JPH1094804A

JPH1094804A - 長さ方向と周方向の材質異方性が小さく、厚さ方向の強度に優れたα型またはα＋β型チタン合金製継ぎ目無し管の製造方法

Info

Publication number: JPH1094804A
Application number: JP25210296A
Authority: JP
Inventors: Hideki Fujii; 秀樹藤井; Seiichi Soeda; 精一添田; Naotomi Yamada; 直臣山田; Masatoshi Murayama; 正俊村山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-09-24
Filing date: 1996-09-24
Publication date: 1998-04-14

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明は、長さ方向および周方向の両方向の
強度特性が同程度に高く、また十分な延性をも有し、さ
らに、厚さ方向の強度が、長さ方向および周方向のそれ
を上回って高い、α型またはα＋β型チタン合金製継ぎ
目無し管を製造する方法を提供する。【解決手段】 α型またはα＋β型チタン合金継ぎ目無
し管を、圧延方式により製造する方法において、製管の
周方向に材料の流れを生じさせる圧延工程における減面
率の合計と、製管の長さ方向に材料の流れを生じさせる
圧延工程における減面率の合計との比が、０．５〜２．
０の範囲で、全減面率が４０％以上の加工を、β変態点
以下の温度域で行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、長さ方向と周方向
の材質異方性が小さく、厚さ方向の強度に優れたα型ま
たはα＋β型チタン合金からなる継ぎ目無し管の製造方
法に関する。

【０００２】

【従来の技術】チタン合金は軽量、高強度、高耐食性を
有しており、近年、地熱開発、海底油田・ガス田開発な
どの大深度、高温、高圧、高腐食の極限環境に適した素
材として期待されている。中でも、航空機用途で高い実
績を誇るα型およびα＋β型チタン合金や、これに少量
のＰｄやＲｕを添加して耐食性をさらに高めた高耐食性
α＋β型チタン合金は、特に優れた極限環境用素材とし
て有望視されている。

【０００３】上記用途においては、管が主要製品形状で
あり、チタン合金製管材の製造方法として、板を曲げ加
工し溶接する方法（溶接管）、熱間押し出しによる方法
（継ぎ目無し管）、熱間プレスや圧延法により穿孔し、
さらに押し出し、プレス、あるいは延伸−定型−絞り、
磨管−定型等の圧延を順次行い造管する方法（継ぎ目無
し管）などが検討されている。このうち、加熱した中実
ビレットを穿孔、延伸、磨管、定型、絞り等の圧延工程
を連続的に行い、中空の管に造管する「圧延方式」は、
特性の劣化が懸念される溶接部のない継ぎ目無し管が製
造できるので、補修や部品交換等が極めて困難な上述の
極限環境用途でも、長期間安定して使用できる利点を有
しており、さらに、同方法は材料歩留りが高く、製造効
率も高いことから、材料そのものが高価なチタン合金で
は特に有利な方法である。

【０００４】一方、α型またはα＋β型チタン合金の主
相であるα相の結晶構造は、対称性に乏しい最ちゅう密
六方晶であり、集合組織が発達しやすく、その結果、強
度特性に大きな異方性を生じやすい。すなわち、優れた
特性が特定方向に集中し、他の方向の特性が劣悪なもの
となりやすい。上述の極限環境下のように、管の内と外
から強大な圧力を受けるような場合、長さ方向および周
方向の両方向の強度特性が同程度に高いことが望まし
く、さらに、厚さ方向の強度は長さ方向および周方向の
それを上回って高いことが望まれる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】強度の異方性のない等
方的材質の管材を圧延方式により製造する方法として
は、熱間加工工程すべてをβ変態点以上のβ単相温度域
で行い、同時にβ相を再結晶させ、その後の冷却中に析
出するα相の結晶方位をランダムなものとする方法があ
る。また、圧延温度は問わないが、圧延終了後の熱処理
をβ変態点以上で行い、β相をいったん再結晶させて、
その後の冷却中に析出するα相の結晶方位をランダムな
ものとする方法がある。しかし、このような方法によっ
て等方的な材質は得られるものの、延性が低下してしま
うという問題点があった。これは、β単相域は拡散が速
いためβ粒が粗大化すること、および冷却中にβ粒界お
よびβ粒内に各々延性に乏しい板状α相および針状α相
が析出するためである。また、厚さ方向を含めて強度特
性が均一となるため、厚さ方向の強度を特に高めること
もできない。

【０００６】以上のような問題点に鑑み、本発明は、長
さ方向および周方向の両方向の強度特性が同程度に高
く、また十分な延性をも有し、さらに、厚さ方向の強度
は長さ方向および周方向のそれを上回って高い、α型ま
たはα＋β型チタン合金製継ぎ目無し管を製造する方法
を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
の本発明は、（１）α型チタン合金製継ぎ目無し管を圧
延方式により製造する方法において、前記チタン合金を
β変態点以下の温度域で４０％以上の減面率の加工を行
い、その加工において周方向に材料の流れを生じさせる
圧延工程における減面率の合計と、長さ方向に材料の流
れを生じさせる圧延工程における減面率の合計との比が
０．５〜２．０の範囲であることを特徴とする、長さ方
向と周方向の材質異方性が小さく、厚さ方向の強度に優
れたα型チタン合金製継ぎ目無し管の製造方法、（２）
α＋β型チタン合金製継ぎ目無し管を圧延方式により製
造する方法において、前記チタン合金をβ変態点以下の
温度域で４０％以上の減面率の加工を行い、その加工に
おいて周方向に材料の流れを生じさせる圧延工程におけ
る減面率の合計と、長さ方向に材料の流れを生じさせる
圧延工程における減面率の合計との比が０．５〜２．０
の範囲であることを特徴とする、長さ方向と周方向の材
質異方性が小さく、厚さ方向の強度に優れたα＋β型チ
タン合金製継ぎ目無し管の製造方法、である。

【０００８】前記α＋β型チタン合金が、Ｔｉ−Ｆｅ−
Ｏ−Ｎ系で、酸素と窒素を合計で０．３重量％以上含有
し、さらに、上記α型およびα＋β型チタン合金には、
必要により０．０５〜０．５重量％の白金族元素を含有
した場合に、特に本発明の多大な効果が発揮される。ま
た、前記した周方向に材料の流れを生じさせる圧延とし
ては傾斜ロールを用いた圧延が好適であり、長さ方向に
材料の流れを生じさせる圧延はカリバーロールを用いた
圧延が好適である。

【０００９】

【発明の実施の形態】本発明では、α型またはα＋β型
チタン合金によって継ぎ目無し管を製造する。α型チタ
ン合金とは、平衡状態において室温でα相が９５％以上
を占める合金で、Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｓｎがその代表
的合金である。α＋β型チタン合金とは、平衡状態にお
いて室温で７５〜９５％程度のα相を主相とし、残部の
大部分がβ相であるチタン合金であって、β単相温度域
から焼入れた場合に全体あるいは一部がマルテンサイト
変態する種類の合金である。代表的なα＋β型チタン合
金としては、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−３Ａｌ−２．
５Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−６Ｖ−２Ｓｎ、Ｔｉ−６Ａｌ−２
Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ、Ｔｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍ
ｏ−２Ｆｅなどを挙げることができる。

【００１０】上記α型またはα＋β型合金中の進入型不
純物元素を低減したＥＬＩグレードも、α型またはα＋
β型チタン合金に属する。また、近年開発された、Ｆｅ
を０．９〜２．３％程度含有し、さらに酸素および窒素
を合計で０．１〜０．６％程度添加したＴｉ−Ｆｅ−Ｏ
−Ｎ系合金もα＋β型チタン合金である。このようなＴ
ｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系α＋β型チタン合金には、０．２５
％以下のＮｉやＣｒが不純物として含まれる場合もあ
る。また、耐食性を高めるために、これらα型およびα
＋β型チタン合金に、０．０５〜０．５％程度の白金族
元素を添加した合金も同じくα型またはα＋β型チタン
合金に属する。

【００１１】α型またはα＋β型チタン合金は、α相ま
たはβ相以外に、ω相、Ｔｉ−Ａｌ系規則相、Ｔｉ−Ｏ
系規則相、Ｔｉ−Ｎ系規則相、ＦｅＴｉ相などの金属間
化合物相、Ｙ₂Ｏ₃、Ｅｒ₂Ｏ₃、ＴｉＢ、シリサイ
ド、チタン系あるいは希土類元素系硫化物などの介在物
や析出物を少量含有するものがあるが、実質的にはβ変
態点以下の温度域ではα＋βの二相を基本としており、
β変態点以上ではα相の体積分率は零で、それ以下の温
度では温度の低下とともにα相の割合が増加し、合金種
によって異なるが、室温において、α型合金では９５％
以上、α＋β型合金では７５〜９５％のα相と残部β相
で構成されるようになる。

【００１２】本発明者等は、上記α型またはα＋β型チ
タン合金の継ぎ目無し管を圧延方式により製造する際
の、穿孔、延伸、磨管、定型、絞り等の一連の圧延工程
における加工様式とロール方式を詳細に解析した結果、１）厚板圧延等の板圧延に比べて、歪み速度が高く、せ
ん断変形成分の多い圧延方式による継ぎ目無し管の製造
工程では、β変態点以下の温度域において４０％以上の
減面率の加工を行うことにより、β粒界に生成した板状
α相やβ粒内の針状α相が、延性の高い等軸組織ないし
は延伸α相に変換でき、１０％以上の高い引張伸びが確
保できる、２）円周方向の強度特性と長さ方向の強度特性の差は、
β変態点以下の温度域での加工のうち、傾斜ロールを用
いた圧延工程における減面率とカリバーロールを使用し
た圧延工程における減面率の比に強く依存する、という二つの知見を見出した。

【００１３】本発明は、上記二つの知見に基づきなされ
たものであり、α型またはα＋β型チタン合金製継ぎ目
無し管を圧延方式により製造する方法において、β変態
点以下の温度域で４０％以上の減面率の加工を行い、そ
の加工において周方向に材料の流れを生じさせる圧延工
程における減面率の合計と、長さ方向に材料の流れを生
じさせる圧延工程における減面率の合計との比を０．５
〜２．０の範囲とすることを特徴とする。

【００１４】β変態点以下の温度域で４０％以上の減面
率の加工を行うこととしたのは、先に本発明者らが見出
した１）の知見に基づくものであり、これにより引張伸
びが１０％以上の十分な延性が確保される。β変態点以
下の温度域での加工量が４０％に満たない場合、延性に
乏しい板状α相や針状α相が残存するために１０％以上
の高い引張伸びが得られない。

【００１５】次に、β変態点以下の温度域での加工にお
いて、周方向に材料の流れを生じさせる圧延工程におけ
る減面率の合計と、長さ方向に材料の流れを生じさせる
圧延工程における減面率の合計との比を０．５〜２．０
の範囲としたのは、下記の理由による。チタン合金をβ
変態点近傍の温度域で圧延すると、材料の流れの方向と
垂直な方向に最ちゅう密六方晶の軸が向いたα相集合組
織を呈する。この軸方向の強度は、他の方向に対して著
しく高くなるため、圧延方向に比べて圧延方向と垂直な
方向の強度が著しく高くなる（図１参照）。すなわち、
周方向に材料の流れを生じさせる圧延を行うと、長さ方
向の強度が周方向よりも高くなり、逆に長さ方向に材料
の流れを生じさせる圧延をすると、周方向の強度が長さ
方向に比べて高くなるわけである。そこで、周方向に材
料の流れを生じさせる圧延と長さ方向に材料の流れを生
じさせる圧延の両方を適当に組み合わせて行うと、両圧
延方向に共通な垂直方向である厚さ方向に、最ちゅう密
六方晶の軸が向いたα相集合組織を呈するようになる
（図２参照）。

【００１６】このような集合組織が発達すると、周方向
と長さ方向の材質特性差は小さくなり、また、厚さ方向
の強度は他の方向に比べて高くなる。このようなα相集
合組織を形成させるためには、β変態点以下のα＋β域
での加工工程において、周方向に材料の流れを生じさせ
る圧延工程における減面率の合計と長さ方向に材料の流
れを生じさせる圧延工程における減面率の合計との比が
０．５〜２．０の範囲であることが必要である。この範
囲を逸脱すると、周方向もしくは長さ方向のうちの一方
の強度のみが著しく高くなるとともに、厚さ方向の強度
向上も達成されなくなる。

【００１７】上記の周方向に材料の流れを生じさせる圧
延としては、傾斜ロールを使用した圧延が好適である。
傾斜ロールを使用した圧延では、長さ方向に対して７０
度前後〜９０度弱の角度をなして材料の流れが生ずる。
換言すれば、円周方向に対して、０度強〜２０度前後の
角度をなして材料の流れが生ずる。

【００１８】一方、長さ方向に材料の流れを生じさせる
圧延としては、カリバーロールを使用した圧延が好適で
ある。カリバーロールを使用した圧延工程では、管内に
プラグやマンドレルが挿入されている場合とそうでない
場合で若干異なるが、長さ方向と平行もしくは長さ方向
と１０度前後までの角度をなして材料の流れが生ずる。
換言すれば、周方向と垂直もしくは周方向と１０度前後
までの角度をなして材料の流れが生ずる。

【００１９】なお、「従来の技術」の項で述べたよう
に、「圧延方式」による継ぎ目無し管の製造は、通常、
穿孔、延伸、磨管、定型、絞り等の呼称の種々の圧延工
程からなっており、傾斜ロールを使用した圧延工程とカ
リバーロールを使用した圧延工程からなっている。ただ
し、本発明においては、各々の圧延工程が特定方式のロ
ールを固定して使用するのを必須としているわけではな
く、圧延ミルによっては、穿孔を傾斜ロール方式で行う
場合もあるし、カリバーロール方式によって行う場合も
ある。後者の場合、補助的に圧延素材を後方からプレス
する場合もある。また、延伸工程をはじめ他の圧延工程
も同様であり、各々が、傾斜ロール方式であったり、カ
リバーロール方式を用いる場合もある。すなわち、穿孔
を傾斜ロール方式、延伸以降の工程をカリバーロール方
式で行ってもよいし、その逆も可能である。また、穿
孔、延伸、磨管、定型の一連の工程が、傾斜ロール、カ
リバーロール、傾斜ロール、カリバーロールといったよ
うに交互に配置された構成など傾斜ロール圧延とカリバ
ーロール圧延の組合せが如何ようであっても、傾斜ロー
ルの使用工程における減面率の合計とカリバーロールの
使用工程における減面率の合計との比が、本発明の範囲
内である限り、本発明の効果が発揮可能である。

【００２０】また、本発明は、造管後の熱処理や矯正、
精整などの工程について、これらを規制するものではな
い。すなわち、焼鈍、溶体化時効、溶体化過時効等の種
々の熱処理を行うことが可能であるし、熱間、冷間での
矯正や、研削、切削、酸洗等の種々の精整工程を行うこ
とが可能である。ただし、β変態点以上に加熱すると、
せっかく生成した優れたα相集合組織をすべて破砕して
しまうので、これは避けなくてはならない。

【００２１】さらに、本発明では、造管行程の途中で、
再加熱を行い、その後さらに圧延工程を行うことも可能
である。ただし、β変態点以上の温度にまで再加熱する
と、再加熱前のα＋β域での加工履歴がすべて消えてし
まうのでこれは避けなくてはならない。もし、β変態点
以上の温度に再加熱した場合は、その後の圧延工程にお
いて本発明の方法が適用されなくてはならない。

【００２２】さて、上述した本発明の方法は、チタン合
金としてはα型またはα＋β型チタンに適用するもので
あるが、特にα＋β型チタンでは、特に酸素と窒素を合
計で０．３重量％以上含有したＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系に
おいて本発明の効果がよく発揮される。

【００２３】一般に、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系チタン合金
は、Ｆｅを０．９〜２．３％程度含有し、さらに酸素お
よび窒素を合計で０．１〜０．６％程度含有している。
前記したＦｅの下限含有量は組織微細化のために必要な
量として、また上限量は凝固偏析を生じない量として規
定されたものである。また、酸素および窒素は、強化元
素であり、添加量に応じて種々の強度レベルが達成され
ている。ただし、０．６重量％を超えると、延性が低下
するため、実用的には使用されていない。このＴｉ−Ｆ
ｅ−Ｏ−Ｎ系合金は、熱間変形抵抗が低いため、β変態
点以下の温度域で加工しやすく、継ぎ目無し管を圧延方
式で製造しやすいという特徴を有する反面、α相集合組
織を形成しやすいという特性を有しているため、強い材
質異方性も生じ易い。

【００２４】このような特徴を有するＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−
Ｎ系合金に対しては、本発明は特に有効であり多大な効
果が発揮される。本発明でＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系合金の
酸素と窒素の合計を０．３重量％以上としたのは、酸素
および窒素は強度を確保するための元素であり、これら
が総計で０．３重量以上含まれるような高強度材でない
と、異方性自体がさほど問題とされないからである。ま
た、酸素と窒素の総量の上限値は特に規制しないが、酸
素と窒素の総量は通常添加される量と同様に０．６重量
％程度以下とすることが望ましい。また、Ｆｅの含有量
については、通常添加される０．９〜２．３重量％の範
囲が望ましい。

【００２５】前記Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系合金には、必要
により、さらに０．０５〜０．５重量％の白金族元素を
添加することができる。白金族元素の添加は、チタン合
金の耐食性をさらに高めるために有効であるが、０．０
５重量％未満ではその作用効果が小さく、０．５重量％
以上添加しても作用効果が飽和し、コスト的に無駄であ
る。

【００２６】

【実施例】以下に、実施例で本発明をさらに詳しく説明
する。図３は試験に用いた造管ミルの概要を示す。ミル
Ａは傾斜ロール方式の穿孔、ミルＢはカリバーロール方
式の穿孔を行う工程からなっている。また、ミルＣは、
ミルＢで造管された素材を再加熱し、さらに小径の管と
する工程である。

【００２７】（試験１）表１に示すように、１．５重量
％のＦｅ、０．５重量％の酸素、０．０４重量％の窒素
を含有するα＋β型チタン合金（β変態点：９５０℃）
を、真空アーク２回溶解し、分塊圧延により、１７０mm
直径の円形断面のビレットとし、図３のミルＡ工程で表
１に示す条件で、外径１６１．４mm、厚さ７．０mmの継
ぎ目無し管とし、長さ方向、周方向、厚さ方向（径方
向）に、直径５mm、長さ６mmの円柱状試験片を切り出
し、圧縮試験を行い、０．２％耐力を測定した。また、
長さ方向には、ゲージ部の幅１２．５mm、厚さ４mm、長
さ８０mmの引張試験片を切り出し、引張試験を行い、伸
びを測定した。

【００２８】

【表１】

【００２９】試験結果を表４に示す。試験番号１は、β
域で７０％の穿孔を行い、その後、延伸、磨管、定型の
工程をα＋β域で５０％の減面率で行い、焼鈍を行った
場合である。表４に示すように、長さ方向と周方向の
０．２％耐力比が０．７６と、周方向が著しく高くなっ
ている。また、厚さ方向の０．２％耐力は、長さ方向と
周方向の０．２％耐力の平均値よりも低くなっている。
これは、α＋β域で５０％の減面率の強加工を行って
も、傾斜ロールを使用した圧延工程とカリバーロールを
使用した圧延工程の減面率の合計の比が、本発明で規定
した０．５〜２．０の範囲から逸脱したために、周方向
と長さ方向の材質異方性を解消して厚さ方向の強度を向
上させるα相集合組織が形成しなかったためである。

【００３０】試験番号２は、全造管工程をβ変態点以上
のβ単相温度域で行い、同時にβ相を再結晶させ、その
後の冷却中に析出するα相の結晶方位をランダムなもの
とした場合である。また、試験番号３は、圧延終了後の
熱処理をβ変態点以上で行い、β相をいったん再結晶さ
せて、その後の冷却中に析出するα相の結晶方位をラン
ダムなものとした場合である。このような方法では、表
４に示すように、等方的な強度特性は得られても、β粒
の粗大化、および冷却中に生成した低延性の板状および
針状α相のために１０％未満の低い伸びしか得られてい
ない。また、強度特性が均一となるため、厚さ方向の強
度も特に高いものとはなっていない。

【００３１】以上の例に対し、本発明の実施例である試
験番号４および５は、表４に示すように、いずれも長さ
方向と周方向の０．２％耐力比が１．０±０．１の範囲
にある等方的材質を示し、厚さ方向の０．２％耐力も、
長さ方向と周方向の０．２％耐力の平均値よりも１０％
以上高くなっている。また、伸びも１０％をはるかに上
回る２０％近傍の値が得られている。両例の熱処理は、
試験番号４が焼鈍、試験番号５が溶体化過時効処理と異
なっているが、ともにβ変態点以下の熱処理であり、両
者とも所望の特性が得られている。

【００３２】（試験２）試験１に供したＴｉ−１．５Ｆ
ｅ−０．５〔Ｏ〕−０．０４〔Ｎ〕（β変態点：９５０
℃）に加え、１．５重量％のＦｅ、０．３重量％の酸
素、０．０４重量％の窒素を含有するα＋β型チタン合
金Ｔｉ−１．５Ｆｅ−０．３〔Ｏ〕−０．０４〔Ｎ〕
（β変態点：９３０℃）、１．５重量％のＦｅ、０．２
５重量％の酸素、０．０２重量％の窒素を含有するα＋
β型チタン合金Ｔｉ−１．５Ｆｅ−０．２５〔Ｏ〕−
０．０２〔Ｎ〕（β変態点：９２０℃）、α＋β型チタ
ン合金Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（β変態点：９９０℃）およ
びＴｉ−６Ａｌ−４ＶＥＬＩ＋０．２Ｐｄ（β変態
点：９７５℃）、α＋β型チタン合金Ｔｉ−３Ａｌ−
２．５Ｖ（β変態点：９２０℃）、α型チタン合金Ｔｉ
−５Ａｌ−２．５ＳｎＥＬＩ（β変態点：１０３５
℃）を、真空アーク２回溶解し、分塊圧延により、２１
０mm×２１０mmの矩形断面のブルームとし、ミルＢの工
程で表２に示す条件で、外径２５１．７mm、厚さ１６．
５mmの継ぎ目無し管とし、長さ方向、周方向、厚さ方向
（径方向）に、直径１０mm、長さ１２mmの円柱状試験片
を切り出し、圧縮試験を行い、０．２％耐力を測定し
た。また、長さ方向および周方向には、ゲージ部の直径
６．３５mm、長さ３０mmの引張試験片を切り出し、引張
試験を行い、伸びを測定した。熱処理はすべて７１０℃
１ｈ／空冷の焼鈍処理である。

【００３３】

【表２】

【００３４】試験結果を表４に示す。試験番号６，８，
９，１１は、酸素と窒素を合計で０．３重量％以上含む
Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系α＋β型チタン合金に対し本発明
を適用した本発明例である。表４に示すように、いずれ
も長さ方向と周方向の０．２％耐力比が１．０±０．１
の範囲にある等方的材質であり、厚さ方向の０．２％耐
力も、長さ方向と周方向の０．２％耐力の平均値よりも
１０％以上高くなっている。また、伸びも１０％を十分
に上回っており、本発明の効果が十分に発揮されてい
る。これに対し、試験番号７では、伸びが１０％に未達
であった。これは、β変態点以下のα＋β域での加工
が、３５％の減面率でしかなかったため、延性に乏しい
板状α相や針状α相が残存したためである。厚さ方向の
強度もさほど高くなっていない。また、試験番号１０で
は、長さ方向の強度が周方向に比べて著しく高くなって
おり、厚さ方向の強度もさほど高くなっていない。高強
度であった長さ方向の引張伸びもわずか５．５５％しか
得られていない。これは、傾斜ロールを使用した圧延工
程における減面率の和と、カリバーロールを使用した圧
延工程における減面率の和の比が、本発明で規定した
０．５〜２．０の範囲よりも大きかったためである。

【００３５】なお、試験番号１２もＴｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ
系α＋β型チタン合金であり、表４に示すように、良好
な結果が得られているが、酸素窒素の合計が０．３％に
満たないために、０．２％耐力が高々６００ＭＰａ程度
の合金であり、元々強度異方性が特に問題となるような
合金ではない。したがって、確かに本発明の効果は現れ
てはいるが、本発明で対象としている高強度Ｔｉ−Ｆｅ
−Ｏ−Ｎ系合金ほどその効果を強調できるものではなか
った。

【００３６】次に、試験番号１３，１４，１５，１６
は、各々、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−３Ａｌ−２．５
Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶＥＬＩ＋０．２Ｐｄ、Ｔｉ−
５Ａｌ−２．５Ｓｎのα＋β型およびα型合金に本発明
を適用した例である。表４に示すように、いずれの場合
も、長さ方向と周方向の０．２％耐力比が１．０±０．
１の範囲にある等方的材質であり、厚さ方向の０．２％
耐力も、長さ方向と周方向の０．２％耐力の平均値より
も１０％以上高くなっている。また、伸びも１０％を十
分に上回っており、本発明の効果が十分に発揮されてい
る。

【００３７】（試験３）試験１および２に供したＴｉ−
１．５Ｆｅ−０．５〔Ｏ〕−０．０４〔Ｎ〕（β変態
点：９５０℃）に加え、１．５重量％のＦｅ、０．５重
量％の酸素、０．０４重量％の窒素、０．０４％のＰｄ
を含有するα＋β型チタン合金Ｔｉ−１．５Ｆｅ−０．
５〔Ｏ〕−０．０４〔Ｎ〕−０．０４Ｐｄ（β変態点：
９４８℃）、１．５重量％のＦｅ、０．５重量％の酸
素、０．０４重量％の窒素、０．０６％のＰｄを含有す
るα＋β型チタン合金Ｔｉ−１．５Ｆｅ−０．５〔Ｏ〕
−０．０４〔Ｎ〕−０．０６Ｐｄ（β変態点：９４６
℃）、１．５重量％のＦｅ、０．５重量％の酸素、０．
０４重量％の窒素、０．４％のＲｕを含有するα＋β型
チタン合金Ｔｉ−１．５Ｆｅ−０．５〔Ｏ〕−０．０４
〔Ｎ〕−０．４Ｒｕ（β変態点：９４４℃）、１．５重
量％のＦｅ、０．５重量％の酸素、０．０４重量％の窒
素、０．６％のＲｕを含有するα＋β型チタン合金Ｔｉ
−１．５Ｆｅ−０．５〔Ｏ〕−０．０４〔Ｎ〕−０．６
Ｒｕ（β変態点：９４２℃）を、真空アーク２回溶解
し、分塊圧延により、２１０mm×２１０mmの矩形断面の
ブルームとし、ミルＢおよびミルＣの工程によって、表
３に示す条件で外径１７８mm、厚さ１３mmの継ぎ目無し
管とし、長さ方向、周方向、厚さ方向（径方向）に、直
径１０mm、長さ１２mmの円柱状試験片を切り出し、圧縮
試験を行い、０．２％耐力を測定した。また、長さ方向
からは、ゲージ部の直径６．３５mm、長さ３０mmの引張
試験片を切り出し、引張試験を行い、伸びを測定した。
熱処理はすべて７１０℃−１ｈ／空冷の焼鈍処理であ
る。また、ミルＢからミルＣへ移る際の再加熱はβ変態
点以下のα＋β域である８５０℃である。

【００３８】

【表３】

【００３９】

【表４】

【００４０】試験結果を表４に示す。試験番号１７，１
８，１９は、Ｔｉ−１．５Ｆｅ−０．５〔Ｏ〕−０．０
４〔Ｎ〕に本発明を適用した例であり、表４に示すよう
に、いずれの場合も長さ方向と周方向の０．２％耐力比
が１．０±０．１の範囲にある等方的材質であり、厚さ
方向の０．２％耐力も、長さ方向と周方向の０．２％耐
力の平均値よりも１０％以上高くなっている。また、伸
びも１０％を十分に上回っており、本発明の効果が十分
に発揮されている。しかし、試験番号２０では、表４に
示すように、周方向の強度が長さ方向に比べて著しく高
くなっており、厚さ方向の強度もさほど高くなっていな
い。これは、傾斜ロールを使用した圧延工程における減
面率の和と、カリバーロールを使用した圧延工程におけ
る減面率の和の比が、本発明で規定する０．５〜２．０
の範囲よりも小さかったためである。

【００４１】Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系合金に、さらに白金
族元素であるＰｄまたはＲｕを０．０５〜０．５重量％
添加した合金に本発明を適用した試験番号２２，２３
は、表４に示すように、すべて所望の優れた特性が得ら
れており、白金族添加合金に対しても本発明の効果が十
分に現れている。試験番号２１も良好な結果が得られて
いるが、０．０４重量％のＰｄ添加は耐食性改善にはさ
ほど効果はないため、不純物の扱いであり、通常のＴｉ
−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系合金の一種である。また、試験番号２
４も良好な結果が得られているが、耐食性改善に必要な
０．０５〜０．５重量％を超えてＲｕが不要に添加され
ており、コスト的に利点は認められない。

【００４２】

【発明の効果】本発明では、α型またはα＋β型チタン
合金によって継ぎ目無し管を製造する方法において、チ
タン合金をβ変態点以下の温度域で４０％以上の減面率
の加工を行い、その加工において周方向に材料の流れを
生じさせる圧延工程における減面率の合計と、長さ方向
に材料の流れを生じさせる圧延工程における減面率の合
計との比を０．５〜２．０の範囲内とすることによっ
て、長さ方向と周方向の材質異方性が小さく、さらに厚
さ方向の強度が長さ方向と周方向の強度を上回って高
い、α型またはα＋β型チタン合金製継ぎ目無し管を製
造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】チタン合金の圧延方向とα相集合組織の関係を
示す図。

【図２】周方向と長さ方向の材質特性が均等で、厚さ方
向の強度が高いα相集合組織の模式的形成図。

【図３】試験を行った造管ミルのフロー概要を示す説明
図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者村山正俊東京都千代田区大手町２−６−３新日本製鐵株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 α型チタン合金製継ぎ目無し管を圧延方
式により製造する方法において、前記チタン合金をβ変
態点以下の温度域で４０％以上の減面率の加工を行い、
その加工において周方向に材料の流れを生じさせる圧延
工程における減面率の合計と、長さ方向に材料の流れを
生じさせる圧延工程における減面率の合計との比が０．
５〜２．０の範囲であることを特徴とする、長さ方向と
周方向の材質異方性が小さく、厚さ方向の強度に優れた
α型チタン合金製継ぎ目無し管の製造方法。
【請求項２】 α＋β型チタン合金製継ぎ目無し管を圧
延方式により製造する方法において、前記チタン合金を
β変態点以下の温度域で４０％以上の減面率の加工を行
い、その加工において周方向に材料の流れを生じさせる
圧延工程における減面率の合計と、長さ方向に材料の流
れを生じさせる圧延工程における減面率の合計との比が
０．５〜２．０の範囲であることを特徴とする、長さ方
向と周方向の材質異方性が小さく、厚さ方向の強度に優
れたα＋β型チタン合金製継ぎ目無し管の製造方法。
【請求項３】 α＋β型チタン合金が、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ
−Ｎ系で、酸素と窒素を合計で０．３重量％以上含有す
ることを特徴とする、請求項２に記載の長さ方向と周方
向の材質異方性が小さく、厚さ方向の強度に優れたα＋
β型チタン合金製継ぎ目無し管の製造方法。
【請求項４】さらに、０．０５〜０．５重量％の白金
族元素を含有するα＋β型チタン合金であることを特徴
とする、請求項１，２または３の何れか１項に記載の長
さ方向と周方向の材質異方性が小さく、厚さ方向の強度
に優れたα＋β型チタン合金製継ぎ目無し管の製造方
法。
【請求項５】周方向に材料の流れを生じさせる圧延が
傾斜ロールを用いた圧延であり、長さ方向に材料の流れ
を生じさせる圧延がカリバーロールを用いた圧延である
請求項１，２，３または４の何れか１項に記載の長さ方
向と周方向の材質異方性が小さく、厚さ方向の強度に優
れたα＋β型チタン合金製継ぎ目無し管の製造方法。