KR101905784B1 - 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

질량%로, Fe: 0.8 내지 1.5%, Al: 4.8 내지 5.5%, N: 0.030% 이하를 함유하고, 하기 Q (%)=0.14 내지 0.38을 만족하는 O 및 N를 함유하며, 잔부 Ti 및 불가피한 불순물로 이루어지는 코일의 되감기시에 판 폭 방향으로의 균열이 진전하기 어려운 고강도 티타늄 합금 열연판. (a) ND (열간 압연판의 법선) 방향, RD (열간 압연) 방향, TD (열간 압연 폭) 방향, c축 방위 (α상의 (0001) 면의 법선 방향)가 ND 방향과 이루는 각도를 θ, c축 방위와 ND 방향을 포함하는 면이 ND 방향과 TD 방향을 포함하는 면과 이루는 각도를 Φ로 하고, (b1) θ가 0도 이상, 30도 이하이며, 또한, Φ가 전체 둘레 (-180도 내지 180도)에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도(XND)로 하고, (b2) θ가 80도 이상, 100도 미만이며, 또한, Φ가 ±10도에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도 (XTD)로 하고, (c) XTD/XND가 4.0 이상이다.
Q(%)=[O]＋2.77·［N]

Description

냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH α+β TYPE HOT-ROLLED TITANIUM ALLOY WITH EXCELLENT COIL HANDLING PROPERTIES WHEN COLD, AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은 냉간 교정 등의 되감기시에 판 폭 방향으로 균열이 진전하기 어려운 등의, 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래, α＋β형 티타늄 합금은 높은 비강도를 이용하여, 항공기의 부재로서 사용되어 왔다. 최근, 항공기의 부재에 사용되는 티타늄 합금의 중량비가 높아져서, 그 중요성은 더욱 높아지고 있다. 또한, 예를 들면, 민생품 분야에서도, 골프 클럽 페이스용의 용도로, 높은 영률과 가벼운 비중을 특징으로 하는 α＋β형 티타늄 합금이 많이 사용되고 있다.

또한, 향후 경량화가 중요시되는 자동차용 부품, 또는 내식성과 비강도가 요구되는 지열우물 케이싱 등에도, 고강도 α＋β형 티타늄 합금의 적용이 기대되고 있다. 특히, 티타늄 합금은 판 형상으로 사용되는 경우가 많기 때문에, 고강도 α＋β형 티타늄 합금판에 대한 수요가 많다.

α＋β형 티타늄 합금으로서는, Ti－6%Al－4%V (%는 질량%, 이하도 동일)가 가장 폭 넓게 사용되고 있는데, 대표적인 합금이지만, 열간 가공성이 그다지 양호하지 않다. α＋β형 티타늄 합금에 열간 압연을 실시하면, 열연판의 양 에지부에, 가장자리 균열이라는 판 폭 방향을 따라 생기는 균열이 발생한다.

가장자리 균열이 잔존하는 상태에서, 열연 코일을 냉간에서 되감기하여, 형상 교정 등을 실시하려고 하면, 경우에 따라서는 가장자리 균열을 기점으로 하여 판 폭 방향으로 균열이 전파되어, 판 파단에 이르는 문제가 있었다. 즉, α＋β형 티타늄 합금에 있어서는 냉간에서의 코일 취급성이 나쁘다는 문제가 있었다.

판 파단이 일어나면, 파단한 판을 제조 라인으로부터 제거하여야 하지만, 이 제거에 시간이 걸리는 등의 이유로, 제조가 저해된다. 이 때문에, 생산 능률이 저하하는 동시에, 파단시의 충격으로, 판 자체나, 파단한 판의 파편이 갑자기 날아 오는 등, 안전상의 문제도 있다.

또한, 판 파단이 일어난 부분의 근방에서는 판의 변형이 심하여, 그 부분은 제품으로서 사용할 수 없게 되는 경우가 많다. 그 결과, 수율이 저하하는 동시에, 코일 단질(單質)이 작아져서, 생산 능률 및 수율이 한층 더 저하되어 버린다.

이 경우, 열연 코일에 발생한 가장자리 균열을, 슬릿 공정에 있어서, 트리밍하여 제거한 후, 냉간 교정 공정에 제공하는 것이 가장 유효한 해결 수단이다. 그러나, 트리밍시에, 트림 찌꺼기가 막히는 등으로 인하여, 라인 장력이 변동하거나 하면, 판 파단이 일어나는 경우가 있다. 또한, 가장자리 균열이 큰 경우에는 트리밍에 의한 수율 저하가 커서, 제조 비용의 증가를 초래하게 된다.

그러므로, 냉간에서의 되감기시에, 주로, 가장자리 균열을 기점으로 하는 코일 판 폭 방향으로의 균열이 진전하기 어렵고, 또한, 냉간에서의 코일의 되감기성이 우수하여 냉연 스트립의 제조가 가능한, 취급성이 양호한 α＋β형 티타늄 합금 열연판이 요망되어 왔다. 이러한 요망에 대하여, 냉연 스트립의 제조가 가능한 α＋β형 티타늄 열연 합금이 몇 가지 제안되어 있다.

특허 문헌 1 및 2에는 Fe, O, N를 주요 첨가 원소로 하는 저합금계 α＋β형 티타늄 열연 합금이 제안되어 있다. 이 티타늄 열연 합금은 β 안정화 원소로서 Fe를 첨가하여, α 안정화 원소로서 O, N과 같은 염가의 원소를, 적정한 범위 및 밸런스로 첨가하고, 높은 강도·연성 밸런스를 확보한 합금이다. 또한, 상기 티타늄 열연 합금은 실온에서 고연성이므로, 냉연 제품의 제조도 가능한 합금이다.

특허 문헌 3에는 고강도화에 기여하지만, 연성을 저하시켜 냉간 가공성을 저하시키는 Al를 첨가하고, 또한, 강도 상승에 효과가 있으나, 냉연성을 해치지 않는 Si나 C를 첨가하여, 냉간 압연을 가능하게 하는 기술이 개시되어 있다. 특허 문헌 4 내지 8에는 Fe, O를 첨가하여, 결정 방위, 또는 결정립경 등을 제어하고, 기계적 특성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

특허 문헌 9에는 순티타늄에 있어서, 결정립을 미세화하여, 주름이나 스크래치의 발생을 방지하기 위한, β역에서 열간 압연을 개시하는 기술이 개시되어 있다. 특허 문헌 10에는 골프 클럽 헤드용의 Ti－Fe－Al－O계 α＋β형 주조용 티타늄 합금이 개시되어 있다. 특허 문헌 11에는 TiFe－Al계 α＋β형 티타늄 합금이 개시되어 있다.

특허 문헌 12에는 최종적인 마무리 열처리에 의하여 영률을 제어한 골프 클럽 헤드용 티타늄 합금이 개시되어 있다. 비특허 문헌 1에는 순티타늄에 있어서, β역으로 가열한 후, α역에서의 일방향 압연에 의하여 집합 조직이 형성되는 것이 개시되어 있다.

그러나, 이 기술들은 α＋β형 티타늄 합금의 열연판 조직을 제어하고, 열연판의 인성을 향상시켜서, 열연판의 냉간 압연을 가능하게 하는 것은 아니다.

특허 문헌 1: 일본 특허 공보 제3426605호 특허 문헌 2: 일본 공개 특허 공보 평10－265876호 특허 문헌 3: 일본 공개 특허 공보 2000－204425호 특허 문헌 4: 일본 공개 특허 공보 2008－127633호 특허 문헌 5: 일본 공개 특허 공보 2010－121186호 특허 문헌 6: 일본 공개 특허 공보 2010－31314호 특허 문헌 7: 일본 공개 특허 공보 2009－179822호 특허 문헌 8: 일본 공개 특허 공보 2008－240026호 특허 문헌 9: 일본 공개 특허 공보 소61－159562호 특허 문헌 10: 일본 공개 특허 공보 2010－7166호 특허 문헌 11: 일본 공개 특허 공보 평07－62474호 특허 문헌 12: 일본 공개 특허 공보 2005－220388호

비특허 문헌 1: 티타늄 Vol. 54, No. 1 (사단법인 일본티타늄협회, 평성18년 4월 28일 발행) 42 내지 51 페이지

본 발명은 이상의 사정을 감안하여, α＋β형 티타늄 합금 열연판에 있어서, 열연판 코일을 교정 등을 위하여 냉간에서 되감을 때, 열연판의 TD 방향으로 균열이 판 단부에 발생하여 판 폭 방향으로 곧게 진전하여 판 파단이 발생하지 않게 하는 것을 과제로 한다. 본 발명의 목적은 이러한 과제를 해결하는 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판과 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위하여, 인성에 크게 영향을 미치는 조직에 주목하여, α＋β형 티타늄 합금 열연판에 있어서의, 가장자리 균열 등을 기점으로 하는 균열의 진전과 열연 집합 조직의 관계에 대하여 예의 조사하였다. 그 결과, 다음의 사항을 밝혀내었다.

(x) 결정 구조가 육방 세밀 충전 구조인 티타늄 α상이 육각 저면 ((0001) 면)의 법선 방향, 즉, c축 방위가 TD 방향 (열간 압연 폭 방향)으로 강하게 배향하는 열연 집합 조직 (「Transverse-texture」라는 집합 조직으로, 이하 「T-texture」라 한다.)을 가지는 경우, TD 방향으로의 균열의 전파 경향이 억제되어, 판 파단이 일어나기 어려워진다.

(y) T-texture를 강화하면, RD 방향 (열간 압연 방향)의 강도가 저하하고, 연성 및 굽힘 특성이 향상하므로, 열연판 코일의 냉간에서의 되감기가 더 용이해진다.

(z) 염가의 원소인 Fe 및 Al의 함유량 및 O와 N의 함유량의 조정에 의하여, 강도를 유지하면서, T-texture를 만들어넣을 수 있다.

또한, 이상의 지견에 대하여는 다음에 상세하게 설명한다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 질량%로, Fe: 0.8 내지 1.5%, Al: 4.8 내지 5.5%, N: 0.030% 이하를 함유하는 동시에, 아래 식 (1)에서 정의하는 Q (%)=0.14 내지 0.38을 만족하는 범위의 O 및 N를 함유하며, 잔부 Ti 및 불가피한 불순물로 이루어지는 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판으로,

(a) 열간 압연판의 법선 방향을 ND 방향, 열간 압연 방향을 RD 방향, 열간 압연 폭 방향을 TD 방향으로 하고, α상의 (0001) 면의 법선 방향을 c축 방위로 하여 c축 방위가 ND 방향과 이루는 각도를 θ, c축 방위와 ND 방향을 포함하는 면이 ND 방향과 TD 방향을 포함하는 면과 이루는 각도를 φ로 하고,

(b1) θ가 0도 이상, 30도 이하이며, 또한, φ가 전체 둘레 (-180도 내지 180도)에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XND로 하고,

(b2) θ가 80도 이상, 100도 미만이며, 또한, φ가 ±10도에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XTD로 하고,

(c) XTD/XND가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판.

Q (%)=［O］＋2.77·［N］...(1)

［O］: O의 함유량 (질량%)

［N］: N의 함유량 (질량%)

(2) (d) 상기 열간 압연판의 RD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도를 H1로 하고, TD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도를 H2로 하여, (H2－H1)·H2로 표시하는 경도 이방성 지수가 15000 이상, 더 좋기로는, 16000 이상이고, 또한, (e) 상기 열간 압연판으로부터 채취한, RD 방향이 시험편 길이 방향이며, 깊이 2 mm의 노치를 TD 방향에 형성한 샤르피 시험편에 있어서, 노치 바닥으로부터 대항면에 수직으로 내린 수선의 길이를 a, 시험 후에 실제로 전파한 균열의 길이를 b로 하여 b/a로 표시하는 파단 사행성 지수가 1.20 이상, 더 좋기로는, 1.35 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법에 있어서, α＋β형 티타늄 합금을 열간 압연할 때, 열간 압연 전에, 이 티타늄 합금을 β 변태점 이상, β 변태점 ＋150℃ 이하로 가열하고, 열연 마무리 온도를 β 변태점 -50℃ 이하, β 변태점 -250℃ 이상으로 하며, 아래 식에서 정의하는 판 두께 감소율 90% 이상으로, 일방향 열간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법.

판 두께 감소율 (%)=｛(열연 전의 판 두께-열연 후의 판 두께)/열연 전의 판 두께｝·100

본 발명에 의하면, 가장자리 균열 등을 기점으로 하여 TD 방향으로 진전하는 균열이 원인이 되어 발생하는 판 파단이 일어나기 어려워지는 동시에, 열연판의 RD 방향의 연성, 굽힘성이 높기 때문에 코일 되감기가 용이한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판을 제공할 수 있다.

도 1(a)는 결정 방위와 판면과의 상대적인 방위 관계를 나타내는 도면이다.
도 1(b)는 c축 방위와 ND 방향이 이루는 θ가 0도 이상, 30도 이하이고, 또한, Φ가 전체 둘레 (-180도 내지 180도)에 들어가는 결정립 (해칭부)를 나타내는 도면이다.
도 1(c)는 c축 방위와 ND 방향이 이루는 각도 θ가 80도 이상, 100도 이하이고, 또한, Φ가 ±10도의 범위에 있는 결정립 (해칭부)를 나타내는 도면이다.
도 2는 샤르피 충격 시험편에 있어서의 파단 경로를 나타내는 도면이다.
도 3은 α상 (0001) 면의 집적 방위를 나타내는 (0001) 극점도의 예를 나타내는 도면이다.
도 4는 티타늄 α상의 (0001) 극점도에 있어서, 도 1(b) 및 도 1(c)에 나타내는 해칭부에 대응하는 영역을 나타내는 도면이다.
도 5는 X선 이방성 지수와 경도 이방성 지수의 관계를 나타내는 도면이다.

본 발명자들은 전술한 바와 같이, α＋β형 티타늄 합금 열연판에 있어서의, 가장자리 균열 등을 기점으로 하는 균열의 진전과 열연 집합 조직의 관계에 대하여 예의 조사를 하였다. 그 결과에 대하여, 상세하게 설명한다.

먼저, 도 1(a)에 결정 방위과 판면과의 상대적인 방위 관계를 나타낸다. 열간 압연면의 법선 방향을 ND 방향, 열간 압연 방향을 RD 방향, 열간 압연 폭 방향을 TD 방향으로 하고, α상의 (0001) 면의 법선 방향을 c축 방위로 하며, c축 방위가 ND 방향이 이루는 각도를 θ, c축 방위와 ND 방향을 포함하는 면이 ND 방향과 TD 방향을 포함하는 면과 이루는 각도를 Φ로 한다.

조사의 결과, 전술한 바와 같이, 결정 구조가 육방 세밀 충전 구조 (이하 「HCP」라고 하는 경우가 있다. )인 티타늄 α상의 육각 저면 ((0001) 면)의 법선 방향, 즉, c축 방위가 TD 방향으로 강하게 배향하는 열연 집합 조직 (T-texture)을 가지는 경우, TD 방향, 즉, 판 폭 방향으로의 균열의 전파 경향이 억제되어, 판 파단이 일어나기 어려워지는 것이 판명되었다.

HCP의 α 티타늄에서는 균열은 α상 (0001) 결정면을 따라서 전파하기 쉽지만, T-texture에서는 α상의 c축 방위가 TD 방향으로 배향하므로, α상 (0001) 면은 ND축과 RD축을 포함하는 면에 평행하게 되기 쉽다.

또한, 미끄러짐 변형은 α상의 (0001) 면 및 (10－10) 면을 따라서 발생하기 쉽고, TD 방향으로 균열을 전파하려고 하면, 특히, (0001) 면을 따라서 균열이 일어나고, 선단에서의 소성 변형에 따른 소성 완화가 발생하면서, 균열은 굴곡되어, 최종적으로, 균열은 균열이 전파하기 쉬운 RD 방향, 즉, 압연 방향 (판 길이 방향)으로 진전하려고 한다.

그 때문에, 열연 코일을 냉간에서 되감기하여, 열연 코일에 교정 등을 실시할 때, (i) 열연시에 발생한 가장자리 균열을 기점으로 하거나, 또는 (ii) 트리밍으로 가장자리 균열을 제거하더라도, 냉간에서의 되감기시의 라인 장력의 변동 등에서 발생하는 가장자리 균열을 기점으로 하여 균열이 발생하고, TD 방향, 즉, 판 폭 방향으로 전파하고자 하는 경우, T-texture를 가진 티타늄 합금에서는 균열은 RD 방향으로 굴곡하게 된다.

즉, T-texture를 가진 티타늄 합금의 경우, 강한 T-texture를 가지지 않고, 균열의 굴곡이 일어나기 어려운 티타늄 합금에 비하여, 균열의 파단 경로가 더 길어진다, 즉, 파단에 이르는 경로가 길어지므로, 판 파단이 일어나기 어려워진다.

그러므로, 티타늄 합금에 있어서는 T-texture를 형성함으로써, 원래 문제가 되었던 TD 방향으로의 균열의 전파가 어려워지고, 또한, 균열이 발생하여 전파하더라도, RD 방향으로 굴곡하여 관통하지 않기 때문에, 냉간 코일의 취급성이 향상한다.

또한, T-texture 강화에 의하여 RD 방향의 강도가 저하하고, 연성 및 굽힘 특성이 향상되므로, 냉간 코일의 되감기가 더 용이해져서, 취급성이 한층 더 개선되고, 그 결과 수율이 향상된다.

열연판의 TD 방향으로의 균열 전파의 어려움은, 예를 들면, 열연판의 RD 방향을 시험편의 길이 방향으로 하여 제작한 샤르피 충격 시험편에, V 노치를 TD 방향에 상당하는 방향으로 형성하고, 실온에서 샤르피 충격 시험을 실시하여, 노치 바닥에서 진전하는 균열의 길이로 평가할 수 있다.

　T-texture를 가지고, 균열이 TD 방향으로 전파하기 어려운 판으로, 상기 시험을 실시하였을 경우, 균열은 노치 바닥으로부터 곧바로 진전하지 않고, 경사하여 전파하는데, 그 결과, 파단 경로가 길어지기 때문이다.

　이 때, 도 2에, 샤르피 충격 시험편에 있어서의 파단 경로를 나타낸다. 도 2에 나타내는 바와 같이, 샤르피 충격 시험편(1)에 형성한 노치(2)의 노치 바닥(3)으로부터 시험편 길이 방향에 대하여 수직으로 내린 수선의 길이를 a, 실제로 전파한 균열의 길이를 b로 하고, 본 발명에서는 비 (=b/a)를 사행성 지수라고 정의하였다. 사행성 지수가 1.20을 넘는 경우에는 열연판 TD 방향으로의 파단은 일어나기 어렵다.

또한, 시험편을 전파하는 균열은 특정의 한 방향으로 진행된다고 한정할 수 없으며, 지그재그로 굴곡하면서 진행되는 경우도 있다. 어느 경우에도, b는 파단 경로 전체의 길이를 나타내는 것으로 한다.

또한, T-texture를 강화하면, 열연판 RD 방향에 있어서의 강도가 저하하고, 연성 및 굽힘 특성이 향상하므로, 열연판 코일의 냉간에서의 되감기가 용이해져서 취급성이 향상한다. 이것은 티타늄 α상 HCP의 (0001)이 ND축과 RD축을 포함하는 면에 평행, 또는 그것에 가까운 방향으로 배향함으로써, 주 미끄러짐계 중에서도, (10－10)면을 미끄러짐면으로 하는 미끄러짐 변형이 활발화하기 때문이다.

이 미끄러짐계의 임계 전단 응력은 다른 미끄러짐계에 비하여 작기 때문에, 열연판 RD 방향으로의 변형 저항이 저하되고, 연성이 향상한다. 또한, 이 미끄러짐계가 주 미끄러짐계가 되는 경우, 가공 경화 계수도 낮아지므로, 교정 등의 약가공(弱加工)이 용이하게 된다. 이와 같이 하여, 코일에서의 취급성이 향상된다.

열연판 RD 방향의 변형의 용이성의 평가는 열연판에서의, RD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도 (H1)와, TD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도 (H2)의 차에, TD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도 (H2)를 곱한 값, 즉, (H2－H1)·H2를 경도 이방성 지수라고 정의하고, 이것을 평가 척도로서 사용하여 실시하였다.

경도 이방성 지수가 15000 이상이면, 열연판 RD 방향의 변형 저항은 충분히 낮기 때문에, 코일 되감기성은 양호해진다.

또한, 본 발명자들은 α＋β형 티타늄 합금에 있어서, 강한 T-texture를 얻을 수 있는 열연 가열 온도는 β 단상역이 있는 온도 범위인 것을 밝혀내었다. α＋β형 티타늄 합금의 통상의 α＋β 2상역 열연에 비하여, 상기 가열 온도는 높기 때문에, 양호한 열간 가공성이 유지되는 동시에, 열연 중의 양 에지부에서의 온도 저하가 억제되고, 가장자리 균열이 발생하기 어려워지는 효과도 있다.

그 결과, 열연 코일에서의 가장자리 균열 발생을 억제할 수 있으므로, 트리밍시의 양 에지로부터의 제거 양이 적어도 된다고 하는 이점도 있다. 즉, 상기의 열연 조건을 채용함으로써, 가장자리 균열의 발생이 적게 되고, 또한, T-texture가 발달하여, 균열이 관통하기 어려워진다.

또한, 본 발명자들은 염가의 원소의 Fe 및 Al를 함유량 및 O와 N의 함유량을 조정함으로써, 강도를 유지하면서, T-texture를 용이하게 만들 수 있는 것을 밝혀내었다.

특허 문헌 3에 있어서는, 전술한 바와 같이, Si나 C의 첨가 효과에 의한 냉간 가공성의 향상을 개시하고 있으나, 그 열연 조건은 β역으로 가열은 하지만, 압연은 α＋β역에서 실시하고 있어서, 냉간 가공성의 향상은 T-texture와 같은 집합 조직에 의한 것은 아니다.

비특허 문헌 1에는, 순티타늄에 있어서 β역으로 가열하고 나서, α역에서 시종, 일방향 압연을 실시하면, T-texture에 유사한 집합 조직이 형성되는 것이 개시되어 있으나, 이 순티타늄과 관련된 압연은 α역에서 압연을 개시하는 등, 본 발명과는 다른 압연이며, 또한, 열연 중의 균열 등의 억제에 대하여는 개시되어 있지 않다.

특허 문헌 9에는, β역에서 순티타늄의 열간 압연을 개시하는 기술이 개시되어 있지만, 이것은 결정립을 미세화하여, 주름이나 스크래치의 발생을 방지하는 기술이며, 집합 조직의 평가나 열연 중의 균열의 억제에 대하여는 개시되어 있지 않다.

또한, 본 발명은 질량%로, Fe를 0.8 내지 1.5%, 그리고, Al를 4.8 내지 5.5% 함유하고, 또한, O 및 N를 규정량 함유하는 α＋β형 합금을 대상으로 하는 것으로, 순티타늄, 또는 순티타늄에 가까운 티타늄 합금에 관한 기술과는 실질적으로 다른 것이다.

특허 문헌 10에는 골프 클럽 헤드용의 Ti－Fe－Al－O계의 α＋β형 티타늄 합금이 개시되어 있으나, 이 티타늄 합금은 주조용의 티타늄 합금으로, 본 발명의 티타늄 합금과는 실질적으로 다른 것이다. 특허 문헌 11에는 Fe 및 Al를 함유한 α＋β형 티타늄 합금이 개시되어 있으나, 집합 조직의 평가나 열연 중의 균열의 억제에 대하여는 개시되어 있지 않다. 본 발명과 기술적으로 크게 다르다.

특허 문헌 12에는 본 발명과 성분 조성이 유사한 골프 클럽 헤드용의 티타늄 합금이 개시되어 있으나, 최종적인 마무리 열처리에 의하여 영률을 제어하는 것을 특징으로 하는 것이고, 열연 조건, 열연 판 코일의 취급성, 집합 조직에 대하여는 개시되어 있지 않다.

따라서, 특허 문헌 10 내지 12에 개시된 기술은 본 발명과 목적 및 특징의 점에서 다른 것이다.

전술한 바와 같이, 본 발명자들은 상기 과제를 해결할 수 있도록, 티타늄 합금 코일에 냉간 교정을 실시할 때의 되감기 공정에서의 취급성에 미치는 열연 집합 조직의 영향을 자세하게 조사한 결과, T-texture를 안정화시킴으로써, 열연판 코일에 있어서, TD 방향으로 균열이 진전하기 어려워져서, 판 파단이 일어나기 어려워지는 것 및 RD 방향의 연성이나 굽힘 특성이 개선되기 때문에, 코일 되감기시의 취급성이 개선되는 것을 밝혀내었다.

본 발명은 이 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하에, 본 발명에 대하여, 상세하게 설명한다.

본 발명의 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판 (이하「본 발명 열연판」이라 하는 경우가 있다.)로 규정한 티타늄 α상의 결정 방위과 존재 비율을 한정한 이유를 설명한다.

α＋β형 티타늄 합금에 있어서, 냉간 교정 등의 코일 되감기 공정에 있어서의 TD 방향으로의 균열 전파의 억제는 T-texture가 강하게 발달한 경우에 발휘된다. 본 발명자들은 T-texture를 발달시키는 합금 설계 및 집합 조직 형성 조건에 대하여 예의 연구를 진행시켜, 이하와 같이 해결하였다.

먼저, 집합 조직의 발달 정도를, X선 회절법에 의하여 얻는 α상 (0001) 면에 평행한 결정면으로부터의 반사인 X선 (0002) 반사 상대 강도의 비를 이용하여 평가하였다.

도 3에, α상 (0001) 면의 집적 방위를 나타내는 (0001) 극점도의 예를 나타낸다. (0001) 극점도는 T-texture의 전형적인 예이며, (0001) 면 법선 축인 c축 방위가 강하고 TD 방향으로 배향하고 있다.

도 3으로부터 α상의 (0001) 결정면은 ND축과 RD축을 포함하는 면에 강하게 배향하고 있는 것을 알 수 있다.

이와 같은 (0001) 극점도에 있어서, c축 방위와 ND 방향이 이루는 θ가 0도 이상, 30도 이하인 결정립 (도 1(b)에 나타내는 해칭부, 참조)에 의한 X선의 α상 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XND로 하고, c축 방위와 ND 방향이 이루는 θ가 80도 이상, 100도 이하이고, 또한, Φ가 ±10도의 범위에 있는 결정립 (도 1(c)에 나타내는 해칭부 참조)에 의한 X선의 α상 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XTD로 하고, 그러한 비: XTD/XND를, 여러 가지 티타늄 합금판에 대하여 평가하였다.

이 때, 도 4에, 티타늄 α상의 (0001) 극점도에 있어서, 도 1(b) 및 도 1(c)에 나타내는 해칭부에 대응하는 영역을 나타낸다.

C축 방위를 (θ, Φ)로 하고, θ가 90도보다 γ도만큼 큰 경우, 그 방위는 (90-γ, Φ+180)과 등가이다. 즉, θ가 90도 보다 큰 영역을 포함하는, 도 1(c)에 나타내는 해칭부는 도 4에 나타내는 티타늄 α상의 (0001) 극점도에 있어서, 영역 C로 나타내는 해칭부와 등가이다.

도 4는 XTD와 XND의, (0001) 극점도 상에서의 측정 위치를, 모식적으로 나타내고 있으나, XTD는 TD축의 양단을 RD축의 주위에 0 내지 10°회전시킨 영역을 ND축의 주위로 ±10°회전시킨 방위 영역에서의 최대 X선 상대 강도 피크값이고, XND는 판의 ND 축단을 RD축의 주위로 0 내지 30°회전시키고, 또한, ND축 주위에 일회전시킨 방위 영역에서의 최대 X선 상대 강도 피크값이다.

　양자의 비 (=XTD/XND)를 X선 이방성 지수라고 정의하고, 이에 의하여, T-texture의 안정도를 평가하여, 냉간 교정 등의 코일 되감기시의 TD 방향의 균열의 진전의 용이성과 관련지을 수 있다. 이 때, RD 방향으로의 변형의 용이성의 지표로서 전술한 "경도 이방성 지수"를 사용하였다. 이 값이 작을수록, RD 방향으로 변형하기 쉽고, 되감기가 용이해진다.

본 발명자들은 전술한 바와 같이, 열연판 RD 방향의 변형의 용이성을 평가하기 위하여, 열연판에서의 RD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도 (H1)와 TD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도 (H2)의 차에, TD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도 (H2)를 곱한 값, 즉, (H2-H1)·H2를, 경도 이방성 지수라고 정의하여 평가 척도로서 사용하였다.

이 때, 도 5에, X선 이방성 지수와 경도 이방성 지수의 관계를 나타낸다. X선 이방성 지수가 높아질수록, 경도 이방성 지수는 커진다. 동일한 재료를 사용하여, 되감기시의 변형 저항 및 냉연의 용이성을 조사하였더니, 경도 이방성 지수가 15000 이상이 되는 경우에, 되감기시의 열연판 RD 방향의 변형 저항은 충분히 낮아져서, 코일의 되감기성이 현격히 향상되는 것을 밝혀내었다. 그 때의 X선 이방성 지수는 4.0 이상이며, 더 좋기로는 5.0 이상이다.

이와 같은 지견에 기초하여 (0001) 극점도 상의 판 폭 방향으로부터 판의 ND 방향으로 0 내지 10°까지 기운 방위각 내 및 판의 ND 방향을 중심축으로 하여 판 폭 방향으로부터 ±10 및 ±180 회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값 XTD와, 판의 ND 방향으로부터 TD 방향으로 0 내지 30°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선을 중심축으로 하여 전체 둘레 회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값 XND의 비XTD/XND의 하한을 4.0으로 한정하였다.

다음으로, 본 발명 열연판의 성분 조성의 한정 이유를 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한 %는 질량%를 의미한다.

Fe는 β 안정화 원소 중에서 염가의 원소이므로, Fe를 첨가하여 β상을 강화한다. 냉간 교정 등의 코일 되감기시에, TD 방향으로의 균열을 연장시키는 동시에, 열연판 RD 방향의 변형 저항을 낮추고, 코일 취급성을 개선하려면 열연 집합 조직에서 강한 T-texture를 얻을 필요가 있다. 그러기 위하여는 열연 가열 온도로 안정적인 β상을 얻을 필요가 있다.

Fe는 β 안정화능이 높고, 비교적 적은 첨가량으로도 β상을 안정화할 수 있으므로, 다른 α＋β 안정화 원소에 비하여, 첨가량을 줄일 수 있다. 그러므로, Fe에 의한 실온에서의 고용 강화의 정도는 작고, 티타늄 합금은 고연성을 유지할 수 있다.

즉, 코일 취급시의 RD 방향의 변형 저항은 커지지 않기 때문에, 되감기 쉽고, 또한, TD 방향으로 균열이 전파하려고 할 때, 균열 선단에서 소성 완화가 일어나기 쉽기 때문에, 균열의 굴곡이 일어나기 쉬워진다. 이 때, 열연 온도역에서 안정적인 β상을 얻으려면, Fe를 0.8% 이상 첨가할 필요가 있다.

한편, Fe는 Ti 중에서 편석하기 쉽고, 또한, 다량으로 첨가하면, 고용 강화가 일어나고, 연성이 저하하며, 코일 취급성이 저하된다. 그러한 영향을 고려하여, Fe의 첨가량의 상한은 1.5%로 한다.

Al는 티타늄 α상의 안정화 원소이며, 높은 고용 강화능을 가지는 동시에, 염가의 첨가 원소이다. 후술하는 O, N와의 복합 첨가에 의하여, 고강도 α＋β형 티타늄 합금으로서 필요한 강도 레벨인, TD 방향으로 인장도로서 1050 MPa 이상, 더 좋기로는, 1100 MPa 이상을 얻기 위하여, 첨가량의 하한을 4.8%로 한다.

한편, 5.5%를 넘어 Al를 첨가하면, 변형 저항이 너무 높아져서, 연성이 저하하고, 판 파단이 일어나는 경우에, 균열 선단에서의 소성 완화가 충분히 일어나, TD 방향으로의 파단이 용이하게 일어나지 않는 특성을 유지할 수 없게 되는 동시에, 열간 변형 저항의 증대에 의하여 열간 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, Al의 첨가량은 5.5% 이하로 한다.

N은 α상 중에 침입형 원소로서 고용하여 고용 강화 작용을 한다. 그러나, 통상의 고농도의 N를 포함하는 스폰지 티타늄을 사용하는 방법 등에 의하여 0.030%를 넘어 첨가하면, LDI라 불리는 미용해 개재물을 생성되기 쉬워져서, 제품의 수율이 낮아지므로, N의 첨가량은 0.030%를 상한으로 한다.

O는 N와 마찬가지로, α상 중에 침입형 원소로서 고용하여 고용 강화 작용을 한다. 그리고, O와 N가 공존하는 경우, 아래 식 (1)에서 정의하는 Q값에 따라서, 강도 상승에 기여하는 것을 알 수 있다.

Q=［O］＋2.77·［N］...(1)

［O］: O의 함유량 (질량%)

［N］: N의 함유량 (질량%)

상기 식 (1)에 있어서, ［N］의 계수 2.77은 강도 상승에 기여하는 정도를 나타내는 계수이며, 많은 실험 데이터에 근거하여 경험적으로 정하였다.

Q값이 0.14 미만인 경우, 고강도 α＋β 티타늄 합금으로서 충분한 강도를 얻지 못하고, 또한, Q값이 0.38을 넘으면, 강도가 너무 상승하여, 연성이 저하하고, 판 파단이 일어나는 경우의 균열 선단에서의 소성 완화가 일어나기 어려워져서, TD 방향으로의 파단이 용이하게 일어나버린다. 따라서, Q값은 0.14를 하한으로 하고, 0.38을 상한으로 한다.

다음으로, 본 발명의 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법 (이하 「본 발명 제조 방법」이라 하는 경우가 있다. )에 대하여 설명한다. 본 발명 제조 방법은 특히, T-texture를 발달시켜, 냉간 교정 등의 코일 되감기시의 판 폭 방향으로의 균열을 진전시키기 어렵게 하고, 코일의 취급성을 개선하기 위한 제조 방법이다.

본 발명 제조 방법은 본 발명 열연판의 결정 방위 및 티타늄 합금 성분을 가진 박판의 제조 방법으로서, 열간 압연 전 가열 온도를, β 변태점 이상으로부터 β 변태점 ＋150℃ 이하, 판 두께 감소율을 80% 이상, 마무리 온도를 β 변태점 -50℃ 이하로부터 β 변태점 -250℃ 이상의 온도가 되도록, 일방향 열간 압연하는 것을 특징으로 한다.

열연 집합 조직을 강한 T-texture로 하고, 높은 재질 이방성을 확보하려면, 티타늄 합금을 β 단상역으로 가열하여 30분 이상 유지하고, 일단 β 단상 상태로 하고, 또한 β 단상역으로부터 α＋β 2상역에 걸쳐서, 판 두께 감소율 90% 이상의 대압하를 가할 필요가 있다.

β 변태 온도는 시차열 분석법에 의하여 측정할 수 있다. 미리 제조 예정인 성분 조성의 범위 내에서, Fe, Al, N 및 O의 성분 조성을 변화시킨 소재를 10종 이상, 실험실 레벨의 소량을, 진공 용해, 단조하여 제작한 시험편을 이용하여 각각 1100℃의 β 단상 영역으로부터 서냉하는 시차열분석법으로, β→α 변태 개시 온도와 변태 종료 온도를 조사해둔다.

실제의 티타늄 합금의 제조시에는 제조재의 성분 조성과 방사 온도계에 의한 온도 측정에 의하여, 그 자리에서, β 단상 영역에 있는지, α＋β 영역에 있는 지를 판정할 수 있다.

이 때, 가열 온도가 β 변태점 미만, 또는 마무리 온도가 β 변태점 -250℃ 미만인 경우, 열간 압연의 도중에 β→α상 변태가 일어나고, α상 분율이 높은 상태로 강압하가 가하여 지게 되고, β상 분율이 높은 2상 상태에서의 압하가 불충분하게 되어, T-texture가 충분히 발달하지 않는다.

또한, 마무리 온도가 β 변태점 -250℃ 이하가 되면, 급격하게 열간 변형 저항이 높아져서, 열간 가공성이 저하하므로, 가장자리 균열 등이 발생하기 쉬워지고, 수율 저하를 초래하게 된다. 이에 열간 압연시의 가열 온도의 하한은 β 변태점으로 하고, 마무리 온도의 하한은 β 변태점 -250℃ 이상으로 할 필요가 있다.

이 때의 β 단상역으로부터 α＋β 2상역에 걸친 압하율 (판 두께 감소율)이 90% 미만이면, 도입되는 가공 변형이 충분하지 않고, 변형이 판 두께 전체에 걸쳐 균일하게 도입되기 어렵기 때문에, T-texture가 충분히 발달하지 않는 경우가 있다. 따라서, 열연시의 판 두께 감소율은 90% 이상이 필요하다.

또한, 열간 압연시의 가열 온도가 β 변태점 ＋150℃을 넘으면, β 립이 급격하게 조대화한다. 이 경우, 열간 압연은 대부분 β 단상역에서 행해져 조대한 β 립이 압연 방향으로 연신하고, 그것으로부터, β→α상 변태가 일어나므로, T-texture는 발달하기 어렵다.

또한, 열연용 소재의 표면의 산화가 격렬해져서, 열간 압연 후에 열연판 표면에 주름이나 스크래치가 생기기 쉬운 등 제조 상의 문제가 생기므로, 열간 압연시의 가열 온도의 상한은 β 변태점 ＋150℃로 한다.

또한, 열간 압연시의 마무리 온도가 β 변태점 -50℃을 넘으면, 열간 압연의 대부분이 β 단상역에서 이루어지게 되고, 가공 β립으로부터의 재결정 α립 방위 집적이 충분하지 않고, T-texture가 충분히 발달하기 어렵기 때문에, 열간 압연시의 마무리 온도의 상한은 β 변태점 -50℃으로 한다.

한편, 마무리 온도가, β 변태점 -250℃ 미만이 되면, α상 분율이 높은 영역에서의 강압하의 영향이 지배적이 되어, 본 발명의 목적인 β 단상역 가열 열연에 의한 T-texture의 충분한 발달이 저해된다. 또한, 그와 같은 낮은 마무리 온도에서는 급격하게 열간 변형 저항이 높아져서 열간 가공성이 저하하고, 가장자리 균열이 발생하기 쉬워져서, 수율 저하를 초래하게 된다. 따라서, 마무리 온도는 β 변태점 -50℃ 이하로부터 β 변태점 -250℃ 이상으로 한다.

또한, 상기 조건에서의 열간 압연에서는 α＋β형 티타늄 합금의 통상의 열연 조건인 α＋β역 가열 열연에 비하여 고온이기 때문에, 판 양단의 온도 저하는 억제된다. 이렇게 하여, 판 양단에서도 양호한 열간 가공성이 유지되고, 가장자리 균열 발생이 억제된다고 하는 이점이 있다.

또한, 열간 압연 개시부터 종료까지, 일관되게 일방향으로만 압연하는 이유는 본 발명이 목적으로 하는 열연 코일을 냉간으로 교정하는 경우나 트리밍하는 경우에, TD 방향으로의 균열의 진전이 억제되는 동시에, 열연판 RD 방향의 연성 및 굽힘 특성의 향상을 얻을 수 있는 T-texture를 효율적으로 얻기 위함이다.

이와 같이 하여, 열연 코일을 냉간에서 되감기할 때에 판 파단이 일어나기 어렵고, 열연판 RD 방향의 굽힘성이나 연성이 높고 되감기 하기 쉬운 티타늄 합금 박판 코일을 얻는 것이 가능해진다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 하나의 조건례이며, 본 발명은 이 하나의 조건례에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 여러 가지 조건을 채용할 수 있다.

＜실시예 1＞

진공 아크 용해법에 의하여, 표 1에 나타내는 조성을 가진 티타늄재를 용해하고, 이것을 열간 단조하여 슬라브로 하고, 1060℃로 가열하며, 그 후, 판 두께 감소율 95%의 열간 압연에 의하여, 4 mm의 열연판으로 하였다. 열연 마무리 온도는 830℃이었다.

이 열연판을 산세정하여 산화 스케일을 제거하고, 인장 시험편을 채취하여, 인장 특성을 조사하는 동시에, X선 회절 (주식회사 리가크제 RINT 2100 사용, Cu-K α 전압 40 kV, 전류 300 mA)에 의하여 판면 방향의 집합 조직을 측정하였다.

열간 압연면으로부터 ND 방향으로부터의 α상의 (0001)면 극점도에 있어서, 도 1(b)의 해칭부로 나타내는, c축 방위와 ND 방향이 이루는 각도 θ가 30도 이하인 결정립에 의한 X선의 α상 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XND로 하고, 도 1(c)의 해칭부로 나타내는 c축 방위와 ND 방향이 이루는 각도 θ가 80도 이상, 100도 이하이며, 또한, Φ가 ±10도의 범위에 있는 결정립에 의한 X선의 α상 (0002) 반사 상대 강도 중에서 가장 강한 강도를 XTD로 하고, 그들의 비: XTD/XND를 X선 이방성 지수로 하여 집합 조직의 발달 정도를 평가하였다.

판 파단의 어려움을 평가함에 있어서, 시험편 길이 방향을 열연판 RD 방향에 채취한 샤르피 충격 시험편 (2 mmV 노치를 넣은 것. TD 방향에 노치를 형성하였다.)을 사용하고, JIS　Z2242에 준거하여, 상온에서 충격 시험을 실시하였다. 충격 시험 후의 시험편에 있어서의 파단 경로 길이 (b)와 V 노치 바닥으로부터 수직으로 내린 수선의 길이 (a)의 비 (파단 사행성 지수: b/a, 도 2, 참조)에 의하여, 판 파단의 곤란성을 평가하였다.

파단 사행성 지수가 1.20을 넘으면, TD 방향의 균열의 파단 경로는 충분히 길어져서, 그 이하의 경우에 비하여, 판 파단은 매우 발생하기 어려워진다. 파단 사행성 지수는 열연판과 연신율 (=｛(교정 후의 판 길이-교정 전의 판 길이)/교정 전의 판 길이｝·100%)을 1.5%로 하여, 냉간에서 인장 교정한 후의 판으로부터 충격 시험편을 채취하여 평가하였다.

또한, 열연판 RD 방향의 변형의 용이성의 평가는 경도 이방성 지수를 이용하여 실시하였다. 경도는 JIS　Z2244에 준거하고, 1 ㎏f 하중에 있어서의 비커스 경도로 평가하였다. 경도 이방성 지수가 15000 이상이 되면, 열연판 RD 방향의 변형 저항은 충분히 낮기 때문에, 코일 되감기성은 양호해진다. 특성을 평가한 결과를, 표 1에 모두 나타낸다.

표 1에 있어서, 시험 번호 1 및 2에, 열간 압연이고 판 폭 방향으로의 압연도 포함하는 공정에 의하여 제조한 α＋β형 티타늄 합금에 관한 결과를 나타낸다. 시험 번호 1 및 2 모두 경도 이방성 지수는 15000 미만이며, 열연판 RD 방향의 강도는 높기 때문에, 되감기시의 저항도 크고, 핸들링성은 나쁘다.

또한, 파단 사행성 지수는 1.20보다 상당히 낮고, TD 방향으로의 파단 경로는 짧아서, 판 파단은 일어나기 쉬워졌다. 이 재료들에서는 모두, XTD/XND의 값은 4.0을 밑돌고, T-texture는 발달하지 않았다.

이에 대하여, 본 발명의 제조 방법으로 제조한 본 발명의 열연판의 실시예인 시험 번호 4, 5, 8, 9, 12, 13, 16, 및 17에서는 경도 이방성 지수가 15000 이상이고, 양호한 코일 되감기성을 나타내는 동시에, 파단 사행성 지수는 1.20을 넘으며, TD 방향으로 균열이 사행하는 특성을 가지고, 판 파단하기 어려운 특성을 나타내었다. 이 때, 경도의 평가는 비커스 경도로 평가하였다.

한편, 시험 번호 3, 7, 및 11에서는 다른 소재에 비하여 강도가 낮고, 재질 이방성을 유의하지 않는 용도에 있어서의, 고강도 α＋β형 합금판 제품에 대한 TD 방향에서의 일반적인 요구 특성값인 인장 강도 1050 MPa를 달성하지 않았다.

이 중에서, 시험 번호 3에서는 Al의 첨가량이, 또한, 시험 번호 7에서는 Fe의 첨가량이, 본 발명 열연판에 있어서의 Al 및 Fe의 첨가량의 하한을 밑돌기 때문에, 판 폭 방향의 인장 강도가 낮았다. 또한, 시험 번호 11에서는 질소 및 산소의 함유량이 낮고, 산소 당량값 Q가 규정량의 하한값을 밑돌고 있었으므로, TD 방향의 인장도가 충분히 높은 레벨에 이르지 않았다.

또한, 시험 번호 6, 10 및 14에서는 X선 이방성 지수는 4.0을 웃도는 동시에, 경도 이방성 지수도 15000 이상을 만족하고 있으나, 사행성 지수가 1.20을 밑돌고 있어 TD 방향에 파단이 진전하기 쉬워졌다.

시험 번호 6, 10, 및 14에서는 각각 Al, Fe 첨가량과 Q값이, 본 발명의 상한값을 넘어 첨가되었기 때문에, 강도가 너무 올라가서 연성이 저하하고, 소성 완화에 의한 TD 방향으로의 균열의 굴곡이 일어나기 어려워졌다.

시험 번호 15는 열연판의 많은 부분에서 결함이 다발하고, 제품의 수율이 낮았기 때문에, 특성을 평가할 수 없었다. 이것은 고N를 함유하는 스폰지 티타늄을 용해용 재료로서 사용하는 통상의 방법에 의하여, N이 본 발명의 상한을 넘어 첨가되었으므로, LDI가 다발하였기 때문이다.

이상의 결과로 부터, 본 발명에 규정된 원소 함유량 및 XTD/XND을 가진 티타늄 합금 열연판은 TD 방향으로의 균열 경로가 연장되어 판 파단이 하기 어려워지는 동시에, 열연판 RD 방향의 강도가 낮아져서, 코일 되감기성이 우수하지만, 본 발명에 규정된 합금 원소량 및 XTD/XND를 벗어나면, 강한 재질 이방성과 그것에 따르는 우수한 코일 되감기성 및 판 파단의 어려움 등의 여러 특성을 만족할 수 없다.

＜실시예 2＞

표 1의 시험 번호 4, 8, 및 17의 소재를, 표 2 내지 4에 나타내는 여러 가지 조건으로 열연한 후, 산세정하여 산화 스케일을 제거하고, 그 후, 인장 특성을 조사하는 동시에, X선 회절 (가부시키가이샤 리가크제 RINT2100 사용, Cu-Kα 전압 40 kV, 전류 300 mA)에 의하여 판면 방향의 집합 조직을 측정할 때, 티타늄의 (0002) 극점 도상의 TD 방향으로부터 판의 ND 방향으로 0 내지 10°까지 기운 방위각 내 및 판의 ND 방향을 중심축으로 하여 TD 방향으로부터 ±10 회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값을 XTD, 열연판의 ND 방향으로부터 TD 방향으로 0 내지 30°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선을 중심축으로 하여 전체 둘레 회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값을 XND로 하였을 때에, 그러한 비: XTD/XND를 X선 이방성 지수로 하여 집합 조직의 발달 정도를 평가하였다.

실시예 1의 경우와 마찬가지로, 열연판 RD 방향에 채취한 샤르피 충격 시험편 (2 mmV 노치 형성. TD 방향에 노치를 형성함.)을 사용하고, JIS　Z2242에 준거하여 상온에서 충격 시험을 실시하고, 파단 경로 길이 (b)와 V 노치 바닥으로부터 수직으로 내린 수선의 길이 (a)의 비 (파단 사행성 지수: b/a, 도 2, 참조)에 의하여, 판 파단의 어려움을 평가하였다.

파단 사행성 지수가 1.20을 넘으면, 판 파단은 매우 발생하기 어려워진다. 파단 사행성 지수를, 열연판과 연신율 1.5%로 인장 교정한 후의 판으로부터 충격 시험편을 채취하고 평가하였다. 열연판 RD 방향의 변형의 용이성의 평가에는 경도 이방성 지수를 사용하였다. 경도는 JIS　Z2244에 준거하고, 1 ㎏f 하중에 있어서의 비커스 경도로 평가하였다. 경도 이방성 지수가 15000 이상이면, 코일 되감기성은 양호하다. 표 2 내지 4에, 특성을 평가한 결과를 나타낸다.

표 2, 3, 및 4에는 시험 번호 4, 8, 및 17에 나타내는 성분 조성의 열연 소둔판에 관한 평가 결과를 나타낸다. 본 발명 제조 방법으로 제조한 본 발명 열연판의 실시예인 시험 번호 18, 19, 25, 26, 32, 및 33은 15000 이상이 경도 이방성 지수를 나타내는 동시에, 1.20을 넘는 파단 사행성 지수를 나타내고, 양호한 코일 되감기성을 가지는 동시에, 판 파단하기 어려운 특성을 가지고 있다.

한편, 시험 번호 20, 27, 및 34는 파단 사행성 지수가 1.20을 밑돌고 있어 판 파단이 일어나기 쉬워졌다. 이것은 열연시의 판 두께 감소율이, 본 발명의 하한보다 낮았기 때문에, T-texture를 충분히 발달하지 못하고, TD 방향의 균열이 곧바로 판 폭 방향으로 진전하기 쉬운 상태였기 때문이다.

시험 번호 21, 22, 23, 24, 28, 29, 30, 31, 35, 36, 37, 및 38은 X선 이방성 지수가 4.0을 밑도는 동시에, 경도 이방성 지수는 15000을 밑돌아, 파단 사행성 지수도 1.20을 밑돌았다.

이 중, 시험 번호 21, 28, 및 35는 열연 전 가열 온도가 본 발명의 하한 온도 이하였기 때문에, 또한, 시험 번호 23, 30, 및 37은 열연 마무리 온도가 본 발명의 하한 온도 이하였기 때문에, 모두, β상 분율이 충분히 높은 α＋β 2상역에서의 열가공이 충분하지 않아서, T-texture를 충분히 발달할 수 없었던 예이다.

시험 번호 22, 29, 및 36은 열연전 가열 온도가 본 발명의 상한 온도를 넘었고, 또한, 시험 번호 24, 31, 및 38은 열연 마무리 온도가 본 발명의 상한 온도를 넘었기 때문에, 모두 대부분의 가공이 β 단상역의 고온측에서 이루어지게 되어, 조대 β립의 열연에 수반하는 T-texture의 미발달, 불안정화와 조대한 최종 미세 구조의 형성에 의하여, 경도 이방성 지수는 높아지지 않고, 또한, 파단 경로의 연장도 일어나지 않았던 예이다.

이상의 결과로부터, 열연 코일의 냉간 교정 등의 되감기시에, 굽힘성 등의 개선에 의한 되감기 쉬움이나, TD 방향으로의 파단의 어려움 등의 특성을 가진, 코일 취급성이 높은 α＋β형 티타늄 합금 판재를 얻기 위하여, 열연판 RD 방향의 변형 저항이 낮고, 또한, TD 방향으로의 균열이 사행하는 특성을 구비하려면, 본 발명에 나타내는 집합 조직 및 성분 조성을 가진 티타늄 합금을, 본 발명의 판 두께 감소율, 열연 가열 온도 및 마무리 온도 범위로 열연함으로써 제조할 수 있는 것을 알 수 있다.

산업상 이용 가능성

본 발명에 의하면, 냉간 교정 등의 코일 되감기시의 핸들링성이 양호한 티타늄 합금 열연판 코일 제품을 제조할 수 있다. 본 발명 제품은 골프 클럽 페이스 등의 민생품 용도나 자동차 부품 용도 등에서 폭넓게 사용할 수 있으므로, 본 발명은 산업상 이용 가능성이 높은 것이다.

1 샤르피 충격 시험편
2 노치
3 노치 바닥
a 노치 바닥으로부터 수직으로 내린 수선의 길이
b 실제의 파단 경로 길이

Claims (3)

1. 질량%로, Fe: 0.8 내지 1.5%, Al: 4.8 내지 5.5%, N: 0.030% 이하를 함유하는 동시에, 아래 식 (1)에서 정의하는 Q (%)=0.14 내지 0.38을 만족하는 범위의 O 및 N를 함유하며, 잔부 Ti 및 불가피한 불순물로 이루어지는 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판으로,
   (a) 열간 압연판의 법선 방향을 ND 방향, 열간 압연 방향을 RD 방향, 열간 압연 폭 방향을 TD 방향으로 하고, α상의 (0001) 면의 법선 방향을 c축 방위로 하여 c축 방위가 ND 방향과 이루는 각도를 θ, c축 방위와 ND 방향을 포함하는 면이 ND 방향과 TD 방향을 포함하는 면과 이루는 각도를 Φ로 하고,
   (b1) θ가 0도 이상, 30도 이하이며, 또한, Φ가 전체 둘레 (-180도 내지 180도)에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XND로 하고,
   (b2) θ가 80도 이상, 100도 미만이며, 또한, Φ가 ±10도에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XTD로 하고,
   (c) XTD/XND가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판.
   Q (%)=［O］＋ 2.77·［N］...(1)
   ［O］: O의 함유량 (질량%)
   ［N］: N의 함유량 (질량%)
2. 제1항에 있어서, (d) 상기 열간 압연판의 RD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도를 H1로 하고, TD 방향에 수직인 단면의 비커스 경도를 H2로 하여, (H2－H1)·H2로 표시하는 경도 이방성 지수가 15000 이상이고, 또한, (e) 상기 열간 압연판으로부터 채취한, RD 방향이 시험편 길이 방향이며, 깊이 2 mm의 노치를 TD 방향에 형성한 샤르피 시험편에 있어서, 노치 바닥으로부터 대항면에 수직에 내린 수선의 길이를 a, 시험 후에 실제로 전파한 균열의 길이를 b로 하여 b/a로 표시하는 파단 사행성 지수가 1.20 이상인 것을 특징으로 하는 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판.
3. 제1항 또는 제2항에 기재된 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법에 있어서, α＋β형 티타늄 합금을 열간 압연할 때, 열간 압연 전에, 이 티타늄 합금을 β 변태점 이상, β 변태점 ＋150℃ 이하로 가열하고, 열연 마무리 온도를 β 변태점 -50℃ 이하, β 변태점 -250℃ 이상으로 하며, 아래 식에서 정의하는 판 두께 감소율 90% 이상에서, 일방향 열간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법.
   판 두께 감소율 (%)=｛(열연 전의 판 두께-열연 후의 판 두께)/열연 전의 판 두께｝·100

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