TW202128302A

TW202128302A - 加工鈦材的製造方法

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Publication number: TW202128302A
Application number: TW109102315A
Authority: TW
Inventors: 國枝知德; 高橋一浩; 森健一; 宮崎義正; 井上洋介; 諸富圭介
Original assignee: 日商日本製鐵股份有限公司; 日商東邦鈦股份有限公司
Priority date: 2020-01-21
Filing date: 2020-01-21
Publication date: 2021-08-01
Also published as: TWI732435B

Abstract

本發明使用軋輥直徑為20mm以上且在90mm以下的軋延輥，按合計軋縮量1.0%以上對鈦胚料進行冷軋延或溫軋延，藉此在前述鈦胚料的表層賦予應變。根據以此製造方法獲得之加工鈦材，可減少在熱軋延時產生的表面瑕疵。

Description

加工鈦材的製造方法

本發明有關一種可在熱軋延時減少產生表面瑕疵之加工鈦材的製造方法。

發明背景一般的熱軋延用鈦材的製造方法係例如以下所述。首先，利用消耗電極式電弧熔解法(VAR: Vacuum Arc Remelting)或電子束熔解法(EBR: Electron Beam Remelting)將鈦熔融後使其凝固，藉此製造鑄錠。接著，藉由分塊或鍛造、軋延等熱加工來分解鑄錠，製成扁胚或小塊料等熱軋延用鈦材。另外，近年來還持續開發一種藉由以電子束熔解法製造可直接熱軋的矩形鑄錠，來省略上述分解步驟的技術。

然而，工業上使用的大型鑄錠在凝固組織中存在著大至數十mm的粗大晶粒。若不歷經分解步驟而將此種鑄錠直接熱軋延，則會因粗大晶粒而產生不均質的變形，有時會成長為較大的表面瑕疵。又，就算在歷經分解步驟等的情況下，當加工率低或溫度不適當時，會殘留鑄造組織或者組織反而變得粗大等，有時會導致熱軋時產生表面瑕疵。

若如上述產生表面瑕疵，後續的去鏽皮步驟中的產率會變得非常差，從而要求一種不易產生熱軋表面瑕疵的熱軋延用鈦材。

專利文獻1中提案出以下方法：在將鈦材的鑄錠直接熱加工時，為了將表層附近的晶粒細粒化而在表面層賦予應變後，加熱至再結晶溫度以上使從表面起深度2mm以上進行再結晶後，進行熱加工。

另，專利文獻2及3中記載有一種熱軋延用鈦材，其係利用具有曲率半徑3~30mm的前端形狀的鋼製工具或半徑3~30mm的鋼製球來使熱軋延用鈦材表面產生塑性變形，從而於表層部賦予了應變。根據專利文獻2及3，據稱藉由將此種熱軋延用鈦材進行熱軋延，可使粗大凝固組織的影響變得無害，可減輕表面瑕疵。

先前技術文獻專利文獻專利文獻1：日本特開平1-156456號公報專利文獻2：國際公開第2010/090352號專利文獻3：日本特開2018-1249號公報

發明概要發明欲解決之課題專利文獻1中列舉了鍛造、軋輥軋縮(具體來說係使用有外徑100mm的軋輥之冷軋延)及噴珠(Shot blast)來作為賦予應變的手段。然而，一般的噴珠因珠粒直徑為0.5~1mm而較小，故可施予的應變量亦小。又，在鍛造或使用有外徑100mm的軋輥之冷軋延中會產生所謂的滯留金屬(Dead metal)，而表層附近的應變量變少且應變被導入到更內部。因此，為了確保所需再結晶層的厚度及細粒化，需要非常多的軋縮而成本高漲或設備負荷變大，有時難以實施。

專利文獻2及3中，係以鋼製工具錘打或壓抵來賦予應變，故要對表面整體穩定賦予應變有時需要花費長時間，而效率較低。另外，以高強度材而言，也會有衝撃能量無法傳達到內部而無法確保所需細粒組織的厚度的情況。因此，尚有進一步改善的餘地。

本發明係有鑑於上述情況而作成者，其課題在於提供一種可減少於熱軋延時產生的表面瑕疵之加工鈦材的製造方法。

用以解決課題之手段用以解決上述課題之本發明主旨如下。一種加工鈦材的製造方法，係使用軋輥直徑為20mm以上且在90mm以下的軋延輥，按合計軋縮量1.0%以上對鈦胚料進行冷軋延或溫軋延，藉此在前述鈦胚料的表層賦予應變。

發明效果根據本發明，即便係省略了鑄錠的分解步驟之仍為鑄造後狀態的鈦胚料，仍可使熱軋時產生的表面瑕疵變得輕微，而可提供優異熱軋、冷軋製品。

用以實施發明之形態針對本發明實施形態，使用圖式於以下進行說明。本發明人等基於減少因熱軋延所致之表面缺陷的觀點，針對使晶粒大至數十mm的鑄錠的粗大凝固組織變得無害的方法、及使在分解後仍殘留下來的該凝固組織的影響變得無害的方法反覆進行了精闢研討，結果得出以下知識見解，終至完成本發明。

為了將粗大凝固組織細粒化或為了消除殘留有凝固組織的影響的部位，可考慮在利用冷加工於表層部賦予應變後，藉由熱軋延時的加熱等預定的熱處理來形成再結晶層的方法。

在本發明中，使用軋輥直徑為20mm以上且在90mm以下的軋延輥將鈦胚料進行冷軋延或溫軋延，藉此在鈦胚料的表層賦予應變。並且發現藉由此方法獲得之加工鈦材可明顯抑制熱軋延時的表面缺陷。藉由利用軋輥直徑在90mm以下的軋延輥來進行軋延，被導入應變的區域不會在胚料的整體厚度方向上擴散，而會變成在加工鈦材的表層集中賦予剪切應變，透過後續的熱軋延時的加熱而在表層形成微細的再結晶層，便可抑制產生表面瑕疵。

以下，說明本實施形態之加工鈦材的製造方法。針對藉由本實施形態加工鈦材的製造方法製出的加工鈦材(以下亦稱為「本實施形態之加工鈦材」)加以說明。本實施形態之加工鈦材在鈦胚料的厚度方向上，從溝的底部起算3mm的位置的維氏硬度與厚度的1/2位置的維氏硬度之差ΔHV在20以上。差ΔHV在20以上之加工鈦材係下述之物：在800℃下施行了4小時的熱處理的情況下，至少在從溝的底部至深度3.0mm的範圍形成等效圓平均粒徑為1.00mm以下的晶粒，並且晶粒的等效圓粒徑的對數轉換值之標準差成為1.00以下之物。亦即，本實施形態之加工鈦材可透過熱軋延時的加熱來將表層組織微細化，故可抑制熱加工時產生表面瑕疵。並且，本實施形態之加工鈦材係以例如表面的至少一部分為算術平均粗度Ra在5.0μm以下的平滑面為佳，且係以下之物：在經施行800℃且4小時的熱處理後，至少在從平滑面至深度3mm的範圍形成等效圓平均粒徑為1.00mm以下的晶粒，並且晶粒的等效圓粒徑的對數轉換值之標準差成為1.00以下之物。又，本實施形態之加工鈦材的製造方法中所用鈦胚料宜由工業用純鈦或鈦合金構成。並且，作為本實施形態之加工鈦材的製造方法中使用的鈦胚料，可示例：鑄錠、扁胚、中塊料或小塊料。再者，本實施形態之加工鈦材的平滑面宜為成為在後續被熱軋延時的被軋延面之面。

於圖1顯示本實施形態之加工鈦材的製造方法中所用鈦胚料之例。鈦胚料可如圖1(a)所示地為扁胚1，亦可如圖1(b)所示地為中塊料2，也可如圖1(c)所示地係垂直於長度方向的截面為矩形的小塊料3，還可如圖1(d)所示地係垂直於長度方向的截面為圓形的小塊料4。

本實施形態之加工鈦材中，從表面起算3mm深度位置(圖2中之符號S的線的位置)的維氏硬度與厚度的1/2深度位置(圖2中之符號M的線的位置)的維氏硬度之差ΔHV在20以上。又，圖2係在以扁胚作為本實施形態之加工鈦材的製造方法中所用鈦胚料時，沿著長度方向的截面示意圖。

就圖1(a)或圖1(b)所示扁胚或中塊料而言，厚度的1/2深度位置分別係扁胚厚度t或中塊料厚度t的1/2t厚度位置。而就圖1(c)所示長寬比1左右的矩形截面的小塊料而言，係小塊料截面的重心位置。並且，就圖1(d)所示圓形截面的小塊料而言則係小塊料截面的中心位置。扁胚及中塊料及小塊料的厚度t、及圓形截面的小塊料的直徑t宜為90~250mm。

另外，關於圖1(a)的扁胚1及圖1(b)的中塊料2，由於面積最大的面1a、2a會成為熱軋延時的被軋延面，故該等面1a、2a宜成為算術平均粗度Ra在5.0μm以下的平滑面。而如圖1(c)所示之截面形狀的長寬比為1左右的矩形小塊料3，因小塊料3之沿著長度方向的4個面3a會成為熱軋延時的被軋延面，故以該等4個面3a的算術平均粗度Ra在5.0μm以下的平滑面為佳。並且，關於圖1(d)所示截面形狀為圓形的小塊料4，由於小塊料4的沿著長度方向的圓周面4a會成為熱軋延時的被軋延面，故以該圓周面4a的算術平均粗度Ra在5.0μm以下的平滑面為佳。該等面1a~4a會成為在後續的熱軋延中軋延輥接觸的被軋延面，而係易於產生表面瑕疵的面。本實施形態中，宜在該等面1a~4a的表層導入應變。應變導入係藉由利用軋輥直徑為20mm以上且在90mm以下的軋延輥進行軋縮來執行。被軋延輥軋縮的面1a~4a會成為反映出軋延輥的輥面粗度的平滑面。

要抑制可因熱軋延而產生的表面瑕疵就必須將加工鈦材的結晶組織微細化。將加工鈦材整體結晶組織微細化當然也能抑制表面瑕疵，但為此則須在胚料整體賦予大量應變。並且，若在胚料整體賦予應變，恐會導致於再結晶後結晶粒徑變大而進展成表面瑕疵。又，視需要而有於熱軋延前在寬度方向上軋延的情況時，對仍為鑄造後狀態的鈦胚料之寬度方向的軋縮量若變大，有時會產生因粗大鑄造組織所致之皺褶，從而在熱軋延後產生表面瑕疵。

為了穩定抑制如上所述不僅起因於鑄造組織，還來自增大寬度方向的軋延時的皺褶之表面瑕疵，必須至少將表層製成再結晶組織。表層係指從加工鈦材的表面至深度3mm以上的深度位置之間的區域。為了在熱軋延的加熱時將表層製成再結晶組織，必須賦予應變直到從表面起算3mm以上的深度位置為止。經各種解析，結果本發明人等解明了：只要表層3mm位置的等值應變在0.2以上，於熱軋延的加熱時就會發生再結晶而產生微細組織。並且得知：該等值應變係與維氏硬度相關，只要從表面起算深度3mm位置之維氏硬度相對於加工鈦材的1/2厚度位置之維氏硬度在20以上，則可達成該等值應變在0.2以上之事。加工鈦材的1/2厚度位置之維氏硬度係與鑄造後的硬度幾乎相同，因此ΔHV相當於在表層導入了0.2以上的等值應變時的表層硬度上升量。只要加工鈦材之ΔHV在20以上即成為在表層導入了充分應變者，而變得可形成微細且粒徑一致的再結晶。ΔHV越大越好，其上限不特別規定，而考慮到對軋延輥的負荷，ΔHV亦可設為50以下。

維氏硬度的測定方法係以包含加工鈦材之經賦予應變的表面的方式來裁切，將裁切而得的截面(與該表面正交的截面)進行鏡面研磨後，使用維氏硬度試驗機進行測定。在從經賦予應變的表面起算深度3mm位置及加工鈦材的1/2厚度位置上，以荷重1kg測定7點，並求算除去最大與最小硬度後之5點的平均。然後求算從表面起算3mm的位置與1/2厚度位置部之硬度差(ΔHV)。

關於本實施形態之加工鈦材，只要藉由測定從表面起算3mm深度位置(S)的維氏硬度與厚度的1/2深度位置(M)的維氏硬度之差ΔHV，來判別是否為在表層導入有應變的面即可，但亦可藉由測定該面的算術平均粗度Ra來判別。冷軋延前或溫軋延前的鈦胚料係藉由直接鑄造鈦而獲得者，以往係在鑄造後直接供給到熱軋延。直接鑄造而獲得的鈦胚料，其表面的算術平均粗度Ra在25μm以上而成為相對較粗糙的面。另一方面，本實施形態之加工鈦材藉由對鈦胚料施行冷軋延或溫軋延，而成為在其表面之至少一部分具有反映出軋延輥的輥面的表面粗度的平滑面。而可推測具有算術平均粗度Ra在5.0μm以下的平滑面之物為本發明之加工鈦材。

另外，平滑面的算術平均粗度Ra在5.0μm以下，從而凹凸變少，可減低產生因凹凸所致之瑕疵的風險。

本實施形態之加工鈦材在模擬了熱軋延之例如溫度800℃下進行加熱時間4小時的熱處理後，至少會在從平滑面至深度3mm的範圍形成等效圓平均粒徑為1.00mm以下的晶粒組織。而晶粒的等效圓粒徑的對數轉換值之標準差成為1.00以下。藉由模擬了熱軋延的熱處理所形成的晶粒便成為粒徑大小相對較一致的晶粒。

晶粒越大越容易產生會在將加工鈦胚料進行熱軋延時產生的表面瑕疵。本實施形態之加工鈦材在800℃下進行了加熱時間4小時的熱處理後，從平滑面至深度3mm的範圍中，晶粒的等效圓平均粒徑為1.00mm以下，並且以0.80mm以下為佳，在0.70mm以下更佳。關於進行模擬了熱軋延的加熱後的平均結晶粒徑，必須使其較平均粒徑為10mm以上的鑄造組織更微細，若大於1.00mm而較粗大，即便在上述標準差內有時仍會產生熱軋時的表面瑕疵。由於等效圓平均粒徑越小越不會產生表面瑕疵，故等效圓平均粒徑的下限值不特別規定。

經調査後，結果得知：只要800℃且4小時的熱處理後的結晶粒徑在上述內的話，在實機的熱軋溫度範圍下也不會產生表面瑕疵。因此，晶粒的等效圓平均粒徑及標準差的範圍設為在表層賦予應變後及在800℃且4小時的熱處理後者。

另外，例如在經加熱之加工鈦材表面形成有細粒部與粗粒部混合存在之混粒組織時，粒徑大的晶粒會成為起點而變得容易發生熱軋瑕疵。因此，進行模擬了熱軋延的加熱後，若能形成粒徑相對較小且粒徑之參差較少的多晶粒組織則佳。本實施形態之加工鈦材宜為藉由800℃且4小時的加熱，會形成等效圓粒徑的對數轉換值之標準差成為1.00以下之晶粒組織者。金屬材料的結晶粒徑成為接近對數常態分布之分布時，對數常態分布之分布幅度越窄，結晶粒徑越均一而變得越不易產生熱軋時的表面瑕疵。亦即，只要晶粒在某個程度上係微細的並且對數常態分布的標準差在某一定值以下的範圍的話，便會成為均一組織，變得不易產生表面瑕疵。

將各晶粒的等效圓粒徑D轉換為自然對數LnD而得之轉換值的分布的標準差σ在1.00以下的話，當等效圓平均粒徑為1.00mm以下，即會抑制表面瑕疵的產生。標準差係以0.80以下為佳，在0.70以下更佳。結晶粒徑的分布越窄、亦即標準差σ越小越不易產生表面瑕疵，故標準差的下限值不特別規定。

結晶粒徑的測定方法係以包含加工鈦材之經賦予應變的表面的方式來裁切，將裁切而得的截面進行化學研磨後，利用電子背向散射繞射法(EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern))，在5mm×5mm的區域中以步距5~20μm進行測定並測定2~10視野左右。然後，針對結晶粒徑依據以EBSD測得之晶粒面積求算等效圓粒徑(面積A=π×(粒徑D/2)² )，並且依據結晶粒徑分布算出對數常態分布之標準差σ。

本實施形態之加工鈦材因藉由冷軋延或溫軋延施予的剪切應變，而在熱軋延的加熱時表層發生再結晶，在從表面至3mm以上且小於25mm的範圍形成再結晶。亦即，形成再結晶的範圍至少係表面至深度3mm以上的範圍，較佳係表面至深度6mm以上的範圍。並且，形成再結晶的範圍最大係從表面至深度小於25mm的範圍。本實施形態之加工鈦材藉由熱軋延便會成為上述組織狀態。形成再結晶的範圍若從表面起小於深度3mm，則無法抑制產生20mm以上的粗大表面缺陷。另外，形成再結晶的範圍若從表面擴展到深度25mm以上的範圍，則應變就會分散，熱軋延後的結晶粒徑粗大化而恐會產生表面缺陷。其宜小於20mm。又，形成再結晶的範圍可對經冷軋延或溫軋延後之加工鈦材的截面，在施行與熱軋延時的加熱同等的熱處理後藉由顯微鏡觀察來確認。

若對本實施形態之加工鈦材進行熱軋延，熱軋延後的鈦材的表面缺陷變得非常輕微而被抑制到沒有問題的程度。另一方面，若未應用本發明方法而未在表層導入應變就將具有仍為鑄造後狀態的粗大凝固組織之加工鈦材進行熱軋延，便會在熱軋延後產生許多長度20mm以上的粗大表面缺陷。

本實施形態之加工鈦材的製造方法中所用鈦胚料係供於熱軋延的鈦鑄片，可示例譬如以下的(A)或(B)之類的鑄錠、扁胚、中塊料及小塊料等來作為鈦胚料。亦即，已經藉由熱軋延或冷軋延來軋延成小於預定厚度的鈦板係被排除在鈦胚料之外。因此，若為長方體或立方體的鈦胚料，其厚度為例如100mm以上，若為圓柱狀鈦胚料，則以其直徑為例如90mm以上者作為對象。鈦胚料(B)係由透過將鈦熔解並鑄造而獲得的凝固組織構成，並且具有存在結晶粒徑為10mm以上的粗大晶粒之仍為鑄造後狀態的組織。

(A)一種鈦胚料，其係利用電子束熔解法(EBR: Electron Beam Remelting)或電漿電弧熔解法(PAM: Plasma Arc Melting)將鈦暫時熔融後使其凝固而獲得鑄錠，將該鑄錠更透過分塊或鍛造、軋延等熱加工來分解而成形為扁胚、小塊料等形狀的鈦胚料。

(B)一種鈦胚料，其係在利用電子束熔解法將鈦暫時熔融後使其凝固時，製成可直接熱軋的大小的矩形鑄錠，省略上述(A)的分解步驟而獲得的鈦胚料。

電子束熔製方法因所照射的電子束可藉由偏光將光束集中，故即便係鑄模與熔融鈦之間的狹小區域，也容易供給熱能，從而可良好地控制鑄件表面。而且，鑄模截面形狀的自由度高。因此，如上述(B)這種可直接供於熱軋延的尺寸的矩形或圓柱形鑄錠宜使用電子束熔解爐來熔製。而就電漿電弧熔解法而言，雖其加熱原理不同於電子束熔解法，仍可獲得與電子束熔解法同樣的效果。

鈦胚料宜由工業用純鈦或鈦合金構成。工業用純鈦設為包含以下規格中規定的工業用純鈦：JIS H4600規格的1種~4種、以及與其對應的ASTM 265B規格的等級(Grade)1~4、DIN 17850規格的等級I(WL3.7025)、等級II(WL3.7035)、等級III(WL3.7055)。亦即，本發明中作為對象的工業用純鈦以質量%計為C：0.1%以下、H：0.015%以下、O：0.4%以下、N：0.07%以下及Fe：0.5%以下，且剩餘部分由Ti構成。以下，有關各元素含量之「%」意指「質量%」。

另一方面，α型鈦合金只要在所需用途中使用適當合金即可。較佳的係實質上合金成分在5%以下的低合金為宜。譬如，可示例高耐蝕性合金、耐熱合金等，該高耐蝕性合金添加有Pd＜0.15%、Ru＜0.10%及稀土族元素＜0.02%，該耐熱合金添加有Cu、Al、Si、Sn、Nb及Fe且添加合計小於5%。更具體而言，作為α型鈦合金有例如：高耐蝕性合金(ASTM等級7、11、16、26、13、30及33，或與其等對應的JIS種或更少量含有各種元素者)、Ti-0.5Cu、Ti-1.0Cu、Ti-1.0Cu-0.5Nb、Ti-1.0Cu-1.0Sn-0.3Si-0.25Nb、Ti-0.5Al-0.45Si、Ti-0.9Al-0.35Si、Ti-3Al-2.5V、Ti-5Al-2.5Sn、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo、Ti-6Al-2.75Sn-4Zr-0.4Mo-0.45Si等。

α+β型鈦合金有例如：Ti-6Al-4V、Ti-6Al-6V-2Sn、Ti-6Al-7V、Ti-3Al-5V、Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo、Ti-1Fe-0.35O、Ti-1.5Fe-0.5O、Ti-5Al-1Fe、Ti-5Al-1Fe-0.3Si、Ti-5Al-2Fe、Ti-5Al-2Fe-0.3Si、Ti-5Al-2Fe-3Mo、Ti-4.5Al-2Fe-2V-3Mo等。

並且，β型鈦合金有例如：Ti-11.5Mo-6Zr-4.5Sn、Ti-8V-3Al-6Cr-4Mo-4Zr、Ti-10V-2Fe-3Mo、Ti-13V-11Cr-3Al、Ti-15V-3Al-3Cr-3Sn、Ti-6.8Mo-4.5Fe-1.5Al、Ti-20V-4Al-1Sn、Ti-22V-4Al等。

本發明鈦合金例如藉由含有選自於以下之1種以上元素且含有大於0%，便可對加工鈦材的表面賦予目標機能：O：0~0.5%、N：0~0.2%、C：0~2.0%、Al：0~8.0%、Sn：0~10.0%、Zr：0~20.0%、Mo：0~25.0%、Ta：0~5.0%、V：0~30.0%、Nb：0~40.0%、Si：0~2.0%、Fe：0~5.0%、Cr：0~10.0%、Cu：0~3.0%、Co：0~3.0%、Ni：0~2.0%、鉑族元素：0~0.5%、稀土族元素：0~0.5%、B：0~5.0%及Mn：0~10.0%。

上述以外的元素中，可使鈦含有的元素係以金屬材料的一般常識而言，可期待因固溶強化、析出強化(有不固溶的情況及形成析出物的情況)所帶來的強度提升等的元素。該等元素可示例原子序號中從氫(1)到砈(85)的元素(惟，第18族元素之惰性氣體元素除外)，並且可容許到合計5%左右。

上述以外的剩餘部分係Ti及不純物。不純物可在不阻礙目標特性的範圍內含有，其他不純物主要有從原料或廢料混入的不純物元素及在製造中混入的元素，舉例而言，C、N、O、Fe及H等為代表性元素，另有Mg、Cl等從原料混入的元素或Si、Al及S等在製造中混入的元素等。上述元素若在2%的程度以下的話，則可認為係不阻礙本案目標特性的範圍。

又，本發明鈦合金亦可例如含有選自於以下之1種以上元素：O：0.01~0.5%、N：0.01~0.2%、C：0.01~2.0%、Al：0.1~8.0%、Sn：0.1~10.0%、Zr：0.5~20.0%、Mo：0.1~25.0%、Ta：0.1~5.0%、V：1.0~30.0%、Nb：0.1~40.0%、Si：0.1~2.0%、Fe：0.01~5.0%、Cr：0.1~10.0%、Cu：0.3~3.0%、Co：0.05~3.0%、Ni：0.05~2.0%、鉑族元素：0.01~0.5%、稀土族元素：0.001~0.5%、B：0.01~5.0%及Mn：0.1~10.0%。

本發明鈦合金較佳係含有選自於以下之1種以上元素：O：0.02~0.4%、N：0.01~0.15%、C：0.01~1.0%、Al：0.2~6.0%、Sn：0.15~5.0%、Zr：0.5~10.0%、Mo：0.2~20.0%、Ta：0.1~3.0%、V：2.0~25.0%、Nb：0.15~5.0%、Si：0.1~1.0%、Fe：0.05~2.0%、Cr：0.2~5.0%、Cu：0.3~2.0%、Co：0.05~2.0%、Ni：0.1~1.0%、鉑族元素：0.02~0.4%、稀土族元素：0.001~0.3%、B：0.1~5.0%及Mn：0.2~8.0%；更佳係含有選自於以下之1種以上元素：O：0.03~0.3%、N：0.01~0.1%、C：0.01~0.5%、Al：0.4~5.0%、Sn：0.2~3.0%、Zr：0.5~5.0%、Mo：0.5~15.0%、Ta：0.2~2.0%、V：5.0~20.0%、Nb：0.2~2.0%、Si：0.15~0.8%、Fe：0.1~1.0%、Cr：0.2~3.0%、Cu：0.3~1.5%、Co：0.1~1.0%、Ni：0.1~0.8%、鉑族元素：0.03~0.2%、稀土族元素：0.001~0.1%、B：0.2~3.0%及Mn：0.2~5.0%。

在此，鉑族元素具體可舉出Ru、Rh、Pd、Os、Ir及Pt，可含有該等中之1種以上。含有2種以上鉑族元素時，上述鉑族元素的含量係指鉑族元素的總量。另外，稀土族元素(REM)具體可舉出Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu，可含有該等中之1種以上。含有2種以上稀土族元素時，亦可使用例如稀土金屬合金(Mm)、釹鐠合金之類的稀土族元素的混合物或化合物。又，含有2種以上稀土族元素時，上述稀土族元素的含量係指稀土族元素的總量。

接下來，說明本實施形態之加工鈦材的製造方法。本實施形態製造方法係對鈦胚料使用軋輥直徑為20mm以上且在90mm以下的軋延輥進行冷軋延或溫軋延，藉此在鈦胚料的表層賦予應變。具體而言，鈦胚料當中，只要至少使軋延輥接觸在熱軋延時成為被軋延面的面來導入應變即可。

鈦胚料為扁胚1或中塊料2時，如圖1所示，鈦胚料當中面積最大的面1a、2a會成為被軋延面，故只要以使軋延輥5接觸該面之方式來進行冷軋延即可。更具體而言，只要如圖3或圖4所示地使鈦胚料(扁胚1或中塊料2)通過空出預定間隔來配置的2根軋延輥5之間，藉此進行軋延即可。圖3係鈦胚料為扁胚1之例，圖4係鈦胚料為中塊料2之例。

又，鈦胚料為小塊料時，其沿長度方向延長的整面可成為被軋延面。因此，例如係截面呈矩形的小塊料3時，只要如圖5所示地使小塊料依序通過空出預定間隔來配置的一對水平輥5a(軋延輥)及一對直立輥5b(軋延輥)，藉此進行軋延即可。另外，若係截面呈圓形的小塊料4，則只要例如圖6所示地使小塊料4一邊旋轉一邊通過配置於小塊料外周的三個方向上的截圓錐型軋延輥5c之間，藉此進行軋延即可。

冷軋延時或溫軋延時的軋延方向較理想係設為沿著鈦胚料的長度方向、亦即沿著後續熱軋延的軋延方向之方向。本實施形態之加工鈦材，由於相對於其厚度t，沿著熱軋延時的軋延方向的長度L較大，故在冷軋延時或溫軋延時，如圖3(c)或圖4(c)所示，在鈦胚料長度方向的端面1b、2b容易發生所謂雙桶脹變形(double barreling)現象之僅表面延伸而鈦胚料的厚度方向中央不延伸的現象。若發生雙桶脹變形現象，在鈦胚料長度方向的端面就會產生表層的疊蓋。而就算在鈦胚料長度方向的端面1b、2b發生了雙桶脹變形現象，產率降低仍較少，但若在寬度方向的端面發生雙桶脹變形現象，則產率會大幅降低。因此，為了要抑制產率降低，並非沿著鈦胚料的寬度方向而係沿著長度方向進行軋延為佳。惟，只要不會發生產率降低的問題的話，則設為鈦胚料的寬度方向來進行冷軋延亦可。

冷軋延時的軋延輥5的軋輥直徑越小，往表層導入的剪切應變量會變得越大。軋延輥5的軋輥直徑必須設為90mm以下。藉由使用直徑90mm以下的小直徑的軋延輥5來冷軋延或溫軋延鈦胚料，可在鈦胚料的表層施予充分深度的剪切應變，從而可在後續熱軋延時使晶粒充分微細化。軋延輥5的直徑若大於90mm，會變成在鈦胚料的厚度方向整體中導入應變，往表層導入的剪切應變量相對變少。並且，若軋輥直徑大於90mm，有時會在表層附近產生所謂滯留金屬之沒有發生塑性變形的區域。如此一來，表層的應變量會變得不足，在後續熱軋延時晶粒無法充分被微細化，恐會導致在熱軋延時產生表面瑕疵。軋輥直徑較佳係在80mm以下，在70mm以下更佳。軋延輥5的軋輥直徑下限宜設為20mm以上。藉由使軋輥直徑在20mm以上，軋延輥的剛性會變得夠大，冷軋延時或溫軋延時軋延輥的彈性變形就受到抑制，而變得可在冷軋延時或溫軋延時在被軋延面整面均一地導入剪切應變。

冷軋延時或溫軋延時的合計軋縮率(軋縮量)必須設為1.0%以上。藉由使合計軋縮率在1.0%以上，可導入充分的剪切應變，而可在將加工鈦材進行熱軋延時充分抑制表面瑕疵的產生。將軋縮率設得越高，在表層導入的剪切應變就變得越大，越會抑制表面瑕疵的產生。軋縮率的上限無須特別規定，而若軋縮率變得極端地大，則僅鈦胚料中與軋延輥5相接的表層會被大幅延展，鈦胚料的端面形狀雜亂。因此，合計軋縮率的上限宜設為10%。又，用以賦予應變之軋延道次次數無限制。可為1次亦可為2次以上。

軋延輥5的表面粗度若過大，加工鈦材的表面性狀有時會惡化。因此，軋延輥5的表面粗度Ra宜在5.0μm以下。軋延輥5的表面粗度以算術平均粗度Ra計在0.6μm以上為佳，在1.0μm以上較佳。軋延輥5表面的算術平均粗度Ra若在0.6μm以上，便會因在軋輥表面產生的些微凹凸而變得更容易在表層賦予應變。

利用軋延輥5來軋延鈦胚料時，可進行不加熱鈦胚料而軋延之冷軋延，亦可進行將鈦胚料最高加熱到500℃以下後軋延之溫軋延。

在本實施形態中，設為在會於熱軋延時成為加工鈦材之被軋延面的表面在冷的狀態或溫的狀態下賦予應變。為了減少在熱軋延時產生的表面瑕疵，必須形成至某個程度的深度為止的再結晶組織。尤其以高硬度的胚料而言，應變難以進入到鈦胚料內部，為了要賦予應變至表層的較深位置為止，必須以較大的荷重來賦予軋延。然而，新近得知：被賦予了應變會導致表層附近的延性降低，而在表面發生破裂。因此，為了要穩定地賦予應變至較深位置為止並且提升表層的延性，將溫度提高某個程度來使鈦胚料本身的強度變低之舉也是有效的。另一方面，以強度低的鈦胚料而言，使應變集中於表層較能使表層組織微細，故在室溫下賦予應變較佳。亦即以冷軋延為佳。

另一方面，若在高於500℃的高溫下軋延，藉由軋延而賦予的應變會當場消失，而有變得無法在後續的加熱時發生再結晶的情況。並且，在高於500℃下，鈦胚料的表面有時會形成氧化被膜，該氧化被膜在溫軋延時被壓入而產生表面缺陷，恐會在後續的熱軋延時進展成表面瑕疵。只要在500℃以下就不會發生如上述之問題，因此宜以500℃以下作為上限。

又，依合金種類的不同而鈦胚料的強度及延性會變高的溫度區不同，並非只要在較高的溫度下進行就可以。例如，以工業用純鈦等而言，在室溫附近，鈦的1個重要的變形機制之雙晶變形會活潑地活動，而在400~500℃左右的溫度下則變得不會發生該雙晶變形，故延性較在室溫下更降低，反而變得容易發生破裂。另一方面，在富含Al的合金系中，該雙晶變形在室溫附近也幾乎不會發生，因此無法藉由加熱到500℃以下來保證延性。因此，只要選擇在軋延後不使表面發生破裂並且可獲得適當再結晶組織及表面狀態的溫度範圍即可。

藉由應用了本發明之加工鈦材，熱軋延後的表面缺陷明顯受到抑制。藉由對長方體形狀或圓柱形的鑄錠(仍為鑄造後狀態的凝固組織)應用本發明，就算不歷經分塊軋延等分解步驟，在熱軋延成板、帶狀卷料或棒線時，仍會發揮可將表面缺陷抑制到沒有問題的程度之效果。

熱軋延本實施形態之加工鈦材時的加熱溫度宜設為800℃~950℃的範圍，以減低變形阻力。並且，為了抑制在加熱扁胚時產生的鏽皮，加熱溫度低於β變態點較理想。

如上所述，根據本實施形態而製出的加工鈦材不僅適於供給到熱軋延，經熱軋延製出的熱軋材也係表面缺陷明顯受到抑制，而可發揮就算後續施行冷軋延也能製造健全的製品之效果者。

如以上所說明，根據本實施形態，即便係省略了鑄錠的分解步驟之仍為鑄造後狀態的鈦胚料，仍可使熱軋時產生的表面瑕疵變得輕微，而可提供優異熱軋、冷軋製品。

並且，若將本實施形態應用於歷經了分解步驟的鈦胚料，則熱軋延時產生的表面缺陷會成為極度減輕者。其結果，可更提高經熱軋延的板或棒線的去鏽皮步驟及最終製品的產率。實施例

以下，利用實施例更詳細地說明本發明。

實施例1〔試驗編號1~14(表1)〕利用電子束熔解法(EBR)來鑄造1050mm寬×250mm厚×6000mm長之扁胚(鈦胚料)，該扁胚(鈦胚料)係由JIS1種~JIS4種的純鈦所構成。鑄造後的鈦胚料形狀為如圖1(a)所示形狀。對於鑄造後的鈦胚料中成為熱軋延時的被軋延面之面(相當於圖1(a)及圖2的面1a之2個面)，利用一對軋延輥進行冷軋延，藉此製成了加工鈦材。

以包含加工鈦材之經賦予應變的表面的方式來裁切，將裁切而得的截面進行鏡面研磨後，使用維氏硬度試驗機測定維氏硬度。在從經賦予應變的表面起算深度3mm位置及加工鈦材的1/2厚度位置上，以荷重1kg測定7點，求算除去最大與最小硬度後之5點的平均，並且求出從表面起算3mm的位置與1/2厚度位置部之硬度差(ΔHV)。

關於加工鈦材之800℃且4小時加熱後表層的再結晶組織之平均等效圓直徑及標準差，按以下程序進行測定。首先，按於Ar氣體環境中在800℃的到達溫度下加熱4小時之條件，將熱軋延前的加工鈦材進行了熱處理。接下來，以包含熱處理後的加工鈦材當中藉由軋延而賦予有應變的表面的方式來裁切，將裁切而得的截面進行化學研磨後，利用電子背向散射繞射法(EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern))，在5mm×5mm的區域中以步距5~20μm進行了測定並測定了2~10視野左右。然後，針對結晶粒徑，依據以EBSD測得之晶粒面積求算等效圓粒徑(面積A=π×(粒徑D/2)² )，並且依據結晶粒徑分布算出了對數常態分布之標準差σ。

接下來，將加工鈦材插入820℃的爐之後，加熱約240分鐘，並利用連續板條熱軋延機來製造5mm厚的熱軋板後，將其捲取成卷料。接著，對熱軋板施行噴珠，並且更使其通過由硝酸-氫氟酸(nitric-hydrofluoric acid)所構成的連續酸洗產線，而溶削掉每單面約50μm。然後，目視觀察兩個被軋延面，評估產生表面瑕疵的狀況。

關於表面瑕疵的評估，在通過連續酸洗產線後的熱軋板的被軋延面中，10mm以上的表面瑕疵的數量為每1m² 超過0.3個時評為不合格(評價D)，0.3個以下則評為合格(評價A~C)。表面瑕疵數量為每1m² 在0.05個以下時評為評價A，超過0.05個且在0.2個以下評為評價B，超過0.2個且在0.3個以下則評為評價C。又，作為表面瑕疵的觀察視野，較理想係調查整個熱軋板的被軋延面，然隨機抽取被軋延面當中100m² 以上的面來調查亦可。而關於評估熱軋圓棒等的表面瑕疵的方法，亦只要依據上述評估熱軋板的表面瑕疵的方法來進行即可。結果列示於表1。另外，圖7中顯示No.8(實施例)之對數轉換後的結晶粒徑分布來作為一例。縱軸係相對於所測定之所有晶粒的發生機率。

No.1的比較例沒有軋延仍為鑄造後狀態的扁胚表面而直接進行熱軋延。因此，熱軋延及酸洗後的熱軋板表面產生了許多粗大表面瑕疵。

No.2及3係比較例。其等在切削精整仍為鑄造後狀態的扁胚表面後，施行了冷軋延。No.2及3的輥徑大，合計軋縮量小。因此，表層的應變量不足，而熱軋延及酸洗後的熱軋板表面產生了許多瑕疵。

No.4~14係實施例，其等之輥徑及合計軋縮量滿足本發明範圍，而表層的應變量充分，熱軋延及酸洗後的熱軋板表面的表面性狀良好。

[表1]

實施例2〔試驗編號15~18(表2)〕利用電漿電弧熔解法(PAM)來鑄造1050mm寬×250mm厚×5500mm長之JIS1種及ASTM2~4種純鈦扁胚(鈦胚料)。鑄造後的鈦胚料形狀為如圖1(a)所示形狀。對於鑄造後的鈦胚料中成為熱軋延時的被軋延面之面(相當於圖1(a)及圖2的面1a之2個面)，利用圖3所示一對軋延輥進行冷軋延，藉此製成了加工鈦材。

接下來，將加工鈦材插入820℃的爐之後，加熱約240分鐘，並利用連續板條熱軋延機來製造5mm厚的熱軋板後，將其捲取成卷料。接著，對熱軋板施行噴珠，並且更使其通過由硝酸-氫氟酸所構成的連續酸洗產線，而溶削掉每單面約50μm。然後，目視觀察兩個被軋延面，評估產生表面瑕疵的狀況。

如表2所示，No.15~18係實施例，其等之輥徑及合計軋縮量滿足本發明範圍而表層的應變量充分，熱軋延及酸洗後的熱軋板表面的表面性狀良好。

[表2]

實施例3〔試驗編號19~27(表3)〕利用電子束熔解法(EBR)或電漿電弧熔解法(PAM)來鑄造1050mm寬×250mm厚×5000mm長之鈦合金扁胚。鑄造後的鈦胚料形狀為如圖1(a)所示形狀。對於鑄造後的鈦胚料中成為熱軋延時的被軋延面之面(相當於圖1(a)及圖2的面1a之2個面)，利用圖3所示一對軋延輥進行冷軋延，藉此製成了加工鈦材。

如表3所示，No.19~27係實施例，其等之輥徑及合計軋縮量滿足本發明範圍，而表層的應變量充分，熱軋延及酸洗後的熱軋板表面的表面性狀良好。另外，表3的鈦胚料的合金成分中，「Mm」為稀土金屬合金(包含稀土族元素的合金)。

[表3]

實施例4〔試驗編號28~37(表4)〕利用電子束熔解法(EBR)或電漿電弧熔解法(PAM)來鑄造1050mm寬×250mm厚×5000mm長之扁胚(鈦胚料)，該扁胚(鈦胚料)係由JIS1種~4種的純鈦所構成或由鈦合金所構成。鑄造後的鈦胚料形狀為如圖1(a)所示形狀。對於鑄造後的鈦胚料中成為熱軋延時的被軋延面之面(相當於圖2的面1a之2個面)，利用圖3所示一對軋延輥進行溫軋延，藉此製成了加工鈦材。溫軋延時鈦胚料的加熱溫度如表4所記載。

如表4所示，No.28~37係實施例，其等之輥徑及合計軋縮量滿足本發明範圍，而表層的應變量充分，熱軋延及酸洗後的熱軋板表面的表面性狀良好。

[表4]

實施例5〔試驗編號38~40(表5)〕利用電子束熔解法(EBR)來鑄造400mm寬×400mm厚×5500mm長之鈦中塊料、200mm寬×200mm厚×5500mm長之鈦小塊料(方形小塊料)及200mm直徑×5500mm長之鈦小塊料(圓小塊料)，該鈦中塊料係由JIS2種純鈦所構成，該鈦小塊料(方形小塊料)係由JIS2種純鈦所構成且其截面呈矩形，該鈦小塊料(圓小塊料)係由JIS2種純鈦所構成且其截面呈圓形。鑄造後的鈦胚料形狀分別係如圖1(b)、圖1(c)及圖1(d)所示形狀。對於鑄造後的鈦胚料中成為熱軋延時的被軋延面之面(相當於圖1(b)、圖1(c)及圖1(d)以及圖2的面2a~4a之面)，分別利用圖4、圖5及圖6所示軋延輥進行冷軋延，藉此製成了加工鈦材。

接下來，將加工鈦材插入820℃的爐之後，加熱約240分鐘，並利用連續熱軋延機來製造直徑10mm的熱軋圓棒後，將其捲取成卷狀。接著，對熱軋圓棒施行噴珠，並且更將其浸漬於硝酸-氫氟酸浴而將表面溶削掉約50μm。然後，目視觀察被軋延面，評估產生表面瑕疵的狀況。

如表5所示，No.38~40係實施例，其等之輥徑及合計軋縮量滿足本發明範圍，而表層的應變量充分，熱軋延及酸洗後的熱軋圓棒表面的表面性狀良好。

[表5]

1:扁胚 2:中塊料 3,4:小塊料 5:軋延輥 1a,2a,3a,4a:表面 1b,2b:長度方向的端面 5a:水平輥 5b:直立輥 5c:截圓錐型軋延輥 L:長度 M:厚度的1/2深度位置 S:從表面起算3mm深度位置 t:厚度(直徑)

圖1係顯示本發明實施形態之鈦胚料的形狀之例的立體圖。圖2係本發明實施形態之加工鈦材的截面示意圖。圖3係說明本發明實施形態之加工鈦材的製造方法的圖，(a)係俯視示意圖，(b)係側視示意圖，(c)係說明軋延後之加工鈦材的形狀的側視示意圖。圖4係說明本發明實施形態之加工鈦材的製造方法的圖，(a)係俯視示意圖，(b)係側視示意圖，(c)係說明軋延後之加工鈦材的形狀的側視示意圖。圖5係說明本發明實施形態之加工鈦材的製造方法的圖，(a)係俯視示意圖，(b)係側視示意圖，(c)係正面示意圖。圖6係說明本發明實施形態之加工鈦材的製造方法的圖，(a)係俯視示意圖，(b)係正面示意圖。圖7係顯示No.8(實施例)的對數轉換後的晶粒粒徑分布的圖表。

1:扁胚

1a:表面

1b:長度方向的端面

5:軋延輥

L:長度

t:厚度(直徑)

Claims

一種加工鈦材的製造方法，係使用軋輥直徑為20mm以上且在90mm以下的軋延輥，按合計軋縮量1.0%以上對鈦胚料進行冷軋延或溫軋延，藉此在前述鈦胚料的表層賦予應變。
如請求項1之加工鈦材的製造方法，其中前述軋延輥的表面的算術平均粗度Ra在5.0μm以下。