CN116806277A

CN116806277A - 钛合金板和机动车用排气系统部件

Info

Publication number: CN116806277A
Application number: CN202180088952.1A
Authority: CN
Inventors: 岳边秀德; 川上哲; 西胁想祐
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-01-20
Filing date: 2021-01-20
Publication date: 2023-09-26
Also published as: EP4283000A1; EP4283000A4; WO2022157844A1; JPWO2022157844A1

Abstract

一种钛合金板，其具有规定的化学组成，其金相组织由α相和第二相构成，所述α相的平均晶粒直径为3.0～10.0μm，所述α相中，晶粒直径在平均晶粒直径±2μm的范围内的晶粒的个数比例为25％以上，所述α相中，晶粒直径在平均晶粒直径±4μm的范围内的晶粒的个数比例为45％以上，在将截面中100μm×100μm的区域100等分而得到的100个10μm×10μm的区域设为测定区域，并对每个所述测定区域求出所述第二相的数密度的情况下，在所述测定区域内观察到5个以上且15个以下的所述第二相的测定区域的数量为80个以上。

Description

钛合金板和机动车用排气系统部件

技术领域

本公开涉及钛合金板和机动车用排气系统部件。

背景技术

在四轮机动车、两轮机动车(以下称为机动车等)的排气装置中，具备排气歧管和排气管。从发动机排出并由排气歧管汇集的废气经由排气管从车身后方的排气口向外部排出。在排气管的中间配置有催化剂装置、排气消声器(消音器)，用于净化废气和消除排气音。在本说明书中，将从排气歧管到排气管再到排气口的整体称为“排气装置”。另外，将构成排气装置的排气歧管、排气管、催化剂装置、排气消声器等部件称为“排气系统部件”。

以往，在机动车等的排气装置的构成部件中，使用了耐腐蚀性、高强度、加工性等优异的不锈钢，但是近年来，比不锈钢轻量、高强度且耐腐蚀性也优异的钛材逐渐被使用。例如，在两轮机动车的排气装置中，使用了JIS2种工业用纯钛材。进而，最近正在逐渐使用耐热性更高的钛合金来代替JIS2种工业用纯钛材。

特别是最近，废气温度有上升的倾向。因此，排气管中的废气温度有时会达到800℃左右，要求在该温度域内也确保足够的高温强度。另外，在排气系统部件中，也期望抑制高温氧化(高温下的耐氧化性优异)。

另外，即使高温下的强度、耐氧化性优异，但加工性低的话，对部件的加工也会变得困难。因此，在将钛板应用于排气系统部件的情况下，还要求成形时的加工性良好。

专利文献1中记载了一种耐高温氧化性优异的钛合金，其含有0.15～2质量％的Si，并且将Al限制为小于0.30质量％，余量为钛和不可避免的杂质。

另外，专利文献2中记载了一种耐高温氧化性和耐腐蚀性优异的钛合金，其特征在于，以质量基准计含有Al：0.30～1.50％以及Si：0.10～1.0％。

另外，专利文献3中记载了一种冷加工性优异的排气装置部件用耐热钛合金，其以质量％计含有Cu：超过2.1％且为4.5％以下、O：0.04％以下以及Fe：0.06％以下，余量为Ti和不可避免的杂质。

另外，专利文献4中记载了一种耐氧化性优异的排气系统部件用钛合金材，其以质量％计含有Si：0.1～0.6％、Fe：0.04～0.2％以及O：0.02～0.15％，且Fe和O的总含量为0.1％以上且0.3％以下，余量为Ti和独自的含量小于0.04％的不可避免的杂质。

然而，专利文献1～4中记载的钛合金是想要通过限定化学成分来确保高温强度的，并没有提高研磨性。

排气系统部件用的钛板有时会被要求表面的光泽性。在这种情况下，钛板通过研磨其表面而被加工成具有所要求的光泽的表面性状。如专利文献1～4所记载的那样，虽然在确保耐热性的同时提高耐高温氧化性、耐腐蚀性、冷加工性的技术是已知的，但是进一步提高产品加工后的研磨性这一点并未被研究。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本国特开2007-270199号公报

专利文献2:日本国特开2005-290548号公报

专利文献3:日本国特开2009-030140号公报

专利文献4:日本国特开2013-142183号公报

发明内容

发明要解决的问题

本公开是鉴于上述情况而完成的，其课题在于，提供一种加工性、研磨性、高温下的耐氧化性以及高温强度优异的钛合金板和机动车用排气系统部件。

用于解决问题的方案

[1]本公开的一个方式涉及的钛合金板具有如下化学组成：以质量％计含有Cu：0.7％～1.5％、Sn：0.5％～1.5％、Si：0.10％～0.60％、Nb：0.1％～1.0％、Zr：0％～1.0％、Cr：0％～0.5％、Mo：0％～0.5％、以及Al：0％～1.0％，且Fe、O分别限制为Fe：0.08％以下、O：0.07％以下，余量为Ti和杂质，金相组织由α相和第二相构成，所述α相的平均晶粒直径为3.0～10.0μm，所述α相中，晶粒直径在平均晶粒直径±2μm的范围内的晶粒的个数比例为25％以上，所述α相中，晶粒直径在平均晶粒直径±4μm的范围内的晶粒的个数比例为45％以上，在将截面中100μm×100μm的区域100等分而得到的100个10μm×10μm的区域设为测定区域，并对每个所述测定区域求出所述第二相的数密度的情况下，在所述测定区域内观察到5个以上且15个以下的所述第二相的测定区域的数量为80个以上。

[2]根据上述[1]所述的钛合金板，其中，所述第二相的面积率可以为1.0％以上。

[3]本公开的另一个方式涉及的机动车用排气系统部件具备上述[1]或[2]所述的钛合金板。

[4]本公开的另一个方式涉及的机动车用排气系统部件通过对上述[1]或[2]所述的钛合金板进行成形而得到。

发明的效果

根据本公开的上述方式，可提供一种加工性、研磨性以及高温下的耐氧化性优异的钛合金板和机动车用排气系统部件。

具体实施方式

机动车用排气系统部件通过对钛合金板进行例如冲压成形而得到，另外，机动车用排气系统部件在高温环境下使用。此外，排气系统部件用钛合金板有时会要求表面的光泽性。钛合金板有时通过研磨表面来提高光泽性，因此要求钛合金板具有良好的研磨性。

为了提高钛合金板的研磨性，需要(1)研磨前的表面状态平坦以及(2)减少研磨时以晶粒为起点的挤裂的产生。

关于上述(1)，例如，如果在钛合金板的表面存在因烧焊而产生的凹凸等，则消除凹凸所需的研磨时间变长。即，制作成表面平坦的板是提高研磨性的一种方法。

关于上述(2)，作为损害研磨后的外观的原因，可列举出由于硬度根据晶体取向不同而不同，因此每个晶粒的研磨状态也不同这一点。由于不容易将晶体取向控制得极其相同，因此通常通过细粒化来使研磨状态不同的晶粒不明显。但是，不仅要使晶粒直径变小，还要使晶粒度均匀，才能获得足够的研磨性。另外，如果使晶粒过度细粒化，则成形性会劣化，因此细粒化是有限度的。

如上所述，考虑到实际制造中的不均匀性时，将晶粒直径控制在确保成形性的最低限度的范围内，同时减小晶粒度分布是不容易的。为此，本发明人进行了用于减小晶体取向引起的晶粒的研磨状态的差异的研究。其结果发现，通过在粒内或晶界形成规定数密度以上的金属间化合物作为第二相，从而金属间化合物会约束晶粒，抑制研磨时的变形，研磨变得更均匀。

另外，排气系统部件在使用时会变为高温，因此需要添加合金元素，以确保作为排气系统部件所需的高温强度。本发明人等对用于确保800℃下的高温强度的化学组成进行了研究。

从以上观点出发进行了深入研究，从而完成了本实施方式的钛合金板。

以下，对本公开的一个实施方式涉及的钛合金板(本实施方式的钛合金板)和本公开的一个实施方式涉及的机动车用排气系统部件(本实施方式的机动车用排气系统部件)进行说明。

本实施方式的钛合金板具有如下化学组成：以质量％计含有Cu：0.7％～1.5％、Sn：0.5％～1.5％、Si：0.10％～0.60％、Nb：0.1％～1.0％、Zr：0％～1.0％、Cr：0％～0.5％、Mo：0％～0.5％、以及Al：0％～1.0％，且Fe、O分别限制为Fe：0.08％以下、O：0.07％以下，余量为Ti和杂质。另外，在本实施方式的钛合金板中，金相组织由α相和第二相构成，所述α相的平均晶粒直径为3.0～10.0μm，所述α相中，晶粒直径在平均晶粒直径±2μm的范围内的晶粒的个数比例为25％以上，所述α相中，晶粒直径在平均晶粒直径±4μm的范围内的晶粒的个数比例为45％以上。另外，对于本实施方式的钛合金板，在将截面中100μm×100μm的区域100等分而得到的100个(部位)10μm×10μm的区域设为测定区域，并对每个所述测定区域求出所述第二相的数密度的情况下，在所述测定区域内观察到5个以上且15个以下的所述第二相的测定区域的数量为80个以上。

另外，本实施方式的钛合金板的第二相的面积率优选为1.0％以上。

其次，本实施方式的机动车用排气系统部件具备上述钛合金板。

首先，对本实施方式的钛合金板的化学组成进行说明。构成化学组成的各元素的含量的单位“％”意指“质量％”。另外，夹着“～”表示的范围包含其两端的值作为下限及上限。

Cu：0.7～1.5％

为了确保足够的高温强度，需要使Cu含量为0.7％以上。Cu含量优选为0.8％以上。

另一方面，当Cu含量大于1.5％时，加工性降低。并且，铸锭制造时Cu偏析的可能性变高。因此，将Cu含量设为1.5％以下。Cu含量优选为1.4％以下，更优选为1.3％以下，进一步优选为1.2％以下。

Sn：0.5～1.5％

为了确保足够的高温强度，需要使Sn含量为0.5％以上。Sn含量优选为0.6％以上，更优选为0.8％以上，进一步优选为0.9％以上。

另一方面，由于Sn难以形成金属间化合物，因此也可以较多地含有Sn，但如果Sn含量过多，则加工性降低，同时α相中的Cu和Si的固溶极限降低。因此，需要使Sn含量为1.5％以下。另外，Sn为比重大的元素，即使大量添加，按原子数比率进行比较时也不多，因此对固溶强化的贡献小。这也是限制含量的上限的理由。Sn含量优选为1.4％以下，更优选为1.3％以下，进一步优选为1.2％以下。

Si：0.10～0.60％

为了确保耐氧化性和高温强度，需要使Si含量为0.10％以上。Si含量优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。

另一方面，当Si含量大于0.60％时，会形成硅化物，不仅会显著阻碍晶粒生长，而且加工性会降低。因此，将Si含量设为0.60％以下。Si含量优选为0.50％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.35％以下，更进一步优选为0.30％以下。

Nb：0.1～1.0％

为了确保耐氧化性，需要使Nb含量为0.1％以上。Nb含量优选为0.2％以上，更优选为0.3％以上。

另一方面，Nb含量越多，耐氧化性越高，但除了原料成本上升之外，耐氧化性的提高效果也将达到极限。因此，将Nb含量设为1.0％以下。Nb含量优选为0.7％以下，更优选为0.5％以下，进一步优选为0.4％以下。

Zr：0～1.0％

Zr为容易形成与Si、Ti的金属间化合物的元素。Zr也存在于所形成的金属间化合物中。通过含有Zr，容易得到钉扎效应，并且能够通过溶质拖曳效应(solute drag likeeffect)来抑制晶粒生长。因此，根据需要可以含有Zr。在得到上述效应的情况下，Zr含量优选为0.1％以上。

另一方面，Zr的含有导致β相变点降低，并且金属间化合物的形成促进、溶质拖曳效应也随着含量的减少而减弱。因此，在含有Zr的情况下，将Zr含量设为1.0％以下。Zr含量优选为0.8％以下，更优选为0.6％以下，进一步优选为0.5％以下，更进一步优选为0.4％以下。

Zr为任选元素，因此下限为0％。

Cr：0％以上且0.5％以下

Mo：0％以上且0.5％以下

Cr和Mo为任选元素，它们的含量也可以为0％，但通过含有Cr、Mo，由溶质拖曳效应来抑制晶粒生长，并且高温强度提高。因此，根据需要也可以含有它们。为了得到上述效应，优选使Cr含量、Mo含量分别为0.05％以上。更优选使它们分别为0.1％以上。

另一方面，当Cr、Mo含量增加时，在高温下β相过多，导致耐氧化性降低。另外，当Mo含量过多时，加工性降低。因此，在含有Cr、Mo的情况下，Cr含量、Mo含量分别为0.5％以下。Cr含量、Mo含量分别优选为0.4％以下，更优选为0.3％以下。

Al：0～1.0％

Al为任选元素，可以为0％，但也可以为了确保高温强度而含有。在得到上述效应的情况下，Al含量优选为0.1％以上。

另一方面，当Al含量增加时，α相稳定化且β相的形成被抑制，高温强度和耐氧化性进一步提高，但加工性降低，因此是不优选的。另外，冷轧性也大幅度降低。因此，在含有Al的情况下，将Al含量设为1.0％以下。Al含量优选为0.8％以下，更优选为0.6％以下，进一步优选为0.5％以下。

Fe：0.08％以下

当Fe含量过多时，从低温域容易产生β相。因此，在β相中添加元素富集会导致α相的固溶元素量降低，并且由于β相率的增加，高温强度降低。另外，也有β相率增加而使耐氧化性劣化的情况。另外，在含有Cr和Mo的情况下，Cr和Mo的适当的含量范围变窄，使得Cr和Mo的化学成分的控制变得困难。因此，Fe含量越少越好，需要限制为0.08％以下。Fe含量优选为0.06％以下，更优选为0.04％以下。

O：0.07％以下

O为使室温强度增大但高温强度几乎不提高的元素。即，当O含量变多时，高温强度不提高，只是回弹量变大而加工性降低。因此，O含量越少越好。但是，在工业上难以降低氧(O)，如果极端降低，则原料成本上升。因此，含有0.04％左右，考虑到偏差有时也为0.07％左右。因此，将O含量限制为0.07％以下。

Ni、V、Mn、Co、Ta、W、C、N中的1种或2种以上分别为0～0.05％且总和为0.30％以下

Ni、V、Mn、Co、Ta、W均具有很大的β相稳定化效果。因此，如本实施方式那样，在用Nb、Cr、Mo控制α相和β相的钛合金板中，这些元素的含量越少越好。另外，当N和C含量过多时，α相稳定化，并且由于室温下的强度提高，加工性劣化。因此，N和C的含量也越少越好。因此，无论是在有意地含有这些元素的情况下还是作为杂质含有这些元素的情况下，都优选为使各元素的含量分别为0.05％以下，并且使这些元素的总含量为0.30％以下。

由于这些元素越少越好，因此各自的含量和总含量的下限为0％。

本实施方式的钛合金板的余量为Ti和上述以外的其它杂质。

作为其它杂质，例如可列举出H、B。H为与Ti一起形成氢化物的元素，当形成氢化物时，钛合金板有时会脆化。因此，即使在作为杂质含有的情况下，也优选为尽量抑制H含量。在本实施方式的钛合金板中，H含量优选为0.013％以下。B在铸锭内有可能成为粗大的析出物。因此，即使在作为杂质含有的情况下，也优选为尽量抑制B含量。在本实施方式的钛合金板中，B含量优选为0.01％以下。

接着，对本实施方式的钛合金板的组织进行说明。

本实施方式的钛合金板在组织中含有平均晶粒直径为3.0μm以上且10.0μm以下的α相和第二相。第二相为α相以外的组织，主要为金属间化合物。本实施方式的金属间化合物主要包含Ti₂Cu、硅化物。也有可能在第二相中含有β相，但即使含有β相也是极微量(例如为0.2％以下))，因此也可以认为第二相为金属间化合物。α相为占金相组织的大部分(例如95％以上)的组织，金相组织的余量为第二相。

α相的平均晶粒直径：3.0～10.0μm

在本实施方式的钛合金板中，α相的平均晶粒直径小意味着残留有未重结晶部。因此，在α相的平均晶粒直径小的情况下，加工性降低。未重结晶部也成为研磨不均的原因，因此研磨性差。因此，也为了不产生未重结晶部，将α相的平均晶粒直径设为3.0μm以上。

另一方面，如果α相的平均晶粒直径过大，则研磨性劣化。因此，需要使α相的平均晶粒直径为10.0μm以下。

α相的平均晶粒直径可以使用EBSD通过以下方法来求出。

α相的晶粒均匀地分散。因此，也可以在任意的宽度方向位置处进行测定，但例如，在板宽长度的1/2位置(沿板宽度方向距板宽度方向端部的距离为板宽度的1/2的位置)的、与板宽度方向垂直的截面(L截面)的板厚中央部处，将加速电压设为15kV，在倍率500倍以上的条件下，将测定间距设为0.2μm，仅以测定α相为对象进行测定。测定视野设定为在1个视野中含有300个以上的晶粒的大小或者设定为在多个视野中总共含有400个以上的晶粒。将测定试样的平均CI值调整为0.2以上。在测定分析软件中，使用OIM-analysis^TM(version7.3.1)将晶体取向差15°以上的边界视为晶界，根据被该边界划分出的晶粒的面积进行圆当量直径近似，求出各晶粒的晶粒直径。在计算晶粒直径时，晶粒直径为1.0μm以下的晶粒和视野内不完全含有的晶粒除外。将晶粒的晶界被测定视野的边界分割的晶粒判断为在视野内不完全含有的晶粒。

在板宽度方向未知的情况下，可以通过在表面进行测定来判别。由于坯料具有Split-TD型的织构，因此(0001)在板宽度方向上会倾斜30～40°地强烈取向。因此，在从表面进行的测定中，存在(0001)强烈地取向的位置的方向轴成为板宽度方向。

α相的晶粒度分布：晶粒直径为平均晶粒直径±2μm的晶粒的个数比例为25％以上，晶粒直径为平均晶粒直径±4μm的晶粒的个数比例为45％以上

即使平均晶粒直径为10.0μm以下，也可能含有少量粗大的晶粒。如果晶粒直径不同，则晶粒的研磨状态不同，因此如果含有晶粒直径差大的晶粒，则在研磨后无法得到足够的美观。为此，除了α相的平均晶粒直径以外，优选控制α相的粒度分布。

在本实施方式的钛合金板中，α相中(构成α相的晶粒中)，晶粒直径在平均晶粒直径±2μm的范围(平均晶粒直径-2μm～平均晶粒直径+2μm的范围)内的α相的晶粒的个数比例为整体的25％以上，在平均晶粒直径±4μm的范围(平均晶粒直径-4μm～平均晶粒直径+4μm的范围)内的晶粒的个数比例为整体的45％以上。这种钛合金板含有粗大的晶粒的可能性变低，研磨性提高。

α相的晶粒直径在平均晶粒直径±2μm的范围内的α相的晶粒的个数比例和在平均晶粒直径±4μm的范围内的晶粒的个数比例的各自的上限的比例并无特别限制，可以为100％，但也可以小于100％。

α相的粒度分布通过以下方法来求出。

α相的晶粒均匀地分散。因此，也可以在任意的宽度方向位置处进行测定，但例如，在板宽长度的1/2位置的与板宽度方向垂直的截面(L截面)的板厚中央部处，设定粒度分布的测定区域，该区域为一边长度为100μm以上的矩形的区域，在该区域内存在100个以上的晶粒。通过电子背散射衍射(EBSD)法来分析测定区域的α相的晶体取向。在分析软件中，使用OIM-analysis^TM(version 7.3.1)将晶体取向差15°以上的边界视为晶界，根据被划分出的晶粒的面积进行圆当量直径近似，求出各晶粒的晶粒直径。

接着，求出得到的各晶粒的晶粒直径、晶粒直径在通过所述方法求出的平均晶粒直径±2μm的范围内的晶粒的个数比例和晶粒直径在平均晶粒直径±4μm的范围内的α相的晶粒的个数比例。

由此，求出测定区域内的晶粒的粒度分布。

在板宽方向未知的情况下，可以通过在表面进行测定来判别。由于坯料具有Split-TD型的织构，因此(0001)在板宽度方向上会倾斜30～40°地强烈取向。因此，在从表面进行的测定中，存在(0001)强烈地取向的位置的方向轴成为板宽度方向。

第二相的数密度的分布：在100个测定区域中，在测定区域内观察到5个以上且15个以下的第二相的测定区域的数量为80个以上

接着，对第二相的分布状态进行说明。

本实施方式的钛合金板的金相组织大部分为α相，余量为第二相。第二相主要为各种金属间化合物。在为了抑制α相的晶粒生长而利用钉扎效应、溶质拖曳效应的情况下，需要均匀地存在有第二相或合金元素。通过均匀地含有第二相，在使用过程中的高温环境下的α相的晶粒生长不会变得不均匀，高温强度提高。其中，当第二相不均匀地分布在金相组织中时，高温域中的α相的晶粒生长程度局部不同，高温强度降低。另外，不均匀的第二相分布成为退火时也形成混晶组织的原因，如果形成混晶组织，则研磨性、疲劳特性劣化。另外，即使不形成混晶组织，研磨性也会因不均匀的第二相分布而降低。因此，第二相需要均匀地分布在金相组织中。

在本实施方式的钛合金板中，作为第二相的分布的均匀性的指标，使用在钛合金板的截面的多个测定区域中测定第二相的个数而得到的、包含规定个数的第二相的区域的比例。

具体而言，在板宽长度的1/2位置的与钛合金板的板宽度方向垂直的截面中，将一边为100μm(100μm×100μm)的区域的各边的长度分别10等分而得到的各区域(一边为10μm的区域为100个)设为数密度的测定区域，对每个测定区域求出第二相的个数。并且，求出在100个区域中该测定区域(10×10μm)内观察到(存在)5个以上且15个以下的第二相的测定区域的数量。若在测定区域内观察到5个以上且15个以下的第二相的测定区域为80个以上，则认为第二相均匀分布。也可以在整个测定区域中观察到5个以上且15个以下的第二相。即，在测定区域内观察到5个以上且15个以下的第二相的测定区域的数量的上限为100个。在计算第二相的数密度时，在第二相存在于所分割的区域的边界的情况下，除以相邻的区域的数量。例如，在跨越2个区域而存在的情况下，将该2个区域分别作为0.5个进行相加。

在第二相的分布状态满足该条件的情况下，研磨性提高，另外，高温加热时难以产生α相的混晶组织，疲劳强度提高。

通过以下方法求出观察到5个以上且15个以下的第二相的区域的数量。

由于α相和第二相均匀地分散，因此测定位置可以为任意的宽度方向位置，但例如，一边为100μm的区域的位置为钛合金的板宽长度的1/2位置的与板宽度方向垂直的截面(L截面)的板厚中央部。将该区域的各边的长度10等分，确定100个测定区域。通过扫描型电子显微镜(SEM)来观察各测定区域，根据背散射电子图像来判别α相和第二相。为金属间化合物的第二相与为母相的α相相比，为白色或黑色且为微小的析出物，因此根据该特征可以识别为第二相。并且，对测定区域内的第二相的个数进行计数，求出个数。将其对100个测定区域实施，对第二相的个数为5个以上且15个以下的测定区域的数量进行计数。

第二相的面积率

金相组织中的第二相的面积率优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上，更进一步优选为1.0％以上。如果第二相以0.1％以上的面积率存在，则能够提高研磨性。特别是，通过使第二相的面积率为1.0％以上，可以进一步提高研磨性。另一方面，为了使加工性充分，优选为使第二相的面积率的上限为3.0％以下，更优选为2.0％以下。

第二相的面积率的测定在与第二相的数密度的测定相同的区域中进行。即，通过扫描型电子显微镜(SEM)来观察上述一边为100μm的区域(例如从钛合金的板宽长度的1/2位置的与板宽度方向垂直的截面(L截面)的板厚中央部来制作)，根据背散射电子图像来判别α相和第二相。为金属间化合物的第二相与为母相的α相相比，为白色或黑色且为微小的析出物，因此根据该特征可以识别为第二相。并且，对区域内的第二相的面积进行测定，求出第二相的面积率(％)。

另外，本实施方式的钛合金板的金相组织优选为等轴组织。在针状组织中，由于宏观上晶体取向相同的区域密集，因此研磨性劣化。具体而言，占组织的大部分的α相的平均长径比(长轴长度/短轴长度)优选为3.0以下。如后所述虽然在热轧板退火或中间退火中，加热至大于830℃且为β相变点以上而暂时形成针状晶粒，但通过之后的冷轧和最终退火而发生重结晶，形成等轴的α相。长径比是求出在钛合金板的L截面上作为α晶粒的(长轴长度/短轴长度)的比、即长径比，作为10个晶粒的长径比的平均值。

本实施方式的钛合金板优选具有以下特性。

总伸长率：25.0％以上

虽然也取决于成形加工后的部件形状，但是需要能够至少将钛合金板成形、焊接成管形状。另外，之后需要对管进行弯曲加工。因此，为了确保部件成形时的足够的加工性，本实施方式的钛合金板的总伸长率优选为25.0％以上。没有必要限定总伸长率的上限，但在工业上50.0％左右为实质性的上限。

通过进行室温拉伸试验来测定总伸长率。从上述钛合金板采集长度方向与轧制方向平行的ASTM小尺寸拉伸试验片(平行部宽度：6.25mm、平行部长度：32mm、标点间距离：25mm)，将应变速度设为30％/min，进行室温下的拉伸试验。试验温度在10～35℃的范围内。

埃里克森杯突值：9.5mm以上

埃里克森杯突试验(Erichsen cupping test)为评价在管形状以外的成形中重要的深拉和拉伸的要素的试验。本实施方式的钛合金板考虑到与研磨性的提高的平衡，埃里克森杯突值优选为9.5mm以上。

根据JIS Z 2247(2006)中规定的埃里克森杯突试验方法来测定埃里克森杯突值。测定样品的板厚为0.1～2.0mm的范围，宽度为90mm以上。试验机如JIS B 7729(2005)所述。夹具尺寸采用标准试验片的试验尺寸。其中，润滑剂采用厚度50μm的聚四氟乙烯(注册商标)片材。

耐氧化性：在大气中在800℃下保持100小时后的氧化增量为5.0mg/cm²以下

通常使用的排气系统部件中的氧化增量几乎为5.0mg/cm²以下，在本实施方式的钛合金板中，即使假设在800℃下使用，也希望实现这一点。因此，作为耐氧化性的指标，优选为在大气中、在800℃下保持100小时后的氧化增量满足5.0mg/cm²以下。

从上述钛合金板采集20mm×20mm的试验片，用砂纸#400对表面进行湿式研磨，在800℃下暴露于静止大气中100小时，测定暴露后的增加质量，将增加质量除以拉伸试验片的表面积得到的值((增加质量(mg)/试验片的表面积(cm²))作为氧化增量。通过氧化试验发生氧化皮剥离时，剥离的氧化皮也需要包含在暴露后的质量中。

高温强度(拉伸强度)：在800℃下为26MPa以上

作为材料，需要确保高温强度。在本实施方式中，考虑到在设想使用的温度域下的高温强度是重要的，设想适用于能够应对废气温度的高温化的排气系统部件，本实施方式的钛合金板在800℃下的拉伸强度优选为26MPa以上。

800℃的高温强度(拉伸强度)通过进行高温拉伸试验来测定。从上述钛合金板采集长度方向与轧制方向平行的拉伸试验片(平行部宽度10mm、平行部长度和标点间距离35mm)，以7.5％/min的应变速度进行高温拉伸试验。试验气氛设为800℃的大气中，在试验气氛中保持10分钟以使试验片充分达到试验温度后进行试验。

研磨性

用砂纸#1500进行湿式研磨，通过氧化铝抛光60min(分钟)，用研磨后的光泽度来评价研磨性。

氧化铝抛光中使用的研磨液为在1升水中添加有250g的平均粒径3μm的氧化铝粉的溶液。在研磨试验中，将试样埋入至直径28mm的环氧树脂，在自动研磨装置的保持架上设置6个试样，以加压力60N的形式进行研磨。光泽度的测定是依据JIS Z 8741(1997)的镜面光泽度的测定方法来进行的。

使入射角及光线接收角为20°以对光泽度进行测定。从研磨性的观点出发，光泽度(Gs20)优选为920以上。

本实施方式的钛合金板可以用作机动车用排气系统部件的坯料。即，通过将本实施方式的钛合金板成形为规定的形状并进行焊接，可以制成各种机动车用排气系统部件。作为本实施方式的机动车用排气系统部件，可列举出排气歧管、排气管、催化剂装置、排气消声器等部件，作为这些部件的坯料，可以使用本实施方式的钛合金板。这些排气系统部件不仅可以用于四轮机动车，也可以用于两轮机动车。

本实施方式的钛合金板的板厚没有限定，但在用作机动车用排气系统部件的坯料的情况下，优选为0.5～2.0mm；更优选为0.6～1.5mm。

接着，对本实施方式的钛合金板的制造方法进行说明。

在以往的钛合金板的制造工序中，对于通过电子束熔融或真空电弧熔融等制造的具有规定的化学组成的铸锭，在β单相域的温度下进行以凝固组织的断裂为目的的初轧工序(锻造或轧制)后，通过热轧来制造卷材。根据需要对该卷材进行退火，脱氧化皮后根据需要反复进行冷轧和退火。

一般而言，由等轴晶粒构成的金相组织在强度和加工性的平衡方面优异。为了得到由等轴晶粒构成的金相组织，且为了使冷轧性优异，通常在热轧以后，在小于β相变点下进行退火。但是，在小于β相变点时，为α相和第二相存在的状态，会产生α相与第二相之间的元素分配。特别是，越是高温，元素分配越在短时间内发生。当发生元素分配时，第二相的分布变得不均匀。

关于钛合金中的合金元素的分布，在凝固时(铸锭制造时)产生的分配状态在初轧工序中会一定程度上被均匀化，而初轧工序虽然被加热至β单相域温度，但是在工序结束时有时会小于β相变点。另外，即使不小于β相变点，冷却速度也非常慢，在冷却过程中会产生分配。即使为了提高冷却速度而例如在初轧后进行水冷，内部和表层部的冷却速度差也大，在冷却速度小的内部必然会产生某种程度的元素分配。

另外，为了消除元素分配，即使在热轧前将铸坯加热至β相变点以上，因热轧过程中的温度降低导致成为小于β相变点，在热轧过程中元素分配也会进行。另外，为了使铸坯的内部的温度也上升至β相变点以上，需要长时间保持，因此通过氧化产生表层固化层的形成，冷轧性降低。

在本实施方式中，以往，使小于β相变点下进行的热轧板的退火和中间退火中的至少一个在β相变点以上进行，从而减轻之前的元素分配，并且以从退火温度到700℃为止的平均冷却速度为5℃/秒以上的方式进行冷却，从而得到减轻了元素分配的钛合金板。与初轧工序不同，在制成板厚度变薄的热轧板后，通过加热至β相变点以上，可以在表层和内部这两者中抑制元素分配。热轧板的退火和中间退火这两者均进行β相变点以上的退火时，则更能够使合金元素均匀分布。

在本实施方式的钛合金板时，在大多数的情况下β相变点大于830℃。

即，本实施方式的钛合金板可以通过包括以下工序的制造方法来制造。

(I)热轧工序，对由具有上述化学成分的钛合金构成的铸锭实施热轧而制成热轧板。

(II)热轧板退火工序，根据需要对热轧板进行退火(热轧板退火)。

(III)冷轧工序，对热轧板进行60％以上的压下率的冷轧。其中，根据需要也可以在最终轧制之前进行中间退火。

(IV)最终退火工序，对冷轧工序后的钛合金板，在550℃以上且小于670℃的均热温度下进行1分钟～24小时的最终退火。

其中，实施热轧板退火和冷轧工序的中间退火中的至少一者，并且使退火温度大于830℃且为β相变点以上。

以下，对制造条件的各工序进行说明。

＜热轧工序＞

在热轧工序中，对由具有上述化学成分的钛合金构成的铸锭实施热轧而制成热轧板。

热轧条件没有特别限定，可以为公知的条件。

热轧工序之前的工序没有特别限制。例如，对于通过电子束熔融或真空电弧熔融等制造的具有规定的化学组成的铸锭，在β单相域进行以凝固组织的断裂为目的的初轧工序(锻造或轧制)后，通过热轧来制造热轧板即可。

＜热轧板退火工序＞

在对通过热轧得到的热轧板进行热轧板退火的情况下，优选为将退火温度设为大于830℃且为β相变点以上，将退火时间设为1～5分钟，并将从退火温度到700℃为止的平均冷却速度设为5℃/秒以上。

通过将退火温度设为大于830℃且为β相变点以上，且将退火时间设为1分钟以上，可以抑制元素分配，使合金元素更均匀地分布，且使第二相的分布均匀。另一方面，当退火时间大于5分钟时，会发生因氧化引起的成品率降低或长时间化引起的制造性降低，因此是不优选的。退火温度的上限没有限定，但从因氧化引起的成品率降低的观点出发，退火温度优选为1000℃以下。

另外，如果从退火温度到700℃为止的平均冷却速度慢，则在冷却过程中会产生元素分配。因此，将从退火温度到700℃为止的平均冷却速度设为5℃/秒以上。即使提高平均冷却速度，元素分配的程度也不会对第二相的分布产生很大的影响，因此不需要限定平均冷却速度的上限，但也可以设定为300℃/秒以下。

其中，当在将退火温度设为大于830℃且为β相变点以上、退火时间设为1～5分钟、从退火温度到700℃为止的平均冷却速度设为5℃/秒以上的条件下进行后述的中间退火时，热轧板退火工序可以不进行，也可以在上述条件以外下进行。

＜冷轧工序＞

在冷轧工序中，对热轧工序后的热轧板或热轧板退火工序后的热轧板进行冷轧。在对热轧板进行冷轧的情况下，由于需要在最终退火后得到微小的等轴颗粒，因此将冷轧中的压下率(多道次时为累积压下率)设为60％以上。为了防止裂纹，冷轧中的压下率为90％以下即可。在进行后述的中间退火的情况下，将中间退火前的冷轧的压下率设为中间冷轧率，将中间轧制后的冷轧的压下率设为最终冷轧率，并将最终冷轧率设为60％以上。

另外，在热轧板退火中，若以大于830℃且为β相变点以上实施退火，则金相组织成为针状组织，冷轧性降低。因此，在这种情况下，冷轧的条件优选的是从第1道次到第2道次的压下率为10％以下，之后为15％以下。通过以低压下率加工至第2道次，能够不产生裂纹而稳定地进行冷轧。之后，由于加工发热导致温度上升，因此即使提高压下率也不易产生裂纹。

在没有进行热轧板退火时，在冷轧工序中，在最终压下之前中断冷轧，进行中间退火。进行中间退火时，优选的是将退火温度设为大于830℃且为β相变点以上、退火时间设为1～5分钟、从退火温度到700℃为止的平均冷却速度设为5℃/秒以上。

设为该条件的理由与热轧板退火中说明的理由相同。

即使在进行热轧板退火的情况下，也可以进行上述中间退火。

如上所述，通过将热轧板退火或最终中间退火的退火温度中的任一者设为大于830℃且为β相变点以上的温度，可以抑制元素分配，使合金元素更均匀地分布，且使第二相的分布均匀。特别是，通过至少将中间退火的退火温度设为β相变点以上的温度，使得在板厚度变得更薄的状态下加热至β相变点以上，可以抑制板的表面和内部中的元素分配。此外，通过在热轧板退火和中间退火这两者中进行大于830℃且为β相变点以上的退火，可以抑制元素分配，使合金元素更均匀地分布。

＜最终退火工序＞

冷轧工序后的钛合金板为了重结晶而在550℃以上且小于670℃的温度域进行最终退火。退火温度小于550℃时，大量生成金属间化合物，因此重结晶不能充分地进行，产生未重结晶区域，研磨性降低。另外，退火温度为670℃以上时，α相有可能晶粒生长而产生粗大的晶粒。因此，将最终退火设为小于670℃。

将最终退火的退火时间设为1分～24小时。通过将退火时间设为1分钟以上，重结晶充分地进行。另外，通过将退火时间设为24小时以下，可以防止粗大晶粒的形成。最终退火后的冷却速度(小于550℃的温度域的冷却速度)没有特别限制。

接着，对本实施方式的机动车用排气系统部件进行说明。

本实施方式的机动车用排气系统部件具备上述钛合金板。(有时由上述钛合金板构成)。本实施方式的机动车用排气系统部件例如通过冲压成形对本实施方式的钛合金板进行成形而得到。由于化学组成不会因成形而变化，因此机动车用排气系统部件的化学组成与本实施方式的钛合金板相同。在将钛合金板成形为机动车排气系统部件的情况下，由于因成形产生孪晶变形，因此对于因成形而受到变形的部分，晶粒直径变得微小。孪晶变形可以通过OIM analysis来确定。但是，当加工度变大时，母相和孪晶变形的晶体取向差发生变化，因此分析变得困难。因此，为了确定α相的晶粒直径，需要从机动车排气系统部件中具有适当加工度的部分来制作测定试样。

实施例

将具有表1所示的化学组成的钛合金通过真空电弧纽扣熔炼而制成铸锭。在1000℃下对制作的铸锭进行热轧，制成厚度10mm的热轧板。然后，通过在860℃下进行热轧，得到厚度4.0mm的热轧板。在表1中，省略了Ni、V、Mn、Co、Ta、W、C、N各自含量的记载，将这些元素的总含量记载于“其他”一栏。这些元素的各自含量均为0.05％以下。另外，杂质中，H含量均为0.013％以下。

然后，实施脱氧化皮工序，或者在根据需要以表2记载的温度和时间进行热轧板退火后实施脱氧化皮工序，之后，与冷轧一起根据需要进行中间退火，进行最终冷轧。进而，进行最终退火。如此一来，制造了No.1～No.48的钛合金板。

进而，对得到的钛合金板进行研磨处理。研磨处理是用砂纸#1500进行湿式研磨，通过氧化铝抛光研磨60min。氧化铝抛光中使用的研磨液为在1升水中添加有250g的平均粒径3μm的氧化铝粉的溶液。在研磨处理中，将试样埋入至直径28mm的环氧树脂，在自动研磨装置的保持架上设置6个试样，以加压力60N的形式进行研磨。

对研磨后的钛合金板进行各种评价。

如上所述，关于α相的平均晶粒直径，使用EBSD，在板宽长度的1/2位置的与板宽度方向垂直的截面(L截面)的板厚中央部处，将加速电压设为15kV，在倍率500倍的条件下，将测定间距设为0.2μm，仅以α相为对象进行测定。测定视野设定为在1个视野中含有300个以上的晶粒的大小或者设定为在多个视野中总共含有400个以上的晶粒。将测定试样的平均CI值调整为0.2以上。在测定分析软件中，使用OIM-analysis^TM(version 7.3.1)将晶体取向差15°以上的边界视为晶界，根据被该边界划分出的晶粒的面积进行圆当量直径近似，求出各晶粒的晶粒直径。在计算晶粒直径时，晶粒直径为1.0μm以下的晶粒和视野内不完全含有的晶粒除外。

如上所述，关于α相的粒度分布，将平均晶粒直径测定时设定的测定区域(一边长度为100μm以上的矩形的区域：从板宽长度的1/2位置的与板宽度方向垂直的截面(L截面)的板厚中央部来制作)用作粒度分布的测定区域。通过电子背散射衍射(EBSD)法来分析测定区域的α相的晶体取向。在分析软件中，使用OIM-analysis^TM(version 7.3.1)将晶体取向差15°以上的边界视为晶界，根据被该边界划分出的晶粒的面积进行圆当量直径近似，求出各晶粒的晶粒直径。接着，根据所得到的各晶粒的晶粒直径和通过上述方法求出的平均晶粒直径，来求出晶粒直径在平均晶粒直径±2μm的范围内的α相的晶粒的个数比例和在平均晶粒直径±4μm的范围内的α相的晶粒的个数比例。

如上所述，关于第二相的分布状态，在板宽长度的1/2位置的与板宽度方向垂直的截面(L截面)的板厚中央部处，将一边为100μm的区域按10×10等分得到的各区域设为测定区域(将一边为10μm的区域100个用作测定区域)，对于每个测定区域，求出第二相的每单位面积的个数，求出观察到5个以上且15个以下的第二相的测定区域的数量。

通过扫描型电子显微镜(SEM)观察测定区域，根据背散射电子图像来判别α相和第二相。为金属间化合物的第二相与为母相的α相相比，为白色或黑色且为微小的析出物，因此根据该特征可以识别为第二相。

第二相的面积率的测定是在与第二相的数密度的测定相同的区域中进行的。通过扫描型电子显微镜(SEM)来观察上述一边为100μm的区域(板宽长度的1/2位置的与板宽度方向垂直的截面(L截面)的板厚中央部)，根据背散射电子图像来判别α相和第二相。并且，对区域内的第二相的面积进行测定，求出第二相的面积率(％)。

通过进行室温拉伸试验来测定总伸长率。对于室温下的拉伸试验，从上述钛合金板，采集长度方向与轧制方向平行的ASTM小尺寸拉伸试验片(平行部宽度：6.25mm、平行部长度：32mm、标点间距离：25mm)，将应变速度设为30％/min而进行试验。试验温度在10～35℃的范围内。

根据JIS Z 2247(2006)中规定的埃里克森杯突试验方法来测定埃里克森杯突值。测定样品的板宽为90mm以上。试验机如JIS B 7729(2005)所述。润滑剂采用厚度50μm的聚四氟乙烯(注册商标)片材。夹具尺寸采用标准试验片的试验尺寸。

若总伸长率为25.0％以上且埃里克森杯突值为9.5mm以上，则判断为加工性优异。

从上述钛合金板采集20mm×20mm的试验片，用砂纸#400对表面进行湿式研磨，在800℃下暴露于静止大气中100小时，测定暴露后的增加质量，将增加质量除以拉伸试验片的表面积得到的值((增加质量(mg)/试验片的表面积(cm²))作为氧化增量。通过氧化试验发生氧化皮剥离时，剥离的氧化皮也包含在暴露后的质量中。若氧化增量为5.0mg/cm²以下，则判断为高温下的耐氧化性优异。

800℃的高温强度(拉伸强度)是从上述钛合金板采集长度方向与轧制方向平行的拉伸试验片(平行部宽度：10mm、平行部长度和标点间距离：35mm)，以应变速度为7.5％/min进行拉伸试验来测定的。试验气氛设为800℃的大气中，在试验气氛中保持10分钟以使试验片充分达到试验温度后进行试验。若高温强度(拉伸强度)在800℃下为26MPa以上，则判断为高温强度优异。

光泽度(Gs20)是依据JIS Z 8741(1997)的镜面光泽度的测定方法来进行的。光泽度的测定中，将入射角及光线接收角设为20°。若光泽度Gs20为920以上，则判断为研磨性优异。

各自的评价结果如表3所示。

表1

下划线表示在本发明的范围外。

表2

下划线表示在本发明的范围外或在优选的制造条件的范围外。

※1热轧板退火和中间退火的冷却速度为从退火温度到700℃为止的平均冷却速度※2在进行中间退火的情况下，为最终冷轧率

表3

下划线表示在本发明的范围外或在优选的特性值的范围外。

如表1所示，No.1～8、11～13、15、17、19、21～25、27、28、31～33、36、38、39、45～48为在本公开的范围内的钛合金板，显示出优异的特性。

另外，在这些发明例中，金相组织形态均为等轴组织。即，α相的平均长径比(长轴长度/短轴长度)为3.0以下。

另一方面，No.9中，Si含量少，α相的平均晶粒直径变得粗大。另外，第二相的分布状态也变差。由此，氧化增量增大，高温环境下的耐氧化性低。另外，高温强度也低。此外，由于α相的平均晶粒直径变大，因此研磨后的光泽度低，研磨性低。

No.10中，Si含量过多，埃里克森杯突值变高，加工性低。

No.14中，Al含量过多，埃里克森杯突值变高，加工性低。

No.16中，Zr含量过多，α相的平均晶粒直径变小，另外，残留有很多未重结晶组织。因此，总伸长率降低，并且埃里克森杯突值变低，加工性低，研磨性也低。

No.18中，Cr含量过多，高温加热时形成β相，耐氧化性低。

No.20中，Mo含量过多，α相的平均晶粒直径变小，另外，残留有很多未重结晶组织。因此，总伸长率和埃里克森杯突值低，加工性低。另外，研磨性也低。此外，高温加热时形成β相，耐氧化性低。

No.26中，热轧板退火的退火温度小于β相变点，也没有进行中间退火，因此第二相的分布状态变差。观察的结果为，包含粗大的晶粒。其结果，研磨性低。

No.29中，热轧板退火的退火温度和中间退火温度均小于β相变点，因此第二相的分布状态变差。观察的结果为，包含粗大的晶粒。其结果，研磨性低。

No.30中，热轧板退火后的冷却速度低，也没有进行中间退火，因此α相的晶粒直径的分布扩大。观察的结果为，包含粗大的晶粒。其结果，研磨性低。

No.34中，最终退火温度低，α相的平均晶粒直径变小，另外，残留有很多未重结晶组织。因此，总伸长率和埃里克森杯突值变低，加工性低。另外，研磨性也低。

No.35中，由于最终冷轧的压下率低，应变的导入不充分，因此α相的晶粒直径的分布扩大，包含粗大的晶粒，研磨性低。

No.37中，最终退火温度高，α粒的平均粒径变得粗大，并且α相的晶粒直径的分布扩大。另外，第二相的分布也不均匀。其结果，研磨性低。

No.40中，Cu含量少，高温强度低。

No.41中，Cu含量过多，埃里克森杯突值变低，加工性低。

No.42中，Sn含量少，高温强度低。

No.43中，Sn含量过多，总伸长率和埃里克森杯突值变低，加工性低。

No.44中，Nb含量少，高温下的耐氧化性低。

产业上的可利用性

根据本公开，可提供一种加工性、研磨性以及高温下的耐氧化性优异的钛合金板和机动车用排气系统部件。

Claims

1.一种钛合金板，其特征在于，具有如下化学组成：

以质量％计含有

Cu：0.7％～1.5％、

Sn：0.5％～1.5％、

Si：0.10％～0.60％、

Nb：0.1％～1.0％、

Zr：0％～1.0％、

Cr：0％～0.5％、

Mo：0％～0.5％、以及

Al：0％～1.0％，

且Fe、O分别限制为Fe：0.08％以下、O：0.07％以下，

余量为Ti和杂质，

金相组织由α相和第二相构成，

所述α相的平均晶粒直径为3.0～10.0μm，

所述α相中，晶粒直径在平均晶粒直径±2μm的范围内的晶粒的个数比例为25％以上，

所述α相中，晶粒直径在平均晶粒直径±4μm的范围内的晶粒的个数比例为45％以上，

在将截面中100μm×100μm的区域100等分而得到的100个10μm×10μm的区域设为测定区域，并对每个所述测定区域求出所述第二相的数密度的情况下，在所述测定区域内观察到5个以上且15个以下的所述第二相的测定区域的数量为80个以上。

2.根据权利要求1所述的钛合金板，其特征在于，所述第二相的面积率为1.0％以上。

3.一种机动车用排气系统部件，其具备权利要求1或2所述的钛合金板。

4.一种机动车用排气系统部件，其通过对权利要求1或2所述的钛合金板进行成形而得到。