CN116724136A - 钛合金薄板和钛合金薄板的制造方法 - Google Patents

钛合金薄板和钛合金薄板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本公开涉及的钛合金薄板含有规定的化学成分，在用基于Bunge的标记方法的欧拉角g＝{φ1，Φ，φ2}表示α相的晶体取向的情况下，在电子背散射衍射法的采用球谐函数法的织构分析中，将展开系数设为16、高斯半高宽设为5°而计算得出的晶体取向分布函数f(g)所示出的最大聚集方位在φ1：0～30°、Φ：60～90°、φ2：0～60°的范围内，所述最大聚集方位的聚集度为10.0以上，该钛合金薄板的25℃下的板宽度方向的0.2％屈服强度为800MPa以上，该钛合金薄板的板宽度方向的杨氏模量为125GPa以上，该钛合金薄板的平均板厚为2.5mm以下。

Description

钛合金薄板和钛合金薄板的制造方法
技术领域
本公开涉及一种钛合金薄板和钛合金薄板的制造方法。
背景技术
钛是一种轻量、高强度且耐腐蚀性优异的材料，且从轻量化、提高燃烧消耗率的观点出发，是一种可适用于航空器领域的材料。因此，与航空器的各构成部件所要求的特性对应的钛合金的开发正在盛行。
例如，专利文献1中公开了一种α+β型钛合金线材，其含有1.4％以上且小于2.1％的Fe、4.4％以上且小于5.5％的Al、余量钛和杂质。
专利文献2中公开了一种α+β型钛合金棒材，其含有0.5％以上且小于1.4％的Fe、4.4％以上且小于5.5％的Al、余量钛和杂质。
专利文献3中公开了一种基于叠板轧制的Ti-6Al-4V合金薄板的制造方法，其为将一片或多片板状的芯材用间隔材料和覆盖材料覆盖而形成叠轧板材，对该叠轧板材进行轧制而使芯材减厚的薄板的制造方法，其特征在于，对于各自的初始板厚而言以芯材相对于叠轧板材的比率至少为0.25以上的方式来设定覆盖材料的板厚。
专利文献4中公开了一种基于叠板轧制的Ti-6Al-4V合金薄板的制造方法，其为将一片或多片板状的芯材用间隔材料和覆盖材料覆盖而形成叠轧板材，对该叠轧板材进行轧制而使芯材减厚的薄板的制造方法，其特征在于，对于叠轧板材的减压前后的板厚的压下比为3以上的轧制，将每1道次的轧制率设为15％以上。
专利文献5中公开了一种钛合金薄板的制造方法，其特征在于，在与热轧方向相同的方向上以总轧制率67％以上对钛合金的热轧退火板进行冷轧，接着以650～900℃之间的温度进行退火，所述钛合金以重量％计含有Al：2.5～3.5％、V：2.0～3.0％、余量Ti和普通杂质。
专利文献6中公开了一种α+β型钛合金薄板的制造方法，其特征在于，在α+β型钛合金冷轧板的制造工序中，在退火温度：〔β相变点-25℃〕以上且小于β相变点的温度范围、退火时间：0.5～4小时、加热保持后的冷却速度：0.5～5℃/秒、实施上述冷却速度下的冷却的温度区间：至300℃以下为止的条件下，进行在冷轧后实施的中间退火。
专利文献7中公开了一种α+β型钛合金薄板，其特征在于，该α+β型钛合金薄板含有：以Mo当量计为2.0～4.5质量％的完全固溶型β稳定化元素的至少1种、以Fe当量计为0.3～2.0质量％的共析型β稳定化元素的至少1种、以Al当量计大于3.0质量％且为5.5质量％以下的α稳定化元素的至少1种，余量为Ti和不可避免的杂质，其中，α相的平均粒径为5.0μm以下、并且α相的最大粒径为10.0μm以下，α相的平均长径比为2.0以下、并且α相的最大长径比为5.0以下。
专利文献8中公开了一种冷轧性和冷加工处理性优异的α+β型钛合金板，该α+β型钛合金板为α+β型钛合金热轧板，其特征在于，(a)将热轧板的轧制面法线方向(板厚方向)设为ND，将热轧方向设为RD，将热轧板宽度方向设为TD，将α相的(0001)面的法线方向设为c轴取向，将c轴取向与ND所成的角度设为θ，将包含c轴取向和ND的面与包含ND和TD的面所成的角度设为Φ，(b1)将θ为0度以上且30度以下，且Φ落入全周(-180度～180度)的晶粒引起的X射线的(0002)反射相对强度中最强的强度设为XND，(b2)将θ为80度以上且小于100度，且Φ落入±10度的晶粒引起的X射线的(0002)反射相对强度中最强的强度设为XTD，(c)XTD/XND为5.0以上。
专利文献9中公开了一种冷轧中的卷材的冷加工处理性优异的高强度α+β型钛合金板，其为以质量％计含有Fe：0.8～1.5％、Al：4.8～5.5％、N：0.030％以下，且含有将O的含量(质量％)设为[O]、将N的含量(质量％)设为[N]，满足由Q(％)＝[O]+2.77·[N]定义的Q(％)＝0.14～0.38的范围的O和N，余量为Ti和不可避免的杂质的高强度α+β型钛合金热轧板，其特征在于，(a)将热轧板的法线方向设为ND，将热轧方向设为RD，将热轧板宽度方向设为TD，将α相的(0001)面的法线方向设为c轴取向，将c轴取向与ND所成的角度设为θ，将包含c轴取向和ND的面与包含ND和TD的面所成的角度设为φ，(b1)将θ为0度以上且30度以下，且φ落入全周(-180度～180度)的晶粒引起的X射线的(0002)反射相对强度中最强的强度设为XND，(b2)将θ为80度以上且小于100度，且φ落入±10度的晶粒引起的X射线的(0002)反射相对强度中最强的强度设为XTD，(c)XTD/XND为4.0以上。
专利文献10中公开了一种板宽度方向的强度和杨氏模量高的α+β型钛合金板，该α+β型钛合金板为高强度的α+β型钛合金冷轧退火板，其以质量％计含有0.8～1.5％的Fe、0.020％以下的N，且含有将O的含量(质量％)设为[O]、N的含量(质量％)设为[N]、Fe的含量(质量％)设为[Fe]，满足由Q(％)＝[O]+2.77×[N]+0.1×[Fe]定义的Q(％)＝0.34～0.55的范围的O、N和Fe，余量为Ti和不可避免的杂质，其特征在于，在分析板面方向的织构时，将冷轧退火板的轧制面法线方向设为ND、板长度方向设为RD、板宽度方向设为TD、α相的(0001)面的法线方向设为c轴取向、c轴取向与ND所成的角度设为θ、c轴取向在板面上的投影线与板宽度方向(TD)所成的角度设为φ，在将角度θ为0度以上且30度以下，且φ落入-180度～180度的晶粒引起的X射线的(0002)反射相对强度中最强的强度设为XND，将角度θ为80度以上且小于100度，且φ落入±10度的范围内的晶粒引起的X射线的(0002)反射相对强度中最强的强度设为XTD的情况下，XTD/XND的比为5.0以上。
非专利文献1中公开了一种α+β钛合金薄板，其在轧制方向和与轧制方向垂直的方向的强度上具有各向异性。
非专利文献2中公开了一种α+β钛合金薄板，其以比β相变点高的温度进行热轧，使轧制方向和与轧制方向垂直的方向的强度的各向异性降低。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本国特开平7-62474号公报
专利文献2:日本国特开平7-70676号公报
专利文献3:日本国特开2001-300603号公报
专利文献4:日本国特开2001-300604号公报
专利文献5:日本国特开昭61-147864号公报
专利文献6:日本国特开平1-127653号公报
专利文献7:日本国特开2013-227618号公报
专利文献8:国际公开第2012/115242号
专利文献9:国际公开第2012/115243号
专利文献10:国际公开第2015/156356号
非专利文献
非专利文献1:KOBE STEEL ENGINEERING REPORTS/Vol.59、No.1(2009)、P.81～84
非专利文献2:KOBE STEEL ENGINEERING REPORTS/Vol.60、No.2(2010)、P.50～54
发明内容
发明要解决的问题
对于在航空器的结构构件中也要求更高强度的部件中，大多使用α相的固溶强化型元素Al的含量较多的合金，例如，α+β型钛合金的Ti-6Al-4V(64合金)。64合金等含有大量Al且为高强度的α+β型钛合金通常被认为缺乏加工性，难以进行冷轧。
另一方面，如果在β域或β相比例高的α+β高温域的温度下对钛合金进行单向高速热轧，则在从β相相变为α相时，通过变量选择，形成密排六方结构(hexagonal close-packed、hcp)的c轴取向在板宽度方向上的织构(T-texture)。钛的c轴方向与其他方向相比具有高的杨氏模量、强度，因此T-texture是适合于板宽度方向的高强度化、高杨氏模量化的织构。但是，当想要通过热轧来制造薄的钛合金板时，板厚的减少导致热轧时材料温度急剧降低，因此高强度的α相增加、高温强度低的β相减少的钛合金发生变形阻力显著增大，有时会超过轧机的容许载荷。因此，仅通过热轧难以制造板厚2.5mm以下的薄板。另外，在通过为了使冷轧中的加工硬化发生软化而进行的高温退火来形成再结晶织构的情况下，本织构容易消失。因此，以往在板厚2.5mm以下的薄板中，本织构未被有效利用。由这些情况而认为，以往难以制造含有大量Al且T-texture发达的高强度、高杨氏模量的钛合金薄板。
本公开是鉴于上述问题而完成的，本公开的目的在于，提供一种利用T-texture，板宽度方向的强度高且板宽度方向的杨氏模量高的、板厚2.5mm以下的含Al钛合金薄板和该钛合金薄板的制造方法。
用于解决问题的方案
本来，hcp结构的钛中的T-texture由于期待向热轧方向的滑动所带来的变形，因此，无法断定向同方向的冷轧困难。针对使用通过热轧使T-texture发达的含Al钛合金进行冷轧而制造2.5mm以下的薄板，本发明人等进行了深入且详细的研究。
本公开是基于上述认知而完成的，其主要内容如下。
[1]本公开的一个方式涉及的钛合金薄板以质量％计含有Al：大于4.0％且为6.6％以下、Fe：0％以上且2.3％以下、V：0％以上且4.5％以下、Si：0％以上且0.60％以下、Ni：0％以上且小于0.15％、Cr：0％以上且小于0.25％、Mn：0％以上且小于0.25％、C：0％以上且小于0.080％、N：0％以上且0.050％以下、以及O：0％以上且0.40％以下，余量为Ti和杂质，
在用基于Bunge的标记方法的欧拉角g＝{φ1，Φ，φ2}表示α相的晶体取向的情况下，在电子背散射衍射法的采用球谐函数法的织构分析中，将展开系数设为16、高斯半高宽设为5°而计算得出的晶体取向分布函数f(g)所示出的最大聚集方位在φ1：0～30°、Φ：60～90°、φ2：0～60°的范围内，所述最大聚集方位的聚集度为10.0以上，
该钛合金薄板的25℃下的板宽度方向的0.2％屈服强度为800MPa以上，
该钛合金薄板的板宽度方向的杨氏模量为125GPa以上，
该钛合金薄板的平均板厚为2.5mm以下。
[2]根据上述[1]所述的钛合金薄板可以以质量％计含有
Fe：0.5％以上且2.3％以下或V：2.5％以上且4.5％以下。
[3]根据上述[2]所述的钛合金薄板可以以质量％计含有选自由
Ni：小于0.15％、
Cr：小于0.25％、以及
Mn：小于0.25％组成的组中的1种或2种以上来代替一部分的所述Fe或所述V。
[4]根据上述[2]或[3]所述的钛合金薄板中，在含有选自由O、N、Fe和V组成的组中的1种或2种以上来代替一部分的所述Ti的情况下，将以质量％计的O的含量设为[O]、N的含量设为[N]、Fe的含量设为[Fe]、V的含量设为[V]时，下述式(1)所示的Q可以为0.340以下。
Q＝[O]+(2.77×[N])+(0.1×[Fe])+(0.025×[V])…式(1)
[5]根据上述[1]～[4]中任一项所述的钛合金薄板中，通过以CuKα为射线源的X射线衍射法检测出的2θ＝53.3±1°处的衍射峰的半高宽可以为0.20°以上。
[6]根据上述[1]～[5]中任一项所述的钛合金薄板可以具有长径比大于3.0且沿板长度方向延伸的带状组织，
所述带状组织的面积率为70％以上。
[7]根据上述[1]～[6]中任一项所述的钛合金薄板中，板厚的尺寸精度相对于所述平均板厚可以为5.0％以下。
[8]本公开的另一个方式涉及的钛合金薄板的制造方法为一种上述[1]～[7]中任一项所述的钛合金薄板的制造方法，其具有以下工序：
加热工序，对钛坯料进行加热，所述钛坯料以质量％计含有Al：大于4.0％且为6.6％以下、Fe：0％以上且2.3％以下、V：0％以上且4.5％以下、Si：0％以上且0.60％以下、Ni：0％以上且小于0.15％、Cr：0％以上且小于0.25％、Mn：0％以上且小于0.25％、C：0％以上且小于0.08％、N：0％以上且0.05％以下、以及O：0％以上且0.40％以下，余量为Ti和杂质；
热轧工序，将所述加热工序后的所述钛坯料沿单向进行热轧；以及
冷轧工序，沿所述钛坯料的长度方向对所述热轧工序后的所述钛坯料进行1次以上的冷轧道次，
在将β相变点设为Tβ(℃)时，所述加热工序中的所述钛坯料的加热温度为Tβ℃以上且(Tβ+150)℃以下，
所述热轧工序中的压下率为80.0％以上，
所述热轧工序中的最终温度为(Tβ-250)℃以上且(Tβ-50)℃以下，
所述冷轧工序中，在平均每一次冷轧道次的轧制率为40％以下且进行多个所述冷轧道次的情况下，包含中间退火处理，
所述中间退火处理的退火条件为：
退火温度为500℃以上且750℃以下，且所述退火温度T(℃)与所述退火温度下的保持时间t(秒)满足下述式(2)。
18000≤(T+273.15)×(Log10(t)+20)＜22000…式(2)
[9]根据上述[8]所述的钛合金薄板的制造方法中，在最后的所述冷轧道次后，也可以实施退火温度为500℃以上且750℃以下、且满足所述式(2)的最终退火。
发明的效果
根据本公开，可提供一种利用T-texture，板宽度方向的强度高且板宽度方向的杨氏模量高的、板厚2.5mm以下的含Al钛合金薄板和该钛合金薄板的制造方法。
附图说明
图1为用于说明基于Bunge的标记方法的欧拉角得到的钛板的α相晶粒的晶体取向的说明图。
图2为本公开的一个实施方式涉及的钛合金薄板的通过电子背散射衍射法求出的晶体取向分布函数的一个例子。
图3为表示带状组织的一个例子的光学显微镜照片。
图4为表示该实施方式涉及的钛合金薄板的光学显微镜照片的一个例子的图。
图5为用于说明平均板厚的测定方法的示意图。
具体实施方式
＜1.钛合金薄板＞
首先，参照附图，对本实施方式涉及的钛合金薄板进行说明。
(1.1.化学组成)
对本实施方式涉及的钛合金薄板所含有的化学成分进行说明。本实施方式涉及的钛合金薄板以质量％计含有Al：大于4.0％且为6.6％以下、Fe：0％以上且2.3％以下、V：0％以上且4.5％以下、Si：0％以上且0.60％以下、Ni：0％以上且小于0.15％、Cr：0％以上且小于0.25％、Mn：0％以上且小于0.25％、C：0％以上且小于0.08％、N：0％以上且0.05％以下、以及O：0％以上且0.40％以下，余量为Ti和杂质。需要说明的是，以下，在化学成分的说明中，如果没有特别说明，“％”表示的是“质量％”。
Al为α相稳定化元素，且为固溶强化能力高的元素。Al含量增加时，室温下的拉伸强度和相对高温下的强度变高。另外，Al具有增加杨氏模量的效果。此外，若Al含量大于4.0％，则冷轧前的热轧板能够维持高的冷轧性。Al含量优选为4.5％以上。另一方面，Al含量大于6.6％时，冷轧前的热轧板的冷轧性显著降低，并且由于凝固偏析等，Al局部过度富集，Al发生有序化。该Al发生有序化的区域会导致钛合金薄板的冲击韧性降低。因此，Al含量为6.6％以下，优选为6.5％以下、6.3％以下，更优选为6.2％以下。
Fe为β相稳定化元素。Fe为固溶强化能力高的元素，因此增加Fe含量时，室温下的拉伸强度变高。另外，β相与α相相比具有高的加工性，因此增加Fe含量时，钛合金薄板的加工性提高。为了维持室温下加工性好的β相并获得所期望的拉伸强度，Fe含量优选为0.5％以上。Fe在钛合金薄板中不是必须的，因此其含量的下限值为0％。Fe含量更优选为0.7％以上。另一方面，Fe为非常容易凝固偏析的元素，因此Fe含量过多时，Fe会局部偏析，在Fe偏析的部分与未偏析的部分中有时会产生特性上的偏差。另外，在钛合金薄板中过量含有Fe时，有时疲劳强度会降低。因此，Fe含量优选为2.3％以下。Fe含量更优选为2.1％以下，进一步优选为2.0％以下。需要说明的是，Fe比V或Si等β相稳定化元素的价格便宜。
本实施方式涉及的钛合金薄板中可以含有的Fe也可以用V代替。V为完全固溶型的β相稳定化元素，且为具有固溶强化能力的元素。为了得到与上述Fe相同的固溶强化能力，V含量优选为2.5％以上。V含量更优选为3.0％以上。V在钛合金薄板中不是必须的，因此其含量的下限值为0％。虽然用V代替Fe时，成本变高，但是由于V与Fe相比难以偏析，因此抑制了偏析引起的特性的偏差。其结果，在钛合金薄板的板长度方向和板宽度方向上容易得到稳定的特性。为了抑制V的偏析引起的特性的偏差，V含量优选为4.5％以下。需要说明的是，如上所述，V与Fe相比难以偏析，因此在制造大型铸锭时，优选为在钛坯料中含有V。
Si为β相稳定化元素，但在α相中也能固溶，并显示出高的固溶强化能力。如上所述，Fe在钛合金薄板中含有超过2.3％时有时会偏析，因此根据需要也可以含有Si而使钛合金薄板实现高强度化。另外，Si具有与下述O相反的偏析倾向，而且难以如O那样凝固偏析，因此通过在钛合金薄板中含有适量的Si和O，可以期待兼顾高的疲劳强度和拉伸强度。另一方面，Si含量多时，有时会形成被称为硅化物的Si的金属间化合物，钛合金薄板的疲劳强度降低。若Si含量为0.60％以下，则会抑制粗大的硅化物的生成，抑制疲劳强度的降低。因此，Si含量优选为0.60％以下。Si含量优选为0.50％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.30％以下。Si在钛合金板中不是必须的，因此其含量的下限值为0％，但Si含量例如可以为0.10％以上，也可以为0.15％以上。
与Fe或V类似，Ni为提高拉伸强度和加工性的元素。但是，Ni含量为0.15％以上时，有时会生成作为平衡相的金属间化合物Ti2Ni，钛合金薄板的疲劳强度和室温延展性劣化。因此，Ni含量优选小于0.15％。Ni含量更优选为0.14％以下、0.11％以下。Ni在钛合金板中不是必须的，因此其含量的下限值为0％，但Ni含量例如可以为0.01％以上。
与Fe或V类似，Cr为提高拉伸强度和加工性的元素。但是，Cr含量为0.25％以上时，有时会生成作为平衡相的金属间化合物TiCr2，钛合金薄板的疲劳强度和室温延展性劣化。因此，Cr含量优选小于0.25％。Cr含量更优选为0.24％以下，进一步优选为0.21％以下。Cr在钛合金薄板中不是必须的，因此其含量的下限值为0％，但Cr含量例如可以为0.01％以上。
与Fe或V类似，Mn为提高拉伸强度和加工性的元素。但是，Mn含量为0.25％以上时，有时会生成作为平衡相的金属间化合物TiMn，钛合金薄板的疲劳强度和室温延展性劣化。因此，Mn含量优选小于0.25％。Mn含量更优选为0.24％以下，进一步优选为0.20％以下。Mn在钛合金薄板中不是必须的，因此其含量的下限值为0％，但Mn含量例如可以为0.01％以上。
考虑上述化学成分的效果时，本实施方式涉及的钛合金薄板优选含有Fe：0.5～2.3％或V：2.5～4.5％中的任一种作为任意元素。
另外，考虑到上述化学成分的效果时，在本实施方式涉及的钛合金薄板含有Fe：0.5～2.3％或V：2.5～4.5％中的任一种的情况下，优选含有选自由Ni：小于0.15％、Cr：小于0.25％、以及Mn：小于0.25％组成的组中的1种或2种以上来代替一部分的Fe或V。
在本实施方式涉及的钛合金薄板含有Fe的情况下，当含有选自由Ni：小于0.15％、Cr：小于0.25％、以及Mn：小于0.25％组成的组中的1种或2种以上时，Fe、Ni、Cr和Mn的总量优选为0.5％以上且2.3％以下。Fe、Ni、Cr和Mn的总量为0.5％以上时，可得到高拉伸强度，并且能够维持室温下加工性良好的β相，钛合金薄板的加工性提高。另外，Fe、Ni、Cr和Mn的总量为2.3％以下时，这些元素的偏析被抑制，能够抑制钛合金薄板中的特性的偏差。
另外，在本实施方式涉及的钛合金薄板含有V的情况下，当含有选自由Ni：小于0.15％、Cr：小于0.25％、以及Mn：小于0.25％组成的组中的1种或2种以上时，V、Ni、Cr和Mn的总量优选为2.5％以上且4.5％以下。V、Ni、Cr和Mn的总量为2.5％以上时，可得到高拉伸强度，并且能够维持室温下加工性良好的β相，钛合金薄板的加工性提高。另外，V、Ni、Cr和Mn的总量为4.5％以下时，这些元素的偏析被抑制，能够抑制钛合金薄板中的特性的偏差。
在本实施方式涉及的钛合金薄板优选限制为C：小于0.080％、N：0.050％以下、以及O：0.40％以下。以下，对各元素的含量进行说明。需要说明的是，C、N和O在钛合金薄板中不是必须的，因此它们的含量的下限值为0％。
在钛合金薄板中大量含有C时，有时会降低钛合金薄板的延展性或加工性。因此，C含量优选小于0.080％。需要说明的是，C为不可避免地混入的物质，其实质含量通常为0.0001％以上。
与C类似，在钛合金薄板中大量含有N时，有时会降低钛合金薄板的延展性或加工性。另外，N为侵入型元素，侵入到α相中使钛材固溶强化，但大量含有时，冷轧性有时会降低。因此，N含量优选为0.050％以下。需要说明的是，N为不可避免地混入的物质，其实质含量通常为0.0001％以上。
与C类似，在钛合金薄板中大量含有O时，有时会降低钛合金薄板的延展性或加工性。另外，与N类似，O为侵入型元素，侵入到α相中使钛材固溶强化，但大量含有时，冷轧性有时会降低。因此，O含量优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下，进一步优选为0.30％以下。需要说明的是，O为不可避免地混入的物质，其实质含量通常为0.0001％以上。
在本实施方式涉及的钛合金薄板含有选自由O、N、Fe和V组成的组中的1种或2种以上的情况下，将以质量％计的O的含量设为[O]、N的含量设为[N]、Fe的含量设为[Fe]、V的含量设为[V]时，下述式(1)所示Q值优选为0.340以下。Q值的下限值并无特别限制，但O和N为不可避免地混入的物质，因此Q值实际上大于0。
Q＝[O]+(2.77×[N])+(0.1×[Fe])+(0.025×[V])…式(1)
Q值为估计钛材的冷轧性的指标。Q值大于0.340时，冷轧性有时会显著降低。如上所述，大量含有O和N时，冷轧性降低。特别是，在含有大于4.0质量％的Al的体系中，有时O与Al发生有序化而形成金属间化合物，冷轧性降低。Fe和V为β相稳定化元素，基本上具有提高冷轧性的效果，但过量含有时，α相和β相的强度变高，损害延展性，因此有时会降低冷轧性。[N]、[Fe]和[V]的系数是考虑对冷轧性降低的影响度而确定的。
本实施方式涉及的钛合金薄板的化学组成的余量可以为Ti和杂质。杂质例如是精炼工序等中混入的H、Cl、Na、Mg、Ca、B和从废料等混入的Zr、Sn、Mo、Nb、Ta。杂质在总量为0.5％以下时为没有问题的水平。另外，H含量为150ppm以下。B在铸块内有可能成为粗大的析出物。因此，即使在B作为杂质而被含有的情况下，也优选为尽量抑制B含量。在本实施方式的钛合金板中，优选将B含量设为0.01％以下。
需要说明的是，在本实施方式涉及的钛合金薄板含有0.5～2.3％的Fe的情况下，钛合金薄板中含有的V有时只含有被视为杂质的量，在本实施方式涉及的钛合金薄板含有2.5～4.5％的V的情况下，钛合金薄板中含有的Fe有时只含有被视为杂质的量。
另外，本实施方式涉及的钛合金薄板只要能够得到板宽度方向的高强度和高杨氏模量，当然也可以代替Ti而含有各种元素。同样，就作为杂质例示的元素而言，只要钛合金薄板具有高强度且具有优异的加工性，也可以含有被视为杂质的量以上的量。
如上所说明的那样，本实施方式涉及的钛合金薄板可以具有上述化学成分。更具体而言，本实施方式涉及的钛合金薄板的化学组成例如可以为Ti-6Al-4V、Ti-6Al-4V ELI、Ti-5Al-1Fe。
(1.2.金相组织)
接着，对本实施方式涉及的钛合金薄板的金相组织进行说明。
[织构]
首先，对钛合金薄板的织构的晶体取向进行说明。如果在β域或β相比例高的α+β高温域的温度下对钛合金进行单向高速热轧，则在从β相相变为α相时，通过变量选择，形成hcp的c轴取向在板宽度方向上的织构(T-texture)。T-texture为受到轧制变形后的未再结晶的β相相变为α相时所形成的织构。T-texture使板宽度方向的强度和杨氏模量提高。在用基于Bunge的标记方法的欧拉角g＝{φ1，Φ，φ2}表示α相的晶体取向的情况下，若晶体取向分布函数f(g)所示出的最大聚集方位在φ1：0～30°、Φ：60～90°、φ2：0～60°的范围内，所述最大聚集方位的聚集度为10.0以上，则为T-texture发达的组织。本实施方式涉及的钛合金薄板为T-texture发达的组织，大量含有未再结晶组织。
在此，参照图1，对基于Bunge的标记方法的欧拉角g＝{φ1，Φ，φ2}进行说明。图1为用于说明基于Bunge的标记方法的欧拉角得到的钛合金薄板的α相晶粒的晶体取向的说明图。作为试样坐标系，示出了处于相互正交的关系的、RD(轧制方向)、TD(板宽度方向)和ND(轧制面的法线方向)这3个坐标轴。另外，作为晶体坐标系，示出了处于相互正交的关系的X轴、Y轴和Z轴这3个坐标轴。并且，以各坐标系的原点一致的方式配置各自的坐标轴，表示hcp的六棱柱以作为钛的α相的hcp的(0001)面的中心与原点一致的方式示出。在图1中，X轴与α相的[10-10]方向一致，Y轴与[-12-10]方向一致，Z轴与[0001]方向(C轴方向)一致。
在Bunge的标记方法中，首先考虑试样坐标系的RD、TD、ND与晶体坐标系的X轴、Y轴、Z轴分别一致的状态。然后，使晶体坐标系绕Z轴旋转角度φ1，并绕旋转φ1后的X轴(图1的状态)旋转角度Φ。最后，绕旋转Φ后的Z轴旋转角度φ2。通过φ1、Φ、φ2这3个角度来表示晶体或晶体坐标系相对于试样坐标系为特定倾斜的状态。即，使用φ1、Φ、φ2这3个角度来唯一确定晶体取向。将φ1、Φ、φ2这3个角度称为基于Bunge的标记方法的欧拉角。通过该基于Bunge的标记方法的欧拉角来规定钛合金薄板的α相晶粒的晶体取向(C轴方向等)。
在图1中，φ1为试样坐标系的RD-TD平面(轧制平面)和晶体坐标系的[10-10]-[-12-10]平面的交线、与试样坐标系的RD(轧制方向)所成的角度。Φ为试样坐标系的ND(轧制面的法线方向)与晶体坐标系的[0001]方向((0001)面的法线方向)所成的角度。φ2为试样坐标系的RD-TD平面(轧制面)和晶体坐标系的[10-10]-[-12-10]平面的交线、与晶体坐标系的[10-10]方向所成的角度。
最大聚集方位和最大聚集度可以如下求出。对于钛合金薄板，在宽度方向(TD)中央位置处，对与板宽度方向垂直的截面(L截面)进行化学研磨，使用电子背散射衍射(EBSD)法进行晶体取向分析。对于钛合金薄板的表面下部和板厚中央部，分别对(整板厚)×200μm的区域以1μm的步距测定5个视场左右。对其数据用TSL Solutions公司制的OIM AnalysisTM软件(Ver.8.1.0)来计算晶体取向分布函数f(g)(ODF；Oriantation DisutributionFunction)。在EBSD法的采用球谐函数法的织构分析中，将展开系数设为16、高斯半高宽设为5°以计算出晶体取向分布函数f(g)。此时，考虑到轧制变形的对称性，以相对于板厚方向、轧制方向、板宽度方向分别成为线对称的方式进行计算。ODF用分布函数表示测定的晶体取向被标记在φ1-Φ-φ2的三维空间(欧拉空间)中的三维分布。图2为本实施方式涉及的钛合金薄板的通过电子背散射衍射法求出的晶体取向分布函数f(g)的一个例子。在图2中，为了以二维表示欧拉空间，将欧拉空间沿角度φ2方向每5度地进行水平切片，将得到的截面排列。通过该ODF，能够计算出最大聚集方位和最大聚集度。需要说明的是，在图2中，φ1＝0°、Φ＝90°、φ2＝30°(点A)处，可确认到最大聚集方位，最大聚集度为36.3。需要说明的是，虽然在上述中是基于宽度方向中央位置处的L截面来求出最大聚集方位和最大聚集度的，但是由于钛合金薄板的织构在宽度方向上是均匀的，因此也可以基于任意板宽度位置处的L截面来求出最大聚集方位和最大聚集度。
[位错密度]
金属材料通常会发生通过引入位错而进行硬化的加工硬化。在钛合金薄板中，位错密度越高，强度也越高。本实施方式涉及的钛合金薄板为T-texture发达的组织，因此大量含有未再结晶组织。未再结晶组织为可引入大量位错的组织。作为估计该位错密度的方法，存在一种根据由X射线衍射法(XRD；X-Ray Diffraction)得到的衍射峰的半高宽来估计位错密度的方法。衍射峰的半高宽越大，位错密度越高。为了得到充分的加工硬化，优选的是通过以CuKα作为射线源的X射线衍射检测出的2θ＝53.3±1°的位置所表示的(102)面的衍射峰半高宽为0.20°以上。另一方面，位错密度过高时，强度过高，缺口敏感性变高，有可能产生板断裂。因此，(102)面的衍射峰半高宽优选为1.00°以下，更优选为0.80°以下。
通过以下方法来计算位错密度。在使用砂纸对钛合金薄板的表面进行湿式研磨后，使用胶体二氧化硅对该表面进行镜面抛光而制成镜面。对制成镜面的钛合金薄板的表面实施XRD测定。XRD测定中，以CuKα作为射线源，在测定间距0.01°、测定速度2°/分钟的条件下对2θ在50.0°到55.0°的范围实施测定。使用通过Rigaku制造的Smartlab所测定的X射线衍射数据，通过Rigaku制造的综合粉末X射线分析软件PDXL来算出半高宽。
[带状组织]
本实施方式涉及的钛合金薄板具有长径比大于3.0且沿板长度方向延伸的带状组织，该带状组织的面积率优选为70％以上。这里所说的带状组织例如为图3的带状组织的光学显微镜照片所示的、沿长度方向延伸的组织。具体而言，是指由晶粒的长轴/短轴表示的长径比大于3.0的晶粒。如图4的本实施方式涉及的钛合金薄板的光学显微镜照片所示，本实施方式涉及的钛合金薄板具有沿板长度方向延伸的带状组织。在α+β域、β域的温度下进行热轧时，钛合金中会形成沿板长度方向延伸的带状组织。带状组织具有许多垂直于板厚方向的晶界。若带状组织的面积率为70％以上，则能够减缓从板表面产生的裂纹向板厚方向的扩展。带状组织的面积率更优选为75％以上，进一步优选为80％以上。另外，晶粒也可以全部为带状组织，上限为100.0％。
长径比和带状组织的面积率可如下计算得出。对于钛合金薄板，在宽度方向(TD)中央位置处，对与板宽度方向垂直截断而成的截面(L截面)进行化学研磨，在该截面的任意5个视场中，对(整板厚)×200μm的区域以1μm的步距进行测定，进行根据EBSD法的晶体取向分析。根据该EBSD的晶体取向分析结果，计算出每个晶粒的长径比。然后，计算长径比大于3.0的晶粒的面积率。需要说明的是，虽然在上述中是基于宽度方向中央位置处的L截面来求出长径比和带状组织的面积率的，但是由于带状组织在宽度方向上是均匀分布的，因此也可以基于任意板宽度位置处的L截面来计算长径比和带状组织的面积率。
(1.3.板宽度方向的0.2％屈服强度)
本实施方式涉及的钛合金薄板在室温下的板宽度方向的0.2％屈服强度为800MPa以上。在航空器领域等中，大多数情况下要求与通用的α+β型钛合金Ti-6Al-4V在室温下的拉伸强度接近的拉伸强度。若钛合金薄板在室温下的板宽度方向的0.2％屈服强度为800MPa以上，则可以用于要求高强度的用途。室温下的板宽度方向的0.2％屈服强度优选为850MPa以上。另一方面，强度过高时，冷轧前的热轧板的强度也高，因此有时难以对热轧板进行冷轧，需要增多冷轧道次而成本增加。另外，强度过高时，切口敏感性变高，有可能会产生板断裂。因此，室温下的板宽度方向的0.2％屈服强度优选为1300MPa以下。室温下的板宽度方向的0.2％屈服强度更优选为1250MPa以下。可以采用依据JIS Z2241：2011的方法来测定0.2％屈服强度。具体而言，可以通过以拉伸方向变为钛合金薄板的板宽度方向的方式来制作JIS Z 2241：2011中规定的13B号拉伸试验片(平行部的宽度12.5mm、标点间距离50mm)，并以0.5％/min的应变速度进行拉伸试验，从而进行测定。
(1.4.板宽度方向的杨氏模量)
本实施方式涉及的钛合金薄板的板宽度方向的杨氏模量为125GPa以上。若杨氏模量为125GPa以上，则可用于合成要求高的航空器领域、汽车用部件、民生品等用途。特别是，若板宽度方向的杨氏模量为125GPa以上，则与以往相比具有能够轻量化3～4％左右的优点。杨氏模量过高并没有问题，但钛实际上上限为150GPa左右。板宽度方向的杨氏模量可以通过以下方法来测定。即，以拉伸方向变为钛合金薄板的板宽度方向的方式来制作JIS Z2241：2011中规定的13B号拉伸试验片(平行部的宽度12.5mm、标点间距离50mm)，贴上应变仪，以10.0％/min的应变速度，在100MPa至0.2％屈服强度的一半的应力范围内重复5次负载-卸载，求出其斜率，将去掉最大值和最小值后的3次的平均值作为杨氏模量。
(1.5.维氏硬度HV)
本实施方式涉及的钛合金薄板的维氏硬度HV为330以上。就维氏硬度HV而言，根据JIS Z 2244：2009，在轧制板的板宽度方向(TD)中央位置处，对与板宽度方向垂直的截面(TD(Transverse direction)面)进行镜面抛光，以500g的载荷、15秒的负荷时间对该截面测定7个位置，将去掉最大值和最小值后的5个点的平均值作为维氏硬度HV。本实施方式涉及的钛合金薄板的维氏硬度HV可以为340以上，也可以为350以上。另外，本实施方式涉及的钛合金薄板的维氏硬度HV可以为430以下，也可以为420以下。需要说明的是，本实施方式涉及的钛合金薄板的维氏硬度HV330以上相当于依据JIS Z2241：2011的方法测定的拉伸强度1GPa以上。需要说明的是，虽然在上述中将长度方向中央位置处的TD面作为维氏硬度HV的测定面，但是由于钛合金薄板的维氏硬度HV在长度方向上的偏差小，因此也可以将任意长度方向位置处的TD面作为维氏硬度HV的测定面。
(1.6.平均板厚)
本实施方式涉及的钛合金薄板的平均板厚为2.5mm以下。在进行通常的热轧的情况下，板厚变薄时，由于温度急剧降低，变形阻力增大。由此，在对高强度材料进行热轧的情况下，有时会超过轧机的容许载荷，难以使平均板厚成为2.5mm以下。另一方面，详细情况后述，本实施方式涉及的钛合金薄板是通过包括冷轧工序的方法来制造的，因此可以使平均板厚为2.5mm以下。另外，虽然本实施方式涉及的钛合金薄板的平均板厚的下限并无特别限制，但在具有上述强度的钛合金中，实际上平均板厚多为0.1mm以上。因此，本实施方式涉及的钛合金薄板的平均板厚优选为0.1mm以上。本实施方式涉及的钛合金薄板的平均板厚更优选为0.3mm以上。
在此，参照图5，对平均板厚的测定方法进行说明。图5为用于说明平均板厚的测定方法的示意图。对于板宽度方向(TD)中央位置和距板宽度方向的两端的距离分别为板宽度的1/4的位置，使用X射线、测微计或游尺，在长度方向上隔开1m以上的间隔测定5处以上的各位置的板厚，将测定的板厚的平均值作为平均板厚。
(1.7.板厚尺寸精度)
本实施方式涉及的钛合金薄板的板厚尺寸精度相对于平均板厚优选为5.0％以下。在叠板轧制中，对多重层叠、由钢材包裹的钛材进行热轧以制造钛合金薄板，但由于温度分布会使多重层叠的钛材的变形阻力发生较大变化，因此难以制造出板厚均匀的薄板。但是，本实施方式涉及的钛合金薄板如后所述的那样经过冷轧而制造，因此是板厚尺寸精度优异的钛合金薄板。本实施方式涉及的钛合金薄板的尺寸精度更优选为相对于平均板厚为4.0％以下，进一步优选为相对于平均板厚为2.0％以下。
板厚尺寸精度通过以下方法来测定。对于宽度方向(TD)中央位置和距宽度方向的两端的距离分别为板宽度的1/4的位置，使用X射线、测微计或游尺，在长度方向上隔开1m以上的间隔测定5处以上的各位置的板厚。使用实际测定的板厚d和上述平均板厚dave，将通过下述式(101)而计算得出的a’的最大值作为板厚尺寸精度a。
a’＝(d-dave)/dave×100…式(101)
以上，对本实施方式涉及的钛合金薄板进行了说明。以上说明的本实施方式涉及的钛合金薄板可以通过任何方法来制造，例如，也可以通过以下说明的钛合金薄板的制造方法来制造。
＜2.钛合金薄板的制造方法＞
本实施方式涉及的钛合金薄板的制造方法包括：板坯制造工序，对成为钛合金薄板的坯料(钛坯料)的钛合金板坯进行制造；加热工序，对钛合金板坯进行加热；热轧工序，对加热工序后的钛合金板坯进行热轧；冷轧工序，对热轧工序后的钛坯料进行冷轧；以及表面光轧·拉伸矫正工序，根据需要对冷轧工序后的钛坯料进行表面光轧或拉伸矫正。以下，对本实施方式涉及的钛合金薄板的制造方法的各工序进行说明。
(2.1.板坯制造工序)
在板坯制造工序中，制造钛合金板坯。作为坯料，可以使用具有上述化学组成并且通过公知的方法制造的坯料。钛合金板坯的制造方法并无特别限制，例如，可以按照以下的顺序来制造。例如，由海绵钛通过真空电弧重熔法、电子束熔融法或等离子体熔融法等炉膛熔融法之类的各种熔融法来制作铸锭。接着，通过以α相高温域、α+β二相域或β相单相域的温度对得到的铸锭进行热锻，可以得到钛合金板坯。需要说明的是，对于钛合金板坯，可根据需要施加清洗处理、切削等预处理。另外，在用炉膛熔融法制成可热轧的矩形时，可不进行热锻等而供至热轧。制造的钛合金板坯含有Al：大于4.0％且为6.6％以下、Fe：0％以上且2.3％以下、V：0％以上且4.5％以下、Si：0％以上且0.60％以下、Ni：0％以上且小于0.15％、Cr：0％以上且小于0.25％、Mn：0％以上且小于0.25％、C：0％以上且小于0.080％、N：0％以上且0.050％以下、以及O：0％以上且小于0.40％。
(2.2.加热工序)
在本工序中，将钛合金板坯加热至β相变点Tβ℃以上且(Tβ+150℃)以下的温度。在加热温度小于Tβ℃的情况下，钛合金板坯在α相的比例高的状态下被压下，在β相的比例高的状态下的压下变得不足。因此，T-texture不够发达。另外，加热温度大于(Tβ+150℃)时，轧制中β相再结晶的可能性变得非常高。在这种情况下，从β相相变为α相时不产生变量选择，因此T-texture难以发达。进而，钛合金板坯表面的氧化变得激烈，热轧后在热轧板表面容易产生痂痕或裂纹。这里所说的钛合金板坯的温度为表面温度且是用辐射温度计测定的。关于辐射温度计的辐射率，对于刚从加热炉出来的板坯，使用进行了校正以使与用接触式热电偶测定的温度一致的值。
需要说明的是，在本说明书中，β相变点Tβ指的是将钛合金从β相单相域冷却时开始生成α相的边界温度。Tβ可由相图获得。相图可通过例如CALPHAD(Computer Coupling ofPhase Diagrams and Thermochemistry)法获得。具体而言，可使用Thermo-Calc SotwareAB公司的综合型热力学计算系统Thermo-Calc以及规定的数据库(TI3)，通过CALPHAD法获得钛合金的相图，计算出Tβ。
(2.3.热轧工序)
一般来说，如果在β域或β相比例高的α+β域高温侧的温度下对钛合金进行单向高速热轧，则在从β相相变为α相时会形成T-texture。通过在β域单相或β相分率高的温度域、例如(Tβ-50)℃以上的温度下开始热轧，可以充分使T-texture发达。β相变点因钛合金板坯的组成而不同，但是例如也可以在950℃以上的温度下开始热轧。另外，为了使T-texture发达，在β相比例高的温度域下以高压下率进行轧制，使β相的织构发达，且抑制β相的再结晶也是很重要的。为了形成并使T-texture发达，本实施方式涉及的钛合金薄板的制造方法中，具有将钛合金板坯沿单向进行热轧的热轧工序，该热轧工序中的钛合金板坯的压下率为80％以上，最终温度为(Tβ-250)℃以上且(Tβ-50)℃以下。由此，在板坯被热轧后得到的钛合金热轧板中形成有T-texture。T-texture具有优异的冷轧性，且对板宽度方向的高强度化、高杨氏模量化有效。
在最终温度小于(Tβ-250)℃的情况下，钛合金板坯在α相的比例高的状态下被压下，在β相的比例高的状态下的压下变得不足。因此，T-texture不够发达。此外，最终温度小于(Tβ-250)℃时，热变形阻力急剧升高，热加工性降低，因此容易产生端部裂纹等，成品率降低。
最终温度大于(Tβ-50)℃时，热轧过程中β相再结晶的可能性变得非常高。在这种情况下，从β相相变为α相时不产生变量选择，因此T-texture难以发达。
压下率小于80.0％时，所导入的加工应变不充分，有时应变不会均匀地导入至板厚整体，T-texture不够发达。
为了使钛合金热轧板的织构形成强的T-texture以确保高的各向异性，优选将钛合金板坯加热至上述加热温度并保持30分钟以上。通过使钛合金板坯在上述加热温度下保持30分钟以上，可以使钛合金板坯的晶相成为β单相，更容易形成T-texture并使其发达。
另外，加热温度和最终温度为钛合金板坯的表面温度，可以用公知的方法测定。例如，可以使用辐射温度计来测定加热温度和最终温度。
在热轧工序中，可以使用公知的连续热轧设备对钛合金板坯连续地进行热轧。在使用连续热轧设备的情况下，钛合金板坯在热轧后被卷取机卷绕成钛合金热轧卷材。
可以根据需要对经过上述热轧工序后得到的钛合金热轧板实施基于公知的方法的退火、基于酸洗、切削的氧化物氧化皮等的去除、或清洗处理等。
(2.4.冷轧工序)
在本工序中，沿长度方向对热轧工序后的钛坯料实施1次以上的冷轧道次。冷轧工序中的平均每一次冷轧道次的轧制率为40％以下。若平均每一次冷轧道次的轧制率为40％以下，则在之后的中间退火、最终退火中不易产生再结晶，能够保持T-texture。
需要说明的是，这里所说的冷轧道次是指连续实施的冷轧。具体而言，对于冷轧道次，在从热轧工序后到钛坯料成为最终产品厚度为止或在热轧工序后实施后述的表面光轧工序的情况下，是指从热轧工序后到表面光轧工序前为止的冷轧。其中，在冷轧工序中实施中间退火处理的情况下，将热轧工序后到中间退火处理为止的冷轧、从中间退火处理到钛坯料成为最终产品厚度为止或到表面光轧工序前为止的冷轧分别称为冷轧道次。另外，在多次实施中间退火处理的情况下，将从之前的中间退火处理到之后的中间退火处理为止的冷轧也称为冷轧道次。
冷轧道次的实施温度例如可以为500℃以下，也可以为400℃以下。冷轧道次的实施温度的下限并无特别限制，冷轧道次的实施温度例如可以为室温以上。此处的室温是指0℃以上。
在冷轧工序中，也可以对最后的冷轧道次之后的钛坯料实施最终退火处理。最终退火处理只要适当实施即可，并非必须的处理。中间退火处理和最终退火处理的处理条件为：退火温度为500℃以上且750℃以下、且退火温度T(℃)与退火温度下的保持时间t(秒)满足下述式(102)。
需要说明的是，下述式(102)的(T+273.15)×(Log10(t)+20)为拉森·米勒参数。
18000≤(T+273.15)×(Log10(t)+20)＜22000…(102)式
通过在上述条件下实施中间退火处理或最终退火处理，能够抑制再结晶并维持T-texture。在退火温度小于500℃或为不满足上述(102)式的退火温度或保持时间的情况下，金相组织的恢复变得不充分，会导致冷轧时的内部裂纹或端部裂纹，另外，累积中的应变累积变多，有时会发生再结晶。另一方面，退火温度大于750℃时，会发生再结晶，失去T-texture。在中间退火工序和最终退火工序中，通过以退火温度为500℃以上且750℃以下、且退火温度T(℃)与退火温度下的保持时间t(秒)满足下述式(102)的方式来确定退火温度T和退火时间t，可维持T-texture，且可抑制冷轧时的内部裂纹、端部裂纹。
(2.5.表面光轧·拉伸矫正工序)
经过上述冷轧工序来制造钛合金薄板，但冷轧工序后的钛合金薄板优选根据需要可以实施用于调整机械特性的表面光轧或用于矫正形状的拉伸矫正。表面光轧中的压下率优选为10％以下，拉伸矫正中的钛合金冷轧板的伸长率优选为5％以下。需要说明的是，表面光轧和拉伸矫正在不需要的情况下也可以不实施。以上，对本实施方式涉及的钛合金薄板的制造方法进行了说明。
根据本实施方式涉及的钛合金薄板的制造方法，通过上述热轧工序来生成T-texture并使其发达，通过上述冷轧工序来得到可维持T-texture的状态的钛合金薄板。具体而言，在用基于Bunge的标记方法的欧拉角g＝{φ1、Φ、φ2}表示α相的晶体取向的情况下，可得到晶体取向分布函数f(g)所示出的最大聚集方位在φ1：0～30°、Φ：60～90°、φ2：0～60°的范围内，所述最大聚集方位的聚集度为10.0以上的钛合金薄板。该钛合金薄板以质量％计含有Al：大于4.0％且为6.6％以下、Fe：0％以上且2.3％以下、V：0％以上且4.5％以下、Si：0％以上且0.60％以下、Ni：0％以上且小于0.15％、Cr：0％以上且小于0.25％、Mn：0％以上且小于0.25％、C：0％以上且小于0.080％、N：0％以上且0.050％以下、以及O：0％以上且0.40％以下。该钛合金薄板的25℃下的板宽度方向的0.2％屈服强度为800MPa以上，板宽度方向的杨氏模量为125GPa以上。
另外，根据本实施方式涉及的钛合金薄板的制造方法，板厚尺寸精度相对于平均板厚可以为5.0％以下。
另外，根据本实施方式涉及的钛合金薄板的制造方法，由于是单向轧制，因此也可以制造卷材，能够以高生产率制造钛合金薄板。
实施例
以下，一边示出实施例，一边对本公开的实施方式进行具体说明。需要说明的是，以下所示的实施例仅是本公开的一个例子，本公开并不限定于下述例子。
(实施例1)
1.钛合金薄板的制造
首先，在通过真空电弧重熔(VAR：Vacuum Arc Remelting)来制造表1所示的作为钛合金薄板的坯料的钛合金铸锭，然后，通过初轧或锻造来制造厚度150mm×宽度800mm×长度5000mm的板坯。需要说明的是，除了表1所述元素以外，为Ti和杂质。另外，表1中的“Q”是通过下述式(1)而计算得出的值。
Q＝[O]+(2.77×[N])+(0.1×[Fe])+(0.025×[V])…式(1)
需要说明的是，式中，[O]为以质量％计的O含量，[N]为以质量％计的N含量，[Fe]为以质量％计的Fe含量，以及[V]为以质量％计的V含量。
关于板坯的化学成分，通过ICP发射光谱分析对Al、Fe、Si、Ni、Cr、Mn、V进行测定。关于O和N，使用氧·氮同时分析装置，通过惰性气体熔融、导热率·红外线吸收法来进行测定。关于C，使用碳硫同时分析装置，通过红外线吸收法来进行测定。制造的各热轧板化学成分与表1所示的钛合金板坯的化学成分相同。另外，关于表1所示的钛坯料A～P，使用Thermo-Calc Sotware AB公司的综合型热力学计算系统Thermo-Calc以及规定的数据库(TI3)，通过CALPHAD法获得钛合金的相图，计算出β相变点Tβ。
表1
接着然后，在表2-1和表2-3所示的条件下对这些板坯进行热轧，实施热轧板退火、喷丸和酸洗，制成厚度4mm的热轧板。从加热温度下降约50℃后开始热轧。接着，在表2-2和表2-4所示的条件下对得到的热轧板进行冷轧。需要说明的是，在表2-1和表2-3中，“Tβ”为β相变点，“拉森·米勒参数”为(T+273.15)×(Log10(t)+20)的值。
[表2-1]
[表2-2]
[表2-3]
[表2-4]
2.评价
对各发明例和比较例涉及的钛合金薄板进行了以下项目的评价。
2.1.织构
如下对各发明例和比较例涉及的钛板的聚集度成为最大方位和最大聚集度进行测定、计算。在钛合金薄板的宽度方向(TD)中央位置处，对与板宽度方向垂直的截面进行化学研磨，使用EBSD进行晶体取向分析。对(整板厚)×200μm的区域以1μm的步距测定5个视场左右。对其数据用TSL Solutions公司制的OIM AnalysisTM软件(Ver.8.1.0)来计算ODF，由该ODF算出聚集度的峰位置和最大聚集度。在EBSD法的采用球谐函数法的织构分析中，将展开系数设为16、高斯半高宽设为5°而计算出ODF。此时，考虑到轧制变形的对称性，以相对于板厚方向、轧制方向、板宽度方向分别成为线对称的方式进行计算。
2.2.位错密度
位错密度与通过XRD检测出的衍射峰的半高宽相关，因此在本实施例中，算出通过以CuKα作为射线源的XRD检测出的2θ＝53.3±1°的位置所示的(102)面的衍射峰半高宽。具体而言，在使用砂纸对钛合金薄板的表面进行湿式研磨后，使用胶体二氧化硅对该表面进行镜面抛光而制成镜面。对制成镜面的钛合金薄板的表面实施XRD测定。XRD测定中，以CuKα作为射线源，在测定间距0.01°、测定速度2°/分钟的条件下对2θ在50.0°到55.0°的范围实施测定。使用通过Rigaku制造的Smartlab所测定的X射线衍射数据，通过Rigaku制造的综合粉末X射线分析软件PDXL来算出半高宽。若半高宽为0.20°以上，则是能够得到充分的加工硬化的程度的位错密度。
2.3.带状组织的面积率
对于各试样，在板宽度中央的位置处，对与板宽度方向垂直截断的截面进行化学研磨，对该截面的(整板厚)×200μm的区域以1μm的步距将5个视场左右作为对象，进行基于EBSD法的晶体取向分析，求出各晶粒的长径比，计算出长径比大于3.0的晶粒的面积率。
2.4.0.2％屈服强度σT
针对各发明例、参考例和比较例涉及的钛合金薄板的25℃下的板宽度方向的0.2％屈服强度σT，依据JIS Z 2241：2011而测定。具体而言，以拉伸方向变为钛合金薄板的板宽度方向的方式来制作JIS Z 2241：2011中规定的13B号拉伸试验片(平行部的宽度12.5mm、标点间距离50mm)，并以0.5％/min的应变速度进行拉伸试验，从而进行测定。
2.5.板宽度方向的杨氏模量E
对于各发明例、参考例和比较例涉及的钛合金薄板的板宽度方向的杨氏模量E通过以下方法来测定。即，以拉伸方向变为钛合金薄板的板宽度方向的方式来制作JIS Z2241：2011中规定的13B号拉伸试验片(平行部的宽度12.5mm、标点间距离50mm)，贴上应变仪，以10.0％/min的应变速度，在100MPa至0.2％屈服强度的一半的应力范围内重复5次负载-卸载，求出其斜率，此时，将去掉最大值和最小值后的3次的平均值作为杨氏模量。
2.6.维氏硬度HV
关于维氏硬度HV，根据JIS Z 2244：2009，在长度方向(RD)中央位置处，对轧制面中的与板宽度方向垂直的截面(TD(Transverse direction)面)进行镜面抛光，以500g的载荷、15秒的负荷时间对该截面测定7个位置，将去掉最大值和最小值后的5个点的平均值作为维氏硬度HV。
2.7.平均板厚dave
对于各发明例、参考例和比较例涉及的钛合金薄板的平均板厚通过以下方法来测定。对于制造的各钛合金薄板的板宽度方向中央位置和距板宽度方向的两端的距离分别为板宽度的1/4的位置，使用X射线或游尺，在长度方向上隔开1m以上的间隔测定5处以上的各位置的板厚，将测定的板厚的平均值作为平均板厚。
2.8.板厚尺寸精度a
对于各发明例、参考例和比较例涉及的钛合金薄板的板厚尺寸精度，使用通过上述方法实际测定的板厚d和上述平均板厚dave，将通过下述式(101)而计算得出的a’的最大值作为尺寸精度a。
a’＝(d-dave)/dave×100…式(101)
2.9.冷轧性
对于各发明例、参考例和比较例涉及的钛合金薄板的冷轧性通过以下方法来评价。即，用冷轧后的端部裂纹的最大值来进行评价。并且，在冷轧后的端部裂纹的最大值为1mm以下的情况下，冷轧性为非常良好“A”，在冷轧后的端部裂纹的最大值大于1mm且为2mm以下的情况下，冷轧性为良好“B”，在冷轧后的端部裂纹的最大值大于2mm的情况下，冷轧性为不合格“C”。
3.结果
上述评价结果如表3-1和表3-2所示。需要说明的是，表3中的“φ1”、“Φ”和“φ2”为基于Bunge的标记方法的角度。
[表3-1]
[表3-2]
发明例1～49中任一者中，最大聚集方位在φ1：0～30°、Φ：60～90°、φ2：0～60°的范围内，最大聚集度为10.0以上。另外，发明例1～26、28～35、37～49中，半高宽为0.20°以上、带状组织的面积率为70％以上。另外，发明例1～49中任一者中，25℃下的板宽度方向的0.2％屈服强度σT为800MPa以上，板宽度方向的杨氏模量为125GPa以上。最终平均板厚dave为1.2～1.9mm，尺寸精度a为5.0％以下。比较例10中，Al含量少，因此0.2％屈服强度小至692MPa，板宽度方向的杨氏模量小至122GPa。比较例11中，Al含量多，热轧后，进行冷轧时产生了表面裂纹和严重的端部裂纹。比较例12中，在热轧的后期温度大幅降低，热轧板产生裂纹，因此无法制造2.5mm厚的板。
发明例1～6、9～20、25～49中，Q值为0.340以下，这些发明例与Q值大于0.340的发明例7、8、21～24相比，显示出良好的冷轧性。
另一方面，比较例1～10偏离本公开涉及的钛合金薄板的制造方法的制造条件，最大聚集方位或所述最大聚集方位的聚集度不满足本申请的规定，板宽度方向的杨氏模量E小于125GPa。
以上，对本公开的优选实施方式进行了详细说明，但本公开并不限定于所述例子。显然，具有本公开所属技术领域的常识的人员可以在权利要求书中记载的技术思想的范畴内想到各种变形例或修正例，这些例子当然也属于本公开的技术范围。

Claims (9)

1.一种钛合金薄板，其以质量％计含有
Al：大于4.0％且为6.6％以下、
Fe：0％以上且2.3％以下、
V：0％以上且4.5％以下、
Si：0％以上且0.60％以下、
Ni：0％以上且小于0.15％、
Cr：0％以上且小于0.25％、
Mn：0％以上且小于0.25％、
C：0％以上且小于0.080％、
N：0％以上且0.050％以下、以及
O：0％以上且0.40％以下，
余量为Ti和杂质，
在用基于Bunge的标记方法的欧拉角g＝{φ1、Φ、φ2}表示α相的晶体取向的情况下，在电子背散射衍射法的采用球谐函数法的织构分析中，将展开系数设为16、高斯半高宽设为5°而计算得出的晶体取向分布函数f(g)所示出的最大聚集方位在φ1：0～30°、Φ：60～90°、φ2：0～60°的范围内，所述最大聚集方位的聚集度为10.0以上，
所述钛合金薄板的25℃下的板宽度方向的0.2％屈服强度为800MPa以上，
所述钛合金薄板的板宽度方向的杨氏模量为125GPa以上，
所述钛合金薄板的平均板厚为2.5mm以下。
2.根据权利要求1所述的钛合金薄板，其以质量％计含有
Fe：0.5％以上且2.3％以下或V：2.5％以上且4.5％以下。
3.根据权利要求2所述的钛合金薄板，其以质量％计含有选自由
Ni：小于0.15％、
Cr：小于0.25％、以及
Mn：小于0.25％组成的组中的1种或2种以上来代替一部分的所述Fe或所述V。
4.根据权利要求2或3所述的钛合金薄板，其中，在含有选自由O、N、Fe和V组成的组中的1种或2种以上来代替一部分的所述Ti的情况下，将以质量％计的O的含量设为[O]、N的含量设为[N]、Fe的含量设为[Fe]、V的含量设为[V]时，下述式(1)所示的Q为0.340以下，
Q＝[O]+(2.77×[N])+(0.1×[Fe])+(0.025×[V])…式(1)。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钛合金薄板，其中，通过以CuKα为射线源的X射线衍射法检测出的2θ＝53.3±1°处的衍射峰的半高宽为0.20°以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的钛合金薄板，其具有长径比大于3.0且沿板长度方向延伸的带状组织，
所述带状组织的面积率为70％以上。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的钛合金薄板，其中，板厚的尺寸精度相对于所述平均板厚为5.0％以下。
8.一种权利要求1～7中任一项所述的钛合金薄板的制造方法，其具有以下工序：
加热工序，对钛坯料进行加热，所述钛坯料以质量％计含有Al：大于4.0％且为6.6％以下、Fe：0％以上且2.3％以下、V：0％以上且4.5％以下、Si：0％以上且0.60％以下、Ni：0％以上且小于0.15％、Cr：0％以上且小于0.25％、Mn：0％以上且小于0.25％、C：0％以上且小于0.08％、N：0％以上且0.05％以下、以及O：0％以上且0.40％以下，余量为Ti和杂质；
热轧工序，将所述加热工序后的所述钛坯料沿单向进行热轧；以及
冷轧工序，沿所述钛坯料的长度方向对所述热轧工序后的所述钛坯料进行1次以上的冷轧道次，
将β相变点设为Tβ(℃)时，所述加热工序中的所述钛坯料的加热温度为Tβ℃以上且(Tβ+150)℃以下，
所述热轧工序中的压下率为80.0％以上，
所述热轧工序中的最终温度为(Tβ-250)℃以上且(Tβ-50)℃以下，
所述冷轧工序中，在平均每一次冷轧道次的轧制率为40％以下且进行多个所述冷轧道次的情况下，包含中间退火处理，
所述中间退火处理的退火条件为：
退火温度为500℃以上且750℃以下，且所述退火温度T(℃)与所述退火温度下的保持时间t(秒)满足下述式(2)，
18000≤(T+273.15)×(Log10(t)+20)＜22000…式(2)。
9.根据权利要求8所述的钛合金薄板的制造方法，其中，在最后的所述冷轧道次后，实施退火温度为500℃以上且750℃以下且满足所述式(2)的最终退火。
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