JP6901049B2 - チタン合金板、チタン合金板の製造方法、銅箔製造ドラム及び銅箔製造ドラムの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、チタン合金板、チタン合金板の製造方法、銅箔製造ドラム及び銅箔製造ドラムの製造方法に関する。
本願は、２０１９年０４月１７日に、日本に出願された特願２０１９−０７８８２４号、及び、２０１９年０４月１７日に、日本に出願された特願２０１９−０７８８２８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

多層配線基板、フレキシブル配線板等の配線基板の配線やリチウムイオン電池の集電体等の電子部品の導電部位には、多くの場合、銅箔が原料として利用されている。

このような用途に利用される銅箔は、銅箔製造ドラムを備える銅箔製造装置によって、製造される。図７は、銅箔製造装置の模式図である。銅箔製造装置１は、例えば、図７に示すように、硫酸銅溶液が溜められている電解槽１０と、一部が硫酸銅溶液に浸漬されるように電解槽１０内に設けられた電着ドラム２と、電解槽１０内で硫酸銅溶液に浸漬され、電着ドラム２の外周面と所定間隔で対向するように設けられた電極板３０と、を備える。電着ドラム２と電極板３０との間に電圧を印加することで、電着ドラム２の外周面に銅箔Ａが電着して生成する。所定厚さとなった銅箔Ａは、巻取部４０により電着ドラム２から剥離され、ガイドロール５０でガイドされながら巻取ロール６０に巻き取られる。

ドラム（電着ドラム）の材料としては、耐食性に優れること、銅箔の剥離性に優れること等の観点から、その表面（外周面）にはチタンが一般に使用されている。しかしながら、耐食性に優れたチタン材を用いた場合であっても、銅箔の製造を長期間にわたり行うと、硫酸銅溶液中でドラムを構成するチタン材の表面が徐々に腐食を受ける。そして、腐食を受けたドラム表面の状態は、銅箔の製造時に銅箔に転写され得る。

金属材料の腐食は、その金属材料の有する結晶組織、結晶方位、欠陥、偏析、加工歪み、残留歪み等金属組織に起因する様々な内質要因によって、腐食状態や腐食の程度が異なることが知られている。部位間で金属組織が不均質な金属材料を用いたドラムが、銅箔の製造に伴い腐食を受けた場合、ドラムの均質な面状態が維持できなくなり、ドラム表面に不均質な面が生じる。ドラム表面に生じた不均質な面は模様として識別できる。このような不均質な金属組織に起因する模様のうち、比較的面積の大きなマクロ組織に起因し、肉眼で判別できる模様を「マクロ模様」という。ドラム表面に生じたマクロ模様は、銅箔の製造時に銅箔に転写され得る。

したがって、高精度かつ均質な厚さの銅箔を製造するためには、ドラムを構成するチタン材のマクロ組織を均質にして、ドラムの表面の腐食を均質にすることにより、不均質なマクロ組織に起因したマクロ模様を低減することが、重要である。

特許文献１には、質量％で、Ｃｕ：０．１５％以上、０．５％未満、酸素：０．０５％超、０．２０％以下、Ｆｅ：０．０４％以下を含み、残部チタンと不可避不純物からなり、平均結晶粒径が３５μｍ未満のα相均質微細再結晶組織からなることを特徴とする、電解Ｃｕ箔製造ドラム用チタン板が提案されている。

特許文献２には、質量％で、Ｃｕ：０．３〜１．１％、Ｆｅ：０．０４％以下、酸素：０．１％以下、水素：０．００６％以下を含み、平均結晶粒径が８．２以上であり、かつビッカース硬度が１１５以上、１４５以下であり、板面に平行な部位において、集合組織が、圧延面より法線方向（ＮＤ軸）からのα相の（０００１）面極点図において、（０００１）面の法線の倒れの角度が、圧延幅方向ＴＤ方向に±４５°を長軸、最終圧延方向ＲＤ方向に±２５°を短軸とする楕円の範囲内に存在する結晶粒の総面積をＡ、それ以外の結晶粒の総面積をＢとし、面積比Ａ／Ｂが３．０以上であることを特徴とする電解Ｃｕ箔製造ドラム用チタン板が提案されている。

特許文献３には、Ａｌ：０．４〜１．８％を含み、板厚４ｍｍ以上、表面下１．０ｍｍ及び１／２板厚部の板面に平行な部位において平均結晶粒径８．２以上、ビッカース硬度１１５以上１４５以下、表面下１ｍｍから１／２板厚部にわたる板面に平行な部位において集合組織が最終圧延方向ＲＤ圧延面の法線ＮＤ圧延幅方向をＴＤ（０００１）面の法線をｃ軸としたとき、圧延面より法線方向からのα相の（０００１）面極点図においてｃ軸のＴＤ方向への倒れの角度が−４５〜４５°、ｃ軸のＲＤ方向への倒れの角度が−２５〜２５°である楕円の領域にｃ軸が存在する結晶粒の総面積をＡ、それ以外の結晶粒の総面積をＢとし、面積比Ａ／Ｂが３．０以上であるチタン合金厚板が提案されている。

特許文献４には、分塊鍛造、粗熱延及び仕上熱延を順次施す工程を含む方法にてチタン及びチタン合金板を製造するに際して、分塊鍛造及び粗熱延における加熱温度を９５０℃以上にするとともに、仕上熱延における加熱温度を７００℃以下とし、かつ粗熱延と仕上熱延との圧延方向を変換したクロス熱延を実施することを特徴とする、均一微細なマクロ模様を有するチタン及びチタン合金板の製造方法が提案されている。

特許文献５には、銅電解液を用いて電解銅箔を得る際に用いるチタン材からなるチタン製カソード電極であって、チタン材は、結晶粒度番号７．０以上であり、且つ初期水素含有量が３５ｐｐｍ以下であることを特徴とする電解銅箔製造用のチタン製カソード電極が提案されている。特許文献５では、このチタン製カソード電極を用いれば、従来に比べ、電解銅箔製造において極めて長期に渡って使用が可能で、メンテナンス回数を有効に低減させ、高品質の電解銅箔を長期に渡って製造することが可能となると、開示されている。

特許文献６には、質量％で、Ｃｕ：０．５〜２．１％、Ｒｕ：０．０５〜１．００％、Ｆｅ：０．０４％以下、酸素：０．１０％以下を含み、残部チタンと不可避不純物からなり、均質微細再結晶組織を有することを特徴とする、電解Ｃｕ箔製造ドラム用チタン板が提案されている。

しかしながら、今般の電子部品の小型化及び高密度化に伴い、銅箔には、さらなる薄肉化及び表面品質の向上が求められている。このような状況下、上述したマクロ模様についても更なる低減が求められている。特許文献１〜６に記載されるような従来の技術では十分にはマクロ模様を低減することができなかった。

また、銅箔の製造に用いられるドラムは、銅箔製造ドラムの芯となる芯材の表面にチタン板等の不溶性金属の板が焼き嵌められることで製造されるため、銅箔製造ドラムの生産性の観点からは、芯材の表面に焼き嵌められる板は、焼き嵌め性に優れた板であることが好ましい。
しかしながら、特許文献１〜６の技術では、芯材とチタン板との焼き嵌め作業に手間を要し、銅箔製造ドラムの生産性について改善の余地があった。

また、上述した銅箔製造ドラムは、リング鍛造により製造される他、チタン板を円筒状に曲げ加工し、隣り合う端部を溶接することにより製造される。後者の方法は、チタン板の金属組織を制御しやすいことから、高品質な銅箔製造ドラムの製造に適している。銅箔製造ドラムを構成するチタン材のマクロ組織を均質にして、ドラムの均質な腐食を達成することにより、不均質なマクロ組織に起因したマクロ模様を低減することできる。しかしながら、溶接によって製造されるドラムの溶接部については、不可避的に他の部位と金属組織が異なってしまうことから、銅箔製造ドラムの表面の素材となるチタン材のマクロ組織を均質にしても、溶接部に起因するマクロ模様が、生じやすいという課題があった。
銅箔製造ドラムの表面における溶接部の割合は大きくないものの、近年、溶接部のマクロ模様の低減に対する要求が高まっている。

チタン材の溶接に関し、特許文献７には、線材長手方向における所定の引張強度を有し、線材本体の表面に１μｍ以上５μｍ以下の厚さのＴｉ系酸化膜が形成された、溶融金属形成用Ｔｉ系線材が提案されている。また、特許文献８には、表面に酸素濃化層を有し、さらにアルカリ金属およびアルカリ土類金属の群から選ばれる少なくとも一つの金属を有する金属化合物を有する、ＴｉまたはＴｉ合金からなる溶接ワイヤが提案されている。

しかしながら、特許文献７、８に記載の技術は、銅箔製造チタンドラムの製造における溶接および溶接部の組織を改善するためのものではない。そのため、同技術を用いてのマクロ模様の抑制は困難である。すなわち、銅箔製造チタンドラムの製造において用いられ、銅箔製造チタンドラムの溶接部におけるマクロ模様の発生を抑制可能な溶接用チタン棒線材については、従来十分には検討されていなかった。

日本国特開２００９−４１０６４号公報 日本国特開２０１２−１１２０１７号公報 日本国特開２０１３−７０６３号公報 日本国特開昭６０−９８６６号公報 日本国特開２００２−１９４５８５号公報 日本国特開２００５−２９８８５３号公報 日本国特開２００５−２１９８３号公報 日本国特開２００６−２９１２６７号公報

本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、銅箔製造用のドラムに使用した際にマクロ模様の発生を抑制可能なチタン合金板及び同チタン合金板を用いて製造される銅箔製造ドラムを提供することにある。
また、本発明の好ましい目的は、銅箔製造用のドラムに使用した際にマクロ模様の発生を抑制可能であり、かつ焼き嵌め性に優れたチタン合金板及び同チタン合金板を用いて製造される銅箔製造ドラムを提供することにある。

また、本発明の別の好ましい目的は、銅箔製造チタンドラムの製造において用いられ、銅箔製造チタンドラムの溶接部におけるマクロ模様の発生を抑制可能な溶接用チタン線材を用いた、銅箔製造ドラムの製造方法、及び銅箔製造ドラムを提供することにある。

本発明者らは、上述した問題を解決すべく鋭意検討した。その結果、単にチタン材中の集合組織の結晶粒径を小さくしたり、結晶の（０００１）面の法線を圧延面（板面）と垂直に近づけたりするのみでは、今般求められる水準までマクロ模様の発生を抑制できないことを知見した。

本発明者らがさらに検討した結果、化学組成をβ相の析出が抑制された化学組成とし、かつ、組織において、結晶粒を微細のみならず均一の大きさとし、組織を、結晶構造が六方最密充填構造であるα相を含み、板厚方向に対するα相の［０００１］方向（ｃ軸）のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率を７０％以上とし、好ましくはさらに板面の法線方向からの（０００１）極点図において、結晶粒の集積度のピークが板面の法線方向から３０°以内に存在し、かつ、最大集積度が４．０以上である、集合組織となるように制御することにより、マクロ模様の発生を抑制できることを見出した。そして、このような化学組成及び集合組織を同時に達成可能なチタン合金板の製造方法を見出し、本発明に至った。

また、本発明者らは、銅箔製造ドラムの製造における、芯材へのチタン合金板の焼き嵌め性についても検討を行った。その結果、焼き嵌め性には、チタン合金板のヤング率が影響することを知見した。
本発明者らは、この知見に基づき、チタン合金板の硬さ、結晶粒サイズ、結晶方位、第二相、及び元素の分布に着目して検討を行った。その結果、Ａｌを一般の銅箔製造用のドラムに用いられるチタン合金板よりも多量に含有させると、粒成長が抑制されて微細組織を形成しやすくなり、チタン合金板の硬度が大きくなり、かつ、チタン合金板のヤング率が向上することを見出した。

また、本発明者らは、溶接部におけるマクロ模様の発生の抑制について検討を行った。その結果、溶接部の金属組織をα相主体とし、結晶粒を微細化するとともに硬度を制御することが溶接部におけるマクロ模様の発生を抑制することが可能であることを見出した。また、このような溶接部の組織を得るためには、溶接用チタン線材に、Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上と、Ｏとを適切な量含有させることが有効であることを見出した。

上記知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係るチタン合金板は、質量％で、Ｓｎ：０％以上２．０％以下、Ｚｒ：０％以上５．０％以下、及びＡｌ：０％以上７．０％以下、からなる群より構成される１種又は２種以上：合計で０．２％以上７．０％以下（ただし、Ａｌ：０．４％以上、１．８％以下での１種のみを除く）、Ｎ：０．１００％以下、Ｃ：０．０８０％以下、Ｈ：０．０１５％以下、Ｏ：０．７００％以下、及び、Ｆｅ：０．５００％以下、を含有し、残部がＴｉ及び不純物を含有する化学組成を有し、平均結晶粒径が４０μｍ以下であり、単位μｍでの結晶粒径の対数に基づく粒径分布の標準偏差が０．８０以下であり、結晶構造が六方最密充填構造であるα相を含み、板厚方向に対する前記α相の［０００１］方向のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率が７０％以上である。
［２］上記［１］に記載のチタン合金板は、板面の法線方向からの（０００１）極点図において、電子線後方散乱回折法の球面調和関数法を用いた極点図の展開指数を１６、ガウス半値幅を５°としたときのＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークが、前記板面の前記法線方向から３０°以内に存在し、かつ、最大集積度が４．０以上である集合組織を有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のチタン合金板は、前記平均結晶粒径を単位μｍでＤとした際に、前記粒径分布の標準偏差が、（０．３５×ｌｎＤ−０．４２）以下であってもよい。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のチタン合金板は、板厚方向断面を観察した際に、表面から板厚１／４の位置における板厚断面の全結晶粒界長さに対する双晶粒界長さの割合が、５．０％以下であってもよい。
［５］上記［１］〜［４］のいずれかに記載のチタン合金板は、前記化学組成において、Ａｌ：１．８％超７．０％以下を含有し、ビッカース硬さが３５０Ｈｖ以下であってもよい。
［６］上記［５］に記載のチタン合金板は、質量％での、Ａｌ含有量を［Ａｌ％］、Ｚｒ含有量を［Ｚｒ％］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ％］、Ｏ含有量を［Ｏ％］としたとき、下記式（１）で示されるＡｌ当量Ａｌｅｑが、７．０以下であってもよい。
Ａｌｅｑ＝［Ａｌ％］＋［Ｚｒ％］／６＋［Ｓｎ％］／３＋１０×［Ｏ％］ 式（１）
［７］上記［５］または［６］に記載のチタン合金板は、電子線マイクロアナライザを用いて、表面から板厚１／４の位置における板厚方向に垂直な面２０ｍｍ×２０ｍｍ以上の分析領域を組成分析したときに、Ａｌの平均含有量を［Ａｌ％］として、前記分析領域の面積に対する、Ａｌの濃度が（［Ａｌ％］−０．２）質量％以上（［Ａｌ％］＋０．２）質量％以下である領域の面積率が９０％以上であってもよい。
［８］上記［１］〜［７］のいずれかに記載のチタン合金板は、前記α相を９８．０体積％以上含有してもよい。
［９］上記［１］〜［８］のいずれかに記載のチタン合金板は、銅箔製造ドラム用チタン合金板であってもよい。
［１０］本発明の別の態様に係る銅箔製造ドラムは、円筒状のインナードラムと、前記インナードラムの外周面に被着された、［１］〜［９］のいずれかに記載のチタン合金板と、前記チタン合金板の突合せ部に設けられた溶接部と、を有し、前記溶接部の金属組織が、体積率で、９８．０％以上のα相を有し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に準拠した粒度番号で、６以上１１以下である。
［１１］本発明の別の態様に係る銅箔製造ドラムの製造方法は、円筒状に加工した［１］〜［９］の何れかに記載のチタン合金板の隣接する２つの端部を、溶接用チタン線材を用いて溶接する溶接工程を有し、前記溶接用チタン線材が、質量％で、Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上：合計で０．２％以上６．０％以下、Ｏ：０．０１％以上０．７０％以下、Ｎ：０．１００％以下、Ｃ：０．０８０％以下、Ｈ：０．０１５％以下、およびＦｅ：０．５００％以下、を含み、残部がＴｉおよび不純物を含む化学組成を有する。
［１２］上記［１１］に記載の銅箔製造ドラムの製造方法は、前記溶接用チタン線材において、前記Ｏの少なくとも一部が、Ｔｉ、Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上の元素の酸化物として存在していてもよい。

本発明の上記態様によれば、銅箔製造用のドラムに使用した際に、マクロ模様の発生を抑制可能なチタン合金板及び同チタン合金板を用いて製造される銅箔製造ドラムを提供することが可能となる。
また、本発明の好ましい態様によれば、銅箔製造用のドラムに使用した際にマクロ模様の発生を抑制可能であり、かつ焼き嵌め性に優れるチタン合金板を提供することが可能となる。
また、本発明の好ましい態様によれば、銅箔製造ドラムの溶接部におけるマクロ模様の発生を抑制する、銅箔製造ドラムの製造方法、及び銅箔製造ドラムを提供することが可能となる。

本発明の一実施形態に係るチタン合金板の圧延面より法線方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の一例である。 腐食後のチタン合金板の表面に観察されるマクロ模様の一例を示す顕微鏡写真である。 マクロ模様の位置を示すため、マクロ模様を強調した参考図である。 α相の結晶方位を説明するための説明図である。 結晶方位解析の一例を示す結晶方位マップの一例である。 本発明の一実施形態に係るチタン合金板の結晶方位を説明するための、圧延面の法線方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の説明図である。 銅箔製造装置の模式図である。 本実施形態に係る銅箔製造ドラムの模式図である。

以下、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
＜１．チタン合金板＞
まず、本実施形態に係るチタン合金板について説明する。本実施形態に係るチタン合金板は、銅箔製造用のドラム（銅箔製造ドラム）の材料として利用されることを想定している。したがって、本実施形態に係るチタン合金板は、銅箔製造ドラム用チタン合金板であるともいえる。銅箔製造ドラムにおいて使用される場合、チタン合金板の一方の面が、ドラムの円筒表面を構成する。

（１．１ 化学組成）
まず、本実施形態に係るチタン合金板の化学組成を説明する。本実施形態に係るチタン合金板は、質量％で、Ｓｎ：０％以上２．０％以下、Ｚｒ：０％以上５．０％以下、及びＡｌ：０％以上７．０％以下、からなる群より構成される１種又は２種以上を、合計で０．２％以上７．０％以下、Ｎ：０．１００％以下、Ｃ：０．０８０％以下、Ｈ：０．０１５％以下、Ｏ：０．７００％以下、及び、Ｆｅ：０．５００％以下、を含有し、残部がＴｉ及び不純物を含有する。以下では特に断りのない限り、化学組成に関する「％」の表記は「質量％」を表わすものとする。

工業用純チタンは、添加元素が極めて少量であり、組織が実質的にα相単相である。このような、工業用純チタンで製造されるチタン合金板をドラムに用いれば、当該ドラムを硫酸銅溶液に浸漬した際に、ドラムが均一に腐食する。これにより、α相、β相の腐食速度の違いによるマクロ模様の発生が抑制される。

本実施形態に係るチタン合金板は、実質的にα相単相の工業用純チタンに、質量％で、Ｓｎ：０％以上２．０％以下、Ｚｒ：０％以上５．０％以下、及びＡｌ：０％以上７．０％以下、からなる群より構成される１種又は２種以上が、合計で０．２％以上７．０％以下となるように含有された合金板である。
各元素の含有量の限定理由について説明する。

＜Ｓｎ：０％以上２．０％以下、Ｚｒ：０％以上５．０％以下、及びＡｌ：０％以上７．０％以下、からなる群より構成される１種又は２種以上：合計で０．２％以上７．０％以下＞
Ｓｎ、Ｚｒ及びＡｌからなる群から選択される１種又は２種以上の含有量の合計が０．２％以上であれば、安定的に結晶粒成長を抑制することができる。
一方、Ｓｎ、Ｚｒ及びＡｌからなる群から選択される１種又は２種以上の含有量の合計を７．０％以下とすることで、上述した、熱間圧延後のチタン合金板の変形が生じない程度の高温強度となる。高温強度の点からは、好ましくは、Ａｌ含有量が０．２％以上３．０％以下でかつ、Ｓｎ、Ｚｒ及びＡｌからなる群から選択される１種又は２種以上の含有量の合計は、０．５％以上５．０％以下である。Ｓｎ、Ｚｒ及びＡｌからなる群から選択される１種又は２種以上の含有量の合計は、より好ましくは０．５％以上４．０％以下である。

Ｓｎは、中性元素であり、チタン中に固溶することで、結晶粒成長を抑制する元素である。Ｓｎ含有量が０．２％以上であれば、安定的に結晶粒成長を抑制することができる。そのため、Ｓｎ含有量は好ましくは０．２％以上である。Ｓｎ含有量は、より好ましくは、０．３％以上である。
また、Ｓｎは、チタン中のα相及びβ相に固溶することで、それぞれの相を安定化させる。Ｓｎ含有量が多すぎると、高温強度が高くなり、熱間圧延時の反力により、熱間圧延後の板形状が歪み、波形状となりやすい。波形状となったチタン合金板は、形状を矯正するための加工により、ひずみが付与されることで、チタン合金板の結晶に転位が導入される。この転位が原因となり、マクロ模様が発生しやすくなる。また、Ｓｎ含有量が多すぎると、チタン合金板の靭性が小さくなり、銅箔製造ドラム製造時の焼き嵌め性が低下し、生産性が低下する。そのため、Ｓｎ含有量は、２．０％以下であることが好ましく、より好ましくは１．５％以下である。Ｓｎは、チタン合金板において必須ではないことから、Ｚｒおよび／またはＡｌが合計で０．２％以上含まれている場合には、Ｓｎ含有量は０％でもよい。

Ｚｒは、Ｓｎと同様に中性元素であり、チタン中に固溶することで、結晶粒成長を抑制する元素である。Ｚｒ含有量が０．２％以上であれば、安定的に結晶粒成長を抑制することができる。そのため、Ｚｒ含有量は好ましくは０．２％以上である。Ｚｒ含有量は、より好ましくは、０．３％以上である。
一方、Ｚｒは、チタン中のα相及びβ相に固溶することで、それぞれの相を安定化させる元素である。Ｚｒ含有量が多すぎると、α相及びβ相の２相が熱的に安定して存在する温度範囲が広くなり、加熱時にβ相が析出しやすくなる。β相は、α相よりも優先して腐食するので、β相を含むチタン合金板を表面に有するドラムを銅箔の製造に用いた場合、β相が優先的に腐食されてドラム表面にマクロ模様が生じる。その結果、銅箔にそのマクロ模様が転写される可能性がある。また、凝固偏析により、チタン合金板の部位間に強度差が生じ、得られたチタン合金板を研磨した際にマクロ模様が発生する。そのため、Ｚｒ含有量は、５．０％以下である。Ｚｒ含有量は、好ましくは、４．５％以下であり、より好ましくは、４．０％である。Ｚｒ含有量は、さらに好ましくは、２．５％以下であり、一層好ましくは、２．０％以下である。Ｚｒは、チタン合金板において必須ではないことから、Ｓｎおよび／またはＡｌが合計で０．２％以上含まれている場合には、Ｚｒ含有量は０％でもよい。

Ａｌは、α相安定化元素であり、α相単相の温度域での熱処理において、ＳｎやＺｒと同様に、結晶粒成長を抑制する。Ａｌ含有量が０．２％以上であれば、安定的に結晶粒成長を抑制することができる。そのため、Ａｌ含有量は好ましくは０．２％以上である。Ａｌ含有量は、より好ましくは、０．５％以上である。
また、Ａｌは、チタン合金板のヤング率を増加させる元素でもある。ヤング率が増大することによって、銅箔製造ドラムの製造において、芯材とチタン合金板とが焼き嵌めされる際の焼き嵌め性が向上する。これにより、銅箔製造ドラムの生産性が向上する。また、ヤング率が増大することで、均一に焼き嵌められ、チタン合金板の研磨性が向上する。その結果、さらにマクロ模様の発生を抑制することが可能となる。
ヤング率を高めて焼き嵌め性を高める点からは、Ａｌ含有量を１．８％超とすることが好ましい。
一方、Ａｌは、Ｓｎ又はＺｒと比較して、チタン合金板の高温強度をより増大させる。後述するように、本実施形態に係るチタン合金板を製造する際には、集合組織制御を目的に、熱間圧延を比較的低い温度まで実施する。そのため、高温強度が高くなりすぎると、熱間圧延時の反力が大きくなり、熱延後のチタン合金板の形状が大きく歪み、チタン合金板が波形状になる。そのため、チタン合金板に対しその後の矯正が多く必要となるが、その際にひずみが付与されると転位が多く導入されてしまう。この結果、チタン合金板をドラムに用いた際に、マクロ模様が発生しやすくなる。Ａｌ含有量が７．０％超であると靭性や加工性が低下してドラム製造が困難となる。その結果、銅箔製造ドラムの生産性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を７．０％以下とする。上記の観点では、Ａｌ含有量は、３．０％以下とすることが好ましく、２．５％以下とすることがより好ましい。Ａｌは、チタン合金板において必須ではないことから、Ｓｎおよび／またはＺｒが合計で０．２％以上含まれている場合には、Ａｌ含有量は０％でもよい。

また、Ａｌ含有量が高いと、Ａｌに偏析が生じることが懸念される。Ａｌに偏析が生じると、チタン合金板の部位間で硬度及び電気抵抗に差が生じる。硬度にばらつきが生じたチタン合金板は、研磨時にチタン合金板に大きな凹凸が形成され、マクロ模様が発生することがある。また、電気抵抗のばらつきによって腐食速度に差が生じ、マクロ模様が発生することがある。そのため、Ａｌの濃度分布は小さい方がよい。
本実施形態に係るチタン合金板は、Ａｌ含有量が１．８％超である場合において、Ａｌ含有量（平均含有量）を［Ａｌ％］としたときに、Ａｌの濃度が（［Ａｌ％］−０．２）質量％以上（［Ａｌ％］＋０．２）質量％以下である領域の面積率が、９０％以上であることが好ましい。これにより、マクロ模様を安定的に抑制することができる。

Ａｌの偏析の評価は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）により、ビーム径を５００μｍ、ステップサイズをビーム径と同じ５００μｍとし、板厚方向に垂直な面の表面から板厚の１／４の位置における２０ｍｍ×２０ｍｍ以上の領域について、組成分析することで行われる。組成分析結果を合金元素濃度に換算するためには、ＪＩＳ１種工業用純チタン、及び対象とするチタン合金板の平均化学組成とＫα線の強度を分析し、その結果から線形近似して得られた検量線が用いられる。

また、本実施形態に係るチタン合金板では、Ａｌ含有量を［Ａｌ％］（質量％）、Ｚｒ含有量を［Ｚｒ％］（質量％）、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ％］（質量％）、Ｏ含有量を［Ｏ％］（質量％）としたとき、下記式（１）、で示されるＡｌ当量Ａｌｅｑが、７．０（質量％）以下であることが好ましい。
Ａｌｅｑ＝［Ａｌ％］＋［Ｚｒ％］／６＋［Ｓｎ％］／３＋１０×［Ｏ％］ 式（１）
Ａｌ当量は、α相の安定化の程度を示す指標であり、Ａｌ当量が増加すると硬度が高くなる一方で靭性が低下する。Ａｌ当量を７．０質量％以下とすることで、靭性を維持することができ、焼き嵌め性を向上させることが可能となる。

＜Ｏ：０．７００％以下＞
Ｏは、チタン合金板の強度の向上に寄与し、表面硬度の増大に寄与する元素である。しかしながら、チタン合金板の強度が高くなりすぎると、強制時に比較的大きな加工が必要となり、双晶が発生しやすくなる。また、表面硬度が大きくなりすぎると、チタン合金板をドラムとした際に研磨が困難となる。したがって、チタン合金板にＯが含有される場合、Ｏ含有量を０．７００％以下とする。Ｏ含有量は０．４００％以下とすることが好ましい。Ｏ含有量は、より好ましくは０．１５０％以下、さらに好ましくは０．１２０％以下である。Ｏは、チタン合金板において必須ではないことから、その含有量の下限は０％である。しかしながら、溶解原料であるスポンジチタンや添加元素からの混入を防ぐことは難しく、実質的な下限は０．０２０％である。
Ｏ含有量により強度向上効果を得る場合、Ｏ含有量は好ましくは、０．０３０％以上である。

＜Ｆｅ：０．５００％以下＞
Ｆｅは、β相を強化する元素である。チタン合金板においてはβ相の析出量が多くなるとマクロ模様の生成に影響を及ぼすので、チタン合金板にＦｅが含有される場合、Ｆｅ含有量の上限を０．５００％とする。Ｆｅ含有量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下である。Ｆｅは、チタン合金板において必須ではないことから、その含有量の下限は０％である。しかしながら、実製造においてＦｅの混入を防ぐことは難しく、実質的な下限は０．００１％である。

＜Ｎ ：０．１００％以下＞
＜Ｃ ：０．０８０％以下＞
＜Ｈ ：０．０１５％以下＞
本実施形態に係るチタン合金板には、さらに、不純物として、Ｎ、Ｃ、又はＨを含有しうる。
Ｎは、Ｔｉと共に窒化物を形成する元素である。窒化物が形成されると、チタン合金板が硬化や脆化することがある。そのため、Ｎの含有は、極力抑制することが好ましい。本実施形態に係るチタン合金板では、Ｎ含有量を０．１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは、０．０８０％以下である。Ｎは、チタン合金板において必須ではないことから、その含有量の下限は０％である。しかしながらＮは、製造過程で混入する不純物であり、実質的なＮ含有量の下限を、０．０００１％としてもよい。

Ｃは、Ｔｉと共に炭化物を形成し、窒化物と同様に、チタン合金板を硬化や脆化させる元素である。チタン合金板の硬化や脆化を抑制するために、Ｃ含有量は、極力低くすることが好ましい。本実施形態に係るチタン合金板では、Ｃ含有量を０．０８０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．０５０％以下である。Ｃは、チタン合金板において必須ではないことから、その含有量の下限は０％である。しかしながらＣは、製造過程で混入する不純物であり、実質的なＣ含有量の下限を、０．０００５％としてもよい。

Ｈは、Ｔｉと共に水素化物を形成する元素である。水素化物が形成されると、チタン合金板が脆化することがある。また、水素化物により、マクロ模様が発生することがある。そのため、Ｈ含有量は、極力抑制することが好ましい。本実施形態に係るチタン合金板では、Ｈ含有量を０．０１５％以下とする。Ｈ含有量は、好ましくは、０．０１０％以下である。Ｈは、チタン合金板において必須ではないことから、その含有量の下限は０％である。しかしながらＨは、製造過程で混入する不純物であり、実質的なＨ含有量の下限を、０．０００５％としてもよい。

本実施形態に係るチタン合金板の化学組成の残部は、Ｔｉ及び不純物を含有し、Ｔｉ及び不純物からなってもよい。不純物とは、上述した元素以外に具体的に例示すれば、精錬工程で混入するＣｌ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａおよびスクラップから混入するＭｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ等である。不純物は、合計含有量が０．５０％以下であれば問題無い。
ただし、上記の不純物には、β相安定化元素が含まれ得る。β相の析出量が多くなるとマクロ模様の発生に影響を及ぼすため、β相安定化元素は少ない方がよい。β相安定化元素として、例えば、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ等が挙げられる。本実施形態に係るチタン合金板では、不純物の含有量を合計で０．５０％以下としたうえで、チタン合金板に含まれるβ相安定化元素それぞれの含有量が０．１０％以下であることがより好ましい。

化学組成は、以下の方法で求める。
Ａｌ、Ｚｒ、ＳｎやＦｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ等のβ安定化元素はＩＰＣ発光分光分析により測定することができる。ＯおよびＮについては、酸素・窒素同時分析装置を用い、不活性ガス溶融、熱伝導度・赤外線吸収法により測定することができる。Ｃについては、炭素硫黄同時分析装置を用い、赤外線吸収法により測定することができる。Ｈについては、不活性ガス溶融、赤外線吸収法により測定することができる。

（１．２ 金属組織）
次に、本実施形態に係るチタン合金板の金属組織について説明する。
本実施形態に係るチタン合金板は、平均結晶粒径が４０μｍ以下であり、結晶粒径（μｍ）の対数に基づく粒径分布の標準偏差が０．８０以下であり、結晶構造が六方最密充填構造であるα相を含み、板厚方向に対するα相の［０００１］方向のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率が７０％以上である。
以下、本実施形態に係るチタン合金板の金属組織について、順を追って詳細に説明する。

（１．２．１ 金属組織の相構成）
本実施形態に係るチタン合金板の金属組織は、六方最密充填構造を有するα相を含む。本実施形態に係るチタン合金板の金属組織は、α相以外にβ相を含むことがある。しかしながら、β相は、α相よりも優先して腐食する。このため、β相を含むチタン合金板を表面に有するチタンドラムを銅箔の製造に用いた場合、β相が優先的に腐食されてドラム表面にマクロ模様が生じ、銅箔にそのマクロ模様が転写される可能性がある。また、β相が凝集して生成した場合、チタン合金板の集合組織が変化する可能性がある。そのため、β相が少ない方がよい。
本実施形態に係るチタン合金板におけるα相の体積率は、好ましくは、９８．０％以上であり、より好ましくは、９９．０％以上であり、さらに好ましくは、１００％（α相単相）である。

また、チタン合金板の金属組織は、未再結晶部が含まれないことが好ましい。このような未再結晶部は、一般に、粗大であり、マクロ模様の原因となりうる。よって、チタン合金板の金属組織は、好ましくは完全再結晶組織である。再結晶組織とはアスペクト比が２．０未満の結晶粒から成る組織とする。未再結晶粒の有無は、以下の方法で確認することができる。すなわち、アスペクト比が２．０以上である結晶粒を未再結晶粒とし、その有無を確認する。具体的には、チタン合金板を切断した断面を化学研磨し、電子線後方散乱回折法；ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて、１〜２ｍｍ×１〜２ｍｍの領域を、１〜２μｍのステップで、２〜１０視野程度測定する。その後、ＥＢＳＤにより測定された５°以上の方位差境界を結晶粒界とし、この結晶粒界で囲まれた範囲を結晶粒とし、結晶粒の長軸および短軸を求め、長軸を短軸で除した値（長軸／短軸）をアスペクト比とし算出する。長軸とは、α相の粒界上の任意の２点を結ぶ線分のうちで、長さが最大になるものをいい、短軸とは、長軸に直交し、かつ粒界上の任意の２点を結ぶ線分のうちで、長さが最大になるものをいう。
上述したようなα相単相の金属組織は、上述したようなチタン合金板の化学組成により達成することができる。

チタン合金板の金属組織を構成する各相の体積率は、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）に付属のＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）（ＳＥＭ／ＥＰＭＡ）により、容易に測定・算出することができる。詳細には、板の任意の断面に対し、鏡面まで研磨し、１００倍の倍率で、表面から板厚の１／４の位置の、１ｍｍ×１ｍｍの領域を、１〜２μｍのステップで２〜５視野程度、ＳＥＭ／ＥＰＭＡを用いて、Ｆｅもしくはその他のβ相安定化元素の濃度分布を測定する。このＦｅの濃度またはβ相安定化元素の合計濃度が、測定範囲の平均濃度よりも１ｍａｓｓ％以上高い点（濃化部）をβ相と定義し、面積率を求める。面積率と体積率とは等しいとして、得られた面積率をβ相の体積率、β相安定化元素が濃化していない部分（濃化部以外）の面積率をα相の体積率とする。

（１．２．２ 結晶粒の平均粒径及び粒径分布）
次に、本実施形態に係るチタン合金板の金属組織に含まれる結晶粒の平均粒径及び粒径分布について説明する。
まず、チタン合金板の金属組織の結晶粒の粒径（結晶粒径）が粗大であると、その結晶粒そのものが模様となり、銅箔に模様が転写されるので、結晶粒径は微細な方が良い。チタン合金板の金属組織の結晶粒の平均結晶粒径が４０μｍを超えると、その結晶粒そのものが模様となり、銅箔に模様が転写されてしまう。このため、チタン合金板の金属組織の結晶粒の平均結晶粒径は、４０μｍ以下とする。これにより、結晶粒が十分に微細となり、マクロ模様の発生が抑制される。チタン合金板の金属組織の結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは３８μｍ以下、より好ましくは３５μｍ以下である。
一方、チタン合金板の金属組織の結晶粒の平均結晶粒径の下限値は特に限定されない。しかしながら、結晶粒が非常に小さい場合には、熱処理時に未再結晶部が発生する恐れがある。このため、結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは３μｍ以上、より好ましくは５μｍ以上、さらに好ましくは１０μｍ以上である。

また、金属組織において、β相が存在する場合、β相の平均結晶粒径は、０．５μｍ以下であることが好ましい。β相の粒径が大きい場合には、腐食や研磨によって、チタン合金板に大きな凹凸が形成される可能性がある。β相の平均結晶粒径を、０．５μｍ以下とすることで、腐食や研磨による凹凸の形成を抑制することができる。

また、本発明者らは、チタン合金板の金属組織の結晶粒が単に微細であるのみでは、十分にマクロ模様を抑制できないことを知見した。すなわち、チタン合金板の金属組織の結晶粒が微細であっても、粒径分布が広い場合、粗大な結晶粒が存在してしまう。このような粗大な結晶粒と微細な結晶粒とが混在した部位が存在すると、粒径の差によりマクロ模様が発生し得る。このため、チタン合金板の金属組織の結晶粒は、微細であるのみならず、粒径分布が狭い、すなわち結晶粒の粒径が均一であることがマクロ模様の発生の抑制に重要であることを、本発明者らは見出した。

具体的には、本実施形態に係るチタン合金板において、各々の結晶粒径（μｍ）の対数に基づく粒径分布の標準偏差は０．８０以下である。結晶粒が上述したような平均粒径とともに、このような粒径分布の標準偏差を満足することにより、金属組織中の結晶粒が十分に微細かつ均一となる。その結果、チタン合金板をドラムに用いた際に、マクロ模様の発生が抑制される。

これに対し、結晶粒径（μｍ）の対数に基づく粒径分布の標準偏差が、０．８０を超えると、上述したような平均結晶粒径を満足した場合であっても、粗大な結晶粒が発生してしまい、チタン合金板をドラムに用いた際に、マクロ模様が発生しやすくなる。

結晶粒径（μｍ）の対数に基づく粒径分布の標準偏差は、平均結晶粒径をＤ（μｍ）とした際に、閾値（０．３５×ｌｎＤ−０．４２）以下であることが好ましい。

チタン合金板の金属組織の結晶の平均結晶粒径及び粒径分布の標準偏差は、以下のようにして測定、算出することができる。具体的には、チタン合金板を切断した断面を化学研磨し、電子線後方散乱回折法；ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて、１〜２ｍｍ×１〜２ｍｍの領域を、１〜２μｍのステップで２〜１０視野程度測定する。結晶粒径については、ＥＢＳＤにより測定された５°以上の方位差の境界を粒界とし、この粒界で囲まれた範囲を結晶粒とし、結晶粒の面積から円相当粒径（面積Ａ＝π×（粒径Ｄ／２）^２）を求め、この個数基準の平均値を平均結晶粒径とする。また、結晶粒径分布により対数正規分布における標準偏差σを算出することができる。その際、各結晶粒の円相当粒径Ｄを自然対数ｌｎＤに変換した変換値の分布の標準偏差σを求める。
一般に金属材料の結晶粒径分布は対数正規分布に従うことが知られている。したがって、上述したような粒径分布の標準偏差の算出に当たっては、得られた粒径分布を対数正規分布に規格化し、規格化した対数正規分布より標準偏差を算出してもよい。

（１．２．３ 集合組織）
＜板厚方向に対するα相の［０００１］方向のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率が７０％以上＞
チタンのα相の結晶構造は六方最密充填構造（ｈｅｘａｇｏｎａｌ ｃｌｏｓｅ−ｐａｃｋｅｄ、ｈｃｐ）をとる。ｈｃｐ構造のチタンは、結晶方位による物性の異方性が大きい。具体的には、ｈｃｐ構造のチタンでは、［０００１］方向（以下ｃ軸方向とも言う）に平行な方向では強度が高く、ｃ軸方向と垂直な方向に近づくほど強度が低い。このため、チタン合金板が上述したような結晶粒の粒径分布を満足しても、例えば結晶方位の異なる結晶の集合体が発生すると、両集合体間での加工性が異なるため、銅箔製造ドラム製造時において、研磨時の加工性が異なってしまう場合がある。この場合、得られるドラムにおいて結晶粒に近いサイズでのマクロ模様として認識されてしまうおそれがある。そのため、チタン合金板の集合組織の結晶方位をできる限り集積させることにより、マクロ模様の発生を抑制することが好ましい。

さらに、ｈｃｐ構造のチタンは、ｃ軸方向に平行な方向では強度が高い。そのため、ｃ軸に対し垂直な面を研磨すると、研磨後の模様が発生しにくい。このような観点から、チタン合金板の集合組織の結晶方位について、研磨面と垂直となるように、すなわち、チタン合金板の表面と垂直な厚さ方向（板面の法線方向：ＮＤ）と並行となるように、チタン合金板の結晶格子のｃ軸を配置することが好ましい。

本実施形態に係るチタン合金板では、板面の法線方向（ＮＤ）とα相のｃ軸（［０００１］方向）とのなす角θが４０°以下である結晶粒の面積率が、全ての結晶粒の面積に対して７０％以上である。角θは、図４に示す角度である。
ＮＤとα相のｃ軸とのなす角θが４０°以下の結晶粒の面積率が７０％以上であることで、結晶方位が集積し、隣接する結晶間の結晶方位の差を小さくすることができる。その結果、マクロ模様を抑制できる。角θが４０°以下の結晶粒の面積率は、全ての結晶粒の面積率に対し、好ましくは７２％以上である。上記面積率は、高ければ高いほど良い。そのため、特に面積率の上限は定めないが、実質的に製造可能なのが９５％程度までである。

板厚方向に対するα相のｃ軸のなす角θは、板面の法線方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図を用いて算出することができる。（０００１）極点図は、チタン合金板の試料の観察表面を化学研磨し、ＥＢＳＤを用いて結晶方位解析することにより得られる。具体的には、例えば、ＥＢＳＤを用いて、１〜２ｍｍ×１〜２ｍｍの領域を、１〜２μｍの間隔でスキャンすることで、図５に示すような結晶方位マップが得られる。
例えば、図５に白色で示された領域Ｇ１は、ＮＤとα相のｃ軸とのなす角θが４０°以下の結晶粒を示し、黒色で示された領域Ｇ２は、α相のｃ軸とのなす角θが４０°超６０°未満の結晶粒を示し、灰色で示された領域Ｇ３は、α相のｃ軸とのなす角θが６０°超９０°以下の結晶粒を示している。そして、結晶方位解析により、（０００１）極点図を作図することができる。図６に示すように、（０００１）極点図において、点線ｂ１で囲まれた領域Ｒ１は、板厚方向（ＮＤ）と結晶粒のｃ軸のなす角θが４０°以下の領域であり、点線ｂ１と点線ｂ２とで囲まれた領域Ｒ２は、角θが４０°超６０°未満の領域であり、点線ｂ２より外側の領域は、角θが６０°以上９０°以下の領域である。

チタン合金板の板厚方向（ＮＤ）とα相のｃ軸とのなす角θが４０°以下の結晶粒の面積率は、以下のようにして算出することができる。チタン合金板を切断した断面を化学研磨し、ＥＢＳＤを用いて結晶方位解析を行う。チタン合金板表面下部及び板厚中央部のそれぞれについて、１〜２ｍｍ×１〜２ｍｍの領域を１〜２μｍのステップで２〜１０視野程度測定する。そのデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを用いてＮＤとｃ軸とのなす角が４０°以下である測定点データを抽出する。以上により、チタン合金板の板厚方向（ＮＤ）とα相のｃ軸とのなす角θが４０°以下の結晶粒の面積率が算出される。

＜板面の法線方向からの（０００１）極点図において、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法の球面調和関数法を用いた極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析（展開指数＝１６、ガウス半値幅＝５°）により算出される集積度のピークが板面の法線方向から３０°以内に存在し、かつ、（０００１）面の最大集積度が４．０以上である集合組織を有する＞

本実施形態に係るチタン合金板は、板面（圧延材であれば圧延面）の法線方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図において、結晶粒の集積度のピークが板面の法線方向（ＴＤ）から３０°以内に存在し、かつ、最大集積度が４．０以上である、集合組織を有することが好ましい。これにより、結晶粒のｃ軸をチタン合金板の厚さ方向（ＮＤ）に近い部分で十分にさらに集積させることができ、チタン合金板を銅箔製造ドラムに用いた際に結晶方位の差に起因する模様の発生がさらに抑制される。
圧延等によれば、結晶粒の集積度のピークは、最終圧延方向と直角な方向（最終圧延幅方向（ＴＤ））に傾きやすい。そのため、最終圧延方向が明確な場合には、板面の法線方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図において、結晶粒の集積度のピークが、板面の法線方向（ＮＤ）から最終圧延幅方向（ＴＤ）に３０°以内に存在すればよい。

（０００１）極点図は、チタン合金板の試料の観察表面を化学研磨し、ＥＢＳＤを用いて結晶方位解析することにより得られる。例えば上述の通り、１〜２ｍｍ×１〜２ｍｍの領域を、１〜２μｍの間隔（ステップ）でスキャンし、（０００１）極点図を作図することができる。この際の、最も等高線が高い位置が集積度のピーク位置であり、ピーク位置のうち最も集積度の大きな値を最大集積度とする。

図１に、本実施形態に係るチタン合金板の圧延面より法線方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の一例を示す。図１においては、検出された極点が、最終圧延方向（ＲＤ）及び最終圧延幅方向（ＴＤ）への傾きに応じて集積され、（０００１）極点図に集積度の等高線が描かれている。そして、図１中、等高線が最も高くなる部位が結晶粒の集積度のピークＰ１、Ｐ２となる。したがって、本実施形態においては、結晶粒のピークＰ１、Ｐ２が、それぞれＮＤ（中心）から３０°以内に存在する。例えばピークＰ１の場合、図中ａが３０°以内となる（図１のＰ１のように、ＴＤ方向からピーク位置が少しずれる場合があるが、１０°以内のずれは許容し、ａが３０°以内であればよい）。さらに、最大集積度が４．０以上である。通常、最大集積度は、結晶粒のピークＰ１またはＰ２の集積度となる。

これに対し、（０００１）極点図において、結晶粒の集積度のピークが最終圧延幅方向（ＴＤ）に対し３０°以内に存在しない場合、結晶方位が異なる結晶粒が隣接しやすくなり、視認可能なマクロ模様が発生しやすくなる。具体的には、例えば通常の一軸圧延のチタン熱間圧延板では、通常、ＮＤに対してｈｃｐ構造のｃ軸が最終圧延幅方向（ＴＤ）に３５〜４０°程度傾いた部位において集積度がピークとなる集合組織が形成される。しかしながら、ピークがこの位置の場合、さらに１５〜２０°傾いた位置まで結晶方位は分布するため、結晶方位が異なる結晶粒が隣接する場合があり、マクロ模様を生じやすくなる。

好ましい最大集積度は、４．０以上である。これにより、結晶方位が十分に集積し、隣接する結晶間の結晶方位の差を小さくすることができる。最大集積度は、４．０以上が好ましいが、マクロ模様の発生のより一層の抑制を目的として、より好ましくは５．０以上、さらに好ましくは６．０以上である。
最大集積度は、大きい程好ましく、したがって上限は限定されないが、例えば熱間圧延により結晶方位を制御する場合、１５〜２０程度が上限となりうる。

（０００１）極点図における特定の方位の集積度は、その方位をもつ結晶粒の存在頻度が、完全にランダムな方位分布をもつ組織（集積度１）に対して、何倍であるかを示す。この集積度は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法の球面調和関数法を用いた極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析を用いて算出できる（展開指数＝１６、ガウス半値幅＝５°）。具体的には、チタン合金板を切断した断面を化学研磨し、ＥＢＳＤ法により、１〜２ｍｍ×１〜２ｍｍの領域を１〜２μｍのステップで２〜１０視野程度測定する。そのデータをＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを用いて球面調和関数法を用いた極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出する。

（１．２．４ 双晶）
チタンでは塑性変形時に双晶変形を生じることがある。双晶変形は化学組成以外にも結晶粒径にも依存し、粒径が大きいほど発生し易い。そのため、双晶が生じることにより、見た目の結晶粒分布は均一になる場合がある。
一方で、双晶変形を生じると結晶方位差が大きくなり、結晶方位が大きく異なる結晶粒が隣接してしまい、その境界で研磨性が変化し模様として認識されるようになる。そのため、双晶は可能な限り抑制することが好ましい。

具体的には、本実施形態に係るチタン合金板は、板厚方向断面を観察した際に、表面から板厚１／４の位置における板厚断面の全結晶粒界長さに対する双晶粒界長さの割合が、５．０％以下であることが好ましい。これにより、双晶に起因するマクロ模様を認識不可能な水準まで低減できる。全結晶粒界長さに対する双晶粒界長さの割合は、より好ましくは３．０％以下であり、さらに好ましくは１．０％以下である。上記割合の下限は０％であってもよいが、チタン合金板の矯正等の加工により双晶変形が不可避的に生じるため、完全に双晶を排除することは困難である。双晶を減らすためには、矯正量を減らすことが重要であり、例えば、仕上がりの板形状をできる限り平らにすることが有効である。

上記の割合の算出に当たり、板厚断面の全結晶粒界長さ及び双晶粒界長さは、以下のようにして求めることができる。まず、チタン合金板の試料の観察断面（厚さ方向断面）を化学研磨し、電子線後方散乱回折法を用いて結晶方位解析する。試料のチタン合金板表面から板厚の１／４の位置において１〜２ｍｍ×１〜２ｍｍの領域を、１〜２μｍの間隔でスキャンし、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを用いて逆極点図マップ（ＩＰＦ：ｉｎｖｅｒｓｅ ｐｏｌｅ ｆｉｇｕｒｅ）を作成する。その際、チタンで発生する（１０−１２）双晶、（１０−１１）双晶、（１１−２１）双晶、（１１−２２）双晶の回転軸及び結晶方位さ（回転角）の理論値から２°以内を双晶界面とみなす（例えば、（１０−１２）双晶の場合、回転軸及び結晶方位差（回転角）の理論値は、それぞれ＜１１−２０＞及び８５°）。そして、結晶方位差（回転角）が２°以上の粒界を全結晶粒界長さとし、全結晶粒界長さに対する双晶粒界長さの割合を算出する。表面から板厚の１／４の位置における双晶粒界を観察するのは、当該位置がチタン合金板の組織を十分に代表することができるためである。また、チタン合金板の表面は、研磨等により組織を十分に代表できない可能性があるからである。

（１．３ 表面硬度）
チタン合金板のドラム表面となる面の表面硬度（ビッカース硬さ）は、特に限定されないが、ＨＶ１１０以上であることが好ましい。これにより、チタン合金板を用いてドラムを製造し、表面を研磨する際に、均一な研磨が可能となり、マクロ模様をより一層抑制することができる。チタン合金板の表面硬度（ビッカース硬さ）は、より好ましくはＨＶ１１２以上、さらに好ましくはＨＶ１１５以上、である。
また、チタン合金板のドラム表面となる面の表面硬度（ビッカース硬さ）の上限は、特に限定されないが、表面硬度がＨＶ３５０超であると、研磨の回数が増え、時間を要することになるため、ドラムの生産性が低下する。そのため、３５０ＨＶ以下であることが好ましい。より好ましくは３００ＨＶ以下、さらに好ましくは、２５０ＨＶ以下である。また、チタン合金板の矯正時に必要な加工量を十分に小さくする場合、ＨＶ１６０以下であることが好ましい。より好ましくはＨＶ１５５以下、さらに好ましくはＨＶ１５０以下である。

チタン合金板の表面硬度は、チタン合金板表面を鏡面となるまで研磨した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さ試験機を用いて荷重１ｋｇで３〜５点測定し、その平均値とすることができる。

（１．４ 厚さ）
本実施形態に係るチタン合金板の厚さは、特に限定されず、製造されるドラムの用途、仕様等に合わせて適宜設定することができる。銅箔製造ドラムの材料として用いられる場合、銅箔製造ドラムの使用に伴い、板厚が減少するため、チタン合金板の厚さは４．０ｍｍ以上とすることが好ましく、６.０ｍｍ以上としてもよい。チタン合金板の厚さの上限は、特に限定されないが、例えば、１５．０ｍｍである。

以上説明した本実施形態においては、チタン合金板の化学組成を、粒成長を抑制し、また、熱間圧延後の変形が小さくなるような化学組成とするともに、結晶を微細のみならず所定の標準偏差内に収まる均一の大きさとし、かつ、結晶構造が六方最密充填構造であるα相を含み、板厚方向に対するα相の［０００１］方向のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率を７０％以上としている。したがって、銅箔製造用のドラムに使用した際にマクロ模様の発生を十分に抑制可能である。

また、本実施形態に係るチタン合金板は、Ａｌを１．８％超７．０％以下含有する場合、チタン合金板のヤング率が向上する。その結果、銅箔製造ドラム製造において、芯材の表面へのチタン合金板の焼き嵌め性が向上し、銅箔製造ドラムの生産性が向上する。

図２に一例としてチタン合金板の表面のマクロ模様の写真を示す。「マクロ模様」とは図２に示すように圧延方向に平行に、数ｍｍ長さのスジ状に色の異なる部位が発生するものを指す（参考のため、図３に、図２のマクロ模様の位置が分かるようにマクロ模様を強調した図を示す）。このような模様が多量に発生すると、最終的に製造する銅箔に模様が転写されてしまう。
マクロ模様については、銅箔の製造工程で生じるが、チタン合金板におけるマクロ模様の生じやすさ（同一の条件でのマクロ模様の発生割合）については、チタン合金板の表面を＃８００のエメリー紙により研磨し、硝酸１０％、ふっ酸５％溶液を用い表面を腐食させ、観察することで、評価できる。

＜銅箔製造ドラム＞
以上説明したように、本実施形態に係るチタン合金板は、銅箔製造用のドラムに使用した際にマクロ模様の発生を十分に抑制可能であり、銅箔製造ドラムの材料として適している。
図８を参照し、本実施形態に係る銅箔製造ドラム２０は、電着ドラムの一部であり、円筒状のインナードラム２１と、前記インナードラム２１の外周面に被着されたチタン合金板２２と、前記チタン合金板２２の突合せ部に設けられた溶接部２３とを有し、前記チタン合金板２２が、上述した本実施形態に係るチタン合金板である。
すなわち、本実施形態に係る銅箔製造ドラム２０は、本実施形態に係るチタン合金板を用いて製造された銅箔製造ドラムである。本実施形態に係る銅箔製造ドラム２０は、銅箔が析出するドラムの表面に、本実施形態に係るチタン合金板を用いているので、マクロ模様の発生が抑制され、高品質の銅箔を製造することができる。
本実施形態に係る銅箔製造ドラムのサイズは特段制限されないが、ドラムの直径は、例えば１〜５ｍである。
インナードラム２１は公知のものでよく、その素材は、チタン合金板でなくてもよく、例えば軟鋼やステンレス鋼でもよい。
チタン合金板２２は、円筒状のインナードラム２１の外周面に巻き付けられ、突合せ部を溶接されることで、インナードラムに被着される。そのため、突合せ部には溶接部２３が存在する。

本実施形態に係る銅箔製造ドラムの溶接部は、金属組織が、体積率で、９８．０％以上のα相を有し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に準拠した粒度番号で、６以上１１以下である。粒度番号は、好ましくは７以上１０以下である。
溶接部の金属組織の結晶粒の粒径（結晶粒径）が粗大であると、その結晶粒そのものが模様となり、銅箔に模様が転写される。溶接部の金属組織において結晶粒がこのように微細であることにより、結晶粒に起因する模様の発生が抑制される。

溶接部の金属組織の結晶粒の粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に従い、比較法、計数方法および切断法により測定可能である。

本実施形態に係る銅箔製造ドラム２０の溶接部２３は、例えば以下の金属組織を有する。
溶接部の金属組織は、α相主体である、すなわち、主としてα相を含む。β相は、α相よりも優先して腐食する。このため、均一な腐食を達成し、マクロ模様の発生を抑制する観点からは、β相は少ないほうが好ましい。一方で、β相が少量存在する場合、熱処理時の結晶粒成長を抑制できるため、均一かつ微細な結晶粒径を得ることができる。このような観点から、溶接部の金属組織は、β相の体積率は、２．０％以下であることが望ましい。この場合において、チタン合金板の金属組織の残部はα相である。β相の体積率は好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは溶接部の集合組織はα単相である。また、本実施形態に係る溶接部の金属組織におけるα相の体積率は、好ましくは９８．０％以上、より好ましくは９９．０％以上、さらに好ましくは１００％である。

溶接部の金属組織を構成する各相の体積率は、母材部と同様の方法で求めることができる。

また、溶接部とドラム母材の硬度差が大きいと研磨時に段差が生じることがある。そのため、溶接部とドラム母材の硬さ（ビッカース硬さ）の差は±２５以下であることが好ましい。更に好ましくは±１５以下である。これにより、チタン合金板を用いてドラムを製造し、表面を研磨する際に、均一な研磨が可能となり、マクロ模様をより一層抑制することができる。溶接部の硬度は、例えば、ＨＶ１１０以上、より好ましくはＨＶ１１２以上、さらに好ましくはＨＶ１１５以上である。

溶接部の硬度は、溶接部表面を鏡面となるまで研磨した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さ試験機を用いて荷重１ｋｇで３〜５点測定し、その平均値とすることができる。

また、形成される溶接部の結晶粒径とチタン合金板の結晶粒径の差（粒度番号の差）は、−１．０以上１．０以下であることが好ましい。溶接部とその他の部位とにおける結晶粒径の差が小さくなることにより、より確実にマクロ模様の発生が抑制される。

＜２．本実施形態に係るチタン合金板の製造方法＞
以上説明した本実施形態に係るチタン合金板は、いかなる方法によって製造されてもよいが、例えば以下に説明する本実施形態に係るチタン合金板の製造方法により製造することができる。
本実施形態に係るチタン合金板の好ましい製造方法は、
（Ｉ）上述した化学組成を有するチタン合金を、７５０℃以上９５０℃以下の温度に加熱する第１の工程（加熱工程）と、
（ＩＩ）加熱工程後に圧延し、チタン合金板とするする第２の工程（圧延工程）と、
（ＩＩＩ）圧延工程後のチタン合金を焼鈍する第３の工程（焼鈍工程）と、
を有する。以下、各工程について説明する。

（２．１ チタン合金板の素材の準備）
まず、上述した各工程に先立ち、チタン合金板の素材を準備する。素材としては、上述した化学組成のものを用いることができ、公知の方法により製造されたものを用いることができる。例えば、スポンジチタンから真空アーク再溶解法や電子ビーム溶解法又はプラズマ溶解法等のハース溶解法等の各種溶解法によりインゴットを作製する。次に、得られたインゴットをα相高温域やβ相単相域の温度で熱間鍛造又は圧延することにより、素材を得ることができる。素材には、必要に応じて洗浄処理、切削等の前処理が施されていてもよい。また、ハース溶解法で熱延可能な矩形のスラブ形状を製造した場合は、熱間鍛造等を行わず直接下記の第１の工程及び第２の工程（加熱、熱間圧延）に供してもよい。

（２．２ 第１の工程）
本工程は、チタン材の熱間圧延に先立って行う加熱工程である。本工程においては、チタン合金板の素材を７５０℃以上９５０℃以下の温度に加熱する。加熱温度が７５０℃以上であることにより、第２の工程の熱間圧延においてチタン合金板の割れが発生することを防止できる。また、加熱温度が９５０℃以下であることにより、第２の工程の熱間圧延においてｈｃｐ構造のｃ軸が板幅方向に配向する集合組織（Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅ）が生成することを防止できる。
これに対し、加熱温度が７５０℃未満であると、例えば熱間鍛造、鋳造等において粗大粒子が生じている場合、第２の工程の熱間圧延において当該粗大粒子を起点としてチタン合金板に割れが発生してしまう場合がある。

また、加熱温度が９５０℃を超えると、第２の工程の熱間圧延においてｈｃｐ構造のｃ軸が板幅方向に配向する粗大な集合組織（Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅ）が生成する。この場合、上述したような板厚方向に対するα相の［０００１］方向のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率が７０％以上である組織が得られない。加熱温度が９５０℃以下であることにより、Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅの生成を防止できる。よって、加熱温度は９５０℃以下である。加熱温度は、好ましくは、β変態点以下、より好ましくは、９００℃以下又は（β変態点−１０℃）以下である。
さらに、板面の法線方向からの（０００１）極点図において結晶粒の集積度のピークが最終圧延幅方向に対し３０°以内に存在し、かつ、最大集積度が４．０以上である集合組織を得るためには、加熱温度は９００℃以下であることが好ましく、特にＡｌ含有量が３．０％以下の場合には、加熱温度は８８０℃以下が好ましい。

本実施形態において、「β変態点」は、チタン合金をβ相単相域から冷却した際にα相が生成し始める境界温度を意味する。β変態点は、状態図から取得することができる。状態図は、例えばＣＡＬＰＨＡＤ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ Ｃｏｕｐｌｉｎｇ ｏｆ Ｐｈａｓｅ Ｄｉａｇｒａｍｓ ａｎｄ Ｔｈｅｒｍｏｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）法により取得することができる。具体的には、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ Ｓｏｔｗａｒｅ ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃおよび所定のデータベース（ＴＩ３）を用いてＣＡＬＰＨＡＤ法により、チタン合金の状態図を取得し、β変態点を算出することができる。

（２．３ 第２の工程）
本工程では、加熱されたチタン合金板の素材を圧延（熱間圧延）する。そして、本工程において、合計の圧下率を８０％以上とし、かつ、合計の圧下率のうち２００℃以上６５０℃以下における圧延の圧下率の占める割合を、５％以上７０％以下とすることが好ましい。これにより、結晶粒が上述したように均一に微細化され、また、ｈｃｐ構造のｃ軸が板厚方向に沿って高度に集積した集合組織が得られる。本工程における熱間圧延開始温度は、基本的には上記加熱温度となる。
合計の圧下率が８０％以上であることにより、熱間鍛造、鋳造等において生じた粗大粒を十分に微細化できるとともに、Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅが発生することを防止することができる。合計の圧下率が８０％未満であると、熱間鍛造、鋳造等において生じた組織が残存し、粗大粒を形成したり、Ｔ−ｔｅｘｔｕｒｅが発生したりする場合がある。このような組織が生じた場合、製造されるドラムにおいてマクロ模様が発生してしまう。
本工程における合計の圧下率は、Ａｌ含有量３．０％以下の場合には、８５％以上が好ましい。また、圧下率は、高ければ高いほど組織が良くなるので、必要とされる製品サイズ及び製造ミルの特性に合わせて定めればよい。

また、本実施形態に係るチタン合金の製造方法においては、合計の圧下率のうち、２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延の圧下率の占める割合を、５％以上７０％以下とすることが好ましい。特にＡｌ含有量が少ない（例えば３．０％以下）場合には、上記を満足することが好ましい。
全圧延を６５０℃超で行った場合など、合計の圧下率のうち２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延の圧下率の占める割合が５％未満の場合、この温度域での圧下量が足りず、その後の冷却時に回復が生じ、ひずみ量が少ない部分が発生する。そのため、熱延後の熱処理により結晶粒径のバラつきが大きくなる。結晶粒径のバラツキは特に結晶粒成長を抑制するＡｌ含有量が少ない場合に生じやすい。
また、２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延の圧下率の占める割合を、５％以上７０％以下とすることで、結晶構造が六方最密充填構造であるα相を含み、板厚方向に対するα相の［０００１］方向のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率が７０％以上である組織、および／または板面の法線方向からの（０００１）極点図において結晶粒の集積度のピークが最終圧延幅方向に対し３０°以内に存在し、かつ、最大集積度が４．０以上である集合組織が得られやすくなる。
一方、全圧延を２００℃未満で行った場合などで、合計の圧下率のうち２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延の圧下率の占める割合が５％未満の場合、板形状が不安定となる。この場合、その後の矯正における加工量が大きくなり、ひずみが導入され、矯正部とそれ以外の部分とでひずみ量の差が大きくなり、その後の熱処理で結晶粒径のばらつきが大きくなる。さらに、また、熱処理後に矯正すると、ひずみが影響し、その部分のみが腐食され易くなりマクロ模様の原因となる恐れがある。合計の圧下率のうち２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延の圧下率の占める割合は、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上である。

一方、全圧延を６５０℃以下で行った場合など、合計の圧下率のうち２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延の圧下率の占める割合が、７０％を超えると、板形状が不安定となる。この場合、その後の矯正における加工量が大きくなり、ひずみが導入され、矯正部とそれ以外の部分とでひずみ量の差が大きくなり、その後の熱処理で結晶粒径のばらつきが大きくなる。さらに、また、熱処理後に矯正すると、ひずみが影響し、その部分のみが腐食され易くなり、マクロ模様の原因となる恐れがある。
そのため、合計の圧下率のうち２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延の圧下率の占める割合は、７０％以下が好ましい。より好ましくは６５％以下、さらに好ましくは６０％以下である。

本工程における熱間圧延完了時のチタン合金板の表面温度は２００℃以上であることが好ましい。熱間圧延完了時のチタン合金板の表面温度を２００℃以上とすることで、チタン合金板の形状が不安定となることを抑制することができ、その後の矯正による加工量を低減することができる。これによりチタン合金板に導入されるひずみ量が少なくなり、その後の熱処理で生じうる結晶粒径のばらつきが小さくなる。また、ひずみが導入されると、その部分のみが腐食され易くなりマクロ模様の原因となる恐れがあるが、熱間圧延完了時のチタン合金板の表面温度を２００℃以上とすることで、矯正時の加工量が低減でき、チタン合金板に導入されるひずみ量が少なくなり、マクロ模様を抑制することができる。熱間圧延完了時のチタン合金板の表面温度は、好ましくは、３００℃以上である。

また、本工程において、圧延は、チタン合金板の長手方向に延伸する一方向圧延であってもよいが、長手方向での圧延に加え、当該長手方向と直交する方向での圧延を行ってもよい。これにより、得られるチタン合金板において、集合組織の集積度をより一層高めることができる。
具体的には、最終圧延方向での圧延による圧下率をＬ（％）、最終圧延方向と直交する方向での圧延による圧下率をＴ（％）とした際に、Ｌ／Ｔが１．０以上１０．０以下であることが好ましい。これにより、得られるチタン合金板において、集合組織の集積度をより一層高めることができる。Ｌ／Ｔは、より好ましくは１．０以上５．０以下である。

本工程において、２００℃以上６５０℃以下における圧延を実施するにあたり、一定時間保持してチタン合金板が冷却されるのを待ってもよい。

本実施形態に係るチタン合金板の製造方法では、第２の工程中に、再加熱して圧延を行わないことが好ましい。これにより、圧延において生じたひずみを再加熱により解放することが防止され、安定してチタン合金板にひずみを付与することができる。この結果、チタン合金板の集合組織の集積度を高くできるとともに、後述する熱処理時の部分的な異常粒成長を抑制することができる。

第２の工程後、冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延は、２００℃以下の温度での圧延であり、一方向圧延又はクロス圧延により行われてよい。圧下率は１０％以上とすることが好ましい。圧下率を１０％以上とすることで、ひずみを均一に導入することができ、その後の熱処理で生じうる結晶粒径のばらつきを小さくすることができる。
冷間圧延を行う場合、予め熱間圧延後のチタン合金板表面の酸化スケールの除去を行う。酸化スケールの除去は、例えば、ショットブラスト、ショットブラストに続く酸洗によって行ってもよいし、切削などの機械加工によって行ってもよい。酸化スケールの除去前に、必要に応じて、β変態点未満の温度で焼鈍を行ってもよい。かかる焼鈍は、好ましくは（β変態点−５０）℃以下で行う方がよい。
冷間圧延を行う場合、チタン合金板のＡｌ含有量が多すぎると、冷延性に乏しく、チタン合金板が割れる可能性がある。そのため、冷間圧延を行う場合のチタン合金板のＡｌ含有量は、３．５％以下であることが好ましい。
また、全結晶粒界長さに対する双晶粒界長さの割合を小さくする場合には、冷間圧延は行わないことが好ましい。

（２．４ 第３の工程）
本工程では、チタン合金板を６００℃以上β変態点℃以下の温度で２０分以上の時間、熱処理（焼鈍）する。これにより、未再結晶粒を微細な再結晶粒として析出させることができ、得られるチタン合金板の金属組織中の結晶を均一かつ微粒にすることができる。この結果、マクロ模様の発生をより確実に抑制できる。

具体的には、チタン合金板を６００℃以上の温度で２０分以上熱処理することにより、未再結晶粒を十分に再結晶粒として析出させることができる。焼鈍温度は、好ましくは６５０℃以上である。結晶粒の粗大化を抑制する観点から、焼鈍温度をβ変態点以下とすることが好ましい。より好ましくは、８００℃以下である。
焼鈍時間の上限は特に限定されないが、例えば５時間以下である。特に結晶粒成長抑制効果を有するＡｌ含有量が少ない場合などは、結晶粒の粗大化を抑制する観点から、焼鈍時間を９０分以下とすることが好ましい。

熱処理は、大気雰囲気、不活性雰囲気又は真空雰囲気のいずれで行ってもよい。ただし、チタン合金板に酸化スケールが形成される場合は、酸化スケールの除去を行う。酸化スケールの除去は、特段制限されず、例えば、ショットブラスト、ショットブラストに続く酸洗によって行ってもよいし、研磨や切削などの機械加工によって行ってもよい。ただし、ショットブラストは、チタン合金板にひずみが導入刺される可能性があるため、ショットブラストによる酸化スケールの除去は避けた方がよい。
また、焼鈍方法は、特段制限されず、連続式の加熱方式であってもよいし、バッチ式の加熱方式であってもよい。

（２．５ 後処理工程）
後処理としては、酸洗や切削による酸化スケール等の除去や、洗浄処理等が挙げられ、必要に応じて適宜適用することができる。あるいは、後処理として、チタン合金板の矯正加工を行ってもよい。矯正加工は、例えば、真空クリープ矯正（ＶＣＦ；Ｖａｃｕｕｍ ｃｒｅｅｐ ｆｌａｔｔｅｎｉｎｇ）により行うことができる。
以上、本実施形態に係るチタン合金板の製造方法について説明した。

次に、本実施形態に係る銅箔製造ドラムの製造方法について説明する。
本実施形態に係る銅箔製造ドラムの製造方法は、円筒状に加工した本実施形態に係るチタン合金板の隣接する２つの端部を後述する溶接用チタン線材（本実施形態に係る溶接用チタン線材）を用いて溶接する工程（溶接工程）を有する。
チタン合金板の円筒状への加工、溶接条件等は、公知の方法とすることができる。
溶接に際しては、例えば、円筒状に加工したチタン合金板の隣接する２つの端部を上述した溶接用チタン線材を用いて肉盛り溶接し、溶接部（肉盛り溶接部）を形成する。ここで、溶接部に対し、冷間または温間による加工を行うため、肉盛り部に予盛りを行うことが好ましい。予盛りの厚さは、例えばチタン合金板の厚さの１０〜５０％とすることができる。
また、肉盛り溶接部については、冷間または２００℃以下の温間で圧下してもよい。これにより肉盛り溶接部の凝固組織を均一な微細等軸組織とすることができる。高い加工率による藁の発生を防止し、かつ凝固組織を確実に均一な微細等軸組織とするために、圧下率は、１０％以上５０％以下であることが好ましい。
また、溶接後に、熱処理（焼鈍）を行ってもよい。熱処理は、例えば５００℃以上８５０℃以下の温度で、１分以上１０分以下行うことができる。熱処理を８５０℃以下にて１０分以下行うことにより、結晶粒の粗大化や、結晶粒の一部が粗大化することを防止し、均一な微粒結晶組織を得ることができる。

次に、本実施形態に係る銅箔製造ドラムの製造に用いる溶接用チタン線材について説明する。

＜溶接用チタン線材＞
本実施形態に係る溶接用チタン線材は、銅箔製造チタンドラムの製造するために用いられることができ、より具体的には円筒状に曲げ加工したチタン合金板の隣接する端部を溶接するために用いられる。

本実施形態に係る溶接用チタン線材は、質量％で、
Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上：合計で０．２％以上６．０％以下
Ｏ ：０．０１％以上０．７０％以下、
Ｎ ：０．１００％以下、
Ｃ ：０．０８０％以下、
Ｈ ：０．０１５％以下、および
Ｆｅ：０．５００％以下、を含み、
残部がＴｉおよび不純物を含む化学組成を有することが好ましい。

Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上の含有量は、合計で０．２質量％以上６．０質量％以下である。これにより、得られる溶接部の金属組織をα相主体とすることができ、β相の生成を抑制できることから、溶接部の耐腐食性を向上させることができる。さらには、得られる溶接部の金属組織中の結晶粒を十分に微細にすることができ、結晶粒に起因するマクロ模様の発生を抑制することができる。

これに対し、Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上の含有量が合計で０．２質量％未満である場合、得られる溶接部の金属組織中の結晶粒に粗大な粒子が発生する場合があり、マクロ模様の発生が抑制できない。Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上の含有量は、好ましくは、合計で０．３質量％以上、より好ましくは合計で０．４質量％以上である。

また、Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上の含有量が合計で６．０質量％を超えると、上述したＳｎ、ＺｒおよびＡｌを過剰に含有することにより生じる悪影響により得られる溶接部においてマクロ模様の発生が抑制できない。Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上の含有量は、好ましくは、合計で５．５質量％以下、より好ましくは合計で５．０質量％以下である。

上述した元素のうち、Ｓｎは、中性元素であり、溶接用チタン線材に含有させることにより溶接部の結晶粒の成長を抑制することができる元素である。安定的に結晶粒の成長を抑制するために、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．２質量％以上であり、より好ましくは０．３質量％以上である。
一方、Ｓｎを過剰に添加すると化学組成によっては溶接用チタン線材の長手方向に偏析し、ビード溶接部に濃度由来のマクロ模様を形成する場合がある。このため、Ｓｎ含有量は、好ましくは６．０質量％以下であり、より好ましくは５．５質量％以下である。

Ｚｒも、中性元素であり、溶接用チタン線材に含有させることにより結晶粒の成長を抑制することができる元素である。安定的に結晶粒の成長を抑制するために、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．２質量％以上であり、より好ましくは０．３質量％以上である。
一方、Ｚｒを過剰に添加すると化学組成によっては変態温度付近のα＋β域が広くなり、銅箔製造チタンドラムの製造時における熱処理においてβ相が析出しやすくなる。また、凝固偏析により表面の強度に差が生じる結果、銅箔製造チタンドラムの表面研磨時にマクロ模様が発生する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は、好ましくは５．５質量％以下であり、より好ましくは５．０質量％以下である。

Ａｌは、α安定化元素であり、ＳｎやＺｒと同様に溶接用チタン線材に含有させることにより結晶粒の成長を抑制することができるとともに、溶接用チタン線材およびこれを用いて形成される溶接部の強度の向上に寄与する。安定的に結晶粒の成長を抑制するために、Ａｌ含有量は、好ましくは０．２質量％以上であり、より好ましくは０．３質量％以上である。
一方で、Ａｌ含有量が過剰であると、化学組成によっては高温強度の上昇が大きくなり、溶接用チタン線材の凝固組織（溶接部）の熱処理前の加工において反力が大きくなりすぎ加工割れが生じ得る、また、溶接部と母材との硬度の差が大きくなり、銅箔製造チタンドラムの研磨・整面時において段差が生じ得る。このため、Ａｌ含有量は、好ましくは５．０質量％以下、より好ましくは４．５質量％以下である。

上述したようにＡｌは、溶接部の強度の向上に寄与し得る元素であり、溶接部の硬度を上昇させる。このため、溶接部の硬度の上昇を抑制する場合、Ｓｎおよび／またはＺｒと共に含有させることが好ましい。
このような場合、例えば、ＳｎとＡｌとの合計の含有量は０．２質量％以上６．０質量％以下、好ましくは０．３質量％以上５．５質量％以下である。また、例えば、ＺｒとＡｌとの合計の含有量は、０．２質量％以上６．０質量％以下、好ましくは０．３質量％以上５．５質量％以下である。

上述したＳｎ、ＺｒおよびＡｌは、合計で上述した量含有されていればよく、いずれか１種または２種が溶接用チタン線材中に含まれていなくてもよい。

Ｏは、α安定化元素であり、高温強度の上昇を抑制しつつ常温での強度を向上させることができ、溶接部の硬度を向上させることができる。この効果を得るため、Ｏ含有量は、０．０１質量％以上とする。溶接部の硬度を制御する観点からは、Ｏ含有量は、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上である。
一方、Ｏ含有量が０．７０質量％超えると、溶接時に肉盛り加工での割れが生じてしまう。そのため、Ｏ含有量は０．７０質量％以下である。Ｏ含有量は、好ましくは０．６０質量％以下、より好ましくは０．５０質量％以下である。

Ｏの少なくとも一部は、溶接用チタン線材中において、粒状のＴｉ、Ｓｎ、Ｚｒおよび／またはＡｌの酸化物として、例えば、ＴｉＯ_２、ＳｎＯ、ＳｎＯ_２、ＺｒＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３として、存在していることが好ましい。これらの酸化物は、溶接時においてアークによって解離し、解離したＯが被溶接部において酸化膜を形成し、アークが局所的に当たることを抑制し、安定することで溶接部が均質化する。これにより、溶接時において、肉盛り形状や作業性を改善することができる。Ｏは、ドラム溶接部に均質に固溶すると考えられる。

より具体的には、溶接用チタン線材についてＸ線回折法により得られるα−チタンのピーク強度をＡ、ＴｉＯ_２（１１０）、ＺｒＯ_２（１１１）、ＳｎＯ_２（１１０）およびＡｌ_２Ｏ_３（１０４）のピーク強度の合計をＢとした際に、Ｂ／Ａ（線強度比）が０．０１以上であることが好ましい。これにより、十分な量の酸化物が溶接用チタン線材に含有され、上述した効果を十分に得ることができる。Ｂ／Ａは、より好ましくは０．０１５以上０．１０以下、さらに好ましくは０．０２以上０．０９以下である。

本実施形態に係る溶接用チタン線材のＸ線回折は、長手方向と垂直な断面について、Ｃｕ管球を用いて電流４０ｍＡ、電圧４０ｋＶ、２θの範囲１０〜１１０°で実施する。測定は、０．０１°の間隔、１ｓ／点で実施し、各測定点にて試料を３６０°回転させることにより行うことができる。

Ｆｅは、β相を強化する元素である。溶接部においてはβ相の析出量が多くなるとマクロ模様の生成に影響が及ぶので、溶接用チタン線材中のＦｅ含有量の上限を０．５００％とする。Ｆｅ含有量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０８０％以下である。

Ｎ、Ｃ、Ｈは、いずれも多量に含有すると、延性、加工性を低下させる元素である。そのため、Ｎ含有量は、０．１００％以下、Ｃ含有量は、０．０８０％以下、Ｈ含有量は、０．０１５％以下にそれぞれ制限する。
Ｎ、Ｃ、Ｈは、不純物であり、その含有量はそれぞれ低ければ低いほど好ましい。しかしながら、これらの元素は製造過程で混入する場合があり、実質的な含有量の下限を、Ｎで０．０００１％、Ｃで０．０００５％、Ｈで０．０００５％としてもよい。

本実施形態に係る溶接用チタン線材の化学組成の残部は、チタン（Ｔｉ）及び不純物を含み、Ｔｉ及び不純物からなってもよい。不純物とは、具体的に例示すれば、精錬工程で混入するＣｌ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａおよびスクラップから混入するＣｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖなどである。これらの不純物元素が含有される場合、その含有量は、例えば、それぞれ０．１０質量％以下であり、総量で更に０．５０質量％以下であれば問題無いレベルである。

本実施形態に係る溶接用チタン線材の線径は、特に限定されず、例えば０．８ｍｍ以上３．４ｍｍ以下である。
本実施形態に係る溶接用チタン線材の断面形状も、溶接に供することができる限り特に限定されるものではなく、任意の形状とすることができる。

溶接用チタン線材の製造は、例えば孔ダイス伸線、ロールダイス伸線、カリバー圧延等による冷間、温間および熱間の塑性加工や粉末冶金により行うことができる。

以上、本実施形態によれば、溶接用チタン線材にＳｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上を適切な量含有させることにより、溶接部の組織をα相主体としつつ、結晶粒を微細化することができる。さらに、溶接用チタン線材にＯを適切な量含有させることにより、溶接部の硬度を制御することが可能である。この結果、銅箔製造チタンドラムにおいて溶接部に起因するマクロ模様の発生が抑制される。

特に、溶接用チタン線材中に粒状のＴｉ、Ｓｎ、Ｚｒおよび／またはＡｌの酸化物を含める場合、粉末冶金で線材中に含ませる方法や棒線の表面に酸化物を付着させて伸線することで表面に酸化物を圧着させる方法や、棒線の表面に酸化物を付着させて７５０〜１０００℃で真空焼鈍して拡散接合させる方法等により、溶接用チタン線材を製造することができる。中空のチタン管に粉状の酸化物を挿入して溶接用チタン線材を製造する方法もあるが、酸化物の分布にバラツキを生じ易く、その場合、溶接部での組成変動の一因となり、同部での硬さや結晶粒径の変動を生じることとなる。このため、本実施形態では、チタン管中に粉状酸化物を挿入する方法は採用せず、対象外とする。

以下に、実施例を示しながら、本発明の実施形態について、具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明のあくまでも一例であって、本発明が、下記の例に限定されるものではない。

１．チタン合金板の製造
まず、真空アーク再溶解法により表１、表２の化学組成を有するインゴットを作製し、これを熱間鍛造することにより、所定の組成のチタン合金板の素材を得た。

次に、得られたチタン合金板の素材を表３、表４に示す温度まで加熱し（第１の工程）、表３、表４に示す条件で熱間圧延を行った（第２の工程）。表中「２００〜６５０℃の圧下率の割合」は、合計の圧下率のうち２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延の圧下率の占める割合をいい、「圧延比（Ｌ／Ｔ）」は、最終圧延方向での圧延による圧下率をＬ（％）、最終圧延方向と直交する方向での圧延による圧下率をＴ（％）とした際のＬ／Ｔの値を示す。また、表１、表２に示した各発明例及び比較例においては、比較例１を除いて２００℃以上６５０℃以下におけるチタン合金板の圧延を行うために、熱間圧延を一旦停止して、６５０℃以下に冷却されるのを待って、熱間圧延を再開した。
一部の例については、冷間圧延前焼鈍、冷間圧延を行った。

次に、大気雰囲気下、表３、表４に記載される温度、時間にて、熱処理を行い（第３の工程）、厚さ８．０〜１５．０ｍｍのチタン合金板を得た。

２． 分析・評価
各発明例及び比較例に係るチタン合金板について、以下の項目について分析及び評価を行った。

２．１ 結晶粒径
各発明例及び比較例に係るチタン合金板の金属組織の結晶の平均結晶粒径Ｄ及び粒径分布の標準偏差は、以下のようにして測定、算出した。チタン合金板を切断した断面を化学研磨紙、電子線後方散乱回折法を用いて、２ｍｍ×２ｍｍの領域を、２μｍのステップで１０視野測定した。その後、結晶粒径については、ＥＢＳＤにより測定した結晶粒面積より円相当粒径（面積Ａ＝π×（粒径Ｄ／２）^２）を求め、この個数基準の平均値を平均結晶粒径Ｄとし、さらに結晶粒径分布により対数正規分布における標準偏差σを算出した。

２．２ 集合組織
以下の方法で、チタン合金板の板厚方向（ＮＤ）とα相の［０００１］方向（ｃ軸）とのなす角θが４０°以下の結晶粒の面積率を算出した。
チタン合金板を切断した断面を化学研磨し、ＥＢＳＤを用いて結晶方位解析を行い。チタン合金板表面下部及び板厚中央部のそれぞれについて、２ｍｍ×２ｍｍの領域をステップ２μｍで１０視野測定した。そのデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを用いてＮＤとｃ軸とのなす角が４０°以下である測定点データを抽出した。

各発明例及び比較例に係るチタン材の試料の観察表面を化学研磨し、電子線後方散乱回折法を用いて結晶方位解析することにより、（０００１）極点図を得た。より具体的には２ｍｍ×２ｍｍの領域を、２μｍの間隔でスキャンし、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを用い、（０００１）極点図を作図した。この際の、最も等高線が高い位置を集積度のピーク位置とし、ピーク位置のうち最も集積度の大きな値を最大集積度とした。最大集積度は、球面調和関数法を用いた極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析を用いて算出した（展開指数＝１６、ガウス半値幅＝５°）。

２．３ Ａｌ偏析
Ａｌの偏析の有無（Ａｌ均一性）について、以下のようにして確認した。ＥＰＭＡにより、ビーム径を５００μｍ、ステップサイズをビーム径と同じ５００μｍとし、チタン合金板の表面から板厚の１／４の位置における板厚方向に垂直な面２０ｍｍ×２０ｍｍ以上の領域について組成分析を行った。そして、組成分析結果を、合金元素濃度に換算するために、ＪＩＳ１種工業用純チタン、及び対象とするチタン合金板を分析し、その結果から線形近似して得られた検量線を用いた。そして、Ａｌの濃度が（［Ａｌ％］−０．２）質量％以上（［Ａｌ％］＋０．２）質量％以下である領域の面積率を求めた。

２．４ 双晶
各発明例及び比較例に係るチタン合金板の試料の厚さ方向断面を化学研磨し、電子線後方散乱回折法を用いて結晶方位解析した。具体的には、試料のチタン合金板の表面から板厚の１／４の位置において２ｍｍ×２ｍｍの領域を、２μｍ間隔でスキャンし、逆極点図マップ（ＩＰＦ：ｉｎｖｅｒｓｅ ｐｏｌｅ ｆｉｇｕｒｅ）を作成した。その際、発生する（１０−１２）双晶、（１０−１１）双晶、（１１−２１）双晶、（１１−２２）双晶の回転軸及び結晶方位差（回転角）の理論値から２°以内を双晶界面とみなした。そして、結晶方位差（回転角）が２°以上の粒界を全結晶粒界長さとし、全結晶粒界長さに対する双晶粒界長さの割合を算出した。

２．５ α相の面積率
各発明例及び比較例に係るチタン合金板の厚さ方向断面を鏡面研磨し、ＳＥＭ／ＥＰＭＡにより、表面から板厚の１／４の位置において、同断面におけるβ相安定化元素の濃度分布を測定し、β相安定化元素が濃化していない部分をα相の面積率とし算出した。

２．６ 表面硬度
各発明例及び比較例に係るチタン合金板の表面硬度については、チタン合金板表面を鏡面となるまで研磨した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠してビッカース硬さ試験機を用いて荷重１ｋｇで３〜５点測定し、得られた値を平均して、表面硬度とした。

２．７ マクロ模様
マクロ模様については、５〜１０枚程度の５０×１００ｍｍサイズの各発明例及び比較例に係るチタン合金板の表面を＃８００のエメリー紙により研磨し、硝酸１０％、ふっ酸５％溶液を用い表面を腐食させることで観察した。次いで、３ｍｍ以上の長さ発生したスジ状の模様をマクロ模様とし、発生割合の平均に応じて下記のように評価を行った。

Ａ：発生割合が１．０個／枚以下（非常に良好、５０×１００ｍｍの中に１．０個以下）
Ｂ：発生割合が１．０個／枚超５．０個／枚以下（良好、５０×１００ｍｍの中に１．０個超５．０個以下）
Ｃ：発生割合が５．０個／枚超１０．０個／枚以下（やや良好、５０×１００ｍｍの中に５．０個超１０．０個以下）
Ｄ：発生割合が１０．０個／枚超（不合格、５０×１００ｍｍの中に１０．０個超）
得られた分析結果・評価結果を表５、表６に示す。

２．８ 研磨性
上述したマクロ模様観察のための＃８００のエメリー紙による研磨にて、研磨時間を１分として研磨を行った。研磨時間１分で表面肌が除去された場合、ドラム製造の生産性は維持されると判断し、研磨性が良好（ＯＫ）とし、１分で表面肌が除去できていない場合、ドラム製造の生産性を落とすことになると判断し、好ましくない（ＮＧ）とした。

２．９ 焼き嵌め性
焼き嵌め性については、以下のようにして評価した。焼き嵌め性はヤング率、形状比(例えば、管板であれば内管の外径と外管の内径の比)が影響する。特に、チタンを固定するために必要な応力を得るためには、チタンのヤング率が大きいほど小さな変形量で達成することができるため、加熱温度を下げることができ、作業性が向上する。そのため、ヤング率で１３５ＧＰａ以上の場合を焼き嵌め性に優れるとした。

得られた分析結果・評価結果を表５、表６に示す。表５、表６に示す「角θが
０°以上４０°以下の結晶粒の面積率（％）」は、板厚方向に対するα相のｃ軸のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率である。また、表２に示す「Ａｌ均一性（％）」は、Ａｌの濃度が（［Ａｌ％］−０．２）質量％以上（［Ａｌ％］＋０．２）質量％以下である領域の面積率である。また、表２に示す、「冷間圧延工程」における「ＲＴ」は、室温を意味する。

表５、表６に示すように発明例１〜１６及び発明例１０１〜１１５に係るチタン合金板は、マクロ模様が抑制されていた。これに対し、比較例１〜５に係るチタン合金板は、マクロ模様が多く発生した。
また、Ａｌ含有量の低い発明例１〜１６では、Ａｌ含有量の高い発明例１０１〜発明例１１５に比べてマクロ模様の発生がより抑えられていた。一方で、Ａｌ含有量の高い発明例１０１〜発明例１１５では、ヤング率が高く、焼き嵌め性に優れていた。

＜実施例２＞
銅箔製造ドラムへの適用を想定し、表７に示す、上記実施例１の発明例と同様の方法で得られたチタン合金板を母材とし、直径１ｍの円筒状に加工した後、突合せ部（隣接する２つの端部）を表７に示す溶接用チタン線材を用いて溶接した。溶接は、予盛りの厚さを母材の板厚の２５％以下とした。次いで、予盛り後に２００℃以下の温度にて予盛分のみを母材厚さに減厚した。最後に溶接部を６００〜８００℃、２０〜９０分の条件で熱処理し、各発明例および各比較例に係る溶接用チタン線材による溶接サンプルを得た。

得られた溶接部の金属組織中の結晶粒径をＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に従い、比較法に基づき測定し、粒度番号（ＧＳＮ）として得た。
また、溶接部の金属組織に対し、ＳＥＭ／ＥＰＭＡを用いて、Ｆｅもしくはβ相安定化元素の濃度分布を測定し、Ｆｅの濃度またはβ相安定化元素の合計濃度が、測定範囲の平均濃度よりも１ｍａｓｓ％以上高い点（濃化部）をβ相と定義し、面積率を求めた。面積率と体積率は等しいとして、得られた面積率をβ相の体積率、β相安定化元素が濃化していない部分（濃化部以外）の面積率をα相の体積率として、α相の体積率を求めた。
また、得られた各発明例および各比較例に係る溶接サンプル中の溶接部および母材のビッカース硬さ（Ｈｖ）を荷重１ｋｇで３〜５点測定し、その平均値により算出した。接触式の粗さ計を用いて、ＪＩＳＢ０６３３：２００１に従い、λc：０．８ｍｍ、λs：２．５μｍ、ｒtip：２μｍで溶接部と母材部の境界の段差（μｍ）を測定した。
得られた各溶接サンプル中の溶接部のマクロ模様について、５〜１０枚程度の５０×１００ｍｍサイズの各チタン合金板の表面を＃８００のバフにより研磨し、硝酸１０％、ふっ酸５％溶液を用い表面を腐食後に観察した。次いで、３ｍｍ以上の長さで発生したスジ状の模様をマクロ模様とし、発生割合の平均に応じて下記のように評価を行った。

Ａ：発生割合が１．０個／枚以下（非常に良好、５０×１００ｍｍの中に１．０個以下）
Ｂ：発生割合が１．０個／枚超５．０個／枚以下（良好、５０×１００ｍｍの中に１．０個超５．０個以下）
Ｃ：発生割合が５．０個／枚超１０．０個／枚以下（やや良好、５０×１００ｍｍの中に５．０個超１０．０個以下）
Ｄ：発生割合が１０．０個／枚超（不合格、５０×１００ｍｍの中に１０．０個超）
更に、溶接部と母材部の境界に５μｍ以上の段差が生じた場合も、マクロ模様の欄にＤで評価した。

また、溶接によって得られた溶接ビード中の任意の５０ｃｍ区間における凸部、凹部各１０点をデプスゲージで測定し、凸部上位３点の平均高さをｈ、凹部下位３点の平均高さをＤ、測定点２０点の平均高さをＡとしたとき、(ｈ−Ａ)／Ａ、(Ａ−Ｄ)／Ａの値がいずれも０．３以下となる場合をＯＫ、０．１以下である場合をＥｘとした。
結果を表８に示す。

表８に示すように、発明例２０１〜２０５では、溶接部のマクロ模様の生成が抑制されていた。一方、比較例２０１、２０２では、溶接部のマクロ模様が多く発生した。

本発明によれば、銅箔製造用のドラムに使用した際に、マクロ模様の発生を抑制可能なチタン合金板及び同チタン合金板を用いて製造される銅箔製造ドラムを提供することが可能となる。

１ 銅箔製造装置
２ 電着ドラム
１０ 電解槽
３０ 電極板
４０ 巻取部
５０ ガイドロール
６０ 巻取ロール
Ａ 銅箔
２０ 銅箔製造ドラム
２１ インナードラム
２２ チタン合金板
２３ 溶接部

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｓｎ：０％以上２．０％以下、Ｚｒ：０％以上５．０％以下、及びＡｌ：０％以上７．０％以下、からなる群より構成される１種又は２種以上：合計で０．２％以上７．０％以下（ただし、Ａｌ：０．４％以上、１．８％以下での１種のみを除く）、
   Ｎ ：０．１００％以下、
   Ｃ ：０．０８０％以下、
   Ｈ ：０．０１５％以下、
   Ｏ ：０．７００％以下、及び、
   Ｆｅ：０．５００％以下、を含有し、
   残部がＴｉ及び不純物を含有する化学組成を有し、
   平均結晶粒径が４０μｍ以下であり、
   単位μｍでの結晶粒径の対数に基づく粒径分布の標準偏差が０．８０以下であり、
   結晶構造が六方最密充填構造であるα相を含み、
   板厚方向に対する前記α相の［０００１］方向のなす角が０°以上４０°以下の結晶粒の面積率が７０％以上である、
   チタン合金板。
2. 板面の法線方向からの（０００１）極点図において、電子線後方散乱回折法の球面調和関数法を用いた極点図の展開指数を１６、ガウス半値幅を５°としたときのＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークが、前記板面の前記法線方向から３０°以内に存在し、かつ、最大集積度が４．０以上である集合組織を有する、
   請求項１に記載のチタン合金板。
3. 前記平均結晶粒径を単位μｍでＤとした際に、前記粒径分布の標準偏差が、（０．３５×ｌｎＤ−０．４２）以下である、請求項１または２に記載のチタン合金板。
4. 板厚方向断面を観察した際に、表面から板厚１／４の位置における板厚断面の全結晶粒界長さに対する双晶粒界長さの割合が、５．０％以下である、請求項１〜３のいずれか一項に記載のチタン合金板。
5. 前記化学組成において、
   Ａｌ：１．８％超７．０％以下を含有し、
   ビッカース硬さが３５０Ｈｖ以下である、
   請求項１〜４のいずれか一項に記載のチタン合金板。
6. 質量％での、Ａｌ含有量を［Ａｌ％］、Ｚｒ含有量を［Ｚｒ％］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ％］、Ｏ含有量を［Ｏ％］としたとき、下記式（１）、で示されるＡｌ当量Ａｌｅｑが、７．０以下である、
   請求項５に記載のチタン合金板。
   Ａｌｅｑ＝［Ａｌ％］＋［Ｚｒ％］／６＋［Ｓｎ％］／３＋１０×［Ｏ％］ 式（１）
7. 電子線マイクロアナライザを用いて、表面から板厚１／４の位置における板厚方向に垂直な面２０ｍｍ×２０ｍｍ以上の分析領域を組成分析したときに、Ａｌの平均含有量を［Ａｌ％］として、前記分析領域の面積に対する、Ａｌの濃度が（［Ａｌ％］−０．２）質量％以上（［Ａｌ％］＋０．２）質量％以下である領域の面積率が９０％以上である、請求項５または６に記載のチタン合金板。
8. 前記α相を９８．０体積％以上含有する、請求項１〜７のいずれか一項に記載のチタン合金板。
9. 銅箔製造ドラム用チタン合金板である、請求項１〜８のいずれか一項に記載のチタン合金板。
10. 円筒状のインナードラムと、
    前記インナードラムの外周面に被着された、請求項１〜９のいずれか一項に記載のチタン合金板と、
    前記チタン合金板の突合せ部に設けられた溶接部と、
    を有し、
    前記溶接部の金属組織が、体積率で、９８．０％以上のα相を有し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に準拠した粒度番号で、６以上１１以下である、
    銅箔製造ドラム。
11. 円筒状に加工した請求項１〜９の何れか一項に記載のチタン合金板の隣接する２つの端部を、溶接用チタン線材を用いて溶接する溶接工程を有し、
    前記溶接用チタン線材が、質量％で、
    Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上：合計で０．２％以上６．０％以下、
    Ｏ：０．０１％以上０．７０％以下、
    Ｎ ：０．１００％以下、
    Ｃ ：０．０８０％以下、
    Ｈ ：０．０１５％以下、および
    Ｆｅ：０．５００％以下、を含み、
    残部がＴｉおよび不純物を含む化学組成を有する、
    銅箔製造ドラムの製造方法。
12. 前記溶接用チタン線材において、前記Ｏの少なくとも一部が、Ｔｉ、Ｓｎ、ＺｒおよびＡｌからなる群から選択される１種以上の元素の酸化物として存在している、
    請求項１１に記載の銅箔製造ドラムの製造方法。

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