TW201934770A

TW201934770A - 鈦合金材

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Publication number: TW201934770A
Application number: TW107104532A
Authority: TW
Inventors: 岳邊秀德; 西□想祐; 國枝知德
Original assignee: 日商日本製鐵股份有限公司
Priority date: 2018-02-08
Filing date: 2018-02-08
Publication date: 2019-09-01
Also published as: TWI641696B

Abstract

一種鈦合金材，以質量%計含有Cu：0.7%~1.4%、Sn：0.5%~1.5%、Si：0.10%~0.45%、Nb：0.05%~0.50%、Fe：0.00%~0.08%及O：0.00%~0.08%，且剩餘部分是由Ti及不純物所構成；組織中α相之面積分率為96.0%以上，且金屬間化合物之面積分率為1.0%以上；前述α相之平均結晶粒徑為10μm以上且100μm以下，且前述金屬間化合物之平均粒徑為0.1~3.0μm。

Description

鈦合金材

本發明有關一種可適合用於譬如排氣系統零件等之高溫強度及成形加工性優異的鈦合金材。

背景技術以往，對於四輪自動車或二輪車(以下稱為自動車等)的排氣裝置之構成構件，是使用耐蝕性、強度或加工性等優異之不鏽鋼，但近年來較不鏽鋼更輕量、高強度且耐蝕性亦優異之鈦材逐漸受到使用。譬如，二輪車的排氣裝置中，使用有JIS2種所規定的鈦材(所謂的工業用純鈦)。且更進一步，最近使用有耐熱性更高的鈦合金材，來取代JIS2種所規定的鈦材。此外，近年為除去排氣的有害成分，在高溫下使用之安裝有觸媒的消音器亦受到使用。

自動車等的排氣裝置中，設有排氣歧管及排氣管。排氣管因在途中會放入安裝有觸媒或塗佈有觸媒的觸媒裝置，或會放入消音器(Muffler)，故是被分割成幾個部分而構成。本說明書中，將從排氣歧管到排氣管、排氣口為止的整體統稱為「排氣裝置」。並且，將構成排氣裝置之零件稱為「排氣系統零件」。從自動車等的引擎排出之燃燒氣體會被排氣歧管匯集，並透過排氣管從車輛後方的排氣口排出。因排氣裝置會暴露於高溫排氣之下，故構成排氣裝置之鈦材會被要求在高溫區中的強度及耐蝕性。此外，因該等排氣裝置的零件形狀複雜，而亦會要求在室溫下的成形加工性。

專利文獻1中記載有一種排氣系統零件用耐熱鈦合金材，其含有Cu、Sn、Si及O，Cu與Sn的合計量為1.4~2.7%且剩餘部分是由Ti及無法避免的不純物所構成，且其抗氧化性優異。而且專利文獻1中，是將上述成分的鈦合金熱軋延後，進一步冷軋延，並在750~830℃下退火，藉此來製造排氣系統零件用耐熱鈦合金材。

另，專利文獻2中記載有一種耐熱鈦合金板，其含有Cu、O及Fe，且剩餘部分是由Ti及0.3%以下的不純物所構成，且其冷加工性優異。專利文獻2中，是對上述成分的鈦合金實施熱軋延、熱軋板退火、冷軋延、中間退火及最終退火等步驟，且在600~650℃的溫度下進行最終退火，藉此來製造冷加工性優異的耐熱鈦合金板。

此外，專利文獻3中記載有一種排氣系統零件用耐熱鈦合金材，其含有Cu、Si及O，且剩餘部分是由Ti及無法避免的不純物所構成，且其抗氧化性及成形性優異。專利文獻3中，是對上述成分的鈦合金實施熱軋延、熱軋板退火、冷軋延、最終退火等步驟，且在630~700℃的溫度下進行最終退火，藉此來製造抗氧化性及成形性優異的排氣系統零件用耐熱鈦合金材。

然而，即便是專利文獻1~專利文獻3中記載的鈦合金材，仍未充分兼顧到在高溫區中的強度與在室溫下的成形加工性。

先前技術文獻專利文獻專利文獻1：日本專利特許第4819200號公報專利文獻2：日本專利特開2005-298970號公報專利文獻3：日本專利特開2009-68026號公報

發明概要發明欲解決之課題本發明是有鑑於上述情事而作成者，其課題在於提供一種高溫強度優異且在室溫下的成形加工性優異之鈦合金材及其製造方法。

用以解決課題之手段本發明之要旨如下。

[1]一種鈦合金材，其以質量%計含有： Cu：0.7%~1.4%、 Sn：0.5%~1.5%、 Si：0.10%~0.45%、 Nb：0.05%~0.50%、 Fe：0.001%~0.08%、 O：0.001%~0.08%，且剩餘部分是由Ti及不純物所構成；組織中α相之面積分率為96.0%以上，且金屬間化合物之面積分率為1.0%以上；且前述α相之平均結晶粒徑為10μm以上且在100μm以下，且前述金屬間化合物之平均結晶粒徑為0.1~3.0μm。

[2]如[1]之鈦合金材，其以質量%計更含有Bi：0.1~2.0%、Ge：0.1~1.5%中任一者或兩者，且其等之合計量小於3.0%。

[3]如[1]之鈦合金材，其在25℃下之致斷延伸率為25.0%以上，且在25℃下之0.2%偏位降伏強度為340MPa以下，在700℃下之拉伸強度為60MPa以上。

發明效果根據本發明，可提供一種高溫強度優異且在室溫下的成形加工性優異之鈦合金材。該鈦合金材之抗氧化性與成形後的外觀亦更優異。

用以實施發明之形態以下，詳細說明本發明。為提升鈦合金材的高溫強度，通常會進行添加合金元素使其固熔強化。然而，提升高溫強度後之鈦合金材變成在室溫下也是高強度，故在成形加工時的回彈變大，成形性降低。為了將譬如熔接等自動化以有效生產排氣裝置等製品，必須減小因回彈而造成的位置偏移。另，本說明書中，所謂室溫是指20℃~30℃。且室溫宜為25℃。

提高楊氏模數或者是降低強度，尤其是降低0.2%偏位降伏強度，對於抑制回彈是很有效的。為提高楊氏模數，必須添加Al或O或者令集合組織發展，但如此一來在抑制回彈之前便會先阻礙材料的延展性或壓製成形性本身。於是，研討了可減低在室溫下的強度並使高溫下的強度增加的方法，乃至得出活用隨著溫度不同而固熔限大幅相異之元素的見解。根據上述，乃至發明出在被成形之室溫下添加元素會析出而強度低，且在高溫區中使用時析出物會固熔而可確保高溫強度之鈦合金材。

在此，說明上述0.2%偏位降伏強度。鈦合金材在拉伸試驗中，會有顯現出降伏現象的情形與未顯現降伏現象的情形。在未顯現降伏現象的情形下，為方便辨明彈性變形與塑性變形之界線，必須將相當於降伏應力之應力定義為降伏強度。一般而言，鋼之降伏時的永久應變為約0.002(0.2%)，因此將卸除負荷時的永久應變在0.2%的應力稱為0.2%偏位降伏強度，且在本案說明書中亦以其來代用降伏應力。

為確保成形性，只要令α相之平均結晶粒徑增大並提高延展性即可。此時，若組織中殘存有金屬間化合物，便會因金屬間化合物導致α相的晶粒成長受到阻礙，故只要在不會使金屬間化合物析出之較高溫度區中進行退火以促進α相的晶粒成長即可。

另一方面，若合金添加元素固熔於金屬組織中，金屬組織便會被固熔強化，0.2%偏位降伏強度提升且變得容易產生回彈，而會阻礙在室溫下的成形性，故具有某種程度的金屬間化合物較理想。為使金屬間化合物析出，只要在較α相會成長的溫度區更低的溫度區中跨長時間進行退火即可。而金屬間化合物之析出，可藉由後述之第2次的退火(金屬間化合物之析出處理)來實現。

在此，若在形成金屬間化合物後進行用以增大α相之結晶粒徑的退火，已先析出的金屬間化合物便會因退火而再固熔於金屬組織中，而變得無法確保在室溫下的成形性。所以，必須先進行用以使α相之結晶粒徑增大的退火，之後再進行使金屬間化合物析出的退火。

此外，鈦合金之金屬組織會因實施冷軋延而承受輥軋縮力，故冷軋延後之組織會變成具有在軋延方向上被拉長之形態的組織。因此，用以控制α相之平均結晶粒徑的退火必須在冷軋延後實施。

如以上所說明，在本發明中，較理想的是於冷軋延後進行控制α相之平均結晶粒徑的退火，接著進行使金屬間化合物析出的退火。

歷經上述步驟而製得之鈦合金材，會成為具有α相之結晶粒徑較大且有金屬間化合物析出之組織者，而可確保在室溫下的成形性。並且，因含Cu、Sn這類固熔限廣的合金添加元素，故高溫時金屬間化合物會固熔於金屬組織中而提升0.2%偏位降伏強度，可提高高溫強度。

本發明之鈦合金材，尤其適合用來作為自動車或二輪車等的排氣裝置之排氣系統零件的構成材。排氣裝置是藉由將鈦合金材成形加工而作成各種排氣系統零件後，組合該等排氣系統零件而製造的。在此之後，排氣系統裝置會被安裝於自動車等而受到使用。因排氣裝置受到使用，構成構件即鈦合金材會暴露於高溫排氣之下而被加熱至較高溫度。本發明之鈦合金材，在被加熱至較高溫度前，亦即在室溫下，會有金屬間化合物存在於金屬組織中且α相之平均結晶粒徑較大，故強度變低，成形加工性提升，成形加工時的回彈亦被減低。之後，在使用排氣裝置時，鈦合金材會暴露於高溫排氣之下而被加熱至較高溫度，藉此成形加工時已存在的金屬組織中之金屬間化合物會固熔而可謀求固熔強化，而變得能確保優異高溫強度。本發明之鈦合金材是將在25℃下之致斷延伸率設為25.0%以上，且將在25℃下之0.2%偏位降伏強度設為340MPa以下，來作為在室溫下的成形加工性之指標。並且，作為高溫強度之指標，是將在700℃下之拉伸強度設為60MPa以上。

以下，詳細說明本發明實施形態之鈦合金材。首先，說明各成分元素的含量。在此，針對成分的「%」為質量%。此外，化學組成並非鑄錠之分析值，而是以經實施至完工退火後的鈦合金材而得之分析值。

(Cu：0.7%~1.4%) Cu之固熔限廣，是可提升高溫強度及在室溫下的強度之元素。為提升高溫強度，必須含有0.7%以上。若過量含有Cu，Ti₂ Cu等金屬間化合物便會大量析出，而損害延展性。並且，若使用時高於780℃變成會使β相形成，而有高溫強度降低之疑慮。此外，若Ti₂ Cu的析出量多，α相的晶粒成長便會受到阻礙而成為細晶粒，使得在室溫下的延展性降低。故，要將Cu含量上限設為1.4%以下。因此，將Cu含量設為0.7%~1.4%。且Cu下限亦可為0.8%、0.9%或1.0%。又，Cu上限亦可為1.3%、1.2%或1.1%。

(Sn：0.5%~1.5%) Sn之固熔限廣，是可提升高溫強度之元素。為提升高溫強度，必須含有0.5%以上之Sn。另，後述之Si雖可使高溫強度與抗氧化性提升，但在使用大型鑄塊製造製品時容易產生偏析，在為了抑制製造成本而使用大型鑄塊的情形下是不適合的。因此，必須添加偏析小的Sn以減低高溫強度的不一致。惟，若過量含有Sn，便會促進Ti₂ Cu等金屬間化合物析出，故必須限制在1.5%以下。因此，將Sn含量設為0.5%~1.5%。Sn下限亦可為0.6%、0.7%或0.8%。又，Sn上限亦可為1.4%、1.3%或1.2%。

(Si：0.10%~0.45%) Si是可提升高溫強度及抗氧化性之元素。但，若亦考量到偏析，欲獲得該等效果則必須含有0.10%以上之Si。而若過量含有Si，相對於含量，提升高溫強度及抗氧化性的效果變小，並且會大量析出金屬間化合物(矽化物)，使得在室溫下的延展性降低，故要將上限設為0.45%以下。因此，將Si含量設為0.10%~0.45%。Si下限亦可為0.15%、0.20%或0.25%。又，Si上限亦可為0.40%、0.35%或0.30%。

(Nb：0.05%~0.50%) Nb是可提升抗氧化性之元素。且，在發明之添加範圍中，與Si相較之下Nb是偏析較小的元素。因此，為減低因Si之偏析而造成的抗氧化性的不一致，也必須添加Nb。欲獲得提升抗氧化性的效果，必須含有0.05%以上之Nb。而若過量含有Nb，相對於含量，提升抗氧化性的效果變小，並且變得容易形成β相。此外，因Nb價格昂貴，而要將上限設為0.50%以下。因此，將Nb含量設為0.05%~0.50%。Nb下限亦可為0.10%、0.15%或0.20%。又，Nb上限亦可為0.40%、0.35%或0.30%。

(Fe：0.00%~0.08%) Fe是無法避免含有的元素。此外，Fe是β穩定化元素，若過量含有會變得容易形成β相，而妨礙α相的結晶粒成長。為了在室溫下獲得充足的延展性，必須令α相的結晶粒成長，故Fe含量越少越好。因此，Fe含量是設為0.00%~0.08%。Fe上限亦可為0.06%、0.04%或0.02%。

(O：0.00%~0.08%) O是無法避免含有的元素，其會提升在室溫下的強度而使延展性降低。因對於高溫下的強度幾乎無助益，故其含量越少越好。因此，將O含量設為0.00%~0.08%。O上限亦可為0.06、0.04%或0.02%。

本實施形態之鈦合金材的剩餘部分為Ti及上述以外之其他不純物。作為除Fe及O之外的不純物元素，有C、N、H、Cr、Al、Mo、Zr、Mn、V及Ni，而若該等不純物含量多，在室溫下的延展性便會降低。因此，宜將各個不純物元素之上限設為0.05%以下。並且，宜將上述不純物元素含量之合計設為小於0.3%。

[關於選擇元素] 本實施形態之鈦合金材亦可在含量合計小於3.0%的範圍內含有Bi或Ge中一者或二者，以取代一部分的Ti。Bi或Ge中一者或二者Cu的上限亦可為2.5%、2.0%或1.5%。

(Bi：0.1%~2.0%) Bi在高溫下具有某種程度的固熔限，亦可含有0.1%以上以提升高溫強度。但，Bi與Cu或Si一樣都會產生金屬間化合物，使得在室溫下的延展性降低，故將其上限設為2.0%以下。Bi下限亦可為0.2%、0.3%或0.4%。又，Bi上限亦可為1.5%、1.0%或0.8%。

(Ge：0.1%~1.5%) Ge在高溫下具有某種程度的固熔限，亦可含有0.1%以上以提升高溫強度。但，Ge與Cu或Si一樣都會產生金屬間化合物，使得在室溫下的延展性降低，故將其上限設為1.5%以下。Bi下限亦可為0.2%、0.3%或0.4%。又，Bi上限亦可為1.2%、1.0%或0.8%。當複合添加Bi與Ge時，固熔限皆會變小，故若分別添加各元素上限即2.0%(合計4.0%)，便會形成金屬間化合物。因此，若Bi與Ge之合計添加量不在3.0%以下的話，便會因大量的金屬間化合物導致延展性劣化。

如以上，本實施形態之鈦合金材具有含上述基本元素且剩餘部分是由Ti及不純物所構成之化學組成，或者具有含上述基本元素與選自於上述選擇元素中至少1種，且剩餘部分是由Ti及不純物所構成之化學組成。

[α相之面積分率及金屬間化合物之面積分率] 本實施形態之鈦合金材，是藉由在室溫下使金屬間化合物於金屬組織中析出而抑制固熔強化，使0.2%偏位降伏強度降低，以提升成形加工性。為獲得此效果，於鈦合金材中金屬間化合物以面積分率計必須析出1.0%以上。然而，若金屬間化合物過於大量析出，便會有因析出強化而使在室溫下的延展性降低的情形，故要將金屬間化合物之面積分率設為4.0%以下。金屬間化合物之面積分率亦可為3.0%以下或2.0%以下。並且，將α相之面積分率設為96.0%以上。α相之面積分率下限亦可為97.0%、98.0%。

此處之面積分率之測量是藉由使用掃描型電子顯微鏡，於L截面之板厚中央部500μm×500μm(250000μm² )以上的區域中針對反射電子像作圖像解析而進行。測量區域即便不是1個視野，只要能確保多數個視野之合計在250000μm² 以上即可。反射電子像中會有較母相白的區域或較母相黑的區域存在，故將其等之面積分率當作金屬間化合物來求算。該等白色區域或黑色區域會顯現於α相之晶界或晶粒內。黑色部分是有原子序號小的元素濃化，譬如Ti-Si系金屬間化合物。反射電子像中白色區域是有原子序號大的元素濃化，譬如Ti-Cu系金屬間化合物。另一方面，鈦合金材中，會有除了α相與金屬間化合物以外也存在β相的情形。β相也一樣會在反射電子像中顯示為白色區域。單憑反射電子像要於此白色區域中分離金屬間化合物與β相是有困難的。為了進行分離，必須利用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)或EDX(Energy Dispersive X-ray spectrometry)來確認有無於β相中濃化之Fe的濃化。然而，本實施形態之鈦合金中並不存在β相，或者即便存在其以面積分率計也在0.2%以下。對於令α相為第一相之本實施形態之鈦合金，只要將β相與金屬間化合物併同辨識為第二相即可。亦即當含有β相時，β相之面積分率亦可包含於金屬間化合物之面積分率中。

[α相之平均結晶粒徑] 本實施形態之鈦合金材是藉由將α相之結晶粒徑增大，來提升在室溫下的延展性，使0.2%偏位降伏強度降低。因此，主相即α相之平均結晶粒徑必須在10μm以上。若較10μm更小，便會有0.2%偏位降伏強度變得過高的情形或有延伸率變得不足的情形。且其較宜在12μm以上，更宜在15μm以上。平均結晶粒徑越大，在室溫下的延展性越優異，但若大於100μm，會有因成形導致褶皺產生而損害外觀之可能性。因此，必須將α相之平均結晶粒徑上限設為100μm。且較佳是在70μm以下，更佳是在50μm以下。

另，α相之平均結晶粒徑是使用對L截面以光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察板厚中央附近而得之組織照片，藉由切斷法而求得。具體而言，是在200μm×200μm以上的區域中，在厚度方向上隔著30μm以上之間隔畫出5條長邊方向為軋延方向之長度Ln(200μm以上)的線條後，測量該等線條分別分割的結晶粒數量Xn，並以(2)式求得以(1)式求得之各線條的結晶粒徑Dn之平均值D。以線條完全橫切的結晶粒是設為1個，而線條在結晶粒内中斷時是設為0.5個。 Dn (μm)＝Ln/Xn　　　　(1) D (μm)＝(D₁ ＋D₂ ＋D₃ ＋D₄ ＋D₅ )/5　　(2)

[金屬間化合物之平均粒徑] 本實施形態之鈦合金材是因金屬間化合物以預定面積分率析出，而α相中的金屬間化合物之固熔量減少，在室溫下的0.2%偏位降伏強度便降低。經析出的金屬間化合物會因暴露在高溫下而再度於α相中固熔，故高溫強度提升。若有粗大金屬間化合物析出，暴露在高溫下時便不易固熔，無法獲得充分的高溫強度，因此必須將金屬間化合物之平均粒徑設在3.0μm以下。然而，若過於微細分散，析出強化之效果會變大，延展性便會降低。故，要將金屬間化合物之平均粒徑下限設為0.1μm。又，本實施形態之金屬間化合物中，當然包含Ti₂ Cu、矽化鈦等由鈦與其他金屬元素所構成之金屬間化合物，亦包含鈦以外的金屬元素們之金屬間化合物。為觀察金屬間化合物之粒徑，會使用掃描型電子顯微鏡。測量範圍是與金屬間化合物之面積分率的情況相同，而在測量個別的金屬間化合物時，可以1000倍為大致基準來進行，亦可以更高倍率進行測量。

[製造方法] 接下來，就本實施形態之鈦合金材之製造方法的一例，參照圖1進行說明。於圖1中顯示製造步驟之流程。圖1中，製造鑄錠、熱軋延、脫鏽、冷軋延及完工退火(退火1+退火2)為必要步驟，鍛造及分塊軋延、熱軋板退火、中間退火及冷軋延、形狀矯正則是因應需要而進行的步驟。

[熱軋延] 欲熱軋延之胚料，是使用以真空電弧熔解或電子束熔解等方法鑄造而成之具有上述化學組成之鑄錠。又，亦可將鍛造及分塊軋延加於熱軋延之前。且鍛造及分塊軋延是加熱至1000℃以上(較佳是在1050℃以上)來進行。熱軋延是在800~1100℃加熱並進行軋延。若此時的熱軋延溫度低於800℃，變形阻力變大，熱軋延會變得困難。若大於1100℃，則氧化激烈，熱軋延所造成之鏽皮壓痕或鏽皮部分變多，而產率降低。

[熱軋板退火] 熱軋板退火是在藉由減低熱軋延後鈦合金材的應變，以易於進行冷軋延的目的下進行的。惟，此步驟並不一定非進行不可，只要在冷軋延性不足時實施即可。為了抑制過度氧化而抑制產率降低，熱軋板退火會在750~850℃進行。退火時間並無特別限制，維持1分鐘~60分鐘左右即已充足。

[冷軋延] 冷軋延是在進行熱軋延或熱軋板退火後的脫鏽後進行。脫鏽以一般方法即可，譬如為在進行珠粒噴擊後，利用硝酸與氫氟酸之混酸所進行的酸洗來去除表層的方法。於冷軋延中為了獲得均勻的組織，必須提高在冷時的總軋延率(冷軋延率)，且冷軋延率宜在50%以上。另一方面，若在冷軋延率大於95%的情況下冷軋延，會產生會使產率大幅降低的邊緣裂紋，故冷軋延率上限是設為95%以下。且較佳是在90%以下，更佳是在85%以下。當有實施中間退火時，中間退火後的冷軋延中只要設為50%以上的冷軋延率即可。另，中間退火宜與熱軋板退火一樣在750~850℃下進行。

接著，對於冷軋延後的鈦合金材進行完工退火。在750~830℃下實施第1次退火，並進一步在550~720℃下實施第2次退火。藉由進行達2次的退火，便可製得作為目的之金屬組織。又，於上述第1次退火與第2次退火之間不進行冷軋延。

[第1次退火(熔體化處理)] 第1次退火(以下稱為退火1)是在使金屬間化合物固熔，並使α相之結晶粒粗粒化的目的之下進行的。為此，必須在750℃以上進行退火。本實施形態之鈦合金材為了提高高溫強度而含有大量合金元素，在低於750℃的溫度下金屬間化合物會析出，α相的晶粒成長便受到阻礙，而粗粒化變得困難。因此，為了粗粒化必須花費長時間，而析出的金屬間化合物便會粗大化。並且，在第2次退火中，已經存在的金屬間化合物亦會成長，而會形成粗大金屬間化合物。另一方面，若退火溫度超過830℃，便會形成β相，而阻礙α相之結晶粒成長。此外，在750℃以上，若進行整批式退火，會在卷料們的接觸部接合而產生燒黏，故不適當。因此，退火1是利用連續式退火來實施。由此，為了將α相之平均結晶粒徑控制在預定範圍內，退火1是利用連續式退火在750℃~830℃下實施。且較佳範圍是在770~820℃，更佳範圍是在780~810℃。因金屬間化合物之一種即Ti₂ Cu的析出速度極為緩慢，退火1後的冷卻亦可為空冷或爐冷程度。到550℃以下為止的平均冷卻速度宜為0.5℃/s，且較佳為1℃/s。由於若低於550℃，析出反應會變得非常緩慢，故較550℃低的區域之冷卻速度不須特別注意。於上述退火溫度下，即便維持小於1分鐘，金屬間化合物仍會開始固熔而成為α相中的結晶粒可成長的狀態。故，退火1是以1分鐘左右為大致基準來進行，且隨著設備之不同作調整以使α相之平均結晶粒徑在所欲範圍(10μm~100μm)即可。具體而言，退火1之退火時間只要有1~5分鐘即可。

[第2次退火(金屬間化合物之析出處理)] 實施上述退火1後的鈦合金材幾乎未有金屬間化合物析出，即便有析出，金屬間化合物之面積分率仍是小於1.0%。若金屬間化合物維持已固熔的狀態，會因固熔強化導致0.2%偏位降伏強度變高，而成形加工性不優異。因此，要使金屬間化合物以預定面積分率析出，以抑制固熔強化，而減低0.2%偏位降伏強度。本實施形態中，為使金屬間化合物以預定面積分率析出，是於退火1後在550~720℃下實施第2次退火(以下稱為退火2)。

若退火2的溫度超過720℃，Cu或Si在α相中的固熔限會變大，故金屬間化合物的析出量變少，而無法獲得充分的減低0.2%偏位降伏強度之效果。此外，若低於550℃，因元素之擴散受到抑制，故金屬間化合物之析出會變得不充分或析出之金屬間化合物變得微細而提高0.2%偏位降伏強度。因此，退火2要在550~720℃的範圍内實施。且，為了充分析出金屬間化合物，退火2之退火時間必須設成4小時以上。較佳是在8小時以上。而退火時間上限無須特別限定，但由生產性的觀點看來，宜在50小時以下，更宜在40小時以下。此外，金屬間化合物是已充分析出之狀態，即便冷卻速度變慢，金屬間化合物之析出量仍是些許增加之程度，而不須特別注意，以爐冷即為充分。

本實施形態之鈦合金材之製造方法中，是於750℃以上且830℃以下的退火1後，進行550℃以上且720℃以下的退火2。可譬如如圖2(a)所示，於退火1後冷卻至室溫附近，之後加熱以進行退火2。另，亦可如圖2(b)所示，於退火1後，冷卻至退火2的溫度範圍，並直接進行退火2。

又，進行退火1後在加熱爐内進行長時間放冷(所謂的爐冷)時，雖會通過退火2之退火溫度即550~720℃的區域，但在此情況下無法於550~720℃的區域中維持達4小時以上，而會在小於4小時便通過該溫度區。因此，若於退火1後僅進行爐冷，要使金屬間化合物充分析出將變得困難。

根據以上步驟，來製造本實施形態之鈦合金材。

根據本實施形態之鈦合金材，可提供一種高溫強度及在室溫下的成形加工性優異之鈦合金材。此外，本實施形態之鈦合金材可藉由對具有預定化學成分之鑄錠實施熱軋延及冷軋延，之後實施2階段之退火而製造。藉由第1次退火，鈦合金中的α相之結晶粒會成為10μm以上，而藉由第2次退火，金屬間化合物之面積分率會成為1.0%以上，且α相之面積分率會成為96.0%以上。本實施形態之鈦合金材因具有上述金屬組織且含有固熔限廣之添加元素，故可維持高溫強度，並抑制在室溫下的0.2%偏位降伏強度，而可提升成形加工性。

實施例接下來，說明本發明實施例，惟，實施例中之條件僅為用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，且本發明不受該一條件例限定。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。

除了No.10之外，No.1-1~No.1-3、No.2-1~No.2-3、No.3-1、No.3-2、No.4、No.5-1、No.5-2、No.6-1、No.6-2、No.7~No.9、No.11~No.14、No.15-1~No.15-3、No.16-1~No.16-3、No.17-1、No.17-2、No.18-1~No.18-22、No.19-1~No.19-5、No.20-1、No.20-2、No.21~No.30是使用藉由真空電弧鈕釦式熔解而製得之約0.6kg的鑄錠來製作。另，No.10是使用藉由真空電弧熔解而製得之約20kg的鑄錠來製作。將製作而得之各鑄錠在1000℃下熱軋延，而作成厚10mm的熱軋板。之後，進行在860℃下之熱軋延，藉此製得厚4mm的熱軋板。

之後，實施脫鏽步驟，或者在以表1、2所記載之溫度與時間進行熱軋板退火後實施脫鏽步驟，然後實施將冷軋延率設定在71.4%的冷軋延，而作成厚度1mm的薄板。之後，以表1、2中的退火溫度及退火時間實施退火1及退火2後，進行組織觀察和拉伸試驗。退火1之步驟後是進行空冷，退火2之步驟後則是進行爐冷。此外，除No.23及No.24以外，在退火1之後會冷卻至室溫(25℃)為止，然後再加熱實施退火2。對於根據以上步驟製作而得之No.1-1~No.30，進行了拉伸試驗和組織觀察以及加工後的外觀評價。又，表1、2所示化學組成皆是以進行冷軋延及完工退火後的板材作分析而得之值。並且，其他不純物為C、N、H、Cr、Al、Mo、Zr、Mn及Ni之合計量。表3、4中顯示各板材之特性。

[室溫拉伸試驗] 在室溫(25℃)下的拉伸試驗，是從上述薄板採取長邊方向相對於軋延方向為平行的ASTM半尺寸拉伸試驗片(平行部寬度6.25mm、平行部長度32mm、標點間距離25mm)，並令應變速度在到應變1.5%為止為0.5%/min，之後令到斷裂為止為30%/min來進行。在室溫下的延展性及回彈之評估是以在室溫下的致斷延伸率及0.2%偏位降伏強度來作評估。令在室溫下的致斷延伸率為25.0%以上，且在室溫下的0.2%偏位降伏強度為340MPa以下的情況為延展性充分且回彈小，而判定為合格。又，拉伸試驗是在利用空調設備維持在平均溫度25℃(±2℃)的室内實施。

[高溫拉伸試驗] 在高溫下的拉伸試驗，是從上述薄板採取長邊方向相對於軋延方向為平行的拉伸試驗片(平行部寬度10mm、平行部長度及標點間距離30mm)，並令應變速度在到應變1.5%為止為0.3%/min，之後令到斷裂為止為7.5%/min來進行。試驗氣體環境是在700℃的大氣中進行，並於試驗氣體環境中維持30分鐘，使試驗片充分達到試驗溫度後，進行試驗。令在高溫下的拉伸強度在60MPa以上的情況為高溫強度優異，而判定為合格。

[組織觀察] 利用光學顕微鏡觀察上述薄板的L截面(TD面)，並以切斷法求得α相之平均結晶粒徑。並由以掃描型電子顯微鏡觀察而得之反射電子像中組織中的對比來判別α相與金屬間化合物。

α相之面積分率是利用圖像處理而求得α相之面積分率。金屬間化合物之面積分率則是由α相以外部分之面積而求得金屬間化合物之面積分率。金屬間化合物之平均粒徑是由α相以外之粒子數量與α相以外部分之面積計算每1個的面積，以近似正方形而求得。α相之結晶粒徑是以切斷法求得之平均結晶粒徑。在以以上方法求得之α相之平均結晶粒徑為10μm~100μm的情況、α相之面積分率為96%以上的情況以及在金屬間化合物之面積分率為1.0%以上的情況下，因滿足本發明之條件故判定為合格。於表1中顯示上述拉伸試驗與組織觀察的結果。又，表中的底線表示超出本實施形態中規定之條件或特性之外。

[加工後之外觀評估] 進行使用有厚度50μm之鐵氟龍片作為潤滑劑的球頭突出試驗直至突出高度成為15mm為止，觀察外觀的皺褶發生程度並以ABCD之4階段進行評估(「鐵氟龍」為註冊商標)。令A為具有與習知材(JIS H4600 第2種鈦)同等外觀者，令B為雖外觀上較習知材差但可藉由製品化後的研磨去除者，令C為研磨前需有噴擊等步驟者，且令D為即使進行噴擊等仍無法以研磨去除者。D為不合格。另，在15mm斷裂時，亦可將突出高度降低至13mm或10mm，並藉由與習知材(JIS H4600 第2種鈦)之比較評估來判斷。又，習知材是設為以下板材：將由具有JIS H4600 第二種鈦之化學組成的鑄塊製造而得之熱軋板(厚度4~5mm)珠粒噴擊及酸洗，藉此進行脫鏽，並將無在至熱軋延為止所形成的瑕疵之部分冷軋延至厚度1mm為止後，以丙酮或鹼溶液洗淨去除軋延油後，在650℃下實施8h真空退火而得之板材。

[氧化試驗] 氧化試驗是以砂紙＃600號濕式研磨板厚×20mm×40mm左右的表面，並以將在大氣中維持800℃、100h後的重量增加除以試驗片表面積而得之值(氧化增量)進行評估。另，試驗時是將試驗片靠著容器等而立起，藉此令試驗片表面充分暴露於大氣中。將氧化增量在50g/m² 以下的情況判斷為抗氧化性優異。又，氧化增量為顯示抗氧化性之指標，越小抗氧化性越優異。若氧化，氧便與鈦結合而重量增加。當氧化鏽皮剝離時會減少，而在有鏽皮剝離時，要將剝離鏽皮也回收測量重量。故，要設成放入即便鏽皮剝離仍能回收的容器等來進行試驗。

No.1-1~No.1-3、No.2-1~No.2-3、No.3-1、No.3-2、No.4無論有無2階段退火，因Cu、Sn及Si少，故高溫強度不充分。No.5-1、No.5-2之Nb含量少，而氧化增量大。並且，No.5-2中拉伸試驗後的試驗片平行部的表面粗糙強烈顯現，於外觀評估中在表面粗糙上也有問題。No.6-2因結晶粒徑亦大，故表面粗糙變強。

No.7、8、10、11因合金元素過多，故成為細晶粒，而高強度化或延展性降低。No.9雖結晶粒徑在10μm以上但Si過多，故金屬間化合物變多，而延展性降低。No.12因氧含量過多，故除高強度化之外還發生延展性降低。

No.16-2、No.18-2、No.18-3、No.18-22為雖有進行退火1(熔體化處理)，但並未進行退火2(金屬間化合物之析出處理)，故金屬間化合物不太析出，0.2%偏位降伏強度變得過高之例。並且，No.18-2因維持時間較No.18-3更短，故會成為細晶粒，而因此導致0.2%偏位降伏強度變得更高。

No.16-3、No.18-4~No.18-20皆為在未進行退火1的情況下進行退火2之例。No.18-4、No.18-5、No.18-6、No.18-7、No.18-10、No.18-12、No.18-16、No.18-20是在較720℃更高溫下進行，而α相之平均結晶粒徑成為10μm以上。然而，No.18-4、No.18-5、No.18-6、No.18-7、No.18-10、No.18-12、No.18-16之金屬間化合物的析出不充分，0.2%偏位降伏強度高。此外，No.18-4、No.18-5、No.18-12、No.18-20在進行退火2前便少量存在有金屬間化合物，且是在金屬間化合物難以微細析出之730℃下進行退火2，故在退火2前便存在的金屬間化合物變大，而高溫強度變低。

No.18-8僅進行退火2，因此α相之平均結晶粒徑未滿10μm，而0.2%偏位降伏強度高。No.18-9、No.18-11、No.18-13、No.18-14、No.18-15、No.18-17、No.18-18、No.18-19是在相當於退火1之溫度下進行熱軋板退火，但因並未進行退火1，故α相之平均結晶粒徑未滿10μm，而0.2%偏位降伏強度變高。

No.15-3及No.19-1之退火2溫度為750℃，金屬間化合物的析出不充分，而0.2%偏位降伏強度高。

No.19-2因退火2之溫度低於550℃，故有金屬間化合物微細析出，0.2%偏位降伏強度高。No.15-2因退火2之維持時間短，故金屬間化合物的析出並不充分，而0.2%偏位降伏強度變高。

No.19-3是在850℃下進行退火1而產生β相且因釘扎而妨礙α相的成長，因此α相之平均結晶粒徑未滿10μm。其結果，0.2%偏位降伏強度雖因金屬間化合物的析出而變為340MPa以下，但延伸率未滿25%。

No.19-4之退火1之溫度低於750℃，無法充分固熔化，而被釘扎於金屬間化合物，α相之平均結晶粒徑未滿10μm。其結果，0.2%偏位降伏強度雖因金屬間化合物的析出而變為340MPa以下，但延伸率未滿25%。

No.17-2因在退火1中的退火時間短，故成為細晶粒，而高強度化且變成更低延展性。

No.29因Ge含量過多，而金屬間化合物析出較多，故延伸率未滿25%。No.30因Bi含量過多，而金屬間化合物過度析出，延伸率未滿25%。

[表1][表2][表3][表4]

圖1為顯示本實施形態之鈦合金材之製造方法的一例之流程圖。圖2為退火1、2之說明圖。

Claims

一種鈦合金材，以質量%計含有： Cu：0.7%~1.4%、 Sn：0.5%~1.5%、 Si：0.10%~0.45%、 Nb：0.05%~0.50%、 Fe：0.00%~0.08%、 O：0.00%~0.08%，且剩餘部分是由Ti及不純物所構成；組織中α相之面積分率為96.0%以上，且金屬間化合物之面積分率為1.0%以上；且前述α相之平均結晶粒徑為10μm以上且在100μm以下，且前述金屬間化合物之平均結晶粒徑為0.1~3.0μm。
如請求項1之鈦合金材，其以質量%計更含有： Bi：0.1~2.0%、 Ge：0.1~1.5% 中任一者或兩者，且其等之合計量小於3.0%。
如請求項1之鈦合金材，其在25℃下之致斷延伸率為25.0%以上，且在25℃下之0.2%偏位降伏強度為340MPa以下，在700℃下之拉伸強度為60MPa以上。