TW201600611A - 具有高強度、高楊氏模數之α＋β型鈦合金冷軋退火板及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
一種鈦合金板，係在解析板面方向的集合組織時，在α相的(0002)極點圖上，接近板寬度方向的方位之X射線相對強度尖峰值(XTD)、與接近板面法線方向的方位之X射線相對強度尖峰值(XND)之比XTD/XND為5.0以上，以質量%計，Fe：0.8~1.5%，N：0.020%以下，氧等量Q為0.34~0.55。在與熱軋相同方向上進行單方向冷軋時，冷軋率小於25%時係在500℃以上且小於800℃的保持溫度，冷軋率為25%以上時係在500℃以上且小於620℃保持溫度，以保持時間t以上的時間進行退火。
Description
本發明係有關於一種α+β型鈦合金冷軋退火板及其製造方法，其中該α+β型鈦合金冷軋退火板之特徵係板寬度方向的強度及楊氏模數為較高。
α+β型鈦合金係利用其較高的比強度，老早就被使用作為飛機構件等。近年來，被使用在飛機鈦合金之重量比係提高，其重要性越來越提高。又，在民生用品領域，針對高爾夫桿頭面(golf club face)，亦逐漸大量地使用以高楊氏模數及輕比重作為特徵之α+β型鈦合金。特別是在該用途，因為多半是使用薄板作為素材，所以高強度α+β型鈦合金薄板的需求高。而且，在重視輕量化之汽車用零件等，高強度α+β型鈦合金的應用亦被期待，而且在該領域，將冷軋退火板作為主要的薄板之必要性係逐漸提高。
已知在高爾夫桿頭面用途，使板面內顯示高強度且高楊氏模數之方向成為桿頭面的短邊側時，能夠通過回
跳規則且耐久性高。對此，將α+β型鈦合金進行單方向熱軋時，係呈現被為Transverse-texture(橫向組織)(T-texture；T-組織)之集合組織，該T-組織係主相且呈現HCP(Hexagonal Closed Packed；六方緻密堆積)構造之α相的c軸強固地配向在板寬度方向而成。此時，α+β型鈦合金係能夠抑制雙晶變形，且支配塑性變形之主滑動系的滑動方向係被限定在底面內，所以具有T-組織時，板寬度方向的強度上升。因而，藉由將單方向熱軋板的板寬度方向使用在桿頭面的短邊側，在通過回跳規則之同時，亦使耐久性提升。
專利文獻1係揭示一種α+β型鈦合金板，其活用該現象而在謀求T-組織成長及伴隨此之提升板寬度方向的強度、楊氏模數，同時具有不造成集合組織的過度成長及伴隨此之過度的強度提升、延展性低落之化學成分。又，針對汽車用零件，專利文獻2亦揭示一種汽車引擎零件及其素材，該汽車引擎零件，係藉由具有T-組織之α+β型鈦合金板的板寬度方向成為引擎閥、連桿等的引擎零件的軸方向之方式進行切斷加工，來提高軸方向的強度及剛性。該等技術係任一者均利用在α+β型鈦合金單方向所生成的T-組織者。但是，因為該等合金係任一者均是會使冷軋性低落之Al的添加量較高，致使冷軋變為困難，所以在單方向熱軋板之技術，例如針對板厚為2.5mm以下之板厚較薄的冷軋板之製造技術，以往並未清楚明白。
另一方面，在α+β型鈦合金，有提案揭示若干能夠製造冷軋板之α+β型鈦合金。專利文獻3及專利文獻4，
係揭示一種以Fe、O、N作為主要添加元素之低合金系α+β型鈦合金。藉由添加Fe作為β安定化元素，添加O、N的廉價元素作為α安定化元素，而且使O、N量為適當的範圍且平衡地添加，能夠確保較高的強度、延展性平衡。因為在室溫具有高延展性，所以亦能夠製造冷軋製品。又，在專利文獻5，雖然含有對高強度化有幫助但是亦使延展性低落且使冷加工性低落之Al，然而藉由添加對於提升強度有效且不損害冷軋性之Si和C，而成為能夠冷軋。在專利文獻6~專利文獻10，係揭示一種技術，其係添加Fe、O且控制結晶方位、或結晶粒徑等來使機械特性提升之技術。
而且，在專利文獻11，係記載一種用以確保α+β型鈦合金熱軋板高冷軋性所應具有的集合組織，而且揭示一種該熱軋板具有成長的T-組織時，冷軋性和在冷軋時之鋼捲操作性變為良好之技術。因而，具有在專利文獻11所記載的化學成分及集合組織之鈦合金熱軋板的冷軋性為良好，且被認為比較容易製造薄的冷軋製品。但是，將該等在專利文獻3~專利文獻11所顯示的α+β型鈦合金進行冷軋之後，進行退火時，因為依照冷軋及退火的組合條件，HCP的c軸有容易生成配向在接近板的法線方向之Basal-texture(基面組織)(B-texture；B-組織)，而損害在單方向熱軋所生成的T-組織，所以寬度方向難以維持板較高的強度及楊氏模數。
專利文獻1：日本特開2012-132057號公報
專利文獻2：WO2011-068247A1
專利文獻3：日本特許第3426605號公報
專利文獻4：日本特開平10-265876號公報
專利文獻5：日本特開2000-204425號公報
專利文獻6：日本特開2008-127633號公報
專利文獻7：日本特開2010-121186號公報
專利文獻8：日本特開2010-31314號公報
專利文獻9：日本特開2009-179822號公報
專利文獻10：日本特開2008-240026號公報
專利文獻11：WO2012-115242A1
非專利文獻1：社團法人日本鈦協會發行、平成18年4月28日「鈦」Vol.54,No.1，第42~51頁
本發明之課題，係提供一種高強度α+β型鈦合金冷軋退火板及其製造方法，該高強度α+β型鈦合金冷軋退火板之特徵在於：板寬度方向的強度及楊氏模數皆較高且為薄材料。
本發明者等，係針對在α+β型合金冷軋退火板之板寬度方向的強度與集合組織之關係而專心地進行調査
之結果，發現單方向冷軋退火板係具有強固的T-組織時，藉由HCP底面係較強固地配向在板寬度方向，使得板寬度方向的強度變高，而能夠成為一般認為高強度之900MPa以上，及成為一般認為高楊氏模數之130GPa以上。
又，發現在α+β型鈦合金中，冷軋時的板厚減少率(以下，冷軋率=(冷軋前的板厚-冷軋後的板厚)/冷軋前的板厚×100(%))較高時，依照隨後的退火條件，有成為B-組織而無法得到T-組織之情形。因此，本發明者等在鈦合金冷軋退火板進行專心研究，釐清形成B-組織之機構，同時藉由控制冷軋率及退火條件而查明了能夠維持強固的T-組織之製造條件。
而且，本發明者等發現，藉由合金元素的組合及添加量的適當化，在鈦合金冷軋退火板T-組織為更成長而能夠提高上述效果，能夠得到在板寬度方向為900MPa以上的拉伸強度及130GPa以上的楊氏模數。
本發明係以上述的情況作為背景而進行者，並提供一種α+β型鈦合金冷軋退火板及其製造方法，其中該α+β型鈦合金冷軋退火板之特徵在於：藉由在冷軋而進行退火之後，維持強固的T-組織，而使得板寬度方向的強度及楊氏模數為較高。特別是因為以高板厚減少率進行冷軋之後，進行退火時，因為容易B-組織化而損害上述集合組織，所以藉由規定冷軋率及隨後的退火條件，而能夠穩定地維持T-組織。該發明係基於該等知識而進行者。
亦即，本發明係將以下的手段設作要點。
[1]一種板寬度方向的強度及楊氏模數為較高的α+β型鈦合金冷軋退火板，其特徵在於：以質量%計，含有0.8~1.5%的Fe、0.020%以下的N，且滿足以下式(1)表示之Q=0.34~0.55，剩餘部分係由Ti及不純物所構成；在解析板面方向的集合組織時，將冷軋退火板的輥軋面法線方向設為ND，將板長度方向設為RD，將板寬度方向設為TD，將α相的(0001)面之法線方向設為c軸方位，將c軸方位與ND之構成角度設為θ，將c軸方位在板面的投影線與板寬度方向(TD)之構成角度設為Φ，角度θ為0度以上且30度以下，而且將Φ為落入-180度~180度之結晶粒所產生之X射線的(0002)反射相對強度之中、最強的強度設為XND，角度θ為80度以上且小於100度，而且將Φ為落入±10度的範圍內之結晶粒所產生之X射線的(0002)反射相對強度之中、最強的強度設為XTD時，比XTD/XND為5.0以上，Q=[O]+2.77*[N]+0.1*[Fe]．．．(1)
在此，[Fe]、[O]、[N]係各元素的含量[質量%]。
[2]一種如請求項1之板寬度方向的強度及楊氏模數為較高的α+β型鈦合金冷軋退火板之製造方法，其特徵在於：係將以質量%計，含有0.8~1.5%的Fe、0.020%以下的N且滿足以下式(1)表示之Q=0.34~0.55，剩餘部分係由Ti及不純物所構成之單方向熱軋板為素材，而在與熱軋相同方向進行單方向冷軋且退火而製造α+β型鈦合金冷軋退火板之方法；其中，前述單方向冷軋的冷軋率為小於25%時，係在500
℃以上且小於800℃，進行下述式(2)的t以上的保持時間之退火，冷軋率為25%以上時，係在500℃以上且小於620℃，進行下述式(2)的t以上的保持時間之退火，Q=[O]+2.77*[N]+0.1*[Fe]．．．(1)
在此，[Fe]、[O]、[N]係各元素的含量[質量%]；t=exp(19180/T-15.6)．．．(2)
在此，t：保持時間(s)、T：保持溫度(K)。
依照本發明，能夠提供一種高強度α+β型鈦合金冷軋退火板及其製造方法，該高強度α+β型鈦合金冷軋退火板之特徵在於：板寬度方向的強度及楊氏模數較高且為薄材料。
圖1係鈦α相的(0002)極點圖之例子。
圖2係說明α+β型鈦合金板的結晶配向之圖。
圖3係顯示在鈦α相的(0002)極點圖之XTD及XND的測定位置之示意圖。
圖4係顯示X射線各向異性指數與板寬度方向的拉伸強度(TS)的關係之圖。
為了解決上述課題，本發明者等詳細地調査熱軋集合組織對鈦合金冷軋退火板的板寬度方向之強度所造成的影響之結果，發現藉由使T-組織安定化，能夠得到高強
度且高楊氏模數。該發明係基於該知識而進行。以下，揭示在本發明的α+β型鈦合金冷軋退火板，限定鈦α相的集合組織之理由。
在α+β型鈦合金冷軋退火板，T-組織為最強固地成長時，提高板寬度方向的強度及楊氏模數之效果係能夠發揮。本發明者等係針對使T-組織成長之合金設計以及集合組織形成條件，進行專心研究且如以下地進行解決。首先，使用藉由X射線繞射法得到之從α相底面的X射線相對強度之比而進行評定集合組織的成長程度。在圖1係顯示表示α相底面的集聚方位之(0002)極點圖的例子，該(0002)極點圖係T-組織之典型的例子，底面((0001)面)係強固地配向在板寬度方向。
在此，將冷軋退火板的輥軋面法線方向設為ND，將板長度方向(輥軋方向)設為RD，將板寬度方向設為TD(圖2(a))。又，將α相的(0001)面之法線方向設為c軸方位。將c軸方位與ND的構成角度設為θ，將c軸方位在板面的投影線與板寬度方向(TD)的構成角度設為Φ。角度θ係如在圖2(b)的影線部所顯示，為0度以上且30度以下，而且將Φ為落入全周(-180度~180度)之結晶粒所產生之X射線的(0002)反射相對強度之中、最強的強度設為XND。又，如圖2(c)的影線部所顯示，角度θ為80度以上且小於100度，而且將Φ為落入±10度的範圍內之結晶粒所產生之X射線的(0002)反射相對強度之中、最強的強度設為XTD。
上述，T-組織之典型的例子，底面((0001)面)強
固地配向在板寬度方向之集合組織，係藉由比XTD/XND而被賦予特徵。將XTD/XND稱為X射線各向異性指數，藉此能夠進行評定T-組織的安定度。
在此種α相的(0002)極點圖上，對各種鈦合金冷軋退火板，進行評定接近板寬度方向的方位之X射線相對強度尖峰值(XTD)、與接近板面法線方向的方位之X射線相對強度尖峰值(XND)之比(XTD/XND)。將XTD及XND的測定位置示意性地顯示在圖3。
而且，將前述X射線各向異性指數與板寬度方向的強度賦予關聯。將顯示各種X射線各向異性指數時之板寬度方向的拉伸強度顯示在圖4。X射線各向異性指數越高、板寬度方向的拉伸強度越高。在α+β型合金冷軋退火板，在板寬度方向被認為高強度之拉伸強度為900MPa。此時的X射線各向異性指數為5.0以上。基於該等知識而限定XTD/XND的下限為5.0。
又，在本發明，係規定在板寬度方向具有較高的強度及楊氏模數之α+β型合金的化學成分。以下，揭示在本發明之含有元素的選擇理由、及限定成分範圍之理由。針對成分範圍，%係意味著質量%。
Fe係在β相安定化元素之中為廉價的添加元素，具有將β相固熔強化之作用。為了在冷軋退火板得到強固的T-組織，在熱軋加熱溫度及冷軋後的退火時，必須以適當的量比得到安定的β相。相較於其他的β安定化元素，Fe係具有β安定化能力較高的特性。因此，因為相較於其
他的β安定化元素，能夠減少添加量且Fe所產生之在室溫的固熔強化沒有那麼提高，所以能夠確保板寬度方向的延展性。為了以適當的體積比得到熱軋溫度域及冷軋後退火時之安定的β相，必須添加0.8%以上的Fe。另一方面，Fe係在Ti中容易凝固偏析，而且因為大量地添加時，固熔強化引起延展性低落，同時β相比増加引起楊氏模數低落。考慮該等的影響而將Fe的添加量之上限設為1.5%。
N具有在α相中進行侵入型固熔強化之作用。但是，因為藉由使用含有高濃度的N之海綿鈦等通常的方法且添加大於0.020%時，容易生成稱為LDI之未熔解夾雜物，致使製品的產率降低，所以將0.020%設為上限。N亦可不含有。
O係與N同樣地具有在α相中進行侵入型固熔強化之作用。亦添加具有在β相中進行取代型固熔強化的作用之Fe，該等元素係依照在下式(1)所顯示的Q值而有助於強度上升。此時，Q值小於0.34時，無法得到在α+β型合金冷軋退火板被要求之板寬度方向的拉伸強度900MPa左右以上的強度，又，Q值大於0.55時，T-組織過度地成長且板寬度方向的強度太高，致使延展性低落。因而，將Q值的下限設為0.34且將上限設為0.55。
Q=[O]+2.77*[N]+0.1*[Fe]．．．(1)
在上述式，[Fe]、[O]、[N]係各元素的含量[質量%]。
在式(1)，藉由評定相對於1質量%0所產生之固熔強化能力，賦予N及Fe的當量、亦即等效的固熔強化能力
之N及Fe的質量%，而決定在Q之[N]及[Fe]的係數。
本發明的α+β型合金冷軋退火板，其板厚係以2mm以下為佳。以1mm以下為更佳。因為在此種較薄的鋼，能夠發揮本發明的特徵。
又，雖然在專利文獻6記載含有與本發明合金類似的添加元素之鈦合金，但是因為相較於本發明合金，O的添加量為較低且強度範圍亦較低，所以兩者係不同。而且，在專利文獻6，就其目的而言，係主要是盡力減低材質各向異性用以改善在冷軋的鼓脹成形性，亦與本發明合金係完全不同。
其次，本發明的製造方法，係有關於特別是在冷軋退火板，用以維持強固的T-組織且確保板寬度方向為較高的強度及楊氏模數之製造方法。本發明的製造方法之特徵在於：將具有上述化學組成之單方向熱軋板作為素材，在與熱軋相同方向進行單方向冷軋的冷軋率為小於25%時，係在500℃以上且小於800℃，進行下述式(2)的t以上的保持時間之退火，冷軋率為25%以上時，係在500℃以上且小於620℃，進行下述式(2)的t以上的保持時間之退火，
t=exp(19180/T-15.6)．．．(2)
在此，t：保持時間(s)、T：保持溫度(K)。
在本發明之鈦合金板，係在其集合組織具有T-組織之冷軋板為重要的。又，針對該冷軋板的原素材時之熱軋板的集合組織，係沒有設置特別的限制。但是，為了在冷軋退火板確保強固的T-組織，係以在作為素材之熱軋
板具有強固的T-組織為佳。又，從熱軋板的冷軋加工性之觀點而言，亦是較佳。因此，較佳是以使熱軋前加熱溫度為從β變態點以上至β變態點+150℃以下，使板厚減少率為80%以上，且使精加工溫度為從β變態點-50℃以下至β變態點-200℃以上的溫度之方式進行單方向熱軋。在此，所謂在熱軋板具有強固的T-組織，係指在藉由X射線解析板面方向的集合組織時，將從鈦的(0002)極點圖上之板寬度方向在板的法線方向傾斜0~10°後之方位角內且板的法線方向的法線作為中心軸而將從板寬度方向在使其±10°旋轉後之方位角內的X射線相對強度尖峰值設為XTD，而且將從板的法線方向在板寬度方向傾斜0~30°後之方位角內且板的法線作為中心軸而在全周使其旋轉後的方位角內的X射線相對強度尖峰值設為XND時，該等的比XTD/XND為5.0以上。但是，即便將其作為起始素材，使冷軋方向成為與熱軋方向交叉的方向時，B-組織成長而無法得到所要求的材質特性。因而，為了在單方向冷軋後成為強固的T-組織，單方向冷軋必需在與熱軋相同方向進行。
將具有強固的T-組織之熱軋板使用作為冷軋用素材時，單方向冷軋時的冷軋率小於25%時，因為隨後的退火條件係不受到影響而能夠維持T-組織，所以板寬度方向係成為高強度且較高的楊氏模數。這是因為冷軋所導入的加工應變係未充分至可產生再結晶之程度，所以只產生恢復且結晶方位不產生變化之緣故。因而，冷軋率小於25%時，即便在寬廣的條件範圍進行退火亦能夠維持T-組織且
能夠確保板寬度方向為較高的強度。此時，在500℃以下進行退火時，因為至恢復為止需要長時間致使生產性大幅度地低落，而且在長時間保持中亦有生成Fe-Ti金屬間化合物且使延展性低落之可能性，所以為500℃以上，較佳為550℃以上。又，在800℃以上進行退火時，保持中的β相分率變高且在保持後之冷卻該部分成為針狀組織，而有延展性低落之情形。因而，保持溫度的上限為小於800℃，較佳為750℃。
在冷軋板退火，因為至產生恢復為止的保持時間係以式(2)所表示的時間t，所以進行以式(2)表示之時間t以上的保持。在本發明，係未在保持時間設置上限，但是從生產性的觀點而言，以短時間為佳。又，如前述，為了不產生因Fe-Ti金屬間化合物析出致使延展性低落，相較於在至少500℃之式(2)的概略值之10000秒，係以更短為佳，較佳為9500秒以下。
另一方面，冷軋率為25%以上時，即便熱軋板素材具有強固的T-組織，依照退火條件而B-組織成長且板寬度方向的強度及楊氏模數低落。這是因為冷軋而被導入的應變係充分高而使再結晶產生之緣故，所以在退火時生成具有B-組織的主成分方位之再結晶粒，且在退火時間之同時，再結晶集合組織成長。此時，為了使其不產生再結晶而只有產生恢復，係在500℃以上且小於620℃以式(2)的t以上的時間進行退火保持即可。此時，以小於式(2)的t的保持時間進行退火時，因為未產生充分的恢復，所以無法改
善延展性。又，在620℃以上進行退火時，產生再結晶且生成B-組織致使板寬度方向的強度及楊氏模數低落。因而，在500℃以上且小於620℃以式(2)的t以上的保持時間進行退火係有效的。此時，雖然在500℃以下加熱且長時間保持亦能夠維持T-組織，但是因為式(2)的t以上時，退火目的亦即恢復係充分地產生，考慮生產性和經濟性而規定在式(2)所顯示之最低保持時間t。
<實施例1>
使用真空電弧熔解法將具有表1所顯示的組成之鈦材熔解，將其熱軋且分塊輥軋而作為鋼胚(slab)，而且加熱至915℃的熱軋加熱溫度之後，藉由熱軋而成為3mm的熱軋板。對該單方向熱軋板進行750℃、60s的退火之後，對已酸洗而除去氧化鏽垢者進行冷軋且進行評價各種特性。
又，針對在表1所顯示之試驗號碼3~14，在冷軋步驟，以冷軋率35%在與單方向熱軋相同方向進行單方向冷軋。針對試驗號碼1、2，係以冷軋率35%在與熱軋方向垂直之板寬度方向同樣地進行冷軋。冷軋後，藉由在600℃、30分鐘保持而進行退火。
從該等冷軋退火板採取拉伸試片而調查拉伸特性，同時將藉由X射線繞射法之α相的(0002)極點圖上之從板寬度方向在板的法線方向傾斜0~10°後之方位角內且板的法線方向的法線作為中心軸而將從板寬度方向在使其±10°旋轉後之方位角內的X射線相對強度尖峰值設為XTD、與將從板的法線方向在板寬度方向傾斜0~30°後之方位角內且板的法線作為中心軸而在全周使其旋轉後的方位角內的X射線相對強度尖峰值(XND)之比XTD/XND設為X射線各向異性指數，而進行評價集合組織的成長程度。
在表1，試驗號碼1、2係在單方向熱軋板的板寬度方向進行單方向冷軋後之在α+β型鈦合金的結果。試驗號碼1、2之板寬度方向的強度均是小於900MPa，同時楊氏模數亦小於130GPa，而無法得到充分的強度、楊氏模數。該等材料係任一者均是XTD/XND之值小於5.0且T-組織不成長。
相對於此，使用本發明的製造方法所製成之本發明的實施例之試驗號碼4、5、8、10、11、13、14，板寬度
方向的強度係大於900MPa，同時楊氏模數亦大於130GPa，而具有良好的特性。
另一方面，試驗號碼3、7係強度較低且板寬度方向的拉伸強度無法達到900MPa。其中，試驗號碼3係因為Fe的添加量小於本發明的下限值，所以拉伸強度變低。又，在試驗號碼7，特別是因為氮及氧含量為較低且氧當量值Q小於規定量的下限值，所以拉伸強度未達到充分高的水準。
又，在試驗號碼6、9，X射線各向異性指數係大於5.0，雖然板寬度方向的拉伸強度亦大於900MPa，但是板寬度方向的總延伸率只有5%左右，延展性不充分。在試驗號碼6、9，因為各自添加之Fe添加量及Q值係大於本發明的上限值，由於固熔強化致使α相過度地被強化且T-組織過度地成長之緣故，強度過度上升而延展性低落。
另一方面，因為試驗號碼12係在熱軋板的許多部分常發生缺陷且製品的產率低，所以無法評價特性。這是因為使用高氮化海綿鈦等且藉由通常的方法添加，致使N大於本發明的上限而常發生LDI之緣故。
從以上的結果，具有本發明所規定的元素含量及XTD/XND之鈦合金薄板，係顯示板寬度方向的拉伸強度為900MPa以上，楊氏模數為130GPa以上之良好的特性；脫離本發明所規定的合金元素量及XTD/XND時，板寬度方向的強度、楊氏模數低等係無法滿足優異的特性。
<實施例2>
將具有表1的試驗號碼4、11的組成之鈦材熔解，且將藉由熱軋使其分塊輥軋而成之鋼胚，
在單方向熱軋而成為厚度3.0mm的熱軋板，進行800℃保持60秒保持之退火、酸洗之後，使用在表2、3所顯示的條件下進行冷軋、退火而成者且與實施例1同樣地調查拉伸特性，同時算出X射線各向異性指數且進行評價板面方向的集合組織之成長程度、板寬度方向之楊氏模數及拉伸強度。將進行評價該等特性之結果亦一併顯示在表2、3。表2係在試驗號碼4、表3係顯示在試驗號碼11所顯示的組成之熱軋退火板的結果。
其中，使用本發明的製造方法所製成之本發明的實施例之試驗號碼15、16、17、20、22、25、26、27、28、31、32、35，板寬度方向的拉伸強度為大於900MPa，同時楊氏模數為大於130GPa而具有良好的剛性、強度。
另一方面，試驗號碼18、19、21、23、24、29、30、33、34、36，係具有板寬度方向的拉伸強度為小於900MPa、板寬度方向的楊氏模數為小於130GPa之任一方或雙方，而難以應用在單方向需要強度、剛性之用途。
其中，針對試驗號碼18、29，因為在冷軋率為25%以下時，退火溫度係比本發明的上限更高，所以在退火保持中β相分率太高且大部分成為針狀組織，致使板寬度方向的延展性低落，所以該方向的拉伸強度未充分地變高。
因為試驗號碼19、30之退火溫度為本發明的下限以下，又，試驗號碼23、24、33、34之退火保持時間為本發明的下限以下，所以任一者均無法充分地產生恢復且延
展性不充分，且板寬度方向的拉伸強度未充分地變高。
又，因為試驗號碼21、36，係在冷軋率25%以上的條件下且退火保持溫度為大於本發明的上限溫度，所以生成再結晶粒，且由B-組織所構成之再結晶集合組織係與退火時間同時成長，致使各向異性低落且板寬度方向的拉伸強度及楊氏模數未充分地變高。
從以上的結果，為了得到板寬度方向具有較高的拉伸強度及楊氏模數的特性之α+β型合金薄板，係能夠藉由將具有本發明所顯示的範圍之化學組成及集合組織之鈦合金，依照本發明所揭示的冷軋率及退火條件進行冷軋、退火來製造。
在上述實施例1及2所使用的熱軋板，係在其集合組織具有強固的T-組織。但是，將相同組成而改變製造條件所製成之不具有強固的T-組織之熱軋板作為材料且進行與上述試驗號碼1~36相同的試驗，雖然若干的冷軋加工性為較差，但是能夠得到大致相同的結果。
依照本發明，能夠製造板寬度方向之楊氏模數及拉伸強度較高的α+β型鈦合金冷軋退火板.其能夠廣泛地使用在高爾夫桿頭面等的民生品用途、汽車零件用途等在單方向要求強度、剛性之領域。
Claims (2)
- 一種板寬度方向的強度及楊氏模數為較高的α+β型鈦合金冷軋退火板，其特徵在於：以質量%計，含有0.8~1.5%的Fe、0.020%以下的N，且滿足以下式(1)表示之Q=0.34~0.55，剩餘部分係由Ti及不純物所構成；在解析板面方向的集合組織時，將冷軋退火板的輥軋面法線方向設為ND，將板長度方向設為RD，將板寬度方向設為TD，將α相的(0001)面之法線方向設為c軸方位，將c軸方位與ND之構成角度設為θ，將c軸方位在板面的投影線與板寬度方向(TD)之構成角度設為Φ，角度θ為0度以上且30度以下，而且將Φ為落入-180度~180度之結晶粒所產生之X射線的(0002)反射相對強度之中、最強的強度設為XND，角度θ為80度以上且小於100度，而且將Φ為落入±10度的範圍內之結晶粒所產生之X射線的(0002)反射相對強度之中、最強的強度設為XTD時，比XTD/XND為5.0以上，Q=[O]+2.77*[N]+0.1*[Fe]．．．(1)在此，[Fe]、[O]、[N]係各元素的含量[質量%]。
- 一種如請求項1之板寬度方向的強度及楊氏模數為較高的α+β型鈦合金冷軋退火板之製造方法，其特徵在於：係將以質量%計，含有0.8~1.5%的Fe、0.020%以下的N且滿足以下式(1)表示之Q=0.34~0.55，剩餘部分係由Ti及不純物所構成之單方向熱軋板為素材，而在與熱軋相 同方向進行單方向冷軋且退火而製造α+β型鈦合金冷軋退火板之方法；其中，前述單方向冷軋的冷軋率為小於25%時，係在500℃以上且小於800℃，進行下述式(2)的t以上的保持時間之退火，冷軋率為25%以上時，係在500℃以上且小於620℃，進行下述式(2)的t以上的保持時間之退火，Q=[O]+2.77*[N]+0.1*[Fe]．．．(1)在此，[Fe]、[O]、[N]係各元素的含量[質量%]；t=exp(19180/T-15.6)．．．(2)在此，t：保持時間(s)、T：保持溫度(K)。
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