑性延びが大きく超塑性加工性に優れると記載されている。
【０００５】
また、特許文献２には、初析α相の平均粒径が２〜１０μｍ、アスペクト比が４以上である初析α相の体積分率を１０％以上と規定したチタン合金が開示されている。
そして、特許文献２には、当該チタン合金は、前記のように規定されることにより、これまでにない破壊靭性特性を示すとともに強度および疲労特性に優れると記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平３−２４３７３９号公報
【特許文献２】特開２００３−７３７６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１に開示された技術は、曲げ加工性を考慮した技術ではないため、曲げ加工時に要求される高いレベルの曲げ加工性を発揮できるものではなかった。
また、特許文献２に開示された技術は、アスペクト比が４以上ある初析α相が所定量以上存在することから、針状を呈する初析α相の割合が多く、当該初析α相が曲げ加工時における破壊の起点となる可能性が存在する。したがって、特許文献２に開示された技術も、高いレベルの曲げ加工性を発揮できるものではなかった。
加えて、チタン合金は、優れた曲げ加工性を発揮するだけではなく、当然、チタン合金に期待される高い強度が確保されている必要がある。
【０００８】
そこで、本発明は、高強度であるとともに曲げ加工性に優れたα＋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】
【０００９】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を行った結果、全率固溶型β安定化元素、共析型β安定化元素、α安定化元素を所定量含有させるとともに、α相の粒径およびアスペクト比について規定することにより、前記課題を解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１０】
すなわち、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、全率固溶型β安定化元素の少なくとも１種をＭｏ当量で２．０〜４．５質量％、共析型β安定化元素の少なくとも１種をＦｅ当量で０．３〜２．０質量％、α安定化元素の少なくとも１種をＡｌ当量で３．０質量％超５．５質量％以下、を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるα＋β型チタン合金板であって、α相の平均粒径が５．０μｍ以下であるとともに、α相の最大粒径が１０．０μｍ以下であり、α相の平均アスペクト比が２．０以下であるとともに、α相の最大アスペクト比が５．０以下であることを特徴とする。
【００１１】
このように、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、α相の平均粒径および最大粒径を所定値以下に規定するとともに、α相の平均アスペクト比および最大アスペクト比を所定値以下に規定することにより、曲げ加工性を向上させることができる。
さらに、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、全率固溶型β安定化元素、共析型β安定化元素、α安定化元素を所定量含有させることにより、強度および曲げ加工性の向上という効果を確保することができる。
【００１２】
また、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、α相の面積率が７０％以上であることが好ましい。
【００１３】
このように、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、α相の面積率を所定値以上に規定することにより、強度および曲げ加工性の向上という効果をより確実なものとすることができる。
【００１４】
また、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、Ａｌ：４．０〜５．０質量％、Ｍｏ：１．５〜２．５質量％、Ｖ：１．１〜２．１質量％、Ｆｅ：０．２〜０．８質量％、Ｓｉ：０．２〜０．４質量％、Ｃ：０．０１〜０．０８質量％、Ｏ：０．２５質量％以下、を含有することが好ましい。
【００１５】
このように、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃ、Ｏを所定量含有することから、強度および曲げ加工性の向上という効果をさらに確実なものとすることができる。
【００１６】
本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法は、前記組成を有するチタン合金を鋳造する鋳造工程と、鋳造後のチタン合金鋳塊を分塊圧延する分塊圧延工程と、分塊圧延後のチタン合金板を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延後のチタン合金板を中間焼鈍する中間焼鈍工程と、中間焼鈍後のチタン合金板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延後のチタン合金板を最終焼鈍する最終焼鈍工程と、を含むα＋β型チタン合金板の製造方法であって、前記分塊圧延工程、前記熱間圧延工程、および前記冷間圧延工程における前記チタン合金鋳塊または前記チタン合金板に対する圧延を施す方向が同一方向であり、前記熱間圧延工程における熱間圧延開始温度がβ変態点温度（Ｔβ）℃以上、熱間圧延終了温度が｛β変態点温度（Ｔβ）−２００℃｝以下であり、前記冷間圧延工程における冷延率が２０％以上、５０％以下であり、前記最終焼鈍工程における最終焼鈍温度が｛β変態点温度（Ｔβ）−４００℃｝以上、β変態点温度（Ｔβ）℃未満であることを特徴とする。
【００１７】
このように、本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法は、熱間圧延工程における熱間圧延開始温度を所定温度以上、熱間圧延終了温度を所定温度以下に規定することにより、チタン合金板のα相の平均粒径および最大粒径を所定値以下とすることができ、その結果、曲げ加工性に優れたα＋β型チタン合金板を製造することができる。
また、本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法は、冷間圧延工程における冷延率を所定範囲に規定することにより、α相の平均アスペクト比および最大アスペクト比を所定値以下とすることができ、その結果、曲げ加工性に優れたα＋β型チタン合金板を製造することができる。
さらに、本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法は、熱間圧延工程における熱間圧延開始温度を所定温度以上、熱間圧延終了温度を所定温度以下、最終焼鈍工程における最終焼鈍温度を所定範囲に規定することにより、α相の面積率を所定値以上とすることができ、その結果、高強度であるとともに曲げ加工性に優れたα＋β型チタン合金板を製造することができる。
【発明の効果】
【００１８】
本発明に係るα＋β型チタン合金板は、全率固溶型β安定化元素、共析型β安定化元素、α安定化元素を所定量含有させるとともに、α相の粒径およびアスペクト比について規定していることから、高強度であるとともに曲げ加工性に優れる。
また、本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法は、所定の熱間圧延工程、冷間圧延工程、最終焼鈍工程を有する等により、高強度であるとともに曲げ加工性に優れたα＋β型チタン合金板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法のフローチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、適宜図面を参照して、本発明に係るα＋β型チタン合金板、およびその製造方法を実施するための形態（実施形態）について説明する。
【００２１】
＜α＋β型チタン合金板＞
本発明に係るα＋β型チタン合金板（以下、適宜、チタン合金板という）は、全率固溶型β安定化元素と、共析型β安定化元素と、α安定化元素と、を所定量含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。そして、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、α相の平均粒径および最大粒径、ならびに、α相の平均アスペクト比および最大アスペクト比がそれぞれ所定値以下であることを特徴とする。
また、本発明に係るα＋β型チタン合金板は、α相の面積率を所定値以上とするのが好ましく、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃ、Ｏを所定量含有するのがさらに好ましい。
以下、本発明に係るα＋β型チタン合金板の各合金成分、α相の粒径、α相のアスペクト比、α相の面積率について数値限定した理由を説明する。
【００２２】
（全率固溶型β安定化元素：Ｍｏ当量で２．０〜４．５質量％）
全率固溶型β安定化元素は、β相の体積比を増加させるとともに、β相に固溶してチタン合金の強度上昇に寄与する元素である。また、全率固溶型β安定化元素は、チタン母材中に固溶して微細な等軸晶組織を作り易くする性質もあり、優れた強度・延性バランスを確保する上で有用な元素でもある。
なお、全率固溶型β安定化元素としては、代表的な元素としてＭｏを挙げることができるが、Ｍｏと同様の効果を有する全率固溶型β安定化元素として、Ｖ、Ｔａ、Ｎｂ等も挙げることができる。
【００２３】
全率固溶型β安定化元素が、前記のような作用を有効に発揮するためには、少なくとも１種をＭｏ当量で２．０質量％以上、より好ましくは、２．５質量％以上含有させる必要がある。
一方、全率固溶型β安定化元素の含有量が４．５質量％を超えると、焼鈍後の延性が低下するほか、耐食性が増大して、冷間圧延後に行われる最終焼鈍時に生成する酸化スケールおよびαケースと呼ばれる酸素が固溶した地金の除去が困難になり、加工性を阻害するばかりでなく、チタン合金全体の密度を高め、チタン合金が本来有しているはずの高比強度という特性を損なってしまう。
したがって、全率固溶型β安定化元素の含有量は、Ｍｏ当量で２．０〜４．５質量％であり、好ましくは、２．５質量％以上、より好ましくは３．５質量％以下である。
【００２４】
全率固溶型β安定化元素として、Ｍｏ以外にＶ、Ｔａ、Ｎｂ等を含有する場合には、［Ｍｏ＋１／１．５・Ｖ＋１／５・Ｔａ＋１／３．６・Ｎｂ］からＭｏ当量を算出することができ、当該算出したＭｏ当量が、前記範囲となるように調整すればよい。
なお、前記式中の元素記号の部分には、チタン合金板中における各元素の含有量（質量％）の値を代入すればよい。この点、後記のＦｅおよびＡｌ当量を算出する式についても同様である。
【００２５】
（共析型β安定化元素：Ｆｅ当量で０．３〜２．０質量％）
共析型β安定化元素は、少量の添加でチタン合金の強度を高めることができるほか、熱間加工性を向上させる作用も有する元素である。また、その理由は明確ではないが、共析型β安定化元素の中でも特にＦｅをＭｏと共存させることにより、冷間加工性を高めることができる。
なお、共析型β安定化元素としては、代表的な元素としてＦｅを挙げることができるが、Ｆｅと同様の効果を奏する共析型β安定化元素として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ等も挙げることができる。
【００２６】
共析型β安定化元素が、前記のような作用を有効に発揮するためには、少なくとも１種をＦｅ当量で０．３質量％以上、より好ましくは０．４質量％以上含有させる必要がある。
一方、共析型β安定化元素の含有量が２．０質量％を超えると、焼鈍後の延性が大きく低下するほか、鋳塊製造時の偏析が顕著になって品質安定性を阻害する原因となる。
したがって、共析型β安定化元素の含有量は、Ｆｅ当量で０．３〜２．０質量％であり、好ましくは、０．４質量％以上、より好ましくは１．５質量％以下である。
【００２７】
共析型β安定化元素としてＦｅ以外にＣｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ等を含有する場合には、［Ｆｅ＋１／２・Ｃｒ＋１／２・Ｎｉ＋１／１．５・Ｃｏ＋１／１．５・Ｍｎ］からＦｅ当量を算出することができ、当該算出したＦｅ当量が、前記範囲となるように調整すればよい。
【００２８】
（α安定化元素：Ａｌ当量で３．０質量％超５．５質量％以下）
α安定化元素は、チタン合金の強度向上に寄与する元素である。
なお、α安定化元素としては、代表的な元素としてＡｌを挙げることができるが、Ａｌと同様の効果を奏するα安定化元素として、Ｓｎ、Ｚｒ等も挙げることができる。
【００２９】
α安定化元素が、前記のような作用を有効に発揮するためには、少なくとも１種をＡｌ当量で３．０質量％超、強度と冷間加工性の兼ね合いを考慮すると、より好ましくは、３．５質量％以上含有させる必要がある。
一方、α安定化元素の含有量が５．５質量％を超えると、限界冷延率が低くなって冷間加工性が低下し、所定の厚さに圧延するまでの冷間圧延および焼鈍の回数を増やす必要が生じ、コストの上昇につながる。
したがって、α安定化元素の含有量は、Ａｌ当量で３．０質量％超５．５質量％以下であり、好ましくは、３．５質量％以上である。
【００３０】
α安定化元素としてＡｌ以外にＳｎ、Ｚｒ等を含有する場合には、［Ａｌ＋１／３・Ｓｎ＋１／６・Ｚｒ］からＡｌ当量を算出することができ、当該算出したＡｌ当量が、前記範囲となるように調整すればよい。
【００３１】
（Ａｌ：４．０〜５．０質量％）
Ａｌは、α安定化元素として強度向上に寄与する元素である。
Ａｌの含有量が４．０質量％以上であると、チタン合金板の強度の向上という効果をより確実なものとすることができる。また、Ａｌの含有量が５．０質量％以下であると、冷間加工性の低下の防止や、冷間圧延および焼鈍の回数増加に伴うコストの上昇の防止をより確実なものとすることができる。
したがって、Ａｌを含有させる場合、Ａｌの含有量は、４．０〜５．０質量％であることが好ましい。
【００３２】
（Ｍｏ：１．５〜２．５質量％）
Ｍｏは、全率固溶型β安定化元素として強度・延性バランスの向上に寄与する元素である。
Ｍｏの含有量が１．５質量％以上であると、強度・延性バランスの向上という効果をより確実なものとすることができる。また、Ｍｏの含有量が２．５質量％以下であると、加工性の低下の防止や、高比強度という特性の損失の回避をより確実なものとすることができる。
したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏの含有量は、１．５〜２．５質量％であることが好ましい。
【００３３】
（Ｖ：１．１〜２．１質量％）
Ｖは、Ｍｏと同様、全率固溶型β安定化元素として強度・延性バランスの向上に寄与する元素である。
Ｖの含有量が１．１質量％以上であると、強度・延性バランスの向上という効果をより確実なものとすることができる。また、Ｖの含有量が２．１質量％以下であると、加工性の低下の防止や、高比強度という特性の損失の回避をより確実なものとすることができる。
したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖの含有量は、１．１〜２．１質量％であることが好ましい。
【００３４】
（Ｆｅ：０．２〜０．８質量％）
Ｆｅは、共析型β安定化元素として強度の向上および熱間加工性の向上に寄与する元素である。
Ｆｅの含有量が０．２質量％以上であると、強度の向上および熱間加工性の向上という効果をより確実なものとすることができる。また、Ｆｅの含有量が０．８質量％以下であると、延性の低下の防止や、品質安定性の低下の防止をより確実なものとすることができる。
したがって、Ｆｅを含有させる場合、Ｆｅの含有量は、０．２〜０．８質量％であることが好ましい。
【００３５】
（Ｓｉ：０．２〜０．４質量％）
Ｓｉは、α＋β型チタン合金の冷延性に悪影響を殆ど及ぼすことなく強度特性を高める作用を有し、また、溶接熱影響部についても強度と延性を高める作用を発揮する元素である。
Ｓｉの含有量が０．２質量％未満であると、Ｓｉを含有させることによる強度向上という効果、および溶接部の強度−延性バランスの向上効果も不十分になる。一方、Ｓｉの含有量が０．４質量％を超えると、冷延性が乏しくなる虞がある。
したがって、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉの含有量は、０．２〜０．４質量％であることが好ましい。
【００３６】
（Ｃ：０．０１〜０．０８質量％）
Ｃは、α＋β型チタン合金の優れた延性を維持しつつ強度特性を更に高める作用を有し、また、溶接熱影響部については、若干の延性低下を招くものの強度を著しく高める作用を有する元素である。
そして、Ｃの添加効果によってチタン合金母材の強度や延性は一段と高められ、溶接熱影響部の強度と延性を更に高めることができる。
【００３７】
Ｃの含有量が０．０１質量％未満であると、Ｃを含有させることによる強度向上という効果が不十分になる。一方、Ｃの含有量が０．０８質量％を超えると、ＴｉＣのような炭化物の顕著な析出硬化によって冷延性が損なわれる虞がある。
したがって、Ｃを含有させる場合、Ｃの含有量は、０．０１〜０．０８質量％であることが好ましく、より好ましくは、０．０２質量％以上である。
【００３８】
（Ｏ：０．２５質量％以下）
Ｏは、α＋β型チタン合金の優れた延性に悪影響を殆ど及ぼすことなく強度特性を一段と高めることができる元素である。
Ｏの含有量が０．２５質量％を超えると、冷間加工性が低下するほか、過度の強度上昇により延性も低下する。
したがって、Ｏを含有させる場合、Ｏの含有量は、０．２５質量％以下であることが好ましく、強度向上させるために、より好ましくは０．０７質量％以上、特に好ましくは０．１質量％以上である。
【００３９】
（残部：Ｔｉおよび不可避的不純物）
チタン合金板の成分は前記の通りであり、残部はＴｉおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物は、チタン合金板の諸特性を害さない範囲で許容できる。また、前記特性を維持しつつ更に他の特性を与えるため、必要であれば、不可避的不純物を積極的に含有させることは可能である。
積極的に含有させても問題のない元素としては、耐食性向上効果を発揮する白金族元素（Ｐｂ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｉｎなど：好ましくは０．０３〜０．２質量％程度）、耐熱性向上効果を発揮するＰ（好ましくは０．０５質量％程度以下）、強度向上効果を発揮するＮ（好ましくは０．０３質量％程度以下）等を例示することができる。
【００４０】
＜α＋β型チタン合金板のα相＞
本発明に係るα＋β型チタン合金板には、稠密六方晶（ＨＣＰ）であるα相と、体心立方晶（ＢＣＣ）であるβ相と、が組織中に混在するが、このα＋β型チタン合金板の組織における特徴はα相にある。
【００４１】
（α相の平均粒径および最大粒径）
α相の平均粒径が小さいほど、曲げ加工性が向上する。したがって、α相の平均粒径は、５．０μｍ以下、好ましくは４．０μｍ以下、さらに好ましくは３．０μｍ以下である。
また、α相の最大粒径が大きくなりすぎると、粗大なα相が変形時（曲げ加工時）における破壊の起点となり、曲げ加工性が低下する。したがって、α相の最大粒径は、１０．０μｍ以下、好ましくは７．５μｍ以下、さらに好ましくは５．０μｍ以下である。
【００４２】
（α相の平均アスペクト比および最大アスペクト比）
α相の平均アスペクト比および最大アスペクト比が大きくなりすぎると、α相の形状が針状を呈することで変形時（曲げ加工時）における破壊の起点となり、曲げ加工性が低下する。したがって、α相の平均アスペクト比は、２．０以下、好ましくは１．８以下、より好ましくは１．６以下であり、α相の最大アスペクト比は、５．０以下、好ましくは４．０以下、より好ましくは３．０以下である。
【００４３】
（α相の面積率）
α相の面積率が７０％を超えると、強度の異方性（圧延方向と圧延垂直方向の差）が大きくなりすぎる。したがって、α相の面積率は７０％以下であることが好ましい。
また、α相の面積率が５％未満であると、疲労特性が低下する虞があるため、α相の面積率は５％以上であることが好ましい。
【００４４】
次に、本発明に係るα＋β型チタン合金板のα相の粒径、α相のアスペクト比、およびα相の面積率の測定方法について説明する。
＜測定方法＞
（α相の粒径、α相のアスペクト比の測定方法）
本発明に係るα＋β型チタン合金板のＬ方向（圧延方向）断面を機械研磨し、バフ研磨、化学研磨で鏡面に仕上げた後、光学顕微鏡により板厚中心部のα相を観察する。
詳細には、チタン合金板の板厚中心部における任意の８４．４μｍ×６７．２μｍの領域を倍率１０００倍で１０視野撮影する。そして、その画像データから白色円形のα相をＯＨＰシートにトレースし、画像処理ソフトを用いてそれぞれのα相の粒径（＝円相当径）およびアスペクト比を算出する。なお、この測定方法におけるα相とは、撮影した画像データの白色部分（塊状、針状および円状）を指す。
そして、それぞれのα相の粒径（＝円相当径）の結果から、α相の平均粒径およびα相の最大粒径を算出し、それぞれのα相のアスペクト比の結果から、α相の平均アスペクト比およびα相の最大アスペクト比を算出すればよい。
【００４５】
（α相の面積率の測定方法）
本発明に係るα＋β型チタン合金板のＬ方向（圧延方向）断面を機械研磨し、バフ研磨、化学研磨で鏡面に仕上げた後、電界放出型走査顕微鏡により板厚中心部のα相を観察する。
【００４６】
詳細には、チタン合金板の板厚中心部における任意の３００μｍ×３００μｍの領域を倍率２０００倍で１０視野撮影する。そして、その画像データから画像解析ソフトを用いて、α相の定量化を実施し、α相の面積率、チタン合金板の圧延方向に対して±１５°以内の角度範囲内に長径の方向が収まっているα相の面積率の割合を求めればよい。
【００４７】
なお、α相の面積率の測定では、電界放出型走査顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）に、後方錯乱電子回析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ（Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ） Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＰ）システムを搭載した結晶方位解析法によって集合組織の観察・測定を実施すればよい。
【００４８】
次に、本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法について説明する。
＜α＋β型チタン合金板の製造方法＞
本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法は、鋳造工程Ｓ１と、分塊圧延工程Ｓ２と、熱間圧延工程Ｓ３と、中間焼鈍工程Ｓ４と、冷間圧延工程Ｓ５と、最終焼鈍工程Ｓ６と、を含む。
【００４９】
以下、各工程の諸条件について図１を参照して説明するが、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って、個々の工程毎に条件を厳密に設定することは必ずしも適切ではない。
しかし、前記成分組成のチタン合金を用いる場合におけるα＋β型チタン合金板の製造条件として本発明者らが鋭意検討したところによると、下記の各工程の条件を採用すれば、本発明で意図する、高強度で優れた曲げ加工性を有するチタン合金板が得られることを確認した。
【００５０】
（鋳造工程、分塊圧延工程）
図１に示すように、鋳造工程Ｓ１では、前記の成分組成であるチタン合金を溶解し、公知の鋳造法により鋳造し、チタン合金鋳塊とする。そして、分塊圧延工程Ｓ２では、このチタン合金鋳塊を分塊圧延し、放冷してチタン合金板とする。
【００５１】
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程Ｓ３では、分塊圧延工程Ｓ２後のチタン合金板に熱間圧延を施す。
熱間圧延工程Ｓ３における熱間圧延開始温度は、β変態点温度（Ｔβ）℃以上である。熱間圧延開始温度を、Ｔβ℃以上とすることにより、α相の最大粒径を小さくすることができるからである。
なお、熱間圧延開始温度が高温すぎると酸化スケールの増加による熱延割れの発生が懸念されるため、１２００℃以下であることが好ましい。
【００５２】
熱間圧延工程Ｓ３における熱間圧延終了温度は、｛β変態点温度（Ｔβ）−２００℃｝以下である。熱間圧延終了温度を｛Ｔβ−２００℃｝以下とすることにより、本発明が規定するような微細で球状（等軸）を呈するα相を得ることができるからである。
なお、熱間圧延終了温度が低温すぎると耳割れが生じたり、酷くなると割れが生じるため、４００℃以上であることが好ましい。
【００５３】
（中間焼鈍工程、冷間圧延工程）
中間焼鈍工程Ｓ４では、熱間圧延工程Ｓ３後のチタン合金板に中間焼鈍を施す。そして、冷間圧延工程Ｓ５では、この中間焼鈍工程Ｓ４後のチタン合金板に冷間圧延を施す。
冷間圧延工程Ｓ５における冷延率は２０〜５０％であることが好ましい。冷延率を２０〜５０％とすることにより、α相のアスペクト比を小さくすることができ、その結果、曲げ加工性の向上という効果を確保することができるからである。
なお、分塊圧延工程Ｓ２、熱間圧延工程Ｓ３、および冷間圧延工程Ｓ５におけるチタン合金鋳塊またはチタン合金板に対する圧延を施す方向を同一方向とする。圧延を施す方向を同一方向とすることにより、連続したラインで板を製造でき、低コストでチタン板を作製する事が可能となるからである。
【００５４】
（最終焼鈍工程）
最終焼鈍工程Ｓ６では、冷間圧延工程Ｓ５後のチタン合金板に最終焼鈍を施す。
最終焼鈍工程Ｓ６における最終焼鈍温度は、｛β変態点温度（Ｔβ）−４００℃｝以上、β変態点温度（Ｔβ）℃未満である。最終焼鈍温度を｛Ｔβ−４００℃｝以上とすることにより、冷間圧延により導入された歪を減少させ曲げ加工性の劣化を防ぐことができるからである。また、最終焼鈍温度をＴβ未満とすることで所望する球状（等軸）を呈するα相を得ることができるからである。
【００５５】
本発明に係るα＋β型チタン合金板の製造方法は、以上説明したとおりであるが、本発明を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。例えば、各工程間にブラスト処理、酸洗処理等を適宜施してもよい。
また、前記各工程において、明示していない条件については、従来公知の条件を用いればよく、前記各工程での処理によって得られる効果を奏する限りにおいて、その条件を適宜変更できることは言うまでもない。
【００５６】
本発明に係るα＋β型チタン合金板は、チタン合金本来の優れた耐食性はもとより、高い機械的強度に加え、優れた曲げ加工性を有しているので、航空機部材のほか、熱交換器用のプレート材、Ｔｉゴルフヘッド材料、各種線材、棒材、登山用品や釣具などの民生品といったものにまで、幅広く適用することができる。
【実施例】
【００５７】
次に、本発明に係るα＋β型チタン合金板、およびその製造方法について、本発明の要件を満たす実施例と本発明の要件を満たさない比較例とを比較して具体的に説明する。
【００５８】
［供試材の作製］
まず、「Ｔｉ−９」（Ｔｉ−４．５Ａｌ−２Ｍｏ−１．６Ｖ−０．５Ｆｅ−０．３Ｓｉ−０．０３Ｃ：全て質量％）からなる原料をＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により溶解した後、鋳造してチタン合金鋳塊を鋳造した。この鋳塊の大きさはφ１００ｍｍの円柱形で、約１０ｋｇであった。この鋳塊に分塊圧延を行い、その後、放冷して厚み７５ｍｍ、幅１００ｍｍの板形状の分塊圧延材を得た。更に、表１に示す各条件（熱間圧延開始温度、熱間圧延終了温度）で熱間圧延を実施し、スケール除去を行い厚み約４．５ｍｍの熱延板を得た。
【００５９】
次いで、大気炉にて、８５０℃で３分間加熱してから空冷する中間焼鈍処理、スケール除去、冷間圧延率３０％の冷間圧延を繰り返す工程を、計３回実施した後、大気炉にて、表１に示す条件（焼鈍温度）で３ｍｉｎの最終焼鈍処理を行い、スケール除去を行って厚み１．０ｍｍの供試材であるチタン合金板を製造した。
なお、製造した供試材のβ変態点温度（Ｔβ）は約９７０℃である。
【００６０】
本実施例では、製造した供試材の金属組織の観察・測定と、曲げ加工性試験、引張試験を下記の要領で行った。
（α相の平均粒径、最大粒径、平均アスペクト比、最大アスペクト比の測定）
製造した供試材のＬ方向（圧延方向）断面を機械研磨し、バフ研磨、化学研磨で鏡面に仕上げた後、光学顕微鏡により板厚中心部のα相を観察した。
詳細には、各供試材の板厚中心部における任意の８４．４μｍ×６７．２μｍの領域を倍率１０００倍で１０視野撮影した。そして、その画像データから白色円形のα相をＯＨＰシートにトレースし、画像処理ソフトを用いてそれぞれのα相の粒径（＝円相当径）およびアスペクト比を算出した。なお、この測定方法におけるα相とは、撮影した画像データの白色部分（塊状、針状および円状）を指す。
そして、それぞれのα相の粒径（＝円相当径）の結果から、α相の平均粒径およびα相の最大粒径を算出し、それぞれのα相のアスペクト比の結果から、α相の平均アスペクト比およびα相の最大アスペクト比を算出した。
なお、円相当径が０．５μｍ未満のα相については、測定装置の測定限界値未満であるとして、前記測定対象から除外した。
【００６１】
（α相の面積率の測定）
本実施例では、α相の面積率の測定を、電界放出型走査顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）に、後方錯乱電子回析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ（Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ） Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＰ）システムを搭載した結晶方位解析法で行った。この測定方法を用いたのは、ＥＢＳＰ法は他の測定方法と比較して高分解能であり、高精度な測定ができるためである。まず、測定原理について説明する。
【００６２】
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。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）などと共に記録される。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〜数十万点のデータを得ることができる。
【００６３】
このように、ＥＢＳＰ法には、Ｘ線回析法や透過電子顕微鏡を用いた電子線回析法よりも、観察視野が広く、数百個以上の多数の結晶粒に対する各種情報を、数時間以内で得ることができる利点がある。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）Ｐ６６−７０などに詳細に記載されている。
【００６４】
α相の面積率を、この測定から得た。この測定については、前記したように、ＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法を用いて、チタン合金板の表面に平行な面であって、且つ、板厚方向の１／４ｔ部を測定した。具体的には、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、表面を調整した試料を準備した。その後、日本電子社製ＦＥＳＥＭ（ＪＥＯＬ ＪＳＭ ５４１０）を用いて、ＥＢＳＰによる測定を行った。測定領域は３００μｍ×３００μｍの領域（１０視野）であり、測定ステップ間隔０．３μｍとした。ＥＢＳＰ測定・解析システムは、ＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製のＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いた。
【００６５】
本発明においては、基本的に、方位のズレが各結晶方位から±１５°以内のものは同一の結晶方位に属するとし、また、隣り合う結晶の方位のズレが１５°を超える場合にそこを結晶粒界と定義した。
【００６６】
このような測定方法により、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た。そして、α相の面積率は、α相の面積を個別に求め、それらの総和を測定面積で序することにより求めた。
なお、円相当径が０．５μｍ未満のα相については、測定装置の測定限界値未満であるとして、前記測定対象から除外した。
【００６７】
（曲げ加工性試験）
製造した供試材から、Ｌ方向（供試材の圧延方向）またはＴ方向（供試材の圧延垂直方向）を長手とした長さ１００ｍｍ×幅２０ｍｍの短冊状試験片を複数採取し、この短冊状試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠してＬ方向とＴ方向の密着曲げを行った。目視により割れの発生を確認し、Ｌ方向、Ｔ方向共に割れが発生したときの最小曲げ半径Ｒ／ｔを求めた（Ｒ：割れを生じず曲げ加工可能な限界の曲げ半径、ｔ：板厚）。これらをそれぞれＬ方向曲げ、Ｔ方向曲げとし、いずれのＲ／ｔの値も３．５以下である場合を合格とし、曲げ加工性に優れたチタン合金板であると判断した。
【００６８】
（引張試験）
供試材の引張強度（ＴＳ）については、ＳＴＥＭ Ｅ８Ｍに準拠する方法で引張試験を実施することで求めた。なお、引張試験は、Ｌ方向（供試材の圧延方向）とＴ方向（供試材の圧延垂直方向）の２方向でそれぞれ実施し、Ｌ方向とＴ方向の引張強度（ＴＳ）をそれぞれ求めた。これらをそれぞれＬ方向ＴＳ、Ｔ方向ＴＳとし、いずれのＴＳの値も１０００ＭＰａ以上である場合を合格とし、強度に優れたチタン合金板であると判断した。
【００６９】
チタン合金の成分、供試材の製造条件、組織観察結果および特性（試験結果）を表１に示す。なお、表１において、本発明の構成を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
【００７０】
【表１】
2013227618.tif 000003
【００７１】
［結果の検討］
供試材１〜７については、本発明の規定する要件を全て満たしていることから、曲げ加工性試験および引張試験のいずれの結果も合格となり、曲げ加工性および強度に優れたチタン合金板であるという結果となった。
【００７２】
一方、供試材８は、熱間圧延開始温度が本発明で規定する数値範囲の下限値未満であったことから、α相の最大粒径が大きくなるとともに、α相の最大アスペクト比も大きくなり、その結果、曲げ加工性および強度のいずれもが優れないという結果となった。
供試材９は、熱間圧延終了温度が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたことから、α相の平均粒径および最大粒径が大きくなるとともに、α相の平均アスペクト比および最大アスペクト比も大きくなり、その結果、曲げ加工性が優れないという結果となった。
【００７３】
供試材１０は、最終焼鈍温度が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたことから、α相の平均アスペクト比および最大アスペクト比が大きくなるとともに、α相の面積率が小さくなり、その結果、曲げ加工性が優れないという結果となった。
供試材１１は、最終焼鈍温度が本発明で規定する数値範囲の下限値未満であったことから、α相の平均アスペクト比および最大アスペクト比が大きくなり、その結果、曲げ加工性および強度のいずれもが優れないという結果となった。
【００７４】
なお、供試材８は、特開２０１２−０３１４７５号公報、供試材９は、特開２０１２−０３１４７６号公報に記載された従来のチタン合金板を想定したものである。本実施例で示すように、従来のチタン合金板は、前記の評価において一定の水準を満たさないものである。したがって、本実施例によって、本発明に係るα＋β型チタン合金板が従来のチタン合金板と比較して、優れていることが客観的に明らかとなった。
【図１】
2013227618.tif 000004