KR20130122650A

KR20130122650A - 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금판과 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130122650A
Application number: KR1020137018351A
Authority: KR
Inventors: 아키라 가와카미; 히데키 후지이
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-02-24
Filing date: 2012-02-24
Publication date: 2013-11-07
Anticipated expiration: 2032-02-24
Also published as: CN103392019A; US20130327449A1; WO2012115242A1; JPWO2012115242A1; JP5182452B2; TW201244844A; KR101582271B1; TWI551367B; US9624566B2; CN103392019B

Abstract

α＋β형 티타늄 합금 열연판으로서, (a) ND (열간 압연판의 법선) 방향, RD (열간 압연) 방향, TD (열간 압연 폭) 방향으로 하고, 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 전주 (-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, XTD (φ가 ±10도에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도)로 하고 (c) XTD/XND가 5.0 이상인, 냉연시에 판 폭 방향으로의 균열이 진전하기 어렵고, 냉연하기 쉬운 등, 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 티타늄 합금 열연판.

Description

냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금판과 그 제조 방법{α+β TYPE TITANIUM ALLOY SHEET WITH EXCELLENT COLD ROLLING PROPERTIES AND COLD HANDLING PROPERTIES, AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은 냉연 중 또는 냉간 후의 코일에서 판 폭 방향으로의 균열이 진전하기 어렵고, 냉연시의 변형 저항이 낮은 등의 제조성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금판과 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 사용되게 되었다.

또한, 향후, 경량화가 중요시되는 자동차용 부품, 또는 내식성과 비강도가 요구되는 지열 우물 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 수요는 높다.

α＋β형 티타늄 합금으로서는, Ti-6%Al-4%V (%는 질량%, 이하도 마찬가지)가 가장 폭 넓게 사용되고 있고, 대표적인 합금이지만, 고강도·저연성 때문에 냉간 압연은 불가하여, 일반적으로 열간에서의 시트 압연 또는 팩 압연으로 제조되고 있다. 그러나, 열간에서의 시트 압연 또는 팩 압연으로는 정밀한 판 두께 정밀도를 달성하는 것은 곤란하며, 이 제조 공정들에서는 제품의 수율이 낮고, 고품질의 박판 제품을 염가로 제조하는 것은 곤란하였다.

이에 대하여, 냉연 스트립의 제조가 가능한 α＋β형 티타늄 합금이 몇 가지 제안되어 있다.

특허 문헌 1 및 2에는 Fe, O, N을 주요 첨가 원소로 하는 저합금계 α＋β형 티타늄 합금이 제안되어 있다. 이 티타늄 열연 합금은 β 안정화 원소로서 Fe를 첨가하고, α 안정화 원소로서 O, N이라는 염가의 원소를 적정한 범위 및 밸런스로 첨가하여, 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 Al을 첨가하고, 또한, 강도 상승에 효과가 있지만, 냉연성을 해치지 않는 Si나 C를 첨가하여, 냉간 압연을 가능하게 하는 기술이 개시되어 있다. 특허 문헌 4 내지 8에는 Fe, O를 첨가하고, 결정 방위, 또는 결정립경 등을 제어하여, 기계 특성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 실제로는 α＋β형 티타늄 합금 코일을 냉연할 때, 어느 정도 이상의 압하율까지 냉연하면, 가장자리 균열이라는, 판 양에지부에 판 폭 방향에 따른 균열이 발생하고, 경우에 따라서는 판 파단이 일어나는 문제가 있었다.

냉연 중 또는 냉연 후에 코일 되감기를 실시하는 와중에 판 파단이 일어나면, 파단한 판을 제조 라인으로부터 제거하여야 하지만, 이 제거를 하기 위하여 시간이 걸리는 등의 이유로 제조가 저해되어 생산 능률이 저하된다. 또한, 상기 판 파단시의 충격으로 인하여, 판 자체나, 파단한 판의 파편이 갑자기 날아오는 등의 안전상의 문제도 있다.

또한, 판 파단이 일어난 부분의 근방에서는 판의 변형이 심하고, 그 부분은 제품으로서 사용할 수 없게 되어 버리는 경우가 많다. 그 결과, 수율이 저하되는 동시에, 코일 단질(單質)이 작아져서, 제조 능률 및 수율이 더욱 저하되어 버린다.

또한, 합금의 고강도화를 도모하기 위하여, 합금 원소가 첨가되어 있으므로, 실온에서의 변형 저항이 높고, 냉연에 의하여 판 두께를 감소시키는데 높은 부하가 필요하게 된다. 특히, α＋β형 티타늄 합금에 있어서, 냉연용 소재가 티타늄 α상의 저면이 판면 법선 방향에 가까운 방향으로 배향하는 열연 집합 조직 (「Basal-texture」라는 집합 조직으로, 이하 「B-texture」라고 한다)을 가지면, 판 두께 방향으로의 변형이 곤란해진다.

그와 같은 경우, 1회의 냉연으로 높은 판 두께 감소율 (%) (=｛(냉연 전의 판 두께-냉연 후의 판 두께)/냉연 전의 판 두께｝·100)을 확보하는 것은 곤란하고, 최종 제품의 판 두께에 따라서는 1회 내지 복수 회의 중간 소둔을 넣으면서 냉연하지 않을 수 없다. 결국은 냉연의 횟수를 많게 하지 않을 수 없게 되어, 생산 능률의 저하를 초래하게 된다.

특허 문헌 9에는 순티타늄에 있어서, 결정립을 미세화하여, 주름이나 스크래치의 발생을 방지하기 위하여, 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 Ti-Fe-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, 이와 같은 기술은 냉연 중 및 냉연 후의 코일에 있어서, 판 폭 방향으로의 균열의 진전을 억제하고, 또한 냉연시에 있어서의 변형 저항을 작게 하는 것은 아니다.

그러므로, 냉연 중 및 냉연 후의 코일에 있어서, 판 폭 방향으로의 균열이 진전하기 어렵고, 또한 냉연시에 있어서의 변형 저항이 낮은 등, 취급성이 좋은 α＋β형 티타늄 합금판이 요망되고 있다.

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 합금판의 제조에 있어서, 냉연 중 또는 냉연 후에 가장자리 균열이 진전하여 생기는 판 파단의 발생을 억제하는 동시에, 냉연 중의 판 두께 감소율(%)을 높게 유지하는 것을 과제로 하고, 이 과제를 해결하는 α＋β형 티타늄 합금판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위하여, 연성에 크게 영향을 주는 열연 집합 조직에 주목하고, α＋β형 티타늄 합금판에 있어서의 판 폭 방향으로의 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 안정화하면, 냉연 중 또는 냉연 후의 코일에 있어서, 판 폭 방향으로의 균열이 진전하기 어려워져서, 판 파단이 일어나기 어려워진다.

(y) T-texture를 안정화하면, 냉연시의 변형 저항이 저하하고, 길이 방향의 연성이 향상되므로, 코일을 냉간에서 되감기 할 때의 취급성이 향상한다.

또한, 이상의 지견에 대하여는 다음에 상세하게 설명한다.

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

(1) 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 φ라 하고,

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

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

(c) XTD/XND가 5.0 이상인 것을 특징으로 하는 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금 열연판.

(2) 상기 α＋β형 티타늄 합금 열연판이 질량%로 Fe: 0.8 내지 1.5%, N: 0.020% 이하를 함유하는 동시에, 아래 식 (1)에서 정의하는 Q (%)=0.34 내지 0.55를 만족하는 범위의 O, N, 및 Fe를 함유하고, 잔부 Ti 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금 열연판.

Q (%)=［O］＋2.77·［N］＋0.1·［Fe］ ··· (1)

［O］: O의 함유량 (질량%)

［N］: N의 함유량 (질량%)

［Fe］: Fe의 함유량 (질량%)

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법에 있어서, α＋β형 티타늄 합금을 열간 압연할 때, 열간 압연 전에, β 변태점 ＋20℃ 이상, β 변태점 ＋150℃ 이하로 가열하고, 열연 마무리 온도를, β 변태점 -50℃ 이하, β 변태점 -200℃ 이상으로 하여 아래 식에서 정의하는 판 두께 감소율이 90% 이상, 더 좋기로는, 91.5% 이상이 되도록, 일방향 열간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법.

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

본 발명에 의하면, 냉연 중이나, 냉연 후의 코일 되감기 공정 등에서, 가장자리 균열이 진전하여 생기는 판 파단이 일어나기 어려워지는 동시에, 냉연 중의 변형 저항이 작고, 판 두께 감소율을 높게 유지할 수 있는 α＋β형 티타늄 합금판을 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 전주 (-180도 내지 180도)에 들어가는 결정립(해칭부)을 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 α상 (0002)면의 집적 방위를 나타내는 (0002) 극점도의 예를 나타내는 도면이다.
도 3은 티타늄 α상의 (0002) 극점도에 있어서의 XTD와 XND의 측정 위치를 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 4는 X선 이방성 지수와 경도 이방성 지수의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5는 샤르피 충격 시험편에 있어서의 파단 경로를 나타내는 도면이다.

전술한 바와 같이, 상기 과제를 해결하기 위하여, 연성에 크게 영향을 주는 열연 집합 조직에 주목하고, α＋β형 티타늄 합금판에 있어서의 판 폭 방향으로의 균열의 진전과 열연 집합 조직의 관계에 대하여 예의 조사하였다. 그 결과, 상기 지견 (x) 및 지견 (y)을 얻기에 이르렀다. 이하, 상세하게 설명한다.

먼저, 도 1(a)에 결정 방위와 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 하고 c축 방위가 ND 방향과 이루는 각도를 θ, c축 방위와 ND 방향을 포함하는 면이 ND 방향과 TD 방향을 포함하는 면과 이루는 각도를 φ로 한다.

본 발명자들의 조사의 결과, 결정 구조가 육방 세밀 충전 구조(이하 「HCP」라고 하는 경우가 있다)인 티타늄 α상의 육각 저면 ((0001)면)이 판 폭 방향으로 강하게 배향하는 열연 집합 조직(T-texture)을 가지는 경우, 판 폭 방향으로 전파하고자 하는 균열이 도중에서부터 굴곡하는 경향이 있는 것이 판명되었다.

즉, T-texture를 가진 α＋β형 티타늄 합금에서는 HCP의 저면은 판 폭 방향에 평행한 방향, 또는 그 근방의 방위에서 강하게 배향하지만, 이 때, 판 폭 방향에 따라서 균열이 진전하려고 하면, 균열 선단에서 소성 완화가 일어나 균열의 전파 방향은 판 폭 방향으로부터 판 길이 방향에 가까운 방향으로 변화하는 것이 판명되었다.

특히, T-texture를 가진 동시에, 연성이 있는 α＋β형 티타늄 합금에서는 균열 선단에서의 소성 완화에 의하여, 판 폭 방향의 균열이 판 길이 방향으로 굴곡하는 현상이 발현하기 쉽다. 이와 같이 하여, 냉연 중이나, 냉연 후의 코일에 연속 소둔 등을 실시할 때에, 어떠한 원인에 의하여 생긴 가장자리 균열 등을 기점으로 하여 균열이 판 폭 방향으로 전파하려고 하여도, T-texture를 가진 판에서는 균열은 판 길이 방향으로 굴곡하기 쉬워진다.

이에 따라, T-texture를 가지지 않고, 판 폭 방향으로의 균열의 굴곡이 일어나기 어려운 경우에 비하여, 파단 경로가 연장되기 때문에, 판 파단이 일어나기 어려워진다. 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.

본 발명자들은 HCP 저면의 판 폭 방향으로의 집적도와, 판 폭 방향으로 전파하고자 하는 균열의 굴곡도 비교 평가를 함으로써, T-texture가 안정화할수록, 균열이 판 폭 방향으로 곧게 전파하고자 하는 현상이 일어나기 어려워지는 것을 밝혀내었다.

이것은 T-texture의 안정화에 따라, HCP 저면이 판 폭 방향으로 더 강하게 배향하기 때문에, 균열은 판 길이 방향으로 우회하는 경향이 높아져서, 판 폭 방향을 따라서 발생한 균열은 판 길이 방향으로 굴곡하여, 파단 경로가 더 길어지기 때문이다.

균열의 판 폭 방향으로의 전파의 곤란성은 합금판의 압연 방향을 시험편의 길이 방향으로 하여 제작한 샤르피 충격 시험편에, V 노치를 판 폭 방향에 상당하는 방향으로 형성하고, 실온에서 샤르피 충격 시험을 실시하며, 노치 바닥으로부터 진전하는 균열의 길이로 평가할 수 있다.

도 5에, 샤르피 충격 시험편에 있어서의 파단 경로를 나타낸다. 도 5에 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 경우, 더 좋기로는 1.25를 초과하는 경우에는 판 폭 방향으로의 파단은 일어나기 어렵다.

또한, 시험편을 전파하는 균열은 특정의 일방향으로 진행된다고 한정할 수는 없고, 지그재그로 굴곡하면서 진행되는 경우도 있다. 어느 경우에도, b는 파단 경로 전체의 길이를 나타내는 것으로 한다.

또한, T-texture를 안정화시키면, 판 길이 방향의 강도가 저하하여 냉연이 용이해져서, 판 두께 감소율을 높게 할 수 있다. 이것은 T-texture를 강화하였을 경우에, 냉연 중의 소성 변형 거동의 특징으로서 주미끄러짐계 내의, 주면 미끄러짐이 활발해지기 때문인데, 그 변형의 진행과 함께 판 두께는 감소한다. 이 미끄러짐계에 의한 변형 중의 가공 경화 지수의 상승은 다른 미끄러짐계에 비하여 작기 때문에, 변형 저항의 증가는 급격하게 일어나지는 않는다.

판면 내의 강도 이방성과 집합 조직의 관계에 대하여는 비특허 문헌 1에, 순티타늄의 예에서, B-texture에 비하여 T-texture에서는 항복 강도의 이방성이 크다고 기재되어 있다. 순티타늄의 경우, B-texture와 T-texture에 있어서, 판 폭 방향의 항복 강도는 크게 다르지만, 판 길이 방향의 항복 강도는 거의 변하지 않는다.

그러나, α＋β형 티타늄 합금의 경우, T-texture를 안정화하면, 순티타늄의 경우보다, 길이 방향의 강도는 저하된다. 이것은 실온 부근에서 티타늄을 냉간 가공(예를 들면, 냉연)하면, 주미끄러짐면은 저면 내에 한정되는 것과, 순티타늄의 경우, 미끄러짐 변형에 추가하여 HCP의 c축에 가까운 방향을 쌍정 방향으로 하는 쌍정 변형도 일어나기 때문에, 순티타늄의 소성 이방성은 티타늄 합금에 비하여 작은 것에 기인한다.

O나 Al 등을 포함하는 α＋β형 티타늄 합금의 경우, 순티타늄의 경우와 달리, 쌍정 변형이 억제되고, 미끄러짐 변형이 지배적이 되므로, 집합 조직의 형성에 따라, 저면이 있는 방향으로 배향하고, 판면 내에서의 재질 이방성이 더 조장된다.

이와 같이, α＋β형 티타늄 합금에 있어서는 T-texture를 안정화함으로써, 길이 방향의 강도가 저하하여 연성이 향상하므로, α＋β형 티타늄 합금판의 취급성이 개선되는 것을, 본 발명자들은 밝혀내었다.

또한, 본 발명자들은 α＋β형 티타늄 합금에 있어서, 강한 T-texture를 얻을 수 있는 열연 가열 온도는 β 단상역에 있어서의 특정의 온도역에 있는 것 및 열연 개시 온도를 β 단상역으로 하면, 강한 T-texture를 형성하는 점에서, 더 효과적인 것을 밝혀내었다.

이 온도역은 α＋β형 티타늄 합금의 통상의 열연 온도(α＋β 2상역 가열 열연 온도)에 비하여 높기 때문에, 양호한 열간 가공성이 유지되는 동시에, 열연 중의 양에지부에서의 온도 저하는 작아져서, 가장자리 균열이 발생하기 어려워지는 효과도 있다.

이와 같이, 본 발명에 있어서는, 열연 코일에서의 가장자리 균열의 발생이 억제되므로, 냉연용의 소재를 준비하기 위하여, 양단부로부터 가장자리 균열 부분을 절제(트리밍)할 때에, 절제하는 양이 적어도 되므로, 수율 저하가 억제된다고 하는 이점도 있다.

또한, 본 발명자들은 염가의 원소인 Fe의 함유량 및 Fe, O, 및 N의 함유량을 아래 식 (1)에 기초하여 조정함으로써, 강도를 유지하면서, T-texture를 용이하게 만들어넣을 수 있는 것을 밝혀내었다. 성분 조성 및 아래 식 (1)에 대하여는 후술한다.

Q=［O］＋2.77·［N］＋0.1·［Fe］ ··· (1)

특허 문헌 3에는 전술한 바와 같이, Si나 C의 첨가 효과에 의한 냉간 가공성의 향상이 개시되어 있지만, 그 열연 조건은 β역으로 가열은 하지만, 압연은 α＋β역에서 실시하고 있고, 냉간 가공성의 향상은 T-texture와 같은 집합 조직에 의한 것은 아니다.

비특허 문헌 1에는 순티타늄을 β 온도역으로 가열하고 나서, T-texture에 유사한 집합 조직을 형성하는 것이 개시되어 있지만, 순티타늄이기 때문에, 본 발명의 제조 방법과는 달리, α 온도역에서 압연을 개시하고 있다. 또한, 비특허문헌 1에 열연 중의 균열의 억제 효과는 기재되어 있지 않다.

특허 문헌 9에는 마찬가지로 순티타늄의 열간 압연을 β 온도역에서 개시하는 기술이 개시되어 있으나, 이 기술은 결정립을 미세화하여 주름이나 스크래치의 발생을 방지하는 것을 목적으로 하는 것이고, 이 목적은 본 발명의 목적과는 크게 다르며, 또한 집합 조직의 평가나 균열의 억제에 대하여는 개시되어 있지 않다.

본 발명은 Fe를 0.5 내지 1.5 질량% 포함하며, 또한, Fe, O, 및 N을 규정량 함유하는 α＋β형 티타늄 합금을 대상으로 하고 있으므로, 순티타늄, 또는 순티타늄에 가까운 티타늄 합금에 관한 기술과는 기술적으로 크게 다른 것이다.

특허 문헌 10에는 골프 클럽 헤드용의 Ti－Fe－Al－O계의 α＋β형 티타늄 합금이 개시되어 있으나, 이 티타늄 합금은 주조용의 티타늄 합금이어서, 본 발명의 티타늄 합금과는 실질적으로 다른 것이다. 특허 문헌 11에는 Fe 및 Al을 함유한 α＋β형 티타늄 합금이 개시되어 있으나, 집합 조직의 평가나 균열의 억제에 대하여는 개시되어 있지 않은데, 이 점에서 본 발명과는 기술적으로 크게 다른 것이다.

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

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

전술한 바와 같이, 본 발명자들은 티타늄 합금 코일의 냉간성에 미치는 열연 집합 조직의 영향을 자세하게 조사한 결과, T-texture를 안정화시킴으로써, 냉연 중 또는 냉연 후의 코일에 있어서, 판 폭 방향으로 균열이 진전하기 어려워져서, 판 파단이 일어나기 어려워지는 것 및 냉연시의 변형 저항이 낮고, 길이 방향의 연성이 개선되기 때문에, 코일 되감기시의 취급성이 개선되는 것을 밝혀내었다. 본 발명은 이 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하에 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.

본 발명의 α＋β형 티타늄 합금 열연판(이하,「본 발명의 열연판」이라 하는 경우가 있다)에 있어서, 티타늄 α상의 집합 조직을 한정한 이유를 설명한다.

α＋β형 티타늄 합금에 있어서, 냉연 중 또는 냉연판에서의 균열이 판 폭 방향으로 전파하여 생기는 판 파단의 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 얻을 수 있는 α상 저면 ((0001)면)으로부터의 반사인 X선 (0002) 반사 상대 강도의 비를 이용하여 평가하였다.

도 2에, α상 저면 ((0001)면)의 집적 방위를 나타내는 (0002) 극점도의 예를 나타낸다. 이 (0002) 극점도는 T-texture의 전형적인 예이다. 도 2로부터, α상 저면 ((0001)면)이 판 폭 방향으로 강하게 배향하고 있는 것을 알 수 있다.

이와 같은 (0002) 극점도에 있어서, 판 폭 방향에 가까운 방위의 X선 상대 강도 피크값(XTD)과 판면 법선 방향에 가까운 방위의 X선 상대 강도 피크값(XND)의 비(=XTD/XND)를 여러 가지 티타늄 합금판에 대하여 평가하였다.

도 3에, (0002) 극점도에 있어서의 XTD와 XND의 측정 위치를 모식적으로 나타낸다. 압연 판면의 집합 조직을 측정하였을 때, XTD는 판면 방향의 집합 조직을 X선에 의하여 해석하였을 경우에, (a) 티타늄의 (0002) 극점도 상의 판 폭 방향으로부터 판의 법선 방향으로 0 내지 10°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선 방향을 중심축으로 하여 판 폭 방향으로부터 ±10°회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값이고, (b) XND는 판의 법선 방향으로부터 판 폭 방향으로 0 내지 30°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선을 중심축으로 하여 전주 회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값이다.

양자의 비(=XTD/XND)를 X선 이방성 지수라고 정의하고, 이에 의하여, T-texture의 안정도를 평가하여, 냉연의 용이성과 관련지을 수 있다. 이 때, 냉연의 용이성의 지표로서 TD 방향에 수직인 단면의 경도를 RD 방향에 수직인 단면의 경도로 나눈 값(경도 이방성 지수)을 사용하였다. 이 값이 작을수록, 판 길이 방향으로 변형하기 어려워지며, 즉, 냉연하기 어려워진다.

도 4에, X선 이방성 지수와 경도 이방성 지수의 관계를 나타낸다. X선 이방성 지수가 높아질수록, 경도 이방성 지수는 커진다. 동일한 재료를 사용하여, 냉연시의 변형 저항 및 냉연의 용이성을 조사하였더니, 경도 이방성 지수가 0.85 이상이 되는 경우에, 냉연시의 판 두께 방향의 변형 저항은 충분히 낮아져서, 냉연성이 현격히 향상되는 것을 밝혀내었다. 그 때의 X선 이방성 지수는 5.0 이상, 더 좋기로는 7.0 이상이다.

이와 같은 지견에 기초하여 (0002) 극점도 상의 판 폭 방향으로부터 판의 법선 방향으로 0 내지 10°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선 방향을 중심축으로 하여, 판 폭 방향으로부터 ±10°회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값 XTD와, 판의 법선 방향으로부터 판 폭 방향으로 0 내지 30°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선을 중심 축으로 하여 전주 회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값 XND의 비 XTD/XND의 하한을 5.0으로 한정하였다.

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

Fe는 β상 안정화 원소 중에서 염가의 원소이므로, Fe를 첨가하여 β상을 고용 강화한다. 냉연성을 개선하려면 열연 집합 조직에서 강한 T-texture를 얻을 필요가 있다. 그러기 위하여는 열연 가열 온도에서 안정적인 β상을 적정한 체적비로 얻을 필요가 있다.

Fe는 다른 β 안정화 원소에 비하여, β 안정화능이 높고, 비교적 적은 첨가량으로도 β상을 안정화할 수 있기 때문에, 다른 β 안정화 원소에 비하여 첨가량을 줄일 수 있다. 그러므로, Fe에 의한 실온에서의 고용 강화의 정도는 작고, 티타늄 합금은 고연성을 유지할 수 있으며, 그 결과 냉연성을 확보할 수 있다. 그리고, 열연 온도역에서 안정적인 β상을, 적정한 체적비로 얻으려면 Fe를 0.8% 이상 첨가할 필요가 있다.

한편, Fe는 Ti 중에서 편석하기 쉽고, 또한, 다량으로 첨가하면, 고용 강화가 일어나서 연성이 저하하고, 냉연성이 저하된다. 그러한 영향을 고려하여, Fe의 첨가량의 상한은 1.5%로 한다.

N는 α상 중에 침입형 원소로서 고용하여, 고용 강화 작용을 한다. 그러나, 고농도의 N를 함유하는 스폰지 티타늄을 사용하는 등의 통상의 방법에 의하여, 0.020%를 넘어 첨가하면, LDI라고 하는 미용해 개재물이 생성되기 쉬워서, 제품의 수율이 저하하므로, N의 첨가량은 0.020%를 상한으로 한다.

O는 N과 마찬가지로, α상 중에 침입형 원소로서 고용하여, 고용 강화 작용을 한다. 그리고, 고용 강화 작용을 하는 Fe, O, 및 N이 공존하는 경우, Fe, O, 및 N은 아래 식 (1)에서 정의하는 Q값에 따라서, 강도 상승에 기여하는 것을 알 수 있다.

Q=［O］＋2.77·［N］＋0.1·［Fe］ ··· (1)

［O］: O의 함유량 (질량%)

［N］: N의 함유량 (질량%)

［Fe］: Fe의 함유량 (질량%)

상기 식 (1)에 있어서, ［N］의 계수 2.77 및 ［Fe］의 계수 0.1은 강도 상승에 기여하는 정도를 나타내는 계수이고, 많은 실험 데이터에 기초하여 경험적으로 정한 값이다.

Q값이 0.34 미만인 경우, 일반적으로, α＋β형 티타늄 합금에 요구되는 인장강도 700 MPa 정도 이상의 강도를 얻지 못하고, 한편, Q값이 0.55를 넘으면, 강도가 너무 상승하여 연성이 저하하고, 냉연성이 약간 저하된다. 따라서, Q값은 0.34를 하한으로 하고, 0.55를 상한으로 한다.

또한, 본 발명 열연판과 유사한 성분 조성의 티타늄 합금이 특허 문헌 4에 개시되어 있으나, 이 티타늄 합금은 주로 냉간에서의 장출 성형성을 개선하기 위하여, 재질 이방성을 극도로 저감하는 것을 목적으로 하는 점(본 발명의 합금 판에서는 T-texture를 형성하고, 높은 재질 이방성을 확보하고 있다) 및 본 발명 열연판에 비하여, O량이 낮고, 또한, 강도 레벨도 낮은 점에 있어서, 본 발명과는 실질적으로 다른 것이다.

다음으로, 본 발명의 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 냉연성을 개선하기 위한 제조 방법이다.

본 발명 제조 방법은 본 발명 열연판의 결정 방향 및 티타늄 합금 성분을 가지는 박판의 제조 방법으로서, 열간 압연 전의 가열 온도를, β 변태점 ＋20℃ 이상으로부터 β 변태점 ＋150℃ 이하로 하고, 마무리 온도를 β 변태점 -50℃ 이하로부터 β 변태점 -250℃ 이상의 온도로 하여 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, 좋기로는, 아래 식에서 정의하는 판 두께 감소율이 90% 이상인 대압하(大壓下)를 가하는 것이 필요하다.

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

β 변태 온도는 시차열 분석법에 의하여 측정할 수 있다. 미리 제조할 예정인 성분 조성의 범위 내에서 Fe, N, 및 O의 성분 조성을 변화시킨 소재를 10종 이상, 실험실 레벨의 소량을, 진공 용해, 단조하여 제작한 시험편을 사용하여 각각 1100℃의 β 단상 영역으로부터 서랭하는 시차열 분석법으로, β→α 변태 개시 온도와 변태 종료 온도를 조사하여 둔다.

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

이 때, 가열 온도가 β 변태점 ＋20℃ 미만, 또는 추가로 마무리 온도가 β 변태점 -200℃ 미만인 경우, 열간 압연의 도중에 β→α상 변태가 일어나, α상 분율이 높은 상태에서 강압하가 가하여지게 되어, β상분율이 높은 2상 상태에서의 압하가 불충분하게 되어, T-texture가 충분히 발달하지 않는다.

또한, 마무리 온도가 β 변태점 -200℃ 미만이 되면, 급격하게, 열간 변형 저항이 높아져서, 열간 가공성이 저하하므로, 가장자리 균열 등이 많이 발생하여, 수율 저하를 초래하게 된다. 이에 열간 압연시의 가열 온도의 하한은 β 변태점 ＋20℃로 하고, 마무리 온도의 하한은 β 변태점 -200℃ 이상으로 할 필요가 있다.

이 때의 β 단상역으로부터 α＋β 2상역에 걸친 압하율(판 두께 감소율)은 90% 미만이면, 도입되는 가공 변형이 충분하지 않아서, 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℃를 넘으면, β립이 급격하게 조대화한다. 이 경우, 열간 압연은 대부분 β 단상역에서 일어나서 조대한 β립이 압연 방향으로 연신하고, 그것으로부터 β→α상 변태가 일어나므로, T-texture는 발달하기 어렵다.

또한, 열연용 소재의 표면 산화가 심해져서, 열간 압연 후에 열연판 표면에 주름이나 스크래치를 발생시키기 쉬운 등 제조상의 문제가 생긴다. 그러므로, 열간 압연시의 가열 온도의 상한은 β 변태점 ＋150℃로 하고, 하한은 β 변태점 ＋20℃로 한다.

또한, 열간 압연시의 마무리 온도가 β 변태점 -50℃를 넘으면, 열간 압연의 대부분이 β 단상역에서 이루어지게 되어, 가공 β립으로부터의 재결정 α립의 방위 집적이 충분하지 않고, T-texture가 충분히 발달하기 어렵다. 그러므로, 열간 압연시의 마무리 온도의 상한은 β 변태점 -50℃로 한다.

한편, 마무리 온도가, β 변태점 -250℃ 미만이 되면, α상분율이 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. 이와 같이 하여, 판 양단에서도 양호한 열간 가공성이 유지되어, 가장자리 균열 발생이 억제된다고 하는 이점이 있다.

또한, 열간 압연 개시로부터 종료까지 일관되게 일방향으로만 압연하는 이유는, 본 발명이 목적으로 하는 냉연시 또는 냉연 후의 코일에서 판 폭 방향으로의 균열의 진전이 억제되는 동시에, 냉연시의 변형 저항을 낮게 억제하고, 또한, 판 길이 방향의 연성의 향상을 얻을 수 있는 T-texture를 효율적으로 얻을 수 있기 때문이다.

이와 같이 하여, 냉연시나 냉연 후의 코일에서 판 파단이 일어나기 어렵고, 판 길이 방향 강도가 낮고 냉연하기 쉬우며, 또한, 판 길이 방향의 연성이 높기 때문에, 되감기가 용이한 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 하며, 940℃로 가열하고, 그 후, 판 두께 감소율 97%의 열간 압연에 의하여, 3 mm의 열연판으로 하였다. 열연의 마무리 온도는 790℃이었다.

이 열연판을 산세정하여 산화 스케일을 제거하고, 인장 시험편을 채취하여, 인장 특성을 조사하는 동시에, X선 회절(가부시키가이샤 리가크제 RINT2500 사용, Cu-Kα, 전압 40 kV, 전류 300 mA)에 의하여 판면 방향의 집합 조직을 측정하였다.

(0002)면 극점도에 있어서, 판 폭 방향으로부터 판의 법선 방향으로 0 내지 10°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선 방향을 중심 축으로 하여 판 폭 방향으로부터 ±10°회전시킨 방위각(도 1(c) 참조) 내에서의 X선 상대 강도 피크값 XTD와 판의 법선 방향으로부터 판 폭 방향에 0 내지 30°까지 기운 방위각(도 1(b) 참조) 내 및 판의 법선을 중심 축으로 하여 전주 회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값 XND의 비: XTD/XND를 X선 이방성 지수로 하여 집합 조직의 발달 정도를 평가하였다.

냉연성의 평가에는, 열연판에서의 TD 방향에 수직인 단면의 경도를 RD 방향에 수직인 단면의 경도로 나눈 값(경도 이방성 지수)을 사용하였다. 경도 이방성 지수가 0.85 이하이면, 판 두께 방향의 변형 저항은 작기 때문에, 냉연성은 양호하다고 평가할 수 있다.

또한, 판 파단 곤란성의 평가에서는 티타늄 합금판으로부터 L 방향으로 채취한 샤르피 충격 시험편(2 mmV 노치 포함)을 사용하고, JIS　Z2242에 준거하여 상온에서 충격 시험을 실시하였다. 충격 시험 후의 시험편에 있어서의 파단 경로의 길이(b)와 V 노치 바닥으로부터 수직으로 내린 수선의 길이(a)의 비 (파단 사행성 지수: b/a)에 의하여 판 파단의 곤란성을 평가하였다.

도 5에, 파단 사행성 지수의 정의를 모식적으로 나타낸다. 파단 사행성 지수가 1.20을 넘으면, 판 폭 방향으로 진전하려고 하는 균열이 사행하여, 파단 경로는 충분히 길어지고, 그 이하의 경우에 비하여, 판 파단은 매우 일어나기 어려워진다. 파단 사행성 지수는 열연판과 연신율 (=｛(교정 후의 판 길이-교정 전의 판 길이)/교정 전의 판 길이｝·100%) 40%의 냉연판으로부터 충격 시험편을 채취하여 평가하였다. 이 특성들을 평가한 결과를, 표 1에 모두 나타낸다.

표 1에 있어서, 시험 번호 1, 2에, 열간 압연으로 판 폭 방향으로의 압연도 포함하는 공정에 의하여 제조한 α＋β형 티타늄 합금에 관한 결과를 나타낸다. 시험 번호 1, 2 모두, 경도 이방성 지수는 0.85 이하이고, 냉연시의 변형 저항은 높고, 냉연율을 높게 하는 것은 곤란하다.

또한, 파단 사행성 지수는 1.20보다 상당히 낮고, 판 폭 방향으로의 파단 경로는 짧아서, 판 파단이 일어나기 쉬워졌다. 이 재료들에서는 모두 XTD/XND의 값은 5.0을 밑돌고 있어서, T-texture는 발달하지 않았다.

이에 대하여, 본 발명의 제조 방법으로 제조한 본 발명의 열연판의 실시예인 시험 번호 4, 5, 8, 10, 11, 13, 및 14에서는 경도 이방성 지수가 0.85 이상이고, 양호한 냉연성을 나타내는 동시에, 파단 사행성 지수는 1.20을 넘어서 판 폭 방향으로 균열이 사행하는 특성을 가지며, 판 파단하기 어려운 특성을 나타내고 있다. 이 때, 경도의 평가는 JIS　Z2244에 준거하여, 비커스 경도로 평가하였다.

한편, 시험 번호 3 및 7에서는 다른 소재에 비하여 강도가 낮고, 일반적으로, α＋β형 티타늄 합금에 요구되는 인장강도 700 MPa를 달성하고 있지 않다.

이 중, 시험 번호 3에서는 Fe의 첨가량이 본 발명 열연판에 있어서의 Fe의 첨가량의 하한을 밑돌고 있었기 때문에, 인장강도가 낮아졌다. 또한, 시험 번호 7에서는, 특히 질소 및 산소의 함유량이 낮고, 산소 당량값 Q가 규정량의 하한값을 밑돌고 있었으므로, 인장강도가 충분히 높은 레벨에 이르지 않았다.

또한, 시험 번호 6 및 9에서는 X선 이방성 지수는 5.0을 웃도는 동시에, 경도 이방성 지수도 0.85를 넘지만, 사행성 지수가 1.20을 밑돌고 있어서 판 폭 방향으로 파단이 진전하기 쉬워졌다.

시험 번호 6 및 9에서는 각각 Fe 첨가량과 Q값이 본 발명의 상한값을 초과하여 첨가되었기 때문에, 강도가 너무 높아져서 연성이 저하하고, 소성 완화에 의한 판 폭 방향으로의 균열의 굴곡이 일어나기 어려워졌다.

시험 번호 12는 열연판의 많은 부분에서 결함이 다발하고, 제품의 수율이 낮았기 때문에, 특성을 평가할 수 없었다. 이것은 고N을 함유하는 스폰지 티타늄을 용해용 재료로서 사용하는 통상의 방법에 의하여, N이 본 발명의 상한을 넘어 첨가되었기 때문에, LDI가 다발하였기 때문이다.

이상의 결과로부터, 본 발명에 규정된 원소 함유량 및 XTD/XND를 가진 티타늄 합금판은 판 폭 방향으로의 균열이 사행하여 경로가 연장되고, 판 파단을 하기 어려워지는 동시에, 냉연시의 변형 저항이 낮고, 판 길이 방향으로 변형하기 쉽기 때문에, 냉연성이 우수하지만, 본 발명에 규정된 합금 원소량 및 XTD/XND를 벗어나면, 강한 재질 이방성과 그것에 따른 판 폭 방향으로의 판 파단의 곤란성 등의 우수한 냉연성을 만족할 수 없다.

＜실시예 2＞

표 1의 시험 번호 4, 8, 및 14의 소재를, 표 2 내지 4에 기재한 여러 가지 조건으로 열연한 후, 산세정하여 산화 스케일을 제거하고, 그 후, 인장 특성을 조사하는 동시에, X선 회절(가부시키가이샤 리가크제 RINT2500 사용, Cu-Kα, 전압 40 kV, 전류 300 mA)에 의하여, 티타늄의 (0002) 극점도 상의 판 폭 방향으로부터 판의 법선 방향에 0 내지 10°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선 방향을 중심축으로 하고, 판 폭 방향으로부터 ±10°회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값을 XTD, 판의 법선 방향으로부터 판 폭 방향으로 0 내지 30°까지 기운 방위각 내 및 판의 법선을 중심 축으로 하여 전주 회전시킨 방위각 내에서의 X선 상대 강도 피크값을 XND로 하였을 때에, 그들의 비: XTD/XND를 X선 이방성 지수로 하여 집합 조직의 발달 정도를 평가하였다.

경도 이방성 지수가 0.85 이상이 되면, 판의 두께 방향의 변형 저항은 작기 때문에, 냉연성은 양호하다.

판 파단의 곤란성은 열연판과 판 두께 감소율 40%의 냉연판의 L 방향으로 채취한 샤르피 충격 시험편(2 mmV 노치 포함)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)에 의하여 평가하였다.

파단 사행성 지수가 1.20을 넘으면, 판 폭 방향의 균열의 파단 경로는 충분히 길어져서, 판 파단은 일어나기 어려워진다. 열연판의 판 두께 방향의 변형의 용이성 평가에는 경도 이방성 지수를 사용하였다. 경도는 JIS　Z2244에 준거하여, 1 ㎏f 하중에 있어서의 비커스 경도로 평가하였다. 경도 이방성 지수가 15000 이상이면, 코일 되감기성은 양호하다. 표 2 내지 4에, 이 특성들을 평가한 결과를 나타낸다.

표 2, 3, 및 4에는 시험 번호 4, 8에 나타내는 성분 조성의 열연 소둔판에 관한 평가 결과를 나타낸다. 본 발명의 제조 방법으로 제조한 본 발명의 열연판의 실시예인 시험 번호 15, 16, 22, 23, 29, 및 30은 0.85 이상의 경도 이방성 지수를 나타내는 동시에, 1.20을 넘는 파단 사행성 지수를 나타내고, 양호한 냉연성을 가지는 동시에 판 파단 하기 어려운 특성을 가지고 있다.

한편, 시험 번호 17, 24, 및 31은 파단 사행성 지수가 1.20을 밑돌고 있어서, 판 파단이 일어나기 쉽게 되어 있다. 이것은 열연시의 판 두께 감소율이, 본 발명의 하한보다 낮았기 때문에, T-texture가 충분히 발달하지 못하여, 판 폭 방향의 균열이 곧장 판 폭 방향으로 진전하기 쉬운 상태였기 때문이다.

시험 번호 18, 19, 20, 21, 25, 26, 27, 28, 31, 32, 33, 및 34는 X선 이방성 지수가 5.0을 밑도는 동시에, 경도 이방성 지수는 0.85 이하이고, 파단 사행성 지수도 1.20을 밑돌고 있다.

이 중, 시험 번호 18, 25, 및 32는 열연전 가열 온도가 본 발명의 하한 온도 이하였기 때문에, 또한, 시험 번호 20, 27, 및 34는 열연 마무리 온도가 본 발명의 하한 온도 이하였기 때문에, 모두 β상분율이 충분히 높은 α＋β 2상역에서의 열간 가공이 충분하지 않아서, T-texture를 충분히 발달시킬 수 없었던 예이다.

시험 번호 19, 26, 및 33은 열연전 가열 온도가 본 발명의 상한 온도를 넘고. 또한, 시험 번호 21, 28, 및 35는 열연 마무리 온도가 본 발명의 상한 온도를 넘었기 때문에, 모두 대부분의 가공이 β 단상역에서 이루어지게 되어, 조대 β립의 열연에 수반되는 T-texture의 미발달, 불안정화와, 조대한 최종 미세 구조의 형성에 의하여, 경도 이방성 지수는 높아지지 않고, 또한, 파단 경로의 연장도 일어나지 않았던 예이다.

이상의 결과로 부터, 냉연 중 또는 냉연 후의 코일에서 판 폭 방향으로의 파단이 일어나기 어렵고, 또한, 냉연하기 쉬운 등의 특성을 가진 제조성이 높은 α＋β형 티타늄 합금판을 얻기 위하여, 판 폭 방향으로의 균열이 사행하기 쉽고, 판 두께 방향의 변형 저항이 낮은 등의 특성을 구비하려면, 본 발명에 나타내는 집합 조직 및 성분 조성을 가지는 티타늄 합금을, 본 발명의 판 두께 감소율, 열연 가열 온도 및 마무리 온도 범위에서 열연함으로써 제조할 수 있는 것을 알 수 있다.

산업상 이용 가능성

전술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 냉연 중이나, 냉연 후의 코일 되감기 공정 등에서, 가장자리 균열이 진전하여 생기는 판 파단이 일어나기 어려워지는 동시에, 냉연 중의 변형 저항이 작아서, 판 두께 감소율을 높게 유지할 수 있는 α＋β형 티타늄 합금판을 제공할 수 있다. 본 발명은 골프 클럽 페이스 등의 민생품 용도나 자동차 부품 용도 등에서 폭넓게 사용할 수 있으므로, 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

α＋β형 티타늄 합금 열연판으로서,
(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 이하이고, 또한, φ가 전주(全周) (-180도 내지 180도)에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XND로 하고,
(b2) θ가 80도 이상, 100도 미만이고, 또한, φ가 ±10도에 들어가는 결정립에 의한 X선의 (0002) 반사 상대 강도 중에서, 가장 강한 강도를 XTD로 하며,
(c) XTD/XND가 5.0 이상인 것을 특징으로 하는 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금 열연판.
제1항에 있어서, 상기 α＋β형 티타늄 합금 열연판이 질량%로 Fe: 0.8 내지 1.5%, N: 0.020% 이하를 함유하는 동시에, 아래 식 (1)에서 정의하는 Q (%)=0.34 내지 0.55를 만족하는 범위의 O, N, 및 Fe를 함유하고, 잔부 Ti 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금 열연판.
　Q (%)=［O］＋2.77·［N］＋0.1·［Fe］ ··· (1)
［O］: O의 함유량 (질량%)
［N］: N의 함유량 (질량%)
［Fe］: Fe의 함유량 (질량%)
제1항 또는 제2항에 기재된 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법에 있어서, α＋β형 티타늄 합금을 열간 압연할 때, 열간 압연 전에 β 변태점 ＋20℃ 이상, β 변태점 ＋150℃ 이하로 가열하고, 열연 마무리 온도를, β 변태점 -50℃ 이하, β 변태점 -200℃ 이상으로 하여 아래 식에서 정의하는 판 두께 감소율이 90% 이상이 되도록, 일방향 열간 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 냉연성 및 냉간에서의 취급성이 우수한 α＋β형 티타늄 합금 열연판의 제조 방법.
판 두께 감소율 (%)=｛(냉연 전의 판 두께-냉연 후의 판 두께)/냉연 전의 판 두께｝·100