JP2005298970A

JP2005298970A - 冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2005298970A
Application number: JP2005067175A
Authority: JP
Inventors: Hideki Fujii; 秀樹藤井; Hiroaki Otsuka; 広明大塚; Kazuhiro Takahashi; 一浩高橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-03-19
Filing date: 2005-03-10
Publication date: 2005-10-27
Anticipated expiration: 2025-03-10
Also published as: US20070187008A1; US9797029B2; EP2333130A1; EP1726670A1; EP1726670A4; SI1726670T1; US20120148437A1; EP1726670B1; SI2333130T1; EP2333130B1; US20110132500A1; US20140348697A1; JP4486530B2; WO2005090623A1

Abstract

【課題】ＪＩＳ２種純チタンより優れた高温強度特性を有し、かつＪＩＳ２種純チタンと同等ないしこれ以上の冷間加工性および耐高温酸化性を有する、冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、０．３〜１．８％のＣｕ、０．１８％以下の酸素、０．３０％以下のＦｅ、必要に応じて、さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの少なくとも１種または２種以上を、合計で０．３〜１．５％含有し、残部Ｔｉおよび０．３％未満の不純物元素からなることを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板。また、最終焼鈍を、６５０〜８３０℃の温度域にて行う、あるいは、熱延板焼または中間焼鈍を、６５０〜８３０℃の温度域にて行い、冷間圧延後の最終焼鈍を６００〜６５０℃の温度で行うことを特徴とする該チタン合金板の製造方法。
【選択図】なし

Description

本発明は、冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法に関し、特に、二輪自動車および四輪自動車などの排気系部品など、高温域での特性と冷間での加工性の要求される用途に適した、冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法に関するものである。

二輪および四輪自動車（以下、自動車）の排気系は、エキゾーストマニフォールド、排気管、消音器（マフラー）等の部品によって構成されており、高温の排気ガスに耐えるべく、また複雑な形状に対応すべく、耐食性、高温強度、加工性等に優れたステンレス鋼が多用されてきた。

しかし、近年ではステンレス鋼を凌ぐ耐食性を有し、軽量で加工性にも優れ、熱膨張率が小さく熱疲労特性にも優れ、さらに独特の色や肌合いなどの意匠性に優れる純チタンが、一部自動車の排気系、特にマフラーに使用され始め、その使用量は急激に増加している。

マフラーは排気系の最終部分であり、そこでの排気ガスはある程度冷却されていること、また、意匠性の観点から外気に曝される外管に使用されることが多いことなどから、高温強度のあまり高くない純チタンでもマフラー用途に使用可能であり、むしろ、純チタンの優れた冷間加工性を活用し、複雑な形状への加工がなされている。

このような純チタン製部品は、ステンレス鋼部品と同様に、主として冷延焼鈍薄板を、曲げ加工、プレス成形、絞り加工、穴拡げ加工したり、板を曲げた後に溶接した溶接管としたり、あるいはさらに、各種冷間加工により所望の形状に成型した後に使用される。

また、このような純チタン薄板は、一般に次のような工程で製造される。すなわち、ＶＡＲ（真空アーク溶解）やＥＢＲ（電子ビーム溶解）などの溶解工程によりインゴットとし、これを熱間鍛造や分塊圧延によりスラブとし、さらに、熱間で圧延し、熱延ストリップとし、さらに、脱スケール後に冷間圧延を行い、冷延ストリップとされる。あるいはこれを切断することにより、切り板製品が製造される。

なお、これら工程にて、冷延の前（熱延の後）や冷延の途中では、適宜必要に応じて焼鈍が施され、また、最終の冷延ストリップも焼鈍が施されるのが一般的である。

一方、エンジンにより近い排気管やエキゾーストマニフォールドは、高温に曝される機会が多く、また、排気温度の高い自動車のマフラー内外管にチタン材を適用しようとすると、厚肉の純チタンを使用し強度を補うか、高温強度に優れたＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金などの合金を適用する必要があった。

しかし、純チタンの厚肉化は、せっかくの軽量というチタンの特長が損なわれるという問題点があり、またＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ合金のようなＡｌを３％程度含有する合金は冷間加工性が悪く、排気系部品用管を製造する際の素材である薄板への冷間圧延性が損なわれたり、あるいは管を曲げるなどの冷間成形性が低下するなどの問題点があった。

このような課題を解決すべく、特許文献１には、０．５〜２．３質量％のＡｌを添加したマフラー用チタン合金、すなわち、純チタンよりも耐熱性、耐酸化性に優れ、純チタンと同等の冷間圧延性を有する排気系部品用チタン合金に関する発明が開示されている。

特開２００１−２３４２６６号公報

しかし、上記特許文献１に記載の発明は、確かにマフラーで多用されるＪＩＳ２種純チタンと同等の優れた冷間圧延性を有するが、同文献中の表１や図２〜４に示されているように、ＪＩＳ２種純チタンに比べると、耐力が高くかつ延性が低いことから、管を曲げたり、拡管、縮管したり、穴広げするなどの二次加工においては、さらに高い冷間加工性が求められている。

また、船舶などにおいても排気系部品の軽量化のニーズは強く、加工性と高温強度の両方に優れたチタン材料が強く求められていた。

本発明は、上述した事情に着目してなされたもので、ＪＩＳ２種純チタンより優れた高温強度特性を有し、かつＪＩＳ２種純チタンと同等ないしこれ以上の冷間加工性と耐高温酸化特性を有する、冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

上記課題を解決するために、本発明は以下の手段を骨子とする。
（１）質量％で、０．３〜１．８％のＣｕ、０．１８％以下の酸素、０．３０％以下のＦｅ、残部Ｔｉおよび０．３％未満の不純物元素からなることを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板。
（２）前記チタン合金板が、さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの少なくとも１種または２種以上を、合計で０．３質量％以上１．５質量％以下含有することを特徴とする上記（１）に記載の冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板。
（３）溶解、熱延、熱延板焼鈍、冷延、中間焼鈍、最終焼鈍等の工程を経て製造されるチタン合金板の製造方法において、前記溶解での成分調整を上記（１）または（２）に記載の成分組成に調整するとともに、前記最終焼鈍を６５０〜８３０℃の温度域にて行うことを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板の製造方法。
（４）溶解、熱延、熱延板焼鈍、冷延、中間焼鈍、最終焼鈍等の工程を経て製造されるチタン合金板の製造方法において、前記溶解での成分調整を上記（１）または（２）に記載の成分組成に調整するとともに、前記熱延板焼鈍または前記中間焼鈍を６５０〜８３０℃の温度域にて行い、さらに、前記最終焼鈍を６００〜６５０℃の温度で行うことを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板の製造方法。

本発明を適用することにより、ＪＩＳ２種純チタンより優れた高温強度特性を有し、かつＪＩＳ２種純チタンと同等ないしこれ以上の冷間加工性および耐高温酸化性を有する、冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法を提供することができ、工業的に極めて有益な効果を得ることができる。

本発明者らは上記課題を解決すべく、チタンに対する高温強度、耐酸化性、冷間加工性におよぼす成分元素の影響を詳細に調べた結果、チタンに一定量のＣｕを添加すると、冷間加工性や耐酸化性を損なわずに、自動車排気系部材などが使用される温度域の約５００〜約７００℃において高温強度を著しく向上させることが可能であることを見いだした。本発明は、この画期的知見に基づいてなされたものである。

さて、請求項１に記載の本発明（以下、本発明（１））では、質量％で、０．３〜１．８％のＣｕ、０．１８％以下の酸素、０．３０％以下のＦｅ、残部Ｔｉおよび０．３％未満の不純物元素からなることとした。

Ｃｕをチタンに添加すると、最大１．５％α相中に固溶する。この固溶Ｃｕは、Ａｌと同様に固溶強化により高温強度を高める効果がある。一方、Ａｌ添加したチタンとＣｕ添加したチタンでは冷間加工性に著しい差が生じる。

すなわち、Ａｌ添加したチタンを冷間で加工すると、変形を担う「すべり」変形が起こりにくくなるばかりか、チタンの高加工性の主要因である「双晶」変形の発生も抑制され、耐力が高くなるとともに延性が低くなり、その結果、冷間加工性が低下する。

ところが、Ｃｕを添加したチタンでは、「すべり」変形は固溶強化により抑制されるものの、「双晶」変形の発生はまったく損なわれず、純チタンと同様であり、その結果、２種純チタンなみの低い耐力と延性が維持される。もちろんこの効果は、双晶変形が主たる変形機構である場合に発現する効果であり、Ａｌと同様に双晶発生を抑制する効果のある酸素は、活発な双晶発生のための上限値である０．１８％以下に限定する必要がある。

ここで、Ｃｕの添加量の上限を１．８％としたのは、これを超えてＣｕを添加すると、Ｔｉ₂Ｃｕ相が多量に生成し冷間加工性が損なわれるためである。また、Ｃｕの添加量の下限を０．３％としたのは、高温強度を十分に向上させるには、Ｃｕは０．３％以上添加することが必要であるからである。

なお、Ｆｅの含有量は０．３０％以下であることが必要である。Ｆｅはβ相安定化元素であり、室温から高温域にかけてβ相を発現させる。Ｆｅ含有量が０．３０％以下であれば、β相の発生量はわずかであるが、これを越えて添加されると、β相の量が増え、β相に濃化しやすい元素であるＣｕがそこに集中的に濃化し、高温強度向上に必要なα相中への固溶量が低下する。

したがって、過度のβ相の出現を抑制するためにＦｅは０．３０％以下にすることが必要である。

ただし、不純物元素として、窒素、炭素、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｓｉ、水素など、通常のチタン材に含まれる各元素や、その他の元素でも、これらの総和が加工性を損なわない０．３％未満であれば、これらを含有しても差し支えない。

また、高温強度と同様に耐熱材料の具備すべき重要特性である耐高温酸化特性は、Ｃｕを添加してもまったく損なわれない。

本発明（１）の合金において、加工性の観点からは、酸素含有量が０．１０％以下であることが好ましい。これは、この範囲の酸素量では、双晶発生がさらに促進され、加工性がさらに向上するからである。酸素は高温強度にはほとんど影響しないため、酸素を０．１０％以下に限定しても、高温特性はまったく損なわれない。

このような効果は、酸素含有量を０．０６％以下に限定することによりさらに発揮できる。すなわち、本発明（１）の合金において、酸素含有量が０．０６％以下であると、最も本発明の効果が強く発揮される。

次に、請求項２に記載の本発明（以下、本発明（２））について説明する。本発明（２）では、本発明（１）の合金に、さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの少なくとも１種または２種以上を、合計で０．３質量％以上１．５質量％以下含有することとした。

これは、本発明（１）の合金の高温強度をさらに向上させ、高温耐酸化特性をもさらに向上させようとするものである。Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒは、いずれもα相にある程度固溶し、Ｃｕと重畳して高温強度を高める。また同時に耐高温酸化特性も向上する。

ただし、その添加量は、総計で０．３％以上であることが必要である。それは、これ以上の添加量でないと、高温強度の向上や高温耐酸化特性の向上は得られないからである。また、その添加量は、総計で１．５％以下であることが必要である。それは、これら元素はＴｉ₂Ｃｕの析出を促進する効果があり、多量に添加するとＴｉ₂Ｃｕの生成量が増え、加工性が損なわれるからである。ただし総計が１．５％以下であれば、その影響は小さい。

さて、請求項３または４に記載の本発明（以下、本発明（３）、（４））は、特に自動車の排気系で多用される薄板の製造方法に関するものである。すなわち、本発明（３）は、溶解、熱延、冷延の工程を経て製造される、本発明（１）または（２）のチタン合金成分を有する薄板の製造方法において、最終焼鈍を、６５０〜８３０℃の温度域にて行うことを特徴とする、本発明（１）または（２）のチタン合金板の製造方法である。

これは、加工性と高温強度の観点から、固溶Ｃｕ量をできるだけ増やすことを狙った条件である。もちろん、この温度範囲外で焼鈍等の熱処理を行っても、本発明（１）または（２）の成分であれば、本発明の効果は十分に発揮されるが、この温度範囲で焼鈍を行うと、本発明の効果をさらに高めることができる。

すなわち、６５０〜８３０℃はＴｉ₂Ｃｕの生成量が少なく、α相中への固溶Ｃｕ量が大きくなる温度範囲であり、この温度域で焼鈍することにより、特に高温強度を高めることができる。

なお、焼鈍後の冷却中にＴｉ₂Ｃｕが生成するとせっかくの焼鈍効果が損なわれてしまう恐れが指摘されるが、Ｔｉ₂Ｃｕの析出はきわめて遅く、空冷や炉冷程度の冷却速度では、焼鈍効果が損なわれてしまうほどのＴｉ₂Ｃｕが生成することはない。

また、いったん６５０〜８３０℃の温度範囲で焼鈍を行っておくと、その後冷間加工し、６５０℃未満の温度で再度焼鈍を行っても、Ｔｉ₂Ｃｕの析出が遅いことから、実際的な熱処理時間内ではＴｉ₂Ｃｕはほとんど生成せず、α相中に多量に固溶したＣｕを維持することができる。

すなわち、最終の冷間圧延前の焼鈍（熱延板焼鈍または中間焼鈍）を６５０〜８３０℃の温度範囲で行っておけば、冷間圧延後の最終焼鈍は、６５０℃未満の温度で行っても、α相中に多量に固溶したＣｕを維持することができる。この製造方法を適用したのが、請求項４に記載の本発明である。ただし、６００℃未満の温度では、歪みが除去しにくく軟化しにくいため、十分な冷間加工性を得ることができないため避けるべきである。

＜実施例１＞
ＶＡＲ（真空アーク溶解）にて表１に示す組成のチタン材を溶解し、これを熱間鍛造によりスラブとし、８６０℃に加熱した後、熱間連続圧延ミルにて板厚３．５ｍｍの熱間圧延ストリップとした。

この熱延ストリップを、７２０℃×２分、空冷の連続焼鈍（熱延板焼鈍）し、さらに酸化スケールをショットブラスト及び酸洗により除去し、続いて、１ｍｍ厚の冷延ストリップとした。その後、６８０℃×４時間、炉冷の真空焼鈍（最終焼鈍）を行い、引張試験片を圧延方向と平行に採取し、室温、５５０℃、６２５℃、７００℃にて引張試験を行った。

強度特性は０．２％耐力により評価し、加工性は室温における伸び値で評価した。また、３０ｍｍ×３０ｍｍの矩形試験片を用いて、７００℃×２００時間の熱処理を大気中で行い、酸化増量を測定した。

これら評価結果も表１に併せて示す。

さて、表１において、試験番号１はＪＩＳ２種工業用純チタンの例であり、試験番号２および３は、Ａｌを１〜２％程度添加した合金の例である。試験番号１は室温の伸びが３９．５％もあり、十分な冷間加工性を有しているが、一方、高温における０．２％耐力は、５５０℃で６０ＭＰａ、６２５℃で２１ＭＰａ、７００℃で８ＭＰａしかなく、高温強度は不十分である。

これに対し、Ａｌを添加した試験番号２および３は、５５０℃、６２５℃、７００℃における０．２％耐力は、いずれも試験番号１の純チタンを大きく上回り、高い高温強度が達成されているが、室温の伸びが３０％以下であり、冷間加工性が不十分である。

このように、Ａｌを少量添加すると、高温強度は改善されるものの冷間加工性が低下しており、両者を満足するチタン合金への市場の要求は達成されていない。

これに対し、本発明（３）に記載の方法で製造された、本発明（１）の実施例である試験番号５，６，７，９，１０，１２，１３，１５，１６，１７，１８は、いずれも３５％以上の高い室温の伸びを有するとともに、５５０℃、６２５℃、７００℃における０．２％耐力が、いずれも、各々の温度にて１００ＭＰａ以上、８０ＭＰａ以上、３０ＭＰａ以上の高い値となっており、優れた冷間加工性と高い高温強度が両立され、本発明の効果が十分に発揮されている。

特に、酸素含有量が０．１０％以下の、試験番号５，６，７，９，１０，１６，１７，１８では、４０％以上の高い室温伸びが得られており、本発明（１）の効果が十分に発揮されている。とりわけ、酸素含有量が０．０６％以下の試験番号１７および１８では、４５％以上のきわめて高い室温伸びが得られており、本発明（１）の効果が最も強く発揮されている。

なお、７００℃，２００時間の大気熱処理中の酸化増量は、本発明の実施例では、いずれも試験番号１の純チタンや試験番号２および３のＡｌ添加チタン合金と同水準であった。

しかし、試験番号４では、４０．６％の高い室温伸びが得られているものの、５５０℃、６２５℃、７００℃における０．２％耐力が、それぞれ１００ＭＰａ、８０ＭＰａ、３０ＭＰａ以下であり、高温強度の向上が十分達成されていない。また、試験番号１１も、３７．２％の高い室温伸びを示したものの、６２５℃、７００℃における０．２％耐力が、それぞれ８０ＭＰａ、３０ＭＰａ以下であり、高温強度の向上が不十分であった。

その理由は、試験番号４では、Ｃｕの添加量が本発明の下限値である０．３％に未達で、高温強度の向上に必要な固溶Ｃｕの量が不十分であったためであり、試験番号１１では、β相安定化元素のＦｅの含有量が、本発明の上限値である０．３０％を越えて添加されたため、β相の量が増え、Ｃｕがそこに集中的に濃化し、高温強度向上に必要なα相中への固溶量が低下したためである。

また、試験番号８および１４では、高温強度は十分高いが、室温伸びが、いずれも３５％以下となっており、ＪＩＳ２種純チタンに比べ、かなり低い値となってしまった。それは、試験番号８では、Ｃｕが本発明の上限値の１．８％を越えて添加されたため、Ｔｉ₂Ｃｕ相が多量に生成し冷間での延性が損なわれたためであり、試験番号１４では、酸素含有量が本発明の上限値である０．１８％を越えて添加されたため、双晶変形を抑制し、冷間での変形能が低下してしまったためである。

以上のように、本発明に規定された元素からなるチタン合金板は、優れた冷間加工性と高温強度を具備し、さらに純チタン並の耐高温酸化特性も有しているが、本発明に規定された合金元素量から逸脱すると、冷間加工性と高温強度の両立は達成されない。
＜実施例２＞
ＶＡＲ（真空アーク溶解）にて表２に示す組成のチタン材を溶解し、これを熱間鍛造によりスラブとし、８６０℃に加熱した後、熱間連続圧延ミルにて板厚３．５ｍｍの熱間圧延ストリップとした。

この熱延ストリップを、７２０℃×２分、空冷の連続焼鈍（熱延板焼鈍）し、さらに酸化スケールをショットブラスト及び酸洗により除去し、続いて、１ｍｍ厚の冷延ストリップとした。その後、６８０℃×４時間、炉冷の真空焼鈍（最終焼鈍）を行い、引張試験片を圧延方向と平行に採取し、室温および７００℃にて引張試験を行った。

これら評価結果も表２に併せて示す。

さて、表２において、本発明（３）に記載の方法で製造された、本発明（２）の実施例である試験番号１９，２１，２３，２５，２７，２９，３０，３１，３２，３３，３４，３５は、いずれも３５％を越える高い室温伸びを有しており、また、同量のＣｕの、Ｆｅ、酸素含有量からなる試験番号６に比べて、７００℃における０．２％耐力が７ＭＰａ以上高くなっており、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの単独あるいは複合添加効果が発揮されている。

また、７００℃，２００時間の大気熱処理中の酸化増量も、試験番号６にくらべて小さくなっており、いずれも２．９０ｍｇ／ｃｍ²以下であり、耐高温酸化性の向上も達成されている。これも、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの単独あるいは複合添加効果によるものである。

これに対し、試験番号２０，２２，２４，２６，２８，３６，３７は、７００℃における０．２％耐力は、試験番号６よりも高く、７００℃，２００時間の大気熱処理中の酸化増量も試験番号６より少なくなっており、高温強度と耐高温酸化特性は向上しているが、室温伸びがいずれも３５％以下であり、加工性が損なわれてしまった。

これは、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの１種または２種以上の添加量の合計が、本発明の上限値である１．５％を越えてしまったため、Ｔｉ₂Ｃｕの析出が促進され、加工性が損なわれてしまったものである。

試験番号３８〜４２は、試験番号１２の合金にさらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒを添加した本発明（２）の実施例であり、適切な添加量であったため、３５％以上の高い室温伸びと、試験番号１２以上の７００℃における０．２％耐力および７００℃，２００時間の大気熱処理中の耐高温酸化特性が達成されている。

試験番号４３〜５２は、試験番号１６の合金にさらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒを添加した例であり、本発明（２）記載の適切な添加量を添加した試験番号３８〜４７は、３５％以上の高い室温伸びと、試験番号１６を５ＭＰａ以上上回る高い高温強度（７００℃における０．２％耐力）および高い耐高温酸化特性（７００℃，２００時間の大気熱処理中の耐高温酸化特性）が達成されている。一方、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの添加量が、本発明（２）で規定された０．３％未満であった、試験番号４８，４９，５０，５１，５２は、高温強度の向上代は高々３ＭＰａで、耐高温酸化特性の向上代もわずかしかなかった。
＜実施例３＞
表１の試験番号６、表２の試験番号２９、３４および４４の素材を製造する際の中間製品である厚さ３．５ｍｍの熱間圧延ストリップから平板を採取し、おのおの表３〜６に示した条件で熱延板焼鈍を行い、さらに酸化スケールをショットブラスト及び酸洗により除去し、続いて、１ｍｍ厚の冷延板とした。その後、表３〜６に記した条件で冷延板焼鈍（最終焼鈍）を行い、引張試験片を圧延方向と平行に採取し、室温および７００℃にて引張試験を行った。

これら評価結果も表３〜６に併せて示す。

さて、表３は、試験番号６と同じ組成の素材に関する試験結果である。熱延板焼鈍の条件にかかわらず、最終焼鈍である冷延板焼鈍を６５０〜８３０℃の温度域で実施した、試験番号５５,５６,５７,６０，６１，６２，６５，６６，６７は、いずれも４０％以上の高い室温伸びと、３４ＭＰａ以上の高い７００℃における０．２％耐力が得られており、耐酸化特性も純チタン並である。

このように、本発明３記載の方法を適用することにより、室温での加工性、高温強度、耐高温酸化特性を兼ね備えた製品を製造することが可能である。

また、試験番号５４は、最終焼鈍である冷延焼鈍温度が６３０℃であり、本発明（３）に規定された条件範囲を逸脱していたが、４０％以上の高い室温伸び、３４ＭＰａ以上の高い７００℃における０．２％耐力、純チタン並の耐酸化特性のいずれもが得られていた。これは、冷間圧延前の焼鈍である熱延板焼鈍を６５０〜８３０℃の温度域で実施していたため、本発明（４）の効果が発揮されたものである。

なお、試験番号５３，５８，５９，６３、６４、６８は、いずれも４０％以上の高い室温伸びと、３０ＭＰａ以上の高い７００℃における０．２％耐力が得られているが、上記試験番号の実施例に比べると、やや高温強度が低くなっていた。その理由は以下の通りである。

試験番号５３は、冷間圧延前の焼鈍である熱延板焼鈍が本発明（４）に規定された６５０〜８３０℃の温度域で実施されていたが、最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明（４）に規定された６００℃未満であったため、高温強度の向上代がやや小さくなってしまった。試験番号５８は、最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明（３）または（４）に規定された温度範囲外であったため、高温強度の向上代がやや小さくなってしまった。

試験番号５９，６３、６４，６８は、冷間圧延前の焼鈍である熱延板焼鈍が本発明（４）に規定された６５０〜８３０℃の温度域外であり、かつ、最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明（３）に規定された温度範囲外であったため、高温強度の向上代がやや小さくなってしまった。

さて、表４は、試験番号２９と同じ組成の素材に関する試験結果である。本発明（３）または（４）の方法で製造された冷延焼鈍板（試験番号６９〜７２）は、いずれも３５％以上の高い室温伸びと、４４ＭＰａ以上の高い７００℃における０．２％耐力、優れた耐高温酸化性が得られている。

しかし、最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明（３）または（４）に規定された温度範囲外であった試験番号７３は、７００℃における０．２％耐力がやや試験番号６９〜７２の実施例に比べて低くなっていた。

また、表５は、試験番号３４と同じ組成の素材に関する試験結果である。本発明（４）に記載の方法で製造された試験番号７５〜７７の冷延焼鈍板は、いずれも３５％以上の高い室温伸びと、４６ＭＰａ以上の高い７００℃における０．２％耐力、優れた耐高温酸化性が得られている。

しかし、冷間圧延前の焼鈍である熱延板焼鈍が本発明（４）に規定された６５０〜８３０℃の温度域外であり、かつ、最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明（３）に規定された温度範囲外であった試験番号７４および７８では、７００℃における０．２％耐力がやや試験番号７５〜７７の実施例に比べて低くなっていた。

また、表６は、試験番号４４と同じ組成の素材に関する試験結果である。本発明（３）に記載の方法で製造された試験番号８０、本発明（４）に記載の方法で製造された試験番号８１とも、試験番号４４と同等の高い室温伸び、高い７００℃における０．２％耐力、優れた耐高温酸化性が得られている。

本発明のチタン合金板は、二輪および四輪自動車の排気系部品である、エキゾーストマニフォールド、排気管、消音器（マフラー）など、燃焼排気ガスの放出経路に使用される部品などに特に活用することができる。

Claims

質量％で、０．３〜１．８％のＣｕ、０．１８％以下の酸素、０．３０％以下のＦｅ、残部Ｔｉおよび０．３％未満の不純物元素からなることを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板。
前記チタン合金板が、さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの少なくとも１種または２種以上を、合計で０．３質量％以上１．５質量％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板。
溶解、熱延、熱延板焼鈍、冷延、中間焼鈍、最終焼鈍等の工程を経て製造されるチタン合金板の製造方法において、前記溶解での成分調整を請求項１または２に記載の成分組成に調整するとともに、前記最終焼鈍を６５０〜８３０℃の温度域にて行うことを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板の製造方法。
溶解、熱延、熱延板焼鈍、冷延、中間焼鈍、最終焼鈍等の工程を経て製造されるチタン合金板の製造方法において、前記溶解での成分調整を請求項１または２に記載の成分組成に調整するとともに、前記熱延板焼鈍または前記中間焼鈍を６５０〜８３０℃の温度域にて行い、さらに、前記最終焼鈍を６００〜６５０℃の温度で行うことを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板の製造方法。