CN103403203B - 在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板及其制造方法 - Google Patents

在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种在卷的开卷时向板宽度方向的裂纹难以进展的高强度钛合金热轧板，其以质量%计，含有Fe：0.8～1.5%、Al：4.8～5.5%、N：0.030%以下，并且含有满足下述Q（%）＝0.14～0.38的O和N，其余量包含Ti和不可避免的杂质。（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4.0以上。Q（%）＝[O]+2.77×[N]。

Description

在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板及其制造方法
技术领域
本发明涉及在冷矫正等的开卷（退卷）时在板宽度方向裂纹难以进展等的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板及其制造方法。
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，在民生用品领域中，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，但热加工性并不太良好。如果对α+β型钛合金实施热轧，则在热轧板的两边缘部，产生称为裂边的沿着板宽度方向的裂纹。
当要在裂边残存的状态下，在冷态下开卷热轧卷，进行形状矫正等时，根据情况，存在以裂边为起点在板宽度方向裂纹扩展（传播），以至于板断裂的问题。即，α+β型钛合金存在冷态下的卷处理性差的问题。
如果发生板断裂，则必须将断裂了的板从制造生产线除去，但由于该除去花费时间等的原因，制造被阻碍。因此，生产效率降低，并且也存在由于断裂时的冲击，板本身、断裂了的板的裂片突然飞来等安全上的问题。
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。
该情况下，在切割（slit）工序中，将热轧卷产生的裂边进行修整（trimming）除去后，提供到冷矫正工序中，这是最有效的解决手段。但是，在修整时，如果修整碎屑堵塞等，生产线张力变动，则会引起板断裂。另外，在裂边大的情况下，修整所引起的成品率降低较大，招致制造成本的增加。
因此，在冷态下的开卷时，主要希望获得下述处理性好的α+β型钛合金热轧板：以裂边为起点的向卷板宽度方向的开裂难以进展，并且冷态下的卷的开卷性优异，能够进行冷轧带钢的制造。对于该迫切希望，曾提出了一些能够进行冷轧带钢的制造的α+β型钛热轧合金。
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型钛热轧合金。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。
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，这些技术并不是控制α+β型钛合金的热轧板组织，使热轧板的韧性提高，能够进行热轧板的冷轧的技术。
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，其课题在于在α+β型钛合金板中，为矫正等而对热轧卷在冷态下进行开卷时，使得避免在热轧板的TD方向在板端部产生裂纹并在板宽度方向笔直地进展从而发生板断裂。本发明的目的在于提供一种解决这样的课题的高强度α+β型钛合金热轧板及其制造方法。
本发明人为了解决上述课题，着眼于对韧性影响大的组织，对于α+β型钛合金热轧板中的以裂边等为起点的裂纹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）在晶体结构为密排六方结构的钛α相具有六角底面（（0001）面）的法线方向、即c轴取向在TD方向（热轧宽度方向）较强地取向的热轧织构（是「Transverse-texture」这一织构，以下称为「T-texture」）的情况下，裂纹向TD方向的扩展倾向被抑制，变得难以引起板断裂。
（y）如果将T-texture强化，则RD方向（热轧方向）的强度降低，延展性和弯曲特性提高，因此热轧板卷在冷态下的开卷变得更容易。
（z）通过调整廉价元素Fe和Al的含量、以及O和N的含量，能够确保强度，并且形成T-texture。
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）一种在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板，其特征在于，是以质量%计，含有Fe：0.8～1.5%、Al：4.8～5.5%、N：0.030%以下，并且含有满足用下述式（1）定义的Q（%）＝0.14～0.38的范围的O和N，其余量包含Ti和不可避免的杂质的高强度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4.0以上，
Q（%）＝[O]+2.77×[N]···（1）
[O]：O的含量（质量%）；
[N]：N的含量（质量%）。
（2）根据上述（1）所述的在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板，其特征在于，（d）将上述热轧板的垂直于RD方向的截面的维氏硬度设为H1，将垂直于TD方向的截面的维氏硬度设为H2，用（H2-H1）×H2表示的硬度各向异性指数为15000以上、更优选为16000以上，并且，（e）从上述热轧板制取的、RD方向为试件长度方向、在TD方向上形成了深度为2mm的缺口的夏比冲击试件中，将从缺口底部垂直地垂下到对抗面的垂线的长度设为a，将在试验后实际扩展的裂纹长度设为b，用b/a表示的断裂斜行性指数为1.20以上、更优选为1.35以上。
（3）一种在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板的制造方法，是制造上述（1）或（2）所述的在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板的方法，其特征在于，对α+β型钛合金进行热轧时，在热轧前，将该钛合金加热到β相变点以上、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-250℃以上，以90%以上的用下述式定义的板厚减少率进行单向热轧，
板厚减少率（%）＝{（热轧前的板厚-热轧后的板厚）/热轧前的板厚}×100。
根据本发明，提供一种高强度α+β型钛合金热轧板，其难以发生由于以裂边等为起点向TD方向进展的裂纹而产生的板断裂，并且热轧板的RD方向的延展性、弯曲性高，由此容易进行卷的开卷。
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是表示夏比冲击试件中的断裂路径的图。
图3是表示显示α相（0001）面的集积取向的（0001）极点图的例子的图。
图4是表示在钛α相的（0001）极点图中，与图1（b）和图1（c）所示的阴影部对应的区域的图。
图5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。
具体实施方式
本发明人如上述那样，对于α+β型钛合金热轧板中的以裂边等为起点的裂纹的进展和热轧织构的关系进行了专心调查。对其结果详细地说明。
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。
调查的结果，如上述那样判明：在具有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）的法线方向、即c轴取向在TD方向上较强地取向的热轧织构（T-texture）的情况下，裂纹向TD方向即板宽度方向的扩展倾向被抑制，难以引起板断裂。
HCP的α钛中，裂纹容易沿着α相（0001）晶面扩展，但T-texture中，由于α相的c轴取向沿TD方向取向，因此α相（0001）面变得容易与包含ND轴和RD轴的面平行。
此外，滑移变形容易沿着α相的（0001）面和（10-10）面产生，当裂纹在TD方向扩展时，特别地沿着（0001）面开裂，产生与在尖端的塑性变形相伴的塑性弛豫，并且裂纹折曲下去，最终裂纹向容易扩展的RD方向、即轧制方向（板长度方向）进展。
因此，在冷态下将热轧卷开卷，对热轧卷实施矫正等时，在（i）以热轧时产生的裂边为起点，或者，（ii）以即使通过修整来除去裂边，也由于在冷态下的开卷时的生产线张力的变动等而产生的裂边为起点，产生裂纹，并向TD方向、即板宽度方向扩展的情况下，在具有T-texture的钛合金中，裂纹向RD方向折曲。
即，在具有T-texture的钛合金的情况下，与不具有强的T-texture、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长，因此难以引起板断裂。
因此，在钛合金中，通过形成T-texture，原本成为问题的裂纹向TD方向的扩展难以发生，并且即使裂纹产生并扩展，也向RD方向折曲而不贯穿，因此冷卷的处理性提高。
此外，通过T-texture强化，RD方向的强度降低，延展性和弯曲特性提高，因此冷卷的开卷变得更容易，处理性进一步得到改善，其结果，成品率提高。
热轧板的向TD方向的裂纹扩展的难度，例如可以：在以热轧板的RD方向为试件的长度方向制作出的夏比冲击试件上，以相当于TD方向的朝向形成V缺口，在室温下进行夏比冲击试验，用从缺口底部进展的裂纹的长度进行评价。
这是由于，利用具有T-texture，裂纹难以在TD方向扩展的板，进行上述试验的情况下，裂纹不从缺口底部笔直地进展，而是倾斜地扩展，其结果，断裂路径变长的缘故。
在此，图2表示夏比冲击试件中的断裂路径。如图2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地垂下的垂线的长度设为a，将实际扩展的裂纹的长度设为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，难以引起向热轧板TD方向的断裂。
再者，在试件中扩展的裂纹，不限于在特定的一个方向前进，也有时曲折（蜿蜒）地折曲来前进。在任一种情况下，b都表示断裂路径总体的长度。
另外，当将T-texture强化时，热轧板RD方向上的强度降低，延展性以及弯曲特性提高，因此热轧板卷的在冷态下的开卷变得容易，处理性提高。这是由于，通过钛α相HCP的（0001）与包含ND轴和RD轴的面平行、或者在与其接近的方向上取向，在主滑移系之中，以（10-10）面为滑移面的滑移变形活跃化的缘故。
该滑移系的临界剪切应力，与其他的滑移系相比较小，因此向热轧板RD方向的变形阻力降低，延展性提高。另外，在该滑移系成为主滑移系的情况下，加工硬化系数也变低，因此矫正等的轻加工变得容易。这样，卷的处理性提高。
热轧板RD方向的变形容易度的评价，将热轧板的垂直于RD方向的截面的维氏硬度（H1）和垂直于TD方向的截面的维氏硬度（H2）之差，乘以垂直于TD方向的截面的维氏硬度（H2）得到的值，即（H2-H1）×H2定义为硬度各向异性指数，使用它作为评价尺度来进行。
如果硬度各向异性指数为15000以上，则热轧板RD方向的变形阻力充分低，因此卷的开卷性变得良好。
此外，本发明人查明了：在α+β型钛合金中，可得到强的T-texture的热轧加热温度为具有β单相区域的温度范围。与α+β型钛合金的通常的α+β2相区域热轧相比，上述加热温度较高，因此在可维持良好的热加工性的同时，也具有热轧中的两边缘部的温度降低被抑制，难以发生裂边的效果。
其结果，能够抑制热轧卷中的裂边发生，因此也有修整时从两边缘的除去量较少即可的优点。即，通过采用上述的热轧条件，裂边的产生变少，并且T-texture发达，裂纹难以贯穿。
此外，本发明人发现通过调整廉价元素Fe和Al的含量、以及O和N的含量，能够确保强度，并且容易地形成T-texture。
在专利文献3中，如上述那样，公开了由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那样的织构所带来的。
非专利文献1中公开了在纯钛中，加热到β区域后，始终在α区域进行单向轧制，形成与T-texture类似的织构，但该纯钛的轧制，是在α区域开始轧制等、与本发明不同的轧制，此外，对于热轧中的裂纹等的抑制没有公开。
专利文献9中公开了在β区域开始纯钛的热轧的技术，但该技术是将晶粒微细化从而防止折皱和伤痕产生的技术，对于织构的评价和热轧中的裂纹的抑制没有公开。
而且，本发明的对象是以质量%计，含有0.8～1.5%的Fe、以及4.8～5.5%的Al，并且含有规定量的O和N的α+β型合金，是与纯钛或接近于纯钛的钛合金涉及的技术实质不同的。
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热轧中的裂纹的抑制没有公开。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。
因此，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，本发明人为了解决上述课题，详细地调查了热轧织构给对钛合金卷进行冷矫正时的开卷工序中的处理性带来的影响，结果发现了通过使T-texture稳定化，在热轧板卷中，裂纹难以在TD方向进展，难以引起板断裂，并且RD方向的延展性和弯曲特性得到改善，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，以下对本发明详细地说明。
对限定了在本发明的高强度α+β型钛合金热轧板（以下有时称为「本发明热轧板」）中规定的钛α相的晶向和存在比例的理由进行说明。
在α+β型钛合金中，冷矫正等的卷开卷工序中的裂纹向TD方向扩展的抑制，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、作为来自平行于α相（0001）面的晶面的反射的X射线（0002）反射相对强度之比，来评价织构的发达程度。
图3表示显示α相（0001）面的集积取向的（0001）极点图的例子。（0001）极点图是T-texture的典型例，作为（0001）面法线轴的c轴取向在TD方向上强烈地取向。
从图3可知，α相的（0001）晶面在包含ND轴和RD轴的面上强烈地取向。
在这样的（0001）极点图中，将c轴取向与ND方向形成的θ为0度以上30度以下的晶粒（参照图1（b）所示的阴影部）的X射线的α相（0002）反射相对强度之中，最强的强度设为XND，将c轴取向与ND方向形成的θ为80度以上100度以下，φ处于±10度的范围的晶粒（参照图1（c）所示的阴影部）的X射线的α相（0002）反射相对强度之中，最强的强度设为XTD，对于各种钛合金板评价其比XTD/XND。
在此，图4表示在钛α相的（0001）极点图中，与图1（b）和图1（c）所示的阴影部对应的区域。
以C轴取向为（θ，φ），在θ比90度大γ度的情况下，其取向与（90-γ，φ+180）等价。即，包含θ大于90度的区域的图1（c）所示的阴影部，在图4所示的钛α相的（0001）极点图中，与用区域C表示的阴影部等价。
图4模式地表示出XTD和XND的、在（0001）极点图上的测定位置，但XTD是将TD轴的两端绕RD轴旋转0～10°的区域绕ND轴旋转了±10°的取向区域中的最大X射线相对强度峰值，XND是将板的ND轴端绕RD轴旋转到0～30°，并且绕ND轴旋转一周的取向区域中的最大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，并与冷矫正等的卷开卷时的TD方向的裂纹的进展容易度相关联。此时，作为向RD方向的变形的容易度的指标，使用了上述的“硬度各向异性指数”。该值越小，就越容易在RD方向变形，开卷变得容易。
本发明人如上述那样，为了评价热轧板RD方向的变形容易度，将热轧板的垂直于RD方向的截面的维氏硬度（H1）和垂直于TD方向的截面的维氏硬度（H2）之差，乘以垂直于TD方向的截面的维氏硬度（H2）得到的值，即（H2-H1）×H2定义为硬度各向异性指数，作为评价尺度使用。
在此，图5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，则硬度各向异性指数就越大。使用相同的材料调查了开卷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15000以上的情况下，开卷时的热轧板RD方向的变形阻力变得充分低，卷的开卷性格外地提高。此时的X射线各向异性指数为4.0以上，更优选为5.0以上。
基于这些见解，将（0001）极点图上的从板宽度方向向板的ND方向倾斜到0～10°的取向角内以及以板的ND方向为中心轴从板宽度方向旋转±10°以及±180°的取向角内的X射线相对强度峰值XTD、和从板的ND方向向TD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4.0。
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相强化。在冷矫正等的卷开卷时，为了使向TD方向的裂纹延长，并且降低在热轧板RD方向的变形阻力，改善卷处理性，需要在热织构中得到较强的T-texture。因此，需要得到在热轧加热温度下稳定的β相。
Fe由于β稳定化能力高，能够以比较少的添加量将β相稳定化，因此与其他的β稳定化元素相比，可以减少添加量。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。
即，卷处理时的RD方向的变形阻力不变大，因此容易开卷，并且裂纹要在TD方向扩展时，在裂纹尖端容易引起塑性弛豫，因此变得容易引起裂纹的折曲。此时，为了在热轧温度区域得到稳定的β相，需要添加0.8%以上的Fe。
另一方面，Fe在Ti中容易偏析，并且大量地添加时，引起固溶强化，从而延展性降低，卷处理性降低。考虑这些影响，Fe的添加量的上限设定为1.5%。
Al是钛α相的稳定化元素，是具有高的固溶强化能力，并且廉价的添加元素。为了通过与后述的O、N的复合添加，作为高强度α+β型钛合金所必需的强度水平的、在TD方向上作为抗拉强度得到1050MPa以上、更优选得到1100MPa以上，将添加量的下限设定为4.8%。
另一方面，当添加Al超过5.5%时，变形阻力过于变高，延展性降低，引起板断裂的情况下，变得不能够维持：充分地引起在龟裂尖端处的塑性弛豫，不容易引起向TD方向的断裂的特性，并且由于热变形阻力的增大，招致热加工性的降低。因此，Al的添加量设定为5.5%以下。
N在α相中作为间隙型元素固溶，发挥固溶强化作用。但是，采用通常的使用含有高浓度的N的海绵钛的方法等，添加超过0.030%时，容易生成被称为LDI的未溶解夹杂物，制品的成品率变低，因此N的添加量以0.030%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O和N共存的情况下，按照用下述式（1）定义的Q值，有助于强度上升。
Q＝[O]+2.77×[N]···（1）
[O]：O的含量（质量%）
[N]：N的含量（质量%）
在上述式（1）中，[N]的系数2.77，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。
在Q值低于0.14的情况下，作为高强度α+β钛合金得不到充分的强度，另一方面，如果Q值超过0.38，则强度过于上升，延展性降低，难以产生引起板断裂的情况的龟裂的尖端处的塑性弛豫，容易引起向TD方向的断裂。因此，Q值以0.14为下限，以0.38为上限。
接着，对于本发明的高强度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地使T-texture发达，使冷矫正等的卷开卷时的向板宽度方向的裂纹难以进展，改善卷的处理性的制造方法。
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，将热轧前加热温度设为从β相变点以上到β相变点+150℃以下，将板厚减少率设为80%以上，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，暂时形成为β单相状态，再从β单相区域到α+β2相区域，施加板厚减少率为90%以上的大压下。
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、Al、N和O的成分组成变化了的坯料，取实验室水平的少量进行真空熔化、锻造来制作试件，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。
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，来判定在该情况下是处于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，或，进而终轧温度低于β相变点-250℃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，如果终轧温度成为β相变点-250℃以下，则热变形阻力急剧地提高，热加工性降低，因此容易发生裂边等，招致成品率降低。因此，需要热轧时的加热温度的下限设定为β相变点，终轧温度的下限设定为β相变点-250℃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%，则被导入的加工应变不充分，应变难以遍及板厚整体地均匀导入，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晶粒沿轧制方向延伸，从那里引起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，发生在热轧后在热轧板表面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定为β相变点+150℃。
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粒的再结晶α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，作为本发明的目标的β单相区域加热热轧所带来的T-texture的充分发达被阻碍。此外，在那样的低的终轧温度下，热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标的T-texture，所述T-texture在冷态下矫正热轧卷的情况和修整的情况下可抑制裂纹向TD方向的进展，并且可获得热轧板RD方向的延展性和弯曲特性的提高。
这样，能够得到在冷态下将热轧卷开卷时难以引起板断裂，热轧板RD方向的弯曲性和延展性高并且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1060℃，其后，通过板厚减少率为95%的热轧，形成为4mm的热轧板。热轧终轧温度为830℃。
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RINT2100，Cu-Kα，电压为40kV，电流为300mA）测定板面方向的织构。
由热轧面，来自ND方向的α相的（0001）面极点图中，将图1（b）的阴影部所示的、c轴取向与ND方向形成的角度θ为30度以下的晶粒的X射线的α相（0002）反射相对强度之中、最强的强度设为XND，将图1（c）的阴影部所示的、c轴取向与ND方向形成的角度θ为80度以上100度以下，φ处于±10度的范围的晶粒的X射线的α相（0002）反射相对强度之中、最强的强度设为XTD，将它们的比：XTD/XND作为X射线各向异性指数，评价织构的发达程度。
在评价板断裂的难易度时，使用将试件长度方向取为热轧板RD方向的夏比冲击试件（形成2mm缺口，在TD方向形成缺口），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，参照图2）评价板断裂的难易度。
如果断裂斜行性指数超过1.20，则TD方向的裂纹的断裂路径充分地长，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，是从热轧板、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%）设为1.5%而在冷态下进行了拉伸矫正后的板，制取冲击试件来进行评价。
另外，热轧板RD方向的变形容易度的评价，使用硬度各向异性指数进行。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，则热轧板RD方向的变形阻力充分低，因此卷开卷性变得良好。将评价这些特性的结果一并示于表1。
在表1中，试验编号1和2中表示通过在热轧中也包含向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和2全都是硬度各向异性指数低于15000，热轧板RD方向的强度高，因此开卷时的阻力也大，处理性差。
另外，断裂斜行性指数比1.20低得多，向TD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值低于4.0，T-texture不发达。
相对于此，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4、5、8、9、12、13、16和17中，硬度各向异性指数为15000以上，显示良好的卷开卷性，并且断裂斜行性指数超过1.20，具有裂纹向TD方向斜行的特性，显示出板难以断裂的特性。在此，硬度的评价利用维氏硬度评价。
另一方面，试验编号3、7和11，与其他的坯料相比，强度低，没有达到在不在意材质各向异性的用途中的、作为对于高强度α+β型钛合金板制品在TD方向上的一般的要求特性值的抗拉强度1050MPa。
其中，试验编号3中的Al的添加量以及试验编号7中的Fe的添加量低于本发明热轧板中的Al以及Fe的添加量的下限，因此板宽度方向的抗拉强度低。另外，试验编号11中，氮和氧的含量低，氧当量值Q低于规定量的下限值，因此TD方向的抗拉强度没有达到充分高的水平。
另外，试验编号6、10和14，虽然X射线各向异性指数高于4.0，并且硬度各向异性指数也满足15000以上，但斜行性指数低于1.20，在TD方向断裂变得容易进展。
试验编号6、10和14中，分别是Al、Fe添加量和Q值被添加得超过了本发明的上限值，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TD方向的裂纹折曲。
试验编号15，在热轧板的较多的部分产生较多的缺陷，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，因此产生较多的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的钛合金热轧板，向TD方向的裂纹路径延长，变得难以发生板断裂，并且热轧板RD方向的强度变低，卷开卷性优异，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优异的卷开卷性以及板断裂难易度等的诸多特性。
＜实施例2＞
将表1的试验编号4、8和17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RINT2100，Cu-Kα，电压为40kV，电流为300mA）测定板面方向的织构时，将钛的（0002）极点图上的从TD方向向板的ND方向倾斜到0～10°的取向角内以及以板的ND方向为中心轴从TD方向旋转±10°的取向角内的X射线相对强度峰值设为XTD、将从热轧板的ND方向向TD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。
与实施例1的情况同样地，使用在热轧板RD方向上制取的夏比冲击试件（形成2mmV缺口；在TD方向形成缺口），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缺口底部垂直垂下的垂线的长度（a）之比（断裂斜行性指数：b/a，参照图2）来评价板断裂的难易度。
如果断裂斜行性指数超过1.20，则非常难以引起板断裂。从热轧板、和以1.5%的拉伸率拉伸矫正后的板制取冲击试件，来评价断裂斜行性指数。热轧板RD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，利用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和17中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18、19、25、26、32和33，显示15000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，具有良好的卷开卷性，并且具有难以发生板断裂的特性。
另一方面，试验编号20、27和34，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TD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21、22、23、24、28、29、30、31、35、36、37和38，X射线各向异性指数低于4.0，并且硬度各向异性指数低于15000，断裂斜行性指数也低于1.20。
其中，试验编号21、28和35，热轧前加热温度为本发明的下限温度以下，另外，试验编号23、30和37，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22、29和36，热轧前加热温度超过本发明的上限温度，另外，试验编号24、31和38，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单相区域的高温侧进行，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，为了在热轧卷的冷矫正等的开卷时，得到具有由弯曲性等的改善所带来的易开卷性、难以向TD方向断裂等的特性的、卷处理性高的α+β型钛合金板材，要具备热轧板RD方向的变形阻力低，并且向TD方向的裂纹斜行的特性，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
根据本发明，能够制造冷矫正等的卷开卷时的处理性良好的钛合金热轧板卷制品。本发明制品，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，因此本发明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 (3)

1.一种在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板，其特征在于，是以质量％计，含有Fe：0.8～1.5％、Al：4.8～5.5％、N：0.030％以下，并且含有满足用下述式(1)定义的Q(％)＝0.14～0.38的范围的O和N，其余量为Ti和不可避免的杂质的高强度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4.0以上，
Q(％)＝[O]+2.77×[N]···(1)
[O]：O的含量，质量％；
[N]：N的含量，质量％。
2.根据权利要求1所述的在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板，其特征在于，(d)将所述热轧板的垂直于RD方向的截面的维氏硬度设为H1，将垂直于TD方向的截面的维氏硬度设为H2，用(H2-H1)×H2表示的硬度各向异性指数为15000以上，并且，(e)从所述热轧板制取的、RD方向为试件长度方向，在TD方向上形成了深度为2mm的缺口的夏比冲击试件中，将从缺口底部垂直地垂下到对抗面的垂线的长度设为a，将在试验后实际扩展的裂纹长度设为b，用b/a表示的断裂斜行性指数为1.20以上。
3.一种在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板的制造方法，是制造权利要求1或2所述的在冷态下的卷处理性优异的高强度α+β型钛合金热轧板的方法，其特征在于，在对α+β型钛合金进行热轧时，在热轧前，将该钛合金加热到β相变点以上、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-250℃以上，以90％以上的用下述式定义的板厚减少率进行单向热轧，
板厚减少率(％)＝{(热轧前的板厚-热轧后的板厚)/热轧前的板厚}×100。
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