JPS5935663A - α＋β型チタン合金熱延板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、薄肉板への加工が容易な、冷延性にすぐれ
たα＋β型チタン合金熱延板の製造方法に関するもので
ある。

チタン及びチタン合金は、一般にすぐれた耐食性を有す
るとともに高い比強度を備えていることから、航空・宇
宙機器はもちろん、化学工業における反応槽、熱交換器
、タービン材、塩素イオンが共存する環境下で使用する
構造物や機器類等に幅広く採用されるようになってきて
おり、中でも、チタン材料一般に共通する特性のほかに
、特に溶接性にすぐれ、高温クリープに対してもすぐれ
た性能を発揮するということから、α＋β型チタン合金
の需要が近年共々増加する兆しを見せてきている。

ところで、従来、このようなチタンあるいはチタン合金
材は、例えば破壊靭性や疲労性能を向上させるような場
合を除けば、主として、■　標準規格に十分合致した機
械的性質が得られること、 ■　健全な微細ミクロ組織を実現できること、の２点に
留意して、できるだけ低温の加熱の下で熱間加工を実施
し、低温の鍛錬効果が十分に得られるように製造される
のが普通であった。

もちろん、α＋β型チタン合金板を製造する際にも同様
の熱間加工法が採用されており、特に最終仕」二げ熱延
において加熱温度や終止温度をできるだけ低くする々い
う低温加工が例外な〈実施されていた。さらにこの場合
、所望の製品寸法を容易に得ることができる」二、材料
の異方性を軽減するという目的で、熱延の中間段階にお
いて圧延方向を９．０°転回する、いわゆるクロス圧延
が普通に行なわれていた。

しかしながら、このにうにして製造されたα＋β型チタ
ン合金板は、熱延仕」二げ品としては良好な性能を有す
るものが得られるけれども、冷間圧延性が極めて悪く、
２０〜３０％υ下の圧トーキであっても、第１図に示す
ようなテール割れ、耳割れ、及び表面割れ等の圧延割れ
を発生して冷延不能という事態を引起すものであった。

したがって、このような熱延板をもとにして薄板を製造
しようとすると、 低圧下冷延−中間焼鈍一低圧丁冷延 の工程を繰返して薄肉化を図る必要があり、多大な圧延
焼鈍工程を要するので、板厚：３ｍｍ程度以下の薄板を
工業的規模で製造することは実際上不可能とされていた
のである。ましてや、冷延性が不良なゆえに低圧下でも
耳割れや表面割れを発生するα＋β型チタン合金熱延板
では１強圧下をかケルコールドストリップミルによるコ
イル状連続圧延薄帯の製造などは思いもよらないことで
あった。

第１図は、α＋β型チタン合金熱延板を冷間圧延した際
に発生する圧延割れの形態を模式的に示したものであり
、このように、割れはチタン合金冷延板１の圧延方向端
部に生ずるテール割れ２゜圧延方向と直角方向端部に生
ずる耳割れ３．及び板面に生ずる表面割れ４の３種類に
明白に分類することができる。

このようなことから、熱延ミルのみでα＋β型チタン合
金薄板を製造するととも試みられたが、熱延ミルではそ
の能力上薄肉化に限度があり、所望の薄板を製造するの
は不可能であった。

本発明者等は、」二連のような観点から、α＋β型チタ
ン合金熱延板の冷延性を改善し、広い用途が期待される
α＋β型チタン合金の極薄板を、能率良く低コストで製
造すべく、そして七あためには、まずα＋β型チタン合
金熱延板の冷延性に影響する要因を究明すべきであると
の観点に立って研究を行なった結果、以下（ａ）〜（ｅ
）に示す如き知見を得るに至ったのである。すなわち、 （ａ）−Ｔ一般に、チタン材料は水素脆化を防止するた
め、その加熱雰囲気は酸化性に保たれるが、チタン拐料
の熱延時に、該材料が加熱炉中の酸化雰囲気にさらされ
たような場合、酸素が拐れ１表面から侵入して著しく硬
い表面硬化層を形成し、この硬化層がショツトブラスト
、機械研摩、あるいは酸洗などの通常のデスケーリング
手段によっても除去されずに冷延素材表面のある深さ以
−１−にわたって残留した場合、とれが脆弱層となって
冷延時に微細な割れを生じ、切欠効果となって、板の耳
割れや表面割れを促進する原因となること。そして、表
面硬化層の大小に最も大きく影響するのが加熱温度であ
ること。

第２図は、Ａｇ、：　５．９６％（り１男は重量係とす
る）、Ｖ：４．１０％、Ｆｅ：０．１１％、Ｏ：０．１
３％、Ｔｉ及びその他の不可避不純物、残り、から成る
組成のＴｊ−６Ａｇ、−４Ｖ合金について、熱延加熱温
度（３時間保持）と、硬化深さ及び冷延性（ここでは、
表面割れ発生圧下率で示したが、耳割れ発生圧下率でも
同様の結果が得られる）との関係を調査して線図化した
ものであるが、この図からも、熱延の際の加熱温度が所
定値を越えると硬化深さは急激に大きくなり、これと相
関して冷延性カ著しく劣化する傾向にあることがわかる
。

（ｂｌ　　通常、金属材料の結晶集合組織は極点図（Ｐ
ａｔｅ　　ｆｊ、ｇｕｒｅ）の測定によって判定でき、
これはまた、便宜的には引張り試験によるｒ値（塑性歪
比）で代替できるものであるが、α＋β型チタン合金に
おいては、このｒ値が熱延温度及び圧延方向に強く依存
し、さらに、ｒ値と冷延性とが極めて良く相関している
こと。つまり、α＋β型チタン合金においては熱延温度
を高くするほど冷延性に良好な結晶集合組織が得られて
ｒ値が小さくなり、したがって良好な冷延性を示す熱延
板が得られ、また、熱延の際にクロス圧延を施さないで
一方向の圧延のみを行なうことがｒ値の低減に有効であ
ること。

第３図は、ｒ値と冷延性（耳割れ発生圧下率）との関係
を、前記第１図の結果を得たのと同様のＴｉ−６ＡＱ、
−４Ｖ合金について調査した結果を示す線図であり、第
４図は、同様の合金について、熱延加熱温度−終止温度
関係図」−に等ｒ値線（図中の曲線に付した数値はｒ値
を示す）を描いたものであるが、第３図からは、ｒ値を
できるだけ低減することによって良冷延性を得られるこ
とが明らかである。そして、第４図からは、ｒ値の低減
には熱延加工の終止温度を高くするのが有効であること
が明白である。

（Ｃ１一般に、ロール圧延時の熱延板の断面には、圧縮
応力と引張応力が作用することによって減厚しながら圧
延方向に展伸されるものであり、このとき引張応力は、
ロールと材料間の摩擦力及び材料の表面側と内部の温度
差等によりその発生量が異なるが、α」−β型チタン合
金においては、製造される熱延板の冷延性に、この圧縮
変形と引張変形の発生量の比率が犬きく影響し、圧縮変
形に比べて引張変形が大きいとき、すなわち材料内に剪
断応力が過度に生ずるときに冷延性が著しく損なわれる
こと。そして、この剪断変形量に最も強く影響する熱延
条件が熱延加工温度範囲であること。

第５図は、熱延拐の剪断変形量を実験室的に確認した方
法を説明するための概念図であるが、この方法は、まず
第５図ｔａ＞に示した如く、予め熱延素材５内部に指標
線６を埋め込み、第５図（ｂ）のように、熱延後変形し
た指標線６′の形状を角度θで測定することにより剪断
変形量を評価し得るということを見出して確立されたも
のである。

第６図は、Ｔｉ−６ＡＱ、−４Ｖ合金について、熱延加
工温度範囲（圧延開始温度と終了温度間の温度差）と、
前述のように測定したθ値及び冷延性の関係を示した線
図であり、θ値が１８０°に近づくほど剪断変形量は小
さく、０°に近づくほど逆となるものであるが、第６図
で明らかなとおり、圧延開始と終止の温度差が小さいほ
どθが大きくなって剪断量が低下し、これに相対して冷
延性が向」ニしている。

（ａ）　　さらに、熱延仕上げ板厚がある特定値を境に
して、それよりも小さければ冷延性が良好であるが、そ
の値を越えると極端な劣化傾向を示すこと。

（ｅ）シたがって、素材熱延板の表面硬化層の形成を抑
えるために熱延加熱温度を比較的低目に抑え、熱延終止
温度を所定温度場」二にしてｒ値の低い良好な結晶集合
組織が得られるようにするとともに、断面剪断変形量が
小さくなるような温度範囲内で熱延加工を実施して、所
定厚さ以下の板厚の熱延板を製造すれば、極めて良好な
冷延性能を備えたα＋β型チタン合金熱延板が得られ、
シートミルはもちろんのこと、コールドストリップミル
によるコイル状連続圧延によっても、極めて薄肉で、性
状の良好な冷延板を得ることができること。

この発明は、−４１記知見に基づいてなされたものであ
り、α＋β型チタン合金を、そのβ変態点よりも２０℃
低い温度を」１限とする温度域に加熱した後、これに、
終止温度ニアｏｏ℃以」二、仕上げ板厚：５ｍｍ以下と
なるような同一方向の熱間圧延を施すことによって、中
間焼鈍なしの１回の冷延で、耳割れ発生圧下率：５ｏ％
以」二１表面割れ発生圧下率；７ｏ％以」二のすぐれた
冷延性を有し、容易に薄肉化可能なα＋β型チタン合金
熱延板を得ることに特徴を有するものである。

なお、この発明の方法におりで対象となるα＋β型チタ
ン合金とは、Ｔｉ、−６ＡＭ−４Ｖ合金（β変態点：９
７０〜１０００℃）、　Ｔｉ−６ＡＱ−６Ｖ　−２Ｓｎ
合金（β変態点：９５０〜９７０℃）＋Ｔ１−３　Ｍ　
−２，５Ｖ合金（β変態点：９１０〜９３０Ｃ）。

Ｔｉ−２ＡＱ　−２Ｍｎ合金（β変態Ａ１８９０〜９２
０℃）、　Ｔｉ−’６Ａｅ−２　Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ
合金（β変態点“９８０〜１０２０℃）等の如き、常温
でα相とβ相とが混在する組織を有するチタン合金のす
べてを意味するものであって、特定の種類のものに限定
されるものでないことはもちろんのことである。

また、」二連のように、中間焼鈍なしの１回の冷延で耳
割れ発生圧下率：５ｏ％以」二１表面割れ発生圧Ｆ率、
７０％以」二の特性を冷延性の目安としたのは、この程
度の冷延特性を有しておれば、加工率の大きいストリッ
プ方式圧延を施しても割れの発生しない良好な冷延コイ
ルを得ることができるからである。

つき゛に、この発明の方法において、被圧延材の加熱温
度、圧延終止温度、及び仕」−げ板厚を前記のように数
値限定した理由を説明する。

■　加熱温度 熱延加熱温度と、硬化深さ及び冷延性との関係を示した
前記第２図は、熱延板の冷延性は硬化深さが０．２　ｍ
７１Ｌを越えると急激に劣化するということを明確に示
しており、良好な冷延性を保持せしめるためには硬化深
さを０．２　ｍｍ以Ｆ、すなわち熱延加熱温度を９５０
℃以下にする必要があることを物語っている。これは、
β変態点が９７０℃の特定組成のＴ’１−６Ａ＋！−４
Ｖ合金の場合の値であるが、その他のα十β型合金の場
合もこれと同様に、加熱温度の上限を決定する表面硬化
層の限界（０，２ｉｎ　）は合金のβ変態点に依存して
おり、β変態点よりも２０℃低い温度、すなわち、（β
変態点−２０℃）を越える温度に加熱すると表面硬化層
が急激に深くなって冷延性を劣化することとなるので、
熱延加熱温度の」１限を、その合金のβ変態点よりも２
０℃低い温度と定めた。

■　圧延終止温度 ｒ値と冷延性の関係を示す第３図からは、耳割れ発生圧
下率が５０％以上となる良好な冷延性を示すには、ｒ値
が０５程度以下でなければならないことが明らかであり
、また、熱延加熱−終止温度関係図上に等ｒ値線を描い
た第４図から、このようなｒ値を得るには終止温度を７
００℃以上としなければならないことが明白である。そ
して、これは、α＋β型チタン合金のいずれにも当ては
まる値であった。

すなわち、圧延終止温度が７００℃未満では所望の冷延
性を得ることができないので、終止温度を７００℃以上
と定めたのである。

■　仕上げ板厚 熱延仕上げ板厚と冷延性との関係を示した第７図からは
、仕上げ板厚が５朋を越えると急激に冷延性が低下して
表面割れ発生圧下率１７０％以上を確保できなくなるこ
とがわかる。そして、この値も、α＋β型チタン合金の
種類に左右されずに一定値を示すものであった。

すなわち、仕上げ板厚が５朋を越えると冷延性が急激に
劣化することから、その値を５朋以下と定めた。

なお、熱延加工温度範囲と、剪断変形量及び冷延性との
関係を示した第６図より、表面割れ発生圧下率が７０％
以上の良好な冷延性を得るためには、剪断変形量が第５
図（ｂ）に示すθで５５°以上となるような熱延加工温
度範囲、すなわち２５０℃以下の温度範囲でなければな
らないことがわかるが、この値は本発明の方法において
定めた加熱温度と熱延終止温度の差にちょうどあてはま
るものであって、本発明の方法を実施すれば必然的にこ
の要件をも満足するものである。

ついで、この発明を、実施例によって比較例と対比しな
がら説明する。

実施例 まず、通常の方法で第１表に示されるような成分組成の
α＋β型チタン合金素利板を製造した。

この素材板の厚さは第２表に示されるようなものであっ
た。

つぎに、これらの素材板を、それぞれ第２表に示される
ような条件で熱間圧延することによって所定厚さの熱延
板を製造した。そして、得られた熱延板の冷延性能を測
定したところ、同じく第２表に示されるような値が得ら
れた。

なお、第２表における※印は、いずれも本発明の方法の
条件から外れた条件であることを示すものである。

第２表に示される結果から、本発明方法によって製造さ
れたα＋β型チタン合金熱延板の冷延性は、いずれも耳
割れ発生圧下率が５５％以上で、７０％以上の圧下率で
も表面割れを生じないほどすぐれていることが１男白で
ある。

これに対して、熱延条件あるいは仕−１−げ板厚が本発
明方法の条件から外れている比較法によって製造された
熱延板は、いずれも冷延性が極めて悪いことがわかる。

」二連のように、この発明によれば、極めてすぐれた冷
延性を備え、容易に薄肉板となし得るα＋β型チタン合
金熱延板を能率良く製造することができ、特にこの発明
の方法では、熱延累月から仕」二げ熱延まで圧延方向を
転回することがないので、ストリップミルによるコイル
状連続圧延をも採用してさらに生産能率の向上が図れる
など、工業」１有用な効果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は圧延割れの形態を表わした模式図、第２図は熱
延加熱温度と表面硬化深さ及びその冷延性との関係を示
す線図、第３図はｒ値と冷延性との関係を示す線図、第
４図は熱延加熱・終止温度とｒ値との関係を示す線図、
第５図は断面剪断変形量を測定する方法を示す模式図で
、第、５図（ａ）は圧延前の状況を示す図、第５図（ｂ
ｌは厘延後の状況を示す図、第６図は圧延開始と終止の
温度差に対する剪断変形量及び冷延性の関係を示す線図
、第７図は熱延仕上げ板厚と冷延性との関係を示した線
図である。 図面において、 ｌ・・・ブータン合金冷延板、２・・・テール割れ、３
・・・耳割れ、　　　　　４・・・表面割れ、５　・熱
延素材、　　　　６・・指標線、６′・・変形した指標
線。 出願人　　日本ステンレス株式会社 代理人　　富　　１）　旬　　夫　ほか１老年　１図 第２図 黙建加鮎温Ｊ（’Ｃ） 第３囚 鍍４Ｎ ３００　　　　５００　　　　７００　　　　９００豪
餐」ヒ　シ慝−屓　　４６／−ノ 手１ （Ｑ） （ｂ） 年　６図 万ＭＩＪ姑１体丈ｎ温潰差（０Ｃン ず７図 挾厚（ｍｍ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 α＋β型チタン合金を、そのβ変態点よりも２０℃低い
   温度を上限とする温度域に加熱した後。 これに、 終正温度ニア００℃以」ニ、 仕」二げ板厚：５ｍｍ以ド、 となるような同一方向の熱間圧延を施すことを特徴とす
   る、冷延性にすぐれたα＋β型チタン合金熱延板の製造
   方法。