JP5660061B2

JP5660061B2 - 冷延性および冷間での取り扱い性に優れた耐熱チタン合金冷間圧延用素材及びその製造方法

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Publication number: JP5660061B2
Application number: JP2012041464A
Authority: JP
Inventors: 森　健一; 健一森; 大塚　広明; 広明大塚; 哲川上; 藤井　秀樹; 秀樹藤井
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-02-28
Filing date: 2012-02-28
Publication date: 2015-01-28
Anticipated expiration: 2032-02-28
Also published as: JP2013177651A

Description

本発明は、冷延性および冷間での取り扱い性に優れた耐熱チタン合金冷間圧延用素材及び耐熱チタン合金冷延焼鈍板並びにそれらその製造方法に関する。

チタン材の利用領域を拡大させるため、強度、加工性、耐熱性等の向上に安価な元素を少量添加するチタン合金の開発が行われている。なかでも自動車用マフラー材などの耐熱部品は、軽量・高強度であるチタン材の利点が活かせる適用例であり、また耐熱性や加工性が高いレベルで要求されることから新合金が多く開発されている。

耐熱部材用のチタン材には、高温強度や耐酸化性を高めるために、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｎｂといった合金元素が添加されており、Ｔｉ−Ｃｕ系（特許文献１）、Ｔｉ−Ｃｕ−Ｓｉ系（特許文献２）、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｓｉ系（特許文献３）などの例がある。

特許文献２には、Ｃｕ：０．５〜１．８％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、酸素：０．１％以下を含有するチタン合金部材、および、その製造工程として熱延、冷延、最終焼鈍あるいは、熱延、熱延板焼鈍、冷延、最終焼鈍の工程を経るとの記載がある。

Ｔｉ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金には、耐高温大気酸化性に優れたＦｅを含有する高強度、高延性チタン合金（特許文献４）や、高強度チタン合金およびその製品並びに該製品の製造方法（特許文献５）もあるが、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｏのいずれか、あるいは２種以上の元素を多く含有するため冷間加工性は低く、いずれにも冷間圧延に関する記載はない。

ＳｉやＦｅの添加は室温延性を低下させ、冷間での製造性を悪化させる。特に、冷間圧延時にエッジに生じる微小な割れを起因として、冷延中あるいは通板中にき裂が板幅方向に進展して板の破断を招き易くなり、冷延性が低下する。

Ｃｕ、Ｎｂは室温延性を阻害しにくいため、Ｃｕ単独あるいＣｕとＮｂを強化元素として用いる耐熱部材用の合金には冷延工程における課題は比較的生じにくいと考えられる。

ところで、利用拡大に応じて大幅なコストダウンを達成するには、チタン合金素材の製造工程である溶解工程の選択も重要であり、工業的に用いられている消耗電極式真空アーク溶解法または電子ビーム溶解法またはプラズマアーク溶解法等の中では、電子ビーム溶解法が大量生産時の製造コストが安価であるといわれている。電子ビーム溶解法は、溶融金属と真空との接触面積が大きく時間も長いために、上記の耐熱部材用合金のうち、蒸気圧の高いＣｕを添加する合金を製造する場合には、Ｃｕ含有量を緻密に制御することは難しいと考えられる。

従って、ＳｉやＦｅを含有し、製造性を確保するための方策が必要となる。操業的には、冷延の途中で耐衝撃性を回復させるために中間焼鈍を行い、再度冷延を続けることで破断トラブルを回避することが可能であるが、コスト高となる。

そこで、ＳｉやＦｅを低減することなく耐熱性を維持したまま、冷延素材の耐衝撃性を高めることによって、中間焼鈍を行わないで目的とする厚みまで冷延する方法が求められている。

また、マフラー部品に加工する際には、成形性の指標として、深絞り性と相間のあるｒ値（塑性ひずみ比）が用いられる。そこでｒ値を高める製造方法の確立も重要である。

特開２００５−２９８９７０号公報特開２００９−６８０２６号公報米国特許７，７６７，０４０号公報特開２００１−８９８２１号公報特開平１０−１７９６１号公報

本発明は、耐熱チタン合金板の冷間製造性を向上するために、熱延条件を適正に制御することによって、従来よりも耐衝撃性が高く冷延性および冷間での取り扱い性に優れた耐熱チタン合金板を低コストで提供するものである。

本発明者らは、上記目的を達成するために、冷間圧延用素材の微視組織が冷延性に与える影響を鋭意調査した。

冷延中に生じるエッジの微小な割れに起因する板破断の容易さを判断する方法として、簡便的に、シャルピー衝撃試験を用いた。試験片長手方向を圧延方向とし、板厚を貫通するノッチを有し、板面に平行な方向にき裂が進展する２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を用いて室温でシャルピー衝撃試験を行った場合の試験片によって吸収されるエネルギーを用いた。ここで、衝撃吸収エネルギーが高い方が、即ち、耐衝撃性が高い方が、靭性が高く、冷延加工性に優れることを示す。

一般には、熱間圧延材を焼鈍して延性を回復させることが、高い耐衝撃性を得るために有利であると考えられていた。

しかし、発明者らの試験の過程において、Ｔｉ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｏ系耐熱チタン合金の主相である六方晶であるα相が、熱延板において特定の集合組織を有している場合には、冷延板の衝撃吸収エネルギーは高い値を維持することが明らかになった。すなわち、熱延後に焼鈍した板と、熱延ままの板を同じ圧下率で冷延した場合に、熱延まま材を冷延した方が高い耐衝撃性を示した。これは、熱延まま材のα相の（０００２）結晶面の法線方向であるｃ軸方位が圧延方向に適度に傾斜して分散している一方で、焼鈍された熱延板のα相（０００２）結晶面ｃ軸方位は圧延方向には傾斜していないことと関係があると推察された。以下、α相（０００２）結晶面法線方位を単に「ｃ軸方位」と表すこととする。異方性の強い六方晶であるα相は、破面を形成しやすい方位が限られており、その方位が結晶粒ごとに分散されている場合には、破壊進展の過程で形成される破面の方位が細かく分散されることでより多量のエネルギーが消費されると推定される。従って、焼鈍を施すことで再結晶によって方位が揃い、ｃ軸方位の圧延方向への傾斜が失われることは、本推定メカニズムの作用に対して、かえって不利となると考えられる。

また、上記のｃ軸方位が圧延方向に適度に傾斜する方位を形成するための熱延条件を検討し、その条件を得るに至った。

以上のように、熱延板集合組織を適正に調整することで、冷延性および冷間での取り扱い性に優れた耐熱チタン合金板を製造可能なことを見出すにいたった。

さらに、上記熱延板集合組織を調整された冷間圧延用素材を冷延し、ｒ値を高めるための冷延板焼鈍条件の探索を行った。発明者らが鋭意検討した結果、従来、工業用純チタン等で行われる６００〜７００℃程度よりも高い温度で冷延板焼鈍を行うことで、より高いｒ値が得られることを見出した。

本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｓｉ：０．２％以上０．５％未満、Ｆｅ：０．１％以上０．４％未満、Ｏ：０．０１％以上０．１０％未満を含み、残部がチタン及び不可避不純物からなるチタン合金熱延板において、α相の（０００２）面方位の分布を圧延方向〜板垂直方向の断面で示した場合に、その分布の最大値が、板垂直方向から圧延方向に１０°以上２０°未満の範囲に傾斜していることを特徴とする冷延性および冷間での取り扱い性に優れた耐熱チタン合金冷間圧延用素材。
（２）（１）に記載の耐熱チタン合金熱延板の製造において、加熱温度を８００℃以上８７０℃以下、圧延終了時の温度７００℃以下、圧下率９５％以上で一方向の熱間圧延を行うことを特徴とする冷延性および冷間での取り扱い性に優れた耐熱チタン合金冷間圧延用素材の製造方法。
（３）（１）に記載のチタン合金冷間圧延用素材であるチタン合金熱延板のスケールを除去した後、冷間圧延、焼鈍してなり、圧延方向の室温における引張り強度が５００ＭＰａ未満、延びが３０％以上、ｒ値が１．７以上であり、かつ、７００℃における引張り強度が５０ＭＰａ以上を有することを特徴とする耐熱チタン合金冷延焼鈍板。
（４）（３）に記載の耐熱チタン合金冷延焼鈍板の製造方法であって、冷間圧延を圧下率４０％以上で行い、焼鈍を７００℃〜８５０℃の温度域で行うことを特徴とする耐熱チタン合金冷延焼鈍板の製造方法。

本発明のチタン合金板は、耐熱性に優れたチタン合金板を安価に製造可能とするものであり、その製品を広範に利用することを可能にし、その効果を幅広く得ることが可能になることから、産業上の効果は計り知れない。

α相（０００２）結晶面極点図ｃ軸方位説明の図Ｘ線強度分布図Ｘ線測定装置及び試料配置概略図

以下、本発明について詳しく説明する。

本発明の耐熱チタン合金冷間圧延用素材では、まずチタン合金の組成として、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｏの含有量を規定している。これらの添加元素は、本発明のチタン合金冷間圧延用素材の冷延性を向上するとともに、同素材を冷間圧延、焼鈍した後に、製品である自動車用マフラー部品に加工される際あるいは利用される際に求められる室温における成形性と高温における強度、耐酸化性を高めるために有用である。

Ｓｉは、室温および高温における固溶強化、耐酸化性を向上させる。一方で、シリサイド相Ｔｉ_xＳｉ_yを形成して、延性を低下させる元素である。高温強度および耐酸化性の確保には０．２０％以上、好ましくは０．２５％以上の添加が必要である。一方、室温延性の確保には０．５０％未満に抑える必要がある。

Ｆｅは、β相を固溶強化するとともに、β相を形成することでα相の粒径拡大を抑制させる元素である。高温強度の確保には０．１０％以上の添加が必要である。一方、室温延性を確保するためには０．４０％未満に抑える必要がある。

Ｏは、α相を固溶強化する元素であり、添加量が多くなると室温延性が低下して加工性を悪化させる。そのため、０．１０％未満とした。好ましくは、０．０８％未満である。一方、強度を確保するためにＯ含有量下限を０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。

さらに、本発明はα相の集合組織を規定している。α相の集合組織は、Ｘ線回折によって測定された（０００２）極点図によって表わされる。（０００２）極点図の例を図１に示す。ここで、図２のように、圧延方向（ＲＤ）、圧延面法線方向（ＮＤ）、板幅方向（ＴＤ）とする。α相のｃ軸方位（α相（０００２）結晶面法線方位）は、ｃ軸がＮＤとなす角度θ、ｃ軸とＮＤ方向を含む面がＮＤ方向とＴＤ方向を含む面となす角度φを用いて表される。

図１に示す極点図は、θ＝０〜９０°、φ＝０〜３６０°の範囲で各々５°間隔で数値化された（０００２）Ｘ線反射相対強度の測定結果から表される。本発明で指標としたＲＤ方向に関する分布は、ＲＤ方向とＮＤ方向を含む断面で、上記極点図を切り取ったもの、すなわち、φ＝９０°および２７０°、θ＝０〜９０°に相当する。φ＝９０°および２７０°は圧延前後方向で等価なため、各θにおけるφ＝９０°と２７０°のＸ線反射強度の平均値を用いる。抽出されたｃ軸方位の分布を、縦軸をφ＝９０および２７０°を平均化したＸ線反射強度、横軸をθとして図３に示す。図３において、図１の極点図をＲＤ−ＮＤ断面で抽出したものが記号Ａに相当し、別の例をＲＤ−ＮＤ断面で抽出したものが記号Ｂに相当する。一般的に、記号ＡはＳｐｌｉｔ−ＲＤ−ｔｅｘｔｕｒｅ、記号ＢはＢ−ｔｅｘｔｕｒｅと呼ばれる。

本発明は、ｃ軸方位（α相の（０００２）面方位）の圧延方向に関する分布において、その最大値を示す方位とＮＤ方向のなす角度（θmax）が１０°以上２０°未満に傾斜していることとしている。図３の記号Ａはθ＝１５°で最大値を示し、記号Ｂはθ＝０°で最大値を示している。以後、このようなＸ線反射の最大値を与えるθ（θmax）を集積角と呼ぶ。α相の（０００２）面方位分布の最大値を示す方位とＮＤ方向とのなす角度θmax、即ち集積角が１０°より小さい場合、板厚の減少が困難になり塑性変形による衝撃吸収エネルギーが低下する。また、柱面に沿ったき裂進展を生じやすく、底面によるき裂進展方位の分散が生じにくくなるため、衝撃吸収エネルギーが低下する。

一方、α相の（０００２）面方位分布の最大値を示す方位とＮＤ方向とのなす角度θmax、即ち集積角が２０°以上の場合には、板面内方位による異方性が増加し、特定の方向のき裂進展に対する抵抗は大きくなるが、異なる方向のき裂進展に対する抵抗は小さくなり、板の衝撃吸収エネルギーは低下する。結晶粒毎に板面内に不規則に分散する方位を形成すれば衝撃吸収エネルギーの低下は抑制できると推定されるが、展伸材の製造過程では特定の方位が発達する傾向があるため工業的に製造することは困難である。

α相の（０００２）面方位分布の最大値を示す方位とＮＤ方向とのなす角度θmax、即ち集積角が１０°以上２０°未満の範囲であれば耐衝撃性が向上するが、その理由は、き裂の進展は、柱面あるいは底面に沿って不規則的に生じるため、き裂進展方向が分散されるためと推定される。

本発明の耐熱チタン合金冷間圧延用素材の製造方法について説明する。

質量％で、Ｓｉ：０．２％以上０．５％未満、Ｆｅ：０．１０％以上０．４０％未満、Ｏ：０．０１％以上０．１０％未満を含み、残部がチタン及び不可避不純物からなる熱延素材を用い、加熱温度を８００℃以上８７０℃以下、圧延終了時の温度７００℃以下、圧下率９５％以上で一方向の熱間圧延を行うことにより、熱延板において、α相の（０００２）面方位の分布を圧延方向〜板垂直方向の断面で示した場合に、その分布の最大値が、板垂直方向から圧延方向に１０°以上２０°未満の範囲に傾斜させることができる。

このようにして製造した本発明の熱延板を焼鈍して再結晶すると、結晶粒径の拡大やｃ軸の圧延面法線方向、即ち、図２に示すＮＤ方向への集積が生じるため、焼鈍は行わない。ｃ軸のＮＤ方向への集積が生じると衝撃吸収エネルギーが低下し、冷間加工性が劣化するためである。しかしながら、熱延組織が変化しない条件での熱延板焼鈍、例えば６００℃以下、３分以下の焼鈍は否定しない。これより高温あるいは長時間の焼鈍を行うと再結晶を生じ、結晶粒の粗大化や特定の結晶方位の増加を招き、衝撃吸収エネルギーが低下するためである。圧下率９５％以上は、熱延集合組織の形成に必要な圧下率を規定している。

また、上記の条件で熱間圧延を行った場合、板断面の結晶粒径は１０μｍ以下になる。き裂は結晶粒単位に進展方向が変化するため、結晶粒径が小さい方が、上記のき裂進展方向の分散の効果が大きいと考えられる。

また、冷間圧延用素材としているが、上記の熱延集合組織は熱延まま板であっても、ショットブラスト後の硝沸酸への浸漬などにって行われる脱スケール工程を経た熱延酸洗板であったも変わらない。冷間圧延は脱スケール工程の後に行う。

本発明の耐熱チタン合金冷延焼鈍板では、上記本発明の冷間圧延用素材である熱延板のスケールを除去した後、冷間圧延、焼鈍して得られるチタン合金板の室温における圧延方向の引張強度、伸び、ｒ値、７００℃における圧延方向の引張強度を規定している。スケール除去は通常チタン熱延板に施されるものであり、ショットブラスト後に硝沸酸に浸漬するなどの方法によって行われる。自動車用マフラー材等に成形する場合、室温強度が５００ＭＰａ以上あるいは伸びが３０％未満では成形中に割れが発生するなど成形が困難になるため、５００ＭＰａ未満、３０％以上を規定している。好ましくは４７０ＭＰａ未満である。ｒ値（塑性ひずみ比）は、塑性ひずみが５％の時の値とする。ｒ値は深絞り性に相間のある指標であり、本発明では１．７以上を指標とした。また７００℃における引張強度が５０ＭＰａ未満の場合には、自動車用マフラーとして使用中に割れを生じやすくなるため、５０ＭＰａ以上としている。好ましくは５５ＭＰａ以上である。

本発明による耐熱チタン合金冷間圧延用素材を冷間圧延、焼鈍した板は、高い耐熱性を示し、自動車用マフラー材等の耐熱部品として好適なものとなる。ここで自動車用マフラーには、エンジン以降のエキゾーストマニホールド、エキゾーストパイプ、触媒マフラー、メインマフラー等を含む。

本発明の耐熱チタン合金冷延焼鈍板の製造方法では、上記本発明の冷間圧延用素材を用い、冷間圧延を圧下率４０％以上で行い、焼鈍を７００℃〜８５０℃の温度域で行うことにより、圧延方向の室温における引張り強度が５００ＭＰａ未満、伸びが３０％以上、ｒ値が１．７以上であり、かつ、７００℃における引張り強度が５０ＭＰａ以上を有する耐熱チタン合金冷延焼鈍板とすることができる。

通常、チタン合金板を熱延焼鈍板から製造する場合には、焼鈍後の再結晶組織を均一にするために必要な圧下率は６０％以上などとされている。本発明の方法では熱間圧延時の加工組織を残したまま冷間圧延するため、圧下率の下限を設ける必要性は小さい。しかし、一貫工程で効率的に製造するためには、例えば熱間圧延を３ｍｍ厚まで行った後、１．８ｍｍ厚の製品板を製造することも考えられ、冷間圧延での圧下率４０％以上とした。焼鈍は、７００℃未満では延性回復や集合組織変化が不十分で伸び３０％以上とｒ値１．７以上の両方を得ることができず、また、固溶Ｓｉ量が少ないため高温強度が低下する。８５０℃を超えると伸びおよびｒ値の向上効果が飽和する。

冷延板焼鈍を７００℃以上で行うことでｒ値が向上する機構について、詳細は不明であるが本発明の合金組成に特徴的なＳｉとＦｅの挙動が影響していると考えられる。ひとつの要因は、Ｓｉ添加により冷延焼鈍板集合組織がｃ軸がＮＤ方向と平行となる方位への集積が促進され、それによって板面内の変形が容易になるため、ｒ値が向上すると推定される。別の観点からは、Ｓｉはシリサイド相を形成し、Ｆｅはβ相を形成し、どちらもα相の成長を抑制するが、より高温で焼鈍することにより、粒成長が進み、上記の集合組織形成が促進されるためと推定される。

本発明チタン合金熱延板の代表的な製造工程は次のとおりである。スポンジチタン、成分調整用添加材を原料として、消耗電極式真空アーク溶解法または電子ビーム溶解法またはプラズマアーク溶解法により、チタン鋳塊とする。この鋳塊から製造された８０〜２５０ｍｍ厚のチタンスラブを加熱し熱間圧延を行い、３〜６ｍｍ厚の熱延板を得ることができる。

以下、実施例により本発明を更に具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。

表１に示すＡ〜Ｊの成分のチタン鋳塊を真空アーク溶解法により製造し、鍛造して各々１００ｍｍ厚のスラブとした。これらの素材を用いて以下の試験を行った。表１において、本発明範囲からはずれる数値にアンダーラインを付している。以下、表２、表３も同様である。

（実施例１）
表１の素材Ｆを用いて、表２に記載の熱延条件で熱間圧延を行い、熱延条件と集合組織の関係を調査した。熱延板の板厚を変更することにより、熱延圧下率を変化させた。該熱延板を、焼鈍なしあるいは一部は焼鈍した後、ショットブラスト、酸洗して表面にできたスケールを除去した。その後各熱延板の１部からＸ線測定用の試料を採取した。その後、該熱延板に圧下率４０％で冷間圧延を行った。

熱延板の板厚中央部より、研磨およびエッチングにより試料を作製し、Ｘ線回折による集合組織調査を行った。ｃ軸（α相の（０００２）面）の集積度は、θ（０°〜９０°）、φ（０°〜３６０°）の範囲で各々５°間隔で数値化された（０００２）Ｘ線反射相対強度で表される。ＲＤ方向すなわちφ＝９０°、２７０°におけるＸ線強度の積算値は、ほぼ同じ値を示すが、これらの値の平均値に対しての相対的なＸ線反射強度（相対的Ｘ線反射強度という）をθ＝０°〜９０°に対してプロットしたとき、該相対的Ｘ線反射強度が最大値を示すθ（θmax）（「集積角」ともいう。）を「α（０００２）のピーク方位」として表２に記載した。また、前記、ＲＤ方向、すなわちφ＝９０°、２７０°におけるθ＝０°〜９０°のＸ線強度とは、Ｘ線測定装置において図４のようにＸ線源１と試料３を配置し、Ｘ線カウンター５をα相（０００２）結晶面からの回折Ｘ線４が入射する位置に固定し、その後、試料３をＴＤ軸の周りに回転させて得られるα相（０００２）結晶面反射強度の変化をプロットしたものと等価である。

また、熱延板の冷延性および冷間での取扱性を評価するために、シャルピー試験を実施した。前記熱延板（熱延焼鈍を行った水準では熱延焼鈍板）、冷延板から、シャルピー衝撃試験片を、試験片長軸の向きをＲＤ方向に、板厚を試験片厚とし、深さ２ｍｍのＶ型ノッチをノッチ深さが板幅方向となるように入れて採取し、衝撃値を評価した。試験方法はＪＩＳに則り、２３℃にて行った。

結果を表２に示す。表２に示すＮｏ．１〜４が本発明例、Ｎｏ．５〜９が比較例である。Ｎｏ．５は熱延加熱温度が７５０℃と低いため、その集合組織がＮＤ方向に集積してしまっており、Ｎｏ．６は加熱温度が９２０℃と高いためその集合組織がＲＤ方向に傾斜して集積してしまっている。また、Ｎｏ．７は、熱延終了温度が７３０℃と高いために、やはりｃ軸のＮＤ方向への集積が進み、集積角は０°であった。また、熱延板焼鈍の、集合組織に与える影響は、Ｎｏ．４及び８において明瞭である。６００℃×３分の熱延板焼鈍を行ったＮｏ．４では、ｃ軸のＮＤ方向への集積はそれほど進まず、集積角は１５°である。一方、６７０℃×３分の熱延板焼鈍を行ったＮｏ．８は、ｃ軸のＮＤ方向への集積が進み、集積角は５°となり、本発明を外れる。Ｎｏ．９は熱延圧下率が９０％と本発明範囲を外れており、ｃ軸の集積角は０°であった。シャルピー試験による耐衝撃性の評価結果より、本発明になるものは熱延板で１８０Ｊ／ｃｍ²以上、４０％圧下した冷延板で１００Ｊ／ｃｍ²以上と優勢であり、本発明より外れるものは劣勢となる。即ち、本発明になるものの冷延性および冷間加工性に優れることが分かった。

（実施例２）
素材Ａ〜Ｊのスラブを、８５０℃に加熱して４ｍｍ厚まで圧下率９６％の熱間圧延を行い、６００〜７００℃で熱間圧延を終了し、熱延板を作成した。該熱延板を焼鈍なしで、ショットブラスト、酸洗して表面にできたスケールを除去した。各熱延板の１部からＸ線測定用の試料、及びシャルピー試験片、さらに該熱延板に圧下率４０％で冷間圧延を行った冷延板からシャルピー試験片を実施例１に記載の要領で採取した。

各熱延板を圧下率７５％で冷延した板を７５０℃、５ｈ、真空焼鈍した後、室温引張試験、７００℃における高温引張試験を行った。いずれも圧延方向の、室温における引張強度、伸び、ｒ値、７００℃における強度（高温強度）を表３に示す。ｒ値は塑性ひずみ５％で評価した。

表３に示すＮｏ．１０〜１５は本発明例、Ｎｏ．１６〜１９は比較例である。ｃ軸の集積角が本発明になるＮｏ．１０〜１５においては、室温強度、室温延性、ｒ値、及び７００℃における強度が本発明の目標範囲であり、自動車用マフラー材等の耐熱部品として好適なものとなることを確認した。しかしながら、それぞれＳｉ、Ｆｅ、Ｏが本発明範囲の上限を超えているＮｏ．１６〜１８は、ｃ軸の集積角は本発明の範囲に入っているものも強度が高すぎるために冷間加工性が劣っている。Ｆｅが下限よりも低いＮｏ．１９は、ｃ軸の集積角が本発明の範囲をはずれており、シャルピー試験によって評価した耐衝撃性が劣化し、冷延性および冷間での取扱い性が劣化し、冷間歩留まりが著しく低下した。また、組成が本発明範囲からはずれるＮｏ．１６〜１９においては、その室温強度、室温延性、ｒ値、７００℃における強度において、Ｎｏ．１０〜１５より劣勢にある。

（実施例３）
素材Ｆを用いて、冷延および焼鈍条件を変えて室温強度、伸び、ｒ値、および７００℃における強度を調査した。表４のＮｏ．２０〜２７は、表２のＮｏ．２で用いた熱延板を用いた。表４に示すように冷延圧下率を３０〜８０％、冷延板焼鈍を６７０〜８７０℃、５〜３００分で行った。これらの例においては、熱延板において、集合組織における集積角は本発明の範囲にあり、冷延性は問題がなかった。

表４中に本発明２と記載したＮｏ．２０〜Ｎｏ．２３は、冷延圧下率４０％以上、冷延板焼鈍温度７００℃以上であって本発明の耐熱チタン合金冷延焼鈍板の製造方法の条件を満たしており、特にｒ値が１．８以上と優れた特性を示した。上記条件で製造した場合には、自動車用マフラー材等の加工において重要な絞り加工性が特に優位となっている。表２のＮｏ．２で用いた熱延板に７５０℃、１分の熱延板焼鈍を施すことでｃ軸の集積角が０°となり請求項１のｃ軸の集積角をはずれるＮｏ．２７は、冷延圧下率、冷延板焼鈍条件は請求項４の範囲を満たすものの、ｒ値が劣っている。

前記の本発明になる熱延チタン板は、すべてその後の通板および冷間圧延において、耳ワレやきれつの発生は見られず、高い冷延歩留まりを示した。さらに、該熱延チタン板を冷間圧延、焼鈍したチタン板は、高い耐熱性を示し、自動車用マフラー材等の耐熱部品として好適なものとなることを確認した。

１Ｘ線源
２入射Ｘ線
３試料
４ α相（０００２）結晶面からの回折Ｘ線
５Ｘ線カウンター

Claims

質量％で、Ｓｉ：０．２％以上０．５％未満、Ｆｅ：０．１０％以上０．４０％未満、Ｏ：０．０１％以上０．１０％未満を含み、残部がチタン及び不可避不純物からなるチタン合金熱延板において、α相の（０００２）面方位の分布を圧延方向〜板垂直方向の断面で示した場合に、その分布の最大値が、板垂直方向から圧延方向に１０°以上２０°未満の範囲に傾斜していることを特徴とする冷延性および冷間での取り扱い性に優れた耐熱チタン合金冷間圧延用素材。
請求項１に記載の耐熱チタン合金熱延板の製造において、加熱温度を８００℃以上８７０℃以下、圧延終了時の温度７００℃以下、圧下率９５％以上で一方向の熱間圧延を行うことを特徴とする冷延性および冷間での取り扱い性に優れた耐熱チタン合金冷間圧延用素材の製造方法。
請求項１に記載のチタン合金冷間圧延用素材であるチタン合金熱延板を冷間圧延、焼鈍してなり、圧延方向の室温における引張り強度が５００ＭＰａ未満、伸びが３０％以上、ｒ値が１．７以上であり、かつ、７００℃における引張り強度が５０ＭＰａ以上を有することを特徴とする耐熱チタン合金冷延焼鈍板。
請求項３に記載の耐熱チタン合金冷延焼鈍板の製造方法であって、冷間圧延を圧下率４０％以上で行い、焼鈍を７００℃〜８５０℃の温度域で行うことを特徴とする耐熱チタン合金冷延焼鈍板の製造方法。