(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．８〜２．３質量％のＦｅ、０．０５質量％以下の窒素を含有し、酸素等量値Ｑ＝(Ｏ)＋２．７７(Ｎ)＋０．１(Ｆｅ)が０．３５〜１．００の範囲にあり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、かつ体積比で５〜３０％の等軸α相と残部が微細な針状のα相とβ相の混合組織からなり、長さ方向の引張強さが７００ＭＰａ以上、板幅方向の引張伸びが１０％以上であることを特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条。
【請求項２】
Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金の酸素等量値Ｑが０．６８〜１．００であり、長さ方向の引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１記載のＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条。
【請求項３】
０．８〜２．３質量％のＦｅ、０．０５質量％以下の窒素を含有し、酸素等量値Ｑ＝(Ｏ)＋２．７７(Ｎ)＋０．１(Ｆｅ)が０．３５〜１．００の範囲にあり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるチタン合金のスラブを、当該合金のβ変態点以下の温度域に加熱し、熱間圧延し、コイル状に巻き取り、さらに、β変態点以下で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態にて３：７となる温度以上に３分以上の時間加熱保持した後、空冷以上の冷却速度で冷却する第１の熱処理を行い、次いで５００℃以上で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態で７：３となる温度以下に２０分以上保持する第２の熱処理を行うことを特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条の製造方法。
【請求項４】
請求項３記載の製造方法において、第１の熱処理を連続焼鈍により行うことを特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は使用合金元素として、Ｆｅ、酸素、窒素を主要合金元素として含有するＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条およびそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
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、宇宙・航空機産業を中心に広く使用されてきた。
【０００３】
近年では、これらの特性をさらに活用すべく、ゴルフ用品をはじめとしたスポーツ用品にも多用されるようになってきており、さらに、自動車エンジン部品、土木建築用素材、各種工具類、深海やエネルギー開発用途などいわゆる民生品分野への適用拡大も検討されている。
【０００４】
しかし、α＋β型チタン合金の著しく高い製造コストが、その適用拡大を妨げており、これら民生品分野への適用拡大のためには、安価なチタン合金の開発が求められていた。
【０００５】
これら高強度α＋β型チタン合金の製造コストが高い理由としては、(１)Ｖなどの高価なβ相安定化元素を使用していること、（２）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るため、加工しにくくなるとともに熱間加工性を損ねるため、割れなどの欠陥を生じ易くなること、の２点を挙げることができる。
【０００６】
特に(２)は、主要製品である薄板を、生産性の高いストリップミルを用いて生産することを困難にしており、高製造コストの大きな原因となっていた。すなわち、高歪み速度、高圧下率のストリップ圧延を行うと、板幅端部に深い割れを生じ、材料歩留まりが低下する上に、巻き取ったストリップコイルを、連続酸洗ラインを通板したり、切断し切り板にする際に行う巻き戻し工程で、曲げ変形を受け、割れが進展しさらに歩留まりが低下し、極端な場合には、製造工程途中で破断してしまうことさえあった。
【０００７】
したがって、これら合金のストリップ圧延は、試験的には行われているものの、工業的には確立されていない技術であった。そこで、これらチタン合金の薄板製品を製造するには、厚板圧延機を用いて数ｍｍの厚さの板を製造し、これらを数枚〜十数枚重ね合わせ、さらに全体をパッキングして厚板圧延機にて再度圧延し、最後に解体して薄板を取り出す、いわゆるパック圧延法が主として行われている。
【０００８】
この方法では、生産性が低い厚板圧延ミルを用いているだけでなく、２度の圧延を必要とすること、パッキングや解体に著しいコストがかかるなど、全体の製造コストは著しく高いものとなってしまうという問題点があった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
一方、近年、低コストチタン合金が種々提案されているが、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に替わって安価でかつ熱間での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、鍛造材や厚板などでは、従来のα＋β型チタン合金に比べて相当な低コスト化が達成されている。
【００１０】
このＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金は、高歪み速度で強加工を行っても、既存合金のように板幅端部に深い割れを生じ材料歩留まりを低下させたり、巻き取ったストリップコイルを巻き戻す際に、割れが進展するようなことはなく、製造工程上からは効率的なストリップ圧延が可能である。
【００１１】
ところが、このＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金は、ストリップ圧延のような一方向圧延を行うと、強烈な集合組織を生じ、その結果、極端な材質異方性が生じ、板の長さ方向の特性は優れるものの、板幅方向の延性が極端に乏しくなり、素材として使用できなくなってしまうという問題点があった。
【００１２】
本発明はこのような問題点に鑑み、低コストというＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度合金の特徴を最大限に発揮させ、板幅方向にも高い延性を有する実用的な熱延ストリップ、熱延板または熱延条などの熱延製品を提供するものであり、またこれら製品の製造方法を提供するものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するための本発明は下記のとおりである。
【００１４】
（１）０．８〜２．３質量％のＦｅ、０．０５質量％以下の窒素を含有し、酸素等量値Ｑ＝(Ｏ)＋２．７７(Ｎ)＋０．１(Ｆｅ)が０．３５〜１．００の範囲にあり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、かつ体積比で５〜３０％の等軸α相と残部が微細な針状のα相とβ相の混合組織からなり、長さ方向の引張強さが７００ＭＰａ以上、板幅方向の引張伸びが１０％以上であることを特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条。
【００１５】
（２）Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金の酸素等量値が０．６８〜１．００であり、長さ方向の引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする前記(１)記載のＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条。
【００１６】
（３）０．８〜２．３質量％のＦｅ、０．０５質量％以下の窒素を含有し、酸素等量値Ｑ＝(Ｏ)＋２．７７(Ｎ)＋０．１(Ｆｅ)が０．３５〜１．００の範囲にあり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるチタン合金のスラブを、当該合金のβ変態点以下の温度域に加熱し、熱間圧延し、コイル状に巻き取り、さらに、β変態点以下で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態にて３：７となる温度以上に３分以上の時間加熱保持した後、空冷以上の冷却速度で冷却する第１の熱処理を行い、次いで５００℃以上で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態で７：３となる温度以下に２０分以上保持する第２の熱処理を行うことを特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条の製造方法。
【００１７】
（４）前記(３)記載の製造方法において、第１の熱処理を連続焼鈍により行うことを特徴とするＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金からなる熱延ストリップ、熱延板または熱延条の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
一般に、α型やα＋β型チタン合金を熱間加工すると、集合組織が形成することがよく知られている。なかでもトランスバース集合組織と呼ばれる集合組織が形成すると、板の長さ方向に対して、板幅方向の強度が高くなり、相反的に延性が低下する。
【００１９】
このトランスバース集合組織は、α型やα＋β型チタン合金の主相であるα相の結晶構造であるｈｃｐのｃ軸が、板幅方向に倒れた集合組織であり、β変態点直上の温度から連続的にα＋β域にかけて圧延を行ったり、高温のα＋β域で圧延を行った場合に発達する集合組織である。
【００２０】
本発明者は、上記のＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金を、ストリップ圧延のような一方向圧延に供した場合に生成する集合組織について鋭意研究を重ねた結果、この合金のように酸素、窒素を添加した合金系は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖなど既存のＡｌ含有チタン合金に比べて、上記トランスバース集合組織が著しく発達しやすく、そのためＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金のストリップ圧延材は、既存のＡｌ含有チタン合金に比べて、さらに強い材質異方性を有し、板幅方向への変形に際しては、ほとんど塑性変形能を持たず、そのため実用上支障を来すほどの低い延性となることを明らかにした。
【００２１】
本発明は、このような異方性を助長する集合組織を、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度合金の冶金的特徴を活用した手法で軽減し、実用的な熱延製品ならびにその製造方法を提供するものである。
【００２２】
さて、異方性が軽減され、実用的なＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金熱延ストリップ、熱延板または熱延条は、０．８〜２．３質量％のＦｅ、０．０５質量％以下の窒素を含有し、酸素等量値Ｑ＝(Ｏ)＋２．７７(Ｎ)＋０．１(Ｆｅ）が０．３５〜１．００の範囲にあり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金に、体積比で５〜３０％の等軸α相と残部が微細な針状のα相とβ相の混合組織からなる金属組織を付与することにより達成される。もちろん、この組織は、残留歪み等の不安定要因のない安定な組織であることは言うまでもない。
【００２３】
その理由は下記の通りである。まず、ストリップ圧延後に圧延方向に延伸しているα相を、等軸化することにより、α相は、長さ方向と板幅方向に等しい形状となり、幾何学的観点から異方性が軽減される。さらに、このα相は、異方性の最大の元凶であるトランスバース集合組織を有していることから、このトランスバース集合組織の割合を減じ、かわりに、等方的な材質特性を有する針状のα相とβ相の混合組織の割合を増大させる。
【００２４】
この針状のα相とβ相の混合組織は、粗大化すると延性が乏しくなるので微細であることが必要である。そして微細な組織を得るためには、体積比で５％以上の等軸組織を同時に配してやる必要がある。また、等軸組織の体積比が３０％を超えると、この組織の有するトランスバース集合組織の影響が強く残存し、板幅方向の延性は実用的な程度にまで向上せず、依然として低いままとなってしまう。このように、等軸α相の割合は５〜３０％の間とすることが重要である。
【００２５】
次に、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金のＦｅの含有量を０．８〜２．３％に限定したのは、下記の理由による。Ｆｅは凝固偏析しやすい元素であり、２．３％を超えるＦｅを含有する合金では、凝固偏析が存在し、その部分では延性が低下するため、本発明の効果が十分達成できないからであり、０．８％未満のＦｅしか含まない合金では、後述するように、本発明の重要なポイントである等軸α相と、針状α相とβ相の混合組織の体積比を確実に制御することが極めて困難となり、実際的でなくなるからである。
【００２６】
そして、Ｑ値＝(Ｏ)＋２．７７(Ｎ)＋０．１(Ｆｅ)を、０．３５〜１．００％としたのは次の理由による。Ｑ値は合金の強度を示す指標であり、合金元素である、酸素、窒素、Ｆｅの強度に寄与する程度が、１：２．７７：０．１であることを示している。
【００２７】
そして、Ｑ値が０．３５〜１．００となるような合金は、７００〜１２００ＭＰａ程度の引張強さを有する高強度合金である。Ｑ値が０．３５に満たないような合金では、強度が低いため、熱延ストリップの材質異方性は小さく、板幅方向の延性も実用に十分な値が元来確保されており、これを改善する必要はない。また、Ｑ値が１．００を超えるような超高強度合金では、元来延性が低く、本発明をもってしても、板幅方向の延性は実用レベルには到達しない。
【００２８】
酸素等量値Ｑが０．６８〜１．００であるＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金は、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金の中でも特に高強度であり、材質異方性が特に強く現れやすいため、本発明を適用した場合の効果が特に著しい。
【００２９】
また、窒素の含有量を０．０５％以下としたのは、これを超えて窒素を添加すると、Ｔｉと窒素の化合物が析出し、延性が低下するため、本発明をもってしても、板幅方向の延性が実用レベルに達しないからである。
【００３０】
さて、本発明(１)記載の熱延ストリップ、熱延板または熱延条は、以下の方法によって製造することができる。
【００３１】
本発明の熱延ストリップ、熱延板または熱延条を製造する方法は、まず、前記したような、０．８〜２．３質量％のＦｅ、０．０５質量％以下の窒素を含有し、酸素等量値Ｑ＝(Ｏ)＋２．７７(Ｎ)＋０．１(Ｆｅ)が０．３５〜１．００の範囲にあり、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるチタン合金のスラブを、当該合金のβ変態点以下の温度域に加熱し、熱間圧延し、コイル状に巻き取る。この工程では、β変態点以下のα＋β二相温度域にて高歪み速度で高圧下率の熱間圧延を行うことにより、α相およびβ相の両方に高い歪みが蓄積される。
【００３２】
次に、β変態点以下で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態にて３：７となる温度以上に３分以上の時間加熱保持した後、空冷以上の冷却速度で冷却する第１の熱処理を行う。この工程では、α相が、先に付与された歪みを介して再結晶するとともに体積比３０％以下となり、相対的に増えたβ相によって分断され、等軸化する。
【００３３】
一方、β相は７０％以上の体積比となり、さらに、先に付与された歪みを介して再結晶する。そして空冷以上の冷却速度で冷却すると、この再結晶したβ相中には、強い異方性の元凶であるトランスバース集合組織を持たない、微細な針状のα相が析出し、微細な針状α相とβ相の混合組織となる。
【００３４】
ここで、この第１の熱処理の温度を、β変態点以下で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態にて３：７となる温度以上としたのは、次の理由による。β変態点とは、平衡状態にてα相の体積分率がゼロで、１００％β相となる温度であるが、実際に合金をこの温度にまで加熱すると、平衡状態となるには途方もなく長い時間を有するため、事実上は、５％程度のα相が残存する。
【００３５】
したがって、β変態点以下で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態にて３：７となる温度以上で熱処理を行うと、等軸α相の割合を、所望の５〜３０％にすることができる。
【００３６】
また第１の熱処理の加熱保持時間を３分以上としたのは、これ未満の時間では、まだ変態が不十分で、所望の体積比のα相とβ相の比率に達していないからである。加熱保持時間の上限については特に規定しないが、これは、板厚や板幅、コイル状で熱処理する場合コイルの径などの寸法によって適宜調節し、所望の体積比に十分達した時点で終了すれば良く、本発明はこれを制限するものではない。
【００３７】
また、冷却を空冷以上の冷却速度で行うこととしたのは、これより遅い冷却速度では、冷却中に所望の微細針状α相が析出せず、トランスバース集合組織を有する等軸α相が冷却中に再び成長し体積を増すことにより、せっかく５〜３０％に調節した等軸α相の割合が、最適範囲から逸脱してしまうからである。
【００３８】
さて、上記の第１熱処理の後は、次に、５００℃以上で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態で７：３となる温度以下に２０分以上保持する第２の熱処理を行う。この第２の熱処理の目的は、第１の熱処理で空冷以上の比較的速い冷却速度で冷却したため冷却中に歪みが生じており、これを消失させ、延性を向上させることである。
【００３９】
ここで、第２の熱処理の加熱温度を５００℃以上で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態で７：３となる温度以下としたのは、５００℃以下の温度では、歪みの放出が不十分で安定な組織が得られず延性が低下するからであり、α相とβ相の体積比が平衡状態で７：３となる温度以下としたのは、これを超える温度域では、トランスバース集合組織を有する等軸α相が成長し、体積比を増し、再び異方性が強くなるからである。
【００４０】
また、加熱時間を２０分以上としたのは、２０分未満の時間では、歪みの放出が不十分で安定な組織が得られず延性が低下するからである。なお、熱処理時間の上限を特に規定しないが、これは、板厚や板幅などの寸法によって適宜調節し、歪みが十分開放された時点で終了すれば良く、本発明はこれを制限するものではない。
【００４１】
なお、上記の工程を適用するに際し、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金のＦｅ含有量が、０．８％以上であることが必要である。それは、０．８％未満のＦｅしか含有しない合金では、第１の熱処理の温度であるβ変態点以下で、当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態にて３：７となる温度以上の範囲がきわめて狭く、温度測定誤差やバラツキ等を勘案すると、この温度範囲での熱処理は工業的に困難な技術となるからである。
【００４２】
すなわち、本発明の方法は、０．８％以上のＦｅを含有し、第１の熱処理温度範囲が十分に広い、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金でのみ効力を発揮するものであり、また、このような観点から、本発明は、合金の冶金的特徴をも十分に活かした発明と言うことができる。
【００４３】
さて、上記の製造方法において、第１の熱処理は連続焼鈍により行うことが好ましい。これは、低コストというＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度合金の特徴を最大限に活用するため、より効率的な連続焼鈍設備を用いて第１の熱処理を行うものである。
【００４４】
もちろん、連続焼鈍後、連続酸洗ラインのような脱スケールラインを連続的に通板することにより、さらに生産性が向上し低製造コストが達成できる。ただし、連続焼鈍を用いる場合、加熱保持時間には特に注意を払う必要がある。すなわち、本発明の効果を十分に得るためには、短時間の連続焼鈍と言えども、３分以上の時間加熱保持を確保する必要がある。
【００４５】
本発明の熱延ストリップは、上述した方法によって製造するが、その熱延ストリップから切り出した熱延板または熱延条は、上記第２の熱処理終了後に切断を行い製造することができるが、途中の工程、すなわち、熱延終了後あるいは、第１の熱処理終了後に切断を行い、切り板(熱延板)、条の形で、第１および第２の熱処理、あるいは第２の熱処理のみを行うことも可能である。
【００４６】
特に、熱延板の製造方法では、第２の熱処理の前、すなわち熱延終了後あるいは、第１の熱処理終了後に切り板とし、最終の第２の熱処理を、板形状矯正処理と兼ねて実施することにより、効率的に、板幅方向にも高い延性を有し、平坦度の高い、実用的な熱延板を製造することができる。ここで、板形状矯正処理とは、板の上に重石を載せたり、真空吸引力を利用した方法により、クリープ矯正する方法をさしている。
【００４７】
また、熱延条を製造する際にも、熱間圧延終了後あるいは第１の熱処理終了後に、熱延ストリップコイルを板長さ方向にスリット切断し条とし、その後、残りの工程を実施することにより、第２の熱処理終了までに、切断時の加工歪みを除去することができ、板幅方向にも高い延性を有し、残留歪みの少ない、実用的な熱延条を効率的に製造することができる。
【００４８】
なお、本発明のチタン合金には、規定した量のＦｅ、酸素、窒素を含む以外に、耐食性向上の目的のために、最高０．３％の白金族元素や、０．３％以下のＮｉ、Ｃｒなどの不純物元素などを含有していてもかまわない。
【００４９】
【実施例】
以下に、実施例で本発明をさらに詳しく説明する。
（試験１)
真空アーク２回溶解により、表１に示した組成のチタン合金を溶解し、鍛造によって１０００ｍｍ幅×２００ｍｍ厚のスラブとし、熱間ストリップ圧延機により板厚４ｍｍに圧延し、コイル状に巻き取った。このストリップコイルを、通常チタン合金で行われる７５０℃×１時間(あとは空冷)の焼鈍を行い、長さ方向および板幅方向に引張試験片を切り出し、引張試験を行った。試験結果も同時に表１に示す。
【００５０】
【表１】
0003749589.tif 000002
【００５１】
試験番号１、２、３は酸素等量値(Ｑ)が０．６８以上の合金で、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金の中でも高強度の合金である。いずれの場合も、長さ方向には９００ＭＰａ以上の高強度と１５％以上の引張伸びが得られており、優れた引張特性を示しているが、板幅方向の引張伸びが５％にも満たない著しく低い値で、引張試験中に最高強度に達する前に早期破断してしまった。
【００５２】
試験番号５および６は、Ｑが０．３５〜０．６８未満の合金で、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金の中では、比較的強度の低い部類の合金である。これらの合金も、長さ方向には、各々のＱに相当する７００〜９００ＭＰａの比較的高い引張強度と、２０％以上の高い引張伸びが得られているが、板幅方向の引張伸びは、Ｑが０．６８以上の合金程ではないが、やはり低く、１０％以下であった。
【００５３】
しかし、Ｑが０．３５未満の試験番号４は、長さ方向と板幅方向の材質特性差はあまり大きくなく、板幅方向の引張伸びも２０％以上と高い値であった。しかし、長さ方向の引張強さは７００ＭＰａ未満であり、高強度合金といえるような合金ではなかった。
【００５４】
（試験２)
試験１と全く同様の組成、工程で製造したストリップコイルを、焼鈍の代わりに、表２に示す第１の熱処理、第２の熱処理を行い、長さ方向および板幅方向の引張特性および等軸α相の体積率を調べた。その結果を表３に示す。ここで、熱処理は全て箱型の加熱炉を使用して行った。試験番号７〜１２の合金組成は、全て先に説明した試験番号１〜６に対応するものである。
【００５５】
さて、表２および３において、本発明の実施例である試験番号７、９、１１、１２は、いずれも、等軸α相の比率が本発明で規定した５〜３０％の範囲にあり、残部は微細針状α相とβ相の混合組織であった。そして、これらは、いずれも長さ方向の引張強さが７００ＭＰａ以上、板幅方向の引張伸びが１０％以上の優れた特性のＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金熱延ストリップであった。
【００５６】
特に、Ｑが０．６８以上の高強度の試験番号７、９は、試験番号１、３と比較すれば明らかなように、単純焼鈍では異方性が非常に強く板幅方向の引張伸びが３％にも満たなかったものが、これが１０％以上にまで向上しており、特に本発明の効果が著しい。
【００５７】
【表２】
0003749589.tif 000003
【００５８】
【表３】
0003749589.tif 000004
【００５９】
これに対し、試験番号８は、Ｆｅ含有量が、本発明で規定した０．８％を下回る値であったため、表２に示したように、第１の熱処理の温度であるβ変態点以下で当該合金のα相とβ相の体積比が平衡状態にて３：７となる温度以上の適正な温度範囲がわずか２５℃しかなく、温度測定誤差やバラツキ等のため、第１の熱処理温度が狙いからはずれてしまい、適正温度範囲を逸脱し、等軸α相の割合が５％未満となってしまった。そのため、針状α相の割合が増え、しかもこれらが粗大化し、板幅方向の伸びが改善しないばかりか、長さ方向の伸びまで低下してしまった。
【００６０】
また、試験番号１０の合金は、表１の試験番号４に示したように、元来、強度が低いため、熱延ストリップの材質異方性は小さく、板幅方向の延性も実用に十分な値が単純焼鈍ですでに確保されており、これを改善するための本発明の適用はほとんど無意味であった。
【００６１】
（試験３)
真空アーク２回溶解により、表４に示した組成のチタン合金を溶解し、試験２と同様に、鍛造スラブ製造、熱間ストリップ圧延による４ｍｍ厚のストリップコイル製造を行い、第１および第２の熱処理を実施、長さ方向および板幅方向の引張特性および等軸α相の体積率を調べた。その結果を表５に示す。ここで、熱処理は全て箱型の加熱炉を使用して行った。また、等軸α相以外の組織は、全て微細針状α相とβ相の混合組織であった。
【００６２】
さて、表４および５において、本発明の実施例である試験番号１４および１６は、等軸α相の比率が本発明で規定した５〜３０％の範囲にあり、残部は微細針状α相とβ相の混合組織であった。そして、これらは、いずれも長さ方向の引張強さが９００ＭＰａ以上、板幅方向の引張伸びが１０％以上の優れた特性のＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金熱延ストリップであった。
【００６３】
これに対し、試験番号１３、１５、１７は、いずれも板幅方向の引張伸びが１０％未満の低い値であった。この理由は下記の通りである。試験番号１３は、窒素の含有量が０．０５％を超えて添加されたため、Ｔｉと窒素の化合物が析出し延性が低下し、本発明をもってしても、板幅方向の延性が実用レベルに達しなかった。
【００６４】
試験番号１５は、２．３％を超えてＦｅが添加されたため、凝固偏析が生じ、その部分で延性が低下した。試験番号１７は、Ｑが１．００を超えており、このような超高強度合金では、元来延性が低く、本発明をもってしても、板幅方向の延性は実用レベルには到達しなかった。
【００６５】
【表５】
0003749589.tif 000005
【００６６】
【表４】
0003749589.tif 000006
【００６７】
（試験４)
試験番号１および試験番号７と同じ合金であるＴｉ−１．５％Ｆｅ−０．５０％Ｏ−０．０４％Ｎを真空アーク溶解し、分塊圧延により９００ｍｍ幅×２００ｍｍ厚のスラブを製造し、熱間ストリップ圧延機により板厚４ｍｍに圧延し、コイル状に巻き取った。β変態点は９５５℃、平衡状態でα相とβ相の体積比が３：７になる温度は８７５℃、同じく７：３になる温度は７５５℃である。
【００６８】
さらにこのストリップコイルに対し、第１および第２の熱処理を行い、長さ方向および板幅方向の引張特性および等軸α相の体積率を調べた。表６に、スラブ加熱温度、第１および第２の熱処理条件、引張特性、等軸α相の比率を示す。
【００６９】
なお、熱処理は、試験番号２３および２４以外は箱型の加熱炉を使用して行い、試験番号２３および２４は連続焼鈍設備を用いて実施した。また、等軸α相以外の組織は、試験番号１８および２１以外は全て微細針状α相とβ相の混合組織であった。試験番号１８および２１では、等軸α相以外の組織は、粗大なα相とβ相の混合組織であった。
【００７０】
さて、表６において、本発明例の試験番号１９、２０、２３、２５、２８、２９は、等軸α相の比率が本発明で規定した５〜３０％の範囲にあり、残部は微細針状α相とβ相の混合組織であった。そして、これらは、いずれも長さ方向の引張強さが９００ＭＰａ以上、板幅方向の引張伸びが１０％以上の優れた特性のＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金熱延ストリップであった。
【００７１】
特に、試験番号２３は、第１の熱処理を連続焼鈍設備を用いて実施したもので、板幅方向にも高い延性を有する、実用的なＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金熱延ストリップが効率的に生産できた。
【００７２】
これに対し、試験番号１８、２１、２２、２４、２６、３１は、等軸α相の割合が５〜３０％を逸脱しており、板幅方向の引張伸びが１０％に満たない低い値であった。この理由は下記の通りである。
【００７３】
試験番号１８では、スラブの加熱温度がβ変態点を超えたため、α相およびβ相の両方に高い歪みが蓄積されず、次の第１の熱処理中に所望の体積比の等軸α相が生成しなかった。
【００７４】
試験番号２１では、この第１の熱処理の温度がβ変態点を超えたため、ほとんど全てのα相がβ相に変換され、等軸α相の割合がわずか１％になってしまい、その後冷却中に粗大な針状α相が生成し、延性が低下した。
【００７５】
試験番号２２では、第１の熱処理の温度が、α相とβ相の体積比が平衡状態にて３：７となる温度である８７５℃未満であったため、等軸α相の割合が３０％を超え、トランスバース集合組織の影響が強く残存し、板幅方向の延性が低くなった。
【００７６】
試験番号２４は、連続焼鈍設備を用いて第１の熱処理を行った例であるが、第１の熱処理の加熱保持時間が３分に満たなかったため、まだ変態が不十分で、所望の体積比のα相とβ相の比率に達せず、等軸α相の比率が高くなり、トランスバース集合組織の影響で板幅方向の延性が低くなった。
【００７７】
試験番号２６は、第１の熱処理の冷却速度が、空冷よりも遅い炉冷であったため、冷却中に所望の微細針状α相が析出せず、等軸α相が冷却中に再び成長し体積を増し、その割合が３０％を超え、トランスバース集合組織の影響で板幅方向の延性が低くなった。
【００７８】
試験番号３１は、第２の熱処理の温度が、α相とβ相の体積比が平衡状態で７：３となる温度である７５５℃を超えたため、トランスバース集合組織を有する等軸α相が成長し、体積比を３０％以上にまで増し、再び異方性が強くなり、板幅方向の延性が低下した。
【００７９】
また、試験番号２７および３０は、等軸α相の割合が５〜３０％の範囲内であったが、板幅方向の伸びが１０％未満の低い値であった。この理由は下記の通りである。試験番号２７では、第２の熱処理の温度が５００℃未満であったため、先の第１の熱処理の冷却中に導入された歪みの放出が不十分で、安定な組織が得られず延性が低下した。
【００８０】
また、試験番号３０では、第２の熱処理の加熱保持時間が２０分未満であったため、先の第１の熱処理の冷却中に導入された歪みの放出が不十分で,安定な組織が得られず延性が低下した。
【００８１】
（試験５)
試験４と同じく、真空アーク溶解、分塊圧延により製造したＴｉ−１．５％Ｆｅ−０．５％Ｏ−０．０４％Ｎの９００ｍｍ幅×２００ｍｍ厚のスラブを、９００℃に加熱し、熱間ストリップ圧延機により板厚４ｍｍに圧延し、コイル状に巻き取った。その後、表７に記した種々の工程にて、熱延板、熱延条を製造し、長さ方向および板幅方向の引張特性および等軸α相の体積率を調べた。その結果も併せて表７に示す。
【００８２】
表７において、試験番号３２および３４は、熱延終了後のストリップコイルを、各々、切り板、条に切断し、その後、第１および第２の熱処理に供し、各々、熱延板,熱延条を製造した例である。ここで、試験番号３２では、第２の熱処理はクリープ矯正による平坦化処理を兼ねて実施した。
【００８３】
試験番号３３および３５は、熱延終了後、第１の熱処理を実施したストリップコイルを、各々、切り板、条に切断し、その後、第２の熱処理に供し、各々、熱延板、熱延条を製造した例である。ここで、試験番号３４では、第２の熱処理はクリープ矯正による平坦化処理を兼ねて実施した。
【００８４】
表７の引張特性、等軸α相の体積比率の値に見られるように、このような方法で製造した熱延板、熱延条は、ストリップコイルのまま最終の第２の熱処理まで実施した、表６の試験番号２０あるいは２３とほとんど同等の結果を示しており、最終熱処理終了後、切り板、条に切断しても、途中の工程で切断し、後の工程を、切り板、条の形で実施しても、板幅方向にも高い延性を有する実用的なＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度チタン合金熱延板、熱延条を製造することができる。
【００８５】
むしろ、試験番号３２〜３５の方法は、平坦度の高い熱延板あるいは切断時の加工歪みの除去された熱延条を効率的に製造できるという利点が発揮されている。
【００８６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明により、板幅方向にも高い延性を有する、実用的な熱延ストリップ、熱延板または熱延条などの熱延製品を提供でき、低コストというＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系高強度合金の特徴を最大限に発揮させることができる。
【００８７】
【表６】
0003749589.tif 000007
【００８８】
【表７】
0003749589.tif 000008