JP5354136B1 - 溶接管用α＋β型チタン合金板とその製造方法およびα＋β型チタン合金溶接管製品 - Google Patents

Abstract

圧延方向を周方向とする溶接管に用いられるα＋β型チタン合金板であり、質量％で、０．８〜１．５％のＦｅ、４．８〜５．５％のＡｌ、０．０２０％以下のＮを含有し、Ｑ＝０．１４〜０．３８を満足する範囲のＯを含有し、残部Ｔｉおよび不純物からなる組成を有し、板面方向の集合組織が、六方晶結晶構造を有するα相の（０００２）極点図におけるｃ軸と板法線方向とのなす角度である角度θが０〜３０°である領域に配向している第１結晶粒群と、前記角度θが８０〜１００°であって、かつα相の（０００２）極点図におけるｃ軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角Φが−１０〜１０°である領域に配向している第２結晶粒群とを有し、前記第１結晶粒群と前記第２結晶粒群とにおけるα相の底面からのＸ線相対強度の最強値の比（第２結晶粒群／第１結晶粒群）が５．０以上である。

Description

本発明は、造管性に優れ、管長手方向の強度、剛性に優れた溶接管用α＋β型チタン合金とその製造方法に関し、さらに、α＋β型チタン合金溶接管製品に関する。

α＋β型チタン合金は、高い比強度を利用して、航空機の構成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増加しており、その重要性はますます高まってきている。民生品分野においても、ゴルフクラブフェース向け用途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。さらには、軽量化が重要視される自動車用部品、あるいは、耐食性と比強度を要求される地熱井ケーシングや海底油井用ライザー管などにも、高強度α＋β型チタン合金が一部使用されており、さらなる適用拡大が期待されている。

α＋β型チタン合金管製品は、優れた耐食性ならびに高強度を有することから、上記の地熱井ケーシングや油井管などのエネルギー用途に使用されている。また、高い比強度と優れた高温強度を有する耐熱合金管製品は、自動車の排気管などに使用されている。さらに、α＋β型チタン合金管製品は、高比強度を活用して、高級グレードの自動車や自動二輪車のフレームや補強用部品などの強度部材への適用も有望視されている。この用途には、管長手方向の強度および剛性が高いことが必要であり、特に、引張強さで１０５０ＭＰａ以上、ヤング率で１３０ＧＰａ以上が望ましい。さらには、他の用途以上に、製造コストの低いことが要求される。

このα＋β型チタン合金管を得る方法として、傾斜圧延法を利用して継目無管を製造する方法が、特許文献１及び特許文献２に示されている。特許文献１では、熱間圧延条件を規定すると共に、β変態点以上の温度で焼鈍することにより、破壊靭性改善を狙っている。しかし、β変態点以上で焼鈍すると完全な針状組織となって、管長手方向と周方向において強度および弾性率はあまり高くないレベルで同様となり、本発明が狙いとする管長手方向の高強度化・高剛性化を得ることは困難である。

また、特許文献２では、素材表面に大きなせん断歪が導入されるため、被熱延素材にとって過酷な熱間加工を行う傾斜圧延プロセスにおいて、素材の熱間加工性を確保することを狙い、各工程での熱間加工温度を規定している。この場合にも、管長手方向が高強度となる熱延集合組織を得ることは出来ず、本発明が狙いとする管長手方向の高強度化・高剛性化を達成することは困難である。

傾斜圧延法以外にも、ユジーン・セジュルネ法等を利用した熱間押出プロセスにより継目無管を得る方法がある。いずれの方法によっても、管長手方向で高強度・高剛性化を得ることの出来る集合組織を得ることは困難である。また、一般的に、板状素材を曲げ加工して溶接管製品を製造するプロセスに比べて生産性が低いため、製造コストが高いという問題もある。

次に、α＋β型チタン合金管を得る方法として、熱間圧延あるいはさらに冷間圧延により得られる板状素材に曲げ加工を行い、突合せ部をＴＩＧ、ＭＩＧ、ＥＢあるいはプラズマアーク溶接等により溶接管を製造する方法が、特許文献３及び特許文献４に示されている。いずれも、傾斜圧延あるいは熱間押出プロセスに比べて生産性が高い上、継目無管で良く見られる偏肉を是正するための切削加工が不要となるため歩留が高く、製造コストの低減化を図ることが出来る。

特許文献３は、Ｔｉ−３％Ａｌ−２．５％ＶおよびＴｉ−６％Ａｌ−４％Ｖ（％はｍａｓｓ％、以下省略）において、溶接管の肉厚許容差を小さく規定することにより偏肉を抑え大量の切削加工を不要としている。さらには、特許文献１と同様に、β焼鈍組織を活用して破壊靭性を高めることを目的としている。したがって、この場合も、管長手方向と周方向で強度は同様となり、大きな板面内材質異方性は発現しないために、本発明が狙いとする管長手方向の高強度化・高剛性化を得ることは困難である。

また、特許文献４では、フープと呼ばれる条素材を使用して、ロールフォーミング法によりチタンまたはチタン合金溶接管を連続的に造管する際に、複数本の溶接トーチを使用することにより、溶接部無欠陥と生産効率向上を両立できるとある。しかし、このプロセスでは、素材フープの板幅方向を湾曲させて溶接管を製造するとあり、後述するが、管長手方向の強度・剛性を高める方向ではない。

また、特許文献５、特許文献６および特許文献７には、自動車および自動二輪車の排気管用途向けに耐熱チタン合金が開示されている。これらの合金は高温強度ならびに耐酸化性に優れ、かつ、冷間加工性に優れることを特徴としている。しかし、これらの合金の室温での引張強さは４００〜６００ＭＰａ程度であり、高級グレードの自動二輪車および自転車のフレームや自動車の強度部材等に要求される１０５０ＭＰａ以上の管長手方向の室温引張強さを得ることは出来ない。

非特許文献１には純チタンでの板面内の強度異方性と集合組織の関係について、例が記載されており、Basal-texture（ＨＣＰ底面が板の法線あるいはそれに近い向きに配向した集合組織。以下、B-textureとする）に比べ、Transverse-texture（チタンα相のＨＣＰ底面である（０００１）面の法線方向であるｃ軸方位が板幅方向（圧延直角方向）に強く配向する集合組織。以下、T-textureとする）では降伏応力の異方性が大きいとある。

チタンα相の六方晶ＨＣＰ構造の底面である（０００１）面の法線方向であるｃ軸方位の表し方を図１に示す。ＮＤ軸（板面法線方向）とｃ軸のなす角をθとする。また、ｃ軸を板面に投影して得られる線とＴＤ軸（板幅方向）のなす角度をφとする。前記B-textureとは、ｃ軸がＮＤ軸に近い向きの配向であり、板面内には特に偏りは無いため、角度θは小さく、角度φは、−１８０度〜１８０度の全周に分布しているものと表すことができる。更に、前記T-textureは、ｃ軸がＴＤ軸に近い向きの配向であるため、角度θは、９０度近傍であり、角度φは、０度近傍、あるいは、１８０度近傍に分布しているものと表すことができる。また、図１において、ＲＤ軸（圧延方向）と示した方向は、以下では、板長手方向、とも表記する。非特許文献１においては、純チタンにおいてβ温度域に加熱し、α温度域で一方向圧延することで、T-textureに類似の集合組織が形成されることが述べられている。しかし、非特許文献１では、α＋β型チタン合金板について説明されていない。更に、非特許文献１では、造管性の改善等の効果については調査していない。

また、特許文献８では、純チタンにおいて、β温度域で熱間圧延を開始する技術が開示されている。これは、結晶粒を微細化することで、しわキズの発生を防止するものである。しかし、特許文献８でも、α＋β型チタン合金板について説明されていない。

さらに、特許文献９においては、Ｆｅ−Ａｌを含有したチタン合金が開示されている。特許文献１０には、ＦｅおよびＡｌを含有するゴルフクラブヘッド用チタン合金が開示されており、最終的な仕上げ熱処理によりヤング率を制御することが記載されている。しかし、特許文献９では、集合組織の評価や板面内の材質異方性についての調査はされていない。また、特許文献１０でも、熱延条件制御に基づく集合組織の造り込みによる熱延板の板面内の材質異方性の制御に関する効果は調査されていない。

すなわち、従来、１０５０ＭＰａ以上の軸方向強度を持つような高強度α＋β型チタン合金管を、薄板素材を丸めて造管する場合等、造管性よく加工できるα＋β型チタン合金板、およびそれを用いた、高強度のα＋β型チタン合金管製品に関する技術は、開示されていなかった。

ここで、特許文献１１には、α＋β型合金においてT-textureを発達させることにより、曲げ加工性を高める技術が開示されている。また、特許文献１２には、T-textureを発達させたα+β型合金熱延板の板幅方向で引張強さ、ヤング率が高くなることを利用して、板幅方向に軸方向を有するようにコネクティングロッドやエンジンバルブ等の自動車用部品を加工することにより、軸方向の剛性の高いこれら部品の製造方法が開示されている。しかしながら、造管性や管長手方向の強度、剛性を向上させるために、熱間圧延の条件についてまだ検討の余地が残されていた。

特開平９−２２８０１４号公報 特開平２−３４７５２号公報 特開２００１−１１５２２２号公報 特開２０００−１５８１４１号公報 特許４４８６５３０号公報 特許４５１６４４０号公報 特開２００７−２７０１９９号公報 特開昭６１−１５９５６２号公報 特開平０７−６２４７４号公報 特開２００５−２２０３８８号公報 特開昭５９−２１５４５０号公報 特許０４８５５５５５号公報

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、以上の事情を背景としてなされたものである。本発明は、集合組織を発達させることにより板面内の材質異方性が高められた板状素材を用い、当該板状素材を曲げ加工し、両端部を突合せ溶接して溶接管を製造する際、板素材の板幅方向を管の長手方向、長手方向を管の周方向になるように成形・溶接する。本発明は、造管性を高めた高強度α＋β型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。また、本発明は、その方法により製造した、管長手方向の強度、剛性が高いα＋β型チタン合金管製品を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために、本発明者らは、α＋β型チタン合金板の集合組織に着目して鋭意検討を重ね、板面方向の集合組織のT-textureを発達させるとともに安定化させることで、板長手方向の延性が改善されること見出した。さらに、本発明者らは、T-textureの安定度を評価すべく鋭意検討を重ねた。そして、板長手方向の延性が良好となる十分に発達した安定なT-textureを有するα＋β型チタン合金板では、板面方向の集合組織が、六方晶結晶構造を有するα相の（０００２）極点図におけるｃ軸と板法線方向とのなす角度である角度θが０〜３０°である領域に配向している第１結晶粒群と、前記角度θが８０〜１００°であって、かつα相の（０００２）極点図におけるｃ軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角度φが−１０〜１０°である領域に配向している第２結晶粒群とを有し、前記第１結晶粒群と前記第２結晶粒群とにおけるα相の底面からのＸ線相対強度の最強値の比（第２結晶粒群／第１結晶粒群）が５．０以上となることを見出し、本発明を想到した。

また、本発明者らは、α＋β型チタン合金板の製造方法について、集合組織の形成過程を考慮して、鋭意研究を進め、調査を重ねた。その結果、チタン合金を一方向熱延すると、T-textureを呈し、板幅方向の強度が極めて高くなり、この方向を管長手方向にすることにより、管軸方向の強度ならびに剛性を著しく高めることが可能であることを見出した。これは、β相がα相に相変態する際にBurgersの関係を満たして結晶方位関係が維持されるが、一方向に熱延してβ相の配向性を高めることにより、β→α変態の際、α相のｃ軸が板幅方向に配向しやすくなる（＝T-textureが生成・発達する）ためである。

さらに、本発明者らは、上記集合組織を発達させた板の長手方向を、管の周方向にして成形加工することにより造管すると、変形抵抗が低く造管性が改善されることを見出した。これは、T-textureの発達により、以下に示すように、板長手方向の強度が低下し延性が改善されるため、その方向を管の周方向にすることにより、周方向の曲げ加工性が良好となるためである。

純チタンでは、B-textureとT-textureとにおける板幅方向の降伏応力は大きく異なるが、板長手方向の降伏応力は殆ど変らない。しかし、純チタンよりも高強度のα＋β型チタン合金においては、実際には、T-textureを安定化すると長手方向の強度は低くなる。これは、冷延のように、室温付近でチタンを冷間加工する場合、主すべり面は底面内に限定されることと、純チタンでは、すべり変形に加え、ＨＣＰのｃ軸に近い方向を双晶方向とする双晶変形も起るため、塑性異方性がチタン合金に比べ小さいことに起因する。純チタンに比べてＯ含有量が高く、Ａｌ等を含有するα＋β型チタン合金では、双晶変形が抑えられ、すべり変形が支配的であるため、集合組織形成に伴い、底面が特定の方向に配向することにより、板面内での材質異方性がより助長される。こうして、α＋β型チタン合金においては、T-textureを安定化することにより、板長手方向の強度が下がり延性が向上するため、この方向を管の周方向に設定することにより、管への成形加工時の変形抵抗が低下して造管性が改善されるのである。

さらに、本発明者らは、α＋β型チタン合金において、強いT-textureが得られる熱延加熱温度はβ単相域の適正な温度範囲であり、β単相域で熱延開始するとともに、α＋β２相域で大圧下を加えて熱延し、全圧下率を大きくすることがより効果的であることを突き止めた。上述したように、β→α相変態時にBurgersの関係を満たす結晶方位関係が維持されるが、熱延時にβ相の配向性が高まり、T-textureがより発達するためである。この時、β単相域である程度の圧下率を与えて加工しておくと、引続きα＋β２相域での圧延中に起るβ→α変態後のα相の配向性が高まり、よりT-textureが発達しやすくなる。ここで、従来、Ａｌを数％以上含有するα＋β合金は熱間変形抵抗が高いため、一方向熱延により薄板製品を製造するのは難しい技術であった。特に、丸棒製品に比べ、薄板材を熱延する場合には板エッジ部の温度低下により耳割れが発生しやすいこともあり、大きな圧下率を加えてα＋β型チタン合金薄板を熱延するのは非常に困難であった。しかし、本発明では、熱間変形抵抗が低下する高温のβ単相域に加熱することで良熱間加工性が維持されると共に、α＋β域の高温の範囲での圧下率を大きくして加工発熱量を制御した。その結果、恒温圧延に近い圧延が可能となり、熱延中の両エッジ部での温度低下は小さくなる傾向となり、耳割れが発生し難くなる効果も見出した。この時、恒温圧延に近い状態での圧延を可能とするため、α＋β２相域温度で比較的大圧下を加えることが望ましい。

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、ならびに、適正な熱延条件の選択により、T-textureがさらに発達して、上記効果を高めることが出来、管長手方向で１０５０ＭＰａ以上の引張強さと１３０ＧＰａ以上のヤング率を得ることが出来ることを見出した。

本発明は以下のとおりである。
[１]
圧延方向を周方向とする溶接管に用いられるα＋β型チタン合金板であり、質量％で、０．８〜１．５％のＦｅ、４．８〜５．５％のＡｌ、０．０２０％以下のＮを含有し、下記式（１）に示すＱ＝０．１４〜０．３８を満足する範囲のＯを含有し、残部Ｔｉおよび不純物からなる組成を有し、板面方向の集合組織が、六方晶結晶構造を有するα相の（０００２）極点図におけるｃ軸と板法線方向とのなす角度である角度θが０〜３０°である領域に配向している第１結晶粒群と、前記角度θが８０〜１００°であって、かつα相の（０００２）極点図におけるｃ軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角Φが−１０〜１０°である領域に配向している第２結晶粒群とを有し、前記第１結晶粒群と前記第２結晶粒群とにおけるα相の底面からのＸ線相対強度の最強値の比（第２結晶粒群／第１結晶粒群）が５．０以上である、溶接管用α＋β型チタン合金板。
Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７×［Ｎ］ ・・・ （１）
上記式（１）において、［Ｏ］はＯの含有量［質量％］であり、［Ｎ］はＮの含有量［質量％］である。

[２]
質量％で、０．８〜１．５％のＦｅ、４．８〜５．５％のＡｌ、０．０２０％以下のＮを含有し、下記式（１）に示すＱ＝０．１４〜０．３８を満足する範囲のＯを含有し、残部Ｔｉおよび不純物からなる組成を有するスラブを、β変態点以上からβ変態点＋１５０℃以下の熱延加熱温度に加熱した後、トータル板厚減少率を９０％以上、うち、α＋β域での板厚減少率を８０％以上とし、熱延仕上温度をβ変態点−５０℃以下からβ変態点−２５０℃以上として、一方向熱間圧延を行う熱間圧延工程を備える、溶接管用α＋β型チタン合金板の製造方法。
Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７×［Ｎ］ ・・・ （１）
上記式（１）において、［Ｏ］はＯの含有量［質量％］であり、［Ｎ］はＮの含有量［質量％］である。

[３]
[１]に記載の溶接管用α＋β型チタン合金板を使用して、板幅方向を管の長手方向、板長手方向を管の周方向にして造管してなり、管長手方向の引張強さが１０５０ＭＰａを超え、ヤング率が１３０ＧＰａを超える、α＋β型チタン合金溶接管製品。

本発明によれば、造管性に優れ、管長手方向の強度、剛性に優れた溶接管の製造に最適な溶接管用α＋β型チタン合金板を提供できる。

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）極点図の例である。 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線異方性指数と板長手方向（圧延方向）の０．２％耐力の関係を示す図である。 Ｘ線異方性指数と管長手方向（軸方向）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、溶接管用α＋β型チタン合金板の造管性に及ぼす板面内の集合組織の影響を詳しく調査した。その結果、T-textureを安定化させることにより、板長手方向の変形抵抗が低くなると共に、延性が改善されるため、溶接管を製造する際に板長手方向が管の周方向となるように曲げ加工すると、素材板の曲げ加工性が改善されることを見出した。さらには、その時、板幅方向は高強度かつ高ヤング率となるため、管長手方向は高強度・高剛性を有する特性を示す。本発明はこの知見に基づいてなされたものである。

以下に、本発明において、チタンα相の集合組織を限定した理由を示す。まず、本発明のα＋β型チタン合金板の集合組織における結晶方位の示し方について、再度、図１を用いて説明する。本発明において重要なのは、チタンα相、即ち、六方晶（ＨＣＰ）結晶構造を持つ相の、六回対称結晶面である（０００１）面の法線であるｃ軸の方位である。図１（ａ）にあるように、ｃ軸と板法線（ＮＤ）方向となす角度を角度θとし、ｃ軸の板面への射影線と板幅（ＴＤ）方向とのなす角度を角度φとする。前記射影線がＴＤ方向に一致するとき、角度φ＝０とする。

α＋β型チタン合金において、板長手方向の低強度化・高延性化と板幅方向の高強度化は、T-textureが強く発達した場合に発揮される。本発明者らは、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線相対強度の最強値の比を用いて評価した。図２にα相（ＨＣＰ）底面の集積方位を表す（０００２）極点図の例を示す。この（０００２）極点図は、T-textureの典型的な例であり、ｃ軸が強く板幅方向に配向している。

このような集合組織は、ｃ軸が主にＮＤ方向に配向した第１結晶粒の集積度と、ｃ軸が主にＴＤ方向に配向した第２結晶粒の集積度との比をとることによって特徴づけられる。即ち、α相の（０００２）極点図におけるｃ軸と板法線（ＮＤ）方向とのなす角度である角度θが、図１（ｂ）のハッチング部に示すように、０度〜３０度であり、かつｃ軸の板面への射影線と板幅（ＴＤ）方向とのなす角度である角度φが−１８０〜１８０°（全周）である領域に配向している第１結晶粒におけるα相の底面からのＸ線（０００２）反射のうち最も強い強度（Ｘ線相対強度の最強値）であるＸＮＤを求める。

また、α相の（０００２）極点図におけるｃ軸と板法線（ＮＤ）方向とのなす角度である角度θが図１（ｃ）のハッチング部に示すように、８０度〜１００度であり、かつ角度φが−１０〜１０°である領域に配向している第２結晶粒からのＸ線（０００２）反射のうち最も強い強度（Ｘ線相対強度の最強値）であるＸＴＤを求める。

次に、これらの比（ＸＴＤ／ＸＮＤ（第２結晶粒／第１結晶粒））を求める。この比（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）極点図におけるＸ線異方性指数（ＸＴＤ／ＸＮＤ）について、種々チタン合金板に対し評価した。図３にＸＴＤとＸＮＤの測定位置を模式的に示す。

更に、前記Ｘ線異方性指数を板長手方向への曲げ加工のしやすさと関連付けた。板を管状へ曲げる場合の曲げ加工しやすさの指標として、曲げ方向（＝板長手方向、即ち圧延方向）の０．２％耐力を用いた。この値が小さいほど、曲げやすくなり、造管しやすいことになる。

１．１質量％のＦｅと０．２５質量％のＯとを含有するα＋β型チタン合金板を用いて、種々の熱延条件で一方向熱延、もしくは、クロス圧延することにより、種々のＸ線異方性指数を示す素材を用意した。この素材よりＪＩＳ１３Ｂ板状引張試験片を加工して、Ｘ線異方性指数に対し、引張試験で得られた板長手方向の０．２％耐力を図４に示す。図４に示すように、Ｘ線異方性指数が高くなる程、板長手方向の０．２％耐力は低くなる。

図４に示すグラフを作成する際に０．２％耐力の測定に用いたα＋β型チタン合金板と同じα＋β型チタン合金板を使用して、板長手方向を管状に曲げ加工する時の変形抵抗および曲げ加工しやすさを調査した。その結果、０．２％耐力が８２０ＭＰａ以下となる場合に、曲げ加工時の変形抵抗は低くなり、曲げ加工性が格段に向上することを見出した。０．２％耐力が８２０ＭＰａ以下となる時のＸ線異方性指数は５．０以上である。

また、図４に示すグラフを作成する際に０．２％耐力の測定に用いたα＋β型チタン合金板と同じα＋β型チタン合金板を使用して、プレス加工により板長手方向に板を曲げ、その両端をＴＩＧ溶接して溶接管を製造した。得られた管試験片を使用して引張試験を実施した際の管長手方向の引張強さ（ＴＳ）とＸ線異方性指数の関係を調べた。その結果を図５に示す。

図５に示すように、Ｘ線異方性指数が大きくなるほど、管長手方向の引張強さは上昇する。高級グレードの自動二輪車のフレームや自動車の強度部材等として使用するのに必要とされる引張強さ１０５０ＭＰａ以上が得られるのは、Ｘ線異方性指数が５．０以上になる場合である。

また、α＋β型チタン合金のＸ線異方性指数が５．０以上になる場合、α＋β型チタン合金の板幅方向は１３０ＧＰａを超える高いヤング率となる。

これらの知見に基づいて、第１結晶粒と第２結晶粒とにおけるα相の底面からのＸ線相対強度（ピーク）の最強値の比（第２結晶粒／第１結晶粒）（Ｘ線異方性指数）を５．０以上に限定した。また、Ｘ線異方性指数は、より一層優れた曲げ加工性と引張強さとヤング率とを得るために、７．５以上であることが好ましい。また、第１結晶粒からの該Ｘ線強度が非常に小さくなる場合、即ち第１結晶粒に属する結晶粒が非常に少なくなる場合があり、この場合、Ｘ線異方性指数は、非常に大きくなり、発散してしまう場合もある。したがってＸ線異方性指数に上限は設けない。

次に、本発明の溶接管用α＋β型チタン合金板の組成について説明する。本発明の溶接管用α＋β型チタン合金板は、以下に示す化学成分を有するため、特に、板を管状に曲げ加工して溶接管を製造する際の曲げ加工性を主とする、高い造管性を有すると共に、管長手方向が高い強度および剛性を有する。以下に、本発明の溶接管用α＋β型チタン合金板の成分元素の選択理由と、成分範囲を限定した理由を示す。

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。板を管状に曲げ加工する際の曲げ加工性を改善するために、熱延集合組織で強いT-textureを得るには、熱延加熱温度で安定な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安定化能が高いといった特性を有する。Ｆｅは、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ず、高延性を保つことが出来るため、曲げ加工性を確保できる。熱延温度域で安定な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し曲げ加工性が低下すると共に、ヤング率の低いβ相分率が高まるため、剛性低下を招く。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。Ｆｅ含有量のより好ましい範囲は、０．９〜１．３％である。

Ａｌはチタンα相の安定化元素であり、高い固溶強化能を有すると共に、安価な添加元素である。後述するＯ、Ｎとの複合添加により、高グレード自動車部品用途向け高強度α＋β型チタン合金として必要な強度レベルである、ＴＤ方向で引張強さ１０５０ＭＰａ以上を得るため、添加量の下限を４．８％とした。一方、５．５％を超えてＡｌを添加すると、変形抵抗が高くなり過ぎて延性が低下し、曲げ加工による造管性が低下するとともに、熱間変形抵抗増大により熱間加工性の低下をもたらす。したがって、Ａｌの添加量は５．５％以下にする必要がある。Ａｌ含有量のより好ましい範囲は、４．９〜５．３％である。

Ｎはα相中に侵入型固溶し固溶強化の作用を有する。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Ｎを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。そのため、０．０２０％を上限とした。Ｎ含有量のより好ましい範囲は、０．０１０％以下である。

ＯはＮと同様にα相中に侵入型固溶して、固溶強化する作用を有する。これらの元素は、次式（１）に示すＱの値に従って強度上昇に寄与する。Ｑ＝０．１４〜０．３８を満足する範囲のＯを含有する必要がある。
Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７×［Ｎ］
上記式（１）において、［Ｏ］はＯの含有量［質量％］であり、［Ｎ］はＮの含有量［質量％］である。

上記式（１）に示すＱの値が０．１４未満の場合には、集合組織を制御しても、管長手方向で、高強度自動車用部品として必要な引張強さ１０５０ＭＰａ程度以上の強度を得ることは出来ない。また、Ｑが０．３８を超えると、強度が高くなり過ぎて延性が低下し、冷延性がやや低下してしまう。したがって、０．１４を下限、０．３８を上限とした。Ｑのより好ましい範囲は、０．１９〜０．３０である。

次に、本発明のα＋β型チタン合金溶接管製品について説明する。本発明の溶接管製品は、本発明の溶接管用α＋β型チタン合金板を使用して、板幅方向を管の長手方向にし、板長手方向を管の周方向にして、造管される。したがって、本発明の溶接管製品は、管長手方向の引張強さが１０５０ＭＰａを超え、ヤング率が１３０ＧＰａを超える管長手方向の強度・剛性に優れたものとなる。

また、本発明の製造方法は、特に、T-textureを発達させ、曲げ加工性を改善すると共に、板幅方向の強度および剛性を高めるための方法に関する。本発明の製造方法は、上述した板面方向の集合組織およびＸ線異方性指数、チタン合金成分を有するα＋β型チタン合金板の製造方法である。本発明の製造方法は、β変態点以上からβ変態点＋１５０℃以下の熱延加熱温度に加熱した後、全板厚減少率９０％以上、うち、α＋β域での板厚減少率８０％以上で、熱延仕上温度をβ変態点−５０℃以下からβ変態点−２５０℃以上として、一方向熱間圧延を行う熱間圧延工程を備える。

熱間圧延工程後の熱延板の板面方向の集合組織を強いT-textureとし、高い材質異方性を確保するには、熱間圧延工程において、所定の組成のスラブをβ単相域の熱延加熱温度に加熱して例えば３０分以上保持することで、一旦β単相状態とする。その後、熱延加熱温度からα＋β２相の高温域である熱延仕上温度まで、全板厚減少率９０％以上、うち、α＋β域での板厚減少率８０％以上の大圧下を加える一方向熱間圧延を行うことが必要である。

なお、β変態点の温度は、示差熱分析法により測定できる。予め、製造予定範囲内でＦｅ、Ａｌ、Ｎ、Ｏの成分組成を変化させた素材を１０種以上、実験室レベルの少量真空溶解、鍛造した試験片を用い、それぞれ１１５０℃のβ単相領域から徐冷する示差熱分析法でβ→α変態開始温度と変態終了温度を調査しておく。そして、実際の製造時に、製造材の化学成分組成と放射温度計による逐次温度測定により、その場でβ単相域にあるか、α＋β領域にあるか、判定できる。なお、スラブおよびα＋β型チタン合金板の温度は、熱間圧延機各スタンド間に設置した放射温度計により測定される。また、各スタンド入側での被熱延材（スラブおよびα＋β型チタン合金板）の温度がα＋β２相域の場合、そのスタンドではα＋β２相域で熱延されたと判断する。そのスタンドでの板厚減少率は、α＋β域での板厚減少率として測定される。

熱延加熱温度がβ変態点未満、つまりα＋β２相域の場合、あるいはさらに、熱延仕上温度がβ変態点−２５０℃未満の場合、熱間圧延の途中でβ→α相変態が多く起り、α相分率が高い状態で強圧下が加わることとなる。その結果、β単相およびβ相分率が高い２相状態での圧下が不十分となるため、T-textureが十分に発達しない。さらに、熱延仕上温度がβ変態点−２５０℃未満になると急激に熱間変形抵抗が高まり熱間加工性は低下するため、耳割れなどが多発して、歩留低下を招く問題がある。そこで、熱延加熱温度の下限はβ変態点、熱延仕上温度の下限はβ変態点−２５０℃以上にする必要がある。

この時のβ単相域からα＋β２相域にかけて（熱延加熱温度から熱延仕上温度まで）の板厚減少率が９０％未満の場合には、導入される加工歪が十分でなく、歪が板厚全体に渡って均一に導入されにくい。そのため、板厚全体に渡ってβ相の配向性を得ることが出来ずT-textureが十分に発達しない場合がある。特に、α＋β域での板厚減少率が８０％未満の場合、β相の配向性が十分に得られず、変態して生成するα相の結晶方位が一部ランダム化してしまう。その結果、高い板面内材質異方性（板長手方向の曲げ加工性を改善し高い造管性をもたらすと共に、板幅方向、すなわち、造管後の軸方向の剛性が高くなるような、高い板面内材質異方性）をもたらす程には、T-textureは発達しない。したがって、熱間圧延工程における板厚減少率として９０％以上、そのうち、α＋β域での板厚減少率は８０％以上が必要である。

また、熱延加熱温度がβ変態点＋１５０℃を超えると、β粒は急激に粗大化する。この場合、熱延は殆どβ単相域で行われ、粗大なβ粒が圧延方向に延伸し、そこからβ→α相変態が起るため、T-textureは発達出来にくい。同時に、熱延用素材表面の酸化が激しくなり、熱間圧延工程後に熱延板表面にヘゲキズを生じやすいなど製造上の問題が生じる。したがって、熱延加熱温度域は、β変態点＋１５０℃を上限、β変態点を下限とすべきである。

一方、熱延時の熱延仕上温度がβ変態点−５０℃を超える場合には、熱延の大部分がβ単相域で行われることとなり、初期組織が粗大なβ粒となるため、熱間加工による歪はβ粒の結晶方位により不均一に導入される。これにより、β→α変態後のα相の方位集積は十分でなく、一部ランダムな結晶方位を有するα相を生成するため、T-textureが十分に発達しにくい問題がある。したがって、熱延仕上温度上限は、β変態点−５０℃とする必要がある。よって、熱延仕上温度は、β変態点−５０℃以下からβ変態点−２５０℃以上の温度域である必要がある。

また、上記条件での熱間圧延工程では、α＋β型チタン合金板の熱延条件の一つとされるα＋β域加熱熱延に比べて高温であるため、板両端の温度低下は低く抑えられる。こうして、板両端でも良熱間加工性が維持され、耳割れ発生が抑制されると言う利点がある。

なお、熱延開始から終了まで、一貫して一方向にのみ圧延する一方向熱間圧延を行う。その理由は、板幅方向を管長手方向にして、曲げ加工により管状に成型し溶接管を製造する場合に、本発明が目的とする、曲げ加工時の変形抵抗を下げて曲げ加工性が改善されると共に、管長手方向が高強度かつ高ヤング率となるT-textureを効率的に得られるためである。こうして、板長手方向の強度が低く、曲げ加工により管状に成形しやすく造管性に優れ、さらに、板長手方向の強度およびヤング率が高い溶接管用α＋β型チタン合金板を得ることが可能となる。

なお、本発明の溶接管用α＋β型チタン合金板の製造方法においては、上記の熱間圧延工程後に、回復熱処理相当の軽い焼鈍を行っても良い。軽い焼鈍を行うことにより、長手方向の耐力の低下が得られると、造管時の曲げ成形性が増し、さらに良好な製管性を得ることが出来る。しかし、高温長時間の焼鈍を行うと、熱延集合組織が壊されて、板幅方向の強度が低下してしまう。したがって、焼鈍を行う場合、７００〜９００℃の範囲で３０分以下の保持が好ましい。

また、本発明の溶接管用α＋β型チタン合金板の製造方法によって製造されたα＋β型チタン合金板を、板幅方向を管の長手方向、板長手方向を管の周方向にして管状に曲げ、付合せ部を溶接して造管することにより、管長手方向の引張強さが１０５０ＭＰａを超え、ヤング率が１３０ＧＰａを超える、管長手方向の強度・剛性に優れた高強度α＋β型チタン合金溶接管製品が得られる。

＜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、１０７０℃に熱延加熱温度に加熱した後、板厚減少率９７．５％の熱間圧延により３．５ｍｍの熱延板とした。熱延仕上温度は８４０℃であり、α＋β域での板厚減少率は８５％であった。なお、表１に示す試験番号３〜１４については、熱間圧延工程において一方向熱間圧延を行った。試験番号１、２については、熱間圧延工程において板長手方向だけでなく板幅方向への圧延も行った。

この熱延板を酸洗して酸化スケールを除去し、引張試験片を採取して引張特性を調べた。また、板面方向の集合組織における六方晶結晶構造を有するα相の（０００２）極点図におけるｃ軸と板法線方向とのなす角度である角度θが０〜３０°である領域に配向している第１結晶粒群と、角度θが８０〜１００°であって、かつα相の（０００２）極点図におけるｃ軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角Φが−１０〜１０°である領域に配向している第２結晶粒群とについて、Ｘ線回折法により、α相の底面からのＸ線相対強度の最強値をそれぞれ測定した。そして、その比（第２結晶粒群（ＸＴＤ）／第１結晶粒群（ＸＮＤ））である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を評価した。

造管性は、板長手方向の０．２％耐力を用いて評価した。板の長手方向を管状に曲げて付合せ部を溶接して溶接管を造管する、本発明による製管法において、板長手方向の０．２％耐力が８２０ＭＰａ以下となれば、板長手方向の塑性加工はたやすいことから、造管性は良好である。

次に、この熱延板を使用して、プレス曲げにより板長手方向を管状に曲げ加工し、付き合わせ部をＴＩＧ溶接して、外径８８．９ｍｍ、肉厚３．５ｍｍの溶接管を造管した。この溶接管より実管引張試験片を採取して、管製品の長手方向のヤング率および引張強度（ＪＩＳＺ２２０１）を評価した。高級グレードの自動二輪車や自転車用フレームおよび自動車用強度部材等に使用される管製品としては、ヤング率１３０ＧＰａ以上、引張強さ１０５０ＭＰａ以上を有することが望ましい。これらの特性を評価した結果も合せて表１に示す。

表１において、試験番号１、２は、熱間圧延で板幅方向への圧延も含む工程により製造したα＋β型チタン合金における結果であり、Ｘ線異方性指数が５．０未満である。試験番号１、２共に、板長手方向の０．２％耐力は８２０ＭＰａを超えており、板長手方向を曲げ方向とする造管時の変形抵抗は高く、造管製造性は低い。また、製造した管の管長手方向の引張強さは１０５０ＭＰａ未満であると共に、ヤング率も１３０ＧＰａに達しておらず、管長手方向の強度・剛性を必要とする用途には好ましくない。

これに対し、本発明の製造方法で製造された本発明例である試験番号４、５、８、９、１２、１３、１６、１７では、板長手方向の０．２％耐力は８２０ＭＰａ未満であり、板長手方向に曲げる場合の変形抵抗は十分低く、板長手方向を管の周方向にして造管する際の造管性に優れる。また、製造した管の長手方向の引張強度は１０５０ＭＰａ以上、ヤング率は１３０ＧＰａを超えていることから、管長手方向の強度・剛性が要求される用途には好ましい材質特性を示している。

一方、試験番号３、７、１１では、造管後の管長手方向の引張強さは１０５０ＭＰａに達していない。このうち、試験番号３、７はそれぞれ、Ａｌ或いはＦｅの添加量が本発明の下限値を下回っていたため、管長手方向の引張強さが低くなった。また、試験番号１１では、特に、窒素ならびに酸素含有量が低く、表１に示すＱ値が規定量の下限値を下回っていたため、同様に、管長手方向の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、１０、１４では、Ｘ線異方性指数は５．０を上回っているが、板長手方向の０．２％耐力は８２０ＭＰａを上回り、造管し難い特性を有する。試験番号６、１０、１４では、それぞれ、Ｆｅ添加量とＡｌ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、本成分系の合金としては、強度が上り過ぎたためである。一方、試験番号１５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、Ｎが本発明の上限を越えて添加されたため、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板は強い材質異方性を有するため、板長手方向の耐力が低く、板長手方向に曲げ加工して管を製造する際に変形抵抗が低いことから、管製品の製造性に優れると共に、管製品の管長手方向の引張強さとヤング率に優れていることが確認できた。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、強い材質異方性と、それに伴う、板長手方向への低変形抵抗および管製品の管長手方向の高い強度とヤング率を得ることはできない。

＜実施例２＞
表１の試験番号４、８、１３の組成を有するチタン材を溶解し、これを熱間で鍛造してスラブとし、表２〜４に示す種々の条件で一方向熱延して、８００℃、１２０秒保持による焼鈍を行い、酸洗して酸化スケールを除去した後、実施例１と同様にして、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、板長手方向の０．２％耐力、管製品の長手方向のヤング率および引張強度を評価した。これらの特性を評価した結果も合せて表２〜４に示す。なお、表２、３、４は、それぞれ、試験番号４、８、１３の組成の熱延焼鈍板における結果である。

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１８、１９、２６、２７、３４、３５は、板長手方向で８２０ＭＰａ以下の０．２％耐力を示し良好な造管性を有する。また、製作した管製品の長手方向において、１０５０ＭＰａを超える引張強さと１３０ＧＰａを超えるヤング率を有しており、管長手方向の強度・剛性に優れる。

一方、試験番号２０〜２５、２８〜３３、３６〜４１は、板長手方向の０．２％耐力が８２０ＭＰａを超えており、造管性に劣ると共に、管長手方向の引張強さは１０５０ＭＰａ未満、管長手方向のヤング率は１３０ＧＰａ未満と、高級グレードの自動二輪車のフレームや自動車用などの強度部材として十分な強度・剛性特性を有していない。

このうち、試験番号２０、２８、３６については、熱延時の全板厚減少率が本発明の下限よりも低かったため、T-textureが十分に発達できず、板長手方向の０．２％耐力が低下せず、造管後の管長手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。試験番号２１、２９、３７については、α＋β域の板厚減少率が本発明の下限よりも低かったため、T-textureの十分な発達が見られず、板長手方向の０．２％耐力が低下せず、造管後の管長手方向の引張強さとヤング率が十分に高くならなかったことによるものである。

試験番号２２、３０、３８は、熱延前加熱温度が本発明の下限温度以下であったため、β単相域での加工率がゼロであり、T-textureが十分に発達出来なかった。また、試験番号２４、３２、４０は、熱延仕上温度が本発明の下限温度以下であったため、耳割れが大量に発生していた。

また、試験番号２３、３１、３９は、熱延前加熱温度が本発明の上限温度を超えており、また、試験番号２５、３３、４１は、熱延仕上温度が本発明の上限温度を超えていたために、いずれも、大部分の加工がβ単相域で行われたため、粗大β粒の熱延に伴うT-textureの未発達、不安定化と、粗大な最終ミクロ組織の形成により、板長手方向の０．２％耐力が十分に下がらず、さらに、管長手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、板を管状に成形して両端を突合せ溶接して溶接管を製造する場合に変形抵抗が低く、造管性に優れ、かつ、造管した溶接管の長手方向の引張強さおよびヤング率が高い特性を有するα＋β型合金板材を得るためには、本発明に示す集合組織ならびに成分範囲の添加元素を有するチタン合金を、本発明に示す板厚減少率、熱延加熱温度ならびに仕上温度範囲で熱延するとともに、板の長手方向を管の周方向として造管することにより製造すれば良いことが確認出来た。

本発明により、板素材を曲げて管状に成型する際の曲げ加工性が良好であり、管長手方向の強度およびヤング率が高い高強度チタン合金溶接管を製造可能なα＋β型チタン合金板ならびにそのα＋β型チタン合金板を使用してなる高強度チタン合金溶接管を製造することが出来る。これは、高級グレードの自動二輪車および自転車のフレームや自動車の強度部材などの自動車部品用途や、管長手方向の強度・剛性が必要な民生品などで幅広く使用することが出来る。

Claims (3)

1. 圧延方向を周方向とする溶接管に用いられるα＋β型チタン合金板であり、
   質量％で、０．８〜１．５％のＦｅ、４．８〜５．５％のＡｌ、０．０２０％以下のＮを含有し、下記式（１）に示すＱ＝０．１４〜０．３８を満足する範囲のＯを含有し、残部Ｔｉおよび不純物からなる組成を有し、
   板面方向の集合組織が、六方晶結晶構造を有するα相の（０００２）極点図におけるｃ軸と板法線方向とのなす角度である角度θが０〜３０°である領域に配向している第１結晶粒群と、前記角度θが８０〜１００°であって、かつα相の（０００２）極点図におけるｃ軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角Φが−１０〜１０°である領域に配向している第２結晶粒群とを有し、前記第１結晶粒群と前記第２結晶粒群とにおけるα相の底面からのＸ線相対強度の最強値の比（第２結晶粒群／第１結晶粒群）が５．０以上である、溶接管用α＋β型チタン合金板。
   Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７×［Ｎ］ ・・・ （１）
   上記式（１）において、［Ｏ］はＯの含有量［質量％］であり、［Ｎ］はＮの含有量［質量％］である。
2. 質量％で、０．８〜１．５％のＦｅ、４．８〜５．５％のＡｌ、０．０２０％以下のＮを含有し、下記式（１）に示すＱ＝０．１４〜０．３８を満足する範囲のＯを含有し、残部Ｔｉおよび不純物からなる組成を有するスラブを、β変態点以上からβ変態点＋１５０℃以下の熱延加熱温度に加熱した後、トータル板厚減少率を９０％以上、うち、α＋β域での板厚減少率を８０％以上とし、熱延仕上温度をβ変態点−５０℃以下からβ変態点−２５０℃以上として、一方向熱間圧延を行う熱間圧延工程を備える、溶接管用α＋β型チタン合金板の製造方法。
   Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７×［Ｎ］ ・・・ （１）
   上記式（１）において、［Ｏ］はＯの含有量［質量％］であり、［Ｎ］はＮの含有量［質量％］である。
3. 請求項１に記載の溶接管用α＋β型チタン合金板を使用して、板幅方向を管の長手方向、板長手方向を管の周方向にして造管してなり、管長手方向の引張強さが１０５０ＭＰａを超え、ヤング率が１３０ＧＰａを超える、α＋β型チタン合金溶接管製品。

Images