JP7303434B2 - Titanium alloy plates and automotive exhaust system parts - Google Patents
Titanium alloy plates and automotive exhaust system parts Download PDFInfo
- Publication number
- JP7303434B2 JP7303434B2 JP2019147378A JP2019147378A JP7303434B2 JP 7303434 B2 JP7303434 B2 JP 7303434B2 JP 2019147378 A JP2019147378 A JP 2019147378A JP 2019147378 A JP2019147378 A JP 2019147378A JP 7303434 B2 JP7303434 B2 JP 7303434B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- axis
- less
- phase
- titanium alloy
- area ratio
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Description
本発明は、チタン合金板及び自動車用排気系部品に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a titanium alloy plate and an automobile exhaust system part.
自動車等の排気装置には、エキゾーストマニホールド及びエキゾーストパイプが備えられている。エンジンから排出され、エキゾーストマニホールドによって集約された排気ガスは、エキゾーストパイプを介して車体後方の排気口から外部に排出される。エキゾーストパイプの途中には、触媒装置やマフラー（消音器）が配置されており、排ガスの浄化及び排気音の消音がなされる。本明細書では、エキゾーストマニホールドからエキゾーストパイプ、排気口までの全体を通して、「排気装置」と称する。また、排気装置を構成するエキゾーストマニホールド、エキゾーストパイプ、触媒装置、マフラーなどの部品を「排気系部品」と称する。 2. Description of the Related Art Exhaust systems for automobiles and the like are equipped with an exhaust manifold and an exhaust pipe. Exhaust gas discharged from the engine and collected by the exhaust manifold is discharged to the outside from an exhaust port at the rear of the vehicle body via an exhaust pipe. A catalytic device and a muffler (muffler) are arranged in the middle of the exhaust pipe to purify the exhaust gas and muffle the exhaust noise. In this specification, the whole from the exhaust manifold to the exhaust pipe and the exhaust port is called "exhaust system". Parts such as an exhaust manifold, an exhaust pipe, a catalytic device, and a muffler that constitute an exhaust system are referred to as "exhaust system parts".
従来、四輪自動車や二輪自動車（以下、自動車等という）の排気装置の構成部材には、耐食性、高強度や加工性等に優れたステンレス鋼が使用されていたが、近年では、ステンレス鋼よりも軽量であり、高強度で耐食性にも優れるチタン材が使用されつつある。例えば、二輪自動車の排気装置には、ＪＩＳ２種の工業用純チタン材が使われている。さらに、最近では、ＪＩＳ２種の工業用純チタン材に代わって、より耐熱性が高いチタン合金が使用されつつある。 Conventionally, stainless steel, which is superior in corrosion resistance, high strength, workability, etc., has been used for exhaust system components of four-wheeled vehicles and two-wheeled vehicles (hereinafter referred to as automobiles, etc.). Titanium is also being used because of its light weight, high strength, and excellent corrosion resistance. For example, JIS class 2 industrial pure titanium is used in exhaust systems for motorcycles. Furthermore, recently, titanium alloys with higher heat resistance are being used in place of JIS class 2 industrial pure titanium materials.
特に最近は、排ガス温度が上昇する傾向にある。そのため、エキゾーストパイプにおける排気ガス温度は、８００℃程度に達する場合があり、この温度域においても十分な高温強度の確保が求められる。 In particular, recently, the exhaust gas temperature tends to rise. Therefore, the exhaust gas temperature in the exhaust pipe may reach about 800° C., and it is required to ensure sufficient high-temperature strength even in this temperature range.
特許文献１には、Ｓｉを０．１５～２質量％含むとともに、Ａｌを０．３０質量％未満に規制し、残部チタンおよび不可避的不純物からなる耐高温酸化性に優れたチタン合金が記載されている。
また、特許文献２には、質量基準でＡｌ：０．３０～１．５０％と、Ｓｉ：０．１０～１．０％を含有することを特徴とする耐高温酸化性および耐食性に優れたチタン合金が記載されている。
また、特許文献３には、質量％で、Ｃｕ：２．１％超～４．５％、酸素：０．０４％以下、Ｆｅ：０．０６％以下を含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなる、冷間加工性に優れる排気装置部材用耐熱チタン合金が記載されている。
また、特許文献４には、質量％で、Ｓｉ：０．１～０．６％、Ｆｅ：０．０４～０．２％、Ｏ：０．０２～０．１５％であり、ＦｅとＯの含有量の合計が、０．１％以上、０．３％以下、残部Ｔｉおよび、単独の含有量が０．０４％未満の不可避的不純物からなる、耐酸化性に優れた排気系部品用チタン合金材が記載されている。
Patent Document 1 describes a titanium alloy containing 0.15 to 2% by mass of Si, limiting Al to less than 0.30% by mass, and having excellent high-temperature oxidation resistance, the balance being titanium and unavoidable impurities. ing.
In addition, in Patent Document 2, Al: 0.30 to 1.50% and Si: 0.10 to 1.0% on a mass basis, which is characterized by containing excellent high-temperature oxidation resistance and corrosion resistance A titanium alloy is described.
Further, in Patent Document 3, in mass%, Cu: more than 2.1% to 4.5%, oxygen: 0.04% or less, Fe: 0.06% or less, and the balance Ti and unavoidable impurities A heat-resistant titanium alloy for exhaust device members, which is excellent in cold workability, is described.
In addition, in Patent Document 4, in mass%, Si: 0.1 to 0.6%, Fe: 0.04 to 0.2%, O: 0.02 to 0.15%, Fe and O The total content of is 0.1% or more and 0.3% or less, and the balance is Ti and unavoidable impurities whose single content is less than 0.04%. For exhaust system parts with excellent oxidation resistance. A titanium alloy material is described.
しかし、特許文献１～特許文献４に記載されたチタン合金は、化学成分を限定することで、高温強度を確保しようとするものであり、加工時の異方性を低減するものではなかった。 However, the titanium alloys described in Patent Documents 1 to 4 are intended to ensure high-temperature strength by limiting the chemical components, and are not intended to reduce anisotropy during processing.
加工時の異方性を低減するためには、β単相域で焼鈍する、クロス圧延するなどの方法が必要となる。しかし、β単相域で焼鈍したチタン合金板は、金属組織が針状組織となり、加工性が低下する問題がある。工業用純チタン１種のように、合金元素が含有されない純チタンであれば、針状組織であっても十分に加工性を確保することが出来るが、排気系部品の用途では、合金化させたチタン合金板を用いる必要があり、チタン合金板を針状組織にしてしまうと、加工性が不十分になる。一方、クロス圧延によってチタン合金板を製造すると、生産性が低下してしまう。このように従来技術では、チタン合金板の加工時の異方性を低減するために、加工性の低下やコストアップが避けられない。 In order to reduce the anisotropy during working, methods such as annealing in the β single phase region and cross rolling are required. However, the titanium alloy sheet annealed in the β single-phase region has a problem that the metal structure becomes a needle-like structure and workability is lowered. If it is pure titanium that does not contain alloying elements, such as industrial pure titanium type 1, it is possible to ensure sufficient workability even if it has an acicular structure. If the titanium alloy plate has an acicular structure, workability becomes insufficient. On the other hand, production of titanium alloy sheets by cross rolling reduces productivity. As described above, in the prior art, in order to reduce the anisotropy during working of the titanium alloy plate, it is inevitable that the workability is lowered and the cost is increased.
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、加工性に優れ、加工時の異方性を低減することが可能であり、高温強度にも優れたチタン合金板及び自動車用排気系部品を提供することを課題とする。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and provides a titanium alloy plate and an automobile exhaust system part that are excellent in workability, can reduce anisotropy during processing, and are also excellent in high-temperature strength. The task is to provide
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］ 質量％で、
Ｃｕ：０．７％以上１．５％以下、
Ｓｎ：０．５％以上１．５％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上０．６０％以下、
Ｎｂ：０．１％以上１．０％以下、
Ａｌ：０％以上１．０％以下、
Ｚｒ：０％以上１．０％以下を含有し、
更に、Ｃｒ，Ｍｏの一方または両方を合計で０～０．３％含有し、
Ｆｅを０．０６％以下、Ｏを０．０７％以下にそれぞれ制限し、
Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃ、Ｎの１種または２種以上を各々０～０．０５％かつ合計で０．３％以下含有し、
残部がＴｉ及び不純物であり、
金属組織において、面積率でα相の９０％以上が等軸α粒であり、
前記α相の平均結晶粒径が１０～１００μｍであり、
ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合が１５．０％未満であるとともに、ＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合が１５．０％未満であるか、または、ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合との比が０．５～２．０であり、
ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合との比が０．５～２．０であり、
ＮＤ軸とｃ軸とのなす角が８０～９０°である結晶粒の面積率が１５．０％未満であることを特徴とするチタン合金板。
［２］ 第二相の面積率が１．０％以上であることを特徴とする［１］に記載のチタン合金板。
［３］ 上記［１］または［２］に記載のチタン合金板からなる、自動車用排気系部品。
In order to solve the above problems, the present invention employs the following configuration.
[1] in % by mass,
Cu: 0.7% or more and 1.5% or less,
Sn: 0.5% or more and 1.5% or less,
Si: 0.10% or more and 0.60% or less,
Nb: 0.1% or more and 1.0% or less,
Al: 0% or more and 1.0% or less,
Zr: containing 0% or more and 1.0% or less,
Furthermore, one or both of Cr and Mo are contained in a total of 0 to 0.3%,
Restrict Fe to 0.06% or less and O to 0.07% or less,
One or more of Ni, V, Mn, Co, Ta, W, C, and N each containing 0 to 0.05% and a total of 0.3% or less,
The balance is Ti and impurities,
In the metal structure, 90% or more of the α phase is equiaxed α grains in terms of area ratio,
The average crystal grain size of the α phase is 10 to 100 μm,
The area ratio of crystal grains having an angle between the TD axis and the c axis of 0 to 30° is less than 15.0%, and the area ratio of the crystal grains having an angle between the RD axis and the c axis of 0 to 30° is 15. .0% or less, or the area ratio of the crystal grains having an angle between the TD axis and the c axis of 0 to 30° and the area ratio of the crystal grains having an angle between the RD axis and the c axis of 0 to 30° is a ratio of 0.5 to 2.0,
The ratio of the area ratio of the crystal grains having an angle formed by the TD axis and the c axis of 40 to 60° to the area ratio of the crystal grains having an angle formed by the RD axis and the c axis of 40 to 60° is 0.5 to 2.0. and
A titanium alloy plate, wherein the area ratio of crystal grains having an angle between the ND axis and the c axis of 80 to 90° is less than 15.0%.
[2] The titanium alloy plate according to [1], wherein the area ratio of the second phase is 1.0% or more.
[3] An automobile exhaust system part, comprising the titanium alloy plate according to [1] or [2] above.
本発明によれば、加工性に優れ、加工時の異方性を低減することが可能であり、高温強度にも優れたチタン合金板及び自動車用排気系部品を提供できる。 According to the present invention, it is possible to provide a titanium alloy plate and an automobile exhaust system part that are excellent in workability, can reduce anisotropy during processing, and are also excellent in high-temperature strength.
自動車用排気系部品は、チタン合金板を例えばプレス成形することによって得られ、また、自動車用排気系部品は高温環境下で使用される。そのため、自動車用排気系部品の素材となるチタン合金板には、優れた加工性及び高温強度が求められる。また、チタン合金板の加工時の異方性が大きいと、自動車用排気系部品に成形加工する際に狙いの形状に成形することが困難になるため、加工時の異方性が小さいことも求められる。 Automobile exhaust system parts are obtained by, for example, press-molding a titanium alloy plate, and are used in a high-temperature environment. Therefore, titanium alloy sheets, which are used as materials for automobile exhaust system parts, are required to have excellent workability and high-temperature strength. In addition, if the anisotropy of the titanium alloy plate during processing is large, it will be difficult to form it into the desired shape when forming it into automotive exhaust system parts, so the anisotropy during processing may be small. Desired.
加工時の異方性は、金属の集合組織の影響を受ける。集合組織は、冷間圧延と再結晶焼鈍で強く形成される。大きな圧延率で冷延すると、強く集合組織が形成されるため、異方性を低減するには冷延率を低くする必要がある。また、低冷延率であっても、冷延前に強く集合組織を形成していると異方性は低減できない。そのため、低冷延率での冷延をする前に、チタン合金板の異方性を低減する必要がある。その方法として、本発明者らは、β単相域での焼鈍を行い、その後、低冷延率の冷延を行い、更にβ変態点未満で焼鈍することで、結晶粒を等軸化させつつ、集合組織の発達を軽減することを見出した。
また、チタン合金板を低い冷延率で圧延すると、再結晶を起こす程度に十分なひずみが蓄積されず、十分に再結晶させることが難しいため、冷間圧延後の焼鈍工程をなるべく高い温度で焼鈍する必要があることも見出した。
以上の観点から鋭意検討したところ、本実施形態のチタン合金板を完成させるに至った。
The anisotropy during processing is affected by the texture of the metal. The texture is strongly formed by cold rolling and recrystallization annealing. Cold-rolling at a high rolling reduction results in strong texture formation, so a low cold-rolling reduction is necessary to reduce the anisotropy. Moreover, even if the cold-rolling rate is low, the anisotropy cannot be reduced if a strong texture is formed before cold-rolling. Therefore, it is necessary to reduce the anisotropy of the titanium alloy sheet before cold rolling at a low cold rolling rate. As a method, the present inventors performed annealing in the β single phase region, then performed cold rolling at a low cold rolling rate, and further annealed below the β transformation point to make the crystal grains equiaxed. while reducing the development of texture.
In addition, when a titanium alloy sheet is rolled at a low cold-rolling rate, sufficient strain is not accumulated to cause recrystallization, and it is difficult to achieve sufficient recrystallization. We have also found that it is necessary to anneal.
As a result of intensive studies from the above viewpoints, the titanium alloy plate of the present embodiment was completed.
以下、本実施形態のチタン合金板及び自動車用排気系部品について説明する。
本実施形態のチタン合金板は、質量％で、Ｃｕ：０．７％以上１．５％以下、Ｓｎ：０．５％以上１．５％以下、Ｓｉ：０．１０％以上０．６０％以下、Ｎｂ：０．１％以上１．０％以下、Ａｌ：０％以上１．０％以下、Ｚｒ：０％以上１．０％以下を含有し、更に、Ｃｒ，Ｍｏの一方または両方を合計で０～０．３％含有し、Ｆｅを０．０６％以下、Ｏを０．０７％以下にそれぞれ制限し、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃ、Ｎの１種または２種以上を各々０～０．０５％かつ合計で０．３％以下含有し、残部がＴｉ及び不純物であり、金属組織において、面積率でα相の９０％以上が等軸α粒であり、α相の平均結晶粒径が１０～１００μｍであり、ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合が１５．０％未満であるとともに、ＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合が１５．０％未満であるか、または、ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合との比が０．５～２．０であり、ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合との比が０．５～２．０であり、ＮＤ軸とｃ軸とのなす角が８０～９０°である結晶粒の面積率が１５．０％未満であるチタン合金板である。
また、本実施形態のチタン合金板は、第二相の面積率が１．０％以上であることが好ましい。
次に、本実施形態の自動車排気系部品は、上記のチタン合金板からなることが好ましい。
The titanium alloy plate and the automotive exhaust system part of this embodiment will be described below.
The titanium alloy plate of the present embodiment has Cu: 0.7% or more and 1.5% or less, Sn: 0.5% or more and 1.5% or less, and Si: 0.10% or more and 0.60% by mass %. Below, Nb: 0.1% to 1.0%, Al: 0% to 1.0%, Zr: 0% to 1.0%, and one or both of Cr and Mo Contain 0 to 0.3% in total, limit Fe to 0.06% or less, O to 0.07% or less, and one of Ni, V, Mn, Co, Ta, W, C, N or 0 to 0.05% each and 0.3% or less in total of two or more types, the balance being Ti and impurities, and in the metal structure, 90% or more of the α phase is equiaxed α grains in terms of area ratio. , the average crystal grain size of the α phase is 10 to 100 μm, the area ratio of crystal grains having an angle of 0 to 30° formed by the TD axis and the c axis is less than 15.0%, and the RD axis and the c axis The area ratio of crystal grains forming an angle of 0 to 30° is less than 15.0%, or the area ratio of crystal grains forming an angle of 0 to 30° between the TD axis and the c axis and the RD axis and the c axis The ratio of the area ratio of the crystal grains with an angle of 0 to 30 ° is 0.5 to 2.0, and the area ratio of the crystal grains with an angle of 40 to 60 ° between the TD axis and the c axis and the ratio of the area ratio of the crystal grains having an angle of 40 to 60° formed by the c-axis is 0.5 to 2.0, and the angle formed by the ND axis and the c-axis is 80 to 90° A titanium alloy plate having an area ratio of less than 15.0%.
Further, the titanium alloy plate of the present embodiment preferably has an area ratio of the second phase of 1.0% or more.
Next, the automotive exhaust system part of the present embodiment is preferably made of the titanium alloy plate described above.
まず、本実施形態のチタン合金板の化学成分について説明する。なお、化学成分の含有量の単位である「％」は、「質量％」を意味する。 First, the chemical composition of the titanium alloy plate of this embodiment will be described. In addition, "%" which is a unit of content of a chemical component means "mass %."
Ｃｕ：０．７～１．５％
十分な高温強度を確保するためにはＣｕを０．７％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｕ量が１．５％を超えると、鋳塊製造時にＣｕが偏析する可能性が高くなる。そのため、Ｃｕ量の上限を１．５％以下とする。より好ましいＣｕ量は０．８～１．３％の範囲である。
Cu: 0.7-1.5%
In order to ensure sufficient high-temperature strength, it is necessary to contain 0.7% or more of Cu. On the other hand, when the amount of Cu exceeds 1.5%, the possibility of segregation of Cu during ingot production increases. Therefore, the upper limit of the amount of Cu is set to 1.5% or less. A more preferable Cu content is in the range of 0.8 to 1.3%.
Ｓｎ：０．５～１．５％
十分な高温強度を確保するためには、Ｓｎを０．５％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｎは金属間化合物を形成しがたいため、多量に含有させることもできるが、α相中のＣｕ及びＳｉ固溶限度が低下するため、Ｓｎ量は１．５％以下にしておく必要がある。また、Ｓｎは比重が大きな元素であり、多量に加えても原子数比率で比較するとさほど多くないため、固溶強化への寄与が小さいことも、含有量の上限を制限する理由である。より好ましいＳｎ量は０．８～１．３％の範囲である。
Sn: 0.5-1.5%
In order to secure sufficient high-temperature strength, it is necessary to contain 0.5% or more of Sn. On the other hand, since Sn hardly forms an intermetallic compound, it can be contained in a large amount. There is In addition, Sn is an element with a large specific gravity, and even if added in a large amount, it is not so much when compared with the atomic number ratio, so the contribution to solid solution strengthening is small. A more preferable Sn content is in the range of 0.8 to 1.3%.
Ｓｉ：０．１０～０．６０％
耐酸化性及び高温強度を確保するためには、Ｓｉを０．１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ量が０．６０％を超えるとシリサイドが形成され、粒成長を著しく阻害してしまう。よって、Ｓｉ量を０．６０％以下とする。より好ましいＳｉ量は０．１０～０．３５％の範囲である。
Si: 0.10-0.60%
In order to ensure oxidation resistance and high-temperature strength, it is necessary to contain 0.10% or more of Si. On the other hand, if the amount of Si exceeds 0.60%, silicide is formed, which significantly impedes grain growth. Therefore, the amount of Si is made 0.60% or less. A more preferable Si content is in the range of 0.10 to 0.35%.
Ｎｂ：０．１～１．０％
耐酸化性を確保するためには、Ｎｂを０．１％以上含有させる必要がある。Ｎｂを多く含有するほど耐酸化性は向上するが、原料コストが上昇することに加えて、耐酸化性の向上効果が頭打ちになってくるため、Ｎｂの上限を１．０％以下とする。より好ましいＮｂ量は０．３～０．５％の範囲である。
Nb: 0.1-1.0%
In order to ensure oxidation resistance, it is necessary to contain 0.1% or more of Nb. The more Nb is contained, the more the oxidation resistance is improved, but in addition to the increase in raw material cost, the effect of improving the oxidation resistance hits a ceiling, so the upper limit of Nb is made 1.0% or less. A more preferable Nb content is in the range of 0.3 to 0.5%.
Ａｌ：０～１．０％
Ａｌは任意選択元素であり、高温強度を確保するために含有させてもよいが、Ａｌ量が多くなると、α相を安定化させてβ相の形成を抑制してしまう。また、冷延性も大きく低下してしまう。そのため、Ａｌを含有させる場合は最大で１．０％以下とする必要がある。Ａｌは任意選択元素であるため下限を０％とするが、高温強度を確保するためにＡｌを０．１％以上含有させてもよい。
Al: 0-1.0%
Al is an optional element and may be contained in order to ensure high-temperature strength, but when the amount of Al increases, it stabilizes the α-phase and suppresses the formation of the β-phase. In addition, the cold rolling property is greatly deteriorated. Therefore, when Al is contained, it is necessary to make it 1.0% or less at maximum. Since Al is an optional element, the lower limit is set to 0%, but 0.1% or more of Al may be contained in order to ensure high-temperature strength.
Ｚｒ：０～１．０％
Ｚｒは、ＳｉとＴｉの金属間化合物を形成させやすくする。なお、形成される金属間化合物の中にはＺｒも存在する。Ｚｒを含有させることでピン止め効果を得やすくなるとともに、ソリュートドラッグ効果により、排気系部品として高温環境下での使用時の粒成長を抑制することができ、高温強度の低下を抑制できる。一方、Ｚｒの含有によってβ変態点が低下するとともに、金属間化合物の形成促進やソリュートドラッグ効果が添加量の割に小さくなるため、１．０％以下とする。Ｚｒは任意選択元素であるため下限を０％とするが、上記の効果を得るためにＺｒを０．１％以上含有させてもよい。より好ましいＺｒ量は０．１～０．６％の範囲である。
Zr: 0-1.0%
Zr facilitates formation of an intermetallic compound of Si and Ti. Note that Zr is also present in the intermetallic compounds that are formed. The inclusion of Zr makes it easier to obtain a pinning effect, and the solute drag effect can suppress grain growth when used as an exhaust system part in a high-temperature environment, and can suppress a decrease in high-temperature strength. On the other hand, the content of Zr lowers the β-transformation temperature, and promotes the formation of intermetallic compounds and reduces the solute drag effect relative to the amount added. Since Zr is an optional element, the lower limit is set to 0%, but Zr may be contained in an amount of 0.1% or more in order to obtain the above effect. A more preferable Zr content is in the range of 0.1 to 0.6%.
Ｃｒ、Ｍｏの一方または両方を合計で０～０．３％
Ｃｒ及びＭｏは任意選択元素であるが、Ｃｒ及びＭｏを含有させることでβ相が形成され始める温度が低下する。そのため、排気系部品として高温環境下での使用時にβ相が析出しやすくなり、β相によるピン止め効果を得られやすくなるとともに、ソリュートドラッグ効果が発現することで、α相の粒成長が抑制される。これにより、排気系部品が高温環境下で使用された場合の高温強度の低下が抑制される。この効果を得るためには、Ｃｒ及びＭｏの一方または両方の合計量を０．０５％以上にすることが好ましい。一方、ＣｒやＭｏが過剰に含有すると、均一に合金元素を分布させにくくなるので、Ｃｒ及びＭｏの一方または両方の上限を０．３％以下とする。Ｃｒ、Ｍｏの一方または両方が０％でもよい。
0 to 0.3% in total of one or both of Cr and Mo
Cr and Mo are optional elements, but the inclusion of Cr and Mo lowers the temperature at which beta phase begins to form. Therefore, when used as an exhaust system part in a high-temperature environment, the β phase is likely to precipitate, making it easier to obtain the pinning effect of the β phase. be done. This suppresses a decrease in high-temperature strength when the exhaust system part is used in a high-temperature environment. In order to obtain this effect, the total amount of one or both of Cr and Mo is preferably 0.05% or more. On the other hand, if Cr or Mo is excessively contained, it becomes difficult to uniformly distribute the alloying elements, so the upper limit of one or both of Cr and Mo is made 0.3% or less. One or both of Cr and Mo may be 0%.
Ｆｅ：０．０６％以下
Ｆｅ量が多すぎると、低温域からβ相が生じやすくなるため、粒成長が阻害されるようになる。また、Ｃｒ及びＭｏを含有させる場合に、Ｃｒ及びＭｏの適正な含有量の範囲が狭くなることで、制御を難しくする。そのため、Ｆｅは少ないほどよく、多くても０．０６％以下に制限する必要がある。
Fe: 0.06% or less When the amount of Fe is too large, the β-phase tends to occur from a low temperature range, which hinders grain growth. In addition, when Cr and Mo are contained, the appropriate content range of Cr and Mo is narrowed, making control difficult. Therefore, Fe should be as small as possible, and should be limited to 0.06% or less at most.
Ｏ：０．０７％以下
Ｏは室温強度を増加させるが、高温強度はほとんど向上させない。そのため、スプリングバック量が大きくなるだけであり、少ないことに越したことはない。ただし、工業的に酸素（Ｏ）を低減させることは難しく、極端に低減すると原料コストが上昇するため、０．０４％程度は含有され、ばらつきを考慮すると０．０７％程度になることもある。そのため、Ｏの上限を０．０７％以下に制限する。
O: 0.07% or less O increases the room temperature strength, but hardly improves the high temperature strength. Therefore, the amount of springback only increases, and it is better to have a smaller amount. However, it is difficult to reduce oxygen (O) industrially, and if it is extremely reduced, the cost of raw materials will increase. . Therefore, the upper limit of O is limited to 0.07% or less.
Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃ、Ｎの１種または２種以上を各々０～０．０５％かつ合計で０．３％以下
Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗはいずれもβ相を安定化する効果を少なからず有する。そのため、本実施形態のように、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏでα相およびβ相を制御するにあたっては、これらの元素は少ないほうがよい。また、Ｎ及びＣが過剰に含有されると、α相を安定化するとともに、室温での強度を高めるために、加工性が劣化する。そのため、Ｎ及びＣも少ないほうがよい。従って、これらの元素の上限をそれぞれ０．０５％以下とするとともに、これらの元素の合計量を０．３％以下にする。
One or more of Ni, V, Mn, Co, Ta, W, C, and N are each 0 to 0.05% and the total is 0.3% or less Ni, V, Mn, Co, Ta, and W are All of them have not a little effect of stabilizing the β phase. Therefore, in controlling the α-phase and β-phase with Nb, Cr, and Mo as in this embodiment, it is better that these elements are less. Also, when N and C are excessively contained, workability is deteriorated in order to stabilize the α-phase and increase the strength at room temperature. Therefore, N and C should also be small. Therefore, the upper limit of each of these elements is set to 0.05% or less, and the total amount of these elements is set to 0.3% or less.
本実施形態のチタン合金板の残部は、Ｔｉ及び上記以外の他の不純物である。 The remainder of the titanium alloy plate of the present embodiment is Ti and impurities other than the above.
次に、本実施形態のチタン合金板の組織について説明する。
本実施形態のチタン合金板は、金属組織において、面積率でα相の９０％以上が等軸α粒である。また、α相の平均結晶粒径は１０～１００μｍの範囲である。更に、以下に説明する集合組織を有している。
Next, the structure of the titanium alloy plate of this embodiment will be described.
In the metal structure of the titanium alloy plate of the present embodiment, 90% or more of the α-phase in terms of area ratio is equiaxed α-grains. Also, the average crystal grain size of the α phase is in the range of 10 to 100 μm. Furthermore, it has the texture described below.
面積率でα相の９０％以上が等軸α粒
チタン合金板の金属組織に針状組織が存在すると加工性が劣化するため、α相のうち、面積率で９０％以上が等軸α粒である必要がある。α相における等軸α粒の面積率が９０％未満になると、加工性が低下する。等軸α粒とは、アスペクト比（長軸径／短軸径）が３以下の結晶粒を指す。後述するように熱延板焼鈍または中間焼鈍においてβ変態点以上に加熱することで一旦針状結晶粒が形成されるが、その後の冷間圧延と最終焼鈍によって再結晶が起こり、等軸α粒が形成される。
90% or more of the α phase in terms of area ratio is equiaxed α grains.If needle-like structures are present in the metal structure of the titanium alloy plate, the workability deteriorates. must be. When the area ratio of the equiaxed α grains in the α phase is less than 90%, the workability is deteriorated. Equiaxed α grains refer to crystal grains having an aspect ratio (major axis diameter/minor axis diameter) of 3 or less. As will be described later, needle-shaped grains are formed once by heating above the β transformation point in hot-rolled sheet annealing or intermediate annealing, but recrystallization occurs by subsequent cold rolling and final annealing, and equiaxed α grains is formed.
金属組織の残部はα相以外の第二相であり、例えば、金属間化合物が挙げられる。 The remainder of the metal structure is a second phase other than the α phase, such as an intermetallic compound.
α相の平均結晶粒径：１０～１００μｍ
α相の平均結晶粒径が小さいと、耐力が増加してスプリングバック量が多くなるため、狙いの成形形状を得難くなる上、加工性(加工限界)も低下する。そのため、平均結晶粒径を１０μｍ以上にする必要がある。一方、平均結晶粒径が１００μｍを超えると、成形加工時に表面にしわなどの模様が発生し、しかも、発生した模様を研磨しても消去しにくくなるため、結晶粒径は１００μｍ以下とする必要がある。なお、平均結晶粒径は切断法で求めた値とする。
Average crystal grain size of α phase: 10 to 100 μm
If the average crystal grain size of the α-phase is small, the yield strength increases and the amount of springback increases, making it difficult to obtain the desired molding shape and also lowering workability (processing limit). Therefore, it is necessary to set the average crystal grain size to 10 μm or more. On the other hand, if the average crystal grain size exceeds 100 μm, patterns such as wrinkles are generated on the surface during molding, and the generated patterns are difficult to erase even by polishing. There is Note that the average crystal grain size is the value obtained by the cutting method.
α相における等軸α粒の面積率およびα相の平均結晶粒径の測定方法は以下の通りとする。
チタン合金板のＬ断面上に、一辺が１００μｍ以上の正方形の測定領域を設け、測定領域を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察し、反射電子像からα相と第二相とを判別する。金属間化合物である第二相は、母相であるα相に比べて白色もしくは黒色であるとともに微細な析出物であるため、この特徴から第二相とα相を識別できる。そして、第二相の面積率を求める。α相の面積率は第二相の残部とする。更に、α相に対する、アスペクト比が３以下の結晶粒（等軸α粒）の面積率を求める。また、α相の平均結晶粒径は、上記の測定領域において圧延方向に平行な長さ１００μｍ以上（上限は前記正方形領域の一辺の長さ）の線分を板厚方向に等間隔に５本以上引き、その線分が切断するα相の結晶粒の平均個数から算出する。
The method for measuring the area ratio of equiaxed α grains in the α phase and the average crystal grain size of the α phase is as follows.
A square measurement area with a side of 100 μm or more is provided on the L section of the titanium alloy plate, the measurement area is observed with a scanning electron microscope (SEM), and the α phase and the second phase are distinguished from the backscattered electron image. The second phase, which is an intermetallic compound, is whiter or blacker than the α phase, which is the parent phase, and is fine precipitates. Therefore, the second phase and the α phase can be distinguished from this feature. Then, the area ratio of the second phase is obtained. The area ratio of the α phase is the remainder of the second phase. Furthermore, the area ratio of crystal grains (equiaxed α grains) with an aspect ratio of 3 or less to the α phase is determined. In addition, the average crystal grain size of the α phase is 5 line segments with a length of 100 μm or more (the upper limit is the length of one side of the square region) parallel to the rolling direction in the above measurement region at equal intervals in the plate thickness direction. It is calculated from the average number of crystal grains of the α-phase cut by the above line segment.
集合組織
本実施形態のチタン合金板は、下記の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を全て満たす必要がある。
Texture The titanium alloy plate of the present embodiment must satisfy all of the following (I) to (III).
（Ｉ） ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合が１５．０％未満であるとともに、ＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合が１５．０％未満であるか、または、ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合との比が０．５～２．０であること。 (I) The area ratio of crystal grains with an angle between the TD axis and the c axis of 0 to 30° is less than 15.0%, and the area of the crystal grains with an angle between the RD axis and the c axis of 0 to 30° The ratio is less than 15.0%, or the area ratio of the crystal grains with an angle between the TD axis and the c axis of 0 to 30° and the crystal grains with an angle between the RD axis and the c axis of 0 to 30° The ratio to the area ratio is 0.5 to 2.0.
（ＩＩ） ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合との比が０．５～２．０であること。 (II) The ratio of the area ratio of the crystal grains having an angle formed by the TD axis and the c axis of 40 to 60° to the area ratio of the crystal grains having an angle formed by the RD axis and the c axis of 40 to 60° is 0.5 to Must be 2.0.
（ＩＩＩ） ＮＤ軸とｃ軸とのなす角が８０～９０°である結晶粒の面積率が１５．０％未満であること。 (III) The area ratio of crystal grains having an angle of 80 to 90° between the ND axis and the c axis is less than 15.0%.
（Ｉ）について
ＴＤ軸とｃ軸のなす角をθ1とし、また、ＲＤ軸とｃ軸のなす角をθ2とすると、θ1及びθ2が０～３０°である結晶粒の面積率が多いと強い異方性を生じる場合がある。これらの絶対量が少ない場合、または、これらの割合が同程度である場合に、異方性が小さくなる。
Regarding (I), the angle between the TD axis and the c axis is θ1, and the angle between the RD axis and the c axis is θ2. Anisotropy may occur. When these absolute amounts are small, or when their proportions are comparable, the anisotropy becomes small.
θ1及びθ2が０～３０°である結晶粒の面積率が少ない条件としては、θ1が０～３０°の結晶粒の割合が１５．０％未満であるとともにθ2が０～３０°の結晶粒割合が１５．０％未満である。 As conditions for the area ratio of crystal grains with θ1 and θ2 of 0 to 30° to be small, the proportion of crystal grains with θ1 of 0 to 30° is less than 15.0% and the crystal grains with θ2 of 0 to 30° are less than 15.0%. The percentage is less than 15.0%.
また、θ1及びθ2が０～３０°である結晶粒の面積率が同程度の条件としては、θ1が０～３０°の結晶粒の面積率とθ2が０～３０°の結晶粒の面積率との比が０．５～２．０である。これらのいずれか一方の条件を満たすことで、加工時の異方性が低減される。θ1及びθ2が０～３０°の領域は、図１に示す通りである。 Further, as a condition that the area ratios of the crystal grains with θ1 and θ2 of 0 to 30° are about the same, the area ratio of the crystal grains with θ1 of 0 to 30° and the area ratio of the crystal grains with θ2 of 0 to 30° is 0.5 to 2.0. By satisfying any one of these conditions, the anisotropy during processing is reduced. The range of 0 to 30° for θ1 and θ2 is as shown in FIG.
（Ｉ）の条件は、θ1及びθ2がそれぞれ０～３０°である結晶粒の面積割合が１５．０％未満、または、比が０．５～２．０のいずれか一方が成立すればよい。 The condition (I) is that either the area ratio of the crystal grains with θ1 and θ2 of 0 to 30° is less than 15.0%, or the ratio is 0.5 to 2.0. .
（ＩＩ）について
さらに、一般的な冷延焼鈍した純チタン薄板で異方性が大きな原因は、θ1及びθ2がそれぞれ４０～６０°傾いた状態で存在する結晶粒の割合が大きく異なるためである。このため、この領域に存在する結晶粒の面積割合を同程度にすることも重要である。そのため、θ1及びθ2がそれぞれ４０～６０°となる領域に存在する結晶粒の面積率の比が０．５～２．０であることが好ましい。θ1及びθ2が４０～６０°の領域は、図１に示す通りである。
Regarding (II), the reason why the general cold-rolled and annealed pure titanium sheet has a large anisotropy is that the ratio of crystal grains existing in a state where θ1 and θ2 are inclined by 40 to 60° is greatly different. . Therefore, it is also important to make the area ratio of the crystal grains existing in this region approximately the same. Therefore, it is preferable that the ratio of the area ratio of the crystal grains present in the regions where θ1 and θ2 are 40 to 60° is 0.5 to 2.0. The regions where θ1 and θ2 are 40 to 60° are shown in FIG.
（ＩＩＩ）について
ＮＤ軸とｃ軸のなす角θ3が８０～９０°である結晶粒の面積率が１５．０％未満であれば、さらに異方性を低減する方向へと作用する。θ3が８０～９０°の領域は、図１に示す通りである。
Concerning (III) If the area ratio of crystal grains having an angle θ3 between the ND axis and the c axis of 80 to 90° is less than 15.0%, the anisotropy is further reduced. The region where θ3 is 80 to 90° is as shown in FIG.
以上のことから、本実施形態のチタン合金板は、上記（Ｉ）～（ＩＩＩ）を全て満たすことが好ましい。 From the above, the titanium alloy plate of the present embodiment preferably satisfies all of (I) to (III) above.
集合組織の測定方法は次の通りとする。Ｌ断面における１００μｍ×１００μｍの正方形の測定領域を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察し、後方電子散乱回折（ＥＢＳＤ）法によってα相の結晶方位を解析する。解析ソフトにはＯＩＭ－ａｎａｌｙｓｉｓを用いる。これによって、当該方位に該当する結晶粒を抽出し、その面積を求める。求めた面積を測定領域の面積で除することで面積率とする。なお、測定領域には第二相が含まれているが、その量は少ないため無視してよい。 The method for measuring texture is as follows. A 100 μm×100 μm square measurement area in the L cross section is observed with a scanning electron microscope (SEM), and the crystal orientation of the α phase is analyzed by a back electron scattering diffraction (EBSD) method. OIM-analysis is used as analysis software. Thereby, the crystal grain corresponding to the orientation is extracted and its area is obtained. The area ratio is obtained by dividing the obtained area by the area of the measurement region. Although the measurement area contains the second phase, the amount is small and can be ignored.
第二相の面積率が１．０％以上
金属組織における第二相の面積分率は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１％以上が更に好ましく、１．０％以上であることがより好ましい。第二相が０．０１％以上の面積率で存在すると、α相の固溶元素量が減少することで固溶強化量が減少する。それによって０．２％耐力を大きく減少させることが可能となり、その結果、スプリングバックを抑制することが可能となる。特に、第二相の面積分率を１．０％以上とすることで、０．２％耐力を大きく減少させ、加工性を高めることができる。第二相の面積率の上限は、３％以下が好ましく、２％以下がより好ましい。
The area fraction of the second phase is 1.0% or more The area fraction of the second phase in the metal structure is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.1% or more, It is more preferably 1.0% or more. When the second phase exists at an area ratio of 0.01% or more, the solid solution strengthening amount decreases due to the decrease in the amount of solid solution elements in the α phase. As a result, the 0.2% proof stress can be greatly reduced, and as a result, springback can be suppressed. In particular, by setting the area fraction of the second phase to 1.0% or more, the 0.2% proof stress can be greatly reduced, and workability can be improved. The upper limit of the area ratio of the second phase is preferably 3% or less, more preferably 2% or less.
第二相の面積分率は、α相の面積率の測定にて説明したように、チタン合金板のＬ断面上に設定した一辺が１００μｍ以上の正方形の測定領域に対して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察し、反射電子像から第二相を判別する。そして、測定領域における第二相の面積率を求める。 The area fraction of the second phase, as described in the measurement of the area fraction of the α phase, is a square measurement area with a side of 100 μm or more set on the L cross section of the titanium alloy plate, with a scanning electron microscope (SEM) to determine the second phase from the backscattered electron image. Then, the area ratio of the second phase in the measurement region is obtained.
本実施形態のチタン合金板は、以下の特性を有することが好ましい。 The titanium alloy plate of the present embodiment preferably has the following properties.
全伸び：２５％以上
成形加工後の部品形状にもよるが、少なくともチタン合金板を管形状に成形・溶接できることが必要である。また、その後は管の曲げ加工が必要になる。従って、本実施形態のチタン合金板は、加工性を向上するために、少なくともＬ方向の全伸びが２５％以上であることが好ましい。
Total elongation: 25% or more Although it depends on the shape of the part after forming, at least it is necessary that the titanium alloy plate can be formed into a tubular shape and welded. After that, bending of the pipe is required. Therefore, the titanium alloy plate of the present embodiment preferably has a total elongation of at least 25% or more in the L direction in order to improve workability.
Ｌ方向の０．２％耐力とＴ方向の０．２％耐力との比（Ｔ／Ｌ）が０．９０～１．１０
異方性が大きく反映される引張特性は０．２％耐力である。そのため、チタン合金板のＬ方向の０．２％耐力とＴ方向の０．２％耐力との比（Ｔ／Ｌ）で異方性を評価する。異方性を有する通常の純チタン板では約１．４であることから、本実施形態のチタン合金板は、Ｔ／Ｌが０．９０～１．１０であることが好ましい。
The ratio of the 0.2% proof stress in the L direction and the 0.2% proof stress in the T direction (T/L) is 0.90 to 1.10
The 0.2% proof stress is a tensile property that greatly reflects the anisotropy. Therefore, the anisotropy is evaluated by the ratio (T/L) of the 0.2% proof stress in the L direction and the 0.2% proof stress in the T direction of the titanium alloy plate. Since a normal anisotropic pure titanium plate has a T/L of about 1.4, the titanium alloy plate of the present embodiment preferably has a T/L of 0.90 to 1.10.
全伸びは、室温引張試験を行うことにより測定する。室温での引張試験は、上記のチタン合金板から、長手方向が圧延方向に対して平行のＡＳＴＭサブサイズ引張試験片を採取し、ひずみ速度を３０％／ｍｉｎとして行う。試験温度は１０～３５℃の範囲内とする。 Total elongation is measured by performing a room temperature tensile test. A tensile test at room temperature is performed by taking an ASTM subsize tensile test piece whose longitudinal direction is parallel to the rolling direction from the above titanium alloy plate and setting the strain rate to 30%/min. The test temperature should be within the range of 10 to 35°C.
０．２％耐力は、室温引張試験を行うことにより測定する。上記のチタン合金板から、長手方向が圧延方向に対して平行（L方向）のＡＳＴＭサブサイズ引張試験片と、長手方向が圧延方向に対して直交（T方向）するＡＳＴＭサブサイズ引張試験片とを採取し、ひずみ速度を０．５％／ｍｉｎとして行う。試験温度は１０～３５℃の範囲内とする。そして、Ｌ方向の０．２％耐力とＴ方向の０．２％耐力との比（Ｔ／Ｌ）を求める。 The 0.2% yield strength is measured by performing a room temperature tensile test. From the above titanium alloy plate, an ASTM subsize tensile test piece whose longitudinal direction is parallel to the rolling direction (L direction) and an ASTM subsize tensile test piece whose longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction (T direction) is collected, and the strain rate is set to 0.5%/min. The test temperature should be within the range of 10 to 35°C. Then, the ratio (T/L) of the 0.2% proof stress in the L direction and the 0.2% proof stress in the T direction is obtained.
エリクセン値：１０．０ｍｍ以上
エリクセン試験は深絞りと張出の要素を評価するため、管形状以外への成形では重要である。純チタン(ASTM Grade2)のエリクセン値が１０～１１ｍｍであるため、本実施形態のチタン合金板は、エリクセン値が１０．０ｍｍ以上であることが加工性向上のために好ましい。
Erichsen value: 10.0 mm or more The Erichsen test evaluates the elements of deep drawing and bulging, so it is important in forming other than tubular shapes. Since pure titanium (ASTM Grade 2) has an Erichsen value of 10 to 11 mm, the titanium alloy plate of the present embodiment preferably has an Erichsen value of 10.0 mm or more in order to improve workability.
エリクセン値は、ＪＩＳ Ｚ ２２４７（２００６）に規定するエリクセン試験方法に準じて測定する。測定サンプルの板厚は０．１～２ｍｍの範囲とし、幅は９０ｍｍ以上とする。試験機はＪＩＳ Ｂ ７７２９に記載された通りとする。ジグ寸法は標準試験片による試験の寸法を用いる。ただし、潤滑剤には厚さ５０μｍのテフロンシートを用いる。 The Erichsen value is measured according to the Erichsen test method defined in JIS Z 2247 (2006). The plate thickness of the measurement sample is in the range of 0.1 to 2 mm, and the width is 90 mm or more. The testing machine shall be as described in JIS B 7729. Jig dimensions use the dimensions for testing with standard specimens. However, a Teflon sheet with a thickness of 50 μm is used as the lubricant.
耐酸化性：大気中で８００℃、１００時間保持後の酸化増量が５．０ｍｇ／ｃｍ２以下
排気系部品における酸化増量は５ｍｇ／ｃｍ２以下がほとんどであり、これを達成することが望ましい。そのため、耐酸化性の指標として、本実施形態のチタン合金板の酸化増量は５．０ｍｇ／ｃｍ２以下を満たすことが好ましい。
Oxidation resistance: 5.0 mg/cm 2 or less oxidation weight gain after being held in the air at 800°C for 100 hours Most exhaust system parts have an oxidation weight gain of 5 mg/cm 2 or less, which is desirable. Therefore, as an index of oxidation resistance, the titanium alloy plate of the present embodiment preferably has an oxidation weight gain of 5.0 mg/cm 2 or less.
酸化増量は、上記のチタン合金板から、２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取し、表面をエメリー紙＃４００で湿式研磨し、８００℃で１００時間、静止大気中に暴露し、暴露後の増加質量を測定し、増加質量を引張試験片の表面積で割った値（（増加質量（ｍｇ）／試験片の表面積（ｃｍ２））とする。なお、酸化試験によってスケール剥離が発生する場合は剥離したスケールもばく露後の質量に含める必要がある。 For the oxidation weight gain, a 20 mm × 20 mm test piece was taken from the above titanium alloy plate, the surface was wet-polished with emery paper #400, exposed to static air at 800 ° C. for 100 hours, and the weight increased after exposure. is measured, and the value obtained by dividing the increased mass by the surface area of the tensile test piece ((increased mass (mg) / surface area of test piece (cm 2 )). If scale peeling occurs due to the oxidation test, it is peeled Scale should also be included in the post-exposure mass.
高温強度（０．２％耐力）：７５０℃で３０ＭＰａ以上
材料として、高温強度が確保される必要がある。本実施形態においては、粗粒化を生じやすい温度域での高温強度が重要と考えており、７００～７５０℃が粗粒化しやすい温度域となる。これ以上ではβ相が多量に生成することで粗粒化はむしろ抑制される方向である。そこで、本実施形態のチタン合金板は、組織変化が生じやすい７５０℃での０．２％耐力で比較評価を行う。その結果、０．２％耐力が３０ＭＰａ以上であることが好ましい。
High-temperature strength (0.2% yield strength): 30 MPa or more at 750°C The material must have high-temperature strength. In the present embodiment, high-temperature strength is considered important in the temperature range where grain coarsening is likely to occur, and 700 to 750° C. is the temperature range where grain coarsening is likely to occur. Above this value, a large amount of β-phase is generated, and grain coarsening tends to be suppressed. Therefore, the titanium alloy plate of the present embodiment is comparatively evaluated at 0.2% proof stress at 750° C. where structural changes are likely to occur. As a result, the 0.2% yield strength is preferably 30 MPa or more.
７５０℃の高温強度（０．２％耐力）は、高温引張試験を行うことにより測定する。高温引張試験は、上記のチタン合金板から、長手方向が圧延方向に対して平行の引張試験片（平行部幅１０ｍｍ、平行部長さ及び標点間距離３５ｍｍ）を採取し、ひずみ速度を０．４％／ｍｉｎとして行う。試験雰囲気は７５０℃の大気中とし、試験片が十分に試験温度に達するように、試験雰囲気中に１０分間保持した後、試験を行う。 750° C. high temperature strength (0.2% proof stress) is measured by performing a high temperature tensile test. In the high-temperature tensile test, a tensile test piece whose longitudinal direction is parallel to the rolling direction (parallel part width 10 mm, parallel part length and gauge length 35 mm) is taken from the above titanium alloy plate, and the strain rate is set to 0.5 mm. 4%/min. The test atmosphere is air at 750° C., and the test is performed after holding the test piece in the test atmosphere for 10 minutes so that the test piece reaches the test temperature sufficiently.
本実施形態のチタン合金板は、自動車排気系部品の素材として用いることができる。すなわち、本実施形態のチタン合金板を所定の形状に成形し、溶接することで、各種の自動車排気系部品とすることができる。本実施形態の自動車排気系部品としては、エキゾーストマニホールド、エキゾーストパイプ、触媒装置、マフラーなどの部品を例示でき、これらの素材として、本実施形態のチタン合金板を用いることができる。これらの排気系部品は、四輪自動車に限らず、二輪自動車にも用いることができる。 The titanium alloy plate of this embodiment can be used as a material for automobile exhaust system parts. That is, by molding the titanium alloy plate of the present embodiment into a predetermined shape and welding it, various automobile exhaust system parts can be produced. Exhaust manifolds, exhaust pipes, catalytic devices, mufflers, and the like can be exemplified as automobile exhaust system parts of the present embodiment, and the titanium alloy plate of the present embodiment can be used as a material for these parts. These exhaust system parts can be used not only for four-wheeled vehicles but also for two-wheeled vehicles.
次に、本実施形態のチタン合金板の製造方法について説明する。
一般に、熱間圧延以降においてチタン合金板を焼鈍する場合、焼鈍はβ変態点未満の温度で行われる。これは、β変態点以上で焼鈍を行うと針状組織となることで冷間加工性が低下するためである。
Next, a method for manufacturing the titanium alloy plate of this embodiment will be described.
In general, when annealing a titanium alloy sheet after hot rolling, the annealing is performed at a temperature below the β transformation point. This is because if the steel is annealed at a temperature higher than the β transformation point, a needle-like structure is formed, resulting in a decrease in cold workability.
本実施形態では、従来ではβ変態点未満で行っていた最終冷延前の焼鈍（熱延板の焼鈍または中間焼鈍）をβ変態点以上で行うことで、それまでに形成された集合組織を低減する。β変態点以上での焼鈍後の冷却速度は速いほどよく、少なくとも５℃／ｓ以上で７００℃まで冷却を行えばよい。冷却速度が速いほど材料中の空孔濃度が増加し、その後の最終冷間圧延および最終焼鈍で等軸化および異方性を低減することができる。 In the present embodiment, the annealing before the final cold rolling (annealing or intermediate annealing of the hot-rolled sheet), which has conventionally been performed below the β transformation point, is performed above the β transformation point, so that the texture formed so far is reduced. Reduce. The faster the cooling rate after annealing at the β transformation point or higher, the better. A faster cooling rate increases the concentration of vacancies in the material, and subsequent final cold rolling and final annealing can reduce the equiaxed and anisotropic properties.
すなわち、本実施形態のチタン合金板の製造方法は、上述した化学成分を有するチタン合金からなるインゴットに熱間圧延を施して熱間圧延板とし、熱間圧延板に対して中間焼鈍を伴う冷間圧延を行う。また、最終冷間圧延の圧延率を１０～４５％とする。冷間圧延後に、６７０℃以上８２０℃の均熱温度で１分～２４時間の最終焼鈍を行う。また、最終焼鈍後に、５００～６７０℃、好ましくは５５０～６７０℃の均熱温度で１時間以上保持する再焼鈍を行ってもよい。 That is, in the method for producing a titanium alloy plate according to the present embodiment, an ingot made of a titanium alloy having the chemical composition described above is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate, and the hot-rolled plate is cooled with intermediate annealing. rolling is performed. Also, the rolling reduction of the final cold rolling is set to 10 to 45%. After cold rolling, final annealing is performed at a soaking temperature of 670° C. to 820° C. for 1 minute to 24 hours. Further, after the final annealing, re-annealing may be performed by holding at a soaking temperature of 500 to 670° C., preferably 550 to 670° C. for 1 hour or longer.
また、熱間圧延と冷間圧延との間で、熱延板焼鈍を行ってもよい。 Also, hot-rolled sheet annealing may be performed between hot rolling and cold rolling.
最終冷間圧延前の中間焼鈍の条件は、焼鈍温度をβ変態点以上とし、焼鈍時間を１～５分間とし、焼鈍温度から７００℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上とすることが好ましい。
熱延板焼鈍の条件は、焼鈍温度をβ変態点以上とし、焼鈍時間を１～５分間とし、焼鈍温度から７００℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上とすることが好ましい。
The conditions for the intermediate annealing before the final cold rolling are that the annealing temperature is β transformation point or higher, the annealing time is 1 to 5 minutes, and the average cooling rate from the annealing temperature to 700°C is 5°C/second or higher. preferable.
The hot-rolled sheet annealing conditions are preferably an annealing temperature of β transformation point or higher, an annealing time of 1 to 5 minutes, and an average cooling rate of 5°C/sec or more from the annealing temperature to 700°C.
熱延板焼鈍を行う場合は、熱延板焼鈍または最終中間焼鈍の焼鈍温度のいずれか一方をβ変態点以上の温度とすることが好ましい。この場合、より好ましくは、中間焼鈍の焼鈍温度をβ変態点以上とすることがより好ましい。また、熱延板焼鈍及び中間焼鈍の焼鈍温度の両方をβ変態点以上の温度としてもよい。
以下、製造条件について説明する。
When hot-rolled sheet annealing is performed, it is preferable to set either one of the annealing temperatures of the hot-rolled sheet annealing and the annealing temperature of the final intermediate annealing to a temperature equal to or higher than the β transformation point. In this case, it is more preferable to set the annealing temperature of the intermediate annealing to the β transformation point or higher. Moreover, both the annealing temperatures of the hot-rolled sheet annealing and the intermediate annealing may be set to a temperature equal to or higher than the β transformation point.
The manufacturing conditions are described below.
熱延板焼鈍または最終中間焼鈍の焼鈍温度のいずれか一方をβ変態点以上の温度とすることで、それまでに形成された集合組織を低減する。特に、少なくとも中間焼鈍の焼鈍温度をβ変態点以上の温度とすることにより、板厚がより薄くなった状態でβ変態点以上に加熱されることになり、板の厚さ方向全体の集合組織を低減できる。更に、熱延板焼鈍と中間焼鈍の両方でβ変態点以上の焼鈍を行うことで、集合組織をより低減できる。なお、最終中間焼鈍をβ変態点未満で行う場合には、それまでに行った冷間圧延（中間圧延）の冷延率（合計冷延率）が４５％未満でなければならない。４５％以上の場合、すでに異方性が形成され始めており、その後の最終冷延及び最終焼鈍で異方性が生じるためである。 By setting either one of the annealing temperatures of the hot-rolled sheet annealing and the annealing temperature of the final intermediate annealing to a temperature equal to or higher than the β transformation point, the texture formed so far is reduced. In particular, by setting the annealing temperature of at least the intermediate annealing to a temperature equal to or higher than the β transformation point, the sheet is heated to a temperature equal to or higher than the β transformation point while the thickness of the sheet is reduced, and the texture of the entire thickness direction of the sheet is can be reduced. Furthermore, by performing annealing above the β transformation point in both hot-rolled sheet annealing and intermediate annealing, the texture can be further reduced. When the final intermediate annealing is performed below the β transformation point, the cold rolling rate (total cold rolling rate) of cold rolling (intermediate rolling) performed so far must be less than 45%. This is because anisotropy has already started to form in the case of 45% or more, and the anisotropy occurs in the subsequent final cold rolling and final annealing.
β変態点以上の温度に加熱した後は、焼鈍温度から７００℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上とする条件で冷却するとよい。冷却速度が速いほど材料中の空孔濃度が増加し、その後の最終冷間圧延および最終焼鈍で等軸化および異方性を低減することができる。 After heating to a temperature equal to or higher than the β transformation point, cooling should be performed under the condition that the average cooling rate from the annealing temperature to 700°C is 5°C/sec or higher. A faster cooling rate increases the concentration of vacancies in the material, and subsequent final cold rolling and final annealing can reduce the equiaxed and anisotropic properties.
β変態点以上で焼鈍した場合、金属組織が針状組織となり、冷延性が低下する。そのため、冷間圧延の条件は、１パス目から２パス目までの圧下率を１０％以下とし、それ以降は１５％以下とすることで、割れを生じさせることなく安定して冷間圧延できる。圧延初期に割れが生じないように２パス目までは低圧下率で加工する。その後は加工発熱により温度が上昇するため圧下率を高めても割れにくくなる。なお、割れ防止のために中間焼鈍を行ってもよい。 If the steel is annealed at a temperature higher than the β transformation point, the metallographic structure becomes a needle-like structure and the cold rolling property is lowered. Therefore, the cold rolling conditions are such that the rolling reduction is 10% or less from the first pass to the second pass, and 15% or less after that, so that cold rolling can be stably performed without cracking. . The rolling reduction is low until the second pass so that cracks do not occur in the early stage of rolling. After that, the temperature rises due to heat generated by working, so even if the rolling reduction is increased, cracking becomes difficult. Note that intermediate annealing may be performed to prevent cracking.
最終焼鈍時に再結晶による等軸化と集合組織を制御するために、最終冷間圧延での冷延率は１０～４５％とする。冷延率が４５％を超えると、集合組織が発達してしまい、加工時の異方性を低減できなくなる。また、冷延率が１０％未満では、ひずみの導入量が不十分になり、最終焼鈍において十分に再結晶化させることができず、未再結晶組織が残存し、α相の面積率が低下してしまう場合がある。最終冷間圧延の冷延率のより好ましい範囲は、２０～４０％である。 In order to control the equiaxed structure and texture by recrystallization during the final annealing, the cold rolling reduction in the final cold rolling is set to 10 to 45%. If the cold rolling rate exceeds 45%, the texture develops and the anisotropy during working cannot be reduced. In addition, when the cold rolling rate is less than 10%, the amount of strain introduced is insufficient, and sufficient recrystallization cannot be achieved in the final annealing, leaving a non-recrystallized structure and decreasing the area ratio of the α phase. It may happen. A more preferable range of the cold rolling reduction in the final cold rolling is 20 to 40%.
１０～４５％の低い圧延率で圧延後のチタン合金板の金属組織を再結晶させるためには、焼鈍温度の高温化が必要である。そのため、最終焼鈍の焼鈍温度は６７０℃以上８２０℃以下とする必要がある。６７０℃未満では再結晶が不十分になり、チタン合金板の加工性が低下する。また、８２０℃を超えると、バイモーダル組織が形成される場合があるので、８２０℃以下とする必要がある。また、焼鈍時間は１分～２４時間とする。 In order to recrystallize the metal structure of the titanium alloy sheet after rolling at a rolling reduction as low as 10 to 45%, it is necessary to raise the annealing temperature. Therefore, the annealing temperature of the final annealing must be 670°C or higher and 820°C or lower. If the temperature is lower than 670°C, recrystallization becomes insufficient and the workability of the titanium alloy sheet is lowered. Moreover, if the temperature exceeds 820° C., a bimodal structure may be formed, so the temperature should be 820° C. or less. Also, the annealing time is 1 minute to 24 hours.
なお、再結晶を十分にさせた後に、時効処理として、５００～６７０℃、好ましくは５５０～６７０℃に１時間以上保持する再焼鈍を行ってもよい。これによって第二相の面積率を１．０％以上にすることができ、０．２％耐力をより低下させることができる。 After sufficient recrystallization, re-annealing may be performed as aging treatment by holding at 500 to 670° C., preferably 550 to 670° C. for 1 hour or longer. As a result, the area ratio of the second phase can be made 1.0% or more, and the 0.2% yield strength can be further reduced.
また、熱間圧延前の工程は特に制限はない。例えば、電子ビーム溶解もしくは真空アーク溶解などによって製造された所定の化学組成を有するインゴットに、凝固組織の破壊を目的とした分塊工程（鍛造もしくは圧延）がβ単相域で行われ後、熱間圧延によって熱間圧延板を製造すればよい。 In addition, there are no particular restrictions on the steps before hot rolling. For example, an ingot having a predetermined chemical composition manufactured by electron beam melting or vacuum arc melting is subjected to a blooming process (forging or rolling) in the β single phase region for the purpose of destroying the solidified structure, and then heated. A hot-rolled sheet may be produced by cold rolling.
表１に示す化学組成を有するチタン合金Ｎｏ．１～Ｎｏ．４５を、真空アークボタン溶解によりインゴットとした。作製したインゴットを１０００℃で熱間圧延し、１０ｍｍ厚の熱延板とした。その後、８６０℃での熱間圧延を行うことで４ｍｍ厚の熱延板を得た。表１では、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃ、Ｎのそれぞれの含有率の記載を省略し、これら元素の含有率の合計量を「ｏｔｈｅｒｓ」の欄に記載した。これらの元素のそれぞれの含有率はいずれも０．０５％以下だった。 Titanium alloy no. 1 to No. 45 was made into an ingot by vacuum arc button melting. The produced ingot was hot-rolled at 1000° C. to obtain a hot-rolled sheet with a thickness of 10 mm. After that, hot rolling was performed at 860° C. to obtain a hot-rolled sheet with a thickness of 4 mm. In Table 1, the contents of Ni, V, Mn, Co, Ta, W, C, and N are omitted, and the total contents of these elements are shown in the "others" column. The content of each of these elements was 0.05% or less.
その後、脱スケール工程もしくは、表２に記載の温度と時間で熱延板焼鈍を行った後に脱スケール工程を施し、その後、冷間圧延とともに必要に応じて中間焼鈍を行い、最終冷間圧延を行った。更に、最終焼鈍を行い、一部の合金については再焼鈍（時効処理）を行った。このようにして、Ｎｏ．１～４５のチタン合金板を製造した。なお、表２中の中間冷延率は、中間冷延における合計の圧延率である。 After that, the descaling process is performed, or the hot-rolled sheet is annealed at the temperature and time shown in Table 2, and then the descaling process is performed. gone. Furthermore, final annealing was performed, and re-annealing (aging treatment) was performed for some alloys. In this way, no. 1 to 45 titanium alloy plates were produced. The intermediate cold rolling reduction in Table 2 is the total rolling reduction in the intermediate cold rolling.
得られたチタン合金板について、各種の評価を行った。
α相における等軸α粒の面積率、α相の平均結晶粒径および第二相の面積率の測定方法は次の通りとした。チタン合金板のＬ断面上に、一辺が１００μｍの正方形の測定領域を設け、測定領域を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察し、反射電子像からα相と第二相とを判別した。金属間化合物である第二相は、母相であるα相に比べて白色もしくは黒色であるとともに微細な析出物であるため、この特徴から第二相とα相を識別できた。そして、第二相の面積率を求めた。α相の面積率は第二相の残部とした。更に、α相に対する、アスペクト比が３以下の結晶粒（等軸α粒）の面積率を求めた。また、α相の平均結晶粒径は、上記の測定領域において圧延方向に平行な長さ１００μｍの線分を板厚方向に等間隔に５本以上引き、その線分が切断するα相の結晶粒の平均個数から算出した。
Various evaluations were performed on the obtained titanium alloy plate.
The methods for measuring the area ratio of equiaxed α grains in the α phase, the average crystal grain size of the α phase, and the area ratio of the second phase were as follows. A square measurement area with a side of 100 μm was provided on the L-section of the titanium alloy plate, the measurement area was observed with a scanning electron microscope (SEM), and the α phase and the second phase were distinguished from the backscattered electron image. The second phase, which is an intermetallic compound, is whiter or blacker than the α phase, which is the parent phase, and consists of fine precipitates. Therefore, it was possible to distinguish between the second phase and the α phase based on this feature. Then, the area ratio of the second phase was determined. The area ratio of the α phase was taken as the remainder of the second phase. Furthermore, the area ratio of crystal grains (equiaxed α grains) having an aspect ratio of 3 or less to the α phase was determined. In addition, the average crystal grain size of the α phase is obtained by drawing five or more line segments with a length of 100 μm parallel to the rolling direction in the above measurement area at equal intervals in the plate thickness direction, and cutting the α phase crystal by the line segments. Calculated from the average number of grains.
集合組織の測定方法は、次の通りとした。Ｌ断面における１００μｍ×１００μｍの測定領域を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察し、後方電子散乱回折（ＥＢＳＤ）法によってα相の結晶方位を解析した。解析ソフトにはＯＩＭ－ａｎａｌｙｓｉｓを用いた。これによって、当該方位に該当する結晶粒を抽出し、その面積を求めた。求めた面積を測定領域の面積で除することで面積率とした。なお、測定領域には第二相が含まれているが、その量は少なかったため無視した。 The texture measurement method was as follows. A measurement area of 100 μm×100 μm in the L cross section was observed with a scanning electron microscope (SEM), and the crystal orientation of the α-phase was analyzed by a back electron scattering diffraction (EBSD) method. OIM-analysis was used as analysis software. Thus, crystal grains corresponding to the orientation were extracted and their areas were determined. The area ratio was obtained by dividing the obtained area by the area of the measurement region. Although the measurement area contained the second phase, the amount was so small that it was ignored.
表３Ａにおいて、「［Ａ］TD:0-30°（面積％）」はＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合であり、「［B］RD:0-30°（面積％）」はＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合であり、「［Ａ］／［Ｂ］」はＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合との比である。
また、「［Ｃ］／［Ｄ］」は、ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合との比である。
更に、「ND:80-90°（面積％）」は、ＮＤ軸とｃ軸とのなす角が８０～９０°である結晶粒の面積率である。
In Table 3A, "[A] TD: 0-30° (area%)" is the area ratio of crystal grains with an angle between the TD axis and the c-axis of 0 to 30°, and "[B] RD: 0- 30° (area%)” is the area ratio of crystal grains with an angle between 0 and 30° between the RD axis and the c axis, and “[A]/[B]” is when the angle between the TD axis and the c axis is 0. It is the ratio of the area ratio of crystal grains with an angle of ∼30° to the area ratio of crystal grains with an angle formed by the RD axis and the c-axis of 0° to 30°.
In addition, "[C]/[D]" is the area ratio of the crystal grains with an angle of 40 to 60° between the TD axis and the c axis and the area ratio of the crystal grains with an angle of 40 to 60° between the RD axis and the c axis. It is the ratio to the area ratio.
Furthermore, "ND: 80-90° (area %)" is the area ratio of crystal grains having an angle of 80-90° between the ND axis and the c-axis.
全伸び及び０．２％耐力は、室温引張試験を行うことにより測定した。上記のチタン合金板から、長手方向が圧延方向に対して平行のＡＳＴＭサブサイズ引張試験片を採取し、ひずみ速度を３０％／ｍｉｎとして室温での引張試験を行い、Ｌ方向の全伸びを測定した。
また、上記のチタン合金板から、長手方向が圧延方向に対して平行（L方向）のＡＳＴＭサブサイズ引張試験片と、長手方向が圧延方向に対して直交（T方向）するＡＳＴＭサブサイズ引張試験片とを採取し、ひずみ速度を０．５％／ｍｉｎとして室温での引張試験を行い、Ｌ方向の０．２％耐力とＴ方向の０．２％耐力全伸びをそれぞれ測定した。
室温での引張試験の試験温度は１０～３５℃の範囲内とした。
全伸びは２５％以上、０．２％耐力比（Ｔ／Ｌ）は０．９０～１．１０を合格とした。
Total elongation and 0.2% yield strength were measured by performing a room temperature tensile test. From the above titanium alloy plate, an ASTM subsize tensile test piece whose longitudinal direction is parallel to the rolling direction is taken, a tensile test is performed at room temperature with a strain rate of 30% / min, and the total elongation in the L direction is measured. bottom.
In addition, from the above titanium alloy plate, an ASTM subsize tensile test piece whose longitudinal direction is parallel to the rolling direction (L direction) and an ASTM subsize tensile test piece whose longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction (T direction) A piece was sampled and subjected to a tensile test at room temperature with a strain rate of 0.5%/min to measure the 0.2% yield strength in the L direction and the 0.2% yield strength full elongation in the T direction.
The test temperature for the tensile test at room temperature was in the range of 10 to 35°C.
A total elongation of 25% or more and a 0.2% yield strength ratio (T/L) of 0.90 to 1.10 were considered acceptable.
エリクセン値は、ＪＩＳ Ｚ ２２４７（２００６）に規定するエリクセン試験方法に準じて測定した。測定サンプルの板幅は９０ｍｍ以上とした。試験機はＪＩＳ Ｂ ７７２９に記載された通りとした。ジグ寸法は標準試験片による試験の寸法を用いた。ただし、潤滑剤には厚さ５０μｍのテフロンシートを用いた。エリクセン値が１０．０ｍｍ以上を合格とした。試験温度は１０～３５℃の範囲内とした。 The Erichsen value was measured according to the Erichsen test method defined in JIS Z 2247 (2006). The plate width of the measurement sample was 90 mm or more. The testing machine was as described in JIS B7729. The dimensions of the jig used were the dimensions of the test using a standard test piece. However, a Teflon sheet with a thickness of 50 μm was used as the lubricant. An Erichsen value of 10.0 mm or more was considered acceptable. The test temperature was in the range of 10-35°C.
７５０℃の高温強度（０．２％耐力）は、上記のチタン合金板から、長手方向が圧延方向に対して平行の引張試験片（平行部幅１０ｍｍ、平行部長さ及び標点間距離３５ｍｍ）を採取し、ひずみ速度を０．４％／ｍｉｎとして引張試験を行うことにより測定した。試験雰囲気は７５０℃の大気中とし、試験片が十分に試験温度に達するように、試験雰囲気中に１０分間保持した後、試験を行った。高温強度（０．２％耐力）は７５０℃で３０ＭＰａ以上を合格とした。 High-temperature strength at 750 ° C. (0.2% proof stress) was obtained from the above titanium alloy plate using a tensile test piece whose longitudinal direction was parallel to the rolling direction (parallel part width 10 mm, parallel part length and gauge distance 35 mm). was sampled and measured by performing a tensile test at a strain rate of 0.4%/min. The test atmosphere was air at 750° C., and the test was performed after holding the test piece in the test atmosphere for 10 minutes so that the test temperature sufficiently reached the test temperature. High-temperature strength (0.2% proof stress) of 30 MPa or more at 750° C. was considered acceptable.
酸化増量は、チタン合金板から、２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取し、表面をエメリー紙＃４００で湿式研磨し、８００℃で１００時間、静止大気中に暴露し、暴露後の増加質量を測定し、増加質量を引張試験片の表面積で割った値（（増加質量（ｍｇ）／試験片の表面積（ｃｍ２））とした。なお、酸化試験によってスケール剥離が発生する場合は剥離したスケールをばく露後の質量に含めた。酸化増量は５ｍｇ／ｃｍ２以下を合格とした。
結果を表３Ａ及び表３Ｂに示す。
For weight gain by oxidation, a 20 mm x 20 mm test piece was taken from a titanium alloy plate, the surface was wet-polished with #400 emery paper, exposed to static air at 800°C for 100 hours, and the weight increase after exposure was measured. and the value obtained by dividing the increased mass by the surface area of the tensile test piece ((increased mass (mg)/surface area of test piece (cm 2 )). If scale peeling occurs in the oxidation test, the peeled scale is It was included in the post-exposure weight, and an oxidation weight gain of 5 mg/cm 2 or less was considered acceptable.
The results are shown in Tables 3A and 3B.
表３Ａ及び表３Ｂに示すように、Ｎｏ．１～８、１１～１３、１５、１７、１９、２１～２７、３１～３５、３８～４２、４４、４５は、本発明の範囲にあるチタン合金板であり、優れた特性を示した。 As shown in Tables 3A and 3B, No. Nos. 1 to 8, 11 to 13, 15, 17, 19, 21 to 27, 31 to 35, 38 to 42, 44 and 45 are titanium alloy plates within the scope of the present invention and exhibit excellent properties.
Ｎｏ．９は、Ｓｉ量が少なく、酸化増量が増大し、耐酸化性が低下した。また、高温強度も低下した。
Ｎｏ．１０は、Ｓｉ量が過剰であり、α相の平均結晶粒径が小さくなりすぎたため、エリクセン値が小さくなり、加工性が低下した。
Ｎｏ．１４は、Ａｌ量が過剰であり、加工性が低下した。
Ｎｏ．１６は、Ｚｒ量が過剰であり、α相が細粒となり、加工性が低下した。
Ｎｏ．１８は、Ｃｒ量が過剰であり、α相が細粒となり、加工性が低下した。
Ｎｏ．２０は、Ｍｏ量が過剰であり、α相が細粒となり、加工性が低下した。
Ｎｏ．２８は、熱延板焼鈍がβ変態点未満での焼鈍だったため、集合組織が残存し、異方性が生じた。
Ｎｏ．２９は、熱延板焼鈍においてβ変態点以上で焼鈍したがその後の中間冷延が圧延率４５％を超えていたため集合組織が形成され、最終冷延前の中間焼鈍がβ変態点未満での焼鈍だったため、集合組織が残存し、異方性が生じた。
Ｎｏ．３０は、最終冷延前の中間焼鈍後の冷却速度が低かったため、最終冷間圧延および最終焼鈍で異方性を低減できなかった。
Ｎｏ．３６は、最終焼鈍温度が低く、再結晶化が不十分となって等軸α粒が不足し、異方性も十分に改善できなかった。
Ｎｏ．３７は、最終焼鈍温度が高すぎたため、異方性が十分に改善できなかった。なお、Ｎｏ．３７では等軸α粒の面積率が０％であったため、平均粒径の測定は実施しなかった。
Ｎｏ．４３は、最終冷間圧延の圧下率が高すぎたため、異方性が生じてしまった。
No. In No. 9, the amount of Si was small, the weight gain due to oxidation increased, and the oxidation resistance decreased. Also, the high temperature strength decreased.
No. In No. 10, the Si content was excessive and the average crystal grain size of the α phase was too small, resulting in a small Erichsen value and poor workability.
No. In No. 14, the amount of Al was excessive and workability was lowered.
No. In No. 16, the amount of Zr was excessive, the α phase became fine grains, and the workability decreased.
No. In No. 18, the amount of Cr was excessive, the α phase became fine grains, and workability decreased.
No. In No. 20, the amount of Mo was excessive, the α phase became fine grains, and the workability decreased.
No. In No. 28, since the hot-rolled sheet was annealed below the β transformation point, the texture remained and anisotropy occurred.
No. In No. 29, the hot-rolled sheet was annealed at the β transformation point or higher, but the subsequent intermediate cold rolling exceeded the rolling reduction of 45%, so a texture was formed, and the intermediate annealing before the final cold rolling was performed at a temperature lower than the β transformation point. Since it was annealed, the texture remained and anisotropy occurred.
No. In No. 30, the cooling rate after the intermediate annealing before the final cold rolling was low, so the anisotropy could not be reduced by the final cold rolling and final annealing.
No. In No. 36, the final annealing temperature was low, recrystallization was insufficient, equiaxed α grains were insufficient, and the anisotropy could not be sufficiently improved.
No. In No. 37, the final annealing temperature was too high, so the anisotropy could not be sufficiently improved. In addition, No. In No. 37, the area ratio of equiaxed α-grains was 0%, so the average grain size was not measured.
No. In No. 43, the rolling reduction in the final cold rolling was too high, resulting in anisotropy.
Claims (3)
Ｃｕ：０．７％以上１．５％以下、
Ｓｎ：０．５％以上１．５％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上０．６０％以下、
Ｎｂ：０．１％以上１．０％以下、
Ａｌ：０％以上１．０％以下、
Ｚｒ：０％以上１．０％以下を含有し、
更に、Ｃｒ，Ｍｏの一方または両方を合計で０～０．３％含有し、
Ｆｅを０．０６％以下、Ｏを０．０７％以下にそれぞれ制限し、
Ｎｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃ、Ｎの１種または２種以上を各々０～０．０５％かつ合計で０．３％以下含有し、
残部がＴｉ及び不純物であり、
金属組織において、面積率でα相の９０％以上が等軸α粒であり、
前記α相の平均結晶粒径が１０～１００μｍであり、
ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合が１５．０％未満であるとともに、ＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合が１５．０％未満であるか、または、ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が０～３０°の結晶粒の面積割合との比が０．５～２．０であり、
ＴＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合とＲＤ軸及びｃ軸のなす角が４０～６０°の結晶粒の面積割合との比が０．５～２．０であり、
ＮＤ軸とｃ軸とのなす角が８０～９０°である結晶粒の面積率が１５．０％未満であることを特徴とするチタン合金板。 in % by mass,
Cu: 0.7% or more and 1.5% or less,
Sn: 0.5% or more and 1.5% or less,
Si: 0.10% or more and 0.60% or less,
Nb: 0.1% or more and 1.0% or less,
Al: 0% or more and 1.0% or less,
Zr: containing 0% or more and 1.0% or less,
Furthermore, one or both of Cr and Mo are contained in a total of 0 to 0.3%,
Restrict Fe to 0.06% or less and O to 0.07% or less,
One or more of Ni, V, Mn, Co, Ta, W, C, and N each containing 0 to 0.05% and a total of 0.3% or less,
The balance is Ti and impurities,
In the metal structure, 90% or more of the α phase is equiaxed α grains in terms of area ratio,
The average crystal grain size of the α phase is 10 to 100 μm,
The area ratio of crystal grains having an angle between the TD axis and the c axis of 0 to 30° is less than 15.0%, and the area ratio of the crystal grains having an angle between the RD axis and the c axis of 0 to 30° is 15. .0% or less, or the area ratio of the crystal grains having an angle between the TD axis and the c axis of 0 to 30° and the area ratio of the crystal grains having an angle between the RD axis and the c axis of 0 to 30° is a ratio of 0.5 to 2.0,
The ratio of the area ratio of the crystal grains having an angle formed by the TD axis and the c axis of 40 to 60° to the area ratio of the crystal grains having an angle formed by the RD axis and the c axis of 40 to 60° is 0.5 to 2.0. and
A titanium alloy plate, wherein the area ratio of crystal grains having an angle between the ND axis and the c axis of 80 to 90° is less than 15.0%.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019147378A JP7303434B2 (en) | 2019-08-09 | 2019-08-09 | Titanium alloy plates and automotive exhaust system parts |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019147378A JP7303434B2 (en) | 2019-08-09 | 2019-08-09 | Titanium alloy plates and automotive exhaust system parts |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021028408A JP2021028408A (en) | 2021-02-25 |
| JP7303434B2 true JP7303434B2 (en) | 2023-07-05 |
Family
ID=74667400
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019147378A Active JP7303434B2 (en) | 2019-08-09 | 2019-08-09 | Titanium alloy plates and automotive exhaust system parts |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7303434B2 (en) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2022157842A1 (en) * | 2021-01-20 | 2022-07-28 | 日本製鉄株式会社 | Titanium plate |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010255026A (en) | 2009-04-22 | 2010-11-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | METHOD FOR MANUFACTURING THIN SHEET OF alpha+beta TYPE TITANIUM ALLOY AND METHOD FOR MANUFACTURING THIN SHEET COIL OF alpha+beta TYPE TITANIUM ALLOY |
| WO2011081077A1 (en) | 2009-12-28 | 2011-07-07 | 新日本製鐵株式会社 | Heat-resistant titanium alloy with excellent oxidation resistance for exhaust system components, manufacturing method of heat-resistant titanium plate with excellent oxidation resistance for exhaust system components, and exhaust system |
| JP2015063720A (en) | 2013-09-24 | 2015-04-09 | 株式会社神戸製鋼所 | Titanium plate |
| JP2016079480A (en) | 2014-10-20 | 2016-05-16 | 新日鐵住金株式会社 | Member for processing low melting point molten metal excellent in erosion resistance |
| JP2016199795A (en) | 2015-04-13 | 2016-12-01 | 新日鐵住金株式会社 | Titanium member and method for manufacturing the same |
| JP2018001249A (en) | 2016-07-06 | 2018-01-11 | 新日鐵住金株式会社 | Method for producing titanium blank for hot rolling |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61110756A (en) * | 1984-11-05 | 1986-05-29 | Nippon Mining Co Ltd | Rolling method of titanium alloy plate |
-
2019
- 2019-08-09 JP JP2019147378A patent/JP7303434B2/en active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010255026A (en) | 2009-04-22 | 2010-11-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | METHOD FOR MANUFACTURING THIN SHEET OF alpha+beta TYPE TITANIUM ALLOY AND METHOD FOR MANUFACTURING THIN SHEET COIL OF alpha+beta TYPE TITANIUM ALLOY |
| WO2011081077A1 (en) | 2009-12-28 | 2011-07-07 | 新日本製鐵株式会社 | Heat-resistant titanium alloy with excellent oxidation resistance for exhaust system components, manufacturing method of heat-resistant titanium plate with excellent oxidation resistance for exhaust system components, and exhaust system |
| JP2015063720A (en) | 2013-09-24 | 2015-04-09 | 株式会社神戸製鋼所 | Titanium plate |
| JP2016079480A (en) | 2014-10-20 | 2016-05-16 | 新日鐵住金株式会社 | Member for processing low melting point molten metal excellent in erosion resistance |
| JP2016199795A (en) | 2015-04-13 | 2016-12-01 | 新日鐵住金株式会社 | Titanium member and method for manufacturing the same |
| JP2018001249A (en) | 2016-07-06 | 2018-01-11 | 新日鐵住金株式会社 | Method for producing titanium blank for hot rolling |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021028408A (en) | 2021-02-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101454458B1 (en) | Heat-resistant titanium alloy with excellent oxidation resistance for exhaust system components, manufacturing method of heat-resistant titanium plate with excellent oxidation resistance for exhaust system components, and exhaust system | |
| JP5396752B2 (en) | Ferritic stainless steel with excellent toughness and method for producing the same | |
| JP5176445B2 (en) | Titanium alloy material for exhaust system parts excellent in oxidation resistance and formability, manufacturing method thereof, and exhaust device using the alloy material | |
| JP2012057200A (en) | Titanium plate excelling in rigidity in rolling width direction, and method of manufacturing the same | |
| JP2008115419A (en) | Alpha-type titanium alloy material with excellent workability for exhaust system component, its manufacturing method, and exhaust system member using the alloy | |
| JP7180782B2 (en) | Titanium alloy plate and automobile exhaust system parts | |
| JP7144840B2 (en) | Titanium alloy, method for producing the same, and engine parts using the same | |
| JP7303434B2 (en) | Titanium alloy plates and automotive exhaust system parts | |
| EP2801631B1 (en) | Alpha+beta-type titanium alloy plate for welded pipe, method for producing same, and alpha+beta-type titanium-alloy welded pipe product | |
| US10358698B2 (en) | Heat resistant titanium alloy material for exhaust system part use excellent in oxidation resistance, method of production of heat resistant titanium alloy material for exhaust system part use excellent in oxidation resistance, and exhaust system | |
| JP7397278B2 (en) | Titanium alloy plates and automotive exhaust system parts | |
| WO2019155553A1 (en) | Titanium alloy material | |
| JP5228708B2 (en) | Titanium alloy for heat-resistant members with excellent creep resistance and high-temperature fatigue strength | |
| WO2022157844A1 (en) | Titanium alloy plate and exhaust system component for automobiles | |
| JP3297012B2 (en) | High strength titanium alloy with excellent cold rollability | |
| JP7372532B2 (en) | Titanium alloy round rod and connecting rod | |
| JP4204295B2 (en) | Manufacturing method of aluminum alloy hot-rolled sheet for automobile undercarriage parts | |
| WO2019021899A1 (en) | Aluminum alloy plate and method for producing same | |
| JP7468470B2 (en) | Ferritic stainless steel sheet and its manufacturing method | |
| RU2808020C1 (en) | Cold-rolled strip for production of corrosion-resistant equipment components and method for its production | |
| WO2022162816A1 (en) | Titanium alloy plate, titanium alloy coil, method for producing titanium alloy plate and method for producing titanium alloy coil | |
| WO2022249665A1 (en) | Aluminum alloy, aluminum alloy wire, and method for manufacturing aluminum alloy wire | |
| JP2023092454A (en) | Titanium alloy, titanium alloy bar, titanium alloy plate, and engine valve | |
| JP2024043135A (en) | Ferritic stainless steel plate | |
| JP4414929B2 (en) | Titanium alloy material with excellent oxidation resistance for exhaust system parts and exhaust device using the alloy material |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220407 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20230511 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230523 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230605 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7303434 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |