TWI551367B - Cold rolling and cold rolling Α + Β Type titanium alloy sheet and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本發明係有關於一種冷軋中或冷軋後之捲料朝板寬度方向的破裂不易進展，且冷軋時之變形阻力低等製造性優異的α+β型鈦合金板及其製造方法。
以往，利用α+β型鈦合金之高比強度，正作為飛機之構件使用。近年來，飛機之構件所使用之鈦合金的重量比提高，其重要性正日益高漲。又，例如，於民生用品領域中，高爾夫球桿面用之用途上，正大量地使用以高楊氏模數與輕比重為特徵的α+β型鈦合金。
此外，今後，亦期待適用於重視輕量化之汽車用零件、或要求耐蝕性與比強度的地熱井之護井套管等的高強度α+β型鈦合金。特別是，因鈦合金多以板狀使用，故對高強度α+β型鈦合金板的需求高。
α+β型鈦合金中，最廣泛地使用有Ti-6%Al-4%V(%係質量%，以下亦相同)，係具代表性之合金，但因高強度．低延性故不可冷軋，一般而言係於熱軋下片軋或疊軋製造。但熱軋下之片軋或疊軋中，不易達成精密之板厚精度，且於該等之製造過程中，製品之良率低，不易便宜地製造高品質的薄板製品。
相對於此，有人提出了幾個可製造冷軋鋼帶之α+β型鈦
合金的方法。
專利文獻1及2中提出了一種以Fe、O、N作為主要添加元素之低合金系α+β型鈦合金。該鈦熱軋合金係以適當之範圍及均衡地添加作為β穩定化元素之Fe、作為α穩定化元素之便宜的元素O、N，以確保高強度．延性平衡的合金。又，前述鈦熱軋合金因於室溫下具高延性，故係亦可製造冷軋製品之合金。
專利文獻3中提出了一種添加有助於高強度化，但使延性降低、冷軋加工性亦降低的Al，另一方面，添加有效提升強度，但無損及冷軋性之Si或C，且可冷軋的技術。專利文獻4~8中揭示了一種添加了Fe、O，並控制結晶方位、或結晶粒徑等，提升機械特性的技術。
然而，實際上，於冷軋α+β型鈦合金捲料時，於冷軋至某程度以上之軋縮率時，將產生邊緣破裂之於板端部沿著板寬度方向的破裂，視情況，有板斷裂之問題。
若於冷軋中或冷軋後進行回捲捲料時產生板斷裂，需將斷裂之板自生產線上移除，以進行該移除耗費時間等理由，阻礙了製造，生產效率下降。並且，因前述板斷裂時之衝擊，亦造成板本身、或斷裂之板的碎片飛濺等安全上的問題。
此外，於板產生斷裂部分附近，板之變形劇烈，且該部分多不能作為製品使用。結果，良率下降，且捲料單質小，生產效率及良率更為下降。
又，為期合金之高強度化，而添加合金元素，故室溫
下之變形阻力高，利用冷軋減少板厚需要高負載。特別是，於α+β型鈦合金中，冷軋用素材具有鈦α相之底面配向於接近板面法線方向之方向的熱軋集合組織(稱「Basal-texture」之集合組織，以下稱作「B-texture」。)，朝板厚方向之變形變得困難。
此時，以一次之冷軋確保高板厚減少率(%)(={(冷軋前之板厚-冷軋後之板厚)/冷軋前之板厚}．100)係為困難，視最終製品之板厚差異，必須加入一次或複數次的中間退火進行冷軋。結果，必須增加冷軋之次數，導致生產效率下降。
專利文獻9中揭示了一種於純鈦中將結晶粒微細化，並於β域開始熱軋以防止紋路或裂痕產生的技術。專利文獻10中揭示了一種高爾夫球桿頭用Ti-Fe-Al-O系α+β型鑄造用鈦合金。專利文獻11中揭示了一種TiFe-Al系α+β型鈦合金。
專利文獻12中揭示了一種藉由最後完工熱處理控制有楊氏模數之高爾夫球桿頭用鈦合金。非專利文獻1中揭示了一種於純鈦中加熱至β域後，藉於α域下之單向軋延，形成集合組織的方法。
然而，該等技術並非於冷軋中及冷軋後之捲料，抑制朝板寬度方向之破裂的進展，且減少冷軋時之變形阻力者。
因此，於冷軋中及冷軋後之捲料，朝板寬度方向之破裂的進展不易，且冷軋時之變形阻力低等，處理性佳之α+β型鈦合金板正受到期待。
專利文獻1：專利第3426605號公報專利文獻2：日本專利特開平10-265876號公報專利文獻3：日本專利特開2000-204425號公報專利文獻4：日本專利特開2008-127633號公報專利文獻5：日本專利特開2010-121186號公報專利文獻6：日本專利特開2010-31314號公報專利文獻7：日本專利特開2009-179822號公報專利文獻8：日本專利特開2008-240026號公報專利文獻9：日本專利特開昭61-159562號公報專利文獻10：日本專利特開2010-7166號公報專利文獻11：日本專利特開平07-62474號公報專利文獻12：日本專利特開2005-220388號公報
非專利文獻1：鈦Vol.54,No.1(財團法人日本鈦協會，平成18年4月28日發行)42~51頁
本發明係有鑑於前述情事，以於製造α+β型鈦合金板時，抑制於冷軋中或冷軋後邊緣破裂進展造成板破裂之發生，並維持冷軋中的板厚減少率(%)為高作為課題，目的係提供可解決該課題之α+β型鈦合金熱軋板及其製造方法。
本發明人等為解決前述課題，著眼於對延性有極大影
響之熱軋集合組織，並致力於調查α+β型鈦合金板中朝板寬度方向之破裂的進展與熱軋集合組織的關係。結果，發現以下情事。
(x)穩定化於結晶構造具有六角柱形密集結構之鈦α相的六角底面((0001)面)之法線方向，即c軸方位強力地配向於TD方向(熱軋寬度方向)的熱軋集合組織(稱「Transverse-texture」之集合組織，以下稱作「T-texture」)時，於冷軋中或冷軋後之捲料中，朝板寬度方向的破裂不易進展，不易產生板斷裂。
(y)於穩定化T-texture時，冷軋時之變形阻力下降，長度方向之延性提升，故以冷軋回捲捲料時的處理性提升。
另，於稍後詳細地說明以上之觀察所得知識。
本發明係依據前述觀察所得知識而作成者，其要旨係如下述。
(1)一種冷軋性及冷軋下之處理性優異的α+β型鈦合金熱軋板，其特徵在於：(a)將熱軋板之法線方向作為ND方向、熱軋方向作為RD方向、熱軋寬度方向作為TD方向、α相之(0001)面的法線方向作為c軸方位，將c軸方位與ND方向形成的角度作為θ、包含c軸方位與ND方向之面與包含ND方向與TD方向之面形成的角度作為，(b1)於θ為0度以上、30度以下，且為全圓周(-180度~180度)內之結晶粒的X射線(0002)反射相對強度中，以最強之強度作為XND，
(b2)於θ為80度以上、小於100度，且為±10度內之結晶粒的X射線(0002)反射相對強度中，以最強之強度作為XTD，(c)XTD/XND係5.0以上。
(2)如前述(1)之冷軋性及冷軋下之處理性優異的α+β型鈦合金熱軋板，其中前述α+β型鈦合金熱軋板，以質量%計含有Fe：0.8~1.5%、N：0.020%以下，且含有滿足下述式(1)定義之Q(%)=0.34~0.55之範圍的O、N及Fe，剩餘部分係由Ti及不可避免的不純物所構成，Q(%)=[O]+2.77．[N]+0.1．[Fe]………(1)
[O]：O之含量(質量%)[N]：N之含量(質量%)[Fe]：Fe之含量(質量%)
(3)一種冷軋性及冷軋下之處理性優異的α+β型鈦合金熱軋板之製造方法，係於製造前述(1)或(2)之冷軋性及冷軋下之處理性優異的α+β型鈦合金熱軋板之製造方法中，於熱軋α+β型鈦合金時，在熱軋前加熱至β變態點+20℃以上、β變態點+150℃以下，並將熱軋完成溫度設為β變態點-50℃以下、β變態點-200℃以上，進行單向熱軋，使得以下述式定義之板厚減少率為90%以上，較佳者係91.5%以上。
板厚減少率(%)={(冷軋前之板厚-冷軋後之板厚)/冷軋前之板厚}．100
依據本發明，可提供一種不易發生於冷軋中或冷軋後
之捲料回捲步驟等邊緣破裂進展造成板破裂，且冷軋中之變形阻力小，可維持高板厚減少率的α+β型鈦合金板。
第1(a)圖係顯示結晶方位與板面相對之方位關係的圖。
第1(b)圖係顯示c軸方位與ND方向形成之θ為0度以上、30度以下，且於全圓周(-180度~180度)內之結晶粒(影線部)的圖。
第1(c)圖係顯示c軸方位與ND方向形成之角度θ係80度以上、100度以下，且於±10度之範圍之結晶粒(影線部)的圖。
第2圖係顯示α相(0002)面之累積方位之(0002)極圖之例的圖。
第3圖係模式地顯示鈦α相(0002)極圖中之XTD與XND之測定位置的圖。
第4圖係顯示X射線各向異性指數與硬度各向異性指數之關係的圖。
第5圖係顯示沙丕衝擊試驗片中斷裂路徑之圖。
如前述，為解決前述課題，著眼於對延性有極大影響之熱軋集合組織，並致力於調查α+β型鈦合金板中朝板寬度方向之破裂的進展與熱軋集合組織的關係。結果，得到前述觀察所得知識(x)及觀察所得知識(y)。以下，詳細說明。
本發明人等，如前述，致力地調查α+β型鈦合金熱軋板
中以邊緣破裂等為起點破裂之進展與熱軋集合組織的關係。詳細地說明結果。
首先，於第1(a)圖顯示結晶方位與板面之相對的方位關係。將熱軋面之法線方向作為ND方向、熱軋方向作為RD方向、熱軋寬度方向作為TD方向，並將α相之(0001)面的法線方向作為c軸方位，將c軸方位與ND方向形成的角度作為θ、包含c軸方位與ND方向之面與包含ND方向與TD方向之面形成的角度作為。
由本發明人等之調查結果，可知於結晶構造具有六角柱形密集結構(以下，稱作「HCP」)之鈦α相的六角底面((0001)面)強力地配向於板寬度方向的熱軋集合組織(T-texture)時，朝板寬度方向傳播之破裂有由途中彎曲的傾向。
即，發現具有T-texture之α+β型鈦合金中，HCP之底面係強力地配向於與板寬度方向平行之方向、或其附近之方位，此時，沿著板寬度方向之龜裂於進展時，於龜裂前端產生塑性緩和，龜裂之傳播方向將由板寬度方向朝接近板長度方向的方向改變。
特別是，於具有T-texture的同時，亦具有延性之α+β型鈦合金中，藉由龜裂前端之塑性緩和，容易顯現板寬度方向之破裂朝板長度方向彎曲的現象。如此，於冷軋中、或冷軋後之捲料施行連續退火等時，即使因某種原因產生之邊緣破裂等為起點，破裂朝板寬度方向傳播，於具有T-texture之板中，破裂仍不易朝板長度方向彎曲。
藉此，相較於未具有T-texture，不易產生朝板寬度方向之破裂彎曲的情形，因斷裂路徑延長，故不易產生板斷裂。換言之，於具有T-texture之鈦合金時，較未具有強之T-texture，不易產生破裂彎曲的鈦合金，破裂之斷裂路徑變得較長，到斷裂之路徑變長，故不易產生板斷裂。
本發明人等藉由比較評價HCP底面朝板寬度方向之整合度與將朝板寬度方向傳播的破裂之彎曲度，發現T-texture越穩定化，越不易產生破裂朝板寬度方向直線地傳播的現象。
這是因為，隨著T-texture之穩定化，HCP底面更強力地朝板寬度方向配向，故破裂朝板長度方向迂迴的傾向變高，沿著板寬度方向產生之破裂於板長度方向彎曲，斷裂路徑變得更長的緣故。
於以合金板之軋延方向作為試驗片之長度方向製作的沙丕衝擊試驗片上，在相當於板寬度方向之方向形成V凹口，於室溫下進行沙丕衝擊試驗，可以由凹口底部進展之破裂的長度評價破裂朝板寬度方向傳播之難處。
於第5圖顯示沙丕衝擊試驗片中之斷裂路徑。如第5圖所示，以由形成於沙丕衝擊試驗片1之凹口2的凹口底部3，對試驗片長度方向垂直地下降之垂直線的長度作為a、以實際傳播之破裂長度作為b，本發明中，將比(=b/a)定義為偏斜性指數。於偏斜性指數大於1.20時，較佳者係大於1.25時，將不易產生朝板寬度方向之斷裂。
另外，在試驗片傳播之破裂並非僅限於特定之單向前
進，亦有曲折地彎曲前進的情形。於任一情形下，b係顯示斷裂路徑全體之長度者。
又，若強化T-texture，因板長度方向之強度下降，容易冷軋，可提高板厚減少率。這是因為，於強化了T-texture時，冷軋中之塑性變形行為之特徵係，主滑移系統中之柱面滑移活潑化的緣故，隨著該變形進行，板厚減少。因利用該滑移系統之變形中的加工硬化指數之上升較其他滑移系統小，故不會急遽地產生變形阻力的增加。
板面內之強度各向異性與集合組織之關係方面，非專利文獻1中記載了以純鈦為例，相較於B-texture，T-texture之降伏應力的各向異性大。於純鈦時，B-texture與T-texture之板寬度方向的降伏應力大幅相異，但板長度方向之降伏應力幾乎相同。
然而，於α+β型鈦合金的情況，於穩定化T-texture時，長度方向之強度將較純鈦下降。這是因為，於室溫附近冷軋加工(例如，冷軋)鈦時，主滑移面被限定於底面內、及於純鈦的情況，除了滑移變形以外，亦產生以接近HCP之c軸方向作為雙晶方向的雙晶變形，係因純鈦之塑性各向異性小於鈦合金。
包含O或Al之α+β型鈦合金時，與純鈦的情況相異，雙晶變形受到抑制，以滑移變形控制，隨著集合組織的形成，底面朝某方向配向，更加助長板面內之材質各向異性。
如此，本發明人等發現於α+β型鈦合金中藉由穩定化T-texture，長度方向之強度下降，延性提升，藉此，改善α+β
型鈦合金板的處理性。
此外，本發明人等查明於α+β型鈦合金中，若將可得強之T-texture的熱軋加熱溫度設於β單相域中特定的溫度域、及將熱軋開始溫度範圍設於β單相域的話，因形成強之T-texture，故更為有效。
因該溫度域較α+β型鈦合金通常之熱軋溫度(α+β2相域加熱熱軋溫度)高，可維持良好之熱加工性，且熱軋中之兩邊緣部的溫度下降變小，亦有不易產生邊緣破裂的效果。
如此，於本發明中因可抑制熱軋捲料之邊緣破裂產生，於由兩端部切除(修邊)時，切除之量少，亦有抑制良率下降之優點。
此外，本發明人等發現以依據下述式(1)調整便宜之元素Fe之含量、及Fe、O、及N之含量，可一面維持強度，一面輕易地做入T-texture。成分組成及下述式(1)稍待後述。
Q(%)=[O]+2.77．[N]+0.1．[Fe]………(1)
如前述，於專利文獻3中揭示了一種藉由添加Si或C之效果，提升冷軋加工性的方法，該熱軋條件雖於β域加熱，但於α+β域進行軋延，冷軋加工性之提升並非依據如T-texture的集合組織者。
非專利文獻1中揭示了一種於純鈦中加熱至β溫度域後，形成類似T-texture之集合組織的方法，但因係純鈦，與本發明製造方法相異，係於α溫度域開始軋延。並且，並未記載熱軋中之破裂的抑制效果。
專利文獻9中同樣地揭示了一種於β溫度域下開始純鈦
之熱軋的技術，但該技術係將結晶粒微細化，以防止紋路或裂痕產生為目的者，該目的與本發明之目的大幅地相異，且並未揭示有關於集合組織之評價或抑制破裂的方法。
本發明係以含有0.5~1.5質量%之Fe，且含有規定量之Fe、O、及N的α+β型合金為對象者，故與純鈦、或接近純鈦之鈦合金的技術，係技術上大幅相異者。
專利文獻10中揭示了一種高爾夫球桿頭用之Ti-Fe-Al-O系的α+β型鈦合金，該鈦合金係鑄造用之鈦合金，與本發明之鈦合金係實質上相異者。專利文獻11中揭示了一種含有Fe及Al之α+β型鈦合金，但並未揭示有關於集合組織之評價或抑制破裂的方法。該點係與本發明技術上大幅相異者。
專利文獻12中揭示了一種成分組成與本發明類似之高爾夫球桿頭用的鈦合金，但藉由最後完工熱處理控制楊氏模數係為特徵，並未揭示有關於熱軋條件、熱軋板捲料之處理性、集合組織方面。
結果，專利文獻10~12中揭示之技術係與本發明之目的及特徵方面相異者。
如前述，本發明人等詳細地調查於與鈦合金捲料之冷軋性相關的熱軋集合組織之影響，結果，發現藉使T-texture穩定化，於冷軋中或冷軋後之捲料中，朝板寬度方向之破裂將不易進展，不易產生板斷裂、及冷軋時之變形阻力低，長度方向之延性受到改善，故捲料回捲時之處理性受到改善。本發明係依據此觀察所得知識而作成者，以下，詳細
地說明本發明。
說明於本發明之α+β型鈦合金熱軋板(以下，稱作「本發明熱軋板」。)中，限定鈦α相之集合組織的理由。
於α+β型鈦合金中，係增強T-texture使其發達後，發揮抑制冷軋中或冷軋板下朝板寬度方向之破裂傳播造成的板斷裂。本發明人等針對使T-texture發達之合金設計及集合組織形成條件致力地進行研究，如以下地解決。
首先，使用藉由X射線繞射法所得之來自α相底面((0001)面)的反射之X射線(0002)反射相對強度的比，評價集合組織的發達程度。
於第2圖顯示表示α相底面((0001)面)之累積方位之(0002)極圖的例。(0002)極圖係典型之T-texture之例。由第2圖可知α相底面((0001)面)係強力地配向於板寬度方向。
於如此之(0002)極圖中，將接近板寬度方向之方位的X射線相對強度峰值(XTD)、及接近板面法線方向之方位的X射線相對強度峰值(XND)之比(=XTD/XND)，對各種鈦合金板進行評價。
此處，第3圖係模式地顯示(0002)極圖中XTD與XND之測定位置。於測定軋延板面之集合組織後，於藉由X射線解析板面方向的集合組織時，(a)XTD係由鈦之(0002)極圖上的板寬度方向朝板之法線方向傾斜0~10°的方位角內、及以板之法線方向作為中心軸由板寬度方向旋轉±10°的方位角內之X射線相對強度峰值，(b)XND係由板之法線方向朝板寬度方向傾斜0~30°的方位角內、及以板之法線作為中心軸
旋轉全圓周的方位角內之X射線相對強度峰值。
將兩者之比(=XTD/XND)定義為X射線各向異性指數，藉此評價T-texture之穩定度，並可與冷軋的容易度進行連結。此時，冷軋之容易度的指標，係使用與TD方向垂直之截面的硬度除以與RD方向垂直之截面的硬度之值(硬度各向異性指數)。該值越小越不易朝板長度方向變形，即不易冷軋。
此處，於第4圖顯示X射線各向異性指數與硬度各向異性指數之關係。X射線各向異性指數越高，硬度各向異性指數變得越大。使用相同材料，調查冷軋時之變形阻力及冷軋的容易度，發現於硬度各向異性指數為0.85以上時，冷軋時之板厚方向的變形阻力變得非常低，冷軋性格外地提升。此時之X射線各向異性指數係5.0以上，更佳者是7.0以上。
依據該等觀察所得知識，由(0002)極圖上之板寬度方向朝板之法線方向傾斜0~10°的方位角內、及以板之法線方向作為中心軸由板寬度方向旋轉±10°的方位角內之X射線相對強度峰值XTD，與由板之法線方向朝板寬度方向傾斜0~30°的方位角內、及以板之法線作為中心軸旋轉全圓周的方位角內之X射線相對強度峰值XND，將兩者之比XTD/XND的下限限定為5.0。
接著，說明本發明熱軋板之成分組成的限定理由。以下，成分組成之%係質量%之意。
Fe因於β相穩定化元素中係便宜之元素，故添加Fe固溶
強化β相。為改善冷軋性，需得到熱軋集合組織強之T-texture。因此，需以適當之體積比得到熱軋加熱溫度下穩定的β相。
Fe因相較於其他之β穩定化元素β穩定化能較高，以較少之添加量仍可穩定化β相，故相較於其他之β穩定化元素，可減少添加量。因此，利用Fe之室溫下的固溶強化程度小，鈦合金可維持高延性，結果，可確保冷軋性。並且，為以適當之體積比得到熱軋溫度域下穩定的β相，需添加0.8%以上之Fe。
另一方面，Fe於Ti中容易偏析，又，於大量地添加時，將產生固溶強化，降低延性及冷軋性。考量到該等之影響，將Fe之添加量的上限設為1.5%。
N於α相中作為侵入型元素固溶，產生固溶強化作用。
但，藉由使用通常之含有高濃度之N的鈦海綿等之方法，於添加大於0.020%時，容易生成稱作LDI之未溶解夾雜物，製品之良率變低，故將N添加量之上限設為0.020%。
O與N同樣地於α相中作為侵入型元素固溶，產生固溶強化作用。並且，於產生固溶強化作用之Fe、O、及N共存時，可知之Fe、O、及N依據下述式(1)中定義之Q值，有助於提升強度。
Q(%)=[O]+2.77．[N]+0.1．[Fe]………(1)
[O]：O之含量(質量%)[N]：N之含量(質量%)[Fe]：Fe之含量(質量%)
於前述式(1)中，[N]之係數2.77、及[Fe]之係數0.1係顯示有助於提升強度的程度的係數，係藉由多數之實驗數據有經驗地規定。
於Q值小於0.34時，一般而言，未能得到α+β鈦合金所要求之抗拉強度700MPa程度以上的強度，另一方面，於Q值大於0.55時，強度將過度上升，延性下降，冷軋性稍微下降。因此，將Q值之下限設為0.34，上限設為0.55。
另外，於專利文獻4中揭示了與本発明熱軋板類似之成分組成的鈦合金，但該鈦合金主要係用以改善冷軋下之膨脹成形性，於以極力地降低異材質各向異性為目的之點(於本發明合金板中形成T-texture，確保高材質各向異性)、及相較於本發明熱軋板，O量低，又，強度規格亦低之點來看，與本發明係實質上相異者。
接著，說明本發明之α+β型鈦合金熱軋板的製造方法(以下稱作「本發明製造方法」。)。本發明製造方法特別係使T-texture發達，以冷軋性的製造方法。
本發明製造方法係一種具有本發明熱軋板之結晶方位及鈦合金成分的薄板之製造方法，係進行單向熱軋，使熱軋前加熱溫度由β變態點+20℃以上至β變態點+150℃以下、完成溫度係由β變態點-50℃以下至β變態點-250℃以上之溫度。
以強之T-texture作為熱軋集合組織，為確保高之材質各向異性，需將鈦合金加熱至β單相域，保持30分鐘以上，暫時成為β單相狀態，此外，由β單相域至α+β2相域，以需施
加以下述式定義之板厚減少率為90%以上的大軋縮為佳。板厚減少率(%)(={(冷軋前之板厚-冷軋後之板厚)/冷軋前之板厚}．100)
β變態溫度可藉由微差熱分析法測定。使用10種以上預先於預定製造之成分組成的範圍內使Fe、N、及O之成分組成改變的素材，以實驗室程度之少量真空熔解、鍛造後製作的試驗片，再分別以由1100℃之β單相領域緩冷卻的微差熱分析法，調查β→α變態開始溫度與變態結束溫度。
於實際製造鈦合金時，可藉由製造材之成分組成與利用放射溫度計之溫度測定，當場判定為β單相域、或α+β領域。
此時，於加熱溫度小於β變態點+20℃、或甚至是完成溫度小於β變態點-200℃時，於熱軋途中將產生β→α相變態，將於α相分率高之狀態下施加強軋縮，且β相分率高之2相狀態下的軋縮不充分，T-texture未充分地發達。
此外，於完成溫度為β變態點-200℃以下時，急遽地熱變形阻力變高，熱加工性下降，故容易產生邊緣破裂等，導致良率下降。此處，需將熱軋時之加熱溫度的下限設為β變態點+20℃，完成溫度之下限設為β變態點-200℃以上。
於此時之由β單相域至α+β2相域的軋縮率(板厚減少率)小於90%時，導入之加工應變並不充分，且不易於板厚全體均一地導入應變，故有T-texture未充分地發達的情形。因此，熱軋時之板厚減少率需為90%以上。
又，於熱軋時之加熱溫度大於β變態點+150℃時，β粒
將急遽地粗大化。此時，熱軋幾乎於β單相域下進行，粗大之β粒朝軋延方向延伸，並由該處開始產生β→α相變態，故T-texture不易發達。
此外，熱軋用素材表面之氧化劇烈，造成容易於熱軋後之熱軋板表面產生結疤或傷痕等製造上的問題。因此，將熱軋時加熱溫度之上限設為β變態點+150℃，下限設為β變態點+20℃。
並且，於熱軋時之完成溫度大於β變態點-50℃時，熱軋之大部分係於β單相域進行，由加工β粒之再結晶α粒的方位累積未充分，T-texture不易充分地發達。因此，將熱軋時之完成溫度的上限設為β變態點-50℃。
另一方面，於完成溫度小於β變態點-250℃時，受到α相分率高之領域下的強軋縮之影響的支配，阻礙本發明所期之利用β單相域加熱熱軋的T-texture充分之發達。並且，於如此低之完成溫度中，急遽之熱變形阻力變高，熱加工性下降，容易產生邊緣破裂，導致良率下降。於是，將完成溫度設為β變態點-50℃以下至β變態點-250℃以上。
又，前述條件下之熱軋中，因較α+β型鈦合金通常之熱軋條件α+β域加熱熱軋高溫，故抑制板兩端之溫度下降。如此，於板兩端亦可維持良好之熱加工性，有抑制邊緣破裂產生的優點。
另外，由熱軋開始至結束，一貫地僅於單向軋延的理由，係於本發明目的之冷軋時或冷軋後之捲料，抑制朝板寬度方向的破裂進展，抑制冷軋時之變形阻力為低，並有
效率地得到可提升板長度方向之延性的T-texture。
如此，於冷軋時或冷軋後之捲料不易產生板斷裂，板長度方向強度低，容易冷軋，且板長度方向之延性高，因此，可得容易回捲的鈦合金薄板捲料。
接著，說明本發明之實施例，但實施例中之條件係用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，本發明並未受該一條件例所限定。本發明只要於不超出本發明要旨，而達成本發明目的的話，可使用各種條件。
藉由真空電弧熔煉法熔解具有表1所示組成之鈦材，並將其熱鍛作為扁鋼胚，再加熱至940℃，之後，藉由板厚減少率97%之熱軋，作成3mm的熱軋板。熱軋完成溫度係790℃。
酸洗該熱軋板，去除氧化鏽皮，擷取抗拉試驗片，調查抗拉特性，並藉由X射線繞射(使用股份公司Rigaku製RINT2500，Cu-Kα，電壓40kV，電流300mA)，測定板面方向之集合組織。
於(0002)面極圖中，由板寬度方向朝板之法線方向傾斜0~10°的方位角內、及以板之法線方向作為中心軸由板寬度方向旋轉±10°的方位角(參照第1(c)圖)內之X射線相對強度峰值XTD，與由板之法線方向朝板寬度方向傾斜0~30°的方位角(參照第1(b)圖)內、及以板之法線作為中心軸旋轉全圓周的方位角內之X射線相對強度峰值XND，將兩者之比：
XTD/XND作為X射線各向異性指數，評價集合組織的發達程度。
冷軋性之評價係使用與熱軋板之TD方向垂直之截面的硬度除以與RD方向垂直之截面的硬度之值(硬度各向異性指數)。若硬度各向異性指數為0.85以下，板厚方向之變形阻力小，故可評價冷軋性為良好。
又，於評價板斷裂之難度時，使用由鈦合金板於L方向擷取之沙丕衝撃試驗片(有2mmV凹口)，依據JIS Z2242，於常溫下進行衝撃試驗。藉由衝撃試驗後之試驗片的斷裂路徑長度(b)與由V凹口底部垂直垂下之垂線的長度(a)之比(斷裂歪斜性指數：b/a)，評價板斷裂之難度。
於第5圖模式地顯示斷裂歪斜性指数之定義。於斷裂歪斜性指數大於1.20時，朝板寬度方向進展的破裂歪斜，斷裂路徑變得非常長，相較於其以下之情形，將非常不易產生板斷裂。斷裂歪斜性指數係由熱軋板與延伸率(={(矯正後之板長度-矯正前之板長度)/矯正前之板長度}．100%)為40%的冷軋板擷取衝撃試驗片後評價。於表1一併顯示該等之特性與評價之結果。
於表1中，試驗號碼1、及2顯示藉由亦包含以熱軋朝板寬度方向之軋延的步驟製造之α+β型鈦合金的結果。試驗號碼1、2之硬度各向異性指數均為0.85以下，冷軋時之變形阻力高，不易提高冷軋率。
又，斷裂歪斜性指數低於1.20非常多，朝板寬度方向之斷裂路徑短，容易產生板斷裂。該等材料中，XTD/XND之值均低於5.0，T-texture不發達。
相對於此，以本發明製造方法製造之本發明熱軋板的實施例之試驗號碼4、5、8、10、11、13、及14中，硬度各向異性指數係0.85以上，顯示良好之冷軋性，且斷裂歪斜性指數大於1.20，具有破裂朝板寬度方向歪斜的特性，顯示不易板斷裂之特性。此處，硬度之評價係依據JIS Z2244，以維克氏硬度評價。
另一方面，試驗號碼3、及7中，相較於其他素材強度低，未達成一般對α+β型鈦合金所要求之抗拉強度700MPa。
其中，試驗號碼3中，Fe之添加量小於本發明熱軋板中Fe之添加量的下限，故抗拉強度變低。又，試驗號碼7中，特別因氮及氧之含量低，氧當量值Q低於規定量之下限值，故抗拉強度未達充分高之程度。
又，試驗號碼6、及9中，X射線各向異性指數大於5.0，且硬度各向異性指數亦大於0.85，但歪斜性指數低於1.20，斷裂容易朝板寬度方向進展。
試驗號碼6、及9中，分別添加之Fe添加量與Q值係大於本發明之上限值，故強度過高、延性下降，因塑性緩和不
易產生朝板寬度方向之破裂的彎曲。
試驗號碼12係於熱軋板多處產生許多缺陷，製品之良率低，故無法評價特性。這是因為，藉由使用含有高N之鈦海綿作為溶解用材料的通常方法，添加大於本發明上限之N，大量產生LDI的緣故。
藉由以上結果，具有本發明所規定之元素含量及XTD/XND的鈦合金板中，朝板寬度方向之破裂歪斜路徑延長，不易產生板斷裂，且冷軋時之變形阻力低，不易朝板長度方向變形，故冷軋性優異，但於超出本發明所規定之合金元素量、及XTD/XND時，將無法滿足強之材質各向異性、及隨之而來的朝板寬度方向之板斷裂的困難度等優異之冷軋性。
將表1之試驗號碼4、8、及14的素材，以表2~4所示之各種條件熱軋後，酸洗去除氧化鏽皮，之後，調查抗拉特性，並藉由X射線繞射(使用股份公司Rigaku製RINT2500，Cu-Kα，電壓40kV，電流300mA)，以由鈦之(0002)極圖上的板寬度方向朝板之法線方向傾斜0~10°的方位角內、及以板之法線方向作為中心軸由板寬度方向旋轉±10°的方位角內之X射線相對強度峰值作為XTD，以由板之法線方向朝板寬度方向傾斜0~30°的方位角內、及以板之法線作為中心軸旋轉全圓周的方位角內之X射線相對強度峰值作為XND時，將該等之比：XTD/XND作為X射線各向異性指數，評價集合組織的發達程度。
若硬度各向異性指數為0.85，板厚度方向之變形阻力小，故冷軋性良好。
板斷裂之難度，係使用熱軋板與於板厚減少率40%之冷軋板的L方向上擷取之沙丕衝撃試驗片(有2mmV凹口)，依據JIS Z2242，於常溫下進行衝撃試驗，藉由斷裂路徑長度(b)與由V凹口底部垂直垂下之垂線的長度(a)之比(斷裂歪斜性指數：b/a)，進行評價。
於斷裂歪斜性指數大於1.20時，朝板寬度方向之破裂的斷裂路徑變得非常長，將不易產生板斷裂。熱軋板之板厚方向之變形容易度的評價係使用硬度各向異性指數。硬度係依據JIS Z2244，以1kgf負載之維克氏硬度評價。若硬度各向異性指數為15000以上，捲料回捲性係良好。於表2~4顯示該等特性之評價後的結果。
表2、3、及4中，顯示試驗號碼4、8所示之成分組成的熱軋退火板之評價結果。以本發明製造方法製造之本發明熱軋板實施例的試驗號碼15、16、22、23、29、及30顯示0.85以上之硬度各向異性指數，且顯示大於1.20的斷裂歪斜性指數，具有良好之冷軋性，並具有不易板斷裂的特性。
另一方面，試驗號碼17、24、及31之斷裂歪斜性指數小於1.20，不易產生板斷裂。這是因為，熱軋時板厚減少率小於本發明之下限，T-texture未能充分地發達，而為板寬度方向之破裂容易直接朝板寬度方向進展的狀態之故。
試驗號碼18、19、20、21、25、26、27、28、31、32、33、及34之X射線各向異性指數小於5.0，且硬度各向異性指數為0.85以下，斷裂歪斜性指數亦低於1.20。
其中，試驗號碼18、25、及32之熱軋前加熱溫度係本發明之下限溫度以下，又，試驗號碼20、27、及34之熱軋完成溫度係本發明之下限溫度以下，故於β相分率相當高之α+β2相域下的熱加工均不充分，係T-texture未能充分發達之例。
試驗號碼19、26、及33之熱軋前加熱溫度大於本發明之上限溫度，又，試驗號碼21、28、及35之熱軋完成溫度大於本發明之上限溫度，故大部分之加工均於β單相域進行，藉由粗大β粒之熱軋導致的T-texture未發達、不穩定化，與形成粗大之最終微組織，係硬度各向異性指數不高，又，亦未產生斷裂路徑之延長的例。
藉由以上結果，可知為得具有於冷軋中或冷軋後之捲
料不易產生朝板寬度方向之斷裂，且容易冷軋等的特性之製造性高的α+β型鈦合金板，並為得具有朝板寬度方向之破裂容易歪斜、板厚方向之變形阻力低等的特性，可藉由於本發明之板厚減少率、熱軋加熱溫度、及完成溫度範圍內熱軋具有本發明所示之集合組織及成分組成的鈦合金來製造。
如前述，依據本發明，可提供一種於冷軋中、或冷軋後之捲料回捲步驟等中，不易產生邊緣破裂進展後造成的板斷裂，且冷軋中之變形阻力小，可維持高板厚減少率的α+β型鈦合金板。本發明因可廣泛地使用於高爾夫球桿面等民生用品用途或汽車零件用途等，故係產業上之可利用性高者。
1‧‧‧沙丕衝擊試驗片
2‧‧‧凹口
3‧‧‧凹口底部
a‧‧‧由凹口底部垂直垂下之垂線的長度
b‧‧‧實際之斷裂路徑的長度
第1(a)圖係顯示結晶方位與板面相對之方位關係的圖。
第1(b)圖係顯示c軸方位與ND方向形成之θ為0度以上、30度以下，且於全圓周(-180度~180度)內之結晶粒(影線部)的圖。
第1(c)圖係顯示c軸方位與ND方向形成之角度θ係80度以上、100度以下，且於±10度之範圍之結晶粒(影線部)的圖。
第2圖係顯示α相(0002)面之累積方位之(0002)極圖之例的圖。
第3圖係模式地顯示鈦α相(0002)極圖中之XTD與XND
之測定位置的圖。
第4圖係顯示X射線各向異性指數與硬度各向異性指數之關係的圖。
第5圖係顯示沙丕衝擊試驗片中斷裂路徑之圖。
Claims (2)
- 一種冷軋性及冷軋下之處理性優異的α+β型鈦合金熱軋板，其特徵在於：(a)將熱軋板之法線方向作為ND方向、熱軋方向作為RD方向、熱軋寬度方向作為TD方向、α相之(0001)面的法線方向作為c軸方位，將c軸方位與ND方向形成的角度作為θ、包含c軸方位與ND方向之面與包含ND方向與TD方向之面形成的角度作為，(b1)於θ為0度以上、30度以下，且為全圓周(-180度~180度)內之結晶粒的X射線(0002)反射相對強度中，以最強之強度作為XND，(b2)於θ為80度以上、小於100度，且為±10度內之結晶粒的X射線(0002)反射相對強度中，以最強之強度作為XTD，(c)XTD/XND係5.0以上；前述α+β型鈦合金熱軋板，以質量%計含有Fe：0.8~1.5%、N：0.020%以下，且含有滿足下述式(1)定義之Q(%)=0.34~0.55之範圍的O、N及Fe，剩餘部分係由Ti及不可避免的不純物所構成，Q(%)=[O]+2.77．[N]+0.1．[Fe]‧‧‧(1)[O]：O之含量(質量%)，[N]：N之含量(質量%)，[Fe]：Fe之含量(質量%)。
- 一種冷軋性及冷軋下之處理性優異的α+β型鈦合金熱 軋板之製造方法，係製造如申請專利範圍第1項之冷軋性及冷軋下之處理性優異的α+β型鈦合金熱軋板之方法，其特徵在於，於熱軋α+β型鈦合金時，在熱軋前加熱至β變態點+20℃以上、β變態點+150℃以下，並將熱軋完成溫度設為β變態點-50℃以下、β變態點-200℃以上，進行單向熱軋，使得以下述式定義之板厚減少率為90%以上，板厚減少率(%)(={(冷軋前之板厚-冷軋後之板厚)/冷軋前之板厚}．100)。
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