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WO2015156356A1 - 高強度・高ヤング率を有するα＋β型チタン合金冷延焼鈍板およびその製造方法 - Google Patents

高強度・高ヤング率を有するα＋β型チタン合金冷延焼鈍板およびその製造方法 Download PDF

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WO2015156356A1
WO2015156356A1 PCT/JP2015/061114 JP2015061114W WO2015156356A1 WO 2015156356 A1 WO2015156356 A1 WO 2015156356A1 JP 2015061114 W JP2015061114 W JP 2015061114W WO 2015156356 A1 WO2015156356 A1 WO 2015156356A1
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WO
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rolled
cold
plate
titanium alloy
width direction
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PCT/JP2015/061114
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English (en)
French (fr)
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哲 川上
一浩 ▲高▼橋
藤井　秀樹
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Priority to CN201580016128.XA priority patent/CN106133159B/zh
Priority to KR1020167026874A priority patent/KR101831548B1/ko
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    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to an ⁇ + ⁇ type titanium alloy cold-rolled annealed plate characterized by high strength and Young's modulus in the plate width direction and a method for producing the same.
  • ⁇ + ⁇ type titanium alloy has been used for a long time as a member of an aircraft by utilizing a high specific strength.
  • the weight ratio of titanium alloys used in aircraft has been increasing and its importance has been increasing.
  • ⁇ + ⁇ type titanium alloys characterized by high Young's modulus and light specific gravity have been increasingly used for golf club faces.
  • a thin plate is often used as a material, there is a great need for a high-strength ⁇ + ⁇ -type titanium alloy thin plate.
  • the application of high-strength ⁇ + ⁇ -type titanium alloys is also expected for automotive parts where weight reduction is important, and the need for thin plates, mainly cold-rolled annealed plates, is increasing in this field as well. Yes.
  • ⁇ - ⁇ has chemical components that do not cause excessive development of texture and accompanying excessive strength increase or ductility reduction while improving T-texture development and accompanying strength and Young's modulus in the plate width direction.
  • a type titanium alloy plate is disclosed in Patent Document 1.
  • the strength in the axial direction can be reduced by cutting so that the plate width direction of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy plate having T-texture is the axial direction of engine parts such as engine valves and connecting rods.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-26853 discloses an automobile engine part having high rigidity and its material. All of these technologies utilize T-texture that is produced on ⁇ + ⁇ type titanium alloy unidirectional hot-rolled sheet.
  • Patent Document 3 and Patent Document 4 propose a low alloy type ⁇ + ⁇ type titanium alloy containing Fe, O, and N as main additive elements.
  • inexpensive elements such as Fe as a ⁇ -stabilizing element and O and N as an ⁇ -stabilizing element, and adding O and N in an appropriate range and balance, a high balance between strength and ductility can be secured. Since it is highly ductile at room temperature, it is possible to manufacture cold-rolled products.
  • Patent Document 5 by adding Si or C that contributes to increase in strength but decreases ductility and decreases cold workability, but does not impair cold rolling properties while improving strength. Cold rolling is possible.
  • Patent Documents 6 to 10 disclose techniques for improving mechanical properties by adding Fe and O to control crystal orientation or crystal grain size.
  • Patent Document 11 describes a texture that an ⁇ + ⁇ type titanium alloy hot-rolled sheet should have in order to ensure high cold-rollability, and if the hot-rolled sheet has a developed T-texture.
  • a technique for improving cold-rollability and cold coil handling is disclosed. Therefore, the cold-rolling property of the titanium alloy hot-rolled sheet having the chemical composition and texture described in Patent Document 11 is good, and it is said that it is relatively easy to manufacture a thin cold-rolled product.
  • the HCP c-axis is oriented closer to the normal direction of the plate depending on the combination conditions of cold-rolling and annealing. It is difficult to maintain high strength and Young's modulus in the plate width direction because basal-texture (B-texture) oriented in the direction is easily generated and T-texture generated by unidirectional hot rolling is damaged. It was.
  • JP 2012-132057 A WO2011-068247A1 Japanese Patent No. 3426605 JP-A-10-265876 JP 2000-204425 A JP 2008-127633 A JP 2010-121186 A JP 2010-31314 A JP 2009-179822 A JP 2008-240026 JP WO2012-115242A1
  • An object of the present invention is to provide a high-strength ⁇ + ⁇ -type titanium alloy cold-rolled annealed plate and a method for producing the same, which are characterized by high strength and Young's modulus in the plate width direction and a thin material.
  • the inventors have found that the bottom surface of the HCP is the plate when the unidirectional cold-rolled annealed plate has a strong T-texture. It has been found that the strength in the plate width direction is increased by being oriented more strongly in the width direction, and the strength becomes 900 MPa or higher, which is high strength, and 130 GPa or higher, which is high Young's modulus.
  • cold rolling rate (sheet thickness before cold rolling ⁇ sheet thickness after cold rolling) / sheet thickness before cold rolling ⁇ 100 (% It was also found that if the value of)) is high, T-texture cannot be obtained due to B-texture depending on the subsequent annealing conditions. Therefore, the inventors proceeded with intensive research on titanium alloy cold-rolled annealed plates to clarify the mechanism of B-texture and maintain a strong T-texture by controlling the cold rolling rate and annealing conditions. The production conditions have been determined.
  • the inventors have further developed T-texture in a titanium alloy cold-rolled annealed sheet by optimizing the combination and addition amount of alloy elements, and can enhance the above-described effects. It has been found that a tensile strength and a Young's modulus of 130 GPa or more can be obtained.
  • the present invention has been made against the background of the above circumstances, and is characterized in that the strength and Young's modulus in the plate width direction are high by maintaining strong T-texture after cold rolling and annealing.
  • annealing is performed after cold rolling at a high sheet thickness reduction rate, the texture is damaged and it becomes easy to become B-texture. Therefore, by specifying the cold rolling rate and subsequent annealing conditions, T-texture Can be stably maintained.
  • the present invention has been made based on these findings.
  • the present invention is based on the following means.
  • [1] Containing 0.8 to 1.5% Fe and 0.020% or less N in mass%, satisfying Q 0.34 to 0.55 shown in the following formula (1), from the remaining Ti and impurities In the ⁇ + ⁇ type titanium alloy cold-rolled annealed plate, when the texture in the plate surface direction is analyzed, the normal direction of the rolled surface of the cold-rolled annealed plate is ND, the plate longitudinal direction is RD, the plate width direction is TD, and the ⁇ phase Where the normal direction of the (0001) plane is the c-axis orientation, the angle between the c-axis orientation and ND is ⁇ , the angle between the projection line to the plate surface with the c-axis orientation and the plate width direction (TD) is ⁇ , Among the X-ray (0002) reflection relative intensities of crystal grains with an angle ⁇ of 0 ° to 30 ° and ⁇ falling between ⁇ 180 ° and 180 °, the strongest intensity is XND,
  • ⁇ + ⁇ type having high strength and Young's modulus in the sheet width direction according to claim 1, wherein annealing is performed at 500 ° C. or more and less than 620 ° C. for a holding time of t or more in the following formula (2).
  • Manufacturing method of titanium alloy cold-rolled annealed sheet. t exp (19180 / T-15.6) (2) Here, t: holding time (s) and T: holding temperature (K).
  • the present invention provides a high-strength ⁇ + ⁇ -type titanium alloy cold-rolled annealed sheet product and a method for producing the same, characterized by being a thin material having high strength and Young's modulus in the sheet width direction.
  • (0002) pole figure of a titanium alpha phase It is an example of the (0002) pole figure of a titanium alpha phase. It is a figure explaining the crystal orientation of an alpha + beta type titanium alloy plate. It is a schematic diagram which shows the measurement position of XTD and XND in the (0002) pole figure of a titanium alpha phase. It is a figure which shows the relationship between the X-ray anisotropy index
  • TS tensile strength
  • the present inventors have investigated in detail the effect of hot-rolling texture on the strength in the width direction of the titanium alloy cold-rolled annealed plate, and as a result, by stabilizing the T-texture, And it discovered that a high Young's modulus was obtained.
  • the invention has been made based on this finding. The reason why the texture of the titanium ⁇ phase is limited in the ⁇ + ⁇ type titanium alloy cold-rolled annealed plate of the present invention will be described below.
  • FIG. 1 shows an example of a (0002) pole figure showing the accumulating orientation of the ⁇ -phase bottom. This (0002) pole figure is a typical example of T-texture, and the bottom ((0001) plane) is strong. Oriented in the plate width direction.
  • the normal direction of the rolling surface of the cold-rolled annealed plate is ND
  • the plate longitudinal direction (rolling direction) is RD
  • the plate width direction is TD (FIG. 2 (a)).
  • the normal direction of the (0001) plane of the ⁇ phase is the c-axis orientation.
  • the angle between the c-axis direction and ND is ⁇
  • the angle between the projection line of the c-axis direction onto the plate surface and the plate width direction (TD) is ⁇ .
  • (0002) reflection of X-rays by crystal grains whose angle ⁇ is not less than 0 degrees and not more than 30 degrees and ⁇ is in the entire circumference ( ⁇ 180 degrees to 180 degrees).
  • the strongest intensity is XND.
  • the strongest strength is XTD.
  • a typical example of the above T-texture, and the texture in which the bottom surface ((0001) plane) is strongly oriented in the plate width direction is characterized by the ratio XTD / XND.
  • the ratio XTD / XND is referred to as an X-ray anisotropy index, which makes it possible to evaluate the stability of T-texture.
  • FIG. 3 schematically shows measurement positions of XTD and XND.
  • the X-ray anisotropy index was associated with the strength in the plate width direction.
  • FIG. 4 shows the tensile strength in the plate width direction when various X-ray anisotropy indices are exhibited. The higher the X-ray anisotropy index, the higher the tensile strength in the plate width direction. In the ⁇ + ⁇ type alloy cold-rolled annealed plate, the tensile strength, which is high strength in the plate width direction, is 900 MPa. The X-ray anisotropy index at that time is 5.0 or more. Based on these findings, the lower limit of XTD / XND was limited to 5.0.
  • the chemical composition of the ⁇ + ⁇ type alloy having high strength and Young's modulus in the sheet width direction is defined.
  • the reasons for selecting the contained elements in the present invention and the reasons for limiting the component ranges are shown below.
  • % For the component range means mass%.
  • Fe is an inexpensive additive element among the ⁇ -phase stabilizing elements and has a function of strengthening the ⁇ -phase by solid solution.
  • Fe has a characteristic of higher ⁇ stabilization ability than other ⁇ stabilization elements. For this reason, the addition amount can be reduced as compared with other ⁇ -stabilizing elements, and the solid solution strengthening at room temperature by Fe is not so high, so that ductility in the plate width direction can be ensured.
  • N has an action of interstitial solid solution and strengthening in the ⁇ phase. However, if it is added over 0.020% by a normal method such as using a sponge titanium containing a high concentration of N, undissolved inclusions called LDI are likely to be generated, resulting in a low product yield. 0.020% was made the upper limit. N may not be contained.
  • the ⁇ + ⁇ type alloy cold-rolled annealed plate of the present invention preferably has a thickness of 2 mm or less. More preferably, it is 1 mm or less. This is because the characteristics of the present invention are exhibited in such a thin steel plate.
  • Patent Document 6 A titanium alloy containing an additive element similar to that of the alloy of the present invention is described in Patent Document 6, but the amount of O is lower and the strength range is lower than that of the alloy of the present invention, so that both are different. Further, Patent Document 6 is completely different from the alloy of the present invention in that it aims to reduce material anisotropy as much as possible mainly in order to improve cold stretch formability.
  • the manufacturing method of the present invention relates to a manufacturing method for maintaining a strong T-texture and ensuring a high strength and Young's modulus in the plate width direction, particularly in a cold-rolled annealed plate.
  • the titanium alloy plate in the present invention is a cold-rolled sheet having T-texture in its texture. Further, there is no particular restriction on the texture of the hot rolled sheet, which is the raw material of the cold rolled sheet. However, in order to secure a strong T-texture with a cold-rolled annealed sheet, it is desirable that the hot-rolled sheet used as the material is a strong T-texture. It is also desirable from the viewpoint of cold rolling workability of the hot rolled sheet. For this purpose, the heating temperature before hot rolling is from the ⁇ transformation point to the ⁇ transformation point + 150 ° C. or less, the sheet thickness reduction rate is 80% or more, and the finishing temperature is from the ⁇ transformation point ⁇ 50 ° C.
  • the strong T-texture in the hot-rolled sheet is 0 from the sheet width direction on the (0002) pole figure of titanium to the normal direction of the sheet when the texture in the sheet surface direction is analyzed by X-ray.
  • X-ray relative intensity peak value XTD within the azimuth angle tilted up to 10 ° and within the azimuth angle rotated ⁇ 10 ° from the plate width direction with the normal direction of the plate as the central axis, and the plate width from the normal direction of the plate
  • the ratio XTD / XND is 5 when the X-ray relative intensity peak value XND is within the azimuth angle tilted from 0 to 30 ° in the direction and within the azimuth angle rotated all around the normal line of the plate as the central axis. 0 or more.
  • the plate width direction has high strength and high Young's modulus. This is because the processing strain introduced by cold rolling is not sufficient to cause recrystallization, only recovery occurs, and no change in crystal orientation occurs. Therefore, when the cold rolling rate is less than 25%, T-texture is maintained even when annealing is performed in a wide range of conditions, and high strength in the plate width direction can be ensured. At this time, if annealing at 500 ° C.
  • the upper limit of the holding temperature is less than 800 ° C.
  • it is 750 degreeC.
  • the holding time until recovery occurs is the time t shown in the formula (2)
  • the holding is performed for the time t or more shown in the formula (2).
  • there is no upper limit for the holding time but it is preferably a short time from the viewpoint of productivity.
  • annealing may be held at a temperature of 500 ° C. or higher and lower than 620 ° C. for a time equal to or longer than t in Formula (2).
  • annealing is performed with a holding time of less than t in formula (2), sufficient recovery does not occur, and ductility is not improved. Further, when annealing is performed at 620 ° C. or higher, recrystallization occurs, B-texture is generated, and the strength and Young's modulus in the plate width direction are lowered. Therefore, annealing with a holding time of t or more in the formula (2) at 500 ° C. or more and less than 620 ° C. is effective. At this time, the T-texture is maintained even if heated to 500 ° C. or lower and held for a long time, but if it is t or more in the formula (2), the recovery that is the purpose of annealing has sufficiently occurred. In consideration of productivity and economy, the minimum holding time t shown in Expression (2) is defined.
  • Example 1 A titanium material having the composition shown in Table 1 is melted by a vacuum arc melting method, this is hot rolled into a slab, heated to a hot rolling heating temperature of 915 ° C., and then heated to 3 mm by hot rolling. It was a sheet. The unidirectional hot-rolled sheet was annealed at 750 ° C. for 60 s, and then subjected to cold rolling on the pickled and removed oxide scale, and various properties were evaluated.
  • test numbers 3 to 14 shown in Table 1 in the cold rolling process, unidirectional cold rolling was performed at a cold rolling rate of 35% in the same direction as the unidirectional hot rolling.
  • test numbers 1 and 2 cold rolling in the plate width direction perpendicular to the hot rolling direction was performed at a cold rolling rate of 35%.
  • annealing was performed at 600 ° C. for 30 minutes.
  • tensile test specimens are collected to examine the tensile properties, and from 0 to 10 ° from the plate width direction on the (0002) pole figure of ⁇ phase by X-ray diffraction method to the normal direction of the plate.
  • the degree of texture development was evaluated as an index.
  • Test Nos. 1 and 2 are results for an ⁇ + ⁇ type titanium alloy that was unidirectionally cold-rolled in the width direction of the unidirectional hot-rolled sheet.
  • the strength in the plate width direction is lower than 900 MPa, and the Young's modulus is also lower than 130 GPa, and sufficient strength / Young's modulus is not obtained. All of these materials have an XTD / XND value of less than 5.0, and T-texture has not developed.
  • test numbers 4, 5, 8, 10, 11, 13, and 14 which are examples of the present invention manufactured by the manufacturing method of the present invention
  • the strength in the plate width direction exceeds 900 MPa
  • test numbers 3 and 7 the strength is low and the tensile strength in the plate width direction does not reach 900 MPa.
  • the addition amount of Fe of test number 3 was less than the lower limit of the present invention, the tensile strength was low.
  • Test No. 7 particularly, the nitrogen and oxygen contents were low, and the oxygen equivalent value Q was below the lower limit of the specified amount, so the tensile strength did not reach a sufficiently high level.
  • the titanium alloy thin plate having the element content and XTD / XND defined in the present invention shows good characteristics with a tensile strength in the plate width direction of 900 MPa or more and a Young's modulus of 130 GPa or more. If the amount of alloying elements specified in the invention and XTD / XND are deviated, excellent properties such as low strength in the plate width direction and low Young's modulus cannot be satisfied.
  • Example 2 A titanium material having the composition of test numbers 4 and 11 in Table 1 was dissolved, and a slab obtained by hot rolling this into a slab was unidirectionally hot-rolled to form a hot-rolled sheet having a thickness of 3.0 mm, 800 ° C., After performing annealing and pickling for 60 seconds, using the materials cold-rolled and annealed under the conditions shown in Tables 2 and 3, the tensile properties were examined and X-ray anisotropy was performed as in Example 1. An index was calculated to evaluate the degree of texture development in the plate surface direction, the Young's modulus in the plate width direction, and the tensile strength. The results of evaluating these characteristics are also shown in Tables 2 and 3. Table 2 shows the results of the test number 4 and Table 3 shows the results of the hot-rolled annealed plate having the composition shown in the test number 11.
  • test numbers 15, 16, 17, 20, 22, 25, 26, 27, 28, 31, 32, and 35 which are examples of the present invention manufactured by the manufacturing method of the present invention, are in the plate width direction.
  • the tensile strength exceeds 900 MPa
  • the Young's modulus exceeds 130 GPa, and it has good rigidity and strength.
  • test numbers 18, 19, 21, 23, 24, 29, 30, 33, 34, and 36 are either the tensile strength in the plate width direction is less than 900 MPa, the Young's modulus in the plate width direction is less than 130 GPa, or Both are difficult to apply to applications that require strength and rigidity in one direction.
  • test numbers 19 and 30 had an annealing temperature below the lower limit of the present invention, and test numbers 23, 24, 33, and 34 had an annealing holding time less than or equal to the lower limit of the present invention, recovery was sufficient. This is because the ductility was not sufficient and the tensile strength in the plate width direction was not sufficiently high.
  • a titanium alloy having a chemical composition and texture in the range shown in the present invention is shown in the present invention. According to the cold rolling rate and annealing conditions, it can be manufactured by cold rolling and annealing.
  • the hot-rolled sheet used in Examples 1 and 2 had a strong T-texture in the texture.
  • the same test as the above test numbers 1 to 36 was carried out based on hot-rolled sheets with the same composition but different manufacturing conditions and without strong T-texture. Almost the same result was obtained.
  • an ⁇ + ⁇ type titanium alloy cold-rolled annealed plate having a high Young's modulus in the plate width direction and high tensile strength can be produced. This can be widely used in fields that require strength and rigidity in one direction, such as consumer products such as golf club faces and automobile parts.

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Abstract

　本発明は、板幅方向の強度およびヤング率が高いα＋β型チタン合金冷延焼鈍板を提供することを目的とする。チタン合金板は、板面方向の集合組織を解析した時に、α相の（０００２）極点図上において、板幅方向に近い方位のＸ線相対強度ピーク値（ＸＴＤ）と、板面法線方向に近い方位のＸ線相対強度ピーク値（ＸＮＤ）の比ＸＴＤ／ＸＮＤが５．０以上であり、質量％でＦｅ：０．８～１．５％、Ｎ：０．０２０％以下、酸素等量Ｑが０．３４～０．５５である。チタン合金板の焼鈍は、冷延率２５％未満の場合は５００℃以上８００℃未満で、冷延率２５％以上の場合は５００℃以上６２０℃未満で行う。

Description

高強度・高ヤング率を有するα＋β型チタン合金冷延焼鈍板およびその製造方法
　本発明は、板幅方向の強度およびヤング率が高いことを特徴とするα＋β型チタン合金冷延焼鈍板およびその製造方法に関する。
　α＋β型チタン合金は、高い比強度を利用して、航空機の部材などとして古くから用いられてきた。近年、航空機に使用されるチタン合金の重量比は高まっており、その重要性はますます高まってきている。また、民生品分野においても、ゴルフクラブフェース向けに高ヤング率と軽比重を特徴とするα＋β型チタン合金が多く使用されるようになってきている。特に、この用途では、薄板が素材として使用されることが多いため、高強度α＋β型チタン合金薄板のニーズは高い。さらには、軽量化が重要視される自動車用部品などにも、高強度α＋β型チタン合金の適用が期待されており、この分野においても冷延焼鈍板を主とする薄板の必要性は高まっている。
　ゴルフクラブフェース用途では、板面内で高強度かつ高ヤング率を示す方向をフェースの短辺側にすると反発規制をクリアできることと、耐久性が高いことが分っている。これに対し、α＋β型チタン合金を一方向熱延すると、主相でありＨＣＰ（Hexagonal Closed Packed、六方稠密）構造を呈するα相のｃ軸が板幅方向に強く配向したTransverse-texture（T-texture）と呼ばれる集合組織を呈する。この時、α＋β型チタン合金では双晶変形は抑えられ、塑性変形を支配する主すべり系のすべり方向は底面内に限定されるため、T-textureを有する場合には板幅方向の強度が上昇する。したがって、一方向熱延板の板幅方向をフェースの短辺側に使用することにより反発規制をクリアするとともに、耐久性を向上させているのである。
　この現象を活かして、T-texture発達とそれに伴う板幅方向の強度・ヤング率向上を図りながら、集合組織の過度の発達とそれに伴う過度の強度アップ・延性低下をもたらさない化学成分を有するα＋β型チタン合金板が特許文献１に開示されている。また、自動車用部品向けでも、T-textureを有するα＋β型チタン合金板の板幅方向が、エンジンバルブやコンロッド等のエンジン部品の軸方向となるように切断加工することで、軸方向の強度および剛性を高い自動車エンジン部品およびその素材が特許文献２に開示されている。これらの技術はいずれもα＋β型チタン合金一方向熱延板に生成するT-textureを利用したものである。しかしながら、これら合金はいずれも冷延性を低下させるＡｌの添加量が高く、冷延が困難なために、一方向熱延板における技術であり、例えば、板厚２．５ｍｍ以下のようにより板厚の薄い冷延板の製造技術についてはこれまでに明らかにされていなかった。
　一方、α＋β型チタン合金において、冷延板の製造が可能なα＋β型チタン合金がいくつか提案されている。特許文献３及び特許文献４には、Ｆｅ、Ｏ、Ｎを主要添加元素とする低合金系α＋β型チタン合金が提案されている。β安定化元素としてＦｅ、α安定化元素としてＯ、Ｎという安価な元素を添加し、かつ、Ｏ、Ｎ量を適正なレンジ、バランスで添加することにより、高い強度・延性バランスを確保出来る。室温で高延性であるため、冷延製品の製造も可能とある。また、特許文献５では、高強度化に寄与するも延性を低下させ冷間加工性を低下させるＡｌを含有しながらも、強度上昇に効きつつ冷延性を損なわないＳｉやＣを添加することにより、冷間圧延可能としている。特許文献６～特許文献１０には、Ｆｅ，Ｏを添加し、結晶方位、或いは、結晶粒径等を制御し、機械特性を向上させる技術が開示されている。
　さらに、特許文献１１では、α＋β型チタン合金熱延板が高い冷延性を確保するために有すべき集合組織について記載されており、該熱延板が発達したT-textureを有していれば、冷延性や冷間でのコイル取扱性が良好になる技術が開示されている。したがって、特許文献１１に記載の化学成分と集合組織を有するチタン合金熱延板の冷延性は良好であり、薄手の冷延製品を製造することは比較的容易であるとされる。しかしながら、これら特許文献３～特許文献１１に示したα＋β型チタン合金を冷延した後に焼鈍を行うと、冷延および焼鈍の組合せ条件によっては、ＨＣＰのｃ軸が板の法線方向に近い向きに配向するBasal-texture（B-texture）が生成しやすく、一方向熱延で生成したT-textureが損なわれてしまうため、板幅方向の高い強度とヤング率を維持することは困難であった。
特開２０１２－１３２０５７号公報 ＷＯ２０１１－０６８２４７Ａ１ 特許第３４２６６０５号公報 特開平１０－２６５８７６号公報 特開２０００－２０４４２５号公報 特開２００８－１２７６３３号公報 特開２０１０－１２１１８６号公報 特開２０１０－３１３１４号公報 特開２００９－１７９８２２号公報 特開２００８－２４００２６号公報 ＷＯ２０１２－１１５２４２Ａ１
社団法人日本チタン協会発行、平成１８年４月２８日　「チタン」　Ｖｏｌ．５４，　Ｎｏ．１，　４２～５１頁
　本発明は、板幅方向の強度およびヤング率が高く、薄手材であることを特徴とする、高強度α＋β型チタン合金冷延焼鈍板およびその製造方法を提供することを課題とする。
　発明者らは、α＋β型合金冷延焼鈍板における板幅方向の強度と集合組織の関係について鋭意調査を行った結果、一方向冷延焼鈍板が強いT-textureを有する場合、ＨＣＰ底面が板幅方向により強く配向することにより板幅方向の強度が高くなり、高強度とされる９００ＭＰａ以上になることと、高ヤング率とされる１３０ＧＰａ以上になることを見出した。
　また、α＋β型チタン合金において、冷間圧延時の板厚減少率（以下、冷延率＝（冷延前の板厚－冷延後の板厚）／冷延前の板厚×１００（％））が高いと、その後の焼鈍条件によってはB-textureとなりT-textureが得られなくなってしまうことも見出した。そこで、発明者らは、チタン合金冷延焼鈍板において鋭意研究を進め、B-textureとなる機構を明らかにすると共に、冷延率と焼鈍条件を制御することにより、強いT-textureが維持できる製造条件を突き止めた。
　さらに、発明者らは、合金元素の組合せおよび添加量の適正化により、チタン合金冷延焼鈍板においてT-textureがさらに発達して、上記効果を高めることができ、板幅方向で９００ＭＰａ以上の引張強さと１３０ＧＰａ以上のヤング率を得ることができることを見出した。
　本発明は、以上の事情を背景としてなされたものであり、冷延して焼鈍を行った後に強いT-textureを維持することにより、板幅方向の強度およびヤング率が高いことを特徴とする、α＋β型チタン合金冷延焼鈍板およびその製造方法を提供する。特に、高い板厚減少率で冷延を行った後に焼鈍を行うと、上記集合組織が損なわれB-texture化しやすくなるため、冷延率およびその後の焼鈍条件を規定することにより、T-textureを安定して維持することが可能となる。当該発明はこれらの知見に基づいてなされたものである。
　即ち、本発明は以下の手段を骨子とする。
［１］
　質量％で０．８～１．５％のＦｅ、０．０２０％以下のＮを含有し、下式（１）に示すＱ＝０．３４～０．５５を満足し、残部Ｔｉおよび不純物からなるα＋β型チタン合金冷延焼鈍板において、板面方向の集合組織を解析した時に、冷延焼鈍板の圧延面法線方向をＮＤ、板長手方向をＲＤ、板幅方向をＴＤとし、α相の（０００１）面の法線方向をｃ軸方位として、ｃ軸方位がＮＤとなす角度をθ、ｃ軸方位の板面への射影線と板幅方向（ＴＤ）のなす角度をφとし、角度θが０度以上３０度以下であり、かつφが－１８０度～１８０度に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＮＤとし、角度θが８０度以上１００度未満であり、φが±１０度の範囲内に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＴＤとした場合、比ＸＴＤ／ＸＮＤが５．０以上であることを特徴とする、板幅方向の強度およびヤング率が高いα＋β型チタン合金冷延焼鈍板。
　Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７＊［Ｎ］＋０．１＊［Ｆｅ］　・・・　（１）
　ここで、［Ｆｅ］、［Ｏ］、［Ｎ］は各元素の含有量［質量％］である。
［２］
　質量％で０．８～１．５％のＦｅ、０．０２０％以下のＮを含有し、下式（１）に示すＱ＝０．３４～０．５５を満足し、残部Ｔｉおよび不純物からなる一方向熱間圧延板を素材として、熱間圧延と同じ方向に一方向冷間圧延し、焼鈍してα＋β型チタン合金冷延焼鈍板を製造する方法であって、
　前記一方向冷間圧延の冷延率が２５％未満の場合は、５００℃以上８００℃未満で、下記式（２）のｔ以上の保持時間の焼鈍を行い、冷延率が２５％以上の場合は、５００℃以上６２０℃未満で、下記式（２）のｔ以上の保持時間の焼鈍を行うことを特徴とする、請求項１に記載の板幅方向の強度およびヤング率が高いα＋β型チタン合金冷延焼鈍板の製造方法。
　ｔ＝ｅｘｐ（１９１８０／Ｔ－１５．６）　・・・　（２）
　ここで、ｔ：保持時間（ｓ）、Ｔ：保持温度（Ｋ）である。
　本発明により、板幅方向の強度およびヤング率が高く、薄手材であることを特徴とする、高強度α＋β型チタン合金冷延焼鈍板製品およびその製造方法が提供される。
チタンα相の（０００２）極点図の例である。 α＋β型チタン合金板の結晶配向を説明する図である。 チタンα相の（０００２）極点図におけるＸＴＤとＸＮＤの測定位置を示す模式図である。 Ｘ線異方性指数と板幅方向の引張強さ（ＴＳ）の関係を示す図である。
　本発明者らは上記課題を解決すべく、チタン合金冷延焼鈍板の板幅方向の強度に及ぼす熱延集合組織の影響を詳しく調査した結果、T-textureを安定化させることにより、高強度かつ高ヤング率が得られることを見出した。当該発明はこの知見に基づいてなされたものである。以下に、本発明のα＋β型チタン合金冷延焼鈍板において、チタンα相の集合組織が限定される理由を示す。
　α＋β型チタン合金冷延焼鈍板において、板幅方向の強度およびヤング率を高める効果は、T-textureが最も強く発達した場合に発揮される。発明者らは、T-textureを発達させる合金設計ならびに集合組織形成条件について、鋭意研究を進め、以下のように解決した。まず、集合組織の発達程度を、Ｘ線回折法により得られる、α相底面からのＸ線相対強度の比を用いて評価した。図１にα相底面の集積方位を示す（０００２）極点図の例を示すが、この（０００２）極点図は、T-textureの典型的な例であり、底面（（０００１）面）が強く板幅方向に配向している。
　ここでは、冷延焼鈍板の圧延面法線方向をＮＤ、板長手方向（圧延方向）をＲＤ、板幅方向をＴＤとする（図２（ａ））。また、α相の（０００１）面の法線方向をｃ軸方位とする。ｃ軸方位がＮＤとなす角度をθ、ｃ軸方位の板面への射影線と板幅方向（ＴＤ）のなす角度をφとする。角度θが図２（ｂ）のハッチング部に示すように、０度以上３０度以下であり、かつφが全周（－１８０度～１８０度）に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＮＤとする。また、図２（ｃ）のハッチング部に示すように、角度θが８０度以上１００度未満であり、φが±１０度の範囲内に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＴＤとする。
　上記、T-textureの典型的な例であり、底面（（０００１）面）が強く板幅方向に配向している集合組織は、比ＸＴＤ／ＸＮＤによって特徴づけられる。比ＸＴＤ／ＸＮＤをＸ線異方性指数と呼ぶが、これによりT-textureの安定度を評価することができる。
　このようなα相の（０００２）極点図上において、板幅方向に近い方位のＸ線相対強度ピーク値（ＸＴＤ）と、板面法線方向に近い方位のＸ線相対強度ピーク値（ＸＮＤ）の比（ＸＴＤ／ＸＮＤ）を種々チタン合金冷延焼鈍板に対し評価した。図３にＸＴＤとＸＮＤの測定位置を模式的に示す。
　更に、前記Ｘ線異方性指数を板幅方向の強度と関連付けた。種々のＸ線異方性指数を示す場合の板幅方向の引張強さを図４に示す。Ｘ線異方性指数が高くなる程、板幅方向の引張強さは高くなる。α＋β型合金冷延焼鈍板において、板幅方向で高強度とされる引張強さは９００ＭＰａである。その時のＸ線異方性指数は５．０以上である。これらの知見に基づいて、ＸＴＤ／ＸＮＤの下限を５．０と限定した。
　また、本発明では、板幅方向で高い強度およびヤング率を有するα＋β型合金の化学成分が規定される。以下に、本発明における含有元素の選択理由と、成分範囲を限定した理由を示す。成分範囲についての％は質量％を意味する。
　Ｆｅは、β相安定化元素の中でも安価な添加元素であり、β相を固溶強化する働きを有する。冷延焼鈍板で強いT-textureを得るには、熱延加熱温度および冷延後の焼鈍時に安定なβ相を適正な量比で得る必要がある。Ｆｅは他のβ安定化元素に比べ、β安定化能が高い特性を有する。このため、他のβ安定化元素に比べて添加量を少なくすることが出来、Ｆｅによる室温での固溶強化はそれ程高まらないため、板幅方向の延性を確保することができる。熱延温度域および冷延後の焼鈍時に安定なβ相を適正な体積比まで得るには、０．８％以上のＦｅの添加が必要である。一方、ＦｅはＴｉ中で凝固偏析しやすく、また、多量に添加すると固溶強化により延性が低下すると共に、β相比が増すためにヤング率が低下する。それらの影響を考慮して、Ｆｅの添加量の上限を１．５％とした。
　Ｎはα相中に侵入型固溶し強化する作用を有する。しかし、高濃度のＮを含むスポンジチタンを使用する等の通常の方法によって０．０２０％を超えて添加すると、ＬＤＩと呼ばれる未溶解介在物が生成しやすくなり、製品の歩留が低くなるため、０．０２０％を上限とした。Ｎは含有しなくても良い。
　ＯはＮと同様にα相中に侵入型固溶して強化する作用を有する。β相中に置換型固溶して強化する作用のあるＦｅも加え、これらの元素は、次式（１）に示すＱ値に従って強度上昇に寄与する。この時、Ｑ値が０．３４未満の場合には、α＋β型合金冷延焼鈍板で要求される板幅方向の引張強さ９００ＭＰａ程度以上の強度を得ることは出来ず、また、Ｑ値が０．５５を超えると、T-textureが過度に発達して、板幅方向の強度が高くなり過ぎて延性が低下してしまう。したがって、Ｑ値の下限を０．３４、上限を０．５５とした。
　Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７＊［Ｎ］＋０．１＊［Ｆｅ］　・・・　（１）
　上記式において、［Ｆｅ］、［Ｏ］、［Ｎ］は各元素の含有量［質量％］である。
　式（１）において、Ｏの１質量％による固溶強化能に対するＮとＦｅの当量、即ち等価な固溶強化能を与えるＮとＦｅの質量％を評価することによってＱにおける［Ｎ］と［Ｆｅ］の係数を決めた。
　本発明のα＋β型合金冷延焼鈍板は、板厚が２ｍｍ以下であると好ましい。１ｍｍ以下であるとさらに好ましい。このような薄手の鋼板において、本発明の特徴が発揮されるからである。
　なお、本発明合金と類似の添加元素を含有するチタン合金が特許文献６に記載されているが、本発明合金に比べＯの添加量が低く、強度範囲も低いため、両者は異なっている。さらに、特許文献６では、主に冷間での張り出し成形性を改善するため、材質異方性を極力低減することを目的としている点からも、本発明合金とは全く異なるものである。
　次に、本発明の製造方法は、特に冷延焼鈍板において、強いT-textureを維持し、板幅方向の高い強度とヤング率を確保するため製造方法に関するものである。本発明の製造方法は、上記化学組成を有する一方向熱間圧延板を素材として、熱間圧延と同じ方向に一方向冷延を行う際、冷延率が２５％未満の場合は、５００℃以上８００℃未満で式（２）のｔ以上の保持時間の焼鈍を行い、冷延率が２５％以上の場合は、５００℃以上６２０℃未満で式（２）のｔ以上の保持時間の焼鈍を行うことを特徴とする。
　ｔ＝ｅｘｐ（１９１８０／Ｔ－１５．６）　・・・　（２）
　ここで、ｔ：保持時間（ｓ）、Ｔ：保持温度（Ｋ）である。
　本発明におけるチタン合金版は、その集合組織においてT-textureを持つ冷延板であることが重要である。また、該冷延板の原素材であるところの熱延板の集合組織については、特に制約を設けるものではない。しかしながら、冷延焼鈍板で強いT-textureを確保するには、素材とする熱延板で強いT-textureであることが望ましい。また、熱延板の冷延加工性の観点からも望ましい。そのためには、熱延前加熱温度をβ変態点以上からβ変態点＋１５０℃以下、板厚減少率を８０％以上、仕上温度をβ変態点－５０℃以下からβ変態点－２００℃以上の温度となるように、一方向熱間圧延することが望ましい。ここで、熱延板での強いT-textureとは、板面方向の集合組織をＸ線により解析した場合に、チタンの（０００２）極点図上の板幅方向から板の法線方向に０～１０°まで傾いた方位角内および板の法線方向を中心軸として板幅方向から±１０°回転させた方位角内でのＸ線相対強度ピーク値ＸＴＤ、板の法線方向から板幅方向に０～３０°まで傾いた方位角内および板の法線を中心軸として全周回転させた方位角内でのＸ線相対強度ピーク値ＸＮＤとした時に、それらの比ＸＴＤ／ＸＮＤが５．０以上となるものである。ただし、これを出発素材としても、冷延方向を熱延方向とクロス方向にしてしまうと、B-textureが発達してしまい、求める材質特性が得られなくなる。したがって、一方向冷延後に強いT-textureとするには、一方向冷延は熱延と同じ方向に行う必要がある。
　強いT-textureを有する熱延板を冷延用素材として用いた時に、一方向冷延時の冷延率が２５％未満の場合、その後の焼鈍条件には影響を受けずT-textureは維持されるため、板幅方向は高強度かつ高いヤング率となる。これは冷延により導入される加工歪が再結晶を起すほど十分でなく、回復のみ起り、結晶方位の変化が起らないためである。したがって、冷延率２５％未満の場合、広い条件範囲で焼鈍を行ってもT-textureは維持され、板幅方向の高い強度は確保できる。この時、５００℃以下で焼鈍すると、回復するまでに長時間を要し生産性が大幅に低下することと、長時間保持中にＦｅ－Ｔｉ金属間化合物が生成し延性を低下させる可能性があるため、５００℃以上である。好ましくは５５０℃以上である。また、８００℃以上で焼鈍を行うと保持中のβ相分率が高くなり、保持後の冷却でその部分が針状組織となって延性が低下してしまう場合がある。従って、保持温度の上限は、８００℃未満である。好ましくは、７５０℃である。
　冷延板焼鈍において、回復が起るまでの保持時間は式（２）で示される時間ｔであるため、式（２）に示す時間ｔ以上の保持を行う。本発明においては、保持時間に上限は設けないが、生産性の観点からは、短時間であることが好ましい。また、前記のように、Ｆｅ－Ｔｉ金属間化合物が析出して延性が低下しないためには、少なくとも５００℃における式（２）の概略値である、１００００秒より短いことが好ましい。より好ましくは９５００秒以下である。
　一方、冷延率が２５％以上の場合、熱延板素材が強いT-textureを有していても、焼鈍条件によってはB-textureが発達し、板幅方向の強度およびヤング率は低下してしまう。これは冷延により導入された歪が再結晶を起させるのに十分高いことから、焼鈍時にB-textureの主成分方位を有する再結晶粒が生成し、焼鈍時間と共に再結晶集合組織が発達するためである。この場合に再結晶を起させず、回復のみを起させるには、５００℃以上６２０℃未満で式（２）のｔ以上の時間で焼鈍保持を行えば良い。この時、式（２）のｔ未満の保持時間で焼鈍を行うと、十分な回復が起らないため、延性が改善されない。また、６２０℃以上で焼鈍を行うと再結晶が起り、B-textureが生成して板幅方向の強度およびヤング率が低下してしまう。したがって、５００℃以上６２０℃未満で式（２）のｔ以上の保持時間による焼鈍が有効である。この時、５００℃以下に加熱して長時間保持してもT-textureは維持されるが、式（２）のｔ以上であれば、焼鈍の目的である回復は十分に起っているため、生産性や経済性を考慮して、式（２）に示す最低保持時間ｔを規定した。
　＜実施例１＞
　真空アーク溶解法により表１に示す組成を有するチタン材を溶解し、これを熱間で分塊圧延してスラブとし、９１５℃の熱延加熱温度に加熱した後、熱間圧延により３ｍｍの熱延板とした。この一方向熱延板に７５０℃、６０ｓの焼鈍を行った後、酸洗して酸化スケールを除去したものに冷間圧延を行い、種々の特性を評価した。
　なお、表１に示す試験番号３～１４については、冷延工程において、一方向熱延と同じ方向に冷延率３５％で一方向冷延を行った。試験番号１、２については、熱延方向に垂直となる板幅方向への冷延を同じく冷延率３５％にて行った。冷延後、６００℃、３０分保持による焼鈍を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　これら冷延焼鈍板より、引張試験片を採取して引張特性を調べるとともに、Ｘ線回折法によるα相の（０００２）極点図上の板幅方向から板の法線方向に０～１０°まで傾いた方位角内および板の法線方向を中心軸として板幅方向から±１０°回転させた方位角内でのＸ線相対強度ピーク値（ＸＴＤ）と、板の法線方向から板幅方向に０～３０°まで傾いた方位角内および板の法線を中心軸として全周回転させた方位角内でのＸ線相対強度ピーク値（ＸＮＤ）の比ＸＴＤ／ＸＮＤをＸ線異方性指数として、集合組織の発達程度を評価した。
　表１において、試験番号１、２は、一方向熱延板の板幅方向に一方向冷延を行ったα＋β型チタン合金における結果である。試験番号１、２共に、板幅方向の強度は９００ＭＰａを下回っているとともに、ヤング率も１３０ＧＰａを下回っており、十分な強度・ヤング率が得られていない。これらの材料はいずれも、ＸＴＤ／ＸＮＤの値が５．０を下回っており、T-textureは発達していない。
　これに対し、本発明の製造方法で製造された本発明の実施例である試験番号４、５、８、１０、１１、１３、１４では、板幅方向の強度は９００ＭＰａを上回ると共に、ヤング率も１３０ＧＰａを超えており、良好な特性を有している。
　一方、試験番号３、７では、強度が低く、板幅方向の引張強さが９００ＭＰａに達していない。このうち、試験番号３はＦｅの添加量が本発明の下限値を下回っていたため、引張強さが低くなった。また、試験番号７では、特に、窒素ならびに酸素含有量が低く、酸素当量値Ｑが規定量の下限値を下回っていたため、引張強さが十分高いレベルに達していない。
　また、試験番号６、９では、Ｘ線異方性指数は５．０を上回っていて、板幅方向の引張強さも９００ＭＰａを超えているが、板幅方向の全伸びは５％程度しかなく、延性は十分ではない。試験番号６、９では、それぞれ、Ｆｅ添加量とＱ値が本発明の上限値を越えて添加されたため、固溶強化でα相が過度に強化されたこととT-textureが過度に発達したため、強度が上り過ぎて延性が低下したためである。
　一方、試験番号１２は、熱延板の多くの部分で欠陥が多発し、製品の歩留が低かったため、特性を評価することが出来なかった。これは、高窒化スポンジを使用するなど、通常の方法によってＮが本発明の上限を越えて添加され、ＬＤＩが多発したためである。
　以上の結果より、本発明に規定された元素含有量およびＸＴＤ／ＸＮＤを有するチタン合金薄板は、板幅方向の引張強さが９００ＭＰａ以上、ヤング率が１３０ＧＰａ以上と良好な特性を示すが、本発明に規定された合金元素量ならびに、ＸＴＤ／ＸＮＤを外れると、板幅方向の強度やヤング率が低い等、優れた特性を満足することはできない。
　＜実施例２＞
　表１の試験番号４、１１の組成を有するチタン材を溶解し、これを熱間で分塊圧延したスラブを一方向熱間圧延して厚さ３．０ｍｍの熱延板とし、８００℃、６０秒保持する焼鈍・酸洗を行った後、表２、３に示す条件で冷延・焼鈍したものを使用して、実施例１と同様に、引張特性を調べるとともに、Ｘ線異方性指数を算出して、板面方向の集合組織の発達程度、板幅方向のヤング率および引張強さを評価した。これらの特性を評価した結果も合せて表２、３に示す。表２は試験番号４、表３は試験番号１１に示す組成の熱延焼鈍板における結果である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　このうち、本発明の製造方法で製造された本発明の実施例である試験番号１５、１６、１７、２０、２２、２５、２６、２７、２８、３１、３２、３５は、板幅方向の引張強さが９００ＭＰａを超えるとともに、ヤング率が１３０ＧＰａを超えており、良好な剛性・強度を有している。
　一方、試験番号１８、１９、２１、２３、２４、２９、３０、３３、３４、３６は、板幅方向の引張強さが９００ＭＰａ未満、板幅方向のヤング率が１３０ＧＰａ未満のいずれか、あるいは両方を有しており、一方向で強度・剛性が必要とされる用途には適用困難である。
　このうち、試験番号１８、２９については、冷延率が２５％以下の場合で焼鈍温度が本発明の上限よりも高かったため、焼鈍保持中にβ相分率が高くなり過ぎて大部分が針状組織となり、板幅方向の延性が低下したため、その方向の引張強さが十分高くならなかったためである。
　試験番号１９、３０は、焼鈍温度が本発明の下限以下であったため、また、試験番号２３、２４、３３、３４は、焼鈍保持時間が本発明の下限以下であったため、いずれも回復が十分に起こらず、延性が十分でなかったため、板幅方向の引張強さが十分に高くならなかったためである。
　また、試験番号２１、３６は、冷延率２５％以上の条件で、焼鈍保持温度が本発明の上限温度を超えているため、再結晶粒が生成し、焼鈍時間と共にB-textureからなる再結晶集合組織が発達したため、異方性が低下してしまい、板幅方向の引張強さとヤング率が十分に高くならなかったためである。
　以上の結果より、板幅方向の引張強さとヤング率が高い特性を有するα＋β型合金薄板を得るためには、本発明に示す範囲の化学組成と集合組織を有するチタン合金を、本発明に示す冷延率と焼鈍条件に従い、冷延・焼鈍することにより製造することができる。
　上記実施例１及び２において用いた熱延板は、その集合組織において強いT-textureを持っていた。しかしながら、同一組成で製造条件を変えて作った、強いT-textureを持たない熱延板を元に上記試験番号１～３６と同一の試験を行ったが、若干の冷延加工性が劣るものの、ほぼ同じ結果が得られた。
　本発明により、板幅方向のヤング率および引張強さが高いα＋β型チタン合金冷延焼鈍板を製造することができる。これは、ゴルフクラブフェースなどの民生品用途や自動車部品用途など、一方向で強度・剛性が要求される分野で幅広く使用することが出来る。
 

Claims (2)

  1. 　質量％で０．８～１．５％のＦｅ、０．０２０％以下のＮを含有し、下式（１）に示すＱ＝０．３４～０．５５を満足し、残部Ｔｉおよび不純物からなるα＋β型チタン合金冷延焼鈍板において、板面方向の集合組織を解析した時に、冷延焼鈍板の圧延面法線方向をＮＤ、板長手方向をＲＤ、板幅方向をＴＤとし、α相の（０００１）面の法線方向をｃ軸方位として、ｃ軸方位がＮＤとなす角度をθ、ｃ軸方位の板面への射影線と板幅方向（ＴＤ）のなす角度をφとし、角度θが０度以上３０度以下であり、かつφが－１８０度～１８０度に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＮＤとし、角度θが８０度以上１００度未満であり、φが±１０度の範囲内に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＴＤとした場合、比ＸＴＤ／ＸＮＤが５．０以上であることを特徴とする、板幅方向の強度およびヤング率が高いα＋β型チタン合金冷延焼鈍板。
    　Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７＊［Ｎ］＋０．１＊［Ｆｅ］　・・・　（１）
    　ここで、［Ｆｅ］、［Ｏ］、［Ｎ］は各元素の含有量［質量％］である。
  2. 　質量％で０．８～１．５％のＦｅ、０．０２０％以下のＮを含有し、下式（１）に示すＱ＝０．３４～０．５５を満足し、残部Ｔｉおよび不純物からなる一方向熱間圧延板を素材として、熱間圧延と同じ方向に一方向冷間圧延し、焼鈍してα＋β型チタン合金冷延焼鈍板を製造する方法であって、
    　前記一方向冷間圧延の冷延率が２５％未満の場合は、５００℃以上８００℃未満で、下記式（２）のｔ以上の保持時間の焼鈍を行い、冷延率が２５％以上の場合は、５００℃以上６２０℃未満で、下記式（２）のｔ以上の保持時間の焼鈍を行うことを特徴とする、請求項１に記載の板幅方向の強度およびヤング率が高いα＋β型チタン合金冷延焼鈍板の製造方法。
    　Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７＊［Ｎ］＋０．１＊［Ｆｅ］　・・・　（１）
    　ここで、［Ｆｅ］、［Ｏ］、［Ｎ］は各元素の含有量［質量％］である。
    　ｔ＝ｅｘｐ（１９１８０／Ｔ－１５．６）　・・・　（２）
    　ここで、ｔ：保持時間（ｓ）、Ｔ：保持温度（Ｋ）である。
     
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