JP2019157250A - チタン合金板およびゴルフクラブヘッド - Google Patents
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Abstract
【課題】高剛性化、高比強度化され、熱間加工性が改善されたチタン合金板を提供する。【解決手段】質量％で、Ａｌ：７．５〜８．５％、Ｆｅ：０．７〜１．５％、Ｎｂ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０〜２．０％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、［Ａｌ％］＋１０×［Ｏ％］≦１０％を満足するチタン合金板であり、チタン合金板の金属組織に占めるα相の面積比率が８５％以上、等軸度が５０％以上、ＥＢＳＤによって求められた、α相を構成する最密六方格子におけるｃ軸の最大集積方向の板面内方向とｃ軸のなす角θが０°以上２０°以下である結晶粒の面積率が、２５％以上４０％以下、θが０°以上２０°以下である結晶粒と、θが２０°超９０°未満である結晶粒とが層状組織を形成しているチタン合金板。【選択図】図５
Description
本発明は、チタン合金板およびゴルフクラブヘッドに関する。
近年のゴルフヘッドのフェース部材はチタン合金で製造することが一般的である。このフェース部材には、剛性が高いことが求められる。しかしながら、チタンは鋼に比べて剛性が低い。そのため、フェース部材とするチタン合金は、高剛性化が課題の１つに挙げられる。
従来、ゴルフクラブに使用されうるチタン合金として、特許文献１〜６に開示されるような、Ａｌを多量に含むチタン合金が公知である。
特許文献１には、被削性の改善を目的に、高Ａｌ（２〜８．５％）、高Ｃ（０．０８〜０．２５％）を添加したチタン合金において、所定量のＣｕ、Ｎｉの１種以上を必須で含有させることが記載されている。
特許文献２には、高Ａｌ（７．５〜１０％）が添加され、Ｔｉ以外の合金元素が、Ａｌを含め８〜１２％含有させたゴルフヘッドに用いるチタン合金が記載されている。この合金は、鋳造で製造し、延伸率（伸び）が８〜１６％であることが記載されている。
特許文献３には、高Ａｌ（７．１〜１０％）、Ｆｅ（０．１〜３％）を添加したチタン合金において、高比強度（実施例２０７〜２２８ＭＰａ／ｇ・ｃｍ３、ＴＳ＝９００〜１０００ＭＰａ）とすることが記載されている。
特許文献４には、高比強度化を目的に、高Ａｌ（７．１〜９％）、Ｆｅ（０．１〜２％）を添加したチタン合金において、所定量のＣｒおよびＳｎを必須で含有させることが記載されている。
特許文献５には、疲労強度向上を目的に、高Ａｌ（２〜８．５％）、高Ｃ（０．０６〜０．２５％）を添加したチタン合金において、β安定化元素の添加量を２〜１０％とし、１次αが５〜８０％で伸長方向／／押出方向（±１５°）としたチタン合金押出材が記載されている。
特許文献６には、高比強度化を目的に、高Ａｌ（７．１〜１０％）、Ｆｅ（０．１〜３％）、あるいはさらに、任意添加で、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｂ、Ｓｉを所定量含有させ、比強度２０５以上とすることが記載されている。
従来、高比強度のチタン合金には、上記のように、Ａｌが多量に添加されており、鋳造によって製品が製造されてきた。そのため、鋳造欠陥によってフェースの寿命は必ずしも高くはなかった。しかし、従来の高Ａｌ含有チタン合金は板材を製造するためには、熱間圧延時に必要な熱間加工性が不足しているため、板材の製造は難しかった。このような高比強度のチタン合金は、仮に熱間圧延によって製造可能な場合であっても、Ａｌが多量に添加されることで変形抵抗は高まり、製品を製造する際の熱間加工温度の高温化を避けられなかった。
特に高ヤング率のチタン合金では、熱間加工の加工温度が９００℃以上と高温なため、熱間加工時に材料表面が酸化され硬化することによって、疵が多発し熱間加工性を著しく悪くしていたため、製品を効率的に製造できていなかった。
特に高ヤング率のチタン合金では、熱間加工の加工温度が９００℃以上と高温なため、熱間加工時に材料表面が酸化され硬化することによって、疵が多発し熱間加工性を著しく悪くしていたため、製品を効率的に製造できていなかった。
本発明では、チタン合金板の高剛性化、高比強度化に加えて、熱間加工性の改善（フェースの製造：耐酸化性）と、このチタン合金板が、フェース部材に用いられたゴルフクラブヘッドの提供を目的とする。
上記の課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ａｌ：７．５〜８．５％、Ｆｅ：０．７〜１．５％、Ｎｂ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０〜２．０％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、
Ａｌ含有量、不可避的不純物であるＯ含有量をそれぞれ［Ａｌ％］、［Ｏ％］と表した場合の関係式、［Ａｌ％］＋１０×［Ｏ％］≦１０％を満足するチタン合金板であって、
チタン合金板の金属組織に占めるα相の面積比率が８５％以上であり、
等軸度が５０％以上であり、
ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法によって求められた、α相を構成する最密六方格子におけるｃ軸の最大集積方向の板面内方向と、ｃ軸のなす角θが０°以上２０°以下である結晶粒の面積率が、２５％以上４０％以下であるとともに、
θが０°以上２０°以下である結晶粒と、θが２０°超９０°未満である結晶粒とが層状組織を形成していることを特徴とする、チタン合金板。
（２）θが２０°超３０°以下である結晶粒の面積率が、５％以上２０％以下である、（１）に記載のチタン合金板。
（３）（１）または（２）に記載のチタン合金板が、フェース部材に用いられたゴルフクラブヘッド。
（１）質量％で、Ａｌ：７．５〜８．５％、Ｆｅ：０．７〜１．５％、Ｎｂ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０〜２．０％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、
Ａｌ含有量、不可避的不純物であるＯ含有量をそれぞれ［Ａｌ％］、［Ｏ％］と表した場合の関係式、［Ａｌ％］＋１０×［Ｏ％］≦１０％を満足するチタン合金板であって、
チタン合金板の金属組織に占めるα相の面積比率が８５％以上であり、
等軸度が５０％以上であり、
ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法によって求められた、α相を構成する最密六方格子におけるｃ軸の最大集積方向の板面内方向と、ｃ軸のなす角θが０°以上２０°以下である結晶粒の面積率が、２５％以上４０％以下であるとともに、
θが０°以上２０°以下である結晶粒と、θが２０°超９０°未満である結晶粒とが層状組織を形成していることを特徴とする、チタン合金板。
（２）θが２０°超３０°以下である結晶粒の面積率が、５％以上２０％以下である、（１）に記載のチタン合金板。
（３）（１）または（２）に記載のチタン合金板が、フェース部材に用いられたゴルフクラブヘッド。
本発明によれば、ゴルフクラブヘッドのフェース部材に用いられるチタン合金板を、高剛性、高比強度化することができるため、フェースが軽量化され、ヘッドの重心位置などの構造設計の自由度が高まる。また、高温での熱間加工性、向上するので、ゴルフクラブのフェース部材への成形が容易となる。
チタン合金はα型、α＋β型、β型に大別され、α安定化元素（Ａｌ，Ｏ，Ｎ，Ｃなど）、β安定化元素（Ｖ，Ｍｏ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕなど）、中立型元素（Ｓｎ，Ｚｒなど）の種類と添加量を調整することで種々の型の合金となるように設計を行う。
α安定化元素であるＡｌ、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）、Ｃ（炭素）を添加して、α相を安定化させると、ヤング率、強度は向上するが、熱間加工性（成形性など）は悪い。熱間加工性が悪いので、高温で熱間加工する必要が生じる。そのため、９００℃以上の高温で熱間加工する必要があり、その場合には、チタン合金は、著しく酸化しやすくなる。α安定化元素としてＡｌを添加した場合は、高温での耐酸化性は比較的良いが、熱間加工温度が高温化することで、従来よりも酸化が進むことには変わりがない。
Ａｌの添加により、ヤング率と強度が増加するだけでなく密度が低下するため、比強度も向上するが、Ａｌ以外のα安定化元素を添加する場合には強度だけでなく密度も増加するため比強度は、悪化することもある。ゴルフヘッドに使用する場合、重心位置を調整するためにフェース部材には軽さが求められるため、比強度を向上させるＡｌの添加は非常に有効であり、その効果はＯ、Ｎ、Ｃよりも大きい。
一方、通常チタン合金に添加できる元素は、そのほとんどがβ安定化元素である。β安定化元素を添加して、β相を安定化させると、熱間加工性、強度は向上するものの、ヤング率、密度、比強度、９００℃以上での耐酸化性は概ね悪化する。
α相やβ相の安定度に与える影響が小さな中立型元素であるＳｎ、Ｚｒを添加すると、強度は向上するものの、ヤング率、９００℃以上での耐酸化性は向上せず、熱間加工性、密度、比強度は概ね悪化する。以上をまとめると、以下の表１のようになる。
本発明では、高強度化、高剛性化（高ヤング率化）するために、α安定化元素を添加し、α相を安定化させ、α相の面積率（体積率）を高くする。α安定化元素は、高ヤング率化、高比強度化に有効であり、他の特性を比較的阻害しないＡｌを比較的多量添加する。一方で、同じα安定化元素の中でも、侵入型固溶元素（Ｏ、Ｎ等）は密度が増加するので、Ｎは、不可避的不純物として含まれる量に抑制し、Ｏは、脆性相であるα２相（Ｔｉ３Ａｌ相）の析出を抑制するためにＡｌ添加量との関係をかんがみて抑制する。
α安定化元素であるＡｌが添加されることにより、高強度化、高ヤング率化は実現するものの、熱間加工性が悪化する。そのため、本発明では、熱間加工性確保のために、β安定化元素を所定量添加（熱間加工温度でのβ相量を増加）する。使用するβ安定化元素は密度変化、β相率変化を考慮した結果、Ｆｅを選定した。さらに、β安定化元素として、必要に応じてＣｒも添加できる。
本発明においては、Ａｌの添加量が多く、熱間加工性が低下するため、熱間加工における加工温度が９００℃以上に高温化する。加工温度が高温化すると、酸化が顕著となる。この高温での酸化を防止するために、ＮｂとＳｉを添加する。
さらに、本発明においては、熱間加工の条件を最適化し、集合組織を所定の組織に制御することにより、高ヤング率化と、熱間加工性、延性（室温（常温）伸び）をすべて向上させる。
本発明のチタン合金板における成分組成と金属組織について、さらに詳細に説明する。なお、成分の含有範囲を表す％は、全て質量％である。
（成分組成）
Ａｌ：７．５〜８．５％。
Ａｌを添加することで高強度化し、高温域までα相を安定化することができる。Ａｌを７．５％以上添加することにより、ヤング率を十分に向上させることが可能となる。不可避的不純物として含まれる、Ｏ、Ｎ、Ｃによっても、α相は安定化し、ヤング率が向上するが、密度が増加する。よって、Ａｌを添加することで高ヤング率化と低密度化を実現する。一方、８．５％を超えて添加されると、熱間での変形抵抗が高くなり、熱延板を製造することが困難となる。そのため、Ａｌの添加量は、は７．５％以上８．５％以下とした。
Ａｌ：７．５〜８．５％。
Ａｌを添加することで高強度化し、高温域までα相を安定化することができる。Ａｌを７．５％以上添加することにより、ヤング率を十分に向上させることが可能となる。不可避的不純物として含まれる、Ｏ、Ｎ、Ｃによっても、α相は安定化し、ヤング率が向上するが、密度が増加する。よって、Ａｌを添加することで高ヤング率化と低密度化を実現する。一方、８．５％を超えて添加されると、熱間での変形抵抗が高くなり、熱延板を製造することが困難となる。そのため、Ａｌの添加量は、は７．５％以上８．５％以下とした。
［Ａｌ％］＋１０×［Ｏ％］≦１０％。
ＯやＮは不純物元素として不可避的に含まれる。Ａｌ添加量が多くなると脆性相であるα２相（Ｔｉ３Ａｌ相）が析出するようになるが、Ｏはα２相の析出を促進する効果がある。Ｎは０．０１％以下に低減可能であるが、Ｏ、は通常、０．０１％以上含有される。そのため、Ｏは以下の式を満たすように抑制されなければならない。
［Ａｌ％］＋１０×［Ｏ％］≦１０％。
［Ａｌ％］：Ａｌ含有量（質量％）。
［Ｏ％］：Ｏ含有量（質量％）。
なお、Ｏは０．１５％以下とすることが望ましく、望ましくは０．１２％以下、さらに望ましくは０．１％以下である。α２が析出していない場合でも、上記の式が１０％を超えると室温での延性が劣化するため、注意が必要である。望ましくは９．５％以下がよい。
ＯやＮは不純物元素として不可避的に含まれる。Ａｌ添加量が多くなると脆性相であるα２相（Ｔｉ３Ａｌ相）が析出するようになるが、Ｏはα２相の析出を促進する効果がある。Ｎは０．０１％以下に低減可能であるが、Ｏ、は通常、０．０１％以上含有される。そのため、Ｏは以下の式を満たすように抑制されなければならない。
［Ａｌ％］＋１０×［Ｏ％］≦１０％。
［Ａｌ％］：Ａｌ含有量（質量％）。
［Ｏ％］：Ｏ含有量（質量％）。
なお、Ｏは０．１５％以下とすることが望ましく、望ましくは０．１２％以下、さらに望ましくは０．１％以下である。α２が析出していない場合でも、上記の式が１０％を超えると室温での延性が劣化するため、注意が必要である。望ましくは９．５％以下がよい。
Ｆｅ：０．７〜１．５％。
Ｆｅは共析型のβ安定化元素であり、β相を安定化させる。Ｆｅはα相中への分配が少ないため、０．７％以上添加することにより、α相の高温での高強度化を抑制できる。そのため、全率固溶型であるＶ、Ｍｏよりも熱間加工性の改善に有効であるとともに安価である。一方、１．５％を超えると、β相の割合が高くなりすぎ、α相の割合が低下して所望のヤング率を得ることができない。よって、０．７％以上１．５％以下とする。
Ｆｅは共析型のβ安定化元素であり、β相を安定化させる。Ｆｅはα相中への分配が少ないため、０．７％以上添加することにより、α相の高温での高強度化を抑制できる。そのため、全率固溶型であるＶ、Ｍｏよりも熱間加工性の改善に有効であるとともに安価である。一方、１．５％を超えると、β相の割合が高くなりすぎ、α相の割合が低下して所望のヤング率を得ることができない。よって、０．７％以上１．５％以下とする。
Ｎｂ：０．５〜２．０％。
Ｎｂは全率固溶型のβ安定化元素であり、β相を安定化するだけでなく耐酸化性も向上させる。本発明のチタン合金の成形加工などでは高温での強度の点で９００℃以上に加熱する必要がある。一方、チタンは高温での耐酸化性に著しく劣るため、製品加工時の酸化によって特性が劣化する懸念がある。そのため、Ｎｂを添加する。なお、Ａｌも耐酸化性は向上させるが、高温域ではＮｂよりも効果が小さくなる。
ＮｂはＦｅに比べてβ相の安定化度が小さいために、複合的に添加してもβ相率を極端に変化させることはない。よって、十分に耐酸化性が得られるように０．５％以上添加する。しかし、Ｎｂが高価な元素である上に、過剰に添加しても耐酸化性に向上効果が小さい。さらに、Ｎｂが過剰に添加されると、他のβ安定化元素（主にＦｅ、Ｃｒ）と共に鋳塊での偏析が生じやすくなり、それに伴って特性がばらつき、圧延方向に直角方向（Ｔ方向）で低延性となるために、２．０％以下とする。
Ｎｂは全率固溶型のβ安定化元素であり、β相を安定化するだけでなく耐酸化性も向上させる。本発明のチタン合金の成形加工などでは高温での強度の点で９００℃以上に加熱する必要がある。一方、チタンは高温での耐酸化性に著しく劣るため、製品加工時の酸化によって特性が劣化する懸念がある。そのため、Ｎｂを添加する。なお、Ａｌも耐酸化性は向上させるが、高温域ではＮｂよりも効果が小さくなる。
ＮｂはＦｅに比べてβ相の安定化度が小さいために、複合的に添加してもβ相率を極端に変化させることはない。よって、十分に耐酸化性が得られるように０．５％以上添加する。しかし、Ｎｂが高価な元素である上に、過剰に添加しても耐酸化性に向上効果が小さい。さらに、Ｎｂが過剰に添加されると、他のβ安定化元素（主にＦｅ、Ｃｒ）と共に鋳塊での偏析が生じやすくなり、それに伴って特性がばらつき、圧延方向に直角方向（Ｔ方向）で低延性となるために、２．０％以下とする。
Ｓｉ：０．０５〜０．３％。
Ｓｉは共析型のβ安定化元素であるが、β相の安定化度は小さい。一方で、耐酸化性は大きく向上し、Ｎｂと複合添加することでより耐酸化性を向上させることができる。一方、添加量が多いとシリサイド（Ｔｉ−Ｓｉ金属間化合物）を形成するために、疲労特性などが劣化する。そのため、最大０．３％とし、より望ましくは０．２５％である。下限は耐酸化性向上効果が得られる０．０５％以上である。望ましくは０．１％以上である。
Ｓｉは共析型のβ安定化元素であるが、β相の安定化度は小さい。一方で、耐酸化性は大きく向上し、Ｎｂと複合添加することでより耐酸化性を向上させることができる。一方、添加量が多いとシリサイド（Ｔｉ−Ｓｉ金属間化合物）を形成するために、疲労特性などが劣化する。そのため、最大０．３％とし、より望ましくは０．２５％である。下限は耐酸化性向上効果が得られる０．０５％以上である。望ましくは０．１％以上である。
Ｃｒ：０〜２．０％。
Ｃｒは共析型のβ安定化元素であり、Ｆｅと同様に強いβ安定化度を有する。そのため、ＣｒをＦｅと複合添加することでさらにβ相率を制御することが可能となる。ただし、ＣｒもＦｅと同様に、過剰に含まれるとβ相の割合が高くなりすぎ、α相の割合が低下して所望のヤング率を得ることができない。そのため、最大２．０％とする。望ましくは１．５％以下である。なお、ＣｒはＦｅ添加のみで十分な熱間加工性を得られた場合は、添加しなくてもよい。
Ｃｒは共析型のβ安定化元素であり、Ｆｅと同様に強いβ安定化度を有する。そのため、ＣｒをＦｅと複合添加することでさらにβ相率を制御することが可能となる。ただし、ＣｒもＦｅと同様に、過剰に含まれるとβ相の割合が高くなりすぎ、α相の割合が低下して所望のヤング率を得ることができない。そのため、最大２．０％とする。望ましくは１．５％以下である。なお、ＣｒはＦｅ添加のみで十分な熱間加工性を得られた場合は、添加しなくてもよい。
残部：Ｔｉおよび不可避的不純物。
不可避的不純物として含まれる元素としては、前述のＯに加え、Ｎ（窒素）、Ｃ（炭素）、Ｈ（水素）が挙げられる。
ＮはＯと同様に密度を上げる上に、β変態点が上昇するためにα相比率が増加し、熱間加工性が劣化するため、０．０１％以下とすることが望ましい。また、熱間加工性確保のために温度を上げざるをえず、酸化が問題となる。
Ｃも同様の理由で０．０１％以下とすることが望ましい。
Ｈは、脆化を引き起こす元素であり、室温での固溶限は１０ｐｐｍ前後であるため、これ以上のＨが含有される場合には水素化物が形成され、脆化することが懸念される。一般的に、含有量が０．０１３％以下であれば、脆化の懸念はあるものの実用上問題なく用いられている。望ましくは０．０１０％以下であり、さらに望ましくは０．００８％以下、０．００６％以下、０．００４％以下または０．００３％以下である。Ｈ量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。必要があれば、その下限を０．０００１％としてもよい。
その他の金属元素はスクラップや不純物として混入してもよいが、その上限は０．１％以下である。さらに、その他の金属元素の総和は０．３％以下とする。
その他の金属元素にはＶ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕがある。
不可避的不純物として含まれる元素としては、前述のＯに加え、Ｎ（窒素）、Ｃ（炭素）、Ｈ（水素）が挙げられる。
ＮはＯと同様に密度を上げる上に、β変態点が上昇するためにα相比率が増加し、熱間加工性が劣化するため、０．０１％以下とすることが望ましい。また、熱間加工性確保のために温度を上げざるをえず、酸化が問題となる。
Ｃも同様の理由で０．０１％以下とすることが望ましい。
Ｈは、脆化を引き起こす元素であり、室温での固溶限は１０ｐｐｍ前後であるため、これ以上のＨが含有される場合には水素化物が形成され、脆化することが懸念される。一般的に、含有量が０．０１３％以下であれば、脆化の懸念はあるものの実用上問題なく用いられている。望ましくは０．０１０％以下であり、さらに望ましくは０．００８％以下、０．００６％以下、０．００４％以下または０．００３％以下である。Ｈ量の下限を規定する必要はなく、その下限は０％である。必要があれば、その下限を０．０００１％としてもよい。
その他の金属元素はスクラップや不純物として混入してもよいが、その上限は０．１％以下である。さらに、その他の金属元素の総和は０．３％以下とする。
その他の金属元素にはＶ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕがある。
（金属組織（ミクロ組織））
α相の面積比率：８５％以上。
β相はヤング率が低いためにβ相率が高いとヤング率が低下する。そのため、α相の面積比率が８５％以上必要となる。望ましくは９０％以上である。β相は、熱間加工性を向上させるので、面積比率（実質的に体積比率）で、１％以上含まれることが望ましい。より望ましくは、２％以上である。この面積比率は室温での値であり、実質的にチタン合金板のα相の体積比率と同義である。測定方法については後に詳細に述べる。なお、α相とβ相以外にシリサイドが存在する場合があるが、存在してもその面積率は０．５％未満であり、微細であることから特性に大きな影響を及ぼさない。
α相の面積比率：８５％以上。
β相はヤング率が低いためにβ相率が高いとヤング率が低下する。そのため、α相の面積比率が８５％以上必要となる。望ましくは９０％以上である。β相は、熱間加工性を向上させるので、面積比率（実質的に体積比率）で、１％以上含まれることが望ましい。より望ましくは、２％以上である。この面積比率は室温での値であり、実質的にチタン合金板のα相の体積比率と同義である。測定方法については後に詳細に述べる。なお、α相とβ相以外にシリサイドが存在する場合があるが、存在してもその面積率は０．５％未満であり、微細であることから特性に大きな影響を及ぼさない。
板表面のＥＢＳＤ（Electron Backscattering Diffraction、電子線後方散乱回折）法によって求められた、α相を構成する最密六方格子におけるｃ軸の最大集積方向の板面内方向と、ｃ軸のなす角θが０°以上２０°以下である結晶（以下、「θが０°以上２０°以下の結晶」ともいう。）粒の面積率：２５％以上４０％以下。
α相を構成する六方最密格子におけるヤング率は、底面の法線方向（ｃ軸方向）が最も高いため、c軸が配向するほどその方向のヤング率が高くなる。ゴルフクラブのフェース部材では、ゴルフクラブフェースとボールの衝突時に生じるゴルフクラブフェースのたわみを抑えるため、板厚方向以外の方向（図１に示した圧延板において、圧延方向（ＲＤ（以降ではＬ方向ともいう。））、圧延直角方向（ＴＤ（以降ではＴ方向ともいう。）））のヤング率が高いことが求められる。圧延材（ゴルフフェースなどに加工するための切削加工等を施していない板材）において、圧延直角方向（ＴＤ）のヤング率を向上させるには、圧延直角方向（ＴＤ）とｃ軸との角度θ’が低い結晶（ｃ軸が板面に対して圧延直角方向（ＴＤ）に寝ている結晶）が多くなればよい。そのため、圧延材においては圧延直角方向（ＴＤ）とｃ軸との角度θ’が０°以上２０°以下である結晶の面積割合を一定以上とする必要がある。一方、この方向に配向しすぎると材料の靱性や延性が著しく低下して、製造が困難となるため、圧延材におけるこの結晶の面積率は一定以下とする必要がある。
圧延方向（ＲＤ）や圧延直角方向（ＴＤ）が既知であればθ’を求めることは容易であるが、圧延方向（ＲＤ）や圧延直角方向（ＴＤ）が不明である場合にθ’を求めることは難しい。そのため、本発明のように「１軸圧延した場合に圧延直角方向（ＴＤ）がα相を構成するｃ軸の最大集積方向の板面内成分に一致する」という特徴から「α相を構成する最密六方格子におけるｃ軸の最大集積方向の板面内方向とｃ軸のなす角θ」を定義することで圧延方向（ＲＤ）や圧延直角方向（ＴＤ）が未知である圧延材のθ’＝θとすることができる。
θが０°以上２０°以下の結晶の面積割合は、ヤング率を確保するために２５％以上とする必要がある。一方、配向しすぎると材料の靱性や延性が著しく低下して、製造が困難となるため、この結晶の面積率は４０％以下とする。
ここで、ｃ軸の最大集積方向を決定するには、板表面（フェースの場合はフェースの表面）でＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって結晶方位を測定し、その結果を図２のような（０００１）極点図上に図示する。この時、（０００１）極点図において最大集積する方向の位置が存在する測定面内軸方向を「ｃ軸の最大集積方向の板面内方向」とみなすことができる。（０００１）極点図は、株式会社TSLソリューションズのソフトウェアOIM Analysis 6.1を用いて作図した。作図のための計算では、Harmonic series expansion(Series rank:16)をGaussian Half-wdthを５°、試料対称(Sample Symmetry)をOrthotropicとして行う。なお、対象とする指数は（０００１）であり、（０００１）面は５°のずれを許容して（０００１）とするともに、反転対称(Inversion Symmetry)を考慮する。その結果、得られた最大ピーク位置をｃ軸の最大集積位置として判断する。なお、結晶方位解析は、「ｃ軸の最大集積方向の板面内方向とｃ軸のなす角θ」について、さらに、図３、４により説明する。
図３に示したように、測定する板表面内に、任意の基準軸Ａ１とＡ２を直角になるように設定する。この時、ｃ軸の最大集積方向は、板面内方向と板面法線方向の成分で構成されており、板面内成分をＡ’とする。Ａ’をこのように定義し、Ａ’と各結晶粒のｃ軸のなす角をθとする。熱延板での測定の場合は、Ａ１＝板幅方向、Ａ２＝圧延方向として測定するのでＡ’＝Ａ１となる。（０００１）極点図では対称性を考慮して表記すると図４のようになる。なお、測定面が熱延板表面から傾いた面となっていた場合は図４のような極点図中心の対称とならずにずれることがある。これは成形加工時に湾曲したもしくは切削加工によって削られた場合であり、このような場合は中心に対して対称となるように補正することで判断できる。
板面法線方向にｃ軸の最大集積方向がそろった場合、Ａ’は、板面に垂直となるので、事実上、板面（板表面）内には存在しなくなる。しかしながら、実際には、完全に最大集積方向が板面垂直方向となることはなく、特に、本発明のチタン合金板の板表面で測定してＡ’が存在しなくなることはない。また、その場合は、本発明の範囲外である。
そして、θが０°以上２０°以下の結晶の面積率は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法によって求められる。
α相を構成する六方最密格子におけるヤング率は、底面の法線方向（ｃ軸方向）が最も高いため、c軸が配向するほどその方向のヤング率が高くなる。ゴルフクラブのフェース部材では、ゴルフクラブフェースとボールの衝突時に生じるゴルフクラブフェースのたわみを抑えるため、板厚方向以外の方向（図１に示した圧延板において、圧延方向（ＲＤ（以降ではＬ方向ともいう。））、圧延直角方向（ＴＤ（以降ではＴ方向ともいう。）））のヤング率が高いことが求められる。圧延材（ゴルフフェースなどに加工するための切削加工等を施していない板材）において、圧延直角方向（ＴＤ）のヤング率を向上させるには、圧延直角方向（ＴＤ）とｃ軸との角度θ’が低い結晶（ｃ軸が板面に対して圧延直角方向（ＴＤ）に寝ている結晶）が多くなればよい。そのため、圧延材においては圧延直角方向（ＴＤ）とｃ軸との角度θ’が０°以上２０°以下である結晶の面積割合を一定以上とする必要がある。一方、この方向に配向しすぎると材料の靱性や延性が著しく低下して、製造が困難となるため、圧延材におけるこの結晶の面積率は一定以下とする必要がある。
圧延方向（ＲＤ）や圧延直角方向（ＴＤ）が既知であればθ’を求めることは容易であるが、圧延方向（ＲＤ）や圧延直角方向（ＴＤ）が不明である場合にθ’を求めることは難しい。そのため、本発明のように「１軸圧延した場合に圧延直角方向（ＴＤ）がα相を構成するｃ軸の最大集積方向の板面内成分に一致する」という特徴から「α相を構成する最密六方格子におけるｃ軸の最大集積方向の板面内方向とｃ軸のなす角θ」を定義することで圧延方向（ＲＤ）や圧延直角方向（ＴＤ）が未知である圧延材のθ’＝θとすることができる。
θが０°以上２０°以下の結晶の面積割合は、ヤング率を確保するために２５％以上とする必要がある。一方、配向しすぎると材料の靱性や延性が著しく低下して、製造が困難となるため、この結晶の面積率は４０％以下とする。
ここで、ｃ軸の最大集積方向を決定するには、板表面（フェースの場合はフェースの表面）でＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって結晶方位を測定し、その結果を図２のような（０００１）極点図上に図示する。この時、（０００１）極点図において最大集積する方向の位置が存在する測定面内軸方向を「ｃ軸の最大集積方向の板面内方向」とみなすことができる。（０００１）極点図は、株式会社TSLソリューションズのソフトウェアOIM Analysis 6.1を用いて作図した。作図のための計算では、Harmonic series expansion(Series rank:16)をGaussian Half-wdthを５°、試料対称(Sample Symmetry)をOrthotropicとして行う。なお、対象とする指数は（０００１）であり、（０００１）面は５°のずれを許容して（０００１）とするともに、反転対称(Inversion Symmetry)を考慮する。その結果、得られた最大ピーク位置をｃ軸の最大集積位置として判断する。なお、結晶方位解析は、「ｃ軸の最大集積方向の板面内方向とｃ軸のなす角θ」について、さらに、図３、４により説明する。
図３に示したように、測定する板表面内に、任意の基準軸Ａ１とＡ２を直角になるように設定する。この時、ｃ軸の最大集積方向は、板面内方向と板面法線方向の成分で構成されており、板面内成分をＡ’とする。Ａ’をこのように定義し、Ａ’と各結晶粒のｃ軸のなす角をθとする。熱延板での測定の場合は、Ａ１＝板幅方向、Ａ２＝圧延方向として測定するのでＡ’＝Ａ１となる。（０００１）極点図では対称性を考慮して表記すると図４のようになる。なお、測定面が熱延板表面から傾いた面となっていた場合は図４のような極点図中心の対称とならずにずれることがある。これは成形加工時に湾曲したもしくは切削加工によって削られた場合であり、このような場合は中心に対して対称となるように補正することで判断できる。
板面法線方向にｃ軸の最大集積方向がそろった場合、Ａ’は、板面に垂直となるので、事実上、板面（板表面）内には存在しなくなる。しかしながら、実際には、完全に最大集積方向が板面垂直方向となることはなく、特に、本発明のチタン合金板の板表面で測定してＡ’が存在しなくなることはない。また、その場合は、本発明の範囲外である。
そして、θが０°以上２０°以下の結晶の面積率は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法によって求められる。
また、θが２０°超３０°以下である結晶（以下、「θが２０°超３０°以下の結晶」という。）の面積率が５％以上であることで、より一層の高ヤング率化が達成できる。なお、θが２０°超３０°以下である結晶の面積率の上限は２０％が望ましい。θが０°以上２０°以下の結晶、２０°超３０°以下の結晶を所定量含む本発明の組織の（０００１）極点図を概念的に示すと、図２のようになる。図２においては、ｃ軸の最大集積方向は、圧延直角方向ＴＤに一致している。
θが０°以上２０°以下である結晶粒と、θが２０°超９０°未満である結晶粒とが層状組織を形成している。
本発明のチタン合金板は、図５に示した層状組織であることを特徴とする。この層状組織とは、Ｌ断面（Ｔ方向に垂直な断面）の板厚中央部の板厚方向ｔ５００μｍ×Ｌ方向１００μｍを測定した際に、θが０°以上２０°以下である結晶粒が、θが２０°超９０°以下である結晶粒に挟まれて、Ｌ方向に１００μｍ以上連続する領域が２箇所以上存在することをいう。黒色で図示されている部分が、θが０°以上２０°以下の結晶を示す領域である。本発明においては、黒色領域が、２箇所以上、Ｌ方向（圧延方向ＲＤ）に１００μｍ以上途切れない。この観察はＳＥＭ／ＥＢＳＤ法等で行えばよい。
層状に分布することで、圧延方向および圧延方向に垂直な方向のヤング率は並列型の複合則で強化される。層状になることで並列型の複合則で得られるため、直列型よりも高い値を得ることができる。また、ゴルフクラブヘッドのフェースのようにボールが板厚方向に衝突した際には衝撃に対して強い。
本発明のチタン合金板は、図５に示した層状組織であることを特徴とする。この層状組織とは、Ｌ断面（Ｔ方向に垂直な断面）の板厚中央部の板厚方向ｔ５００μｍ×Ｌ方向１００μｍを測定した際に、θが０°以上２０°以下である結晶粒が、θが２０°超９０°以下である結晶粒に挟まれて、Ｌ方向に１００μｍ以上連続する領域が２箇所以上存在することをいう。黒色で図示されている部分が、θが０°以上２０°以下の結晶を示す領域である。本発明においては、黒色領域が、２箇所以上、Ｌ方向（圧延方向ＲＤ）に１００μｍ以上途切れない。この観察はＳＥＭ／ＥＢＳＤ法等で行えばよい。
層状に分布することで、圧延方向および圧延方向に垂直な方向のヤング率は並列型の複合則で強化される。層状になることで並列型の複合則で得られるため、直列型よりも高い値を得ることができる。また、ゴルフクラブヘッドのフェースのようにボールが板厚方向に衝突した際には衝撃に対して強い。
等軸度：５０％以上。
引張特性を改善するためにはミクロ組織制御は重要であり、等軸組織ほど延性に優れることが知られている。しかし、ミクロ組織だけでなく化学組成との兼ね合いで延性が確保されるミクロ組織は異なる。そのため、組成に応じた定義を明確にする必要がある。本発明の組成においては、等軸化の程度（等軸度）をα相の結晶粒の短軸長さ÷長軸長さで定義されるアスペクト比（ＡＲ）において０．３以上である結晶粒を等軸粒とみなし、その割合とした。その結果、等軸度が５０％以上において、所定の延性を得られていたことから等軸度が５０％以上であることが必要である。等軸度は高いほど延性に優れるため、より望ましくは６０％以上、さらに望ましくは７０％以上である。等軸度の測定では、ＥＢＳＤ法によってＬ断面において圧延方向に２００μｍ、板厚方向に１ｍｍの領域を５００倍以上の倍率で０．５μｍ以上のピッチで測定する必要がある。また、測定試料は熱間圧延後そのままでは熱間圧延で残留したひずみによって測定がし難くなる上、板を製品へ熱間加工する場合にはその加熱によって組織が変化する。そこで、９００〜９５０℃で１ｈ、空冷の熱処理を行うことで、熱延板においても製品加工後であっても同様の指標で管理することができる。
引張特性を改善するためにはミクロ組織制御は重要であり、等軸組織ほど延性に優れることが知られている。しかし、ミクロ組織だけでなく化学組成との兼ね合いで延性が確保されるミクロ組織は異なる。そのため、組成に応じた定義を明確にする必要がある。本発明の組成においては、等軸化の程度（等軸度）をα相の結晶粒の短軸長さ÷長軸長さで定義されるアスペクト比（ＡＲ）において０．３以上である結晶粒を等軸粒とみなし、その割合とした。その結果、等軸度が５０％以上において、所定の延性を得られていたことから等軸度が５０％以上であることが必要である。等軸度は高いほど延性に優れるため、より望ましくは６０％以上、さらに望ましくは７０％以上である。等軸度の測定では、ＥＢＳＤ法によってＬ断面において圧延方向に２００μｍ、板厚方向に１ｍｍの領域を５００倍以上の倍率で０．５μｍ以上のピッチで測定する必要がある。また、測定試料は熱間圧延後そのままでは熱間圧延で残留したひずみによって測定がし難くなる上、板を製品へ熱間加工する場合にはその加熱によって組織が変化する。そこで、９００〜９５０℃で１ｈ、空冷の熱処理を行うことで、熱延板においても製品加工後であっても同様の指標で管理することができる。
（特性）
ゴルフクラブヘッドのフェース部材には、ヤング率がＴ方向で１３５ＧＰａ以上、Ｌ方向で１１５ＧＰａ以上であり、密度が４．４３ｇ／ｃｍ３以下であり、引張強度がＬ、Ｔ方向とも１０００ＭＰａ以上であることが必要である。さらに、製造時の取り扱いのため、破断伸びがＬ、Ｔ方向ともに４％以上必要である。酸化においては、８００℃で１００ｈ保持後の酸化増量が１０ｍｇ／ｃｍ２以下であることが評価目安となる。本発明のチタン合金板は、これらの特性をすべて満たす。
ゴルフクラブヘッドのフェース部材には、ヤング率がＴ方向で１３５ＧＰａ以上、Ｌ方向で１１５ＧＰａ以上であり、密度が４．４３ｇ／ｃｍ３以下であり、引張強度がＬ、Ｔ方向とも１０００ＭＰａ以上であることが必要である。さらに、製造時の取り扱いのため、破断伸びがＬ、Ｔ方向ともに４％以上必要である。酸化においては、８００℃で１００ｈ保持後の酸化増量が１０ｍｇ／ｃｍ２以下であることが評価目安となる。本発明のチタン合金板は、これらの特性をすべて満たす。
次に、本発明のチタン合金板の製造方法を述べる。
（製造方法）
上記のように規定した所定の化学組成の鋳塊を、電子ビーム溶解、真空アーク溶解、プラズマアーク溶解などの方法で製造する。
（製造方法）
上記のように規定した所定の化学組成の鋳塊を、電子ビーム溶解、真空アーク溶解、プラズマアーク溶解などの方法で製造する。
熱間加工１
製造した鋳塊はβ単相領域に加熱し、断面減少率２０％以上の加工を行う。なお、断面減少率２０％以上の加工は最終ヒートで行えばよく、その前に２０％以下の加工を行い、リヒートしてもよい。ここでいうβ単相領域に加熱、とは、熱間加工開始時にβ単相領域温度以上とすることをいうのであって、熱間加工終了時には、β単相領域から低下してもよい。
通常はこの工程で凝固組織の破壊と凝固欠陥の解消を行う。粗大な凝固組織は熱間加工性を劣化させるためであるが、本発明のような高合金の凝固組織は純チタンに比べて微細であるため、大きく改善する必要はない。しかし、凝固欠陥は存在するため、凝固欠陥の解消のために最低限の加工が必要である。この熱間加工１は、圧延でも鍛造でも熱間加工であれば特に限定されない。
製造した鋳塊はβ単相領域に加熱し、断面減少率２０％以上の加工を行う。なお、断面減少率２０％以上の加工は最終ヒートで行えばよく、その前に２０％以下の加工を行い、リヒートしてもよい。ここでいうβ単相領域に加熱、とは、熱間加工開始時にβ単相領域温度以上とすることをいうのであって、熱間加工終了時には、β単相領域から低下してもよい。
通常はこの工程で凝固組織の破壊と凝固欠陥の解消を行う。粗大な凝固組織は熱間加工性を劣化させるためであるが、本発明のような高合金の凝固組織は純チタンに比べて微細であるため、大きく改善する必要はない。しかし、凝固欠陥は存在するため、凝固欠陥の解消のために最低限の加工が必要である。この熱間加工１は、圧延でも鍛造でも熱間加工であれば特に限定されない。
８００℃以上で３０分以上保持。
結晶粒が微細すぎると、本発明の層状組織とすることができない。熱間加工１では加工終了がβ変態点を下回っている場合があり、その場合には熱間加工２に供する時点ですでにひずみが導入されており、再結晶によって比較的微細な組織となってしまう。そのため、熱間加工１で導入されて残留したひずみを除去する必要がある。そのために８００℃以上で３０分以上保持する必要がある。加熱温度が８００℃未満、あるいは、３０分未満であると、十分にひずみを除去できないことがある。この保持は、次の熱間加工２を施すための熱間加工温度が８００℃以上であれば、その熱間加工温度に加熱後３０分以上保持してから熱間加工を開始すればよい。また、熱間加工２の加工温度が８００℃未満であるならば、８００℃以上で３０分以上保持した後、温度を下げて、熱間加工２を施してもよい。
結晶粒が微細すぎると、本発明の層状組織とすることができない。熱間加工１では加工終了がβ変態点を下回っている場合があり、その場合には熱間加工２に供する時点ですでにひずみが導入されており、再結晶によって比較的微細な組織となってしまう。そのため、熱間加工１で導入されて残留したひずみを除去する必要がある。そのために８００℃以上で３０分以上保持する必要がある。加熱温度が８００℃未満、あるいは、３０分未満であると、十分にひずみを除去できないことがある。この保持は、次の熱間加工２を施すための熱間加工温度が８００℃以上であれば、その熱間加工温度に加熱後３０分以上保持してから熱間加工を開始すればよい。また、熱間加工２の加工温度が８００℃未満であるならば、８００℃以上で３０分以上保持した後、温度を下げて、熱間加工２を施してもよい。
熱間加工２。
次に、８００℃以上で３０分以上保持後に、断面減少率１％以上１５％以下の加工を行う。なお、加工は８００℃未満で行われてもよい。
通常は粗大な組織を形成することで熱間加工性を阻害するために加工率が小さな加工は倦厭される。しかし、本発明では、熱間加工２の後の熱間圧延の加熱時に粗大な組織を形成させることで、熱延後に形成される層状組織を形成させやすくする。層状組織はこの粗大な結晶粒が延ばされて形成されるものであり、粗大化させることで層状組織を形成させやすくなる。なお、本発明で熱間加工性に劣る粗大な組織とするのは、後工程の熱間圧延がβ単相域であり、高温であることから熱間加工性に及ぼす組織の影響が小さくなるため、熱間加工性に大きな問題を生じないためである。
次に、８００℃以上で３０分以上保持後に、断面減少率１％以上１５％以下の加工を行う。なお、加工は８００℃未満で行われてもよい。
通常は粗大な組織を形成することで熱間加工性を阻害するために加工率が小さな加工は倦厭される。しかし、本発明では、熱間加工２の後の熱間圧延の加熱時に粗大な組織を形成させることで、熱延後に形成される層状組織を形成させやすくする。層状組織はこの粗大な結晶粒が延ばされて形成されるものであり、粗大化させることで層状組織を形成させやすくなる。なお、本発明で熱間加工性に劣る粗大な組織とするのは、後工程の熱間圧延がβ単相域であり、高温であることから熱間加工性に及ぼす組織の影響が小さくなるため、熱間加工性に大きな問題を生じないためである。
熱間圧延。
熱間加工２の後に、β単相域に加熱し、圧延率８０〜９９％の圧延を行う。この工程は一方向の熱間圧延で行う。
圧延率が小さいと十分な集合組織制御ができないために８０％以上の圧延率が必要となる。さらに、β変態点からβ変態点−５０℃までの範囲（重要温度範囲）での圧延率を大きくするほど、目的の組織を得られやすくなる。望ましくは、重要温度範囲での圧延率が５０％以上である。
熱間加工２の後に、β単相域に加熱し、圧延率８０〜９９％の圧延を行う。この工程は一方向の熱間圧延で行う。
圧延率が小さいと十分な集合組織制御ができないために８０％以上の圧延率が必要となる。さらに、β変態点からβ変態点−５０℃までの範囲（重要温度範囲）での圧延率を大きくするほど、目的の組織を得られやすくなる。望ましくは、重要温度範囲での圧延率が５０％以上である。
その他の工程。
熱間圧延後に脱スケールを行うが、必要に応じて脱スケール前に焼鈍を行ってもよい。
焼鈍を行う場合は脆性相であるα２相が析出しないように７５０℃以上で行う必要がある。また、加熱される場合には熱延で形成した組織を維持するためにβ変態点未満で行う必要がある。脱スケール方法は、一般的に用いられる、ショットブラストおよび酸洗を行う。酸洗に用いる溶液はふっ酸と硝酸の混合酸であり、それ以外には任意に薬液を添加してもよい。また、脱スケールを機械的な切削加工で行ってもよい。
熱延板は必要に応じて形状矯正を行ってもよい。
形状矯正方法は任意であるが、加熱される場合には７５０℃以上で行う必要がある。これはα２相の析出を抑制するためである。また、加熱される場合には熱延で形成した組織を維持するためにβ変態点未満で行う必要がある。
チタン板をゴルフクラブヘッドのフェースに成形するため、熱間加工を行ってもよい。この場合も、矯正や、焼鈍の場合と同様に、７５０℃以上、β変態点未満の温度範囲で加工を行う必要がある。熱間加工後に切削等の機械加工や表面処理が施されてもよい。
熱間圧延後に脱スケールを行うが、必要に応じて脱スケール前に焼鈍を行ってもよい。
焼鈍を行う場合は脆性相であるα２相が析出しないように７５０℃以上で行う必要がある。また、加熱される場合には熱延で形成した組織を維持するためにβ変態点未満で行う必要がある。脱スケール方法は、一般的に用いられる、ショットブラストおよび酸洗を行う。酸洗に用いる溶液はふっ酸と硝酸の混合酸であり、それ以外には任意に薬液を添加してもよい。また、脱スケールを機械的な切削加工で行ってもよい。
熱延板は必要に応じて形状矯正を行ってもよい。
形状矯正方法は任意であるが、加熱される場合には７５０℃以上で行う必要がある。これはα２相の析出を抑制するためである。また、加熱される場合には熱延で形成した組織を維持するためにβ変態点未満で行う必要がある。
チタン板をゴルフクラブヘッドのフェースに成形するため、熱間加工を行ってもよい。この場合も、矯正や、焼鈍の場合と同様に、７５０℃以上、β変態点未満の温度範囲で加工を行う必要がある。熱間加工後に切削等の機械加工や表面処理が施されてもよい。
常法によってチタン合金鋳塊を製造し、各々の鋳塊において、表３に示した種々の条件の熱間加工１、８００℃以上の保持、熱間加工２を施した。８００℃以上の保持において、保持した具体的な温度は、それぞれ、熱間加工２の温度である。熱間加工１は、鍛造で行い、熱間加工２は熱延で行った。
熱間加工２を施した熱間加工材について、成分組成と熱間成形性の関係を評価するために、グリーブル試験を行った。具体的な試験方法と結果については、後にまとめて示す。
熱間加工２の後は、表４に示した種々の条件で、熱間圧延を行い、必要に応じて、表４に示した条件の焼鈍を行い、厚さ４ｍｍのチタン合金板とした。
熱間加工２を施した熱間加工材について、成分組成と熱間成形性の関係を評価するために、グリーブル試験を行った。具体的な試験方法と結果については、後にまとめて示す。
熱間加工２の後は、表４に示した種々の条件で、熱間圧延を行い、必要に応じて、表４に示した条件の焼鈍を行い、厚さ４ｍｍのチタン合金板とした。
各チタン板の成分組成は、分析の結果、表２に示したものとなった。表２のＡｌｅｑは、［Ａｌ％］＋１０×［Ｏ％］の計算値である。表２に示した成分組成は以下のように分析して求めた。
成分分析方法
分析する試料は熱間圧延後（脱スケール済）の板の板厚中央部（１／４ｔから３／４ｔの範囲）から採取した。
金属元素は、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ：Inductively Coupled Plasma）発光分析法により分析した。
Ｏは不活性ガス溶融赤外線吸収法により分析した。
Ｎは不活性ガス溶融熱伝導度法により分析した。いずれも０．０１％未満であった。
Ｃは高周波燃焼赤外線吸収法により分析した。いずれも０．０１％未満であった。
成分分析方法
分析する試料は熱間圧延後（脱スケール済）の板の板厚中央部（１／４ｔから３／４ｔの範囲）から採取した。
金属元素は、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ：Inductively Coupled Plasma）発光分析法により分析した。
Ｏは不活性ガス溶融赤外線吸収法により分析した。
Ｎは不活性ガス溶融熱伝導度法により分析した。いずれも０．０１％未満であった。
Ｃは高周波燃焼赤外線吸収法により分析した。いずれも０．０１％未満であった。
得られたチタン合金板の金属組織（ミクロ組織）は、次のように求めた。
α相の面積率測定方法と結晶方位分布
ＳＥＭにおいてＥＢＳＤ法を利用した結晶方位解析を行った。結晶方位分布の測定はＬ断面の板厚中央部で、５００倍で測定範囲はｔ５００μｍ×Ｌ１００μｍの領域、測定ピッチは０．５μｍで行った。この測定を任意の３か所で実施し、その平均値で評価した。α相の面積比率は１０００倍でＬ断面板厚中央部のｔ１００μｍ×Ｌ１００μｍの領域の任意の３か所を０．２μｍピッチで測定し、Ｐｈａｓｅ−Ｍａｐから算出した。
測定結果を表５に示した。
α相の面積率測定方法と結晶方位分布
ＳＥＭにおいてＥＢＳＤ法を利用した結晶方位解析を行った。結晶方位分布の測定はＬ断面の板厚中央部で、５００倍で測定範囲はｔ５００μｍ×Ｌ１００μｍの領域、測定ピッチは０．５μｍで行った。この測定を任意の３か所で実施し、その平均値で評価した。α相の面積比率は１０００倍でＬ断面板厚中央部のｔ１００μｍ×Ｌ１００μｍの領域の任意の３か所を０．２μｍピッチで測定し、Ｐｈａｓｅ−Ｍａｐから算出した。
測定結果を表５に示した。
また、各試験片について、密度（ｇ／ｃｍ３）、Ｌ方向およびＴ方向のヤング率（ＧＰａ）、引張強度（ＭＰａ）、伸び（破断伸び）（％）、酸化増量（ｍｇ／ｃｍ２）、変形抵抗、絞りを測定した。
各特性の具体的な試験方法は、以下のとおりである。
各特性の具体的な試験方法は、以下のとおりである。
密度測定方法
ピクノメーター法もしくは試験片寸法と重量からの算出できる。実施例では、試験片寸法と重量から算出した。具体的には板厚（３ｍｍ以上）×１０ｍｍ以上×１０ｍｍ以上の試験片を用いて、Ｎ≧３（Ｎは試験片の数）で測定し、その平均値で評価した。
ピクノメーター法もしくは試験片寸法と重量からの算出できる。実施例では、試験片寸法と重量から算出した。具体的には板厚（３ｍｍ以上）×１０ｍｍ以上×１０ｍｍ以上の試験片を用いて、Ｎ≧３（Ｎは試験片の数）で測定し、その平均値で評価した。
ヤング率測定方法
Ｌ方向およびＴ方向のヤング率を測定した。板厚１．５−２．５ｍｍｔ、幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を用いて共振法にて測定を行った。試験片の表面は＃６００で仕上げた。試験片は板厚中央部から採取した。少なくとも表面から０．５ｍｍ以上は除去されている中央部を採取した。
Ｌ方向およびＴ方向のヤング率を測定した。板厚１．５−２．５ｍｍｔ、幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を用いて共振法にて測定を行った。試験片の表面は＃６００で仕上げた。試験片は板厚中央部から採取した。少なくとも表面から０．５ｍｍ以上は除去されている中央部を採取した。
引張試験方法
引張試験により、Ｌ方向およびＴ方向の引張強度、Ｌ方向およびＴ方向の伸びを測定した。ＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を用いて引張試験を行った。引張試験片は脱スケールしたものを使用した（脱スケール後に試験片加工した）。引張速度は１ｍｍ／ｍｉｎで破断まで実施した。板厚は３ｍｍで実施した。
引張試験により、Ｌ方向およびＴ方向の引張強度、Ｌ方向およびＴ方向の伸びを測定した。ＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を用いて引張試験を行った。引張試験片は脱スケールしたものを使用した（脱スケール後に試験片加工した）。引張速度は１ｍｍ／ｍｉｎで破断まで実施した。板厚は３ｍｍで実施した。
酸化試験方法
板厚×２０ｍｍ×４０ｍｍ以上の大きさの試験片を用いて、８００℃で１００ｈ保持し、酸化増量で評価した。酸化増量は酸化前後での重量増加量を表面積で割った値で評価した。なお、スケール剥離した場合は剥離したスケールも酸化後の重量に加えた。また、試験材はスケール剥離してもスケールが回収できるように耐熱皿に入れて行った。
板厚×２０ｍｍ×４０ｍｍ以上の大きさの試験片を用いて、８００℃で１００ｈ保持し、酸化増量で評価した。酸化増量は酸化前後での重量増加量を表面積で割った値で評価した。なお、スケール剥離した場合は剥離したスケールも酸化後の重量に加えた。また、試験材はスケール剥離してもスケールが回収できるように耐熱皿に入れて行った。
熱間変形抵抗
成分組成の影響を評価するために、グリーブル試験で最大変形応力と絞りを評価した。φ１０ｍｍの丸棒試験片をＡｒガス雰囲気で通電加熱で１１００℃に１０ｍｉｎ保持した後、１０００℃に冷却し、１０ｍｉｎ保持後、５０ｍｍ／ｓで引張を行った。この時の最大変形公称応力と破断部の絞りを評価した。なお、グリーブル試験片は実施例中の熱間加工２が完了した後に、採取した。
成分組成の影響を評価するために、グリーブル試験で最大変形応力と絞りを評価した。φ１０ｍｍの丸棒試験片をＡｒガス雰囲気で通電加熱で１１００℃に１０ｍｉｎ保持した後、１０００℃に冷却し、１０ｍｉｎ保持後、５０ｍｍ／ｓで引張を行った。この時の最大変形公称応力と破断部の絞りを評価した。なお、グリーブル試験片は実施例中の熱間加工２が完了した後に、採取した。
結果について、表６に示した。表５、６より明らかなように、本発明の規定する成分、組織を満たす発明例は、ヤング率がＴ方向で１３５ＧＰａ以上、Ｌ方向で１１５ＧＰａ以上であり、密度が４．４３ｇ／ｃｍ３以下であり、引張強度がＬ、Ｔ方向とも１０００ＭＰａ以上であった。さらに、破断伸びがＬ、Ｔ方向ともに４％以上、熱間加工性の評価は１０００℃でのグリーブル試験で、絞りが８０％以上、変形抵抗が１００以下、８００℃で１００ｈ保持後の酸化増量が１０ｍｇ／ｃｍ２以下の全てを満たした。
一方、本発明に規定する成分組成、組織の条件を満たさない比較例２〜４、６〜９、１６〜１８、２３〜２５、３０、３３〜４２は、密度、ヤング率、引張強度、伸び、酸化増量のいずれかの値が目標数値以下となった。また、比較例１、５は、本目的の組織の板材に成形できてしまえば、その性能良いが、発明に規定する成分組成を外れているため、そもそも、目的の形状、組織に熱間加工するまでの成形性が悪く、ゴルフクラブのフェース部材等を生産するためには生産性が悪い。
一方、本発明に規定する成分組成、組織の条件を満たさない比較例２〜４、６〜９、１６〜１８、２３〜２５、３０、３３〜４２は、密度、ヤング率、引張強度、伸び、酸化増量のいずれかの値が目標数値以下となった。また、比較例１、５は、本目的の組織の板材に成形できてしまえば、その性能良いが、発明に規定する成分組成を外れているため、そもそも、目的の形状、組織に熱間加工するまでの成形性が悪く、ゴルフクラブのフェース部材等を生産するためには生産性が悪い。
本発明により、軽く、高剛性で飛距離が期待できるゴルフクラブが製造できるという特段の産業上の利用性がある。
ＲＤ…圧延方向、ＴＤ…圧延直角方向
Claims (3)
- 質量％で、Ａｌ：７．５〜８．５％、Ｆｅ：０．７〜１．５％、Ｎｂ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０〜２．０％を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、
Ａｌ含有量、不可避的不純物であるＯ含有量をそれぞれ［Ａｌ％］、［Ｏ％］と表した場合の関係式、［Ａｌ％］＋１０×［Ｏ％］≦１０％を満足するチタン合金板であって、
チタン合金板の金属組織に占めるα相の面積比率が８５％以上であり、
等軸度が５０％以上であり、
ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法によって求められた、α相を構成する最密六方格子におけるｃ軸の最大集積方向の板面内方向と、ｃ軸のなす角θが０°以上２０°以下である結晶粒の面積率が、２５％以上４０％以下であるとともに、
θが０°以上２０°以下である結晶粒と、θが２０°超９０°未満である結晶粒とが層状組織を形成していることを特徴とする、チタン合金板。 - θが２０°超３０°以下である結晶粒の面積率が、５％以上２０％以下である、請求項１に記載のチタン合金板。
- 請求項１または２に記載のチタン合金板が、フェース部材に用いられたゴルフクラブヘッド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018049721A JP2019157250A (ja) | 2018-03-16 | 2018-03-16 | チタン合金板およびゴルフクラブヘッド |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018049721A JP2019157250A (ja) | 2018-03-16 | 2018-03-16 | チタン合金板およびゴルフクラブヘッド |
Publications (1)
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|---|---|
| JP2019157250A true JP2019157250A (ja) | 2019-09-19 |
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|---|---|---|---|
| JP2018049721A Withdrawn JP2019157250A (ja) | 2018-03-16 | 2018-03-16 | チタン合金板およびゴルフクラブヘッド |
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|---|---|
| JP (1) | JP2019157250A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6741171B1 (ja) * | 2019-06-26 | 2020-08-19 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金板およびゴルフクラブヘッド |
| CN114480896A (zh) * | 2022-02-16 | 2022-05-13 | 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司 | 一种ta15-1薄板的制备方法 |
| JP7372532B2 (ja) | 2019-10-21 | 2023-11-01 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金丸棒およびコネクティングロッド |
-
2018
- 2018-03-16 JP JP2018049721A patent/JP2019157250A/ja not_active Withdrawn
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP6741171B1 (ja) * | 2019-06-26 | 2020-08-19 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金板およびゴルフクラブヘッド |
| JP7372532B2 (ja) | 2019-10-21 | 2023-11-01 | 日本製鉄株式会社 | チタン合金丸棒およびコネクティングロッド |
| CN114480896A (zh) * | 2022-02-16 | 2022-05-13 | 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司 | 一种ta15-1薄板的制备方法 |
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