管长度方向的强度、刚性优异的α+β型钛合金焊接管以及其的制造方法

摘要

一种管长度方向的强度/刚性优异的α+β型钛合金焊接管，其特征在于，其为α+β型钛合金焊接管，具有如下组成：以质量％计含有0.8～1.5％的Fe、0.02％以下的N，式(1)中示出的Q满足0.34～0.55，余量为Ti以及杂质，管长度方向的拉伸强度超过900MPa、管长度方向的杨氏模量超过130GPa。Q＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···(1)其中，[Fe]、[O]、[N]为各元素的含量[质量％]。

说明书

技术领域

本发明涉及管长度方向的强度、杨氏模量高的α+β型钛合金焊接管以及其的制造方法。

背景技术

对于α+β型钛合金利用高比强度，迄今一直用作航空器的构成部件等。近年来航空器中所使用的钛合金的重量比增加，其重要性越来越高。在民用品领域中，在用于高尔夫球杆头用途中，也大量使用以高杨氏模量和轻比重为特征的α+β型钛合金。进而，重视轻量化的汽车用部件或者要求耐腐蚀性和比强度的地热井套管、油井管等也部分使用高强度α+β型钛合金，期待更进一步的应用扩大。

α+β型钛合金管制品具有优异的耐腐蚀性以及高强度，因此用于上述的地热井套管、油井管等能源用途。此外，具有高比强度和优异的高温强度的耐热合金管制品用于汽车的排气管等。

进而，对于α+β型钛合金管制品，活用高比强度，也期望应用于汽车、机动二轮车的框架、增强用部件等强度部件。在该用途中，需要管长度方向的强度以及刚性高，特别是期望以拉伸强度计为900MPa以上、以杨氏模量计为130GPa以上。进而，其它用途还要求制造成本进一步低。此外，这些用途中轻量化特别有效，因此更薄壁/小径且管轴向的刚性以及强度高的管制品的需求越来越高。

作为得到该α+β型钛合金管的方法，利用斜轧法制造无缝管的方法示于专利文献1以及专利文献2。专利文献1中，规定热轧条件并且以β相变点以上的温度进行退火，从而意图改善断裂韧性。然而，以β相变点以上进行退火时，热轧后的α+β型合金板的力学特性成为各向同性，在管长度方向和圆周方向，强度以及弹性模量同样地均为不太高的水平，难以得到作为本发明目标的管长度方向的高强度化/高刚性化。

此外，专利文献2中，为了在原材料表面中导入大的剪切应变，对于被热轧原材料进行严苛的热加工的斜轧工艺中，意图确保原材料的热加工性，规定在各工序中的热加工温度。即便在该情况下，也不能得到管长度方向成为高强度的热轧织构，难以达成作为本发明目标的管长度方向的高强度化/高刚性化。

除斜轧法以外，具有通过利用玻璃润滑剂高速挤压法等的热挤出工艺得到无缝管的方法。采用任意方法均难以得到在管长度方向可以得到高强度/高刚性化的织构。此外，与通常地对板状原材料进行弯曲加工而制造焊接管的工艺相比生产率低，因此也存在制造成本高的问题。

接着，作为得到α+β型钛合金管的方法，对通过热轧或者进一步通过冷轧而得到的板状原材料进行弯曲加工，将对接部利用TIG、MIG、EB或者等离子体电弧焊接等制造焊接管的方法示于专利文献3以及专利文献4。均比斜轧或热挤出工艺相比生产率高、并且不需要用于修正在无缝管经常见到的薄厚不均的切削加工，因此成品率高，能够实现制造成本的削减化。

对于专利文献3，在Ti-3％Al-2.5％V以及Ti-6％Al-4％V(％为质量％、以下省略)中，通过将焊接管的壁厚容许差规定为较小，从而抑制薄厚不均，不需要大量的切削加工。进而，与专利文献1同样地，以活用β退火组织提高断裂韧性为目标。因此，在该情况下，在管长度方向和圆周方向上强度相同，也未发现材质各向异性，因此难以得到作为本发明目标的管长度方向的高强度化/高刚性化。

此外，专利文献4中，使用称为带钢的条状原材料，在利用辊轧成形法连续地对钛或钛合金焊接管进行造管时，通过使用多个焊炬，从而可以兼具焊接部无缺陷和生产效率提高。然而，其描述了：该工艺中，使原材料带钢的板宽方向弯曲，从而制造焊接管，但并不是朝向提高管长度方向的强度/刚性的方向。

此外，在专利文献5、专利文献6以及专利文献7中，面向汽车以及机动二轮车的排气管用途公开了耐热钛合金。这些合金的特征在于，高温强度以及耐氧化性优异、并且冷加工性优异。然而，这些合金的室温下的拉伸强度为400～600MPa左右，不能得到机动二轮车以及自行车的框架、汽车的强度部件等所要求的900MPa以上的管长度方向的室温拉伸强度。

在非专利文献1中，对于在纯钛中的板面内的强度各向异性和织构的关系，记载了例子，与Basal-texture(HCP底面在板的法线或者与其相近的方向取向的织构。以下，记作B-texture)相比，Transverse-texture(c轴方位在板宽方向(与轧制垂直的方向)上高度地取向的织构，所述c轴方位作为钛α相的HCP底面的(0001)面的法线方向。以下，记作T-texture)中屈服应力的各向异性大。

在图1中示出c轴方位的表示方式，所述c轴方位作为钛α相的六方晶HCP构造的底面的(0001)面的法线方向。将ND轴(板面法线方向)与c轴所成的角设为θ。此外，将c轴在板面上投影而得到的线与TD轴(板宽方向)所成的角度设为φ。对于前述B-texture，c轴在接近ND轴的方向取向，在板面内没有明显不均，因此可以表示为角θ小、角φ分布在-180度～180度的整周。进而，对于前述T-texture，c轴在接近TD轴的方向取向，因此可以表示为角θ为90度附近，角φ分布在0度附近或者180度附近。此外，在图1中，表示为RD轴(轧制方向)的方向在以下也表述为板长度方向。

在非专利文献1中，叙述了在纯钛中，加热到β温度区域之后，形成与T-texture类似的织构。

此外，专利文献8中，公开了在纯钛中在β温度区域开始热轧的技术。对于该技术，将晶粒微细化，从而防止褶皱缺陷的产生。作为得到加工性之一的延伸拓展成形性的技术，在专利文献9中公开了包含氧、Fe的钛合金的技术。

进而，专利文献10中公开了如下技术，该技术涉及在α+β型钛合金中，可以造管性良好地加工具有900MPa以上的轴向强度那样的α+β型钛合金管的α+β型钛合金板、以及使用其的高强度的α+β型钛合金管制品。其是利用对作为原材料的热轧板进行单向热轧时，呈现出作为主相的α相(HCP构造)的c轴在板宽方向高度地取向的称为Transverse-texture(T-texture)的织构的技术。该技术利用了，使用该板制造焊接管时，若以板长度方向为圆周方向的方式进行造管，容易加工，并且管轴向的强度高。

然而，该发明中，原材料限于热轧板，因此难以使板厚薄于3.0mm左右，难以制造小径薄壁管。特别是自行车框架等中轻量化需求高，期望小径薄壁并且轴向的强度、刚性度高。然而，并未公开涉及可以造管性良好地加工该用途中所使用那样的具有900MPa以上的轴向强度的小径薄壁的α+β型钛合金管的α+β型钛合金板、以及使用其的高强度的小径薄壁α+β型钛合金管制品的技术。

此外，专利文献11中，公开了对于与专利文献10相同组成的α+β型钛合金热轧板来说为了提高冷轧性而应具有的织构，规定了该热轧板若具有发达的T-texture，则冷加工下的卷材处理性、冷轧性良好。因此，具有专利文献11中记载的化学成分与织构的钛合金热轧板的冷轧性良好，容易进行轻薄的冷轧制品的制造。然而，在冷轧后进行退火时，容易生成B-texture，热轧板中生成的T-texture损失，因此难以维持板宽方向的高强度和杨氏模量。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开平9-228014号公报

专利文献2:日本特开平2-34752号公报

专利文献3:日本特开2001-115222号公报

专利文献4:日本特开2000-158141号公报

专利文献5:日本特许4486530号公报

专利文献6:日本特许4516440号公报

专利文献7:日本特开2007-270199号公报

专利文献8:日本特开昭61-159562号公报

专利文献9:日本特开2008-127633号公报

专利文献10:日本特开2013-79414号公报

专利文献11:WO2012-115242A1

非专利文献

非专利文献1:社团法人日本钛协会发行、平成18年4月28日“チタン”Vol.54，No.1，42～51页

发明内容

发明要解决的问题

本发明以以上的情况为背景，其目的在于提供对α+β型钛合金板进行弯曲加工，将两端部对接焊接来制造焊接管时，使用提高了造管性的α+β型钛合金冷轧退火板的焊接管的制造方法，和使用α+β型钛合金冷轧退火板进行造管的管长度方向的强度、刚性高的α+β型钛合金焊接管。

用于解决问题的方案

为了解决上述问题，发明人等着眼于α+β型钛合金板的织构反复进行深入研究，发现通过使板面方向的织构的T-texture发达并且使其稳定化，从而改善板长度方向的延性。进而，发明人等为了评价T-texture的稳定度反复进行深入研究，发现具有使板长度方向的延性良好的充分发达的稳定的T-texture的α+β型钛合金板中，板面方向的织构具有第1晶粒和第2晶粒，第1晶粒与第2晶粒中的源自α相的底面的X射线相对强度的最强值的比(第2晶粒/第1晶粒)为5.0以上，从而想到本发明，所述第1晶粒为在具有六方晶晶体结构的α相的(0002)极图(pole figure)中的c轴与板法线方向所成的角度即角θ为0～30°的区域取向，所述第2晶粒在前述角θ为80～100°，并且α相的(0002)极图中的c轴在板面的投影线与板宽方向所成的角度即角φ为-10～10°的区域取向。

此外，发明人等对于α+β型钛合金板的制造方法，考虑α+β型钛合金板中的织构的形成过程，进行深入研究，反复调查。其结果，发现对于钛合金进行单向热轧、或者进一步在与热轧相同方向进行单向冷轧时，呈现T-texture，板宽方向的强度极高，使该方向为管长度方向，从而可以显著提高管轴向的强度以及刚性。

进而，发明人等发现以使上述织构发达的板的长度方向为管的圆周方向进行成形加工，从而进行造管时，变形阻力低、改善造管性。这是由于，由于T-texture的发达，如以下所示，板长度方向的强度降低、延性改善，因此以该方向为管的圆周方向，从而使圆周方向的弯曲加工性良好。

纯钛中，B-texture与T-texture的板宽方向的屈服应力大不相同，但板长度方向的屈服应力几无不同。然而，与纯钛相比高强度的α+β型钛合金中，实际上使T-texture稳定化时，长度方向的强度变低。这是因为，如冷轧那样地，在室温附近对钛进行冷加工时，主滑动面限定于底面内，并且在纯钛中，在滑动变形的基础上，也发生接近HCP的c轴的方向为孪晶方向的孪晶变形，因此塑性各向异性与钛合金相比小。与纯钛相比，O含量高、含有Al等的α+β型钛合金中，孪晶变形被抑制，滑动变形处于支配地位，因此伴随织构形成，底面在特定的方向上取向，从而进一步助长在板面内的材质各向异性。如此，在α+β型钛合金中，使T-texture稳定化，从而板长度方向的强度降低、延性提高，因此使该方向为管的圆周方向，从而成形加工为管时的变形阻力降低，改善造管性。

进而，在α+β型钛合金中，冷轧时的板厚减少率(以下，冷轧率＝(冷轧前的板厚-冷轧后的板厚)/冷轧前的板厚×100(％))高时，根据之后的退火条件不同，有时会成为B-texture而不得到T-texture。因此，发明人等在钛合金冷轧退火板中进行深入研究，明确成为B-texture的机理，并且查明通过控制冷轧率和退火条件，从而可以维持较强的T-texture的制造条件。

进而，发明人等发现通过合金元素的组合以及添加量的优化，在钛合金冷轧退火板中，使T-texture进一步发达，可以提高上述效果，在管长度方向可以得到900MPa以上的拉伸强度和130GPa以上的杨氏模量。

本发明以以下的技术为骨架。

[1]一种α+β型钛合金焊接管，其特征在于，其为对下述α+β型钛合金冷轧退火板进行加工而制造的焊接管，管长度方向的拉伸强度超过900MPa，管长度方向的杨氏模量超过130GPa，所述α+β型钛合金冷轧退火板以质量％计含有0.8～1.5％的Fe、0.02％以下的N，下述式(1)中示出的Q满足0.34～0.55，余量为Ti以及杂质。

Q＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···(1)

其中，[Fe]、[O]、[N]为各元素的含量[质量％]。

[2]一种α+β型钛合金焊接管的制造方法，其特征在于，其为对α+β型钛合金冷轧退火板进行加工来制造焊接管的方法，所述α+β型钛合金冷轧退火板以质量％计含有0.8～1.5％的Fe、0.02％以下的N，下述式(1)中示出的Q满足0.34～0.55，余量由Ti以及杂质组成，

对于前述α+β型钛合金冷轧退火板的织构，将轧制面法线方向设为ND、将板长度方向设为RD、将板宽方向设为TD，以α相的(0001)面的法线方向作为c轴方位，将c轴方位与ND所成的角度设为θ、将c轴方位在板面的投影线与板宽方向(TD)所成的角度设为φ，将由角度θ为0度以上且30度以下、并且φ落入-180度～180度的晶粒产生的X射线的(0002)反射相对强度之中最强的强度设为XND，将由角度θ为80度以上且不足100度、φ落入±10度的范围内的晶粒产生的X射线的(0002)反射相对强度之中最强的强度设为XTD，此时比值XTD/XND为5.0以上，

将前述α+β型钛合金冷轧退火板加工为管状时，使所述α+β型钛合金冷轧退火板的板宽方向为所述α+β型钛合金焊接管的长度方向，使所述α+β型钛合金冷轧退火板的板长度方向为所述α+β型钛合金焊接管的圆周方向。

Q＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···(1)

其中，[Fe]、[O]、[N]为各元素的含量[质量％]。

[3]根据[2]记载的α+β型钛合金焊接管的制造方法，其特征在于，对于前述α+β型钛合金冷轧退火板，以单向热轧板作为原材料，在与热轧相同的方向上进行单向冷轧、退火而制造，

前述单向冷轧的冷轧率不足25％时，以500℃以上且不足800℃进行保持时间为下述式(2)的t以上的退火，冷轧率为25％以上时，以500℃以上且不足620℃进行保持时间为下述式(2)的t以上的退火。

t＝exp(19180/T-15.6)···(2)

其中，t：保持时间(s)、T：保持温度(K)。

发明的效果

根据本发明，可以提供对α+β型钛合金冷轧退火板进行弯曲加工，成型为管状，使弯曲的薄板的两端对接、进行焊接的小径薄壁α+β型钛合金焊接管的制造工序中，使用弯曲加工性优异、造管性良好的高强度α+β型钛合金冷轧退火薄板的焊接管的制造方法，和使用该α+β型钛合金冷轧退火薄板进行制造的管长度方向的强度、刚性优异的小径薄壁α+β型钛合金焊接管。

附图说明

图1是说明α+β型钛合金板的晶体取向的图。

图2为钛α相的(0002)极图的例子。

图3为示出钛α相的(0002)极图中的XTD和XND的测定位置的示意图。

图4为示出X射线各向异性指数与板长度方向(轧制方向)的0.2％耐力的关系的图。

图5为示出X射线各向异性指数与管长度方向(轴向)的拉伸强度(TS)的关系的图。

具体实施方式

本发明的α+β型钛合金焊接管的特征在于，其为对α+β型钛合金冷轧退火板进行加工而制造的焊接管，管长度方向的拉伸强度超过900MPa、管长度方向的杨氏模量超过130GPa，所述α+β型钛合金冷轧退火板以质量％计含有0.8～1.5％的Fe、0.02％以下的N，下述式(1)中示出的Q满足0.34～0.55，余量由Ti以及杂质组成。

Q＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···(1)

其中，[Fe]、[O]、[N]为各元素的含量[质量％]。

本发明人等详细地调查了板面方向的织构对于焊接管用的α+β型钛合金冷轧退火板的造管性的影响。其结果发现通过使焊接管制造中使用的冷轧退火板的T-texture稳定化，从而使板长度方向的变形阻力变低，并且改善延性，因此在制造焊接管时以板长度方向为管的圆周方向的方式进行弯曲加工时，改善α+β型钛合金板的弯曲加工性。进而，此时，板宽方向成为高强度并且高杨氏模量，因此管长度方向显示出具有高强度/高刚性的特性。特别是，在以高板厚减少率进行冷轧之后进行退火时，上述织构损失，容易B-texture化，因此通过规定冷轧率以及其后的退火条件，从而可以稳定地维持T-texture。该发明是基于这些见解而完成的。

首先，对于本发明的α+β型钛合金冷轧退火板的织构中的晶体取向的示出方式，再次使用图1进行说明。将冷轧退火板的轧制面法线方向设为ND方向、将板长度方向设为RD方向、将板宽方向设为TD方向。需要说明的是，冷轧退火板的板长度方向RD为冷轧退火板的冷轧方向，冷轧退火板的板宽方向TD是与板长度方向RD垂直并且与冷轧退火板的板面法线方向ND垂直的方向。在本发明中，重要的是，钛α相、即具有六方晶(HCP)晶体结构的相的、作为六重对称性晶面(six-fold symmetry crystal plane)即(0001)面的法线的c轴的取向。如图1的(a)所示，将c轴与板法线(ND)方向所成的角设为角θ、将c轴在板面的投影线与板宽(TD)方向所成的角设为角φ。前述投影线与TD方向一致时，角φ＝0。

在α+β型钛合金冷轧退火板中，在使T-texture高度发达的情况下发挥板长度方向的低耐力/高延性、以及在板宽方向的高强度/刚性。发明人等对于使T-texture发达的合金设计以及织构的形成条件进行深入研究，如以下那样来解决。

首先，使用通过X射线衍射法得到的源自α相底面的X射线相对强度的最强值的比，评价织构的发达程度。在图2中表示示出α相(HCP)底面的聚集取向(integrated orientation)的(0002)极图的例子。该(0002)极图为T-texture的典型例子，c轴在板宽方向高度地取向。

对于这样的织构，通过c轴主要在ND方向取向的第1晶粒的聚集度与c轴主要在TD方向取向的第2晶粒的聚集度之比来表征。

即，求出在作为α相的(0002)面的法线方向的c轴方位与板法线(ND)方向所成的角度即角θ如图1的(b)的阴影部所示为0度～30度，并且c轴在板面的投影线与板宽(TD)方向所成的角度即角φ为-180～180°(整周)的区域取向的第1晶粒的源自α相的底面的X射线(0002)反射相对强度之中最强的强度(X射线相对强度的最强值)XND。

此外，求出源自在作为α相的(0002)面的法线方向的c轴方位与板法线(ND)方向所成的角度即角θ如图1的(c)的阴影部所示为80度～100度，并且角φ为-10～10°的区域取向的第2晶粒的X射线(0002)反射相对强度之中最强的强度(X射线相对强度的最强值)XTD。

接着，求出它们的比(XTD/XND(第2晶粒/第1晶粒))。将该比(XTD/XND)称为X射线各向异性指数，可以由此评价T-texture的稳定度。

关于这样的α相的(0002)极图中的X射线各向异性指数(XTD/XND)，对各种钛合金板进行评价。图3中示意性地示出XTD和XND的测定位置。

进而，前述X射线各向异性指数与对板长度方向的弯曲加工的难易度相关。作为将板弯曲为管状时的弯曲加工难易度的指标，使用弯曲方向(＝板长度方向、即轧制方向)的0.2％耐力。该值越小越容易弯曲，容易进行造管。

使用含有1.1质量％的Fe和0.36质量％的O的α+β型钛合金单向热轧板，通过在各种条件下进行单向冷轧以及退火，从而准备示出各种X射线各向异性指数的原材料。利用该原材料加工JIS13B板状拉伸试验片，调查X射线各向异性指数与在拉伸试验(JISZ2201)中得到的板长度方向的0.2％耐力的关系。将其结果示于图4。X射线各向异性指数越高、板长度方向的0.2％耐力越低。

在制成图4中示出的图表时使用与0.2％耐力的测定中使用的α+β型钛合金冷轧退火板同样的α+β型钛合金板，调查将板长度方向弯曲加工为管状时的变形阻力以及弯曲加工难易度。其结果，发现0.2％耐力为610MPa以下时，弯曲加工时的变形阻力变低、弯曲加工性显著上升。0.2％耐力为610MPa以下时的X射线各向异性指数为5.0以上。

此外，在制成图4中示出的图表时使用与0.2％耐力的测定中使用的α+β型钛合金冷轧退火板同样的α+β型钛合金冷轧退火板，通过压制加工在板长度方向上将板弯曲，对其两端进行TIG焊接，制造焊接管，调查使用所得到的实管试验片实施拉伸试验时的管长度方向的拉伸强度(TS)与X射线各向异性指数的关系。将其结果示于图5。

如图5所示，X射线各向异性指数越大、管长度方向的拉伸强度越上升。得到用作小径薄壁的机动两轮框架、汽车用强度部件所需要的拉伸强度900MPa以上是在X射线各向异性指数为5.0以上的情况下。

此外，α+β型钛合金的X射线各向异性指数为5.0以上的情况下，α+β型钛合金冷轧退火板的板宽方向成为超过130GPa的高杨氏模量。

基于这些见解，将第1晶粒与第2晶粒中的源自α相的底面的X射线相对强度(峰)的最强值的比(第2晶粒/第1晶粒)(XTD/XND)(X射线各向异性指数)限定为5.0以上。此外，为了得到进一步更优异的弯曲加工性、拉伸强度和杨氏模量，优选X射线各向异性指数为7.5以上。此外，存在源自第1晶粒的该X射线强度非常小的情况，即属于第1晶粒的晶粒非常少的情况，该情况下，X射线各向异性指数变得非常大，有时还会发散。因此，对于X射线各向异性指数不设置上限。

接着，对于本发明的焊接管用的α+β型钛合金冷轧退火板的组成进行说明。本发明的焊接管中所使用的α+β型钛合金冷轧退火板具有以下所示的化学成分。因此，特别是具有以将板弯曲加工为管状制造焊接管时的弯曲加工性为主的、高造管性，并且管长度方向具有高强度以及刚性。以下，示出本发明的焊接管用α+β型钛合金冷轧退火板的成分元素的选择理由和限定成分范围的理由。关于成分范围的％意味着质量％。

Fe在β相稳定化元素之中也为廉价的添加元素，具有使β相固溶强化的作用。为了改善将板弯曲加工为管状时的弯曲加工性，为了在冷轧退火后的织构中得到强的T-texture，在热轧中以及冷轧后的退火时需要以恰当的量比得到稳定的β相。Fe与其它的β稳定化元素相比，具有β稳定化能力高的特性。因此，与其它的β稳定化元素相比可以减少含量，由Fe产生的室温下的固溶强化不那么高、能够确保高延性，因此能够确保弯曲加工性。为了在热轧温度区域以及冷轧后的退火时得到稳定的β相直至恰当的体积比为止，需要含有0.8％以上的Fe。另一方面，Fe容易在Ti中凝固偏析，此外，大量地含有时，由于固溶强化使延性降低、弯曲加工性降低，并且杨氏模量低的β相分率高，因此导致刚性降低。考虑它们的影响，将Fe的含量上限设为1.5％。Fe含量更优选的范围为0.9～1.3％。

N具有在α相中发生侵入型固溶、固溶强化的作用。然而，通过使用含有高浓度的N的海绵钛作为原料等通常的方法，含有超过0.020％的N时，容易生成称为LDI的未熔炼夹杂物，制品的成品率低，因此将0.020％设为上限。N含量的更优选范围为0.010％以下。也可以不含有N。

O与N同样地具有在α相中发生侵入型固溶、固溶强化的作用。算上具有在β相中发生置换型固溶、强化作用的Fe，这些元素符合下式(1)中示出的Q值而有助于强度上升。

Q＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]···(1)

其中，[Fe]、[O]、[N]为各元素的含量[质量％]。

在式(1)中，通过评价相对于由1质量％的O产生的固溶强化能力的N与Fe的当量、即赋予等价的固溶强化能力的N与Fe的质量％，从而决定Q中的[N]与[Fe]的系数。

上述式中示出的Q值不足0.34的情况下，通常难以得到α+β型合金所要求的拉伸强度900MPa左右以上的强度。此外，Q值超过0.55时，强度过高，延性降低、冷轧性稍微降低。因此，对于Q值，优选将0.34设为下限、将0.55设为上限。Q的更优选范围为0.36～0.50。

需要说明的是，作为得到加工性之一的延伸拓展成形性的技术，包含氧、Fe的钛合金的技术被公开于专利文献9中，但在专利文献9中，为了得到那样的加工性，将极力降低板面内的材质各向异性作为目的。因此，不能期待很高的强度。此外，专利文献9中记载了含有与本发明合金类似的添加元素的钛合金，但与本发明合金相比，O的添加量低、强度范围也低，因此两者不同。进而，专利文献9的主要目的在于改善冷加工下的延伸拓展成形性而极力降低板面内的材质各向异性，从这点来看与本发明的技术思想在根本上不同。

此外，本发明特别是涉及用于使T-texture发达、改善弯曲加工性、并且提高板宽方向的强度以及刚性的制造方法。本发明的制造方法的特征在于，以单向热轧板作为原材料，在与热轧相同的方向上进行单向冷轧时，冷轧率不足25％时，以500℃以上且不足800℃进行保持基于式(2)的时间t以上的退火，冷轧率为25％以上时，以500℃以上且不足620℃进行保持基于式(2)的时间t以上的退火。

t＝exp(19180/T-15.6)···(2)

其中，t：保持时间(s)、T：保持温度(K)。

此时，对于用作该α+β型钛合金冷轧退火板的原材料的热轧板，期望的是将热轧前加热温度设为β相变点～β相变点+150℃，板厚减少率90％以上，且将热轧最终温度设为β相变点-50℃以下且β相变点-200℃以上进行单向热轧的板。这种情况是由于α+β型钛合金冷轧退火板的原材料由较强的T-texture构成，即便在最终制品中也维持T-texture。但是，即便将其作为起始原材料，将冷轧方向设为与热轧方向交叉的方向时，B-texture发达，也难以得到所要求的材质特性。因此，为了在单向冷轧后成为较强的T-texture，需要单向冷轧在与热轧方向相同的方向进行。

此时，单向冷轧时的冷轧率不足25％时，不受之后的退火条件的大幅影响，维持T-texture，因此板宽方向成为高强度并且高杨氏模量。这是由于，由冷轧导入的加工应变不足以引起再结晶，仅引起恢复，不引起晶体取向的变化。因此，冷轧率不足25％时，即便在宽泛的条件范围进行退火也会维持T-texture，可以确保板宽方向的高强度。此时，在500℃以下进行退火时，存在至恢复为止需要长时间，并且在长时间保持中生成FeTi金属间化合物，引起延性降低的可能性，因此期望500℃以上。此外，在800℃以上进行退火时，存在保持中的β相分率变高、保持后的冷却中该部分成为针状组织，延性降低的情况，因此设为不足800℃。此时，至引起恢复为止的保持时间为由式(2)表示的时间，因此优选进行式(2)中示出的时间t以上的保持。

另一方面，冷轧率为25％以上时，根据退火条件，B-texture发达、板宽方向的强度以及杨氏模量降低。这是由于由冷轧导入的应变对于引起再结晶来说足够高，因此在退火时生成B-texture的主成分取向的再结晶颗粒，再结晶织构随退火时间的推移而发达。此时，为了仅引起恢复而不引起再结晶，以500℃以上且不足620℃的温度T且以由式(2)算出的保持时间t以上的时间进行退火保持即可。此时，以不足式(2)的保持时间t的保持时间进行退火时，不引起足够的恢复，因此未改善延性。此外，以620℃以上进行退火时，引起再结晶，生成B-texture，板宽方向的强度以及杨氏模量降低。因此，基于不足620℃且式(2)的t以上的保持时间的退火是有效的。需要说明的是，该组成范围的合金中，在500℃以下的退火中不引起再结晶，因此在该温度区域即便保持非常长的时间也会维持T-texture，但若在式(2)中示出的范围内，则充分地引起作为退火的目的的恢复，因此考虑生产率、经济性，规定式(2)中示出的保持时间。

需要说明的是，对于冷轧后的退火，符合冷轧率、满足上述条件，则即便重复多次效果也相同。即，进行2次以上的冷轧时的中间退火条件以及最终退火条件若满足上述条件，则维持较强的T-texture，维持板宽方向的高强度以及杨氏模量。

接着，对于本发明的α+β型钛合金焊接管进行说明。本发明的焊接管为使用具有规定的织构的焊接管用α+β型钛合金冷轧退火板，使板宽方向为管的长度方向、使板长度方向为管的圆周方向进行造管而成的管。因此，本发明的焊接管为管长度方向的拉伸强度超过900MPa、杨氏模量超过130GPa的管长度方向的强度/刚性优异的管。

如前所述，专利文献10中公开了涉及在α+β型钛合金中、具有900MPa以上的轴向强度那样的高强度的α+β型钛合金管制品的技术，但在该发明中，原材料限于热轧板，因此难以使板厚变薄，难以制造轻量需求高的自行车框架等中所使用的小径薄壁管。然而，如本发明所示，在焊接管原材料中使用冷轧退火板，从而可以制造轴向的刚性/强度高的小径薄壁管。此外，对于本发明品的钛合金焊接管，不设定外径、壁厚的下限，但特别地为了使轻量化效果高的优点大，最大外径为60mm、最大壁厚为2.0mm。特别是，比该壁厚厚时，即便为热轧板也可以进行一部分对应，因此使制造成本优点减小。因此，管的壁厚期望为2mm以下。此外，管的外径期望为60mm以下。

需要说明的是，在非专利文献1中叙述了采用加热至β温度区域且在α温度区域结束的单向轧制，在纯钛中形成与T-texture类似的织构。然而，非专利文献1为纯钛，因此与使用钛合金的本发明是不同的工艺。进而，非专利文献1中对于造管性的改善等效果并未进行调查。

此外，专利文献8中公开了对于纯钛在β温度区域开始热轧的技术，但其以通过将晶粒微细化，从而防止褶皱缺陷的产生为目的，与本发明的目的大不相同。进而，本发明以包含0.5～1.5质量％的Fe的α+β型合金为对象，在技术方面与这些组成接近纯钛的原材料大不相同。

实施例

<实施例1>

通过真空电弧熔炼法熔炼具有表1中示出的组成的钛材料，将其热加工下进行初轧，制成板坯，加热到930℃的热轧加热温度之后，利用热轧制成3mm的热轧板。对该单向热轧板进行800℃、60s的退火之后，进行酸洗，对去除了氧化皮的板进行冷轧，评价各种特性。

需要说明的是，对于表1中示出的试验编号3～14，在冷轧工序中，在与单向热轧相同的方向以冷轧率40.0％进行单向冷轧之后，进行满足式(2)的600℃、10分钟的中间退火，进而，在与单向热轧相同的方向以冷轧率33.3％进行单向冷轧，制成板厚1.20mm的薄板。仅对于试验编号1、2，进行沿与热轧方向垂直的板宽方向的冷轧。冷轧后，进行基于满足式(2)的600℃、15分钟保持的退火。

[表1]

Q＝[o]+2.77*[N]+0.1*[Fe]

从这些冷轧退火板采取拉伸试验片调查拉伸特性。此外，对于在板面方向的织构中的具有六方晶晶体结构的α相的(0002)极图中的c轴与板法线方向所成的角度即角θ为0～30°的区域取向的第1晶粒，以及在角θ为80～100°、并且α相的(0002)极图中的c轴在板面的投影线与板宽方向所成的角度即角φ为-10～10°的区域取向的第2晶粒，通过X射线衍射法，分别测定源自α相的底面的X射线相对强度的最强值，算出作为其比(第2晶粒(XTD)/第1晶粒(XND))的X射线各向异性指数，评价板面方向的织构的发达程度。

使用板长度方向的0.2％耐力评价造管性。将板长度方向弯曲为管状，在将接合部焊接，对焊接管进行造管的、基于本发明的制管法中，板长度方向的0.2％耐力若为610MPa以下，则板长度方向的塑性加工容易，因此造管性良好。

接着，使用该冷轧退火板，通过压制弯曲将板长度方向弯曲加工为管状，对接合部进行TIG焊接，对外径20.0mm、壁厚1.20mm的焊接管进行造管。由该焊接管采取实管拉伸试验片，评价管制品的长度方向的杨氏模量以及拉伸强度(JISZ2201)。作为机动二轮车、自行车用框架以及汽车用强度部件等中所使用的管制品，期望具有杨氏模量130GPa以上、拉伸强度900MPa以上。在表1中一并示出评价这些特性的结果。

在表1中，试验编号1、2为通过还包括利用冷轧沿板宽方向的轧制的工序而制造的α+β型钛合金的结果，X射线各向异性指数不足5.0。试验编号1、2的板长度方向的0.2％耐力均超过610MPa，将板长度方向设为弯曲方向的造管时的变形阻力均高、造管制造性均低。此外，制造的管的管长度方向的拉伸强度不足900MPa、并且杨氏模量也未达成130GPa，在需要管长度方向的强度/刚性的用途中不优选。

与之相对，作为根据本发明而制造的本发明的实施例的试验编号4、5、8、10、11、13、14中，板长度方向的0.2％耐力不足610MPa，在板长度方向弯曲时的变形阻力足够低，将板长度方向设为管的圆周方向进行造管时的造管性优异。此外，制造的管的长度方向的拉伸强度超过900MPa，杨氏模量超过130GPa，因此在要求管长度方向的强度/刚性的用途中显示出优选的材质特性。

另一方面，试验编号3、7中，板长度方向的0.2％耐力低于610MPa，造管性良好，但造管后的管长度方向的拉伸强度未达成900MPa。其中，对于试验编号3，Fe的含量低于本发明的下限值，因此管长度方向的拉伸强度变低。此外，试验编号7中，特别是氮以及氧含量低、氧当量值Q低于规定量的下限值，因此同样地管长度方向的拉伸强度未达到足够高的水平。

此外，试验编号6、9中，X射线各向异性指数高于5.0，但板长度方向的0.2％耐力超过610MPa，具有难以造管的特性。这是由于试验编号6、9中Fe含量和Q值分别超过本发明的上限值，因此作为本成分体系的合金，强度过度升高。

另一方面，对于试验编号12，冷轧中缺陷频发，制品的成品率低，因此不能评价特性。这是由于，由基于高含氮海绵的使用的通常方法，含有的N超过本发明的上限，因此LDI频发。

通过以上的结果，具有本发明中规定的元素含量以及XTD/XND的钛合金板具有较强的材质各向异性，因此板长度方向的耐力低、在板长度方向进行弯曲加工制造管时变形阻力低，因此确认了管制品的制造性优异、并且管制品的管长度方向的拉伸强度与杨氏模量优异。

偏离本发明中所规定的合金元素量以及XTD/XND时，不能得到较强的材质各向异性，以及与之相伴的、板长度方向上的低变形阻力以及管制品的管长度方向的高强度和杨氏模量。

<实施例2>

使用如下制造的冷轧退火板：对于具有表1的试验编号4、10的组成的钛材料进行熔炼，对于将其热加工下初轧的板坯进行单向热轧，制成厚度3.0mm的热轧板，进行800℃、120秒保持的退火/酸洗之后，以在表2、3中示出的条件进行冷轧/退火，与实施例1同样地调查拉伸特性，并且算出X射线各向异性指数，评价板面方向的织构的发达程度、板长度方向的0.2％耐力、管制品的长度方向的杨氏模量以及拉伸强度。在表2、3中一并示出评价这些特性的结果。此外，以表2、3中示出的退火温度进行退火时，利用式(2)而计算的最低退火保持时间t也在表中示出。需要说明的是，表2为试验编号4的组成、表3为试验编号10的组成的冷轧退火板的结果。

[表2]

表1试验编号4

β相变点为923℃

[表3]

表1试验编号10

β相变点为920℃

其中，对于作为由本发明(2)中记载的方法制造的本发明(1)的实施例的试验编号15、16、17、20、21、24、26、27、28、31、32、35，在板长度方向显示出610MPa以下的0.2％耐力、具有良好的造管性，并且在制作的管制品的长度方向具有超过900MPa的拉伸强度和超过130GPa的杨氏模量，管长度方向的强度/刚性优异。

另一方面，对于试验编号18、19、22、23、25、29、30、33、34、36，板长度方向的0.2％耐力超过610MPa，具有造管性差，或管长度方向的拉伸强度不足900MPa、管长度方向的杨氏模量不足130GPa中的任一项或者两项以上，特别是作为要求小径薄壁管的机动二轮车的框架、汽车用等强度部件不具有足够的强度/刚性特性。

其中，对于试验编号18、29，其原因在于：冷轧率不足25％时的退火保持温度高于本发明的上限，因此在退火保持中β相分率变得过高，大部分成为针状组织，板宽方向的延性降低，因此管长度方向(＝板宽方向)的拉伸强度并未变得足够高。

试验编号19、30由于退火温度为本发明的下限温度以下，另外试验编号19、22、23、30、33、34由于退火保持时间为本发明的下限以下，所以均不足以引起恢复，延性不足。因此，在板宽方向、即管长度方向的拉伸试验中，拉伸试验片发生缩颈之前就已断裂，这是因为板宽方向、即管长度方向的拉伸强度不足够高。

此外，对于试验编号25、36，其原因在于，在冷轧率25％以上的条件下，退火保持温度超过本发明的上限温度，因此生成再结晶颗粒，由B-texture组成的再结晶织构随退火时间的推移而发达，各向异性降低、板长度方向的0.2％耐力变高，造管性降低，并且板宽方向(＝管长度方向)的强度以及杨氏模量未变得足够高。

根据以上结果，确认了为了得到具有将板成形为管状，将两端对接焊接制造焊接管时变形阻力低、造管性优异、并且进行了造管的焊接管的长度方向的拉伸强度以及杨氏模量高的特性的α+β型合金薄板材，通过根据本发明中示出的冷轧率和退火条件对于具有本发明中示出的织构以及成分范围的添加元素的钛合金进行冷轧/退火、并且以板的长度方向作为管的圆周方向进行造管从而进行制造即可。

产业上的可利用性

通过本发明，得到将板原材料弯曲成型为管状时的弯曲加工性良好，管长度方向的强度以及杨氏模量高的钛合金焊接管。此外，可以使用提高了造管性的α+β型钛合金冷轧退火板，制造钛合金焊接管。其可以在特别是要求轻量化的机动二轮车以及自行车的框架、汽车的强度部件等汽车部件用途、需要管长度方向的强度/刚性的民用品等广阔领域使用。