TW201912806A - 鈦板 - Google Patents

Abstract

一種鈦板，其化學成分以質量%計為Cu：0.70~1.50%、Cr：0~0.40%、Mn：0~0.50%、Si：0.10~0.30%、O：0~0.10%、Fe：0~0.06%、N：0~0.03%、C：0~0.08%、H：0~0.013%、除上述與Ti以外之元素：各為0~0.1%且其等之總和在0.3%以下、以及剩餘部分：Ti；(1)式所定義之A値在1.15~2.5質量%；其金屬組織中，α相的面積分率在95%以上，β相的面積分率在5%以下，金屬間化合物的面積分率在1%以下；α相的平均結晶粒徑D(μm)為20~70μm且滿足(2)式。

Description

鈦板

本發明與鈦板相關。

迄今，鈦板是使用於熱交換器、熔接管、消音器等二輪排氣系統及建材等多數用途。近年，為謀求該些製品的薄化、輕量化，鈦板的高強度化需求也逐漸升高。並且，也期望在是高強度的同時，亦能維持可耐受成形為複雜形狀的成形性。而現狀是使用JIS H4600之1種的鈦，雖然強度方面是藉由增加板厚來解決，但若板厚增加便無法充分發揮鈦的輕量之特徵。其中，板式熱交換器(PHE)中會施行複雜形狀的壓製成型，故要求充分之成形性。為因應該需求，而使用即便在鈦之中成形性仍優異的鈦。

對於PHE會追求提升熱交換效率，而為此則必須薄化。在已進行薄化的情況下，會發生成形性降低、耐壓性能降低，因此必須兼顧確保充分的成形性及提升強度。所以，以往為了獲得較一般的鈦更優異的強度-成形性平衡，進行了O量、Fe量等的最佳化、或進行有關結晶粒徑控制之研討、或者是使用調質軋延。

例如，專利文獻1中揭示有具有30μm以上之平均結晶粒徑之鈦板。然而，專利文獻1的鈦板，其強度低劣。

所以，專利文獻2中揭示有規定O含量，並含有作為β安定元素之Fe，且α相的平均結晶粒徑為10μm以下的鈦合金板。專利文件3中揭示有減低Fe、O量並含有Cu，使Ti₂ Cu相析出而利用釘紮效果來抑制結晶粒的成長，且平均結晶粒徑為12μm以下之鈦合金薄板。專利文獻4中則揭示有含有Cu並且減低O含量之鈦合金。

根據專利文獻2~4所揭示的技術，利用若鈦含有較多合金元素，結晶粒會變微細而容易成為高強度，並且還藉由減低O含量或Fe含量來謀求確保成形性。然而，前述文獻中所揭示的技術無法在可對應近年的需求之程度上維持充分之成形性並顯示高強度。

另一方面，與上述文獻所揭示的技術相對照，正研討一種含有合金元素並謀求結晶粒的粗粒化之技術。

專利文獻5中揭示有具有含Cu及Ni之化學組合，且藉由在600~850℃的溫度區中進行退火而將結晶粒徑調整為5~50μm，並且用於電解銅箔製造用陰極電極之鈦合金及其製造方法。專利文獻6中揭示有具有含Cu、Cr、少量Fe及O的化學組成之電解銅箔製造滾筒用鈦板及其製造方法。該專利文獻6中記載有在630~870℃下進行退火的例子。除此之外，專利文獻6所記載的技術，其Fe含量控制得低。當藉由回收而使用廢料為原料來製造鈦板時，Fe含量會因廢料中的Fe而變多，因此要製造將Fe含量控制得低之鈦板實屬困難。因此，為了要藉由回收來製造專利文獻6中記載之鈦板時，必須要有使用Fe含量低之廢料等的限制。

在專利文獻7及8中揭示有在令冷軋延的軋縮率小到20%以下，並令退火溫度在825℃以上且β變態點以下之條件下，將含有Si及Al之鈦高溫化，藉此令平均結晶粒徑在15μm以上之技術。

另，專利文獻9中記載有含有Cu：0.5~1.8%、Si：0.1~0.6%及氧：0.1%以下，剩餘部分是由Ti及無法避免的不純物所構成，且耐氧化性及成形性優異之排氣系統零件用鈦合金材。

專利文獻10中記載有由0.3~1.8%的Cu、0.18%以下的氧、0.30%以下的Fe以及剩餘部分為Ti及低於0.3%之不純物元素所構成，且冷加工性優異之耐熱鈦合金板。此外，專利文獻11中記載有高強度且成形性優異之鈦合金板，該鈦合金板中，β相的最大結晶粒徑：15μm以下、α相面積率：80~97%、α相的平均結晶粒徑：20μm以下，且α相之結晶粒徑的標準偏差÷α相的平均結晶粒徑×100是在30%以下。並且，在專利文獻12中記載有鈦薄板，該鈦薄板具有以質量%計，Cu：0.1~1.0%、Ni：0.01~0.20%、Fe：0.01~0.10%、O：0.01~0.10%、Cr：0~0.20%、剩餘部分：Ti及無法避免的不純物，並滿足0.04≦0.3Cu＋Ni≦0.44%之化學組成，且α相的平均結晶粒徑為15μm以上，Cu及/或Ni與Ti的金屬間化合物為2.0體積%以下。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利第4088183號公報 專利文獻2：日本專利特開2010-031314號公報 專利文獻3：日本專利特開2010-202952號公報 專利文獻4：日本專利第4486530號公報 專利文獻5：日本專利第4061211號公報 專利文獻6：日本專利第4094395號公報 專利文獻7：日本專利第4157891號公報 專利文獻8：日本專利第4157893號公報 專利文獻9：日本專利特開2009-68026號公報 專利文獻10：日本專利特開2005-298970號公報 專利文獻11：日本專利特開2010-121186號公報 專利文獻12：WO2016/140231A1號公報

發明概要 發明欲解決之課題 高強度化手法是利用合金化、結晶粒之微細化及調質軋延等加工而進行。另一方面，成形性提升是與高強度化有抵換關係。因此，要確保高強度與充分的成形性是有困難的。即便如專利文獻中2~11中所揭示的技術，藉由含有合金元素而令結晶粒微細或粗大，仍難以稱得上有充分兼顧近年對鈦板所要求的致斷延伸率在42%以上之優異成形性、以及降伏強度為200MPa以上的高強度化。此外，在鈦中雖無法避免含有某個程度之氧，但0.01質量%左右的氧量變動即會導致強度及成形性特性大幅變動，而無法獲得所需強度與成形性。以0.01質量%左右之微量等級嚴密管理氧量而製造鈦合金板，在技術上非常困難，且會耗費高額成本。

此外，以汽車用為首之構造物的材料所用之鈦板多會施行熔接。故，為製得具有穩定特性的製品，會要求抑制因熔接所伴隨之HAZ部的結晶粒粗大化而造成的強度降低。

因此，本發明之課題在於提供一種延展性與強度之平衡優異，且在熔接後仍能確保充分強度之鈦板。

用以解決課題之手段 用以解決上述課題之本發明要旨如下。 (1)一種鈦板， 其化學成分以質量%計為 Cu：0.70~1.50%、 Cr：0~0.40%、 Mn：0~0.50%、 Si：0.10~0.30%、 O：0~0.10%、 Fe：0~0.06%、 N：0~0.03%、 C：0~0.08%、 H：0~0.013%、 除上述及Ti以外之元素：各為0~0.1%，且其等之總和在0.3%以下、及 剩餘部分：Ti； 下述(1)式所定義之A值為1.15~2.5質量%； 其金屬組織中， α相的面積分率在95%以上， β相的面積分率在5%以下， 金屬間化合物的面積分率在1%以下； α相的平均結晶粒徑D(μm)為20~70μm且滿足下述(2)式； A＝[Cu]＋0.98[Cr]＋1.16[Mn]＋3.4[Si]　…　(1)式 D[μm]≧0.8064×e^45.588[O] …　(2)式 惟，e為自然對數的底數。 (2)如(1)之鈦板，其中前述金屬組織之α相、β相及金屬間化合物的面積分率總計為100%。 (3)如(1)或(2)之鈦板，其中前述金屬間化合物為Ti-Si系金屬間化合物與Ti-Cu系金屬間化合物。 (4)如(1)至(3)中任一項之鈦板，其板厚為0.3~1.5mm，0.2%降伏強度在215MPa以上，且在試驗片之平行部寬度為6.25mm、試驗片之原評點間距離為25mm、試驗片厚度為原本板厚之扁平型拉伸試驗片測得之致斷延伸率為42%以上。

發明效果 根據本發明，即可提供延展性與強度之平衡優異且在熔接後仍能確保充分強度之鈦板。

用以實施發明之形態 本發明人等為在高強度化的同時確保成形性，且在熔接後仍能確保充分強度，而研討鈦板的化學成分、金屬組織及結晶粒徑的最佳化，藉此摸索出可具有充分強度及成形性，且可抑制因熔接所伴隨之HAZ部的結晶粒粗大化而造成的強度降低。其結果，可利用添加預定量的Cu、Si作為合金元素而導致的合金化來高強度化，且可藉由控制金屬組織與結晶粒徑，而在高水準兼顧強度及成形性與HAZ部的強度降低。

(本發明之鈦板的目標特性) 0.2%降伏強度：215MPa以上 本發明之鈦板的母材強度以0.2%降伏強度計是設為215MPa以上。

致斷延伸率：42%以上 此外，從成形性這一點來看，鈦板母材在拉伸試驗時之致斷延伸率是以42%以上為指標。更佳之致斷延伸率為45%以上。致斷延伸率為在板厚為0.3~1.5mm，且試驗片的平行部寬度為6.25mm、試驗片之原評點間距離為25mm、試驗片厚度為原本板厚之扁平型拉伸試驗片之致斷延伸率。

熔接接頭的強度降低量 (開發目標值)：10MPa以下 熔接時的熔接輸入熱會造成熔接熱影響部(Heat Affected Zone：HAZ部)的強度降低，若母材與HAZ部的強度差變大，於使用中變形會僅集中於HAZ部而不佳。因此，母材與熔接接頭的強度降低量Δ0.2%降伏強度(開發目標值：熔接接頭的0.2%降伏強度-母材的0.2%降伏強度)是以10MPa以下為目標。

(鈦板的化學成分) 以下，化學成分的%為「質量%」。

Cu：0.70～1.50% Cu對於高強度化大有助益，於形成鈦且具有hcp構造之α相中的固熔量也較多。但，即便是在固熔範圍內，若添加量過多便會抑制結晶粒成長，而延伸率降低。因此，必須含有其0.70%以上且1.50%以下。針對上限，較佳為1.45%、1.40%、1.35%或1.30%以下，更佳為1.20%或1.10%以下。另一方面，針對下限，除Cu以外未含有Cr、Mn之任一者時，若未添加0.70%以上便無法獲得所需強度。為提升強度，亦可令其下限為0.75%、0.80%、0.85%或是0.90%。

Si：0.10～0.30% 為了有助於強度提升，要添加0.10%以上的Si。然而，若添加量過多，會促進Ti-Si系金屬間化合物的生成而抑制結晶粒成長，導致延伸率降低。尤其是，相較於Cu、Cr、Mn及Ni，即便添加質量為少量，結晶粒的微細化及提升強度的效果仍大。故，添加量要設為0.30%以下。另，Si添加量也會影響熔接後的強度確保(抑制HAZ部的粗大化)。為了抑制HAZ部中的降伏強度降低，Si量亦要設為0.10~0.30%。且，視所需，其下限亦可設為0.12%、0.14%或0.16%，其上限亦可設為0.28%、0.26%、0.24%或0.22%。

Cr：0～0.40% 為了有助於強度提升，可視所需來添加Cr。然而，若添加量過多，會促進β相生成而抑制結晶粒成長，導致延伸率降低，故要設為0.40%以下。當藉由添加Cu、Mn、Si及Ni而充分強化時，亦可不含有。為了提升強度，Cr之下限亦可設為0.05%或0.10%。但，並不一定要含有Cr，其下限為0%。且，視所需，亦可將其上限設為0.35%、0.30%、0.25%或0.20%。

Mn：0～0.50% 為了有助於強度提升，可視所需來添加Mn。然而，若添加量過多，會促進β相生成而抑制結晶粒成長，導致延伸率降低，故要設為0.50%以下。當藉由添加Cu、Cr、Si及Ni而充分強化時，亦可不含有。為了提升強度，Mn之下限亦可設為0.05%或0.10%。但，並不一定要含有Mn，其下限為0%。且，視所需，亦可將其上限設為0.40%、0.30%、0.25%、0.15%或0.10%。

O：0～0.10% 氧(O)與Ti的結合力強，且是在工業製造金屬Ti時無法避免含有的不純物，但若O量過多便會高強度化，而成形性劣化。因此，必須抑制在0.10%以下。O是作為不純物而含有，不須規定其下限，其下限為0%。然而，亦可將其下限設為0.005%、0.010%、0.015%、0.020%或0.030%。且亦可將其上限設為0.090%、0.080%、0.070%或0.065%。

Fe：0~0.06% 鐵(Fe)是在工業製造金屬Ti時無法避免含有的不純物，若Fe量過多便會促進β相生成，而抑制結晶粒成長。故，鐵量要設為0.06%以下。若在0.06%以下，則對0.2%降伏強度的影響小而可忽略。較佳是在0.05%以下，在0.04%以下更佳。且，Fe為不純物，其下限為0%。但，亦可將其下限設為0.01%、0.015%、0.02%或0.03%。

N：0～0.03% 氮(N)也會促進與氧同等之高強度化，而使成形性劣化。但，於原料中所含的量較O為少，故可減為較O少。因此，是設為0.03%以下。且以在0.025%以下或0.02%以下為佳，更佳是在0.015%以下或0.01%以下。另，雖在工業製造時會含有0.0001%以上的N之案例多，但其下限為0%。亦可將其下限設為0.0001%、0.001%或0.002%。且亦可將其上限設為0.025%或0.02%。

C：0～0.08% C與氧或氮一樣會促進高強度化，但其效果較氧或氮為小。且相較於氧為一半以下，若含量在0.08%以下，則可忽略對於0.2%降伏強度的影響。然而，含量越少則成形性越優異，故以在0.05%以下為佳，更佳是在0.03%以下、0.02%以下或為0.01%。且，無須規定C量之下限，其下限為0%。如有需要，則亦可將其下限設為0.001%。

H：0~0.013% H是引起脆化的元素，在室溫下之固熔限制在10ppm上下，因此當含有此數值以上之H時，會有形成氫化物而脆化之疑慮。一般而言，只要含量在0.013%以下，雖有脆化的疑慮但在實用上毫無問題地是可被使用的。並且，其含量較氧少，故可忽略對0.2%降伏強度的影響。較佳是在0.010%以下，且更佳是在0.008%以下、0.006%以下、0.004%以下或0.003%以下。且，不須規定H量的下限，其下限為0%。如有需要，則亦可將其下限設為0.0001%。

除上述及Ti以外之元素：各為0~0.1%，且其等之總和在0.3%以下，剩餘部分：Ti。

除Cu、Cr、Mn、Si、Fe、N、O及H之外所含之不純物元素亦可分別含有0.10%以下，但其等不純物元素含量總計，亦即其等之總量是設為0.3%以下。上述是為了活用廢料，但也是為了充分含有合金元素而高強度化，且不使成形性過度劣化。有混入之可能性的元素為Al、Mo、V、Sn、Co、Zr、Nb、Ta、W、Hf、Pd及Ru等。其為不純物元素，下限為0%。視所需，亦可將各不純物元素之上限設為0.08%、0.06%、0.04%或0.03%。其等之總和下限為0%。且亦可將總和的上限設為0.25%、0.20%、0.15%或0.10%。

(A值) 本發明之鈦板滿足上述化學成分，並且，下述(1)式所定義之A值為1.15~2.5質量%。 A＝[Cu]＋0.98[Cr]＋1.16[Mn]＋3.4[Si]　…　(1)式

以真空電弧熔解製作在本發明化學成分範圍內含有Cu、Si、Mn及Cr之100g的Ti鑄塊，並將其等加熱至1100℃後，熱軋延且切削除去表面。之後，在與熱軋延相同方向上進行冷軋延，而作成板厚為0.5mm之薄板。以各種條件對該薄板進行熱處理，而調整結晶粒徑。於圖1中顯示A值與0.2%降伏強度之關係。且於圖2中顯示A值與延伸率之關係。另，圖1、2中的各繪製點為A值以外的金屬組織、α相的平均結晶粒徑D皆在本發明範圍內。亦即，其等為α相的面積分率在95%以上、β相的面積分率在5%以下、金屬間化合物的面積分率在1%以下、α相的平均結晶粒徑D(μm)為20~70μm，且滿足後述(2)式者。

即便Cu、Si、Mn及Cr的各含量在本發明之化學成分範圍內，但若A值過小，強度仍會降低。為使0.2%降伏強度不低於215MPa，要令A值之下限值為1.15質量%。且，為提升0.2%降伏強度，亦可將A值之下限設為1.20%或1.25%。另一方面，若A值變得過大，延伸率便會降低而加工性劣化。為使致斷延伸率不低於42%，要令A值之上限值為2.5質量%。且，為提升致斷延伸率，亦可將A值之上限設為2.40%、2.30%、2.20%、2.10%或2.00%。

(金屬組織) 本發明之鈦板的α相的面積分率為95%以上，β相的面積分率為5%以下，金屬間化合物的面積分率為1%以下。

於圖3中顯示β相的面積分率與0.2%降伏強度之關係。另，圖3中的各繪製點為β相的面積分率以外之金屬組織、α相的平均結晶粒徑D、化學成分範圍及A值皆在本發明範圍內。為使0.2%降伏強度不低於215MPa，要令β相的面積分率上限為5%。且為提升0.2%降伏強度，亦可將β相的面積分率上限設為3%、2%、1%、0.5%或0.1%。

此外，於圖4中顯示金屬間化合物的面積分率與致斷延伸率關係。又，圖4之各繪製點為金屬間化合物的面積分率以外之金屬組織、α相的平均結晶粒徑D、化學成分範圍及A值皆在本發明範圍內。為使致斷延伸率不低於42%，要令金屬間化合物的面積分率上限值為1.0%。為提升致斷延伸率，亦可將金屬間化合物的面積分率上限設為0.8%、0.6%、0.4%或0.3%。本發明之鈦板並無α相、β相及金屬間化合物以外之組織。視所需，亦可將α相的面積率下限設為97%、98%、99%及99.5%。

另，β相及金屬間化合物以外之金屬組織為α相，且α相、β相及金屬間化合物的面積分率總計宜為100%。金屬間化合物為Ti-Cu系金屬間化合物及Ti-Si系金屬間化合物。Ti-Cu系金屬間化合物的代表為Ti₂ Cu，而Ti-Si系金屬間化合物的代表為Ti₃ Si、Ti₅ Si₃ 。

(金屬組織的測量方法) α相、β相及金屬間化合物的各面積分率，是藉由利用SEM觀察及EPMA分析來求得面積率而進行。在SEM觀察中，觀察背向散射電子影像(組成影像)，藉此可看到Ti-Si系金屬間化合物呈黑色。而Ti-Cu系金屬間化合物與β相是呈白色，故必須將其等分離。為此，除對Si、Cu及Fe以15kV之加速電壓，在500倍的1個視野(相等於200μm×200μm)中利用EPMA進行面分析之外，若含有Cr、Mn則亦針對Cr、Mn進行。又，亦可不限於1個視野，而在多數個視野中觀察相當於總計為200μm×200μm的面積，並求算其等之平均。於β相中會有Fe、Cr及Mn濃化，而在Ti-Cu系金屬間化合物中則未濃化。因此，藉由比較背向散射電子影像與元素分布，便可分離辨別白色部。之後，測量背向散射電子影像中的面積率，藉此設為各自的面積分率。測量試樣會在測量面利用鑽石粒子進行鏡面精加工，為確保導電性亦可進行C或Au的蒸鍍。於圖5中，顯示針對Ti-Cu-Si-Mn成分系在約100μm×約100μm的區域中進行EPMA分析後的示意圖。以灰色到黑色來表示各元素的濃化位置。且，圖中的虛線是表示組織的晶界。Fe、Mn是在相同位置濃化，且存在於晶界或晶粒內。雖然會有Cu在與Fe、Mn相同的位置濃化之部分，但Cu也會存在於與Fe、Mn不同處，此即為Ti-Cu系金屬間化合物。Si則幾乎存在於與Fe、Mn及Cu不同處。因此，藉由測量在Cu的濃化位置中未有Fe、Mn濃化之處(箭頭部分)的面積率，即可求算金屬間化合物的面積率。具體而言，是將Fe為0.2%以上的區域視為β相，將在Fe低於0.2%的區域中，Cu為5%以上的區域視為Ti-Cu系金屬間化合物，且將Si為1%以上的區域視為Ti-Si系金屬間化合物。如上述進行分離，並求算所得之區域的面積率。

(結晶粒徑) α相的平均結晶粒徑D(μm)：20~70μm 於圖6中，顯示α相的平均結晶粒徑D(μm)與TIG熔接前後之0.2%降伏強度的變化量Δ0.2%降伏強度(=母材的0.2%降伏強度-熔接接頭的0.2%降伏強度)之關係。另，圖6中的各繪製點為α相的平均結晶粒徑以外的化學成分範圍(除了氧(O))及A值皆在本發明範圍內。具體而言，是以Ti-1.01%Cu-0.19%Si-0.03%Fe成分系，使氧量變化且熔解，並利用熱軋延、冷軋延及退火而製得板厚為0.5mm的薄板。且將熱處理條件作各種變更而調整結晶粒徑。組織皆無β相，且金屬間化合物的面積分率亦在1%以下。將製得之薄板進行TIG熔接，並以熔接焊珠在平行部中央部之方式採取熔接接頭之拉伸試驗片。TIG熔接時，是使用日鐵住金熔接工業股份有限公司製之NSSW Ti-28(相當於JIS Z3331 STi0100J)。熔接條件為電流：50A、電壓：15V、速度：80cm/min。拉伸試驗片的形狀為平行部寬度為6.25mm、試驗片之原評點間距離為25mm，且試驗片的厚度為原本板厚之扁平型拉伸試驗片。然而，在熔接時板子會翹曲故會進行形狀矯正，為除去形狀矯正所造成之應變，會以550℃進行30分鐘的退火。且確認到並無因該退火而導致的粒徑變化。應變速度是以0.5%/min進行至應變量為1%為止，之後則以30%/min進行至斷裂為止。

α相的平均結晶粒徑D低於20μm時，Δ0.2%降伏強度會變大為10MPa以上。另一方面，若α相的平均結晶粒徑D超過70μm，則粒徑會變得過大，而有在成形時出現皺褶或階差之疑慮。因此，要令α相的平均結晶粒徑D為20~70μm。視所需，亦可將α相的平均結晶粒徑D下限設為23μm、25μm或28μm，且亦可將其上限設為60μm、55μm、50μm或45μm。

(氧量與α相的平均結晶粒徑D之關係) 又，經針對從母材取出之試驗片進行拉伸試驗，並針對氧量與α相的平均結晶粒徑D之關係和致斷延伸率進行調查，而呈如圖7。於圖7中，○：致斷延伸率在42%以上，×：致斷延伸率低於42%，實線：(2)式。在不低於圖7中所記入之曲線即(2)式之範圍中，致斷延伸率為42%以上。故，是以(2)式為條件。

D[μm]≧0.8064×e^45.588[O] … (2)式 惟，e為自然對數之底數。

(Si添加量對於母材與熔接部之強度降低量之影響) 本發明之鈦板是如上述含有Si：0.10~0.30%，而Si添加量也會影響熔接接頭之強度確保(抑制HAZ部的粗大化)。當對鈦板施行熔接後，從熔融部至母材部會形成溫度分布，而連續形成以下區域：[1]熔融部、以及被加熱至β變態點以上或β變態點附近而針狀組織化之區域，[2]夾雜有α相與β相而導致α相之晶粒成長受到抑制的區域，[3]β相或α相粗大化之區域，[4]析出金屬間化合物之區域。區域[1]是因集合組織的隨機化或晶粒形状、以及在熔接時吸收O、N等，而較母材部略呈高強度。區域[2]或區域[4]是因β相或金屬間化合物導致α相的晶粒成長受到抑制，故維持與母材部相同程度的結晶粒徑，而不會與母材有大幅強度差。另一方面，區域[3]中α相粗大化，故依Hall-Petch法則而強度降低。因此，在試驗片寬度為6.25mm左右的窄寬度之熔接接頭拉伸試驗中，即便是在HAZ部中仍會在已粗粒化之區域[3]發生破裂。

圖8為顯示Si量、與在HAZ部分中包含有粗粒化之區域[3]的TIG熔接接頭之0.2%降伏強度和母材的0.2%降伏強度的差Δ0.2%降伏強度(=母材的0.2%降伏強度-熔接接頭的0.2%降伏強度)之關係的圖表。以真空電弧熔解製作含有Cu、Si、Cr及Mn的100g鑄塊，並將其等加熱至1100℃後，熱軋延且切削除去表面。之後，在與熱軋延相同方向上進行冷軋延，而作成板厚為0.5mm之薄板。以各種條件對該薄板進行熱處理，而將平均結晶粒徑調整為20~30μm左右。又，圖8中的各繪製點為Si量以外的化學成分範圍、A值、α相的平均結晶粒徑D皆在本發明範圍內。金屬間化合物的面積分率低於1%，且β相的面積分率低於3%。以與上述結晶粒徑的情況相同之方法進行TIG熔接及拉伸試驗後之結果，在0.10%的Si以上時，可將熔接後的強度降低抑制在10MPa以下。因此，必須含有0.10%以上的Si。為抑制熔接後的強度降低，亦可將Si量的下限設為0.14%、0.17%或0.20%。

(製造方法之一例) 本發明之鈦板可藉由對滿足上述化學成分及A值之Ti鑄塊施行熱軋延、冷軋延，並令冷軋延後之退火條件為預定之條件而製造。且視所需，亦可在冷軋延後的退火之後進行調質軋延。針對各製造條件，於以下詳細說明。

(熱軋延條件) 於熱軋延是使用利用VAR(真空電弧熔解)、EBR(電子束熔解)或電漿電弧熔解等，以一般方式製得之鑄錠。若其為矩形，則亦可直接進行熱軋延。若非上述情形時，則進行鍛造或分塊軋延以成形為矩形。如上述而得之矩形扁胚會以一般的熱軋溫度及軋縮率，即800~1000℃、50%以上之軋來進行熱軋延。

(冷軋延條件) 於冷軋延前，進行去應變之退火及一般的脫鏽。亦可不實施去應變退火(中間退火)，且並無特別限制溫度或時間。作為慣例，去應變退火是以較β變態點低之溫度進行，具體而言是以較β變態點低30℃以上之溫度進行。本合金系中β變態點雖亦會依合金組成而有所不同，但會在860~900℃的範圍內，故在本發明中宜在800℃上下實施。脫鏽之方法並無限制，可為噴砂、酸洗或機械切削等。但，若未充分脫鏽，在冷軋時會有發生破損的情況。另，冷軋延是依往常對熱軋板以50%以上之軋縮率進行。

(退火條件) 冷軋延後的退火，首先一開始是進行低溫之分批式退火，接著必須設成為高溫之連續式退火。以其他方法譬如僅以1次的退火(高溫或低溫之分批式或連續式退火)並無法獲得本發明之組織，而無法達成目標特性。且，即便是2次的退火，以低溫之分批式退火後的高溫之連續式退火之外的方法，仍無法獲得本發明組織，而無法達成目標特性。

於此，分批式之低溫退火的目的為Cu之固熔與α相之晶粒成長。分批式之退火中由於卷料內的升溫速度不同，故必須進行8小時以上的退火，以抑制卷料內之不均一。且為了防止卷料之接合，退火必須是在730℃以下。此外，在低溫區中，會有Ti-Cu系金屬間化合物與Ti-Si系金屬間化合物析出。因此，必須設定退火溫度的上限，以使該等金屬間化合物不會成長，且需退火溫度的下限，以使Cu之固熔與α相之晶粒成長能夠進行。故，退火溫度是設為700~730℃。

(高溫退火條件) 為減少在低溫分批式退火中析出之金屬間化合物，接著在高溫退火中至少保持於高溫區10秒以上。保持溫度是設為780~820℃。若令此時之保持時間為長時間則會使硬化層增厚，故最久也是設為2分鐘。以分批式退火並無法進行如上述之短時間退火，而必須設為連續式退火。以高溫之連續式退火雖可降低Ti-Si系金屬間化合物的面積分率，但因Ti-Si系金屬間化合物較早析出，故從保持溫度至550℃為止的高溫之連續式退火後的冷卻速度是設為5℃/s以上。

實施例 以真空電弧熔解製作表1~3中記載之No.1~No.97之含Cu、Si、Mn及Cr的300g的Ti鑄塊，並將其等加熱至1100℃後，熱軋延且切削除去表面。之後，在與熱軋延相同方向上進行冷軋延，而作成板厚為0.5mm之薄板。以表4~6中記載的各種條件對該薄板(No.1~No.97)進行退火(將最初之退火標記為「退火1」，其次的退火標記為「退火2」)。又，對於退火，若冷卻為FC(爐冷)時，實施分批式(真空) 退火(表4~6中標記為「分批式」)，而其他情況則實施連續式(Ar氣體) 退火(表4~6中標記為「連續式」)。分批式退火是模擬卷料製造，將2片薄板重疊進行退火。僅在進行分批式退火後，調查退火後2片薄板有無接合。當無伴隨大幅變形而可剝離2片薄板時評價為○，雖有變形但可剝離者評價為△，而無法剝離者則評價為×。在調查有無接合時，若有變形的情況下，是呈以接合部分為起點之彎曲變形。另，若未進行分批式退火，則在「有無分批式接合」的欄位中填入「-」。在退火2之各欄位皆為「-」者並未進行退火2。

又，針對有接合者，不進行TIG熔接等評價，僅進行拉伸試驗與平均結晶粒徑之測量。此外，確認進行至退火2後的板子之表面狀態，將相當於現行之實機量產材的等級評價為○，無法作為製品出貨之等級則評價為×(顯示為「表面狀態」)。除此之外，進行使用有厚度為50μm之鐵氟龍(註冊商標)片作為潤滑劑之球頭突出試驗直到突出高度達到15mm為止，並觀察外觀的皺褶發生程度，令並未發生表面粗化者為○，且令發生表面粗化者為×(顯示為「加工後的表面」)。

將製得之薄板進行TIG熔接，並以熔接焊珠在平行部中央部之方式採取拉伸試驗片。TIG熔接時，考量到廣用性而是使用日鐵住金熔接工業股份有限公司製之製品NSSW Ti-28(相當於JIS Z3331 STi0100J)。熔接條件為電流：50A、電壓：15V、速度：80cm/min。拉伸試驗片的形狀為平行部寬度為6.25mm、試驗片之原評點間距離為25mm，且試驗片的厚度為原本板厚之扁平型拉伸試驗片。然而，在熔接時板子會翹曲故會進行形狀矯正，為除去形狀矯正所造成之應變，會以550℃進行30分鐘的退火(平均結晶粒徑無變化)。應變速度是以0.5%/min進行至應變量為1%為止，之後則以30%/min進行至斷裂為止。另，TIG熔接及熔接後的拉伸試驗是針對一部分進行試驗。且令TIG熔接前後的0.2%降伏強度差(顯示為Δ0.2%降伏強度(MPa))在10MPa以下時為合格。於表7~9中顯示針對No.1~No.97之各薄板求得之α相的平均結晶粒徑D(顯示為粒徑(μm))、α相的面積分率(顯示為α相率(%))、β相的面積分率(顯示為β相率(%))、金屬間化合物的面積分率(顯示為金屬間化合物(%))、0.2%降伏強度(顯示為降伏強度(MPa))、致斷延伸率(顯示為延伸率(%))、外觀(顯示為表面狀態)、0.8064×e^45.588[O] 之值((2)式的右邊：顯示為「(2)式(μm)」)、(2)式的判定結果(顯示為「(2)式(μm)判定」)：令D-0.8064×e^45.588[O] 的值為負時為「×」，0以上時為「○」)、以及本發明與比較例之分類。

化學成分範圍、A值、金屬組織及α相的平均結晶粒徑D皆在本發明範圍內之No.1、34~37、60~62、80、86~97(本發明例)滿足以下各項：0.2%降伏強度：215MPa以上、致斷延伸率：42%以上、熔接接頭的強度降低量：10MPa以下。

其他(比較例)則如下所示。 No.2的A值小於1.15質量%，且0.2%降伏強度低。且，因並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.3並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.4的A值小於1.15質量%，且0.2%降伏強度低。又，熔接接頭之強度降低較小是因母材之α相的平均結晶粒徑D大之故。 No.5之母材之α相的平均結晶粒徑D超過70μm，而在加工時於表面發生皺褶。又，因粒徑D大，故即便A值在1.15以上，0.2%降伏強度仍低。另，熔接接頭之強度降低較小是因母材之α相的平均結晶粒徑D大之故。 No.6的A值小於1.15質量%，且0.2%降伏強度低。且，因並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.7並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.8的A值小於1.15質量%，且0.2%降伏強度低。且，因並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.9並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.10的A值小於1.15質量%，且0.2%降伏強度低。且，因並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.11並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.12的A值小於1.15質量%，且0.2%降伏強度低。且，因並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.13並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.14、15因退火過於低溫而α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且致斷延伸率變小。 No.16、17因退火導致2片薄板接合且無法剝離。故未實施拉伸試驗。 No.18、19因退火過於低溫而α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且致斷延伸率變小。 No.20、21因在高溫區長時間退火，故致斷延伸率變小。 No.22~29之α相的平均結晶粒徑D未滿足(2)式，且致斷延伸率變小，熔接接頭的強度降低亦變大。此外，No.22~25因退火過於低溫而α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且金屬間化合物的面積分率也變高。 No.30~33之α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且致斷延伸率變小。並且，熔接接頭的強度降低變大。 No.38、39之退火過於低溫且為爐冷，故α相的平均結晶粒徑D小於20μm，金屬間化合物的面積分率也變高。 No.40、41之退火為高溫，故2片薄板接合且無法剝離。因此，未實施拉伸試驗。 No.42、43之退火過於低溫且為爐冷，故α相的平均結晶粒徑D小於20μm，金屬間化合物的面積分率也變高。 No.44、45之α相的平均結晶粒徑D未滿足(2)式，且致斷延伸率變小。 No.46~49之退火過於低溫且為爐冷，故α相的平均結晶粒徑D小於20μm，金屬間化合物的面積分率也變高。 No.50、51之母材之α相的平均結晶粒徑D超過70μm，而在加工時於表面發生皺褶，且0.2%降伏強度低。且，因並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.52、53之α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且因並未添加有Si而熔接接頭的強度降低變大。 No.54~56並未添加有Si，故熔接接頭的強度降低變大。 No.57~59之α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且因並未添加有Si而熔接接頭的強度降低變大。 No.63之α相的平均結晶粒徑D未滿足(2)式，且致斷延伸率變小。 No.64之α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且致斷延伸率變小。 No.65之α相的平均結晶粒徑D未滿足(2)式，且致斷延伸率變小。 No.66、67之α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且致斷延伸率變小。 No.68之退火為高溫，故2片薄板接合且無法剝離。因此，未實施拉伸試驗。 No.69之A值小於1.15質量%，且0.2%降伏強度低。 No.70、71並未添加有Si，故熔接接頭之強度降低變大。 No.72~75之α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且熔接接頭之強度降低變大。 No.76~79之金屬間化合物的面積分率超過1%，而致斷延伸率變小。 No.81之α相的平均結晶粒徑D小於20μm，且致斷延伸率變小。 No.82、83之分批式退火的冷卻速度較慢，故金屬間化合物的面積分率超過1%，而致斷延伸率變小。並且，外觀差。 No.84在分批式退火中發生燒黏，而外觀差。 No.85因連續式退火為高溫，故β相的面積分率超過5%，而致斷延伸率變小。

[表1][表2][表3][表4][表5][表6][表7][表8][表9]

產業上之可利用性 本發明之鈦板可適當應用於例如熱交換器、熔接管、消音器等二輪排氣系統及建材等。

圖1是顯示A值與0.2%降伏強度之關係的圖表。 圖2是顯示A值與致斷延伸率之關係的圖表。 圖3是顯示β相的面積分率與0.2%降伏強度之關係的圖表。 圖4是顯示金屬間化合物的面積分率與延伸率之關係的圖表。 圖5是針對Ti-Cu-Si-Mn成分系在約100μm×約100μm的區域中進行EPMA分析後的示意圖。 圖6是顯示α相的平均結晶粒徑D(μm)與TIG熔接接頭與母材的0.2%降伏強度的變化量之關係的圖表。 圖7是顯示氧量與α相的平均結晶粒徑D與母材的致斷延伸率之關係的圖表。 圖8是顯示Si量與HAZ部中粗粒化後的區域[3]之TIG熔接前後的降伏強度降低量Δ0.2%降伏強度的關係之圖表。

Claims (4)

1. 一種鈦板， 其化學成分以質量%計為 Cu：0.70~1.50%、 Cr：0~0.40%、 Mn：0~0.50%、 Si：0.10~0.30%、 O：0~0.10%、 Fe：0~0.06%、 N：0~0.03%、 C：0~0.08%、 H：0~0.013%、 除上述及Ti以外之元素：各為0~0.1%，且其等之總和在0.3%以下、及 剩餘部分：Ti； 下述(1)式所定義之A值為1.15~2.5質量%； 其金屬組織中， α相的面積分率在95%以上， β相的面積分率在5%以下， 金屬間化合物的面積分率在1%以下； α相的平均結晶粒徑D(μm)為20~70μm且滿足下述(2)式； A=[Cu]+0.98[Cr]+1.16[Mn]+3.4[Si]　…　(1)式 D[μm]≧0.8064×e^45.588[O] …　(2)式 惟，e為自然對數的底數。
2. 如請求項1之鈦板，其中前述金屬組織之α相、β相及金屬間化合物的面積分率總計為100%。
3. 如請求項1或2之鈦板，其中前述金屬間化合物為Ti-Si系金屬間化合物與Ti-Cu系金屬間化合物。
4. 如請求項1至3中任一項之鈦板，其板厚為0.3~1.5mm，0.2%降伏強度在215MPa以上，且在試驗片之平行部寬度為6.25mm、試驗片之原評點間距離為25mm、試驗片厚度為原本板厚之扁平型拉伸試驗片測得之致斷延伸率為42%以上。