WO2005090623A1 - 冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法 - Google Patents

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cold
temperature
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Hideki Fujii
Hiroaki Otsuka
Kazuhiro Takahashi
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Nippon Steel Corporation
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    • F01N—GAS-FLOW SILENCERS OR EXHAUST APPARATUS FOR MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; GAS-FLOW SILENCERS OR EXHAUST APPARATUS FOR INTERNAL COMBUSTION ENGINES
    • F01N2530/00—Selection of materials for tubes, chambers or housings

Definitions

  • the present invention relates to a heat-resistant titanium alloy sheet excellent in cold workability and its production
  • exhaust system components such as motorcycles and automobiles
  • Parts such as the manifold, exhaust pipe, silencer (muffler), etc.
  • Pure titanium which has excellent design properties such as color and texture, is used in some automobile exhaust systems.
  • the muffler is the last part of the exhaust system, where the exhaust gas
  • pure titanium which does not have high strength at high temperatures, can be used for muffler applications.
  • pure stainless steel parts such pure titanium parts are mainly formed by bending, press forming, drawing, expanding holes, or bending plates, and then welding them. It is used as a welded pipe or after being formed into a desired shape by various cold working.
  • such a pure titanium sheet is generally manufactured by the following steps. That is, ingots are formed by melting processes such as VAR (vacuum arc melting) and EBR (electron beam melting), which are converted into slabs by hot forging or slab rolling, and then into slabs. Hot-rolled strip, and then, after descaling, cold-rolled to form a cold-rolled strip. Alternatively, by cutting this, a cut plate product is manufactured.
  • VAR vacuum arc melting
  • EBR electron beam melting
  • annealing is performed as necessary, and the final cold strip is also subjected to annealing. It is common to use
  • a heat-resistant titanium alloy that has excellent high-temperature strength properties compared to JIS Class 2 pure titanium, and has cold workability and high temperature oxidation resistance equivalent to or better than JIS Class 2 pure titanium, and excellent cold workability It is an object of the present invention to provide a board and a method for producing the board.
  • the present invention is based on the following means.
  • the titanium alloy plate further comprises Sn, Zr, Mo, Nb,
  • the heat-resistant titanium having excellent cold workability according to the above (1), characterized by containing at least one or two or more types of Cr in a total of 0.3% by mass to 1.5% by mass. Alloy plate.
  • the component adjustment in the melting may be adjusted according to the above (1) or ( 2)
  • the component adjustment in the melting may be adjusted according to the above (1) or ( 2)
  • the hot-rolled sheet annealing or the intermediate annealing is performed in a temperature range of 650 to 8300C, and further, the final annealing is performed.
  • a method for producing a heat-resistant titanium alloy sheet having excellent cold workability which is carried out at a temperature of 600 to 600.
  • the inventors of the present invention have studied in detail the effects of component elements on high-temperature strength, oxidation resistance, and cold workability of titanium in order to solve the above-mentioned problems.As a result, when a certain amount of Cu is added to titanium, However, high-temperature strength can be significantly improved in the temperature range of about 500 to about 700 ° C, where automotive exhaust system members are used, without impairing cold workability and oxidation resistance. I found something. The present invention has been made based on this technological knowledge.
  • the mass is 0 /. 0.3-: L. 8% Cu, 0.18% or less oxygen, 0.30% or less Fe, balance Ti and less than 0.3% impurity elements. I decided to.
  • the upper limit of the added amount of Cu is set to 1.8%. If the added amount of Cu exceeds this, a large amount of Ti 2 Cu phase is generated and the cold workability is impaired. That's why. Further, the lower limit of the added amount of Cu is set to 0.3% because it is necessary to add 0.3% or more of 11 in order to sufficiently improve the high-temperature strength.
  • Fe the content of Fe needs to be 0.30% or less.
  • F e is an i3 phase stabilizing element, and develops a] 3 phase from room temperature to a high temperature range. If the Fe content is less than 0.30%, the amount of / 3 phase generated is negligible. However, if it is added beyond this, the amount of] 3 phase increases and Cu, which is an element that tends to be concentrated, concentrates intensively there, and the amount of solid solution in the ⁇ phase necessary for improving high-temperature strength decreases. Therefore, excessive ⁇ In order to suppress the appearance of the W phase, Fe must be set to 0.30% or less.
  • the sum of these impurities, such as nitrogen, carbon, Ni, Cr, Al, Sn, Si, hydrogen, and other elements contained in ordinary titanium materials, and other elements are also If it is less than 0.3% that does not impair workability, it may be contained.
  • the high-temperature oxidation resistance which is an important characteristic that the heat-resistant material should have like the high-temperature strength, is not impaired at all even when Cu is added.
  • the oxygen content is preferably 0.10% or less from the viewpoint of workability. This is because, with an oxygen content in this range, twinning is further promoted and workability is further improved. Since oxygen has little effect on high-temperature strength, limiting oxygen to 0.10% or less does not impair high-temperature characteristics at all.
  • Such effects can be further exerted by limiting the oxygen content to 0.06% or less. That is, in the alloy of the present invention (1), if the oxygen content is 0.06% or less, the effect of the present invention is most exerted.
  • the present invention (2) at least one or more of Sn, Zr, Mo, Nb, and Cr are added to the alloy of the present invention (1) in a total amount of 0.1%. It is determined that the content is 3% by mass or more and 1.5% by mass or less.
  • All of Sn, Zr, Mo, Nb, and Cr form a solid solution to the ⁇ phase to some extent, and increase the high-temperature strength by overlapping with Cu.
  • the high-temperature oxidation resistance is improved.
  • the added amount must be at least 0.3% in total. If it is not added more than this, improvement of high temperature strength and high temperature This is because improvement in oxidation resistance cannot be obtained.
  • the total amount of addition must be 1.5% or less. This is because these elements have the effect of accelerating the precipitation of Ti 2 Cu, and when added in large amounts, the amount of Ti 2 Cu produced increases and the workability is impaired. However, if the total is less than 1.5%, the effect is small.
  • the present invention described in claim 3 or 4 (hereinafter, the present inventions (3) and (4)) relates to a method of manufacturing a thin plate used frequently in an exhaust system of an automobile. That is, the present invention (3) provides a method for producing a thin plate having a titanium alloy component according to the present invention (1) or (2), which is produced through steps of melting, hot rolling and cold rolling. A method for producing a titanium alloy sheet according to the present invention (1) or (2), characterized in that the method is carried out in a temperature range of 65 to 83 ° C.
  • the annealing before the final cold rolling is performed in the temperature range of 65 ° C to 80 ° C
  • the final annealing after the cold rolling is 65 ° C. Even when the temperature is lower than 0 ° C, it is possible to maintain a large amount of Cu dissolved in the ⁇ phase.
  • This manufacturing method is applied to the present invention described in claim 4. However, if the temperature is lower than 600 ° C, distortion is difficult to remove and hard to soften, so sufficient cold workability cannot be obtained, so it should be avoided.
  • Titanium having the composition shown in Table 1 was melted by VAR (vacuum arc melting), turned into a slab by hot forging, heated to 860 ° C, and then sheeted by a hot continuous rolling mill. A 3.5 mm thick hot rolled strip was used.
  • This hot-rolled strip was subjected to continuous air-cooled annealing (hot-rolled sheet annealing) at 720 ° C for 2 minutes, and the oxide scale was removed by shot blasting and pickling. Thus, a 1 mm thick cold-rolled strip was used. After that, vacuum annealing (final annealing) of furnace cooling was performed at 680 ° C for 4 hours, and a tensile test specimen was sampled in parallel with the rolling direction. A tensile test was performed at 0 ° C. Strength properties were evaluated by 0.2% resistance to heat, and additivity was evaluated by elongation at room temperature. Further, using a 30 mm ⁇ 30 mm rectangular test piece, a heat treatment at 700 ° C. for 200 hours was performed in the air, and the oxidation increase was measured. These evaluation results are also shown in Table 1. ⁇ table 1 ⁇
  • Test No. 1 is an example of JIS Class 2 industrial pure titanium, and Test Nos. 2 and 3 are examples of alloys to which A 1 is added by about 1 to 2%. Test No. 1 has an elongation of 39.5% at room temperature and has sufficient cold workability.On the other hand, 0.2% heat resistance at high temperature is 60 MP at 550 ° C. a, 21MPa at 625 ° C and 8MPa at 700 ° C, with insufficient high-temperature strength.
  • Test Nos. 2 and 3 to which A1 was added exhibited 0.2% resistance at 550 ° C, 625 ° C, and 700 ° C. High temperature strength has been achieved, but room temperature elongation is 30% or less, and cold workability is insufficient.
  • Test Nos. 5, 6, 7, 9, 10, 10, 12, 13, and 15, which are examples of the present invention (1) produced by the method described in the present invention (3).
  • 16, 17 and 18 all have a high room temperature elongation of 35% or more and a 0.2% resistance to heat at 550 ° C, 625 ° C and 700 ° C.
  • Forces are high values of 10 OMPa or more, 80 MPa or more, and 30 MPa or more at each temperature, and both excellent cold workability and high high-temperature strength are achieved. The effects of the invention are fully exhibited. In particular, in Test Nos.
  • Test No. 4 Although a high room temperature elongation of 40.6% was obtained, the 0.2% heat resistance at 550 ° C, 625 ° C, and 700 ° C was respectively It is 100 MPa, 80 MPa, and 30 MPa or less, and the high temperature strength has not been sufficiently improved.
  • Test No. 11 also showed a high room temperature elongation of 37.2%, but the 0.2% proof stresses at 65 ° C and 700 ° C were 80 MPa and 30 MPa, respectively. It was below MPa, and the improvement in high-temperature strength was insufficient.
  • Test No. 4 the added amount of Cu did not reach the lower limit of 0.3% of the present invention, 0.3%, and the amount of dissolved Cu required for improving the high-temperature strength was insufficient.
  • Test No. 11 the content of the three-phase stabilizing element Fe was added in excess of the upper limit of the present invention of 0.30%. This is because Cu concentrates intensively there, and the amount of solid solution in the ⁇ phase necessary for improving the high-temperature strength has decreased.
  • Test Nos. 8 and 14 the high-temperature strength was sufficiently high, but the room temperature elongation was 35% or less in both cases, which was considerably lower than JIS Class 2 pure titanium. This is because in Test No. 8, Cu was added in excess of 1.8% of the upper limit of the present invention, so that a large amount of Ti 2 Cu phase was formed and the ductility during cold was impaired. In Test No. 14, the oxygen content was added in excess of 0.18%, which is the upper limit of the present invention, so that twinning deformation was suppressed and the deformability during cold was reduced.
  • the titanium alloy plate made of the element specified in the present invention has excellent cold workability and high-temperature strength, and also has high temperature oxidation resistance equivalent to that of pure titanium. Deviates from the alloy element amount specified in the present invention. Once removed, the balance between cold workability and high temperature strength cannot be achieved.
  • Titanium having the composition shown in Table 2 was melted by VAR (vacuum arc melting), turned into a slab by hot forging, heated to 860 ° C, and then stripped by a hot continuous rolling mill. A 3.5 mm thick hot rolled strip was used.
  • This hot-rolled strip was subjected to continuous air-cooled annealing (hot-rolled sheet annealing) at 720 ° C for 2 minutes, and the oxide scale was removed by shot blasting and pickling. A 1 mm thick cold-rolled strip was used. Thereafter, furnace-cooled vacuum annealing (final annealing) was performed at 680 ° C for 4 hours, and a tensile test specimen was taken in parallel with the rolling direction, and a tensile test was performed at room temperature and at 700 ° C.
  • the strength characteristics were evaluated by 0.2% resistance to resistance, and the workability was evaluated by the elongation value at room temperature. Further, a rectangular test piece of 30 mm ⁇ 30 mm was subjected to a heat treatment at 700 ° C. for 200 hours in the air, and the amount of increase in oxidation was measured. These evaluation results are also shown in Table 2.
  • test numbers 19, 21, 23, 25, 27, 29, 30 of the examples of the present invention (2) produced by the method described in the present invention (3) are shown.
  • 31, 32, 33, 34, and 35 all have a high room temperature elongation of over 35%, and the same amount of Cu, Fe, and oxygen 0.2% resistance at 700 ° C is more than 7MPa higher than that of Test No. 6 and the effect of adding Sn, Zr, Mo, Nb, and Cr alone or in combination Has been demonstrated.
  • test numbers 20, 22, 24, 26, 28, 36, and 37 have a 0.2% resistance at 700 ° C higher than that of the test number 6.
  • the amount of increase in oxidation during heat treatment at 700 ° C for 200 hours in air was also smaller than that in Test No. 6, and the high-temperature strength and high-temperature oxidation resistance were improved, but the room temperature elongation was 35%. Below, the workability has been impaired.
  • Test Nos. 38 to 42 are Examples of the present invention (2) in which Sn, Zr, Mo, Nb, and Cr were added to the alloy of Test No. 12, and Because of the amount of addition, a high room temperature elongation of 35% or more, a 0.2% resistance to heat at 700 ° C for test numbers 12 and over, and an atmospheric heat treatment at 700 ° C for 200 hours High temperature oxidation resistance is achieved.
  • Test Nos. 43 to 52 are examples in which Sn, Zr, Mo, Nb, and Cr were added to the alloy of Test No. 16, and the appropriate test described in the present invention (2) was performed.
  • Test numbers 38 to 47 to which the additive amount was added showed a high room temperature elongation of 35% or more and a high high-temperature strength that exceeded test number 16 by 5 MPa or more (0.2% resistance at 700 ° C).
  • F high high-temperature oxidation resistance (high-temperature oxidation resistance during atmospheric heat treatment at 700 ° C for 200 hours).
  • the addition amounts of Sn, Zr, Mo, Nb, and Cr were less than 0.3% specified in the present invention (2), and test numbers 48, 49, 50, For 51 and 52, the improvement in high-temperature strength was at most 3 MPa, and the improvement in high-temperature oxidation resistance was only slight.
  • Hot-rolled sheet annealing condition cold-rolled sheet annealing conditions 0.2% ⁇ Ka elongation 0.2% ⁇ Ka oxidized amount Remarks number (Pa) (%) (MPa ) (mg / cm 2)
  • Table 3 shows the test results for materials with the same composition as Test No. 6. Regardless of the conditions of hot-rolled sheet annealing, cold-rolled sheet annealing, which was the final annealing, was performed in the temperature range of 65 to 83 ° C. Test numbers 55, 56, 57, 60, 6 1, 62, 65, 66, and 67 all have high room temperature elongation of 40% or more and 34? A 0.2% proof stress at a high value of > 700 is obtained, and the oxidation resistance is comparable to that of pure titanium.
  • the final cold-rolling annealing temperature was 63 ° C., which was out of the condition range specified in the present invention (3). Elongation, a high resistance of 0.2 MPa at 700 ° C. or higher of 34 MPa or more, and oxidation resistance comparable to that of pure titanium were obtained. This is because the effect of the present invention (4) was exhibited because the hot-rolled sheet annealing, which is the annealing before the cold rolling, was performed in a temperature range of 65 to 8300C.
  • Test numbers 53, 58, 59, 63, 64, and 68 were tested at room temperature elongation of 40% or more, and at 700 ° C of 30 MPa or more. Although the proof stress of 0.2% was obtained, the high-temperature strength was slightly lower than that of Examples of the above test numbers. The reasons are as follows.
  • the hot-rolled sheet annealing which is the annealing before cold rolling, was performed in the temperature range of 65 to 80 ° C. specified in the present invention (4). Since the annealing of a cold-rolled sheet was less than 600 ° C. as specified in the present invention (4), the margin for improvement in high-temperature strength was slightly reduced. In Test No. 58, since the cold-rolled sheet annealing as the final annealing was outside the temperature range specified in the present invention (3) or (4), the improvement in the high-temperature strength was limited. It has become a little smaller.
  • Test Nos. 59, 63, 64, and 68 were performed under the temperature range of 65-83 ° C specified in the present invention (4) when hot-rolled sheet annealing, which is annealing before cold rolling, was performed. In addition, since the cold-rolled sheet annealing, which is the final annealing, was out of the temperature range specified in the present invention (3), the improvement in the high-temperature strength was slightly reduced.
  • Table 4 shows the test results for materials with the same composition as Test No. 29.
  • Each of the cold-rolled annealed sheets (test numbers 69 to 72) produced by the method of (3) or (4) of the present invention has a high room temperature elongation of 35% or more, and a high room temperature elongation of 441 ⁇ & Level 0.2% resistance to 700 ° C, and excellent high-temperature oxidation resistance.
  • test number 73 in which the cold-rolled sheet annealing, which is the final annealing, was out of the temperature range specified in the present invention (3) or (4), the 0.2% proof stress at 700 ° C was not sufficient. The results were slightly lower than those in Examples of Test Nos. 69 to 72.
  • Table 5 shows the test results for materials having the same composition as Test No. 34.
  • the hot-rolled sheet annealing which is the annealing before the cold rolling, is outside the temperature range of 65 ° to 83 ° C. specified in the present invention (4), and the final rolling is the cold-rolled sheet.
  • test numbers 74 and 78 in which the sheet annealing was out of the temperature range specified in the present invention (3), the 0.2% proof stress at 700 ° C was slightly higher than that of test numbers 75 to 77. It was lower than the example.
  • Table 6 shows the test results for materials with the same composition as test number 44.
  • Test No. 80 produced by the method according to the present invention (3)
  • Test No. 81 produced by the method described in the invention (4) also has a high room temperature elongation equivalent to that of Test No. 44, a high 0.2% resistance at 700 ° C., and excellent high temperature oxidation resistance Is obtained.
  • the titanium alloy sheet of the present invention is used in a combustion exhaust gas discharge path, such as an exhaust manifold, an exhaust pipe, a muffler (muffler), which is an exhaust system component of two-wheeled and four-wheeled vehicles. It can be used especially for such purposes.
  • a combustion exhaust gas discharge path such as an exhaust manifold, an exhaust pipe, a muffler (muffler), which is an exhaust system component of two-wheeled and four-wheeled vehicles. It can be used especially for such purposes.

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Abstract

本発明は、ＪＩＳ２種純チタンより優れた高温強度特性を有し、かつＪＩＳ２種純チタンと同等ないしこれ以上の冷間加工性および耐高温酸化性を有する、冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法を提供するもので、質量％で、０．３～１．８％のＣｕ、０．１８％以下の酸素、０．３０％以下のＦｅ、必要に応じて、さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒの少なくとも１種または２種以上を、合計で０．３～１．５％含有し、残部Ｔｉおよび０．３％未満の不純物元素からなることを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板、である。また、最終焼鈍を、６５０～８３０℃の温度域にて行う、あるいは、熱延板焼または中間焼鈍を、６５０～８３０℃の温度域にて行い、冷間圧延後の最終焼鈍を６００～６５０℃の温度で行うことを特徴とする該チタン合金板の製造方法、である。

Description

冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法
技術分野
本発明は、 冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造
方法に関し、 特に、 二輪自動車および四輪自動車などの排気系部品
明
など、 高温域での特性と冷間での加工性の要求される用途に適した ' へ 、 冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法に関す
るものである。 書
背景技術
二輪および四輪自動車 （以下、 自動車） の排気系は、 ェキゾース
トマニフォ一ル ド、 排気管、 消音器 （マフラー） 等の部品によって
構成されており、 高温の排気ガスに耐えるべく 、 また複雑な形状に
対応すべく 、 耐食性、 高温強度、 加工性等に優れたステンレス鋼が
多用されてきた。
しかし、 近年ではステンレス鋼を凌ぐ耐食性を有し、 軽量で加工
性にも優れ、 熱膨張率が小さ く熱疲労特性にも優れ、 さ らに独特の
色や肌合いなどの意匠性に優れる純チタ ンが、 一部自動車の排気系
、 特にマフラ一に使用され始め、 その使用量は急激に増加している
マフラーは排気系の最終部分であり、 そこでの排気ガスはある程
度冷却されているこ と、 また、 意匠性の観点から外気に曝される外
管に使用されるこ とが多いこ となどから、 高温強度のあま り高く な い純チタンでもマフラー用途に使用可能であり、 むしろ、 純チタン の優れた冷間加工性を活用し、 複雑な形状への加工がなされている このよ う な純チタン製部品は、 ステンレス鋼部品と同様に、 主と して冷延焼鈍薄板を、 曲げ加工、 プレス成形、 絞り加工、 穴拡げ加 ェした り、 板を曲げた後に溶接した溶接管と したり 、 あるいはさ ら に、 各種冷間加工によ り所望の形状に成型した後に使用される。
また、 このよ う な純チタン薄板は、 一般に次のよ うな工程で製造 される。 すなわち、 VAR (真空アーク溶解） や E B R (電子ビー ム溶解） などの溶解工程によ りイ ンゴッ ト と し、 これを熱間鍛造や 分塊圧延によ りスラブと し、 さ らに、 熱間で圧延し、 熱延ス ト リ ッ プと し、 さ らに、 脱スケール後に冷間圧延を行い、 冷延ス ト リ ップ と される。 あるいはこれを切断するこ とによ り、 切り板製品が製造 される。
なお、 これら工程にて、 冷延の前 （熱延の後） や冷延の途中では 、 適宜必要に応じて焼鈍が施され、 また、 最終の冷延ス ト リ ップも 焼鈍が施されるのが一般的である。
—方、 エンジンによ り近い排気管やェキゾ一ス トマニフォ一ル ド は、 高温に曝される機会が多く 、 また、 排気温度の高い自動車のマ フラー内外管にチタン材を適用しょ う とする と、 厚肉の純チタンを 使用し強度を補う力、、 高温強度に優れた T i 一 3 A 1 — 2. 5 V合 金などの合金を適用する必要があった。
しかし、 純チタンの厚肉化は、 せっかく の軽量というチタ ンの特 長が損なわれる という問題点があり、 また T i — 3 A 1 — 2. 5 V 合金のよ う な A 1 を 3 %程度含有する合金は冷間加工性が悪く 、 排 気系部品用管を製造する際の素材である薄板への冷間圧延性が損な われた り、 あるいは管を曲げるなどの冷間成形性が低下するなどの 問題点があった。
このよ う な課題を解決すべく 、 特開 2 0 0 1 — 2 3 4 2 6 6号公 報には、 0 . 5 〜 2 . 3質量％の A 1 を添加したマフラー用チタン 合金、 すなわち、 純チタンよ り も耐熱性、 耐酸化性に優れ、 純チタ ンと同等の冷間圧延性を有する排気系部品用チタン合金に関する発 明が開示されている。 発明の開示
しかし、 上記特開 2 0 0 1 - 2 3 4 2 6 6号公報に記載の発明は 、 確かにマフラ一で多用される J I S 2種純チタンと同等の優れた 冷間圧延性を有するが、 同文献中の表 1や図 2 〜 4に示されている よ う に、 J I S 2種純チタンに比べる と、 耐力が高くかつ延性が低 いこ とから、 板や、 これを用いて製造した管を曲げたり 、 拡管、 縮 管したり、 穴広げするなどの二次加工においては、 さ らに高い冷間 加工性が求められている。
また、 船舶などにおいても排気系部品の軽量化のニーズは強く 、 加工性と高温強度の両方に優れたチタン材料が強く求められていた 本発明は、 上述した事情に着目 してなされたもので、 J I S 2種 純チタンよ り優れた高温強度特性を有し、 かつ J I S 2種純チタン と同等ないしこれ以上の冷間加工性と耐高温酸化特性を有する、 冷 間加工性に優れる耐熱チタン合金板およびその製造方法を提供する こ とを目的とするものである。
上記課題を解決するために、 本発明は以下の手段を骨子とする。
( 1 ) 質量％で、 0 . 3 〜 1 . 8 %の C u 、 0 . 1 8 %以下の酸 素、 0 . 3 0 %以下の F e 、 残部 T i および 0 . 3 %未満の不純物 元素からなるこ とを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタ ン合金 板。
( 2 ) 前記チタン合金板が、 さ らに、 S n 、 Z r 、 M o 、 N b 、 C rの少なく とも 1種または 2種以上を、 合計で 0. 3質量％以上 1 . 5質量％以下含有するこ とを特徴とする上記 （ 1 ) に記載の冷 間加工性に優れる耐熱チタン合金板。
( 3 ) 溶解、 熱延、 熱延板焼鈍、 冷延、 中間焼鈍、 最終焼鈍等の 工程を経て製造されるチタン合金板の製造方法において、 前記溶解 での成分調整を上記 （ 1 ) または （ 2 ) に記載の成分組成に調整す る と と もに、 前記最終焼鈍を 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度域にて行う こ とを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板の製造方法。
( 4 ) 溶解、 熱延、 熱延板焼鈍、 冷延、 中間焼鈍、 最終焼鈍等の 工程を経て製造されるチタン合金板の製造方法において、 前記溶解 での成分調整を上記 （ 1 ) または （ 2 ) に記載の成分組成に調整す る と と もに、 前記熱延板焼鈍または前記中間焼鈍を 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度域にて行い、 さ らに、 前記最終焼鈍を 6 0 0〜 6 5 0 の 温度で行う こ とを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板 の製造方法。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは上記課題を解決すべく 、 チタンに対する高温強度、 耐酸化性、 冷間加工性におよぼす成分元素の影響を詳細に調べた結 果、 チタンに一定量の C uを添加する と、 冷間加工性や耐酸化性を 損なわずに、 自動車排気系部材などが使用される温度域の約 5 0 0 〜約 7 0 0 °Cにおいて高温強度を著しく 向上させるこ とが可能であ ることを見いだした。 本発明は、 この画期的知見に基づいてなされ たものである。
さて、 請求項 1 に記載の本発明 （以下、 本発明 （ 1 ) ) では、 質 量0/。で、 0. 3〜 ： L . 8 %の C u、 0. 1 8 %以下の酸素、 0 · 3 0 %以下の F e、 残部 T i および 0. 3 %未満の不純物元素からな るこ と と した。
C uをチタンに添加する と、 最大 1 . 5 % α相中に固溶する。 こ の固溶 C uは、 A 1 と同様に固溶強化によ り高温強度を高める効果 がある。 一方、 A 1 添加したチタ ンと C u添加したチタンでは冷間 加工性に著しい差が生じる。
すなわち、 A 1 添加したチタンを冷間で加工する と、 変形を担う 「すべり」 変形が起こ り にく く なるばかりカ チタンの高加工性の 主要因である 「双晶」 変形の発生も抑制され、 耐力が高く なる と と もに延性が低く なり、 その結果、 冷間加工性が低下する。
と ころが、 C uを添加したチタンでは、 「すべり」 変形は固溶強 化によ り抑制されるものの、 「双晶」 変形の発生はまったく損なわ れず、 純チタンと同様であり 、 その結果、 2種純チタンなみの低い 耐力と延性が維持される。 もちろんこの効果は、 双晶変形が主たる 変形機構である場合に発現する効果であり、 A 1 と同様に双晶発生 を抑制する効果のある酸素は、 活発な双晶発生のための上限値であ る 0 . 1 8 %以下に限定する必要がある。
ここで、 C uの添加量の上限を 1 . 8 %と したのは、 これを超え て C uを添加する と、 T i 2 C u相が多量に生成し冷間加工性が損 なわれるためである。 また、 C uの添加量の下限を 0 . 3 %と した のは、 高温強度を十分に向上させるには、 11は 0 . 3 %以上添加 するこ とが必要であるからである。
なお、 F e の含有量は 0 . 3 0 %以下であるこ とが必要である。 F e は i3相安定化元素であ り、 室温から高温域にかけて ]3相を発現 させる。 F e含有量が 0 . 3 0 %以下であれば、 /3相の発生量はわ ずかであるが、 これを越えて添加されると、 ]3相の量が増え、 ）3相 に濃化しやすい元素である C uがそこに集中的に濃化し、 高温強度 向上に必要な α相中への固溶量が低下する。 したがって、 過度の β W 相の出現を抑制するために F eは 0. 3 0 %以下にするこ とが必要 である。
ただし、 不純物元素と して、 窒素、 炭素、 N i 、 C r、 A l 、 S n、 S i 、 水素など、 通常のチタン材に含まれる各元素や、 その他 の元素でも、 これらの総和が加工性を損なわない 0. 3 %未満であ れば、 これらを含有しても差し支えない。
また、 高温強度と同様に耐熱材料の具備すべき重要特性である耐 高温酸化特性は、 C uを添加してもまったく損なわれない。
本発明 （ 1 ) の合金において、 加工性の観点からは、 酸素含有量 が 0. 1 0 %以下であるこ とが好ましい。 これは、 この範囲の酸素 量では、 双晶発生がさ らに促進され、 加工性がさ らに向上するから である。 酸素は高温強度にはほとんど影響しないため、 酸素を 0. 1 0 %以下に限定しても、 高温特性はまったく損なわれない。
このよ う な効果は、 酸素含有量を 0. 0 6 %以下に限定するこ と によ り さ らに発揮できる。 すなわち、 本発明 （ 1 ) の合金において 、 酸素含有量が 0. 0 6 %以下である と、 最も本発明の効果が強く 発揮される。
次に、 請求項 2に記載の本発明 （以下、 本発明 （ 2 ) ) について 説明する。 本発明 （ 2 ) では、 本発明 （ 1 ) の合金に、 さ らに、 S n、 Z r、 M o、 N b、 C r の少なく と も 1種または 2種以上を、 合計で 0. 3質量％以上 1 . 5質量％以下含有するこ と と した。
これは、 本発明 （ 1 ) の合金の高温強度をさ らに向上させ、 高温 耐酸化特性をも更に向上させよ う とするものである。 S n、 Z r、 M o、 N b、 C r は、 いずれも α相にある程度固溶し、 C u と重畳 して高温強度を高める。 また同時に耐高温酸化特性も向上する。 ただし、 その添加量は、 総計で 0. 3 %以上であるこ とが必要で ある。 それは、 これ以上の添加量でないと、 高温強度の向上や高温 耐酸化特性の向上は得られないからである。 また、 その添加量は、 総計で 1 . 5 %以下であるこ とが必要である。 それは、 これら元素 は T i 2 C uの析出を促進する効果があり、 多量に添加する と T i 2 C uの生成量が増え、 加工性が損なわれるからである。 ただし総計 が 1 . 5 %以下であれば、 その影響は小さレ、。
請求項 3 または 4に記載の本発明 （以下、 本発明 （ 3 ) 、 （ 4 ) ) は、 特に自動車の排気系で多用される薄板の製造方法に関するも のである。 すなわち、 本発明 （ 3 ) は、 溶解、 熱延、 冷延の工程を 経て製造される、 本発明 （ 1 ) または （ 2 ) のチタン合金成分を有 する薄板の製造方法において、 最終焼鈍を、 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温 度域にて行う こ とを特徴とする、 本発明 （ 1 ) または （ 2 ) のチタ ン合金板の製造方法である。
これは、 加工性と高温強度の観点から、 固溶 C u量をできるだけ 増やすこ とを狙った条件である。 もちろん、 この温度範囲外で焼鈍 等の熱処理を行っても、 本発明 （ 1 ) または （ 2 ) の成分であれば 、 本発明の効果は十分に発揮されるが、 この温度範囲で焼鈍を行う と、 本発明の効果をさ らに高めるこ とができる。
すなわち、 6 5 0〜 8 3 0では丁 1 2じ 11の生成量が少なく 、 a 相中への固溶 C u量が大き く なる温度範囲であり、 この温度域で焼 鈍するこ とによ り、 特に高温強度を高めるこ とができる。
なお、 焼鈍後の冷却中に T i 2 C uが生成する とせっかく の焼鈍 効果が損なわれてしま う恐れが指摘されるが、 T i 2 C uの析出は きわめて遅く 、 空冷ゃ炉冷程度の冷却速度では、 焼鈍効果が損なわ れてしま う ほどの T i 2 C uが生成するこ とはない。
また、 いったん 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度範囲で焼鈍を行っておく と、 その後冷間加工し、 6 5 0 °C未満の温度で再度焼鈍を行っても 、 T i 2 C uの析出が遅いこ とから、 実際的な熱処理時間内では T i 2 C uはほとんど生成せず、 α相中に多量に固溶した C uを維持 するこ とができる。
すなわち、 最終の冷間圧延前の焼鈍 （熱延板焼鈍または中間焼鈍 ) を 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度範囲で行っておけば、 冷間圧延後の最 終焼鈍は、 6 5 0 °C未満の温度で行っても、 α相中に多量に固溶し た C uを維持するこ とができる。 この製造方法を適用したのが、 請 求項 4に記載の本発明である。 ただし、 6 0 0 °C未満の温度では、 歪みが除去しにく く軟化しにくいため、 十分な冷間加工性を得るこ とができないため避けるべきである。 実施例
<実施例 1 >
V A R (真空アーク溶解） にて表 1 に示す組成のチタン材を溶解 し、 これを熱間鍛造によ りスラブと し、 8 6 0 °Cに加熱した後、 熱 間連続圧延ミルにて板厚 3. 5 mmの熱間圧延ス ト リ ップと した。
この熱延ス ト リ ップを、 7 2 0 °C X 2分、 空冷の連続焼鈍 （熱延 板焼鈍） し、 さ らに酸化スケールをショ ッ トブラス ト及び酸洗によ り除去し、 続いて、 1 m m厚の冷延ス ト リ ップと した。 その後、 6 8 0 °C X 4時間、 炉冷の真空焼鈍 （最終焼鈍） を行い、 引張試験片 を圧延方向と平行に採取し、 室温、 5 5 0 °C、 6 2 5 °C、 7 0 0 °C にて引張試験を行った。 強度特性は 0. 2 %耐カによ り評価し、 加 ェ性は室温における伸び値で評価した。 また、 3 0 mm x 3 0 mm の矩形試験片を用いて、 7 0 0 °C X 2 0 0時間の熱処理を大気中で 行い、 酸化増量を測定した。 これら評価結果も表 1 に併せて示す。 〔表 1〕
室温の 室温の 550°Cの 625。Cの 700°Cの
Cu 700°C, 200 h
試験 酸素 0.2%耐カ 伸び 0.2%耐カ 0.2%耐カ 0.2%耐カ の酸化増量 備 考 番号 (質量％)
(MPa) (%) (MPa) (MPa) (MPa) 、mg cm2)
1 ― ― 0.05 0.18 275 39.5 60 21 8 3.02
≥ 従来材
2 ― 1.1 0.05 0.13 310 28.9 105 62 20 2.98 従来材
3 ― 2.1 0.05 0.08 403 25.2 126 81 37 2.94 従来材
4 0.2 ― 0.05 0.08 205 40.6 65 28 11 2.97 比較例
5 0.4 ― 0.05 0.08 203 41.8 101 80 31 3.01 本発明 (1)，（3)
6 0.8 ― 0.05 0.08 207 41.0 116 87 35 2.96 本発明 (1)，（3)
7 1.6 0.05 0.08 211 40.3 133 95 41 3.02 本発明 (1)，（3)
8 2.0 ― 0.05 0.08 220 31.8 135 97 44 3.00 比較例
9 0.8 ― 0.15 0.08 202 40.5 118 89 36 3.03 本発明 (1)，（3)
10 0.8 ― 0.26 0.08 225 40.1 116 88 40 2.99 本発明 (1)，（3)
11 0.8 ― 0.33 0.08 232 37.2 103 75 18 3.05 比較例
12 1.1 ― 0.06 0.12 251 38.3 118 90 38 2.99 本発明 (1),(3)
13 1.1 0.05 0.16 279 36.2 120 88 37 2.96 本発明 (1),(3)
14 1.1 ― 0.05 0.20 301 30.5 120 87 37 2.98 比較例
15 1.5 ― 0.05 0.16 280 35.8 130 97 ' 41 3.08 本発明 (1),(3)
16 1.0 ― 0.04 0.07 207 42.5 115 88 36 3.01 本発明 (1)，（3)
17 1.0 ― 0.04 0.04 195 47.5 114 86 35 2.96 本発明 (1)，（3)
18 1.0 ― 0.03 0.02 189 48.3 115 87 34 3.00 本発明 (1)，（3)
表 1 において、 試験番号 1 は J I S 2種工業用純チタンの例であ り、 試験番号 2および 3は、 A 1 を 1〜 2 %程度添加した合金の例 である。 試験番号 1 は室温の伸びが 3 9. 5 %もあり、 十分な冷間 加工性を有しているが、 一方、 高温における 0. 2 %耐カは、 5 5 0 °Cで 6 0 MP a、 6 2 5 °Cで 2 1 MP a、 7 0 0 °Cで 8 MP a し かなく、 高温強度は不十分である。
これに対し、 A 1 を添加した試験番号 2および 3は、 5 5 0 °C、 6 2 5 °C、 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カは、 いずれも試験番号 1 の純チタンを大きく上回り、 高い高温強度が達成されているが、 室 温の伸びが 3 0 %以下であり、 冷間加工性が不十分である。
このように、 A 1 を少量添加すると、 高温強度は改善されるもの の冷間加工性が低下しており、 両者を満足するチタン合金への市場 の要求は達成されていない。
これに対し、 本発明 （ 3 ) に記載の方法で製造された、 本発明 （ 1 ) の実施例である試験番号 5 , 6， 7， 9， 1 0， 1 2， 1 3， 1 5， 1 6， 1 7， 1 8は、 いずれも 3 5 %以上の高い室温の伸び を有すると ともに、 5 5 0 °C、 6 2 5 °C、 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カ力 いずれも、 各々の温度にて 1 0 O MP a以上、 8 0 MP a以上、 3 0 M P a以上の高い値となっており、 優れた冷間加工性 と高い高温強度が両立され、 本発明の効果が十分に発揮されている 特に、 酸素含有量が 0. 1 0 %以下の、 試験番号 5， 6， 7， 9 ， 1 0， 1 6， 1 7， 1 8では、 4 0 %以上の高い室温伸びが得ら れており、 本発明 （ 1 ) の効果が十分に発揮されている。 と りわけ 、 酸素含有量が 0. 0 6 %以下の試験番号 1 7および 1 8では、 4 5 %以上のきわめて高い室温伸びが得られており、 本発明 （ 1 ) の 効果が最も強く発揮されている。 なお、 7 0 0 °C， 2 0 0時間の大 気熱処理中の酸化増量は、 本発明の実施例では、 いずれも試験番号
1 の純チタンや試験番号 2および 3の A 1 添加チタン合金と同水準 であった。
しかし、 試験番号 4では、 4 0. 6 %の高い室温伸びが得られて いるものの、 5 5 0 °C、 6 2 5 °C、 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カ が、 それぞれ 1 0 0 MP a、 8 0 MP a、 3 0 MP a以下であり、 高温強度の向上が十分達成されていない。 また、 試験番号 1 1 も、 3 7. 2 %の高い室温伸びを示したものの、 6 2 5 °C、 7 0 0 °Cに おける 0. 2 %耐力が、 それぞれ 8 0 MP a、 3 0 MP a以下であ り、 高温強度の向上が不十分であった。
その理由は、 試験番号 4では、 C uの添加量が本発明の下限値で ある 0. 3 %に未達で、 高温強度の向上に必要な固溶 C uの量が不 十分であったためであり、 試験番号 1 1では、 ）3相安定化元素の F eの含有量が、 本発明の上限値である 0. 3 0 %を越えて添加され たため、 ]3相の量が増え、 C uがそこに集中的に濃化し、 高温強度 向上に必要な α相中への固溶量が低下したためである。
また、 試験番号 8および 1 4では、 高温強度は十分高いが、 室温 伸びが、 いずれも 3 5 %以下となっており、 J I S 2種純チタンに 比べ、 かなり低い値となった。 それは、 試験番号 8では、 C uが本 発明の上限値の 1 . 8 %を越えて添加されたため、 T i 2 C u相が 多量に生成し冷間での延性が損なわれたためであり、 試験番号 1 4 では、 酸素含有量が本発明の上限値である 0. 1 8 %を越えて添加 されたため、 双晶変形を抑制し、 冷間での変形能が低下したためで ある。
以上のよ うに、 本発明に規定された元素からなるチタン合金板は 、 優れた冷間加工性と高温強度を具備し、 さ らに純チタン並の耐高 温酸化特性も有しているが、 本発明に規定された合金元素量から逸 脱すると、 冷間加工性と高温強度の両立は達成されない。
く実施例 2 >
V A R (真空アーク溶解） にて表 2に示す組成のチタン材を溶解 し、 これを熱間鍛造によ りスラブと し、 8 6 0 °Cに加熱した後、 熱 間連続圧延ミルにて板厚 3. 5 mmの熱間圧延ス ト リ ップと した。
この熱延ス ト リ ップを、 7 2 0 °C X 2分、 空冷の連続焼鈍 （熱延 板焼鈍） し、 さらに酸化スケールをショ ッ トブラス ト及び酸洗によ り除去し、 続いて、 1 mm厚の冷延ス ト リ ップと した。 その後、 6 8 0 °C X 4時間、 炉冷の真空焼鈍 （最終焼鈍） を行い、 引張試験片 を圧延方向と平行に採取し、 室温および 7 0 0 °Cにて引張試験を行 つた。
強度特性は 0. 2 %耐カによ り評価し、 加工性は室温における伸 び値で評価した。 また、 3 0 mm X 3 0 mmの矩形試験片を用いて 、 7 0 0 °C X 2 0 0時間の熱処理を大気中で行い、 酸化増量を測定 した。 これら評価結果も表 2に併せて示す。
〔表 2〕
Nb Cr 室温の 70CTCの 700"C, 200 h
試験 Fe 室温の
酸素 0.2%耐カ 伸び 0.2%耐カ
番号 の酸化増量 備 考
(質量％) (質量％) (質量％) (MPa) (%) (MPa) 、mgZ cm2)
19 0.8 1.3 ― ― ― ― 0.05 0.08 303 38.0 42 2.84 本発明 (2)，（3)
20 0.8 1.7 ― ― ― ― 0.05 0.08 310 37.0 45 2.82 比糊
21 0.8 1.3 ― ― ― 0.05 0.08 302 39.2 48 2.85 本発明 (2)，（3)
22 0蜩.8 ― 1.8 ― ― ― 0.05 0.08 318 33.0 45 2.79 比棚
23 0.8 ― ― 1.4 ― ― 0.05 0.08 301 39.3 48 2.84 本発明 (2)，（3)
24 0.8 ― ― 1.7 ― ― 0.05 0.08 318 32.8 48 2.80 比棚
25 0.8 ― ― ― 1.4 ― 0.05 0.08 299 38.7 46 2.81 本発明 (2)，（3)
26 0.8 ^鰂 ― ― ― 1.8 ― 0.05 0.08 321 31.5 45 2.74 比糊
27 0.8 ― ― ― ― 1.2 0.05 0.08 298 36.8 49 2.86 本発明 (2)，（3)
28 0.8 ― — ' - ― ― ― 1.6 0.05 0.08 320 31.2 50 2.86 比糊
29 0.8 0.5 0綱.7 ― ― ― 0.05 0.08 299 38.8 44 2.79 本発明 (2), (3)
30 0.8 0.5 ― 0.7 ― ― 0.05 0.08 297 37.7 46 2.79 本発明 (2), (3)
31 0.8 0.5 ― ― 0.6 ― 0.05 0.08 295 36.6 44 2.74 本堯明 (2), (3)
32 0.8 0.5 ― ― 一 0.5 0.05 0.08 290 37.9 45 2.81 本発明 (2), (3)
33 0.8 ― 0.5 0綱.5 0.3 ― 0.05 0.08 302 36.0 44 2.77 本発明 (2), (3)
34 0.8 ― ― 0.5 0.3 0.5 0.05 0.08 305 37.5 47 2.77 発明 (2), (3)
35 0.8 ― ― 0.2 1.0 一 0.05 0.08 310 37.7 42 2.74 本発明 (2)，（3)
36 0.8 0.5 ― 0.8 一 0.5 0.05 0.08 325 29.8 50 2.76 比翻
37 0.8 0.8 ― ― ― 0.8 0.05 0.08 327 30.5 49 2.80 比棚
38 1.1 ― ― ― ― 0.8 0.06 0.12 293 38.2 43 2.87 本発明 (2), (3)
39 1.1 ― ― 0.5 ― 0.06 0.12 272 37.8 45 2.84 本発明 (2), (3)
40 1.1 ― 1.0 一 ― 0*06 0.12 290 39.3 47 2.81 本発明 (2), (3)
41 1.1 ― 0.9 一 ― ― 0.06 0.12 292 40.1 44 2.80 本発明 (2)，（3)
42 1.1 0.9 ― ― ― ― 0.06 0.12 288 37.5 46 2.79 本発明 (2), (3)
43 1.0 ― ― ― ― 0.33 0.04 0.07 285 37.9 44 2.89 本発明 (2), (3)
44 1.0 ― ― ― 0.4 ― 0.04 0.07 271 37.5 46 2.88 本発明 (2)，（3)
45 1.0 ― ― 0.4 ― ― 0.04 0.07 288 39.5 48 2.87 本発明 (2)，（3)
46 1.0 ― 0.4 ― ― ― 0.04 0.07 295 40.2 45 2.87 本発明 (2), (3)
47 1.0 0.5 ― ― ― ― 0.04 0.07 289 37.3 47 2.89 本発明 (2)，(3)
48 1.0 ― ― ― ― 0.2 0.04 0.07 283 37.7 37 2.95 本発明 (1)，(3)
49 1.0 一 ― ― 0.2 ― 0.04 0.07 270 38.0 38 2.96 本発明 (1)，(3)
50 1.0 ― ― 0.2 ― ― 0.04 0.07 286 39.3 38 2.94 本発明 (1),(3)
51 1.0 0.2 一 ― ― 0.04 0.07 292 41.0 39 2.95 本発明 (1),(3)
52 1.0 0.2 ― ― ― ― 0.04 0.07 285 38.1 39 2.94 本発明 (1),(3)
表 2において、 本発明 （ 3 ) に記載の方法で製造された、 本発明 ( 2 ) の実施例である試験番号 1 9， 2 1， 2 3， 2 5， 2 7， 2 9， 3 0， 3 1， 3 2， 3 3， 3 4， 3 5は、 いずれも 3 5 %を越 える高い室温伸びを有しており、 また、 同量の C u、 F e、 酸素含 有量からなる試験番号 6に比べて、 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カ が 7 MP a以上高く なつており、 S n、 Z r、 M o、 N b、 C r の 単独あるいは複合添加効果が発揮されている。
また、 7 0 0 °C, 2 0 0時間の大気熱処理中の酸化増量も、 試験 番号 6にく らべて小さ く なつており 、 いずれも 2. 9 0 m g / c m 2以下であり、 耐高温酸化性の向上も達成されている。 これも、 S n、 Z r 、 M o、 N b、 C r の単独あるいは複合添加効果によるも のである。
これに対し、 試験番号 2 0， 2 2， 2 4， 2 6， 2 8， 3 6， 3 7は、 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カは、 試験番号 6よ り も高く 、 7 0 0 °C, 2 0 0時間の大気熱処理中の酸化増量も試験番号 6よ り 少なく なつており 、 高温強度と耐高温酸化特性は向上しているが、 室温伸びがいずれも 3 5 %以下であり 、 加工性が損なわれてしまつ た。
これは、 S n、 Z r 、 M o、 N b、 C r の 1種または 2種以上の 添加量の合計が、 本発明の上限値である 1 . 5 %を越えてしまった ため、 T i 2 C uの析出が促進され、 加工性が損なわれたためであ る。
試験番号 3 8〜 4 2は、 試験番号 1 2の合金にさ らに、 S n、 Z r 、 M o、 N b、 C r を添加した本発明 （ 2 ) の実施例であり 、 適 切な添加量であったため、 3 5 %以上の高い室温伸びと、 試験番号 1 2以上の 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カおよび 7 0 0 °C， 2 0 0 時間の大気熱処理中の耐高温酸化特性が達成されている。 試験番号 4 3〜 5 2は、 試験番号 1 6の合金にさ らに、 S n、 Z r 、 M o、 N b、 C r を添加した例であり、 本発明 （ 2 ) 記載の適 切な添加量を添加した試験番号 3 8〜 4 7は、 3 5 %以上の高い室 温伸びと、 試験番号 1 6を 5 MP a以上上回る高い高温強度 （ 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カ） および高い耐高温酸化特性 （ 7 0 0 °C ， 2 0 0時間の大気熱処理中の耐高温酸化特性） が達成されている 。 一方、 S n、 Z r、 M o、 N b、 C rの添加量が、 本発明 （ 2 ) で規定された 0. 3 %未満であった、 試験番号 4 8， 4 9， 5 0， 5 1， 5 2は、 高温強度の向上代は高々 3 MP aで、 耐高温酸化特 性の向上代もわずかしかなかった。
<実施例 3 >
表 1 の試験番号 6、 表 2の試験番号 2 9、 3 4および 4 4の素材 を製造する際の中間製品である厚さ 3. 5 mmの熱間圧延ス ト リ ツ プから平板を採取し、 おのおの表 3〜 6に示した条件で熱延板焼鈍 を行い、 さ らに酸化スケールをショ ッ トブラス ト及び酸洗によ り除 去し、 続いて、 1 mm厚の冷延板と した。 その後、 表 3〜 6に記し た条件で冷延板焼鈍 （最終焼鈍） を行い、 引張試験片を圧延方向と 平行に採取し、 室温および 7 0 0 °Cにて引張試験を行った。
強度特性は 0. 2 %耐カによ り評価し、 加工性は室温における伸 び値で評価した。 また、 3 0 mm X 3 0 mmの矩形試験片を用いて 、 7 0 0 °C X 2 0 0時間の熱処理を大気中で行い、 酸化増量を測定 した。 これら評価結果も表 3〜 6に併せて示す。 〔表 3〕
室温の 室温の 700°Cの 700°C, 200 h
試験
熱延板焼鈍条件 冷延板焼鈍条件 0.2%耐カ 伸び 0.2%耐カ の酸化増量 備 考 番号 ( Pa) (%) (MPa) (mg/ cm2)
53 720°C、 2分、 空冷 580°C、 6時間、炉冷 218 40.0 31 2.98 本発明（1)
54 〃 630°C、 4時間、炉冷 209 40.3 35 2.98 本発明（1)，（4)
55 680°C、 4時間、炉冷 207 41.0 35 2.96 本発明（1)，（3)
56 II 780°C、 30分、 炉冷 205 42.0 34 2.98 本発明（1)，（3)
57 II 810°C、 5分、 空冷 20り 42.3 34 2.95 本発明（1),(3)
58 II 850°C、 3分、 空冷 198 42.5 31 2.96 本発明（1)
59 630°C、 10分、 空冷 630°C、 4時間、炉冷 207 40.8 32 2.99 本発明（1)
60 680°C、 4時間、炉冷 209 40.5 35 2.95 本発明（1),(3)
61 II 780°C、 30分、 炉冷 207 41.0 36 3.00 本発明（1)，（3)
62 II 810°C、 5分、 空冷 201 41.0 34 2.99 本発明（1)，（3)
63 II 850°C、 3分、 空冷 197 42.8 31 3.01 本発明（1)
64 850°C、 2分、 空冷 630°C、 4時間、炉冷 207 42.2 31 2.95 本発明（1)
65 680°C、 4時間、炉冷 208 40.5 36 2.93 本発明（1)，（3)
66 II 780°C、 30分、 炉冷 208 41.2 36 2.98 本発明（1),(3)
67 " 810°C、 5分、 空冷 201 42.3 35 2.98 本発明（1),(3)
68 II 850°C、 3分、 空冷 190 43.3 32 3.00 本発明（1)
〔表 4〕
室温の 室温の 700°Cの 700°C, 200 h
試験
熱延板焼鈍条件 冷延板焼鈍条件 0.2%耐カ 伸び 0.2%耐カ の酸化増量 備 考 番号 (MPa) (%) (MPa) (mg/ cm2)
69 720°C、 2分、 空冷 630°C、 4時間、 炉冷 302 37.7 46 2.82 本発明（2)，（4)
70 〃 680°C、 4時間、 炉冷 299 38.8 44 2.80 本発明（2), (3)
71 〃 780°C、 30分、 炉冷 290 38.7 47 2.82 本発明（2), (3)
72 810°C、 5分、 空冷 285 39.5 46 2.80 本発明（2), (3)
73 II 850°C、 3分、 空冷 281 39.6 40 2.79 本発明（2)
〔表 5〕
室温の 室温の 700°Cの 700°C, 200 h
II 熱延板焼鈍条件 冷延板焼鈍条件 0.2%耐カ 伸び 0.2%耐カ の酸化増量 備 考
(MPa) (%) (MPa) t.mg 'cm2)
74 630°C、 10分、 空冷 630°C、 4時間、炉冷 311 36.5 40 2.84 本発明（2)
75 680°C、 5分、 空冷 〃 308 37.4 46 2.81 本発明 (2)，（4)
76 720°C、 2分、 空冷 〃 305 37.5 47 2.78 本発明 (2), (4)
77 810°C、 2分、 空冷 〃 298 38.1 46 2.79 本発明 (2), (4)
78 850°C、 2分、 空冷 〃 290 38.3 41 2.81 本発明（2)
表 3は、 試験番号 6 と同じ組成の素材に関する試験結果である。 熱延板焼鈍の条件にかかわらず、 最終焼鈍である冷延板焼鈍を 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度域で実施した、 試験番号 5 5， 5 6 , 5 7 ， 6 0 ， 6 1， 6 2， 6 5 , 6 6， 6 7は、 いずれも 4 0 %以上の高い室 温伸びと、 3 4 ？ &以上の高ぃ 7 0 0でにぉける 0. 2 %耐力が 得られており 、 耐酸化特性も純チタン並である。
このよ う に、 本発明 3記載の方法を適用するこ とによ り、 室温で の加工性、 高温強度、 耐高温酸化特性を兼ね備えた製品を製造する こ とが可能である。
また、 試験番号 5 4は、 最終焼鈍である冷延焼鈍温度が 6 3 0 °C であり、 本発明 （ 3 ) に規定された条件範囲を逸脱していたが、 4 0 %以上の高い室温伸び、 3 4MP a以上の高い 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カ、 純チタン並の耐酸化特性のいずれもが得られていた 。 これは、 冷間圧延前の焼鈍である熱延板焼鈍を 6 5 0〜 8 3 0 °C の温度域で実施していたため、 本発明 （ 4 ) の効果が発揮されたも のである。
なお、 試験番号 5 3， 5 8 , 5 9， 6 3、 6 4、 6 8は、 レ、ずれ も 4 0 %以上の高い室温伸びと、 3 0 M P a以上の高い 7 0 0 °Cに おける 0. 2 %耐力が得られているが、 上記試験番号の実施例に比 ベる と、 やや高温強度が低く なつていた。 その理由は次の通りであ る。
試験番号 5 3は、 冷間圧延前の焼鈍である熱延板焼鈍が本発明 （ 4 ) に規定された 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度域で実施されていたが、 最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明 （ 4 ) に規定された 6 0 0 °C未 満であったため、 高温強度の向上代がやや小さ く なつてしまった。 試験番号 5 8は、 最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明 （ 3 ) または ( 4 ) に規定された温度範囲外であったため、 高温強度の向上代が やや小さ く なってしまった。
試験番号 5 9， 6 3、 6 4 , 6 8は、 冷間圧延前の焼鈍である熱 延板焼鈍が本発明 （ 4 ) に規定された 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度域外 であり、 かつ、 最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明 （ 3 ) に規定さ れた温度範囲外であったため、 高温強度の向上代がやや小さ く なつ た。
さて、 表 4は、 試験番号 2 9 と同じ組成の素材に関する試験結果 である。 本発明 （ 3 ) または （ 4 ) の方法で製造された冷延焼鈍板 (試験番号 6 9〜 7 2 ) は、 いずれも 3 5 %以上の高い室温伸びと 、 4 41^? &以上の高レヽ 7 0 0 °〇にぉける 0. 2 %耐カ、 優れた耐 高温酸化性が得られている。
しかし、 最終焼鈍である冷延板焼鈍が本発明 （ 3 ) または （ 4 ) に規定された温度範囲外であった試験番号 7 3は、 7 0 0 °Cにおけ る 0. 2 %耐力がやや試験番号 6 9〜 7 2の実施例に比べて低く な つていた。
また、 表 5は、 試験番号 3 4 と同じ組成の素材に関する試験結果 である。 本発明 （ 4 ) に記載の方法で製造された試験番号 7 5〜 7 7の冷延焼鈍板は、 いずれも 3 5 %以上の高い室温伸びと、 4 6 M P a以上の高い 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カ、 優れた耐高温酸化 性が得られている。
しかし、 冷間圧延前の焼鈍である熱延板焼鈍が本発明 （ 4 ) に規 定された 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度域外であ り、 かつ、 最終焼鈍であ る冷延板焼鈍が本発明 （ 3 ) に規定された温度範囲外であった試験 番号 7 4および 7 8では、 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐力がやや試 験番号 7 5〜 7 7の実施例に比べて低く なつていた。
また、 表 6は、 試験番号 4 4 と同じ組成の素材に関する試験結果 である。 本発明 （ 3 ) に記載の方法で製造された試験番号 8 0、 本 発明 （ 4 ) に記載の方法で製造された試験番号 8 1 と も、 試験番号 4 4 と同等の高い室温伸び、 高い 7 0 0 °Cにおける 0. 2 %耐カ、 優れた耐高温酸化性が得られている。
〔表 6〕
室温の 室温の 700°Cの 700°C， 200 h
熱延板焼鈍条件 冷延板焼鈍条件 0.2%耐カ 伸び 0.2%耐カ の酸化増量 備 考 番号 (MPa) (%) (MPa) (mg - cm2)
80 810°C、 2分、 空冷 700°C、 4時間、 炉冷 268 39.2 45 2.85 本発明（2), (3)
81 810°C、 2分、 空冷 640°C、 4時間、 炉冷 275 37.0 48 2.88 本発明（2), (4)
2 産業上の利用可能性
本発明のチタン合金板は、 二輪および四輪自動車の排気系部品で ある、 ェキゾ一ス トマニフォ一ル ド、 排気管、 消音器 （マフラ一） など、 燃焼排気ガスの放出経路に使用される部品などに特に活用す るこ とができる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 .質量。/。で、 0 . 3 〜 1 . 8 %の C u、 0 . 1 8 %以下の酸素
、 0 . 3 0 %以下の F e 、 残部 T i および 0 . 3 %未満の不純物元 素からなるこ とを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板
2 .前記チタン合金板が、 さ らに、 S n 、 Z r 、 M o 、 N b 、 C r の少なく とも 1種または 2種以上を、 合計で 0 . 3質量％以上 1 • 5質量％以下含有するこ とを特徴とする請求項 1 に記載の冷間加 ェ性に優れる耐熱チタン合金板。
3 .溶解、 熱延、 熱延板焼鈍、 冷延、 中間焼鈍、 最終焼鈍等のェ 程を経て製造されるチタン合金板の製造方法において、 前記溶解で の成分調整を請求項 1 または 2に記載の成分組成に調整する と と も に、 前記最終焼鈍を 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度域にて行う こ とを特徴 とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板の製造方法。
4 . 溶解、 熱延、 熱延板焼鈍、 冷延、 中間焼鈍、 最終焼鈍等のェ 程を経て製造されるチタ ン合金板の製造方法において、 前記溶解で の成分調整を請求項 1 または 2 に記載の成分組成に調整する と と も に、 前記熱延板焼鈍または前記中間焼鈍を 6 5 0〜 8 3 0 °Cの温度 域にて行い、 さ らに、 前記最終焼鈍を 6 0 0 〜 6 5 0 °Cの温度で行 う こ とを特徴とする冷間加工性に優れる耐熱チタン合金板の製造方 法。
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