JPH0219182B2 - - Google Patents
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- JPH0219182B2 JPH0219182B2 JP62103230A JP10323087A JPH0219182B2 JP H0219182 B2 JPH0219182 B2 JP H0219182B2 JP 62103230 A JP62103230 A JP 62103230A JP 10323087 A JP10323087 A JP 10323087A JP H0219182 B2 JPH0219182 B2 JP H0219182B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
本発明は、ストリツプ圧延法により延性が良好
で耐力異方性の小さいチタン板の製造方法に関す
る。 耐力異方性と圧延方向（以下Ｌ方向という）
と、圧延方向に対し直角の方向（以下Ｔ方向とい
う）の耐力（降伏強度）の比を意味する。 ［従来の技術］ 純チタンの製造は、通常、熱間圧延−焼鈍−酸
洗−冷間圧延−焼鈍の各工程を経て行われる。し
かし通常の熱延板および冷延焼鈍板は、著しい板
面内異方性を示す。即ち降伏強度（降伏を生じな
いばあいは0.2％耐力）のＬ方向値σyLは最も小
さく、Ｔ方向値σyTは最も大となり、耐力異方性
＝σyT／σyLは約1.3程度となる。従つてこれが張
出し、深絞りなどの成形加工時の形状不良、顕著
な耳発生、あるいはプレス割れなどの原因とな
る。これらの難点を解消する方法として、従来(1)
クロス圧延法、(2)軽圧下圧延法、などがなされて
いるが、(1)の方法はストリツプ圧延法の様な一方
向圧延には適用不可能であり、又(2)の方法も完全
焼鈍によつてその効果を失う。 特開昭60−194052号は、Ｏ含有量が0.26wt％以
上（Fe含有量約0.20wt％）のチタン熱延板を、
一方向圧延で冷間圧延−焼鈍を繰返し２回以上行
う方法で、耐力異方性を1.15以下にしうることを
開示している。しかしながら、この方法で耐力異
方性はσ0.2（Ｔ）／σ0.2(L)＝1.07〜1.15となるもの
の、その強度・延性特性は高強度・低延性型で、
強度部材には適しているが延性不足であり、成形
加工には不向きな材料である。又、この方法では
Fe含有量の範囲については何ら言及されていな
い。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記の従来法の難点に鑑みて、十分な
延性を確保し、且つ一方向圧延（ストリツプ圧
延）により耐力異方性の小さいチタン板を製造す
る方法を提供することをその目的とする。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明者らは、上記の目的に従い、Ｏ含有量や
β共析型合金元素Fe，Cu，Siの含有が、強度・
延性に及ぼす影響や、異方性発達の原因となる圧
延・焼鈍集合組織形成との関係等を詳細に検討し
た。 α−チタンは一方向圧延によつて六方晶
［0001］軸（Ｃ軸）が圧延板面法線方向から板幅
方向（TD方向と称する）に約35〜40゜傾く、いわ
ゆるSplit−TDテクスチヤー｛（0001）±35〜
45゜TD）を示す。α−チタンの異方性はこの
Split−TDテクスチヤーに起因する。圧延板（焼
鈍板も同様）の面内異方性を小さくするには、こ
の方位集積を低減させて、［0001］軸が板面法線
方向と平行な、いわゆるBasal−テクスチヤー方
位成分を増大させることが必要である。一般的に
Ｏを増大させるとBasal−テクスチヤー成分が増
大し異方性は弱まる。Ｏを低減するとSplit−TD
テクスチヤー成分が発達し異方性が顕著となる傾
向がある。しかし、本発明者等はＯ含有量が0.1
以下の低酸素材でも、Fe、Cu、Si等の添加によ
つて、冷間圧延前に結晶粒内にはTi−Fe系ある
いはTi−Cu系等の化合物を微細分散析出せしめ
ると、引続いてなされる圧延で双晶発生を抑制し
うること知見した。すなわちこの場合圧延変形中
に微細析出物が交差すべりを助長し、すべり変形
が主たる変形モードとなつてSplit−TD方位成分
集積の低減減と、Basal方位成分の増大をもたら
すこと、その際適当量のFe、Cu、Siが必要でこ
れらの化合物をα相マトリツクス中に微細均一分
散させておくことが必要であること、又それを実
現するためには適切な溶体化処理と時効析出処理
が不可欠であることを知見して、本発明をなすに
到つた。従つて本発明の構成は(1)含有酸素量、(2)
Fe、Cu、Si等の含有合金元素、(3)溶体化＋時効
処理、(4)冷延の繰返し、等の諸点で公知の技術と
大きく相違する。 即ち本発明は (1) Ｏ≦0.1重量％、Fe：0.1〜0.5重量％を含有す
る熱間圧延したチタン板を、β域に短時間再加
熱し水冷する工程、次に200〜500℃で30分以上
の時効処理する工程、次に圧延率で30％以上の
冷間圧延する工程、次に600〜800℃で焼鈍する
工程からなる、異方性の小さい良延性チタン板
の製造方法であり、また (2) Ｏ≦0.1重量％、Fe：0.1〜0.5重量％を含有
し、さらにＢ、Ｙ、La、Ceの１種または２種
以上を合計で0.05〜0.3重量％含有する熱間圧
延したチタン板を、前記(1)に記載した再加熱水
冷工程、時効処理工程、冷間圧延工程、焼鈍工
程を順次行う、異方性の小さい良延性チタン板
の製造方法であり、また (3) Ｏ≦0.1重量％、CuおよびまたはSiを合計で
0.1〜0.8重量％含有する熱間圧延したチタン板
を、β域に短時間再加熱し水冷する工程、次に
300〜600℃で30分以上の時効処理する工程、つ
ぎに前記(1)に記載の冷間圧延工程、次に前記(1)
に記載の焼鈍工程を行う、異方性の小さい良延
性チタン板の製造方法であり、また (4) Ｏ≦0.1重量％、CuおよびまたはSiを合計で
0.1〜0.8重量％を含有しさらにＢ、Ｙ、La、Ce
の１種または２種以上を合計で0.05〜0.3重量
％含有する熱間圧延したチタン板を、前記(3)に
記載した再加熱水冷工程、時効処理工程、冷間
圧延工程、焼鈍工程を順次行う、異方性の小さ
い良延性チタン板の製造方法である。 尚前記(1)〜(4)で用いるチタン板の不純物元素レ
ベルはＣ：0.15wt％以下、Ｎ：0.07wt％以下、
Ｈ：0.01wt％以下のいわゆる工業用純チタン板で
ある。 ［作用］ 以下、本発明を具体的に述べる。 本発明者らはα−チタンの一方向圧延における
圧延集合組織形成機構を計算機シミユレーシヨン
法によつて詳細に検討し(1)α−チタン特有の
Split−TDテクスチヤー成分がすべり変形と双晶
変形の複合化、とくに双晶変形の寄与が大きいた
めにもたらされること、(2)すべり変形のみによつ
て変形がなされる場合には、理想的Basalテクス
チヤー方位が形成されること、(3)従つて双晶発生
の抑制制御が低異方性チタン材を得るポイントで
あることを知得した。更に本発明者らは侵入型元
素（例えばＯ）などの延性を著しく低下させる元
素の増量という手段によらず、α−チタンマトリ
ツクス中に析出物を微細分散析出させこれによつ
て双晶変形を抑制することを試みた。その結果チ
タンとの二元系合金でβ−共析型（β−
eutectoid）として知られるFe、Cu、Siをα相の
固溶限近傍の量添加し（あるいはＢ、Ｙ、La、
Ceなどを複合して微量添加し）適当な熱処理を
施すと、冷延前にTiFe、Ti2Cu、Ti5Si3などの微
細析出物が分散析出（状態図的にいうとα−
dispersive型といえる）すること。これを冷延す
ると析出物によつて圧延中の交差すべりを助長
し、双晶発生が抑制されること、その結果Split
−TDテクスチヤーの発達は弱まり、相対的に
Basalテクスチヤー方位が増大するので板面内異
方性が極めて小さくなること等を見出した。 一般にβ−eutectoid型の合金元素は、α−Ti
中へ固溶限以上添加すると粒界部にβ相ないしは
化合物を形成して、局部的に濃化偏析を生じやす
い。例えばTi−Ee系の場合、そのβ−共析温度
直上の600℃におけるα相のFeの固溶限は約
0.06wt％である。従つて冷延前に熱延板焼鈍処理
として通常行われるα域処理（750℃×２分程度）
を行うと、Feの粒界部濃化が進み、α相結晶粒
内部にはTi−Fe化合物が極めて析出しにくくな
る。従つて本発明では上記のα域処理は冷延前処
理として行わない。又結晶方位的に見ればこのα
域処理はSplit−TDテクスチヤーを形成し、冷延
によつてさらにこの主方位成分が増大し、最終焼
鈍板の異方性が発達するので、本発明の目的上更
に不都合である。本発明の特許請求の範囲１及び
２では熱延板をβ温度域に短時間加熱後急冷し、
200〜500℃で時効処理を施すことにより、冷間圧
延前に結晶方位をβ→α変態によつてランダム方
位化すると共にαチタン結晶粒内にTi−Fe化合
物を微細分散析出させる。 この方法によれば、後述する実施例の様に、引
続く冷間圧延中の双晶発生が抑制され、最終真空
焼鈍処理後の耐力異方性σyT／σyLが1.15以下と
なる。本発明ではこの場合、Ｏ含有量は延性劣化
防止のため0.1wt％以下に制限する。0.1wt％以下
では延性の劣化を防止できるが望ましくは0.08wt
％以下である。しかし0.03wt％以下となると耐力
異方性が大きくなる傾向がある。従つて最も望ま
しいＯ含有量は0.03wt％〜0.08wt％である。 本発明の(1)及び(2)でFeの含有量は0.1〜0.5wt％
である。0.1wt％未満では効果は小さく0.5wt％以
上では効果が薄れるとともに不必要な強度上昇と
延性劣化を招くので望ましくない。一連の実験結
果では0.2〜0.3wt％が最も望ましい成分範囲であ
る。 本発明でβ域処理温度と保持時間については特
に制限するものでないが、望ましくは粗粒化防止
や酸化防止の観点からβtransus〜950℃の温度域
で１〜10分程度の処理を行うのが良い。 β域処処理後の冷却条件は水冷もしくはこれに
準ずる程度の急速冷却とすべきである。この急冷
によつてβ相中に固溶したFeを固溶状態のまま
凍結しうる。空冷あるいはそれ以下の冷却速度条
件の場合はβ→α変態時に、α相ラメラー組織の
相境界部部に極めてFe濃度の高い部分を生じ、
α相中のFe濃度が低下して、引続く低温時効処
理の効果が減ずる。 本発明の(1)および(2)の時効処理は、保持温度が
200℃未満の場合はFeの拡散が不十分でTi−Fe化
合物の粒内析出が極めて緩慢となつて効果がな
い。又500℃以上の場合はFeの拡散が促進されす
ぎて、粒界部へのFeの濃化を生じて粒界脆化を
示すとともに粒内への微細析出は僅少となる。微
細析出状態を得るためには300℃前後の時効処理
が良い。 時効処理時間については30分間未満では効果が
なく、望ましくは５時間程度が良い。 冷間圧延は熱延板長手方向に圧延を行うが、１
回の圧延工程で30％以上の圧下を行う。30％未満
の圧下ではBaSalテクスチヤー方位成分を増大さ
せるには不十分な変形量である。圧下の上限は特
に制限しないが40〜70％の範囲が望ましい。本発
明で冷間圧延後の最終焼鈍は600℃〜800℃で行
う。600℃未満の場合は再結晶が極めて緩慢で細
粒となつて延性が低下するので望ましくない。 また800℃以上では逆に耐力異方性が増大しあ
るいは粗粒化が過ぎるため不適当である。延性、
結晶粒径などの観点から650〜700℃の範囲が望ま
しい。 以上詳述した機構は、Ti−Fe系と同様にβ−
eutectoid型であり、時効処理によつてα相中に
微細な化合物を析出する合金系（α−
dispersive）であるTi−Cu系、Ti−Si系、Ti−
Cu−Si系においても成立する。 Ti−Cu系はβ−共析温度が約790℃でTi−Fe
系より約200℃高く、この共析温度のα相中のCu
の最大固溶量が約2.1wt％と高く、かつ400℃前後
の時効処理によつて微細なTi2Cu析出物がα相粒
内に生じる。 Ti−Si系はβ−共析温度が約860℃でその場合
のα相中のSiの最大固溶量は0.65wt％で、冷却、
時効処理に際してα相中にTi5Si3が析出する。 Ti−Cu−Si系ではα相中にTi2Cu、Ti5Si3が共
存析出する。従つてこれらの系も双晶発生抑制に
おいてTi−Fe系と同様の効果を生むので、低異
方性材の成分系として適切である。 有効な成分範囲としては、Cu単独添加の場合
は、0.1〜0.8wt％が良く、0.1wt％未満の場合は
Ti2Cu析出が見られず異方性制御効果がない。ま
たCuが0.8wt％を超えると異方性制御効果が薄れ
るとともに不必要な強度上昇と延性劣化を招くの
で望ましくない。 Si単独添加の場合も同様に0.1〜0.8wt％が適当
で、又Cu、Siの複合添加の場合も合計で0.1wt％
〜0.8wt％が適正な成分範囲である。ただしTi−
Cu系及びTi−Cu−Si系の場合の時効は300〜600
℃で30分間以上保持する。これは300℃未満では
十分な量の析出物が得られず、600℃を上まわる
場合は過時効析出となつて析出物が粗大化するた
め異方性制御効果が失われるためで、望ましい時
効温度はTi−Cu系の場合は400℃近傍、Ti−Si系
の場合は550℃近傍で、Ti−Cu−Si系の場合は主
たる合金元素の適正時効温度に合わせるのが良
い。尚Ti−Cu系、Ti−Si系、Ti−Cu−Si系の冷
延条件、最終焼鈍条件の限定理由はTi−Fe系と
同じである。又Ti−Fe系、Ti−Cu、Ti−Si、Ti
−Cu−Si系のチタン板にＢ、および希土類元素
のＹ、La、Ceの１種または２種以上を合計で
0.05〜0.3wt％程度の微量添加すると微細なほう
化物、酸化物を形成して、これまでのべたTi−
Fe、Ti−Cu系と類似の異方性制御効果を生ず
る。又同時にＢおよびこれらの希土類元素の添加
によつてβ域短時間加熱に際してのβ粒の粗大化
を防止する効果があり、これは同時にとりもなお
さず冷延加工時の双晶発生を抑制する。添加量の
合計が0.05wt％未満では効果が希薄となり、
0.3wt％を上まわると材料の延性が損われる。 ［実施例］ 以下本発明の実施例を説明する。 実施例 １ 第１表のＡ−１〜Ａ−６の化学成分の板厚３mm
のチタン熱延板を用いて、冷延前処理としてβ
域（900％）×２分保定→水冷（WQ）→300℃×
5hr時効、β域（900℃）×２分保定→WQ→500
℃×5hr時効、α域（700℃）×1h保定→空冷→
300℃×5hr時効、α域（700℃）×1hr保定→空
冷、を施したのち、１回の冷延によつて熱延板長
手方向に板厚１mmまで（圧下率67％）の冷間圧延
を施施した。又については冷間圧延率20％、30
％、40％および50％の試験も行つた。その後、最
終焼鈍として650℃×5hr保定の焼鈍を行い、焼鈍
板の機械的性質および耐力異方性σyT／σyLを調
べた。尚引張試験方法はASTM規格に従い行つ
た。 第１図は圧延率67％の場合の耐力異方性の例を
示す図である。又第２図は冷延率67％の際の及
びの機械的特性値の例である。第１図にみられ
る如く、冷延前処理としてα域処理（、）を
行
で耐力異方性の小さいチタン板の製造方法に関す
る。 耐力異方性と圧延方向（以下Ｌ方向という）
と、圧延方向に対し直角の方向（以下Ｔ方向とい
う）の耐力（降伏強度）の比を意味する。 ［従来の技術］ 純チタンの製造は、通常、熱間圧延−焼鈍−酸
洗−冷間圧延−焼鈍の各工程を経て行われる。し
かし通常の熱延板および冷延焼鈍板は、著しい板
面内異方性を示す。即ち降伏強度（降伏を生じな
いばあいは0.2％耐力）のＬ方向値σyLは最も小
さく、Ｔ方向値σyTは最も大となり、耐力異方性
＝σyT／σyLは約1.3程度となる。従つてこれが張
出し、深絞りなどの成形加工時の形状不良、顕著
な耳発生、あるいはプレス割れなどの原因とな
る。これらの難点を解消する方法として、従来(1)
クロス圧延法、(2)軽圧下圧延法、などがなされて
いるが、(1)の方法はストリツプ圧延法の様な一方
向圧延には適用不可能であり、又(2)の方法も完全
焼鈍によつてその効果を失う。 特開昭60−194052号は、Ｏ含有量が0.26wt％以
上（Fe含有量約0.20wt％）のチタン熱延板を、
一方向圧延で冷間圧延−焼鈍を繰返し２回以上行
う方法で、耐力異方性を1.15以下にしうることを
開示している。しかしながら、この方法で耐力異
方性はσ0.2（Ｔ）／σ0.2(L)＝1.07〜1.15となるもの
の、その強度・延性特性は高強度・低延性型で、
強度部材には適しているが延性不足であり、成形
加工には不向きな材料である。又、この方法では
Fe含有量の範囲については何ら言及されていな
い。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記の従来法の難点に鑑みて、十分な
延性を確保し、且つ一方向圧延（ストリツプ圧
延）により耐力異方性の小さいチタン板を製造す
る方法を提供することをその目的とする。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明者らは、上記の目的に従い、Ｏ含有量や
β共析型合金元素Fe，Cu，Siの含有が、強度・
延性に及ぼす影響や、異方性発達の原因となる圧
延・焼鈍集合組織形成との関係等を詳細に検討し
た。 α−チタンは一方向圧延によつて六方晶
［0001］軸（Ｃ軸）が圧延板面法線方向から板幅
方向（TD方向と称する）に約35〜40゜傾く、いわ
ゆるSplit−TDテクスチヤー｛（0001）±35〜
45゜TD）を示す。α−チタンの異方性はこの
Split−TDテクスチヤーに起因する。圧延板（焼
鈍板も同様）の面内異方性を小さくするには、こ
の方位集積を低減させて、［0001］軸が板面法線
方向と平行な、いわゆるBasal−テクスチヤー方
位成分を増大させることが必要である。一般的に
Ｏを増大させるとBasal−テクスチヤー成分が増
大し異方性は弱まる。Ｏを低減するとSplit−TD
テクスチヤー成分が発達し異方性が顕著となる傾
向がある。しかし、本発明者等はＯ含有量が0.1
以下の低酸素材でも、Fe、Cu、Si等の添加によ
つて、冷間圧延前に結晶粒内にはTi−Fe系ある
いはTi−Cu系等の化合物を微細分散析出せしめ
ると、引続いてなされる圧延で双晶発生を抑制し
うること知見した。すなわちこの場合圧延変形中
に微細析出物が交差すべりを助長し、すべり変形
が主たる変形モードとなつてSplit−TD方位成分
集積の低減減と、Basal方位成分の増大をもたら
すこと、その際適当量のFe、Cu、Siが必要でこ
れらの化合物をα相マトリツクス中に微細均一分
散させておくことが必要であること、又それを実
現するためには適切な溶体化処理と時効析出処理
が不可欠であることを知見して、本発明をなすに
到つた。従つて本発明の構成は(1)含有酸素量、(2)
Fe、Cu、Si等の含有合金元素、(3)溶体化＋時効
処理、(4)冷延の繰返し、等の諸点で公知の技術と
大きく相違する。 即ち本発明は (1) Ｏ≦0.1重量％、Fe：0.1〜0.5重量％を含有す
る熱間圧延したチタン板を、β域に短時間再加
熱し水冷する工程、次に200〜500℃で30分以上
の時効処理する工程、次に圧延率で30％以上の
冷間圧延する工程、次に600〜800℃で焼鈍する
工程からなる、異方性の小さい良延性チタン板
の製造方法であり、また (2) Ｏ≦0.1重量％、Fe：0.1〜0.5重量％を含有
し、さらにＢ、Ｙ、La、Ceの１種または２種
以上を合計で0.05〜0.3重量％含有する熱間圧
延したチタン板を、前記(1)に記載した再加熱水
冷工程、時効処理工程、冷間圧延工程、焼鈍工
程を順次行う、異方性の小さい良延性チタン板
の製造方法であり、また (3) Ｏ≦0.1重量％、CuおよびまたはSiを合計で
0.1〜0.8重量％含有する熱間圧延したチタン板
を、β域に短時間再加熱し水冷する工程、次に
300〜600℃で30分以上の時効処理する工程、つ
ぎに前記(1)に記載の冷間圧延工程、次に前記(1)
に記載の焼鈍工程を行う、異方性の小さい良延
性チタン板の製造方法であり、また (4) Ｏ≦0.1重量％、CuおよびまたはSiを合計で
0.1〜0.8重量％を含有しさらにＢ、Ｙ、La、Ce
の１種または２種以上を合計で0.05〜0.3重量
％含有する熱間圧延したチタン板を、前記(3)に
記載した再加熱水冷工程、時効処理工程、冷間
圧延工程、焼鈍工程を順次行う、異方性の小さ
い良延性チタン板の製造方法である。 尚前記(1)〜(4)で用いるチタン板の不純物元素レ
ベルはＣ：0.15wt％以下、Ｎ：0.07wt％以下、
Ｈ：0.01wt％以下のいわゆる工業用純チタン板で
ある。 ［作用］ 以下、本発明を具体的に述べる。 本発明者らはα−チタンの一方向圧延における
圧延集合組織形成機構を計算機シミユレーシヨン
法によつて詳細に検討し(1)α−チタン特有の
Split−TDテクスチヤー成分がすべり変形と双晶
変形の複合化、とくに双晶変形の寄与が大きいた
めにもたらされること、(2)すべり変形のみによつ
て変形がなされる場合には、理想的Basalテクス
チヤー方位が形成されること、(3)従つて双晶発生
の抑制制御が低異方性チタン材を得るポイントで
あることを知得した。更に本発明者らは侵入型元
素（例えばＯ）などの延性を著しく低下させる元
素の増量という手段によらず、α−チタンマトリ
ツクス中に析出物を微細分散析出させこれによつ
て双晶変形を抑制することを試みた。その結果チ
タンとの二元系合金でβ−共析型（β−
eutectoid）として知られるFe、Cu、Siをα相の
固溶限近傍の量添加し（あるいはＢ、Ｙ、La、
Ceなどを複合して微量添加し）適当な熱処理を
施すと、冷延前にTiFe、Ti2Cu、Ti5Si3などの微
細析出物が分散析出（状態図的にいうとα−
dispersive型といえる）すること。これを冷延す
ると析出物によつて圧延中の交差すべりを助長
し、双晶発生が抑制されること、その結果Split
−TDテクスチヤーの発達は弱まり、相対的に
Basalテクスチヤー方位が増大するので板面内異
方性が極めて小さくなること等を見出した。 一般にβ−eutectoid型の合金元素は、α−Ti
中へ固溶限以上添加すると粒界部にβ相ないしは
化合物を形成して、局部的に濃化偏析を生じやす
い。例えばTi−Ee系の場合、そのβ−共析温度
直上の600℃におけるα相のFeの固溶限は約
0.06wt％である。従つて冷延前に熱延板焼鈍処理
として通常行われるα域処理（750℃×２分程度）
を行うと、Feの粒界部濃化が進み、α相結晶粒
内部にはTi−Fe化合物が極めて析出しにくくな
る。従つて本発明では上記のα域処理は冷延前処
理として行わない。又結晶方位的に見ればこのα
域処理はSplit−TDテクスチヤーを形成し、冷延
によつてさらにこの主方位成分が増大し、最終焼
鈍板の異方性が発達するので、本発明の目的上更
に不都合である。本発明の特許請求の範囲１及び
２では熱延板をβ温度域に短時間加熱後急冷し、
200〜500℃で時効処理を施すことにより、冷間圧
延前に結晶方位をβ→α変態によつてランダム方
位化すると共にαチタン結晶粒内にTi−Fe化合
物を微細分散析出させる。 この方法によれば、後述する実施例の様に、引
続く冷間圧延中の双晶発生が抑制され、最終真空
焼鈍処理後の耐力異方性σyT／σyLが1.15以下と
なる。本発明ではこの場合、Ｏ含有量は延性劣化
防止のため0.1wt％以下に制限する。0.1wt％以下
では延性の劣化を防止できるが望ましくは0.08wt
％以下である。しかし0.03wt％以下となると耐力
異方性が大きくなる傾向がある。従つて最も望ま
しいＯ含有量は0.03wt％〜0.08wt％である。 本発明の(1)及び(2)でFeの含有量は0.1〜0.5wt％
である。0.1wt％未満では効果は小さく0.5wt％以
上では効果が薄れるとともに不必要な強度上昇と
延性劣化を招くので望ましくない。一連の実験結
果では0.2〜0.3wt％が最も望ましい成分範囲であ
る。 本発明でβ域処理温度と保持時間については特
に制限するものでないが、望ましくは粗粒化防止
や酸化防止の観点からβtransus〜950℃の温度域
で１〜10分程度の処理を行うのが良い。 β域処処理後の冷却条件は水冷もしくはこれに
準ずる程度の急速冷却とすべきである。この急冷
によつてβ相中に固溶したFeを固溶状態のまま
凍結しうる。空冷あるいはそれ以下の冷却速度条
件の場合はβ→α変態時に、α相ラメラー組織の
相境界部部に極めてFe濃度の高い部分を生じ、
α相中のFe濃度が低下して、引続く低温時効処
理の効果が減ずる。 本発明の(1)および(2)の時効処理は、保持温度が
200℃未満の場合はFeの拡散が不十分でTi−Fe化
合物の粒内析出が極めて緩慢となつて効果がな
い。又500℃以上の場合はFeの拡散が促進されす
ぎて、粒界部へのFeの濃化を生じて粒界脆化を
示すとともに粒内への微細析出は僅少となる。微
細析出状態を得るためには300℃前後の時効処理
が良い。 時効処理時間については30分間未満では効果が
なく、望ましくは５時間程度が良い。 冷間圧延は熱延板長手方向に圧延を行うが、１
回の圧延工程で30％以上の圧下を行う。30％未満
の圧下ではBaSalテクスチヤー方位成分を増大さ
せるには不十分な変形量である。圧下の上限は特
に制限しないが40〜70％の範囲が望ましい。本発
明で冷間圧延後の最終焼鈍は600℃〜800℃で行
う。600℃未満の場合は再結晶が極めて緩慢で細
粒となつて延性が低下するので望ましくない。 また800℃以上では逆に耐力異方性が増大しあ
るいは粗粒化が過ぎるため不適当である。延性、
結晶粒径などの観点から650〜700℃の範囲が望ま
しい。 以上詳述した機構は、Ti−Fe系と同様にβ−
eutectoid型であり、時効処理によつてα相中に
微細な化合物を析出する合金系（α−
dispersive）であるTi−Cu系、Ti−Si系、Ti−
Cu−Si系においても成立する。 Ti−Cu系はβ−共析温度が約790℃でTi−Fe
系より約200℃高く、この共析温度のα相中のCu
の最大固溶量が約2.1wt％と高く、かつ400℃前後
の時効処理によつて微細なTi2Cu析出物がα相粒
内に生じる。 Ti−Si系はβ−共析温度が約860℃でその場合
のα相中のSiの最大固溶量は0.65wt％で、冷却、
時効処理に際してα相中にTi5Si3が析出する。 Ti−Cu−Si系ではα相中にTi2Cu、Ti5Si3が共
存析出する。従つてこれらの系も双晶発生抑制に
おいてTi−Fe系と同様の効果を生むので、低異
方性材の成分系として適切である。 有効な成分範囲としては、Cu単独添加の場合
は、0.1〜0.8wt％が良く、0.1wt％未満の場合は
Ti2Cu析出が見られず異方性制御効果がない。ま
たCuが0.8wt％を超えると異方性制御効果が薄れ
るとともに不必要な強度上昇と延性劣化を招くの
で望ましくない。 Si単独添加の場合も同様に0.1〜0.8wt％が適当
で、又Cu、Siの複合添加の場合も合計で0.1wt％
〜0.8wt％が適正な成分範囲である。ただしTi−
Cu系及びTi−Cu−Si系の場合の時効は300〜600
℃で30分間以上保持する。これは300℃未満では
十分な量の析出物が得られず、600℃を上まわる
場合は過時効析出となつて析出物が粗大化するた
め異方性制御効果が失われるためで、望ましい時
効温度はTi−Cu系の場合は400℃近傍、Ti−Si系
の場合は550℃近傍で、Ti−Cu−Si系の場合は主
たる合金元素の適正時効温度に合わせるのが良
い。尚Ti−Cu系、Ti−Si系、Ti−Cu−Si系の冷
延条件、最終焼鈍条件の限定理由はTi−Fe系と
同じである。又Ti−Fe系、Ti−Cu、Ti−Si、Ti
−Cu−Si系のチタン板にＢ、および希土類元素
のＹ、La、Ceの１種または２種以上を合計で
0.05〜0.3wt％程度の微量添加すると微細なほう
化物、酸化物を形成して、これまでのべたTi−
Fe、Ti−Cu系と類似の異方性制御効果を生ず
る。又同時にＢおよびこれらの希土類元素の添加
によつてβ域短時間加熱に際してのβ粒の粗大化
を防止する効果があり、これは同時にとりもなお
さず冷延加工時の双晶発生を抑制する。添加量の
合計が0.05wt％未満では効果が希薄となり、
0.3wt％を上まわると材料の延性が損われる。 ［実施例］ 以下本発明の実施例を説明する。 実施例 １ 第１表のＡ−１〜Ａ−６の化学成分の板厚３mm
のチタン熱延板を用いて、冷延前処理としてβ
域（900％）×２分保定→水冷（WQ）→300℃×
5hr時効、β域（900℃）×２分保定→WQ→500
℃×5hr時効、α域（700℃）×1h保定→空冷→
300℃×5hr時効、α域（700℃）×1hr保定→空
冷、を施したのち、１回の冷延によつて熱延板長
手方向に板厚１mmまで（圧下率67％）の冷間圧延
を施施した。又については冷間圧延率20％、30
％、40％および50％の試験も行つた。その後、最
終焼鈍として650℃×5hr保定の焼鈍を行い、焼鈍
板の機械的性質および耐力異方性σyT／σyLを調
べた。尚引張試験方法はASTM規格に従い行つ
た。 第１図は圧延率67％の場合の耐力異方性の例を
示す図である。又第２図は冷延率67％の際の及
びの機械的特性値の例である。第１図にみられ
る如く、冷延前処理としてα域処理（、）を
行
【表】
うとFe量によつて耐力異方性は低下するが1.3程
度に留まりその効果は少ない。これに対して冷延
前処理としてβ域処理（、）を行うとFeの
増加に伴つて急激な耐異方性の低下を示す。即ち
300℃時効処理を行うとFe＝0.1〜0.5wt％の範囲
でσyT／σyL≦1.15となり、特にFe＝0.20wt％で
極少となり、顕著な効果を示す。尚図示しないが
処理材の耐力異方性は冷延率30％以上ではほぼ
第１図と同程度の値となる。 実施例 ２ 第２表のＢ−１〜Ｄ−１で示すTi−Cu、Ti−
Si、Ti−Cu−Si成分系の板厚３mmのチタン熱延
板を冷延前処理としてβ域販（900℃）×２分保定
後水冷し、引続きTi−Cu系とTi−Cu−Si系は
400℃×10時間、またTi−Si系は550℃×４時間
時効処理を加え、その後１回の冷延によつて熱延
板長手方向に板厚1.0mmになるまで圧延を施した
（冷延率67％）。その後最終焼鈍として650℃×５
時間保定の真空焼鈍を行い、機械的特性値を調べ
た。 各焼鈍板のσyT／σyLを第３図に示す。 Ti−Cu系、Ti−Si系ともCu、Siがおよび0.1〜
0.8wt％の成分範囲でσyT／σyL≦1.15となるが、
Ti−Cu系の場合は0.5wt％Cu程度の成分量で
σyT／σyLが最小となる。又この系に0.1wt％Si
を複合添加した系ではさらに異方性改善効果を示
す。又Ti−Si系では約0.3wt％Si材が最小となる。
又これらの材料の伸び（Ｌ方向）は35％を下まわ
ることはなく、延性も良好であつた。 実施例 ３ 第３表のＡ−７〜Ｂ−６の成分からなる板厚３
mmのチタン熱延板について、第３表に記載の各冷
延前処理を加えた。その後１回の冷延によつて熱
延板長手方向に板厚0.8mmになるまで圧延を施し
（冷延率73％）その後650℃×５時間保定の真空焼
鈍を行い、機械的特性値を調べた。 その結果、Ａ−７、Ａ−８ともσyT／σyL＝
1.10程度、Ｂ−４、Ｂ−５、Ｂ−６ではσyT／
σyL＝1.05で著しい異方性改善効果を示した。又
これらの材料の伸び（Ｌ方向）は35％下まわるこ
となく延性も良好である。 ［発明の効果］ 以上の実施例によつて示したように、この発明
によれば、ストリツプ圧延法によつて耐力異方性
が1.15以下で延性の良好なチタン板を製造でき
る。このチタン板を用いることにより各種の成形
上の難点は大きく改善される。
度に留まりその効果は少ない。これに対して冷延
前処理としてβ域処理（、）を行うとFeの
増加に伴つて急激な耐異方性の低下を示す。即ち
300℃時効処理を行うとFe＝0.1〜0.5wt％の範囲
でσyT／σyL≦1.15となり、特にFe＝0.20wt％で
極少となり、顕著な効果を示す。尚図示しないが
処理材の耐力異方性は冷延率30％以上ではほぼ
第１図と同程度の値となる。 実施例 ２ 第２表のＢ−１〜Ｄ−１で示すTi−Cu、Ti−
Si、Ti−Cu−Si成分系の板厚３mmのチタン熱延
板を冷延前処理としてβ域販（900℃）×２分保定
後水冷し、引続きTi−Cu系とTi−Cu−Si系は
400℃×10時間、またTi−Si系は550℃×４時間
時効処理を加え、その後１回の冷延によつて熱延
板長手方向に板厚1.0mmになるまで圧延を施した
（冷延率67％）。その後最終焼鈍として650℃×５
時間保定の真空焼鈍を行い、機械的特性値を調べ
た。 各焼鈍板のσyT／σyLを第３図に示す。 Ti−Cu系、Ti−Si系ともCu、Siがおよび0.1〜
0.8wt％の成分範囲でσyT／σyL≦1.15となるが、
Ti−Cu系の場合は0.5wt％Cu程度の成分量で
σyT／σyLが最小となる。又この系に0.1wt％Si
を複合添加した系ではさらに異方性改善効果を示
す。又Ti−Si系では約0.3wt％Si材が最小となる。
又これらの材料の伸び（Ｌ方向）は35％を下まわ
ることはなく、延性も良好であつた。 実施例 ３ 第３表のＡ−７〜Ｂ−６の成分からなる板厚３
mmのチタン熱延板について、第３表に記載の各冷
延前処理を加えた。その後１回の冷延によつて熱
延板長手方向に板厚0.8mmになるまで圧延を施し
（冷延率73％）その後650℃×５時間保定の真空焼
鈍を行い、機械的特性値を調べた。 その結果、Ａ−７、Ａ−８ともσyT／σyL＝
1.10程度、Ｂ−４、Ｂ−５、Ｂ−６ではσyT／
σyL＝1.05で著しい異方性改善効果を示した。又
これらの材料の伸び（Ｌ方向）は35％下まわるこ
となく延性も良好である。 ［発明の効果］ 以上の実施例によつて示したように、この発明
によれば、ストリツプ圧延法によつて耐力異方性
が1.15以下で延性の良好なチタン板を製造でき
る。このチタン板を用いることにより各種の成形
上の難点は大きく改善される。
【図面の簡単な説明】
【表】
【表】
【表】
【表】
第１図はTi−Fe系でFe含有量、冷延前熱処理
条件、耐力異方性の関係を示す図、第２図はTi
−Fe系でFe含有量、冷延前熱処理条件、機械的
性質の関係を示す図、第３図はTi−Cu、Ti−Si
系、Ti−Cu−Si系でCuあるいはSi含有量と耐力
異方性の関係を示す図である。
条件、耐力異方性の関係を示す図、第２図はTi
−Fe系でFe含有量、冷延前熱処理条件、機械的
性質の関係を示す図、第３図はTi−Cu、Ti−Si
系、Ti−Cu−Si系でCuあるいはSi含有量と耐力
異方性の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｏ≦0.1重量％、Fe：0.1〜0.5重量％を含有す
る熱間圧延したチタン板を、β域に短時間再加熱
し水冷する工程、次に200〜500℃で30分以上の時
効処理する工程、次に圧延率で30％以上の冷間圧
延する工程、次に600〜800℃で焼鈍する工程から
なる、異方性の小さい良延性チタン板の製造方
法。 ２ Ｏ≦0.1重量％、Fe：0.1〜0.5重量％を含有
し、さらにＢ、Ｙ、La、Ceの１種または２種以
上を合計で0.05〜0.3重量％含有する熱間圧延し
たチタン板を、β域に短時間再加熱し水冷する工
程、次に200〜500℃で30分以上の時効処理する工
程、次に圧延率で30％以上の冷間圧延する工程、
次に600〜800℃で焼鈍する工程からなる、異方性
の小さい良延性チタン板の製造方法。 ３ ０≦0.1重量％、CuおよびまたはSiを合計で
0.1〜0.8重量％含有する熱間圧延したチタン板
を、β域に短時間加熱し水冷する工程、次に300
〜600℃で30分以上の時効処理する工程、次に圧
延率で30％以上の冷間圧延する工程、次に600〜
800℃で焼鈍する工程からなる、異方性の小さい
良延性チタン板の製造方法。 ４ Ｏ≦0.1重量％、CuおよびまたはSiを合計で
0.1〜0.8重量％を含有しさらにＢ、Ｙ、La、Ceの
１種または２種以上を合計で0.05〜0.3重量％含
有する熱間圧延したチタン板を、β域に短時間加
熱し水冷する工程、次に300〜600℃で30分以上の
時効処理する工程、次に圧延率で30％以上の冷間
圧延する工程、次に600〜800℃で焼鈍する工程か
らなる、異方性の小さい良延性チタン板の製造方
法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62103230A JPS63270449A (ja) | 1987-04-28 | 1987-04-28 | 異方性の小さい良延性チタン板の製造方法 |
| US07/186,159 US4871400A (en) | 1987-04-28 | 1988-04-26 | Method for producing titanium strip having small proof strength anisotropy and improved ductility |
| GB8810059A GB2204061B (en) | 1987-04-28 | 1988-04-28 | Method for producing titanium strip having small proof strength anisotropy and improved ductility |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62103230A JPS63270449A (ja) | 1987-04-28 | 1987-04-28 | 異方性の小さい良延性チタン板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63270449A JPS63270449A (ja) | 1988-11-08 |
| JPH0219182B2 true JPH0219182B2 (ja) | 1990-04-27 |
Family
ID=14348667
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62103230A Granted JPS63270449A (ja) | 1987-04-28 | 1987-04-28 | 異方性の小さい良延性チタン板の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4871400A (ja) |
| JP (1) | JPS63270449A (ja) |
| GB (1) | GB2204061B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9064372B2 (en) | 2002-02-15 | 2015-06-23 | Wms Gaming Inc. | Wagering game with simulated mechanical reels having an overlying image display |
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1987
- 1987-04-28 JP JP62103230A patent/JPS63270449A/ja active Granted
-
1988
- 1988-04-26 US US07/186,159 patent/US4871400A/en not_active Expired - Fee Related
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| GB8810059D0 (en) | 1988-06-02 |
| GB2204061B (en) | 1991-02-20 |
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| GB2204061A (en) | 1988-11-02 |
| JPS63270449A (ja) | 1988-11-08 |
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