CN103392019B - 冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种在冷轧时向板宽度方向的裂纹难以进展、容易冷轧等、冷轧性和在冷态下的处理性优异的钛合金热轧板，是α+β型钛合金热轧板，（a）将热轧板的法线方向设为ND方向，将热轧方向设为RD方向，将热轧宽度方向设为TD方向，将C轴取向（α相的（0001）面的法线方向）与ND方向形成的角度设为θ，将包含c轴取向和ND方向的面与包含ND方向和TD方向的面形成的角度设为φ，（b1）将θ为0度以上30度以下、并且φ处于整周（-180度～180度）的晶粒的X射线的（0002）反射相对强度之中最强的强度设为XND，（b2）将θ为80度以上且低于100度、并且φ处于±10度范围的晶粒的X射线的（0002）反射相对强度之中最强的强度设为XTD，（c）XTD/XND为5.0以上。

Description

冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金板及其制造方法

技术领域

本发明涉及冷轧中或冷轧后的卷中向板宽度方向的裂纹（开裂）难以进展，冷轧时的变形阻力（抗力）低等的制造性优异的α＋β型钛合金板及其制造方法。

背景技术

以往，α+β型钛合金利用高的比强度，作为飞机的构件被使用。近年来，飞机的构件所使用的钛合金的重量比提高，其重要性日益提高。另外，例如，在民生品领域中，在面向高尔夫球杆杆面（golf club face）的用途中，较多地使用以高杨氏模量和轻比重为特征的α+β型钛合金。

此外，今后在重视轻量化的汽车用部件、或者要求耐蚀性和比强度的地热井套管等中，也期待高强度α+β型钛合金的应用。特别是钛合金大多以板状被使用，因此对于高强度α+β型钛合金板的需求较高。

作为α+β型钛合金，Ti-6%Al-4%V（%为质量%，以下也同样）被最广泛地使用，虽然其为代表性的合金，但由于高强度和低延展性而不能够冷轧，一般在热态下进行片轧制或叠板轧制来制造。但是，热态下的片轧制或叠板轧制，难以产生精密的板厚精度，并且在这些制造工艺中，制品的成品率低，廉价地制造高品质的薄板制品较困难。

对此，曾提出了一些能够进行冷轧带钢的制造的α＋β型钛合金。

专利文献1和2中，提出了以Fe、O、N为主要添加元素的低合金系α+β型钛合金。该钛热轧合金，是作为β稳定化元素添加Fe，作为α稳定化元素以适当的范围和平衡添加O、N这样的廉价元素，确保了高的强度-延展性平衡的合金。另外，上述钛热轧合金在室温下延展性高，因此是也能够进行冷轧制品的制造的合金。

专利文献3中公开了下述技术：添加有助于高强度化、但使延展性降低、使冷加工性降低的Al，另一方面，添加对强度上升有效、但不损害冷轧性的Si和/或C，从而能够进行冷轧。专利文献4～8中公开了下述技术：添加Fe、O，控制晶向或者晶粒粒径等，使机械特性提高。

但是，实际上，在对α+β型钛合金卷进行冷轧时，如果冷轧到某种程度以上的压下率，则产生裂边这样的在板两边缘部沿板宽度方向的裂纹，根据情况，存在板断裂的问题。

如果在冷轧中或冷轧后进行卷开卷（退卷）的过程中发生板断裂则必须将断裂了的板从制造生产线除去，但由于为了进行该除去而花费时间等的原因，制造被阻碍，生产效率降低。此外，也存在由于上述的板断裂时的冲击，板本身、断裂了的板的裂片突然飞来等的安全上的问题。

此外，在发生板断裂的部分的附近，板的变形加剧，该部分大多不能够作为制品使用。其结果，成品率降低，同时卷单质变小，生产效率和成品率进一步降低。

另外，为了谋求合金的高强度化，添加了合金元素，因此室温下的变形阻力高，要通过冷轧使板厚减少时需要高的负荷。特别是在α+β型钛合金中，如果冷轧用坯料具有钛α相的底面在接近于板面法线方向的方向上取向的热轧织构（称为「Basal-texture」的织构，以下称为「B-texture」），则向板厚方向的变形变得困难。

那样的情况下，难以利用一次冷轧确保高的板厚减少率（%）（＝{（冷轧前的板厚-冷轧后的板厚）/冷轧前的板厚}×100），根据最终制品的板厚，不得不在加入一次或多次中间退火的同时进行冷轧。结果，不得不增多冷轧的次数，招致生产效率的降低。

专利文献9中公开了下述技术：在纯钛中，为了将晶粒微细化，防止折皱和伤痕的产生，在β区域开始热轧。专利文献10中公开了一种高尔夫球杆杆头用的Ti-Fe-Al-O系α+β型铸造用钛合金。专利文献11中公开了一种Ti-Fe-Al系α+β型钛合金。

专利文献12中公开了一种通过最终的精加工热处理控制了杨氏模量的高尔夫球杆杆头用钛合金。非专利文献1中公开了在纯钛中，加热到β区域后，通过在α区域的单向轧制来形成织构。

但是，这些技术并不是在冷轧中和冷轧后的卷中，抑制向板宽度方向的裂纹的进展，并且减小冷轧时的变形阻力的技术。

因此，在冷轧中和冷轧后的卷中，期望向板宽度方向的裂纹难以进展，并且冷轧时的变形阻力低等，处理性良好的α+β型钛合金板。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第3426605号公报

专利文献2：日本特开平10-265876号公报

专利文献3：日本特开2000-204425号公报

专利文献4：日本特开2008-127633号公报

专利文献5：日本特开2010-121186号公报

专利文献6：日本特开2010-31314号公报

专利文献7：日本特开2009-179822号公报

专利文献8：日本特开2008-240026号公报

专利文献9：日本特开昭61-159562号公报

专利文献10：日本特开2010-7166号公报

专利文献11：日本特开平07-62474号公报

专利文献12：日本特开2005-220388号公报

非专利文献

非专利文献1：钛Vol.54、No.1（社团法人日本钛协会，平成18年4月28日发行）42～51页

发明内容

本发明鉴于以上的情况，其课题是在α+β型钛合金板的制造中，抑制冷轧中或冷轧后裂边进展从而产生的板断裂的发生，并且保持较高的冷轧中的板厚减少率（%），其目的在于提供一种解决该课题的α+β型钛合金板及其制造方法。

本发明人为了解决上述课题，着眼于对延展性影响大的热轧织构，对于α+β型钛合金板中的裂纹向板宽度方向的进展和热轧织构的关系进行了专心调查。其结果，发现了以下事项。

（x）晶体结构为密排六方结构的钛α相如果将六角底面（（0001）面）的法线方向、即c轴取向在TD方向（热轧宽度方向）上较强地取向的热轧织构（是「Transverse-texture」这一织构，以下称为「T-texture」）稳定化，则在冷轧中或冷轧后的卷中，裂纹难以向板宽度方向进展，变得难以引起板断裂。

（y）如果将T-texture稳定化，则冷轧时的变形阻力降低，长度方向的延展性提高，因此将卷在冷态下开卷时的处理性提高。

再者，对于以上的见解，以后详细说明。

本发明是基于上述见解完成的，其要旨如下。

（1）一种冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金热轧板，其特征在于，

（a）将热轧板的法线方向设为ND方向，将热轧方向设为RD方向，将热轧宽度方向设为TD方向，将α相的（0001）面的法线方向设为c轴取向，将c轴取向与ND方向形成的角度设为θ，将包含c轴取向和ND方向的面与包含ND方向和TD方向的面形成的角度设为φ，

（b1）将θ为0度以上30度以下、并且φ处于整周（-180度～180度）的晶粒的X射线的（0002）反射相对强度之中最强的强度设为XND，

（b2）将θ为80度以上且低于100度、并且φ处于±10度范围的晶粒的X射线的（0002）反射相对强度之中最强的强度设为XTD，

（c）XTD/XND为5.0以上。

（2）根据上述（1）所述的冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金热轧板，其特征在于，上述α+β型钛合金热轧板，以质量%计，含有Fe：0.8～1.5%、N：0.020%以下，并且含有满足由下述式（1）定义的Q（%）＝0.34～0.55的范围的O、N和Fe，其余量包含Ti和不可避免的杂质，

Q（%）＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···（1）

[O]：O的含量（质量%）；

[N]：N的含量（质量%）；

[Fe]：Fe的含量（质量%）。

（3）一种冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金热轧板的制造方法，是制造上述（1）或（2）所述的冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金热轧板的方法，其特征在于，在对α+β型钛合金热轧时，在热轧前，加热到β相变点+20℃以上、β相变点+150℃以下，将热轧终轧温度设定为β相变点-50℃以下、β相变点-200℃以上，进行单向热轧使得由下述式定义的板厚减少率达到90%以上，更优选为91.5%以上，

板厚减少率（%）＝{（冷轧前的板厚-冷轧后的板厚）/冷轧前的板厚}×100。

根据本发明，能够提供一种α+β型钛合金板，其在冷轧中、冷轧后的卷开卷工序等中，难以引起裂边进展而产生的板断裂，并且冷轧中的变形阻力小，能够保持较高的板厚减少率。

附图说明

图1（a）是表示晶向和板面的相对的取向关系的图。

图1（b）是表示c轴取向与ND方向形成的θ为0度以上30度以下，并且φ处于整周（-180度～180度）的晶粒（阴影部）的图。

图1（c）是表示c轴取向与ND方向形成的角度θ为80度以上100度以下，并且φ处于±10度的范围的晶粒（阴影部）的图。

图2是表示显示α相（0002）面的集积取向的（0002）极点图的例子的图。

图3是模式地表示钛α相的（0002）极点图中的XTD和XND的测定位置的图。

图4是表示X射线各向异性指数和硬度各向异性指数的关系的图。

图5是表示夏比冲击试件的断裂路径的图。

具体实施方式

如上述那样，为解决上述课题，着眼于对延展性影响大的热轧织构，对于α+β型钛合金板中的裂纹向板宽度方向的进展和热轧织构的关系进行了专心调查。其结果，以至于得到了上述见解（x）和见解（y）。以下，详细地说明。

首先，图1（a）表示晶向和板面的相对的取向关系。将热轧面的法线方向设为ND方向，将热轧方向设为RD方向，将热轧宽度方向设为TD方向，将α相的（0001）面的法线方向设为c轴取向，将c轴取向与ND方向形成的角度设为θ，将包含c轴取向和ND方向的面与包含ND方向和TD方向的面形成的角度设为φ。

本发明人的调查的结果，判明：当晶体结构为密排六方结构（以下有时称为「HCP」）的钛α相的六角底面（（0001）面）具有在板宽度方向上较强地取向的热轧织构（T-texture）的情况下，要沿板宽度方向扩展的裂纹有从途中折曲的倾向。

即，判明：在具有T-texture的α+β型钛合金中，HCP的底面沿平行于板宽度方向的方向、或者其附近的取向较强地取向，此时，如果龟裂要沿着板宽度方向进展，则在龟裂的尖端发生塑性弛豫，龟裂的扩展方向从板宽度方向向接近于板长度方向的方向变化。

特别是在具有T-texture的同时，具有延展性的α+β型钛合金中，通过在龟裂的尖端的塑性弛豫，容易出现板宽度方向的裂纹向板长度方向折曲的现象。这样，即使对冷轧中、或冷轧后的卷实施连续退火等时，以由于某些原因而产生的裂边等为起点，裂纹沿板宽度方向扩展，在具有T-texture的板中，裂纹也容易向板长度方向折曲。

由此，与不具有T-texture的、向板宽度方向的裂纹的折曲难以引起的情况相比，断裂路径被延长，因此难以引起板断裂。即，具有T-texture的钛合金的情况下，与不具有较强的T-texture从而难以引起裂纹的折曲的钛合金相比，裂纹的断裂路径变得更长，即，导致断裂的路径变得更长，因此变得难以引起板断裂。

本发明人通过进行HCP底面向板宽度方向的集积度、和要在板宽度方向扩展的裂纹的折曲度比较评价，发现了T-texture稳定化越高，就越难以引起裂纹在板宽度方向笔直地扩展的现象。

这是由于与T-texture的稳定化相伴，HCP底面在板宽度方向更强地取向，因此裂纹在板长度方向迂回的倾向变高，沿着板宽度方向产生的裂纹向板长度方向折曲，从而断裂路径变得更长的缘故。

裂纹向板宽度方向的扩展的难易度，可以在以合金板的轧制方向为试件的长度方向制作出的夏比冲击试件上，将V缺口沿相当于板宽度方向的方向形成，在室温下进行夏比冲击试验，利用从缺口底部进展的裂纹的长度进行评价。

图5表示夏比冲击试件中的断裂路径。如图5所示，将从形成于夏比冲击试件1上的缺口2的缺口底部3相对于试件长度方向垂直垂下的垂线的长度设为a，将实际扩展的裂纹长度设为b，在本发明中，将比（＝b/a）定义为斜行性指数。在斜行性指数超过1.20的情况下，更优选超过1.25的情况下，难以引起向板宽度方向的断裂。

再者，在试件中扩展的裂纹，不限为在特定的一个方向前进，也有时曲折（蜿蜒）地折曲前进。在任一种情况下，b都表示断裂路径总体的长度。

另外，当使T-texture稳定化时，板长度方向的强度降低，冷轧变得容易，能够提高板厚减少率。这是由于在将T-texture强化了的情况下，作为冷轧中的塑性变形行为的特征，主滑移系之中的柱面滑移活跃化的缘故，在其变形进行的同时，板厚减少。该滑移系所带来的变形中的加工硬化系数的上升，与其他的滑移系相比较小，因此没有急剧地引起变形阻力的增加。

对于板面内的强度各向异性和织构的关系，非专利文献1中记载了在纯钛的例子中，与B-texture相比，T-texture的屈服应力的各向异性较大。纯钛的情况下，在B-texture和T-texture中，板宽度方向的屈服应力大不相同，但板长度方向的屈服应力基本上没有变化。

但是，在α+β型钛合金的情况下，当将T-texture稳定化时，与纯钛的情况相比，长度方向的强度降低。这是由以下情况引起的：当在室温附近对钛进行冷加工（例如冷轧）时，主滑移面被限定在底面内，并且在纯钛的情况下，在滑移变形以外，还发生以接近于HCP的c轴的方向为孪晶方向的孪晶变形，因此纯钛的塑性各向异性比钛合金小。

含有O和/或Al等的α+β型钛合金板的情况下，与纯钛的情况不同，孪晶变形被抑制，滑移变形变为支配性的，因此伴随织构的形成，底面在某个方向上取向，在板面内的材质各向异性更被助长。

这样，本发明人发现：在α+β型钛合金中，通过将T-texture稳定化，长度方向的强度降低，延展性提高，由此α+β型钛合金板的处理性得到改善。

此外，本发明人查明：在α+β型钛合金中，可得到较强的T-texture的热轧加热温度处于β单相区域中的特定的温度区域；如果热轧开始温度设为β单相区域时，则在形成较强的T-texture方面更有效果。

该温度区域比α+β型钛合金的通常的热轧温度（α+β2相区域加热热轧温度）高，因此在可维持良好的热加工性的同时，也具有热轧中的在两边缘部的温度降低变小，难以发生裂边的效果。

这样，在本发明中，热轧卷中的裂边发生被抑制，因此在为准备冷轧用的坯料而从两端部切除（修整）裂边部分时，切除的量较少即可，也有成品率降低得到抑制的优点。

此外，本发明人发现通过将廉价元素Fe的含量、以及Fe、O和N的含量基于下述式（1）进行调整，能够确保强度，并且容易地形成T-texture。对于成分组成和下述式（1）以后叙述。

Q＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···（1）

专利文献3中，如上述那样，公开了Si和C的添加效果所带来的冷加工性的提高，但其热轧条件，虽然加热到β区域，但轧制在α+β区域进行，冷加工性的提高不是由T-texture那样的织构带来的。

非专利文献1中公开了将纯钛加热到β温度区域后，形成与T-texture类似的织构，但由于是纯钛，因此与本发明制造方法不同，在α温度区域开始轧制。此外，非专利文献1中没有记载热轧中的裂纹的抑制效果。

专利文献9中同样公开了在β温度区域开始纯钛的热轧的技术，但该技术的目的是将晶粒微细化从而防止折皱和伤痕的产生，该目的与本发明的目的大不相同，并且对于织构的评价和裂纹的抑制没有公开。

本发明的对象是含有0.5～1.5质量%的Fe，并且Fe、O和N为规定量的α+β型钛合金，因此是与纯钛或接近于纯钛的钛合金涉及的技术在技术上大不相同的。

专利文献10中公开了高尔夫球杆杆头用的Ti-Fe-Al-O系的α+β型钛合金，但该钛合金是铸造用的钛合金，是与本发明的钛合金实质上不同的。专利文献11中公开了含有Fe和Al的α+β型钛合金，但对于织构的评价和裂纹的抑制没有公开，在这点上，是与本发明在技术上大不相同的。

专利文献12中公开了成分组成与本发明类似的高尔夫球杆杆头用的钛合金，但其特征在于通过最终的精加工热处理来控制杨氏模量，对于热轧条件、热轧板卷的处理性、织构没有公开。

结果，专利文献10～12所公开的技术，在目的和特征方面与本发明不同。

如上述那样，本发明人详细地调查了热轧织构对钛合金卷的冷加工性带来的影响，结果发现了通过使T-texture稳定化，在冷轧中或冷轧后的卷中，在板宽度方向裂纹难以进展，难以引起板断裂，并且冷轧时的变形阻力低，长度方向的延展性得到改善，因此卷开卷时的处理性得到改善。本发明是基于该见解完成的，以下对于本发明详细地说明。

在本发明的α+β型钛合金热轧板（以下有时称为「本发明热轧板」）中，对限定了钛α相的织构的理由进行说明。

在α+β型钛合金中，冷轧中或冷轧板中的裂纹在板宽度方向扩展而产生的板断裂的抑制，在T-texture较强地发达的情况下被发挥。本发明人对于使T-texture发达的合金设计和织构形成条件进行专心研究，如下地进行了解决。

首先，使用采用X射线衍射法得到的作为来自α相底面（（0001）面）的反射的X射线（0002）反射相对强度之比来评价织构的发达程度。

图2表示显示α相底面（（0001）面）的集积取向的（0002）极点图的例子。该（0002）极点图是T-texture的典型例。从图2可了解α相底面（（0001）面）在板宽度方向较强地取向。

在这样的（0002）极点图中，对于各种钛合金板评价接近于板宽度方向的取向的X射线相对强度峰值（XTD）与接近于板面法线方向的取向的X射线相对强度峰值（XND）之比（＝XTD/XND）。

在此，图3模式地表示（0002）极点图中的XTD和XND的测定位置。测定了轧制板面的织构时，XTD是在采用X射线解析了板面方向的织构的情况下，（a）钛的（0002）极点图上的从板宽度方向向板的法线方向倾斜到0～10°的取向角内以及以板的法线方向为中心轴从板宽度方向旋转±10°的取向角内的X射线相对强度峰值，（b）XND是从板的法线方向向板宽度方向倾斜到0～30°的取向角内以及以板的法线为中心轴旋转整周的取向角内的X射线相对强度峰值。

将两者之比（＝XTD/XND）定义为X射线各向异性指数，由此，能够评价T-texture的稳定度，并与冷轧的容易度相关联。此时，作为冷轧的容易度的指标，使用了垂直于TD方向的截面的硬度除以垂直于RD方向的截面的硬度得到的值（硬度各向异性指数）。该值越小，就越难以在板长度方向变形，即变得难以冷轧。

在此，图4表示X射线各向异性指数和硬度各向异性指数的关系。X射线各向异性指数越高，硬度各向异性指数就越大。使用相同的材料调查了冷轧时的变形阻力和冷轧的容易度，发现了在硬度各向异性指数变为0.85以上的情况下，冷轧时的板厚方向的变形阻力变得充分低，冷轧性格外地提高。此时的X射线各向异性指数为5.0以上，更优选为7.0以上。

基于这些见解，将（0002）极点图上的从板宽度方向向板的法线方向倾斜到0～10°的取向角内以及以板的法线方向为中心轴从板宽度方向旋转±10°的取向角内的X射线相对强度峰值XTD、和从板的法线方向向板宽度方向倾斜到0～30°的取向角内以及以板的法线为中心轴旋转整周的取向角内的X射线相对强度峰值XND之比XTD/XND的下限限定为5.0。

接着，说明本发明热轧板的成分组成的限定理由。以下，成分组成的%意指质量%。

Fe是β相稳定化元素之中廉价的元素，因此添加Fe将β相固溶强化。为了改善冷轧性，需要在热轧织构中得到较强的T-texture。因此，需要以适当的体积比得到在热轧加热温度下稳定的β相。

Fe与其他的β稳定化元素相比，β稳定化能力高，即使是比较少的添加量也能够将β相稳定化，因此与其他的β稳定化元素相比，能够减少添加量。因此，Fe所带来的在室温下的固溶强化的程度小，钛合金能够确保高延展性，其结果，能够确保冷轧性。并且，为了以适当的体积比得到在热轧温度区域稳定的β相，需要添加0.8%以上的Fe。

另一方面，Fe在Ti中容易偏析，另外，当大量地添加时，引起固溶强化，延展性降低，冷轧性降低。考虑这些影响，Fe的添加量的上限设为1.5%。

N在α相中作为间隙型元素固溶，发挥固溶强化作用。但是，采用使用含有高浓度的N的海绵钛等的通常的方法，添加得超过0.020%时，容易生成LDI这样的未溶解夹杂物，制品的成品率变低，因此N的添加量以0.020%为上限。

O与N同样地在α相中作为间隙型元素固溶，发挥固溶强化作用。并且，可知在发挥固溶强化作用的Fe、O和N共存的情况下，Fe、O和N按照用下述式（1）定义的Q值，有助于强度上升。

Q＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···（1）

[O]：O的含量（质量%）

[N]：N的含量（质量%）

[Fe]：Fe的含量（质量%）

在上述式（1）中，[N]的系数2.77、和[Fe]的系数0.1，是表示有助于强度上升的程度的系数，是基于众多实验数据经验性地确定的值。

在Q值低于0.34的情况下，一般不能够得到α+β型钛合金所要求的抗拉强度700MPa左右以上的强度，另一方面，如果Q值超过0.55，则强度过于上升，延展性降低，冷轧性稍有降低。因此，Q值以0.34为下限，以0.55为上限。

再者，与本发明热轧板类似的成分组成的钛合金，在专利文献4中被公开，但该钛合金，在主要以为了改善在冷态下的拉伸成形性而极力降低材质各向异性的点（在本发明合金板中，形成T-texture，确保高的材质各向异性）上、以及与本发明热轧板相比，O量较低并且强度水平也较低这点上，与本发明实质上不同。

接着，对于本发明的α+β型钛合金热轧板的制造方法（以下，有时称为「本发明制造方法」）进行说明。本发明制造方法是用于特别是使T-texture发达，改善冷轧性的制造方法。

本发明制造方法是具有本发明热轧板的晶向和钛合金成分的薄板的制造方法，其特征在于，将热轧前的加热温度设为从β相变点+20℃以上到β相变点+150℃以下，将终轧温度设为从β相变点-50℃以下到β相变点-250℃以上的温度，进行单向热轧。

为使热轧织构为强的T-texture，确保高的材质各向异性，需要将钛合金加热到β单相区域，保持30分钟以上，暂时形成β单相状态，再从β单相区域到α+β2相区域，优选施加用下述式定义的板厚减少率为90%以上的大压下。

板厚减少率（%）（＝{（冷轧前的板厚-冷轧后的板厚）/冷轧前的板厚}×100）

β相变温度可以通过示差热分析法测定。将10种以上的预先在预定制造的成分组成的范围内使Fe、N和O的成分组成变化的坯料，取实验室水平的少量进行真空熔化、锻造制作试件，使用制作出的试件，分别利用从1100℃的β单相区域缓冷的示差热分析法，调查β→α相变开始温度和相变结束温度。

在实际的钛合金制造时，可以通过制造材料的成分组成、和采用辐射温度计进行的温度测定，来判定该情况下是处于β单相区域还是处于α+β区域。

此时，在加热温度低于β相变点+20℃，或者，进而终轧温度低于β相变点-200℃的情况下，在热轧的途中发生β→α相相变，在α相分率高的状态下施加强压下，在β相分率高的两相状态下的压下变得不充分，T-texture没有充分地发达。

此外，如果终轧温度低于β相变点-200℃，则热变形阻力急剧地提高，热加工性降低，因此多发裂边等，招致成品率降低。因此，需要热轧时的加热温度的下限为β相变点+20℃，终轧温度的下限为β相变点-200℃以上。

如果此时的从β单相区域到α+β2相区域的压下率（板厚减少率）低于90%，则所导入的加工应变不充分，应变难以遍及板厚总体地均匀地导入，因此有时T-texture没有充分地发达。因此，热轧时的板厚减少率需要为90%以上。

另外，如果热轧时的加热温度超过β相变点+150℃，则β晶粒急剧地粗大化。该情况下，热轧基本上在β单相区域进行，粗大的β晶粒在轧制方向延伸，从那里发生β→α相相变，因此T-texture难以发达。

此外，热轧用坯料的表面的氧化变得激烈，发生在热轧后热轧板表面上容易产生鳞状折叠和伤痕等制造上的问题。因此，热轧时的加热温度的上限设为β相变点+150℃，下限设为β相变点+20℃。

此外，如果热轧时的终轧温度超过β相变点-50℃，则热轧的大部分在β单相区域进行，来自加工β晶粒的再结晶α晶粒的取向集积不充分，T-texture难以充分地发达。因此，热轧时的终轧温度的上限设为β相变点-50℃。

另一方面，如果终轧温度低于β相变点-250℃，则在α相分率高的区域的强压下的影响成为支配性的，作为本发明的目的的β单相区域加热热轧所带来的T-texture的充分的发达被阻碍。此外，在那样的低的终轧温度下，热轧变形阻力急剧地提高，热加工性降低，容易发生裂边，招致成品率降低。因此，终轧温度设为从β相变点-50℃以下到β相变点-250℃以上。

另外，在上述条件下的热轧中，与作为α+β型钛合金的通常的热轧条件的α+β区域加热热轧相比，温度高，因此板两端的温度降低被抑制。这样，即使是板两端，也可维持良好的热加工性，有能够抑制裂边发生的优点。

再者，从热轧开始到结束，一贯地仅在一个方向进行轧制的原因是为了高效地得到本发明的目的的T-texture，所述T-texture可抑制在冷轧时或冷轧后的卷中裂纹向板宽度方向的进展，并且将冷轧时的变形阻力抑制为较低，还可获得板长度方向的延展性的提高。

这样，在冷轧时、冷轧后的卷中难以引起板断裂，板长度方向强度较低从而容易冷轧，而且板长度方向的延展性高，因此能够得到开卷容易进行的钛合金薄板卷。

实施例

接着，对于本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明不限定于这一个条件例。本发明只要不脱离本发明的要旨而实现本发明的目的，就可采用各种条件。

＜实施例1＞

采用真空电弧熔化法，将具有表1所示的组成的钛材料熔化，对其进行热锻，形成为板坯（slab），加热到940℃，其后，通过板厚减少率为97%的热轧，形成为3mm的热轧板。热轧的终轧温度为790℃。

将该热轧板进行酸洗，除去氧化皮，制取拉伸试件，调查拉伸特性，并且通过X射线衍射（使用株式会社リガク制RINT2500，Cu-Kα，电压为40kV、电流为300mA）测定板面方向的织构。

在（0002）面极点图中，将从板宽度方向向板的法线方向倾斜到0～10°的取向角内以及以板的法线方向为中心轴从板宽度方向旋转±10°的取向角（参照图1（c））内的X射线相对强度峰值XTD、和从板的法线方向向板宽度方向倾斜到0～30°的取向角（参照图1（b））内以及以板的法线为中心轴旋转整周的取向角内的X射线相对强度峰值XND之比：XTD/XND作为X射线各向异性指数，评价织构的发达程度。

冷轧性的评价使用将热轧板中的垂直于TD方向的截面的硬度除以垂直于RD方向的截面的硬度得到的值（硬度各向异性指数）。如果硬度各向异性指数为0.85以下，则板厚方向的变形阻力小，因此可以评价为冷轧性良好。

另外，在板断裂的难易度的评价中，使用从钛合金板在L方向上制取的夏比冲击试件（形成2mm缺口），依据JIS Z2242在常温下进行冲击试验。通过冲击试验后的试件中的断裂路径的长度（b）和从V缺口底部垂直地垂下的垂线的长度（a）之比（断裂斜行性指数：b/a）评价板断裂的难易度。

图5模式地表示断裂斜行性指数的定义。如果断裂斜行性指数超过1.20，则在板宽度方向进展的裂纹斜行，断裂路径充分地长，与为1.20以下的情况相比，变得非常难以引起板断裂。断裂斜行性指数用从热轧板、和伸长率（＝{（矫正后的板长度-矫正前的板长度）/矫正前的板长度}×100%）为40%的冷轧板制取冲击试件进行评价。将对这些特性进行了评价的结果一并示于表1。

在表1中，试验编号1、2表示通过热轧中也包含对板宽度方向的轧制的工序制造出的α+β型钛合金涉及的结果。试验编号1、2全都是硬度各向异性为0.85以下，冷轧时的变形阻力高，提高冷轧率较困难。

另外，断裂斜行性指数比1.20低得多，对板宽度方向的断裂路径短，容易引起板断裂。这些材料中，全都是XTD/XND的值低于5.0，T-texture不发达。

相对于此，作为本发明制造方法中制造出的本发明热轧板的实施例的试验编号4、5、8、10、11、13和14中，硬度各向异性指数为0.85以上，显示良好的冷轧性，并且断裂斜行性指数超过1.20，具有向板宽度方向的裂纹斜行的特性，显示出板不容易断裂的特性。在此，硬度的评价依据JISZ2244，利用维氏硬度评价。

另一方面，试验编号3和7，与其他的坯料相比强度低，一般没有达到α+β型钛合金所要求的抗拉强度700MPa。

其中，试验编号3中，Fe的添加量低于本发明热轧板中的Fe的添加量的下限，因此抗拉强度变低。另外，试验编号7中，特别是氮和氧的含量低，氧当量值Q低于规定量的下限值，因此抗拉强度没有达到充分高的水平。

另外，试验编号6和9中，X射线各向异性指数超过5.0，并且硬度各向异性指数也超过0.85，但斜行性指数低于1.20，断裂变得容易在板宽度方向进展。

试验编号6和9中，分别是Fe添加量和Q值添加得超过本发明的上限值，因此强度过于上升，延展性降低，变得难以引起由塑性弛豫所带来的向板宽度方向的裂纹的折曲。

试验编号12，在热轧板的很多部分多发缺陷，制品的成品率低，因此不能够评价特性。这是由于采用使用含有高N的海绵钛作为熔化用材料的通常的方法，N添加得超过本发明的上限，因此多发LDI的缘故。

由以上的结果来看，具有本发明所规定的元素含量和XTD/XND的钛合金板，向板宽度方向的裂纹斜行路径延长，变得难以发生板断裂，并且冷轧时的变形阻力低，容易在板长度方向发生变形，因此冷轧性优异，但如果脱离本发明所规定的合金元素量和XTD/XND，则不能够满足强的材质各向异性和与之相伴的难以向板宽度方向板断裂等的优异的冷轧性。

＜实施例2＞

将表1的试验编号4、8和14的坯料在表2～4所示的各种条件下热轧后，进行酸洗，除去氧化皮，其后，调查拉伸特性，并且通过X射线衍射（使用株式会社リガク制RINT2500，Cu-Kα，电压为40kV，电流为300mA），将钛的（0002）极点图上的从板宽度方向向法线方向倾斜到0～10°的取向角内以及以板的法线方向为中心轴从板宽度方向旋转±10°的取向角内的X射线相对强度峰值设为XTD、将从板的法线方向向板宽度方向倾斜到0～30°的取向角内以及以板的法线为中心轴旋转整周的取向角内的X射线相对强度峰值设为XND时，将它们的比：XTD/XND作为X射线各向异性指数，评价了织构的发达程度。

当硬度各向异性指数为0.85以上时，板厚方向的变形阻力小，因此冷轧性良好。

板断裂的难易度，使用在热轧板、和板厚减少率为40%的冷轧板的L方向制取的夏比冲击试件（形成2mmV缺口），依据JIS Z2242在常温下进行冲击试验，通过断裂路径的长度（b）和从V缺口底部垂直地垂下的垂线的长度（a）之比（断裂斜行性指数：b/a）评价。

如果断裂斜行性指数超过1.20，则板宽度方向的裂纹的断裂路径变得充分长，难以引起板断裂。热轧板的板厚方向的变形容易度的评价使用硬度各向异性指数。硬度依据JIS Z2244，用1kgf载荷下的维氏硬度进行评价。如果硬度各向异性指数为15000以上，则卷开卷性良好。表2～4表示评价了这些特性的结果。

表2、3和4表示试验编号4、8所示的成分组成的热轧退火板的评价结果。作为由本发明制造方法制造出的本发明热轧板的实施例的试验编号15、16、22、23、29和30，显示0.85以上的硬度各向异性指数，并且显示超过1.20的断裂斜行性指数，具有良好的冷轧性，并且具有难以发生板断裂的特性。

另一方面，试验编号17、24和31，断裂斜行性指数低于1.20，变得容易引起板断裂。这是由于热轧时的板厚减少率比本发明的下限低，因此T-texture不能够充分地发达，为板宽度方向的裂纹容易笔直地在板宽度方向进展的状态的缘故。

试验编号18、19、20、21、25、26、27、28、31、32、33和34，X射线各向异性指数低于5.0，并且硬度各向异性指数为0.85以下，断裂斜行性指数也低于1.20。

其中，试验编号18、25和32，热轧前加热温度为本发明的下限温度以下，另外，试验编号20、27和34，热轧终轧温度为本发明的下限温度以下，因此都是在β相分率充分高的α+β2相区域的热加工不充分，T-texture不能够充分地发达的例子。

试验编号19、26和33，热轧前加热温度超过本发明的上限温度，另外，试验编号21、28和35，热轧终轧温度超过本发明的上限温度，因此都是大部分的加工在β单相区域进行，由于与粗大β晶粒的热轧相伴的T-texture不发达、不稳定化、以及粗大的最终显微组织的形成，硬度各向异性指数不高，并且也不引起断裂路径的延长的例子。

由以上的结果可知，为了得到冷轧中或冷轧后的卷中难以引起向板宽度方向的断裂，并且具有容易冷轧等的特性的、制造性高的α+β型钛合金板，要具备向板宽度方向的裂纹容易斜行、板厚方向的变形阻力低等的特性，可以在本发明的板厚减少率、热轧加热温度和终轧温度范围下对具有本发明所示的织构和成分组成的钛合金进行热轧来制造。

产业上的利用可能性

如上述那样，根据本发明，能够提供一种α+β型钛合金板，其在冷轧中和冷轧后的卷开卷工序等中，难以引起裂边进展而产生的板断裂，并且冷轧中的变形阻力小，能够保持高的板厚减少率。本发明能够在高尔夫球杆杆面等的民生品用途和汽车部件用途等中广泛地使用，因此在产业上的利用可能性高。

附图标记说明

1  夏比冲击试件

2  缺口

3  缺口底部

a  从缺口底部垂直地垂下的垂线的长度

b  实际的断裂路径的长度

Claims (2)

1.一种冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金热轧板，其特征在于，

(a)将热轧板的法线方向设为ND方向，将热轧方向设为RD方向，将热轧宽度方向设为TD方向，将α相的(0001)面的法线方向设为c轴取向，将c轴取向与ND方向形成的角度设为θ，将包含c轴取向和ND方向的面与包含ND方向和TD方向的面形成的角度设为φ，

(b1)将θ为0度以上30度以下、并且φ处于整周即-180度～180度的晶粒的X射线的(0002)反射相对强度之中最强的强度设为XND，

(b2)将θ为80度以上且低于100度、并且φ处于±10度范围的晶粒的X射线的(0002)反射相对强度之中最强的强度设为XTD，

(c)XTD/XND为5.0以上，

所述α+β型钛合金热轧板，以质量％计，含有Fe：0.8～1.5％、N：0.020％以下，并且含有满足由下述式(1)定义的Q(％)＝0.34～0.55的范围的O、N和Fe，其余量为Ti和不可避免的杂质，

Q(％)＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···(1)

[O]：O的含量，质量％；

[N]：N的含量，质量％；

[Fe]：Fe的含量，质量％。

2.一种冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金热轧板的制造方法，是制造权利要求1所述的冷轧性和在冷态下的处理性优异的α+β型钛合金板的方法，其特征在于，在对α+β型钛合金进行热轧时，在热轧前，加热到β相变点+20℃以上、β相变点+150℃以下，将热轧终轧温度设定为β相变点-50℃以下、β相变点-200℃以上，进行单向热轧使得由下述式定义的板厚减少率达到90％以上，

板厚减少率(％)＝{(冷轧前的板厚-冷轧后的板厚)/冷轧前的板厚}×100。