TW202338111A

TW202338111A - 鈦合金板

Info

Publication number: TW202338111A
Application number: TW112102906A
Authority: TW
Inventors: 國枝知德; 小池良樹; 塚本元氣; 岳邊秀德
Original assignee: 日商日本製鐵股份有限公司
Priority date: 2022-01-31
Filing date: 2023-01-30
Publication date: 2023-10-01
Also published as: WO2023145050A1; JPWO2023145050A1

Abstract

本發明之鈦合金板具有由下述所構成之化學組成：以質量%計，Al：4.5%以上且6.6%以下、Fe：0.3%以上且2.3%以下、Cu：0.2%以上且2.0%以下、Si：0.05%以上且0.50%以下、C：0%以上且小於0.080%、N：0%以上且0.050%以下、O：0%以上且0.25%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、Mn：0%以上且小於0.25%及剩餘部分：Ti及不純物；且該鈦合金板滿足下述(1)式。 35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0　…(1)式上述(1)式中所示之元素分別表示以單位質量%計之各元素的含量。

Description

鈦合金板

本發明涉及鈦合金板。

在航空器領域中，由機體輕量化、改善燃耗之觀點，大多是採用鈦，其中，對於需具高強度之構件多半會採用廣用之α+β型鈦合金Ti-6Al-4V(64合金)。

然而，譬如64合金這種高強度α+β型鈦合金其冷軋性不足，因此在製造α+β型鈦合金薄板時通常會採用疊軋法，該方法係以較厚的鐵板覆蓋胚料，一邊將胚料保溫一邊進行熱軋。並且，鈦合金若在β區或β相比率高之α+β區之溫度下往單方向進行高速熱軋，則會從β相變態為α相，此時，會因為變體選擇(variant selection)而形成六方最密堆積結構(hcp)其c軸定向於板寬方向之集合組織(T-texture)。在此情況下，於鈦合金板會產生板材之長邊方向與寬度方向之機械特性大不相同的各向異性。因此，當要求一種上述板面內各向異性小之薄板時，必須將鈦胚料進行交叉軋延或在α+β區之溫度下進行低速軋延，而成為成本增加的主要原因。

又，就鈦而言，若施行冷軋延，則會形成hcp之c軸定向於板厚方向上之集合組織(B-texture)，而板面內各向異性會減少。尤其，在含有Al之鈦合金中不易產生雙晶變形，因而容易形成較強之集合組織。另一方面，若形成上述集合組織，則冷軋性會降低。因此，為了製造鈦合金薄板，必須重複複數次軋縮率小的冷軋與退火，而成為成本增加的主要原因。再加上，隨著冷軋率降低而變得難以改善集合組織，以致板面內的各向異性會殘留。為了解決如上述之課題，正持續推進開發可進行單方向軋延之鈦合金。

專利文獻1揭示一種鑄造用α+β型鈦合金，其具有預定化學組成，在鑄造後之狀態下拉伸強度為890MPa以上，且熔點為1650℃以下。

專利文獻2揭示一種α+β型鈦合金線材，其係由下述所構成：1.4%以上且小於2.1%之Fe、4.4%以上且小於5.5%之Al，且剩餘部分為鈦及不純物。

專利文獻3揭示一種α+β型鈦合金棒材，其係由下述所構成：0.5%以上且小於1.4%之Fe、4.4%以上且小於5.5%之Al，且剩餘部分為鈦及不純物。

專利文獻4揭示一種鈦合金薄板之製造方法，其特徵在於：將鈦合金之熱軋退火板沿與熱軋延方向相同的方向以總軋延率67%以上進行冷軋延，接著在650~900℃之間之溫度下進行退火；該鈦合金以重量%計係由Al：2.5~3.5%、V：2.0~3.0%及剩餘部分Ti與通常之不純物所構成。

專利文獻5揭示一種α+β型鈦合金薄板之製造方法，其特徵在於：在α+β型鈦合金冷軋板之製造步驟中，按下述條件進行於冷軋延後實施之中間退火：退火溫度：[β變態點-25℃]以上且低於β變態點之溫度範圍，退火時間：0.5~4小時，加熱維持後之冷卻速度：0.5~5℃/秒，以上述冷卻速度施行冷卻之溫度區間：至300℃以下。

專利文獻6揭示一種α+β型鈦合金薄板，其特徵在於：以Mo當量計含有完全固溶型(complete solid solution type)β穩定化元素之至少1種：2.0~4.5質量%，以Fe當量計含有共析型β穩定化元素之至少1種：0.3~2.0質量%，以Al當量計含有α穩定化元素之至少1種：大於3.0質量%且為5.5質量%以下，剩餘部分由Ti及無法避免之不純物所構成；該α+β型鈦合金薄板中，α相之平均粒徑為5.0μm以下，並且α相之最大粒徑為10.0μm以下；α相之平均長寬比為2.0以下，並且α相之最大長寬比為5.0以下。

專利文獻7揭示一種冷軋性及冷軋下之處理性優異的α+β型鈦合金板，其係α+β型鈦合金熱軋板；該鈦合金板之特徵在於：(a)熱軋延板之法線方向(板厚方向)定為ND，熱軋延方向定為RD，熱軋延板寬方向定為TD，α相之(0001)面之法線方向定為c軸方位，c軸方位與ND所形成之角度定為θ，包含c軸方位與ND之面及包含ND與TD之面所形成之角度定為Φ；(b1)θ為0度以上且30度以下，並且，Φ為全圓周(-180度~180度)內之晶粒的X射線(0002)反射相對強度中，最強之強度定為XND；(b2)θ為80度以上且小於100度，並且，Φ為±10度內之晶粒的X射線(0002)反射相對強度中，最強之強度定為XTD；(c)XTD/XND為5.0以上。

專利文獻8揭示一種冷軋下之捲料(帶)處理性優異的高強度α＋β型鈦合金板，特徵在於：其係高強度α+β型鈦合金熱軋板，且以質量%計含有：Fe：0.8~1.5%、Al：4.8~5.5%、N：0.030%以下，並且，O含量(質量%)定為[O]、N含量(質量%)定為[N]，含有下述範圍的O及N：滿足Q(%)=[O]+2.77・[N]所定義之Q(%)=0.14~0.38，剩餘部分由Ti及無法避免之不純物所構成；其中，(a)熱軋延板之法線方向定為ND，熱軋延方向定為RD，熱軋延板寬方向定為TD，α相之(0001)面之法線方向定為c軸方位，c軸方位與ND所形成之角度定為θ，包含c軸方位與ND方向之面及包含ND與TD之面所形成之角度定為φ；(b1)θ為0度以上且30度以下，並且，φ為全圓周(-180度~180度)內之晶粒的X射線(0002)反射相對強度中，最強之強度定為XND；(b2)θ為80度以上且小於100度，並且，φ為±10度內之晶粒的X射線(0002)反射相對強度中，最強之強度定為XTD；(c)XTD/XND為4.0以上。

專利文獻9揭示一種具優異耐熱性之Ti合金，其特徵在於：以重量%計包含：Al：10%以下、Sn：15%以下、Zr：15%以下中之1種或2種以上，進一步包含Ga：0.01~15%，且剩餘部分由Ti及不純物所構成。先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本專利特開2010-7166號公報專利文獻2：日本專利特開平7-62474號公報專利文獻3：日本專利特開平7-70676號公報專利文獻4：日本專利特開昭61-147864號公報專利文獻5：日本專利特開平1-127653號公報專利文獻6：日本專利特開2013-227618號公報專利文獻7：國際公開第2012/115242號專利文獻8：國際公開第2012/115243號專利文獻9：日本專利特開平4-41635號公報

發明欲解決之課題然而，以專利文獻1~9所揭示之技術而言，會有在航空器領域等所需在200~300℃之中溫區的強度不足的情形、或無法兼顧在室溫之延性的情形。更進一步來說，在超過中溫區之高於300℃的高溫區的強度亦同。

本發明係有鑑於上述問題而作成者，本發明目的在於提供一種鈦合金板，其具有高強度，且在中溫區之強度特別優異。

用以解決課題之手段本案發明人等得知：藉由使鈦合金含有Al，可提高鈦合金在中溫區以上之溫度下的強度(例如，在300℃左右以上之強度)。另一方面，本案發明人等得知：Al含量若過多，便會因Ti ₃Al等金屬間化合物析出等而導致冷加工性明顯降低。本案發明人等發現：將Al含量設為不會發生冷加工性明顯降低之程度，並且活用Cu及Si，藉此便能以優異冷加工性作為前提來提升鈦合金板之中溫區的強度。

基於上述知識見解而完成之本發明，其主旨如下。 [1]本發明一態樣之鈦合金板，具有由下述所構成之化學組成：以質量%計，Al：4.5%以上且6.6%以下、Fe：0.3%以上且2.3%以下、Cu：0.2%以上且2.0%以下、Si：0.05%以上且0.50%以下、C：0%以上且小於0.080%、N：0%以上且0.050%以下、O：0%以上且0.25%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、Mn：0%以上且小於0.25%及剩餘部分：Ti及不純物；且該鈦合金板滿足下述(1)式。 35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0　…(1)式前述(1)式中所示元素分別表示以單位質量%計之各元素含量。 [2]如上述[1]之鈦合金板，其中構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度亦可為30°以下。 [3]如上述[1]之鈦合金板，其中構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度亦可小於75°。

發明效果根據本發明之上述態樣，可提供一種鈦合金板，其具有高強度，且在中溫區下之強度特別優異。

用以實施發明之形態以下，參照所附圖式並且詳細說明本發明之較佳實施形態。以下，作為本揭示第1實施形態係說明鈦合金之熱軋板(鈦合金熱軋板)，作為第2實施形態係說明鈦合金之冷軋板(鈦合金冷軋板)。在本揭示中，鈦合金板包含鈦合金之熱軋板及冷軋板。進一步，鈦合金之熱軋板包含熱軋退火板，冷軋板包含冷軋退火板。

＜＜第1實施形態＞＞＜化學組成＞首先，說明本實施形態之鈦合金熱軋板所含有之化學成分。此外，於以下，若化學成分之說明中無特別指明，則「%」之記載定為表示「質量%」。

本實施形態之鈦合金熱軋板具有由下述所構成之化學組成：以質量%計，Al：4.5%以上且6.6%以下、Fe：0.3%以上且2.3%以下、Cu：0.2%以上且2.0%以下、Si：0.05%以上且0.50%以下、C：0%以上且小於0.080%、N：0%以上且0.050%以下、O：0%以上且0.25%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、Mn：0%以上且小於0.25%及剩餘部分：Ti及不純物。

[Al：4.5%以上且6.6%以下] Al為α相穩定化元素，且為固溶強化能力高的元素。若Al含量增加，則在室溫及中溫區之拉伸強度會增大。為了增大在中溫區之拉伸強度，Al含量設為4.5%以上。Al含量亦可為大於4.5%，亦可為4.6%以上。另一方面，Al含量若為大於6.6%時，雖然在中溫區之拉伸強度會增大，但冷軋性會明顯降低，並且因凝固偏析等而使α相會過度地固溶強化而局部生成硬質區域，衝擊韌性會降低。因此，Al含量為6.6%以下。Al含量宜為6.5%以下，較宜為6.4%以下。

[Fe：0.3%以上且2.3%以下] Fe為β穩定化元素，且為固溶強化能力高的元素。因此，若增加Fe含量，則在室溫下之拉伸強度及在中溫區之拉伸強度會增大。又，β相係在室溫下之加工性優異的相。又，當Fe含量少時，在熱軋延中難以形成T-texture。因此，Fe含量設為0.3%以上。Fe含量亦可為大於0.4%，亦可為0.5%以上。另一方面，由於Fe係非常容易凝固偏析的元素，若Fe含量過多，則依在鈦合金板內之位置不同，性能的不均會增大，且依其位置會產生疲勞強度降低之部分。因此，Fe含量設為2.3%以下。Fe含量宜為2.1%以下，較宜為2.0%以下，更宜為1.9%以下。此外，Fe在β穩定化元素當中亦為廉價的元素。

[Cu：0.2%以上且2.0%以下] Cu與Fe同樣為β穩定化元素，且為固溶強化能力高的元素。又，Cu在300℃附近之中溫區的固溶強化能力優異。並且，Cu與Al不同之處在於Cu不會妨礙加工性，因此在以廉價方式製造鈦合金熱軋板上，Cu係極有效的元素。又，當Cu含量少時，難以形成T-texture。為了主要獲得在中溫區之拉伸強度，Cu含量設為0.2%以上。Cu含量宜為0.3%以上。另一方面，若鈦合金熱軋板中含有遠遠超出可往α相固溶之固溶極限之量的Cu，則β相分率會升高，在300℃下之強度反而會降低。又，Cu含量若過多時，則Ti ₂Cu會析出，而會有室溫下之加工性明顯降低的情況。因此，Cu含量設為2.0%以下。Cu含量宜為1.8%以下，較宜為1.7%以下，更宜為1.6%以下。此外，雖然Cu比Fe價格昂貴，但在β穩定化元素中，Cu較廉價。

[Si：0.05%以上且0.50%以下] Si雖為β穩定化元素，但Si也會固溶於α相中且可顯示高的固溶強化能力。Si在高溫下之固溶強化能力特別優異，且Si會提升在中溫區之拉伸強度。為了獲得在中溫區之拉伸強度的提升效果，Si含量設為0.05%以上。Si含量亦可為0.10%以上。又，Si與下述O(氧)呈相反的偏析傾向，而且難以凝固偏析的程度跟O一樣，因此鈦合金熱軋板可藉由含有適當量的Si及O來兼顧高疲勞強度與拉伸強度。另一方面，若Si含量過多時，則會形成稱為矽化物之金屬間化合物，疲勞強度會降低。Si含量大於0.50%時，在鈦合金熱軋板之製造過程中會生成粗大的矽化物而疲勞強度會降低。因此，Si含量設為0.50%以下。Si含量宜為0.40%以下。

[C：0%以上且小於0.080%] 若鈦合金熱軋板中含有大量的C，則會有延性或加工性降低的情形。因此，C含量為小於0.080%。C含量亦可為0.070%以下、0.050%以下或小於0.050%。另一方面，鈦合金熱軋板中亦可不包含C，故C含量越少越好而為0%以上。然而，C係無法避免地會混入之不純物，因此C為無法避免會含有於鈦合金熱軋板的元素，所以C含量可為大於0%，亦可為0.0001%以上，亦可為0.005%以上。

[N：0%以上且0.050%以下] 若鈦合金熱軋板中含有大量的N，則會有延性或加工性降低的情形。因此，N含量為0.050%以下。N含量亦可為小於0.040%。另一方面，鈦合金熱軋板中亦可不包含N，故N含量越少越好而為0%以上。然而，N係無法避免地會混入之不純物，因此N為無法避免會含有於鈦合金熱軋板的元素，所以N含量可為大於0%，亦可為0.001%以上，亦可為0.005%以上。

[O：0%以上且0.25%以下] 若鈦合金熱軋板中含有大量的O，則會有延性或加工性降低的情形。因此，O含量為0.25%以下。O含量宜為小於0.25%，較宜為0.23%以下，更宜為0.22%以下。另一方面，鈦合金熱軋板中亦可不包含O，故O含量越少越好而為0%以上。然而，O係無法避免地會混入之不純物，因此O為無法避免會含有於鈦合金熱軋板的元素，所以O含量可為大於0%，亦可為0.01%以上，亦可為0.05%以上。

[Ni：0%以上且小於0.15%] 若鈦合金熱軋板中含有大量的Ni，有時會生成平衡相即金屬間化合物(Ti ₂Ni)，而會有疲勞強度或室溫延性之至少任一者劣化的情形。因此，Ni含量為小於0.15%。Ni含量宜為0.14%以下。另一方面，鈦合金熱軋板中亦可不包含Ni，故Ni含量越少越好而為0%以上。

[Cr：0%以上且小於0.25%] 若鈦合金熱軋板中含有大量的Cr，有時會生成平衡相即金屬間化合物(TiCr ₂)，而會有疲勞強度或室溫延性之至少任一者劣化的情形。因此，Cr含量為小於0.25%。Cr含量宜為0.24%以下，更宜為0.21%以下。另一方面，鈦合金熱軋板中亦可不包含Cr，故Cr含量越少越好而為0%以上。

[Mn：0%以上且小於0.25%] 若鈦合金熱軋板中含有大量的Mn，有時會生成平衡相即金屬間化合物(TiMn)，而會有疲勞強度或室溫延性之至少任一者劣化的情形。因此，Mn含量為小於0.25%。Mn含量宜為0.24%以下，更宜為0.21%以下。另一方面，鈦合金熱軋板中亦可不包含Mn，故Mn含量越少越好而為0%以上。

[35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0] 本實施形態之鈦合金板滿足下述(1)式。 35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0　…(1)式上述(1)式中所示之元素分別表示以單位質量%計之各元素的含量。

當5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si之值為35.0以上，可將在中溫區之拉伸強度做成520MPa以上。5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si之值較宜為37.0以上，更宜為39.0以上。另一方面，當5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si之值為60.0以下，可將在中溫區之拉伸強度做成520MPa以上，同時能防止過度變硬而可維持製造性。5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si之值較宜為55.0以下，更宜為53.0以下。

[不純物] 本實施形態之鈦合金熱軋板其化學組成之剩餘部分為Ti及不純物。所謂的不純物，若要例示則為在精煉步驟等混入之H、Cl、Na、Mg、Ca、B，及從廢料等混入之Zr、Sn、Mo、Nb、Ta、V等。不純物若分別為0.1%以下且以總量計為0.5%以下，則為沒有問題的程度。又，H含量為150ppm以下。B恐會在鑄塊內形成粗大的析出物。因此，即便是作為不純物而含有的情況，仍宜極力抑制B含量。在本實施形態之鈦合金熱軋板中，B含量宜設為0.01%以下。

＜金屬組織＞接著，說明本實施形態之鈦合金熱軋板之金屬組織。本實施形態之鈦合金熱軋板其金屬組織中之α相面積率亦可為80%以上。又，本實施形態之鈦合金熱軋板中，長寬比大於3.3之晶粒即伸長晶粒其面積率亦可為70.0%以上。於以下詳細說明。

[微觀組織] (α相面積率為80.0%以上) β相之楊氏模數低，因此β相率高時，楊氏模數會降低。又，α相率小時，會有冷軋性降低的情形。因此，α相率越高越好，且α相面積率宜為80.0%以上。α相面積率較宜為82.0%以上，更宜為85.0%以上。 β相會抑制晶粒成長，故以面積率計宜包含1.0%以上之β相。β相面積率較宜為2.0%以上。該β相面積率係在室溫下之值。又，若將其以鈦合金熱軋板之α相面積率來表示時，則α相之上限實質上為99.0%，宜為98.0%。關於測定方法，後續將會詳細說明。此外，除了存在α相與β相以外，有時還會存在矽化物，但是即便存在矽化物，其面積率仍會小於0.5%且很細微，所以不會對特性造成大幅影響。又，藉由後述測定方法所獲得之面積率實質上會與其體積率相同。

微觀組織之觀察，係對鈦合金熱軋板在板寬方向中央位置，將包含板材之軋延方向(RD)與板厚方向(ND)之剖面(L剖面進行鏡面研磨，之後使用硝酸-氫氟酸溶液腐蝕，且為了獲得在整個材料之平均值，使用光學顯微鏡以可納入全部板厚之50~100倍觀察10視野。欲在鈦合金熱軋板中識別包含板材之軋延方向(RD)與板厚方向(ND)之剖面(L剖面)，可按以下方法進行。亦即，在鈦中，以單方向進行軋延時所形成之集合組織會聚集在hcp之c軸往軋延寬度方向(板寬方向)傾斜之位置。因此，c軸之最大聚集方向為板寬方向，且將正交於板寬方向之方向定義為軋延方向。

α相與β相之面積率係以SEM(Scanning Electron Microscopy)/EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)來測定。令EPMA所測出之β穩定化元素含量(Fe及Cu之合計含量)為2質量%以上的區域為β相，且令β穩定化元素小於2質量%的區域為α相。在將L剖面進行鏡面研磨後，在平行胚料之軋延方向且平行板厚方向的面(L剖面)，於500µm×500µm之測定範圍進行測定且測定合計5處。在各測定範圍之測定間距設為1µm。計算在各測定範圍之α相及β相之面積率，再由各值進行算術平均，且將所得之值當作α相面積率及β相面積率來進行評估。

(伸長晶粒之面積率為70.0%以上) 本實施形態之鈦合金熱軋板其微觀組織具有長寬比大於3.3之晶粒。以下有時會將長寬比大於3.3之晶粒稱為伸長晶粒。且，有時會將長寬比為3.3以下之晶粒稱為等軸晶粒。在α+β區或β區之溫度下將鈦合金進行熱軋延時，會形成沿軋延方向伸長之伸長晶粒。若該伸長晶粒之面積率為70.0%以上，則能延遲從板端部產生之龜裂往板寬方向進展。伸長晶粒之面積率較宜為75.0%以上，更宜為80.0%以上。又，亦可所有晶粒皆為伸長晶粒，伸長晶粒之面積率上限為100%。在本實施形態之鈦合金熱軋板其微觀組織中，伸長晶粒以外之組織係由等軸晶粒及剩餘部分：析出物所構成。析出物可舉例如Ti ₂C及矽化物等。若將伸長晶粒與等軸晶粒之面積率加總，則為95%以上。

晶粒之長寬比及伸長晶粒之面積率之測定，可藉由電子背向散射繞射(EBSD)法進行。將鈦合金板在板寬方向(TD)中央位置，沿長邊方向往板厚方向裁切，在所得之剖面(L剖面)中，於往軋延方向1mm且在板厚方向上總厚度之區域以500倍以上之倍率進行觀察，並將測定間距設為0.5~1.0µm進行電子背向散射繞射(EBSD)。各晶粒之長寬比係由一個晶粒之長徑與短徑之比求算。又，相對於總測定面積之長寬比大於3.3之晶粒之面積總和定為伸長晶粒之面積率。長寬比係使用股份公司TSL Solutions之軟體OIM Analysis ^TM(Ver.8.1.0)，將結晶方位差為15°以上之情況視為結晶晶界來區分晶粒。另外，雖然上述中係以在板寬方向中央位置之L剖面作為觀察表面，但鈦合金熱軋板之結晶方位會在板寬方向上均勻分佈，因此亦可將在任意板寬位置之L剖面設為觀察表面。

[集合組織] 在本實施形態之鈦合金熱軋板中，構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向、與垂直於在軋延面之軋延方向的方向即軋延垂直方向(板寬方向)所形成之角度為40°以下。鈦合金若在β區或β相比率高之α+β高溫區下往單方向進行高速熱軋，則在從β相變態為α相時，會因為變體選擇而形成六方最密堆積結構(hcp)其c軸定向於板寬方向之集合組織(T-texture)。形成T-texture時，板寬方向之強度與楊氏模數特別會提高。本實施形態之鈦合金熱軋板在板寬方向具有高楊氏模數，因此，可利用此點而將該鈦合金熱軋板用於譬如要求不易撓曲之材料之高爾夫球桿其桿頭之桿頭面部分。又，具有T-texture之鈦合金板容易施行冷軋延。若構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度為30°以下，則鈦合金熱軋板在板寬方向之強度及楊氏模數會進一步提高。又，若構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度為30°以下，便容易施行冷軋延。若構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度為30°以下，則鈦合金熱軋板在25℃下之板寬方向之楊氏模數會進一步提高，在25℃下之板寬方向之楊氏模數為130GPa以上。因此，該所形成之角度宜為30°以下。該所形成之角度較宜為20°以下，更宜為15°以下。

構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度可使用(0001)極圖計算。(0001)極圖可藉由將鈦合金板試料之觀察表面進行化學研磨，然後使用EBSD進行結晶方位解析而獲得。具體而言，可將鈦合金板在板寬方向(TD)中央位置，沿長邊方向往板厚方向裁切，且將所得之剖面(L剖面)進行化學研磨，然後在該剖面之(總板厚)×2mm之區域中於2處以1~2µm之間隔進行EBSD法之結晶方位解析，藉此製作(0001)極圖。關於(0001)極圖中特定方位之聚集度的尖峰位置，係使用TSL Solutions製之OIM Analysis ^TM軟體(Ver.8.1.0)，將該數據(data)透過利用球諧函數法而得反極圖之Texture解析來算出。此時，等高線最高的位置即為聚集度之尖峰位置，尖峰位置當中聚集度最大之值定為最大聚集度，從由板厚方向之(0001)極圖之中心顯示最大聚集度之尖峰的方向定為最大聚集方向。此外，在(0001)極圖之特定方位之聚集度表示：具有該方位之晶粒其存在頻率相對於具有完全隨機之方位分佈之組織(聚集度1)為多少倍。上述在(0001)極圖之特定方位之聚集度係使用上述軟體內的理論值來計算。另外，雖然上述中係以在板寬方向中央位置之L剖面作為觀察表面，但鈦合金熱軋板之結晶方位會在板寬方向上均勻分佈，因此亦可將在任意板寬位置之L剖面設為觀察表面。

圖1顯示由本實施形態之鈦合金熱軋板其板厚方向(ND)之(0001)極圖之一例。圖1中，所檢測出之各結晶方位之極點會因應往軋延方向(RD)及板寬方向(TD)之斜率而聚集，而在(0001)極圖中繪出聚集度之等高線。並且，圖中等高線達最高之部位即為晶粒之尖峰P1。在本實施形態中，從由板厚方向之(0001)極圖之中心顯示聚集度之尖峰P1之方向(最大聚集方向)與板寬方向所構成之角度θ宜為30°以下。圖1中，從由板厚方向之(0001)極圖之中心顯示聚集度之尖峰P1之方向與板寬方向一致，因此上述所形成之角度θ為0°。

＜軋延方向之在300℃下之0.2%偏位降伏強度為520MPa以上＞本實施形態之鈦合金熱軋板其在300℃下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度為520MPa以上，因此亦可使用於會暴露在高溫下之部位。本實施形態之鈦合金熱軋板其上述降伏強度宜為530MPa以上，較宜為530MPa以上。另一方面，上述降伏強度越高越好而無特別限制，但亦可為例如750MPa以下、700MPa以下。

軋延方向之300℃下之0.2%偏位降伏強度係利用以下方法測定。亦即，採取拉伸試驗片，該拉伸試驗片係長邊方向平行軋延方向，平行部寬度為10mm，平行部長度及標點間距離為35mm，且厚度為製品板之總厚度者。將應變速度設為至應變1.5%為止為0.3%/分鐘，後續至斷裂為止設為7.5%/分鐘，且將上述拉伸試驗片供於拉伸試驗。試驗氣體環境係在300℃之大氣中進行，並將拉伸試驗片維持在試驗氣體環境中10分鐘，以使試驗片充分達到試驗溫度，之後進行拉伸試驗。

＜軋延方向之在25℃下之0.2%偏位降伏強度為800MPa以上＞本實施形態之鈦合金熱軋板其軋延方向之25℃下之0.2%偏位降伏強度為800MPa以上。因此，在室溫附近會要求高強度。本實施形態之鈦合金熱軋板之上述降伏強度宜為825MPa以上。另一方面，上述降伏強度越高越好而無特別限制，但亦可為例如1050MPa以下。

＜板寬方向之在25℃下之楊氏模數為130GPa以上＞本實施形態之鈦合金熱軋板其板寬方向之25℃下的楊氏模數為130GPa以上，因此例如可用在會要求高楊氏模數之用途(高爾夫球桿等)等。本實施形態之鈦合金熱軋板其板寬方向之25℃下的楊氏模數宜為135GPa以上。另一方面，板寬方向之25℃下的楊氏模數越高越好而無特別限制，例如可為155GPa以下、150GPa以下。板寬方向之25℃下的楊氏模數可按以下方法測定。亦即，以拉伸方向會成為鈦合金薄板之板寬方向之方式，製作出JIS Z 2241：2011所規定之13B號拉伸試驗片(平行部寬度12.5mm，標點間距離50mm)，再貼附應變計，並以應變速度10.0%/分鐘，在100MPa至0.2%偏位降伏強度的一半之應力範圍內，重複進行5次的負荷-卸載，求算其斜率，將最大值與最小值除外之3次的平均值定為板寬方向之25℃下的楊氏模數。

＜平均板厚：2.0mm以上且6.0mm以下＞本實施形態之鈦合金熱軋板其平均板厚無特別限制，但在製造上，平均板厚實質上為2.0mm以上且6.0mm以下。

在此，參照圖2來說明平均板厚之測定方法。圖2係用以說明平均板厚之測定方法的示意圖。針對短邊方向中央位置及從短邊方向兩端分別起算短邊方向長度之1/4距離的位置，使用X射線、測微器或遊標卡尺在長邊方向隔著1m以上之間隔測定5處以上各位置之板厚，且將所測出之板厚的平均值定為平均板厚。至此，已說明了本實施形態之鈦合金熱軋板。

＜鈦合金熱軋板之製造方法＞本實施形態之鈦合金熱軋板具有上述化學組成，且滿足前述(1)式。因此，本實施形態之鈦合金熱軋板之製造方法無特別限制。然而，譬如可實施以下步驟來製造鈦合金熱軋板：扁胚製造步驟，係製造鈦合金扁胚，其為鈦合金熱軋板之胚料(鈦胚料)；加熱步驟，係將鈦合金扁胚進行加熱；熱軋延步驟，係將加熱步驟後之鈦合金扁胚進行熱軋延；及，調質軋延/拉伸矯正步驟，係視需求而將熱軋延步驟後之鈦胚料進行調質軋延或拉伸矯正。藉由採用該製造方法，可製成下述鈦合金熱軋板：構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度為30°以下之鈦合金熱軋板。以下，作為本實施形態之鈦合金熱軋板之製造方法之一例，針對具有扁胚製造步驟、加熱步驟、熱軋延步驟及調質軋延/拉伸矯正步驟之鈦合金熱軋板之製造方法，說明各步驟。然而，如先前所述，本實施形態之鈦合金熱軋板之製造方法並無特別限定。滿足上述要件之鈦合金熱軋板不論其製造方法為何，皆可視為本實施形態之鈦合金熱軋板。以下說明之製造方法僅為較佳之一例，並非用以限定本實施形態之鈦合金熱軋板者。

(扁胚製造步驟) 在扁胚製造步驟會製造鈦合金扁胚。胚料可使用具有上述化學組成且藉由公知方法所製出之胚料。鈦合金扁胚之製造方法無特別限制，例如可按以下順序製造。譬如，可藉由真空電弧熔煉法、電子束熔煉法或電漿熔煉法等爐膛熔煉法等的各種熔煉法，由海綿鈦製作出鑄錠。接著，在α相高溫區、α+β二相區或β相單相區之溫度下，將所得之鑄錠進行熱鍛造，以獲得鈦合金扁胚。此外，亦可視需求而對於鈦合金扁胚施行洗淨處理、切削等前處理。又，若以爐膛熔煉法作成可供熱軋之矩形時，亦可不經熱鍛造等就供於熱軋延。所製出之鈦合金扁胚具有由下述所構成之化學組成：以質量%計，Al：4.5%以上且6.6%以下、Fe：0.3%以上且2.3%以下、Cu：0.2%以上且2.0%以下、Si：0.05%以上且0.50%以下、C：0%以上且小於0.080%、N：0%以上且0.050%以下、O：0%以上且0.25%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、Mn：0%以上且小於0.25%及剩餘部分：Ti及不純物。

(加熱步驟) 在本步驟中，會將鈦合金扁胚加熱至β變態點T _β℃以上且(T _β+150℃)以下之溫度。藉由將加熱溫度定為T _β℃以上，便可在β相比率高的狀態下進行軋縮，而T-texture會發達。又，加熱溫度若為(T _β+150℃)以下，則在軋延中β相之再結晶會被抑制，從β相至α相的相變態時，會容易發生變體選擇，而T-texture就容易變發達。又，加熱溫度若為(T _β+150℃)以下，則可抑制鈦合金扁胚表面的過度氧化，並可抑制熱軋延後在熱軋板表面產生結痂、傷痕。在此，所謂鈦合金扁胚之溫度係表面溫度，且該溫度係以輻射溫度計測定。輻射溫度計之輻射率係採用已校正成與下述溫度一致之值：使用接觸式熱電偶對於剛從加熱爐送出的扁胚進行測定而得之溫度。

此外，在本說明書中，β變態點T _β意指：將鈦合金從β相單相區冷卻時，開始生成α相之境界溫度。T _β可由狀態圖取得。狀態圖可藉由譬如CALPHAD(Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry)法取得。具體而言，可使用Thermo-Calc Sotware AB公司之整合型熱力學計算系統Thermo-Calc及預定資料庫(TI3)，藉由CALPHAD法取得鈦合金之狀態圖而算出T _β。

(熱軋延步驟) 鈦合金若在β區或β相比率高之α+β區之高溫側的溫度下往單方向進行高速熱軋，則從β相變態為α相時通常會形成T-texture。藉由在β區單相或β相分率高之溫度區、例如(T _β-50)℃以上開始熱軋延，可充分使T-texture發達。雖然β變態點會依鈦合金扁胚之組成而不同，但譬如可在950℃以上之溫度下開始熱軋延。又，為了使T-texture發達，在β相比率高之溫度區下以高軋縮率進行軋延，而使β相之集合組織發達且抑制β相的再結晶亦很重要。為了形成T-texture並使其發達，可具有將鈦合金扁胚往單方向進行熱軋延之熱軋延步驟，該熱軋延步驟中，鈦合金扁胚之軋縮率設為80%以上，且精加工溫度設為(T _β-250)℃以上且(T _β-50)℃以下。藉此，扁胚經熱軋延而獲得之鈦合金熱軋板中會形成T-texture。T-texture具優異之冷軋延性，且在板寬方向之高強度化或高楊氏模數化方面，T-texture很有效。

藉由將精加工溫度設為(T _β-250)℃以上，就可在β相比率高的狀態下進行軋縮，T-texture會容易發達。而且，透過將精加工溫度設為(T _β-250)℃以上，便能抑制熱變形阻力急遽上升，而可維持熱加工性。由此，可抑制邊裂等的發生，進而可抑制產率降低。

精加工溫度為(T _β-50)℃以下時，可抑制熱軋延中之β相再結晶，從β相至α相的相變態時，會發生變體選擇，而T-texture就容易變發達。

軋縮率為80%以上時，可導入大量加工應變，應變會均勻導入而遍及整個板厚中，而T-texture會容易發達。

為了將鈦合金熱軋板之集合組織做成強的T-texture來確保高的板面內各向異性，宜將鈦合金扁胚加熱至上述加熱溫度並維持30分鐘以上。藉由鈦合金扁胚在上述加熱溫度下維持30分鐘以上，鈦合金扁胚之結晶相會成為β單相，T-texture便更容易形成且發達。

又，加熱溫度及精加工溫度為鈦合金扁胚之表面溫度，可用公知方法測定。譬如，加熱溫度及精加工溫度可使用輻射溫度計來測定。

在熱軋延步驟中，可使用公知之連續熱軋延設備對鈦合金扁胚連續進行熱軋延。當使用連續熱軋延設備，鈦合金扁胚在熱軋延後會被捲取機捲取，而成為鈦合金熱軋卷料。

歷經上述熱軋延步驟而獲得之鈦合金熱軋板，亦可視需求以公知方法施行退火、藉由酸洗或切削去除氧化物皮膜等、或施行洗淨處理等。

在熱軋延步驟中，亦可對最後之軋延道次後的鈦胚料施行最終退火處理。最終退火處理只要適當實施即可，其並非必要處理。關於最終退火處理之處理條件，退火溫度為700℃以上且950℃以下，且退火溫度T(℃)與在退火溫度下之維持時間t(秒)滿足下述(2)式。另，下述(2)式之(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)為那孫米勒參數(Larson-Miller parameter)。 22000≦(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)≦27000　…(2)式

按上述條件實施最終退火處理，藉此便能抑制再結晶而可維持T-texture。

＜＜第2實施形態＞＞接著，說明本發明一實施形態之鈦合金冷軋板。本實施形態之鈦合金冷軋板其化學組成與上述鈦合金熱軋板之化學組成相同。又，本實施形態之鈦合金冷軋板與上述鈦合金冷軋板同樣滿足前述(1)式。因此，在此省略鈦合金冷軋板其化學組成及前述(1)式之詳細說明。

＜金屬組織＞ [微觀組織] 說明本實施形態之鈦合金冷軋板之金屬組織。本實施形態之鈦合金冷軋板其金屬組織中之α相面積率亦可為80%以上。又，本實施形態之鈦合金冷軋板中，長寬比為3.3以下之晶粒即等軸晶粒其面積率亦可為50.0%以上。又，本實施形態之鈦合金冷軋板具備：具有長寬比為3.3以下之晶粒即等軸晶粒之微觀組織；前述等軸晶粒之平均粒徑為1.0µm以上且20.0µm以下；且長寬比為大於3.3之伸長晶粒相對於上述微觀組織之面積的面積率亦可為30%以下。於以下詳細說明。

[微觀組織] (α相面積率為80.0%以上) β相之楊氏模數低，因此鈦合金冷軋板之β相率高時，楊氏模數會降低。又，α相率小時，會有冷軋性降低的情形。因此，α相率越高越好，且α相面積率宜為80.0%以上。α相面積率較宜為82.0%以上，更宜為85.0%以上。 β相會抑制晶粒成長，故以面積率計宜包含1.0%以上之β相。β相面積率較宜為2.0%以上。該β相面積率係在室溫下之值。又，若將其以鈦合金冷軋板之α相面積率來表示，則α相之上限實質上為99.0%，宜為98.0%。關於測定方法，可用與本實施形態之鈦合金熱軋板中之測定方法相同的方式來求算。

本實施形態之鈦合金冷軋板具備：具有長寬比為3.3以下之等軸晶粒之微觀組織。

(等軸晶粒之面積率為50.0%以上) 在本實施形態之鈦合金冷軋板中，等軸晶粒之面積率宜為50.0%以上。等軸晶粒之面積率若為50.0%以上，則鈦合金冷軋板會具優異之延性。又，等軸晶粒之面積率若為50.0%以上，則可減少面內各向異性。等軸晶粒之面積率較宜為60.0%以上，進一步宜為70.0%以上。

(伸長晶粒之面積率為30.0%以下) 在本實施形態之鈦合金冷軋板中，伸長晶粒之面積率宜為30.0%以下。若形成伸長晶粒，該伸長晶粒有時會成為各向異性之原因、在熱、冷下之成形加工性降低之原因，甚至為疲勞特性降低等之原因。鈦合金冷軋板會施行各種成形加工，因此鈦合金冷軋板中之伸長晶粒盡可能越少越好。伸長晶粒之面積率較宜為15.0%以下，更宜為10.0%以下，更加宜為8.0%以下。另一方面，該伸長晶粒還是不存在於鈦合金冷軋板中比較好，因此伸長晶粒之面積率下限為0%。本實施形態之鈦合金冷軋板其微觀組織中，等軸晶粒以外之組織係由伸長晶粒及剩餘部分：析出物所構成。析出物可舉例如Ti ₂C及矽化物等。若將等軸晶粒與伸長晶粒之面積率加總，則為95%以上。

(等軸晶粒之平均長寬比) 若晶粒之平均長寬比大，在鈦合金冷軋板之板面內會產生強烈的各向異性，因此等軸晶粒之平均長寬比越小越好，等軸晶粒之平均長寬比宜為2.5以下。等軸晶粒之平均長寬比較宜為2.0以下。

伸長晶粒及等軸晶粒之面積率、以及等軸晶粒之平均長寬比可按以下方式計算。將鈦合金板在寬度方向(TD)中央位置，沿長邊方向往板厚方向裁切，再以垂直於所得剖面(L剖面)之寬度方向的方式進行裁切，且對所得之剖面進行化學研磨，然後在該剖面之(總板厚)×200µm之區域中以步距1~5µm且以2~5視野左右作為對象進行EBSD法之結晶方位解析。由該EBSD之結晶方位解析結果來計算各晶粒之長寬比。各晶粒之長寬比係由一個晶粒之長徑與短徑之比求算。之後，計算長寬比大於3.3之晶粒其面積率，且將該面積率定為伸長晶粒之面積率。又，相對於總測定面積之長寬比3.3以下之晶粒之面積總和定為等軸晶粒之面積率。此外，雖然上述中係根據在板寬方向中央位置之L剖面來計算伸長晶粒及等軸晶粒之面積率、以及等軸晶粒之平均長寬比，但伸長晶粒及等軸晶粒會在板寬方向上均勻分佈，因此亦可根據在任意板寬位置之L剖面來計算伸長晶粒及等軸晶粒之面積率、以及等軸晶粒之平均長寬比。

將長寬比為3.3以下之各晶粒其長寬比進行算術平均，且將所得之值定為此處所謂的等軸晶粒之平均長寬比。

(等軸晶粒之平均粒徑為1.0µm以上且20.0µm以下) 在本實施形態之鈦合金冷軋板中，等軸晶粒之平均粒徑為1.0µm以上且20.0µm以下。鈦合金有時會活用超塑性特性來成形，因此係以細微晶粒為佳。等軸晶粒之平均粒徑為20.0µm以下時，超塑性特性會提升，而加工性提升。由成形性、超塑性之觀點，等軸晶粒之平均粒徑較宜為18.0µm以下。等軸晶粒之平均粒徑更宜為15.0µm以下。另一方面，若為小於1.0µm之超細微晶粒，則會因為晶粒細微效果導致強度過高，而延性明顯降低。尤其是在冷(室溫)下之成形性會降低。因此，由成形性之觀點，等軸晶粒之平均粒徑較宜為1.0µm以上。等軸晶粒之平均粒徑係由EBSD所測出之晶粒面積求算圓等效粒徑(面積A=π×(粒徑D/2)2)，且將該個數基準之平均值定為等軸晶粒之平均結晶粒徑。

[集合組織] 在本實施形態之鈦合金冷軋板中，構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度小於85°。若上述所形成之角度為小於75°，則強度之各向異性會減少。其結果，可確保高的加工性，且在對鈦合金冷軋板施行加工時，可使尺寸精度提升。換言之，構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度小於75°時，可令材料設計變容易。因此，上述所形成之角度宜為小於75°。構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度較宜為70°以下，更宜為65°以下，進一步宜為60°以下。構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度的下限值無特別限制，亦可為0°。在以單方向軋延製出鈦合金冷軋板的情況下，構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度譬如為20°以上。

構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度可使用(0001)極圖計算。(0001)極圖係以與第1實施形態中之方法相同的方法製作。關於(0001)極圖中構成α相之六方最密堆積結構其c軸之聚集度尖峰位置，係使用TSL Solutions製之OIM Analysis ^TM軟體(Ver.8.1.0)，將該數據(data)透過利用球諧函數法而得反極圖之Texture解析來算出。圖3係由本實施形態之鈦合金冷軋板其板厚方向(ND)之(0001)極圖之一例。

＜軋延方向之在300℃下之0.2%偏位降伏強度為520MPa以上＞鈦合金冷軋板多半用於需要較工業用純鈦更高的強度之用途。若要求在室溫下之高拉伸強度，則多半會使用α+β型鈦合金Ti-6Al-4V。尤其，在航空器領域等中，將鈦合金用於靠近引擎之部位時，有時會暴露在200~300℃下，因此會要求在接近上述溫度之溫度下的強度。若在300℃下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度為520MPa以上，則亦能用於上述之會暴露於高溫下之部位。本揭示之鈦合金冷軋板其在300℃下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度為520MPa以上。本實施形態之鈦合金冷軋板之上述降伏強度宜為530MPa以上，較宜為540MPa以上。另一方面，上述降伏強度越高越好而無特別限制，亦可為例如750MPa以下。

＜軋延方向之在25℃下之0.2%偏位降伏強度為800MPa以上＞本實施形態之鈦合金熱軋板其軋延方向之25℃下之0.2%偏位降伏強度為800MPa以上，因此可用於在室溫附近要求高強度的部位或下述會產生達300℃之溫度變化的部位。本實施形態之鈦合金熱軋板之上述降伏強度宜為825MPa以上。另一方面，上述降伏強度越高越好而無特別限制，但亦可為例如1050MPa以下。

＜各向異性 1.00以上且小於1.16＞本實施形態之鈦合金冷軋板其各向異性(板寬方向之0.2%偏位降伏強度/軋延方向之0.2%偏位降伏強度)為1.00以上且小於1.16。所以，可應用於容易要求各向異性小而為各向同性之特性的航空器用途。各向異性可為小於1.16，宜為1.15以下。另一方面，本實施形態之鈦合金冷軋板其各向異性越低越好，因此下限越接近1.00越好，亦可為1.03以上、1.05以上。各向異性係由以下測定方法求算。 0.2%偏位降伏強度可用依據JIS Z2241：2011之方法測定。亦即，軋延方向之0.2%偏位降伏強度及板寬方向之0.2%偏位降伏強度可用依據JIS Z2241：2011之方法測定。

＜平均板厚：3.0mm以下＞本實施形態之鈦合金冷軋板其平均板厚無特別限制，但可設為例如3.0mm以下。通常，在不使用疊軋法而進行熱軋延的情況下，若板厚變薄則溫度會急遽降低，變形阻力因而增大。因此，在以疊軋法將高強度材料進行熱軋延的情況下，難以減薄至冷軋延可製得之板厚的程度。以高強度鈦合金之熱軋延而言，3.0mm左右即為板厚極限。另一方面，冷軋延可使板厚變得更薄。因此，本實施形態之鈦合金冷軋板其平均板厚可設為例如3.0mm以下。本實施形態之鈦合金冷軋板其平均板厚宜為2.0mm以下。另一方面，板厚下限無特別限制，但以高強度鈦合金而言，現實上0.1mm左右即為極限。因此，本實施形態之鈦合金冷軋板其平均板厚例如為0.1mm以上。

鈦合金冷軋板之平均板厚，係以與鈦合金熱軋板之平均板厚之測定方法相同的方法測定。

＜板厚尺寸之不均：相對於平均板厚為5.0%以下＞本實施形態之鈦合金冷軋板其板厚尺寸之不均宜為相對於平均板厚為5.0%以下。在疊軋中，係將層疊有複數個且被鋼材包覆之鈦材進行熱軋延，而製造鈦合金薄板，但依溫度分佈之不同，層疊有複數個鈦材之變形阻力會大幅變化，故難以製成均一的板厚。然而，本實施形態之鈦合金冷軋板係歷經冷軋延而製出，因此可製成板厚尺寸精度優異之鈦合金冷軋板。本實施形態之鈦合金冷軋板其板厚尺寸之不均較宜為相對於平均板厚為4.0%以下，進一步宜為相對於平均板厚為2.0%以下。板厚尺寸之不均當然越小越好，因此相對於平均板厚為0%最佳。

板厚尺寸之不均係利用以下方法測定。針對短邊方向中央位置及從短邊方向兩端分別起算短邊方向長度之1/4距離的位置，使用X射線、測微器或遊標卡尺在長邊方向隔著1m以上之間隔測定5處或10處之各位置之板厚。使用實際測出之板厚d與上述之平均板厚dave，依下述(3)式進行計算，且將所算出之a'之最大值定為板厚尺寸之不均a。 a'=(d-dave)/dave×100　…(3)式

＜鈦合金冷軋板之製造方法＞本實施形態之鈦合金冷軋板具有上述化學組成，且滿足前述(1)式。因此，本實施形態之鈦合金冷軋板之製造方法無特別限制。不過，譬如可對熱軋延步驟後之鈦材實施下述冷軋延步驟來製造鈦合金冷軋板，該冷軋延步驟係將一次之冷軋率設為30%以上，將合計冷軋率設為60%以上，且往單方向進行冷軋延。藉由採用該製造方法，可製成下述鈦合金冷軋板：構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度為小於75°之鈦合金冷軋板。於以下說明作為本實施形態之鈦合金冷軋板之製造方法之一例的上述冷軋延步驟。然而，如先前所述，本實施形態之鈦合金冷軋板之製造方法並無特別限定。滿足上述要件之鈦合金冷軋板不論其製造方法為何，皆可視為本實施形態之鈦合金冷軋板。以下說明之製造方法僅為較佳之一例，並非用以限定本實施形態之鈦合金冷軋板者。

[冷軋延步驟] 鈦可藉由冷軋延與後續之熱處理時之再結晶，使hcp之c軸往板厚方向(ND)變化。然而，當軋延率過小、或當在下述之中間退火或最終退火之再結晶不充分時，結晶方位幾乎不會變化，而有無法改善各向異性的情形。尤其，在軋延方向為單方向之單方向冷軋的情況下，因為不施行交叉軋延，因此為了要盡可能減少各向異性，提高冷軋率便很重要。所以，在本實施形態之鈦合金冷軋板之製造方法中，宜將一次之冷軋率設為30%以上，且合計冷軋率宜設為60%以上。合計冷軋率為70%以上較佳。此外，此處所謂一次之冷軋率表示初始(冷軋延開始時)至中間退火之間的冷軋延之冷軋率、中間退火至冷軋延結束時之間的冷軋延之冷軋率、及若實施複數次中間退火，則表示各中間退火之間的冷軋延之冷軋率的合計值，關於在該期間中每道次之冷軋率則以任何比率來進行皆可。又，在本步驟中係將鈦材往單方向進行冷軋延。

冷軋延溫度宜為500℃以下。若冷軋延溫度為500℃以下，便能獲得高的尺寸精度，且於冷軋延時晶粒會細微化而容易展現超塑性特性。冷軋延溫度較宜為400℃以下。冷軋延溫度之下限無特別限制，冷軋延溫度例如可設為室溫以上。此處之室溫意指0℃以上。

(中間退火) 為了減低各向異性，以會產生再結晶之方式進行中間退火及最終退火很重要。又，為了減少微觀組織中之伸長晶粒，在中間退火時之再結晶亦很重要。另一方面，若加熱至β區之溫度，則會產生由β相往α相之變態，金屬組織便會形成針狀組織。又，在β變態點正下方亦會形成雙模態組織(等軸晶粒與針狀組織之混雜組織)。若為此種組織，則會是在低軋縮率下之內部破裂或邊裂之原因。並且，組織會粗大化而亦難以展現鈦合金板所要求之超塑性特性。有無產生再結晶係由退火溫度與退火時間來決定。為了製造本實施形態之鈦合金冷軋板，譬如可以中間退火之退火溫度T(℃)為600℃以上且T _β-50℃以下，且退火溫度T(℃)與退火時間t(秒)滿足下述(4)式之方式來實施。 22000≦(T+273.15)×(Log10(t)+20)≦27000　…(4)式在此，T _β為β變態點(℃)。

(最終退火) 最終退火係一對於在最後的冷軋延道次後之鈦材施行退火處理的處理。最終退火之退火條件無特別限制，為了減低強度之各向異性以提升鈦合金板之成型性，退火溫度T宜為600℃以上且(T _β-50)℃以下，且退火溫度T(℃)與在退火溫度T下之維持時間t(秒)宜滿足上述(4)式。

按上述條件實施中間退火及最終退火，未結晶晶粒便會再結晶，而α相之c軸會接近板厚方向(ND)。藉此，可減低鈦合金板之各向異性。又，藉由再結晶，在微觀組織中之過量的伸長晶粒會消失。另一方面，若退火溫度為β變態點T _β以上，則會產生由β相往α相之相變態，因而產生之α相會形成針狀組織。又，即便退火溫度為β變態點正下方，仍會形成混合存在有等軸晶粒與針狀組織之雙模態組織。針狀組織及雙模態組織有時會成為冷軋延時之內部破裂或邊裂的原因。並且，針狀組織或雙模態組織多半會形成粗大晶粒，而難以展現超塑性特性。在中間退火及最終退火中，退火溫度T為600℃以上且(T _β-50)℃以下，且以退火溫度T與退火時間t滿足上述(4)式之方式決定退火溫度T與退火時間t，藉此，因為再結晶，α相之c軸會接近ND方向而能進一步減低鈦合金板之各向異性，且能進一步減低在微觀組織中之伸長晶粒。並且，在中間退火步驟及最終退火步驟中，退火溫度T為600℃以上且(T _β-50)℃以下，且以退火溫度T與退火時間t滿足上述(4)式之方式決定退火溫度T與退火時間t，藉此，可增加細微的等軸晶粒，而可抑制在冷軋延時之內部破裂或邊裂，且容易展現超塑性特性。

[調質軋延/拉伸矯正步驟] 在冷軋延步驟後之鈦合金冷軋板宜視需求施行用以調整機械特性之調質軋延或用以矯正形狀之拉伸矯正。在調質軋延中之軋縮率宜為10%以下，在拉伸矯正中之鈦合金冷軋板之延伸率宜為5%以下。另一方面，若過度進行調質軋延或拉伸矯正，鈦材會明顯延伸以致有時難以成形。此外，不須調質軋延及拉伸矯正時亦可不實施。以上，已說明了本實施形態之鈦合金冷軋板之製造方法。

本實施形態之鈦合金板可藉由熱軋延或冷軋延來製造。在本實施形態中，熱軋延所製出之鈦合金板其金屬組織與冷軋延所製出之鈦合金板其金屬組織彼此不同，但不論何者在中溫區之拉伸強度皆為520MPa以上。

本揭示之鈦合金板具有由下述所構成之化學組成：以質量%計，Al：4.5%以上且6.6%以下、Fe：0.3%以上且2.3%以下、Cu：0.2%以上且2.0%以下、Si：0.05%以上且0.50%以下、C：0%以上且小於0.080%、N：0%以上且0.050%以下、O：0%以上且0.25%以下及剩餘部分：Ti及不純物；且該鈦合金板滿足前述(1)式。因此，軋延方向之在300℃下之0.2%偏位降伏強度為520MPa以上，且如上述，不論是鈦合金熱軋板及鈦合金冷軋板之任一者，在中溫區之拉伸強度皆優異。

若本揭示之鈦合金板中，構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度為30°以下，則鈦合金熱軋板其板寬方向之25℃下的楊氏模數會進一步提高，而能將板寬方向之25℃下的楊氏模數做成130GPa以上。

又，若本揭示之鈦合金板中，構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度小於75°，則能減少在板面內之強度之各向異性。

實施例以下，顯示實施例並且具體說明本發明實施形態。此外，以下所示之實施例僅為本發明之一例，本發明不限定於下述例子。

(實施例1) 利用真空電弧熔解、電子束熔解或電漿熔解之任一者製造出具有表1所示化學成分之鈦合金鑄錠，之後藉由分塊軋延或鍛造製造出厚度200mm×寬度1000mm×長度5000mm之鈦合金扁胚。然後，按表2所示之條件對於該等鈦合金扁胚施行熱軋延而製成表2所記載之板厚，之後施行表2所記載之熱處理、噴珠及酸洗而製成熱軋板。

[表1]

[化學組成] 關於鈦合金冷軋板之化學組成，係以ICP發光分光分析測定了Al、Fe、Cu、Si、Ni、Cr及Mn。C係使用碳硫同時分析裝置，以紅外線吸收法測出。O及N係使用氧/氮同時分析裝置，以非活性氣體熔融、熱傳導率/紅外線吸收法測出。又，表1中之「-」表示未刻意添加。此外，表1所記載之元素以外為Ti及不純物。

[c軸之最大聚集方向] 將各鈦合金冷軋板試料之觀察表面進行化學研磨，且採用電子背向散射繞射法進行結晶方位解析，而獲得(0001)極圖。具體而言，係在各試料之板寬方向(TD)中央位置將L剖面進行化學研磨，然後在該剖面中，於(總板厚)×2mm之區域中以1~2µm之間隔且以2~10視野左右作為對象進行EBSD法之結晶方位解析，而製作出(0001)極圖。關於(0001)極圖中c軸之最大聚集方向，係使用TSL Solutions製之OIM Analysis軟體(OIM Analysis ^TM(Ver.8.1.0))，將該數據(data)透過利用球諧函數法而得反極圖之Texture解析來算出。在Texture解析中，令展開指數為16且令高斯半高寬為5°。

[伸長晶粒之面積率] 長寬比及伸長晶粒之面積率之測定，係藉由電子背向散射繞射(EBSD)法進行。將鈦合金板在板寬方向(TD)中央位置，沿長邊方向往板厚方向裁切，在所得之剖面(L剖面)中，於往軋延方向1mm且在板厚方向上總厚度之區域以500倍以上之倍率進行觀察，並將測定間距設為0.5~1.0µm進行了電子背向散射繞射(EBSD)。各晶粒之長寬比係由一個晶粒之長徑與短徑之比求出。又，相對於總測定面積之長寬比大於3.3之晶粒之面積總和定為伸長晶粒之面積率。長寬比係使用股份公司TSL Solutions之軟體OIM Analysis ^TM(Ver.8.1.0)，將結晶方位差為15°以上之情況視為結晶晶界而區分晶粒。

[α相及β相之面積率] α相與β相係以SEM(Scanning Electron Microscopy)/EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)測定。令EPMA所測出之β穩定化元素為2質量%以上的區域為β相，且令β穩定化元素小於2質量%的區域為α相。在將L剖面進行鏡面研磨後，在平行胚料之軋延方向且平行板厚方向的面(L剖面)，於500µm×500µm之測定範圍進行了測定且測定了合計5處。在各測定範圍之測定間距設為1µm。算出在各測定範圍之α相及β相之面積率的平均值，再由各值進行算術平均，且將所得之值當作α相面積率及β相面積率進行了評估。 L剖面之識別係按以下方法進行。亦即，在後述c軸之最大聚集方向的測定中，c軸之最大聚集方向為板寬方向，且將正交於板寬方向之方向定為軋延方向。

[在25℃(室溫)下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度] 按以下方法測出各鈦合金冷軋板在25℃下之0.2%偏位降伏強度。亦即，由上述薄板採取了拉伸試驗片，該拉伸試驗片係長邊方向平行軋延方向，平行部寬度為12.5mm且平行部長度及標點間距離為50mm者。將應變速度設為至應變1.5%為止為0.5%/分鐘，後續至斷裂為止設為30%/分鐘，而將上述拉伸試驗片供於拉伸試驗。

[在300℃下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度] 按以下方法測出各鈦合金冷軋板之0.2%偏位降伏強度。亦即，在高溫下之拉伸試驗係從上述薄板採取了拉伸試驗片，該拉伸試驗片係長邊方向平行軋延方向，平行部寬度為10mm且平行部長度及標點間距離為35mm之拉伸試驗片。將應變速度設為至應變1.5%為止為0.3%/分鐘，後續至斷裂為止設為7.5%/分鐘，而將上述拉伸試驗片供於拉伸試驗。試驗氣體環境係在300℃之大氣中進行，並將拉伸試驗片維持在試驗氣體環境中10分鐘使試驗片充分達到試驗溫度，之後進行了拉伸試驗。將拉伸強度為520MPa以上的情況定為在中溫區之拉伸強度優異，且判定為合格。

[板寬方向之在25℃下之楊氏模數] 板寬方向之25℃下的楊氏模數係按以下方法測定。亦即，以拉伸方向為鈦合金薄板之板寬方向之方式製作出JIS Z 2241：2011所規定之13B號拉伸試驗片(平行部寬度12.5mm，標點間距離50mm)後，貼附應變計，且以應變速度10.0%/分鐘在100MPa至0.2%偏位降伏強度的一半之應力範圍內重複進行5次的負荷-卸載並求出其斜率，而將最大值與最小值除外之3次的平均值定為板寬方向之在25℃下之楊氏模數。

[結果] 將上述評估結果列示於表2。此外，表2所示之「θ1」為以下角度：從板厚方向之(0001)極圖中，針對使用電子背向散射繞射法之球諧函數法而得之反極圖，以展開指數為16且高斯半高寬為5°時之Texture解析算出聚集度之尖峰，顯示該聚集度之尖峰之方向(最大聚集方向)與板寬方向所構成之角度即為θ1。

[表2]

不論本發明例1~12及比較例1中之任一者，所製出之鈦合金熱軋板之化學組成皆等於各自所用之鈦合金鑄錠之化學組成。

本發明例1~12係使用鋼種A~F所製出之鈦合金熱軋板，且其等在300℃下之軋延方向的0.2%偏位降伏強度為520MPa以上；前述鋼種A~F的化學組成為：Al：4.5%以上且6.6%以下、Fe：0.3%以上且2.3%以下、Cu：0.2%以上且2.0%以下、Si：0.05%以上且0.50%以下、C：0%以上且小於0.080%、N：0%以上且0.050%以下、O：0%以上且0.25%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、Mn：0%以上且小於0.25%、以及剩餘部分：Ti及不純物，且滿足35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0。本發明例1~10、12之θ1為30°以下，相較於θ1大於30°之本發明例11，本發明例1~10、12之楊氏模數較大。

另一方面，比較例1係使用不含Cu、Si並且不滿足35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0之鋼種G所製出之鈦合金熱軋板，其無法獲得該等元素所帶來之提升在中溫區之拉伸強度的效果，因此在300℃下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度小於520MPa。

(實施例2) 利用真空電弧熔解(VAR：Vacuum Arc Remelting)、電子束熔解(EBR：Electron Beam Remelting)或電漿熔解(PAM：Prasma Arc Melting)之任一者製造出具有表1所示化學成分之鈦合金鑄錠，之後藉由分塊軋延或鍛造製造出厚度200mm×寬度1000mm×長度5000mm之鈦合金扁胚。然後，對於該等鈦合金扁胚施行熱軋延、熱軋板退火、噴珠及酸洗。本發明例13~28及比較例2~5係製成厚度4mm之熱軋板，且本發明例29~31係製成厚度6mm之熱軋板。熱軋延係加熱至1050~1150℃使鈦合金扁胚之溫度為β變態點T _β以上，再從該溫度開始熱軋延，且將精加工溫度設為800~950℃使其為β變態點T _β以下。

接著，按表3所示之條件對於所得之熱軋板進行了冷軋延步驟。表3中，「那孫米勒參數」係(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)之值。又，表3中「模式A」表示下述冷軋延模式：將第一次冷軋延道次之軋延率設為75%，且將第二次冷軋延道次之軋延率設為50%而進行冷軋延。表3中「模式B」表示下述冷軋延模式：將第一次冷軋延道次之軋延率設為50%，將第二次冷軋延道次之軋延率設為50%，且將第三次冷軋延道次之軋延率設為60%而進行冷軋延。

[表3]

以與實施例1相同的方法測出各冷軋板之化學組成、在25℃(室溫)下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度、在300℃下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度、構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度θ2。

晶粒之長寬比及伸長晶粒之面積率按以下方式算出。將各鈦合金板在寬度方向(TD)中央位置，沿長邊方向往板厚方向裁切，再以垂直於所得剖面(L剖面)之寬度方向的方式進行裁切，且對所得之剖面進行化學研磨，然後在該剖面之(總板厚)×200µm之區域中以步距1~5µm且以2~5視野左右作為對象進行了EBSD法之結晶方位解析。由該EBSD之結晶方位解析結果算出各晶粒之長寬比。各晶粒之長寬比係由一個晶粒之長徑與短徑之比求出。之後，算出長寬比大於3.3之晶粒的面積率，且將該面積率定為伸長晶粒之面積率。又，相對於總測定面積之長寬比3.3以下之晶粒之面積總和定為等軸晶粒之面積率。又，長寬比為3.3以下之晶粒之平均值定為等軸晶粒之平均長寬比。

[等軸晶粒之平均粒徑] 等軸晶粒之平均粒徑係由EBSD所測出之等軸晶粒之晶粒面積求出圓等效粒徑(面積A=π×(粒徑D/2)2)，且將該個數基準之平均值定為等軸晶粒之平均結晶粒徑。

[α相及β相之面積率] α相與β相係以SEM(Scanning Electron Microscopy)/EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)測出。令EPMA所測出之β穩定化元素為2質量%以上的區域為β相，且令β穩定化元素小於2質量%的區域為α相。在將L剖面進行鏡面研磨後，在平行胚料之軋延方向且平行板厚方向的面(L剖面)，於500µm×500µm之測定範圍進行了測定且測定了合計5處。在各測定範圍之測定間距設為1µm。算出在各測定範圍之α相及β相之面積率的平均值，再由各值進行算術平均，且將所得之值當作α相面積率及β相面積率進行了評估。 L剖面之識別係按以下方法進行。亦即，在後述之c軸之最大聚集方向的測定中，c軸之最大聚集方向為板寬方向，且將正交於板寬方向之方向定為軋延方向。

[平均板厚dave] 按以下方法測出各鈦合金冷軋板之平均板厚dave。針對所製出之各鈦合金冷軋板其短邊方向中央位置及從短邊方向兩端分別起算短邊方向長度之1/4距離的位置，使用X射線、測微器或遊標卡尺在長邊方向隔著1m以上之間隔測定5處以上各位置之板厚，且將所測出之板厚的平均值定為平均板厚dave。

[板厚尺寸精度a] 各鈦合金冷軋板之板厚尺寸精度a，係使用上述方法所實際測出之板厚d與上述之平均板厚dave，依下述式(101)進行計算，且將所得之a'的最大值定為尺寸精度a。 a'=(d-dave)/dave×100　…式(101)

[結果] 將上述評估結果列示於表4。此外，表4所示之「θ2」為以下角度：從板厚方向之(0001)極圖中，針對使用電子背向散射繞射法之球諧函數法而得之反極圖，以展開指數為16且高斯半高寬為5°時之Texture解析算出聚集度之尖峰，顯示該聚集度之尖峰之方向(最大聚集方向)與板寬方向所構成之角度即為θ2。又，表4所示之「各向異性」欄所記載之值為(在25℃(室溫)下之板寬方向之0.2%偏位降伏強度)/(在25℃(室溫)下之軋延方向之0.2%偏位降伏強度)之值。

[表4]

不論本發明例13~31及比較例2、3中之任一者，所製出之鈦合金冷軋板之化學組成皆等於各自所用之鈦合金鑄錠之化學組成。

本發明例13~31係使用鋼種A~F、J、K所製出之鈦合金冷軋板，且其等在300℃下之軋延方向的0.2%偏位降伏強度為520MPa以上；前述鋼種A~F、J、K的化學組成為：Al：4.5%以上且6.6%以下、Fe：0.3%以上且2.3%以下、Cu：0.2%以上且2.0%以下、Si：0.05%以上且0.50%以下、C：0%以上且小於0.080%、N：0%以上且0.050%以下、O：0%以上且0.25%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、Mn：0%以上且小於0.25%、以及剩餘部分：Ti及不純物，且滿足35≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60。本發明例13~26、29、30之θ2為小於75°，相較於θ2為75°以上之本發明例27、28、31，本發明例13~26、29、30之各向異性較小。

另一方面，比較例2係使用不含Cu、Si並且不滿足35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0之鋼種G所製出之鈦合金冷軋板，其無法獲得該等元素所帶來提升中溫區之拉伸強度的效果，因此在300℃下之軋延方向的0.2%偏位降伏強度小於520MPa。比較例3係使用Al含量過少並且不滿足35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0之鋼種H所製出之鈦合金冷軋板，其無法獲得該等元素所帶來提升中溫區之拉伸強度的效果，因此在300℃下之軋延方向的0.2%偏位降伏強度小於520MPa。比較例4係使用Al含量及Si含量過多並且不滿足35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0之鋼種L所製出之鈦合金冷軋板，在熱軋延後之鈦材會變得過硬，以致在冷軋延時會產生破裂。比較例5其O含量過多而加工性降低，因此在冷軋延時產生了破裂。

以上，已詳細說明了本發明之較佳實施形態，惟本發明不限定於該等例。且顯而易見地，只要係具有本發明所屬技術領域之通識人士，皆可在申請專利範圍中記載之技術思想範疇內思及各種變更例或修正例，並知悉該等亦理當歸屬本發明之技術範圍。

(無)

圖1係由本揭示第1實施形態之鈦合金熱軋板其板厚方向(ND)之(0001)極圖之一例。圖2係用以說明平均板厚之測定方法的示意圖。圖3係由本揭示第2實施形態之鈦合金冷軋板其板厚方向(ND)之(0001)極圖之一例。

(無)

Claims

一種鈦合金板，具有由下述所構成之化學組成：以質量%計， Al：4.5%以上且6.6%以下、 Fe：0.3%以上且2.3%以下、 Cu：0.2%以上且2.0%以下、 Si：0.05%以上且0.50%以下、 C：0%以上且小於0.080%、 N：0%以上且0.050%以下、 O：0%以上且0.25%以下、 Ni：0%以上且小於0.15%、 Cr：0%以上且小於0.25%、 Mn：0%以上且小於0.25%及剩餘部分：Ti及不純物；且該鈦合金板滿足下述(1)式： 35.0≦5×Al+5×Cu+10×Fe+20×Si≦60.0…(1)式；前述(1)式中所示之元素分別表示以單位質量%計之各元素的含量。
如請求項1之鈦合金板，其中構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板寬方向所形成之角度為30°以下。
如請求項1之鈦合金板，其中構成α相之六方最密堆積結構其c軸之最大聚集方向與板厚方向所形成之角度為小於75°。