TWI701343B - 鈦合金板及高爾夫球桿頭 - Google Patents

Abstract

一種鈦合金板，其特徵在於，以質量%計含有Al：7.50~8.50%、Fe：0.70~1.50%、Nb：0.50~2.00%、Si：0.05~0.30%、Cr：0.0~2.0%、O：0.25%以下、N：0.010%以下、C：0.010%以下、H：0.013%以下，剩餘部分由Ti及無法避免之不純物所構成，且滿足[Al%]＋10×[O%]≦10.00%；其中，α相之面積率為85.0%以上，且在α相晶粒中，長寬比為3.3以下之晶粒的面積比率為50.0%以上；構成α相之最密六方晶格中，c軸之最大集聚方向的板面內方向與c軸所夾角θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率為25.0%以上且40.0%以下，並且形成有層狀組織。

Description

鈦合金板及高爾夫球桿頭

本發明涉及一種鈦合金板及高爾夫球桿頭。

發明背景 近年來，高爾夫桿頭之擊球面構件一般是用鈦合金製造。對於該擊球面構件，要求剛性高。然而，鈦的剛性比鋼低。因此，做成擊球面構件之鈦合金可舉高剛性化為其課題之一。

習知，就可用於高爾夫球桿之鈦合金而言，已知有如專利文獻1~6中所揭示之含有多量Al的鈦合金。

專利文獻1中記載，為了改善被削性，而在添加有高Al(2~8.5%)及高C(0.08~0.25%)之鈦合金中含有必須預定量的Cu、Ni中之1種以上。

專利文獻2中記載了一種用於高爾夫桿頭之鈦合金，該鈦合金添加有高Al(7.5~10%)，且Ti以外的合金元素包含Al含有8~12%。其中記載該合金係以鑄造製造，且延展率(延伸)為8~16%。

專利文獻3中記載了在添加有高Al(7.1~10%)、Fe(0.1~3%)之鈦合金中形成高比強度(實施例207~228MPa/g・cm ³、TS=900~1000MPa)的情況。

專利文獻4中記載，為了提高比強度，而在添加有高Al(7.1~9%)、Fe(0.1~2%)之鈦合金中含有必須預定量的Cr及Sn。

專利文獻5中記載了一種鈦合金擠製材，其為了提升疲勞強度，而在添加有高Al(2~8.5%)、高C(0.06~0.25%)之鈦合金中，以β穩定化元素之添加量為2~10%、1次α為5~80%，來設定伸長方向//擠製方向(±15°)。

專利文獻6中記載，為了提高比強度，而含有預定量之高Al(7.1~10%)、Fe(0.1~3%)，或進一步以任意添加含有V、Cr、Ni、Mo、B、Si，以使比強度為205以上。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特開2016-183407號公報 專利文獻2：日本專利特開2009-167518號公報 專利文獻3：日本專利特開2007-239030號公報 專利文獻4：日本專利特開2010-275606號公報 專利文獻5：日本專利特開2012-052219號公報 專利文獻6：日本專利特開2009-084690號公報

發明概要 發明欲解決之課題 以往，高比強度之鈦合金是如上述添加有多量的Al，利用鑄造來製造產品。所以，因鑄造缺陷，擊球面之壽命都不高。但，以往含有高Al之鈦合金在熱軋時所需的熱加工性不足，所以板材很難製造。所述高比強度之鈦合金即使在假設可用熱軋製造之情況下，也會因多量添加Al使得變形阻力提高，而無法避免製造產品時之熱加工溫度的高溫化。 尤其就高楊氏模數之鈦合金來說，熱加工之加工溫度在900℃以上相當高溫，熱加工時會因材料表面被氧化而硬化，好發瑕疵使得熱加工性顯著變差，故而無法有效率地製造產品。

本發明目的在於提供一種鈦合金板及將其用於擊球面構件的高爾夫球桿頭，且該鈦合金板除了高剛性及比強度，耐氧化性及熱加工性亦佳。

用以解決課題之手段 解決上述課題之本發明主旨如下。 (1) 本發明一態樣之鈦合金板係以質量%計含有： Al：7.50~8.50%、 Fe：0.70~1.50%、 Nb：0.50~2.00%、 Si：0.05~0.30%、 Cr：0.0~2.0%、 O：0.25%以下、 N：0.010%以下、 C：0.010%以下、 H：0.013%以下， 剩餘部分由Ti及不純物所構成，且 Al含量及O含量滿足式(1)的鈦合金板； 其中，α相在鈦合金板之金屬組織中所佔面積率為85.0%以上， 且在α相晶粒中，長寬比為3.3以下之晶粒的面積比率為50.0%以上； 以EBSD(電子背向散射繞射)法求出構成α相之最密六方晶格中，c軸之最大集聚方向的板面內方向與c軸所夾角θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率為25.0%以上且40.0%以下，並且， θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域與θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域會形成層狀組織； [Al%]＋10×[O%]≦10.00%…式(1) 在此，於式(1)中之[Al%]代入Al含量(質量%)，於[O%]代入O含量(質量%)。 (2) 在上述(1)中記載之鈦合金板中，θ大於20°且在30°以下之晶粒的面積率亦可為5.0%以上且20.0%以下。 (3) 本發明一態樣之高爾夫球桿頭係將如(1)或(2)記載之鈦合金板用於擊球面構件。

發明效果 根據本發明，可提供一種除了高剛性及比強度化，耐氧化性及熱加工性亦佳的鈦合金板及高爾夫球桿頭。

用以實施發明之形態 鈦合金可大致區分成α型、α+β型、β型，藉由調整α穩定化元素(Al、O、N、C等)、β穩定化元素(V、Mo、Fe、Cr、Ni、Si、Mn、Cu等)、中性元素(Sn、Zr等)之種類及添加量，可設計成各種類型的合金。

添加屬α穩定化元素之Al、O、N、C，使α相穩定化，可提升楊氏模數、強度，但會降低熱加工性(成形性等)。熱加工性降低時，會衍生出在高溫下進行熱加工的必要性。所以，必須在900℃以上之高溫進行熱加工，屆時，鈦合金會明顯地變得容易氧化。至於作為α穩定化元素添加有Al時，在高溫下之耐氧化性較為優異，在熱加工溫度高溫化使得氧化比以往更有進展的部分則不變。

藉由Al之添加，不僅會增加楊氏模數及強度，還會降低密度，所以比強度也會提升；但添加Al以外的α穩定化元素時，不僅強度增加，密度也會增加，所以比強度有時會變差。用於高爾夫桿頭時，為了調整重心位置，針對擊球面構件是要求輕巧，所以可使比強度提升之Al的添加非常有效，其效果大於O、N、C。

另一方面，通常可添加於鈦合金的元素大多為β穩定化元素。添加β穩定化元素並使β相穩定化，雖可提升熱加工性、強度，但楊氏模數、密度、比強度、900℃以上之耐氧化性大多會變差。

若添加對於α相及β相之穩定度影響小之屬中性元素的Sn、Zr，雖會提升強度，但無法提升楊氏模數、900℃以上之耐氧化性，熱加工性、密度、比強度也大多會變差。

在本發明中，為了提高強度、提高剛性(高楊氏模數化)而添加α穩定化元素，使α相穩定化，以提高α相之面積率(體積率)。α穩定化元素會添加較多量的Al，Al有助於提高楊氏模數、提高比強度，比較不會阻礙其他特性。另一方面，同樣為α穩定化元素之中，填隙型固溶元素(O、N等)會增加密度，因此N是抑制在以無法避免之不純物的形式含有之量，O會抑制脆性相之α2相(Ti ₃Al相)的析出，所以是依照其與Al添加量之關係來加以抑制。

藉由添加屬α穩定化元素的Al，雖可實現高強度化、高楊氏模數化，熱加工性卻會變差。所以，在本發明中為了確保熱加工性，是添加預定量的β穩定化元素(增加在熱加工溫度下的β相量)。考慮到密度變化、β相率變化的結果，使用之β穩定化元素選定了Fe。此外，就β穩定化元素而言，亦可視需求添加Cr。

在本發明中，Al的添加量多，熱加工性會降低，因此將熱加工之加工溫度高溫化至900℃以上。加工溫度一旦高溫化，氧化就變明顯。為了防止在該高溫下的氧化，會添加Nb及Si。

此外，在本發明中係藉由使熱加工之條件最佳化，將集合組織控制成預定組織，來全面提升高楊氏模數化、熱加工性及延性(室溫(常溫)延展)。

關於本實施形態之鈦合金板的成分組成及金屬組織，將進一步詳細說明。另，表示成分之含有範圍的符號%全部為質量%。

(成分組成) Al：7.50~8.50% 藉由添加Al進行高強度化，可使α相穩定化直到高溫區域。藉由添加7.50%以上之Al，可充分提升楊氏模數。α相也會因以無法避免之不純物的形式含有的O、N、C而穩定化，提升楊氏模數，但密度會增加。因此，藉由添加Al，可實現高楊氏模數化及低密度化。另一方面，一旦添加超過8.50%，在熱之變形阻力就會變高，使得製造熱軋板變得困難。所以，Al之添加量係設定在7.50%以上且在8.50%以下。Al添加量的理想下限為7.60%，較宜為7.70%，更宜為7.80%。另，Al添加量之上限譬如為8.40%或8.30%，更可為8.20%。

O：0.25%以下 [Al%]＋10×[O%]≦10.00% O是以不純物元素的形式無法避免地含有。Al添加量變多，脆性相的α2相(Ti ₃Al相)就會析出，而O具有促進α2相析出的效果。所以，O含量盡量愈低愈佳，亦可為0%。然而，O是無法避免含有之物，譬如有時會含有0.01%以上。所以，必須抑制O以滿足以下式(1)。 [Al%]＋10×[O%]≦10.00%…式(1) [Al%]：Al含量(質量%) [O%]：O含量(質量%) 因此，O含量之上限根據上述式(1)必然在0.25%以下。O含量的理想上限為0.15%以下，較宜為0.12%以下，更宜為0.10%以下。然而，若利用純化步驟將O含量降低至極限，生產性會降低而提高製造成本。因此，考慮到一般操作，O含量的理想下限為0.001%，較宜為0.005%，更宜為0.010%。 另，即使在未析出α2相的情況下，上述式(1)一旦超過10.00%，在室溫下之延性就會劣化，因此上述式(1)之上限為10.00%以下。上述式(1)的理想上限為9.90%，較宜為9.70%，更宜為9.50%。

Fe：0.70~1.50% Fe為共析型β穩定化元素，可使β相穩定化。Fe很少會分配至α相中，因此藉由添加0.70%以上，可抑制α相在高溫下之高強度化。所以，比起屬全比率固溶型的V、Mo更能有效改善熱加工性，且價格低廉。另一方面，Fe一旦超過1.50%，β相比率就會變得太高，使得α相的比率下降，而無法獲得期望的楊氏模數。因此，將其設為0.70%以上且1.50%以下。Fe添加量的理想下限為0.75%，較宜為0.85%，更宜為0.95%。此外，Fe添加量的理想上限為1.40%，較宜為1.30%，更宜為1.20%。

Nb：0.50~2.00% Nb屬全比率固溶型的β穩定化元素，不僅可使β相穩定化，也會提升耐氧化性。就本發明之鈦合金的成形加工等而言，在高溫下之強度的觀點上，必須加熱至900℃以上。另一方面，鈦在高溫下的耐氧化性明顯不佳，因此經由產品加工時之氧化，有特性劣化的疑慮。所以，添加0.50%以上之Nb。另，Al也會使耐氧化性提升，但在高溫區域下效果比Nb小。 相較於Fe，Nb的β相穩定化度較小，所以即使複合添加也不會使β相率產生極端變化。因此添加0.50%以上以充分獲得耐氧化性。但，Nb屬高價元素，而且就算添加過剩，對耐氧化性的提升效果也小。此外，若過剩添加Nb，容易與其他β穩定化元素(主要是Fe、Cr)一起產生鑄塊而偏析，使得特性隨之產生參差，而在軋延直角方向(T方向)變成低延性，故設在2.00%以下。Nb添加量的理想下限為0.60%，較宜為0.70%，更宜為0.80%。另，Nb添加量的理想上限為1.80%，較宜為1.50%，更宜為1.20%。

Si：0.05~0.30% Si屬共析型的β穩定化元素，β相穩定化度小。另一方面，Si會大幅提升耐氧化性，與Nb複合添加可進一步提升耐氧化性。此外，添加量一多，就會形成矽化物(silicide，Ti-Si金屬間化合物)，使得疲勞特性等劣化。所以，Si添加量最高設為0.30%。Si添加量的理想上限為0.28%，較宜為0.25%，更宜為0.20%。Si添加量的下限是可獲得耐氧化性提升效果的0.05%以上。Si添加量的理想下限為0.07%，較宜為0.09%，更宜為0.10%以上。

Cr：0.0~2.0% Cr為任意選擇之元素，亦可不添加。添加時，Cr屬共析型的β穩定化元素，與Fe同樣具有高度的β穩定化度。所以，將Cr與Fe複合添加，可進一步控制β相率。惟，Cr亦與Fe同樣地一旦過剩含有，β相比率就會變得太高，使得α相的比率下降，而無法獲得期望的楊氏模數。所以，添加Cr時，最高設為2.0%。Cr添加量的理想上限為1.8%，較宜為1.5%。而且，用以獲得上述效果之Cr添加量的理想下限為0.1%，較宜為0.2%。另，Cr在僅添加Fe即可獲得充分的熱加工性時，亦可不添加。

N：0.010%以下 C：0.010%以下 H：0.013%以下 前述O以外，N、C、H是以不純物元素的形式無法避免地含有。 N與O同樣可提高密度，且β變態點會上升，因此α相比率會增加且熱加工性劣化，因此N含量宜設在0.010%以下。另，為了確保熱加工性，不得不提高溫度，氧化成一問題。 C亦因相同理由而宜設在0.010%以下。N及C之各含量的理想上限為0.008%，較宜為0.006%。N及C之含量盡量愈低愈佳，亦可為0%。然而，若利用純化步驟將N含量降低至極限，生產性會降低而提高製造成本。因此，考慮到一般操作，N及C之各含量的理想下限為0.001%，較宜為0.002%，更宜為0.003%。 H是引起脆化的元素，在室溫下之固溶限制在10ppm上下，因此當含有此數值以上之H時，會有形成氫化物而脆化之疑慮。一般而言，H含量只要在0.013%以下，雖有脆化的疑慮但在實用上毫無問題地是可被使用的。因此，H含量設為0.013%以下。H含量之上限為0.010%，較宜為0.008%以下，更宜為0.006%，亦可為0.004%或0.003%。且，不須規定H量的下限，其下限為0%。如有需要，則亦可將其下限設為0.0001%。若考慮到一般的操作，H含量的理想下限為0.0005%，較宜為0.001%。

剩餘部分：Ti及不純物 本實施形態之鈦合金板的化學組成之剩餘部分係由Ti及不純物所構成。在此，不純物意指在工業製造鈦合金板時，作為原料之廢料或從製造環境等混入之物，可在不對本實施形態之鈦合金板的特性造成不良影響的範圍內容許含有者。 能以不純物的形式含有之上述元素以外的其他金屬元素，譬如有V、Ni、Sn、Zr、Mn、Mo、Cu等。其他金屬元素之上限為0.1%以下。此外，其他金屬元素之總和為0.3%以下。

(金屬組織(顯微組織)) α相之面積率：85.0%以上 β相的楊氏模數低，因此β相率一高，楊氏模數便會降低。所以，必須使α相之面積率在85.0%以上。α相之面積率的理想下限為90.0%，較宜為93.0%，更宜為95.0%。β相可使熱加工性提升，因此以面積率計宜含有1.0%以上。β相之面積率的理想下限為2.0%。該β相之面積率係室溫下之值。另，若以鈦合金板之α相的面積率表示該值，則α相之上限實質上為99.0%，且宜為98.0%。關於測定方法，容於後詳述。至於，α相與β相以外有時會存在矽化物，即使存在矽化物，其面積率也是低於0.5%相當微細，因此不會對特性造成大幅影響。另，藉由後述測定方法所得面積率與其體積率實質上相同。

板表面以EBSD(Electron Backscattering Diffraction，電子背向散射繞射)法求得之構成α相之最密六方晶格中，c軸之最大集聚方向的板面內方向與軋延直角方向(TD)所夾角θ在0°以上且在20°以下的結晶(以下亦稱為「θ在0°以上且在20°以下之結晶」)晶粒之面積率：25.0%以上且40.0%以下

構成α相之最密六方晶格中的楊氏模數在底面之法線方向(c軸方向)上最高，因此c軸愈趨定向，其方向上之楊氏模數就愈高。在高爾夫球桿之擊球面構件，為了抑制高爾夫球桿擊球面與球撞擊時產生的高爾夫球桿擊球面之撓變，係要求板厚方向以外之方向(在圖1中所示軋延板中的軋延方向(RD(之後亦稱為L方向))、軋延直角方向(TD(之後亦稱為T方向)))的楊氏模數高。在軋延材(尚未實施用來加工於高爾夫擊球面等之切削加工等的板材)，為了提升軋延直角方向(TD)之楊氏模數，只要軋延直角方向(TD)與c軸之角度θ’窄的結晶(c軸相對於板面傾向軋延直角方向(TD)之結晶)多即可。所以，必須使軋延材中軋延直角方向(TD)與c軸之角度θ’在0°以上且在20°以下的結晶之面積比率在一定程度以上。另一方面，若過度定向於該方向，材料之韌性或延性會顯著降低，使製造變得困難，因此軋延材之該結晶的面積率必須在一定程度以下。

軋延方向(RD)及軋延直角方向(TD)若為已知，便可輕易求出θ’，而當軋延方向(RD)及軋延直角方向(TD)不明確時，很難求算θ’。所以，如本發明藉由從「在單軸軋延時，軋延直角方向(TD)與構成α相之c軸之最大集聚方向的板面內成分一致」的特徵來定義「構成α相之最密六方晶格中，c軸之最大集聚方向的板面內方向與c軸所夾角θ」，可假設軋延方向(RD)及軋延直角方向(TD)未知的軋延材之θ’=θ。

為了確保楊氏模數，必須使θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積比率在25.0%以上。另一方面，若過度定向，材料之韌性或延性會顯著降低，使製造變得困難，因此將該晶粒之面積率設在40.0%以下。另外，若過度定向，T方向之楊氏模數會提高，但不利於L方向之楊氏模數的結晶會增加，使得L方向之楊氏模數降低。θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率之理想下限為27.0%，較宜為29.0%；理想上限則為38.0%。較宜為36.0%。

在此，為了決定c軸之最大集聚方向，在板表面(若為擊球面，即為擊球面之表面)以SEM/EBSD法測定結晶方位，並將其結果圖示在如圖2之(0001)極點圖上。此時，可將(0001)極點圖中存在進行最大集聚之方向上之位置的測定面內軸方向視為「c軸之最大集聚方向的板面內方向」。(0001)極點圖係使用股份有限公司TSL Solutions的軟體OIM Analysis 6.1來製圖。在用於製圖的計算方面，係將Harmonic series expansion(Series rank:16)設為Gaussian Half-wdth為5°、試料對稱(Sample Symmetry)設為Orthotropic(正交各向異性)來進行。另，列為對象之指數為(0001)，(0001)面容許5°的偏移皆視為(0001)，並考慮反轉對稱(Inversion Symmetry)。其結果，可判斷所得最大尖峰位置為c軸之最大集聚位置。另，針對「c軸之最大集聚方向的板面內方向與c軸所夾角θ」進一步以圖3、4說明結晶方位解析。

如圖3所示，於進行測定之板表面內設定為任意之基準軸A1與A2形成直角。此時，c軸之最大集聚方向係以板面內方向與板面法線方向之成分構成，並且令板面內成分為A’。以所述方式來定義A’，並將板面內方向A’與各晶粒之c軸所夾角度設為θ。在熱軋板進行測定時，係以A1=板寬方向、A2=軋延方向來進行測定，故A’=A1。在(0001)極點圖中，若考慮對稱性來表記，即如圖4所示。另，當測定面從熱軋板表面來看為傾斜面時，就不會形成像圖4之極點圖中心的對稱而有偏移。此乃成形加工時彎曲或是經切削加工切削之情況，在所述情況下，能以中心為基準進行校正使其對稱來作判斷。

當c軸之最大集聚方向對齊於板面法線方向上時，A’與板面成垂直，因此實質上不存在於板面(板表面)內。然而，實際上最大集聚方向不會完全成為板面垂直方向，尤其在本發明之鈦合金板的板表面上進行測定時，從未發生A’不存在的情況。而且，所述情況屬於本發明之範圍外。 接著，以EBSD(電子背向散射繞射)法求出θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率。

另，θ大於20°且在30°以下之結晶(以下稱「θ大於20°且在30°以下之結晶」)晶粒的面積率為5.0%以上，可達成更高的高楊氏模數化。又，θ大於20°且在30°以下之晶粒的面積率上限係設為20.0%。θ大於20°且在30°以下之晶粒的面積率之理想下限為6.0%，較宜為7.0%；理想上限為16.0%，較宜為12.0%。若以概念顯示本發明之組織的(0001)極點圖，也就是含有預定量之θ在0°以上且在20°以下之結晶、大於20°且在30°以下之結晶的(0001)極點圖，即如圖2所示。圖2中，c軸之最大集聚方向與軋延直角方向TD一致。

由θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域與θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域所形成的層狀組織 本發明之鈦合金板的特徵在於圖5中所示之層狀組織。層狀組織係以包含板之軋延方向(L方向)與板厚方向(N方向)的截面作為L截面來進行觀察。在圖5所示之L截面中，橫軸為軋延方向(L方向)，縱軸為板厚方向(N方向)。圖5顯示軋延方向(L方向)100μm×板厚方向(N方向)500μm的部分。另，當軋延方向不明確時，圖3中記載之板面內方向A’相當於軋延直角方向(T方向)，因此係將與板面內方向A’呈直角之方向視為軋延方向(L方向)來觀察L截面。測定L截面之板厚中央部的板厚方向(N方向)500μm×軋延方向(L方向)100μm時，將θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域與θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域重疊形成層的組織作為層狀組織。另，θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的方向與θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的方向皆為軋延方向(L方向)。圖5係將θ在0°以上且在20°以下之晶粒的區域與θ大於20°且在90°以下之晶粒的區域二元化顯示，圖5中，以黑色圖示的部分係顯示θ在0°以上且在20°以下之結晶的區域。以白色圖示的部分係顯示θ大於20°且在90°以下之結晶的區域。 在圖5中，黑色部分(顯示θ在0°以上且在20°以下之結晶的區域)的面積為截面部分之總面積(100μm×500μm)的32.8%。在本發明中，層狀意指於軋延方向(L方向)上中途未分開而相連成100μm以上的黑色區域及白色區域存在於板厚方向(N方向)上重疊成層狀，且該黑色區域存在有2個以上。該觀察以SEM/EBSD法等進行即可。

θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域與θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域分布成層狀，可使軋延方向(L方向)及於軋延方向上呈直角的軋延直角方向(T方向)的楊氏模數以並聯型複合規則強化。藉由形成為層狀即能以並聯型複合規則取得，故可獲得比串聯型更高的值。同時就像高爾夫球桿頭的擊球面，當球沿板厚方向撞擊時，耐衝擊性高。

在α相晶粒中，長寬比為3.3以下之晶粒的面積比率為50.0%以上 為了改善拉伸特性，顯微組織控制極為重要，周知等軸晶組織的延性愈佳。但，可獲得優異延性的顯微組織會因化學組成而異。所以，必須因應組成而明確下定義。在本發明之組成中，當等軸度為50.0%以上時可獲得預定延性，故而設定為等軸度為50.0%以上的等軸晶組織。等軸度愈高，延性愈佳，所以較宜為60.0%以上，更宜為70.0%以上。 在此，等軸度意指將α相晶粒之長寬比為3.3以下的晶粒視為等軸粒時，以α相中之等軸粒的面積比率表示的等軸化程度。同時，長寬比(AR)係將晶粒之長軸長度除以短軸長度所得的商數。 在等軸度測定中，必須藉由EBSD法，在L截面中於軋延方向上200μm、於板厚方向上1mm之區域(或可在多重視野中以相當於所述面積之方式進行測定)，以500倍以上之倍率將步長設為0.5μm以下來進行測定。另，測定試料於熱軋後在該狀態下會因熱軋所殘留之應變使測定變困難，而且將板熱加工至產品上時，組織會因其加熱而改變。爰此，藉由在900~950℃下進行1h之空冷的熱處理，即使是熱軋板，於產品加工後依舊能以同樣的指標進行管理。長寬比是在所測定之200μm×1mm的區域，使用股份有限公司TSL Solutions之軟體OIM Analysis6.1，將結晶方位差為15°以上之情況視為晶界來區分晶粒，並排除結晶粒徑為2μm以下之晶粒而算出。

(特性) 針對高爾夫球桿頭之擊球面構件，必須楊氏模數在T方向為135GPa以上、在L方向為115GPa以上，密度為4.43g/cm ³以下，拉伸強度(TS)在L、T方向皆為1000MPa以上，比強度為226kN・m/kg以上。此外，為便於製造時之處置，必須致斷延伸在L、T方向皆為4%以上。至於氧化，則是以在800℃保持100h後的氧化增量為10.0mg/cm ²以下作為評估準則。另，以熱拉伸試驗(Gleeble 1000℃)進行評估之最大變形應力(變形阻力)宜為100MPa以下，斷面縮減率宜為80%以上。至於，關於獲得該等評估之試驗方法、測定方法容於後述。 本發明之鈦合金板滿足全部該等特性。

(製造方法) 接下來，說明本實施形態之鈦合金板之製造方法一例。另，本實施形態之鈦合金板之製造方法不受以下製造方法限定。以下之製造方法為理想的製造方法之一，透過以下之製造方法，即可製造本實施形態之鈦合金板。 該一例之製造方法的特徵在於：加熱至β變態點以上之溫度來進行熱軋，以及在加熱保持於β變態點以上之溫度區域時預先形成粗大的組織。藉此，熱軋後可形成本發明所需的顯微組織。為此，必須依序進行後述之鑄塊製造、熱加工1、將熱加工1之應變予以去除(在800℃以上保持30分鐘以上)、熱加工2、熱軋及其他步驟。

鑄塊製造 首先，以電子束熔煉、真空電弧熔煉、電漿電弧熔煉等方法製造如上述所規定之預定化學組成的鑄塊。

熱加工1 本步驟是目的在於消除凝固缺陷的步驟。破壞凝固組織也包含在目的中，不過像本發明的高合金，凝固組織較小，即使未充分破壞凝固組織也無礙。所製得之鑄塊係加熱至β單相區域(β變態點以上之溫度)後進行截面減少率20%以上之加工。另，截面減少率20%以上之加工在最後一道加熱進行即可，或可先進行20%以下之加工後進行再熱。在此所言之加熱至β變態點以上的溫度意指在熱加工開始時為β變態點以上之溫度，熱加工結束時亦可低於β變態點。該熱加工1不論是軋延或是鍛造，只要是熱加工即無特別限定。

在800℃以上保持30分鐘以上。 在熱加工1中導入應變而其應變有所殘留時，在之後的熱加工2中進行加工時，在熱加工1中所殘留之應變會追加在熱加工2之應變上，故而會因為熱軋之加熱而發生再結晶，從而有使組織變微細之疑慮。晶粒若太過微細，將無法形成本發明之層狀組織。在熱加工1時，加工結束有時會低於β變態點，那時在供於熱加工2之時間點應變已被導入，從而因再結晶形成較微細的組織。所以，熱加工1後必須在800℃以上保持30分鐘以上。加熱溫度若低於800℃或少於30分鐘，有時會無法充分去除應變。

惟，只要熱加工1結束加工後在熱加工2之加工開始之前於800℃以上累積保持30分鐘以上，亦可不實施該步驟。舉例來說，熱加工1後會冷卻至室溫附近。若是在熱加工1結束後冷卻至800℃以下之時間需要30分鐘以上的情況下，即可視為在冷卻中進行了本步驟，故而沒有執行本步驟之必要。同時，在前述冷卻步驟中不用30分鐘即可冷卻至800℃的情況下，若在為了熱加工2實施之加熱保持中在800℃以上保持30分鐘以上，即無執行本步驟之必要。另外，熱加工1後冷卻至800℃的所需時間、與在為了熱加工2實施的加熱保持中保持於800℃以上之時間合計超過30分鐘時，亦無執行本步驟之必要。

另，本步驟結束後，可冷卻至室溫，或可直接加熱至熱加工2之溫度直接施行熱加工2。

熱加工2 在本步驟中係使小應變不均勻分布的步驟。經由本步驟，藉由在熱軋時之加熱保持的異常粒成長使β粒變粗大。所以，必須以小的加工率(低壓縮)進行加工，譬如截面減少率(reduction of area)為1%以上且15%以下。另，加工溫度並無特別限制，但加工時若產生裂痕會導致成品率降低，因此宜在500℃以上且理想在600℃以上進行，上限則是考慮氧化所致之成品率降低為1250℃，宜為1200℃，更宜為1150℃。

通常若形成粗大組織會阻礙熱加工性，所以必須避開加工率小的加工，以某程度大的加工率進行加工。但在熱加工2，目的在於使小應變分布不均，因此以小的加工率(低壓縮)、譬如截面減少率為1%以上且15%以下進行加工。藉此可於熱加工2之後的熱軋加熱時形成粗大組織，便容易於熱軋後形成層狀組織。層狀組織是源自粗大晶粒被延展而形成者，藉由使晶粒粗大化，容易形成層狀組織。另，在本發明中利用熱加工性不佳的粗大組織，是因為藉由在β變態點以上之溫度下進行後續步驟之熱軋，可減少組織及於熱加工性的影響，因此不會對熱加工性帶來大問題。此外，本步驟後可冷卻至室溫附近，亦可不冷卻至室溫附近而保持在預定溫度進行熱軋。

熱軋 在本步驟中變粗大的β粒係以β變態點以上之溫度軋延而於軋延方向上被延展，同時主要形成RD//>011>集合組織。另，RD//>011>集合組織一般認知為BCC金屬組織之軋延集合組織，乃結晶之＜110＞軸一致向軋延方向RD的集合組織。所以，成為RD//>011>的β粒(結晶之＜110＞軸為軋延方向RD的β粒，且結晶之＜110＞軸相對於軋延方向RD容許20°之偏移)彼此鄰接的機率變高，即使未鄰接也是呈拉長延展的狀態。此外，當粗大組織再結晶時，愈是粗大，再晶粒就愈大，所以即使在軋延中發生動態再结晶，也會因為已再結晶之β粒較大而被拉長延展。因此，成為RD//>011>的β粒會成為層狀。另，到β變態點-50℃為止β相有50%以上，為接近β單相區域之狀態，所以至此，吾人認為實質上包含在β變態點以上之溫度的軋延中。

之後若低於β變態點-50℃，將從β相變態成α相。此外，α相具有與β相之結晶方位對應的方位。所以，所形成之α粒也會在[0001](c軸)之方向上分類而形成層狀。另，原為成為RD//>011>之β粒的部分會變成c軸定向於板寬方向的α粒。

即使β相變態成α相，軋延仍舊會進行，因此該等會因加工而改變結晶方位。然而，c軸定向於板寬方向的α粒即使藉由加工導入應變，多半會發生以c軸為中心的結晶旋轉，所以c軸之定向幾乎不變。因此，c軸定向於板寬方向的晶粒集合體依舊是於軋延方向上延展的集合體。另一方面，在c軸定向於其他方向的晶粒，透過軋延，不僅c軸周邊的結晶旋轉會改變，c軸之定向也會改變，所以原以c軸之定向作區別的晶粒或其集合體會分裂成數個。因此，c軸定向於板寬方向的α相會殘存成層狀，而形成本發明之層狀組織。

基於以上理由，譬如係以下述條件進行熱軋。即，於熱加工2之後加熱至β變態點以上之溫度，進行軋延率80~99%的軋延。達至β變態點以上之溫度的加熱宜為β變態點＋50℃以上，更宜為β變態點＋75℃。保持時間依板胚尺寸決定，理想為1小時以上。並且若長時間保持，氧化會進展，因此宜為10小時以下。本步驟係以單向之熱軋進行。軋延率一小，便無法做到充分的集合組織控制，所以需要80%以上的軋延率。此外，使從β變態點以上之加熱溫度至β變態點-50℃為止之範圍(重要溫度範圍)的軋延率愈大，愈容易獲得標的組織。理想是在重要溫度範圍內之軋延率為50%以上。熱軋結束溫度若低，就會發生裂痕，因此必須使熱軋結束溫度為750℃以上。

在此，以上述方式形成本發明之層狀組織的原因尚不明確，吾人根據圖6(a)~(d)中所示過程推演考量。圖6中，(a)顯示進行熱軋前之微細的β粒組織10。(b)顯示經由熱軋之加熱所形成之粗大的β粒組織11。(c)顯示在熱軋之軋延初始，在β單相區域中藉由軋延所形成之RD//>011>集合組織12往橫向拉長延展的狀態。(d)顯示在熱軋之軋延後期，c軸定向於板寬方向的α相與c軸定向於其他方向的α相形成為層狀的層狀組織。

如圖6(a)所示，進行熱軋前屬微細的β粒組織10在熱軋一開始被加熱時，會如圖6(b)所示般變成譬如粒徑5~10mm左右的粗大的β粒組織11。此乃是因為熱加工2為低壓縮，所以會因應變誘發(strain induction)致使異常粒成長而形成粗大的β粒所致。

而且，若於加熱後開始軋延(熱軋)，在β變態點以上之加熱溫度至β變態點-50℃的溫度區域中進行大壓縮之軋延初始，因軋延而生成的滑動變形致使結晶旋轉進展下去。藉此，即使一開始為結晶方位不同的β粒，也會促進變化成為RD//>011>之β粒的現象發生。藉由該現象，軋延進展而形成許多成為RD//>011>之β粒，成為RD//>011>之β粒彼此鄰接的機率變高，一旦產生鄰接，便會於軋延方向上形成長長地連續分布。而且，即使成為RD//>011>之β粒未鄰接，因為粗大所以可被拉長延展而於軋延方向上長長地連續分布。

另一方面，並非全部的β粒都會成為RD//>011>，譬如部分β粒受周圍的晶粒所拘束而無法成為RD//>011>，形成結晶方位不同的β粒殘留的情況。而且，如所述，成為RD//>011>以外之β粒也會於軋延方向上長長地延展分布。

如此一來，如圖6(c)所示，成為RD//>011>之β粒於軋延方向上長長地連續分布的區域12，與成為RD//>011>以外之β粒於軋延方向上長長地延展分布的區域13便可形成重疊的層狀的截面組織。

而且，在熱軋後期，在低於β變態點-50℃之溫度區域中會進展α變態。吾人認為，在該α變態之際，原本的β粒之定向度被繼承，使得在熱軋之軋延初始成為RD//>011>之β粒於軋延方向上長長地連續分布的區域12，於軋延後期變成θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域15，同時在熱軋之軋延初始成為RD//>011>以外之β粒於軋延方向上長長地延展分布的區域13，於軋延後期變成θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域16。吾人認為其結果即如圖6(d)所示，可獲得θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域15與θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域16重疊而形成層的層狀組織。

另，如此所形成之層狀組織即使透過其後的加工(軋延)，從成為RD//>011>之β粒變態而來的α粒(區域15)其c軸會維持不變定向於板寬方向。但，從RD//>011>以外之β粒變態而來的α粒(區域16)其c軸之定向會改變，所以會分裂成數個c軸之定向方向的團體。因此，在區分成c軸定向於板寬方向的晶粒與其以外之晶粒的情況下，c軸定向於板寬方向的晶粒團體會伸長於軋延方向上，且截面組織為層狀組織。

其他步驟 於熱軋後進行去鏽，亦可視需求在去鏽前進行退火。 進行退火時，為了不析出脆性相之α2相，必須在750℃以上進行。而且，加熱時，為了維持以熱軋形成之組織，必須在低於β變態點下進行。換言之，進行退火時，在α＋β二相域下進行即可。保持時間依溫度或板厚而定，以800℃進行5分鐘、1000℃進行1分鐘為基準進行即可。去鏽方法係進行一般使用的珠粒噴擊及酸洗。用於酸洗之溶液係氫氟酸與硝酸之混合酸，其以外可任意添加藥劑。另，亦能以機械切削加工進行去鏽。

熱軋板可視需求矯正形狀。 矯正形狀方法為任意，但有加熱時必須在750℃以上進行。此乃為了抑制α2相析出。而且，加熱時，為了維持以熱軋形成之組織，必須在低於β變態點下進行。 為了將鈦板成形成高爾夫球桿頭之擊球面，亦可進行熱加工。此時也與矯正或退火之情況同樣地，必須在750℃以上且低於β變態點之溫度範圍內進行加工。熱加工後亦可施行切削等機械加工或表面處理。 實施例

以常法製造具有表1所示化學組成的鈦合金鑄塊，而獲得於表1中顯示成分的比較例1~9、發明例10~15、比較例16~18、發明例19~22、比較例23~25、發明例26~29、比較例30、發明例31、32、比較例33~46及發明例47之各鈦合金。針對各鑄塊實施表2中所示各種條件的熱加工1、針對發明例47的800℃以上之保持、熱加工2。保持在800℃以上時，所保持的具體溫度分別為熱加工2之溫度。熱加工1係以鍛造進行，熱加工2則以熱軋進行。

針對已實施熱加工2的熱加工材進行了Gleeble試驗，以評估成分組成與熱成形性的關係。關於具體的試驗方法及結果，將彙整顯示於後。 熱加工2之後，在表3中所示各種條件下進行熱軋，並視需求進行表3中所示條件之退火，做成厚度4mm的鈦合金板。

各鈦合金板之成分組成經分析的結果，為表1中所示者。表1之Aleq為[Al%]＋10×[O%]之計算值。表1中所示成分組成係如以下方式進行分析求得。 成分分析方法 要分析之試料係從熱軋後(去鏽完畢)之鈦合金板的板厚中央部(1/4t至3/4t之範圍)採取。 金屬元素係利用感應耦合電漿(ICP：Inductively Coupled Plasma)發光分析法進行分析。 O係利用非活性氣體熔融紅外線吸收法進行分析。 N係利用非活性氣體熔融熱傳導度法進行分析。皆小於0.01%。 C係利用高頻燃燒紅外線吸收法進行分析。皆小於0.01%。 β變態點係透過以下之方法求得。事先將經由α+β區域中之加工及再結晶而形成具有等軸之α粒之組織的試料保持於預定溫度下10分鐘後，進行水冷觀察顯微組織觀察，求出等軸α粒消失不存在後的最低溫度。溫度係以每約5℃變化，因此將等軸α粒消失不存在後的最低溫度與等軸α粒存在的最高溫度之平均值作為β變態點。 表1中，符號「-」係表示未積極添加。底線表示成分在發明之範圍外。

[表1]

[表2]

[表3]

[觀察顯微組織] 藉由以下方法觀察所得鈦合金板之金屬組織(顯微組織)。 α相之面積率測定方法及結晶方位分布 在SEM中利用EBSD法進行結晶方位解析。解析係使用股份有限公司TSL Solutions之軟體OIM Analysis6.1。測定試料係從以表3之條件製成之厚度4mm的鈦合金板之板寬方向及軋延方向的中央部採取寬10mm×長度20mm之試料進行。在此，命軋延方向為L方向，命板寬方向、即軋延直角方向為T方向。接著將所採取之試料的L截面之板厚中央部作為觀察位置。另，當軋延方向不明確時，如上述將與板面內方向A’呈直角之方向視為軋延方向(L方向)來觀察L截面。觀察面係研磨至濕式之砂紙#2000後，進行膠質氧化矽研磨而做成鏡面。要測定之結晶相係定為α相及β相。至於結晶方位分布及等軸度之測定，係在500倍下板厚方向500μm×L方向100μm之區域並命步長為0.5μm，針對試料之L方向在任意4處實施。 層狀組織形成之判斷是針對T方向，以α相之c軸所構成之角θ為0~20°的晶粒作為黑色、其以外之晶粒作為白色進行二元化來判斷。具體上，黑色區域於L方向(軋延方向RD)相連100μm以上且中途未分開的區域存在2個以上時，即判斷為形成有層狀組織。另，β相對層狀組織之判斷的影響小，故作白色。另，在4視野全部形成有層狀組織時，判斷為形成有層狀組織。未判斷形成有層狀組織時，則於表4記載為島狀組織。 等軸度係按以下程序算出。首先，僅抽出α相，將結晶方位差為15°以上之情況視為晶界來區分晶粒，並排除結晶粒徑為2μm以下之晶粒。然後，求出長寬比為3.3以下的晶粒之面積率，視為4視野之平均值。α相之面積率(α相率)(%)係在1000倍在L截面板厚中央部之板厚方向100μm×L100μm的區域於L方向之任意3處取步長0.2μm來進行測定。使用該測定結果，從Phase-Map算出α相之面積率。 將測定結果列於表4。

[表4]

並且調查剛性、比強度、室溫延性、耐氧化性及熱加工性。具體上係測定楊氏模數(GPa)、密度(g/cm ³)、拉伸強度(MPa)、延展(致斷延伸)(%)、氧化增量(mg/cm ²)、變形阻力(MPa)、斷面縮減率(%)。試料是由寬度中央部盡量從可能為軋延方向中央部的位置採取。另，拉伸強度與延展及楊氏模數是分別以L方向及T方向為試驗片長邊方向來個別採取。 各特性的具體試驗方法如下。

[剛性評估] 剛性係藉由透過以下楊氏模數測定方法測得之楊氏模數來作評估，楊氏模數在T方向為135GPa以上且在L方向為115GPa以上時，判斷為剛性高。

楊氏模數測定方法 測定L方向及T方向之楊氏模數。使用板厚1.5-2.5mmt、寬10mm、長度60mm之試驗片，以共振法進行測定。試驗片之表面以#600做精加工。試驗片係從板厚中央部採取。採取至少已從表面去除0.5mm以上的中央部。

[比強度評估及室溫延性評估] 比強度係將藉由以下之拉伸試驗方法獲得的拉伸強度(TS)除以藉由以下之密度測定方法獲得的密度之值來做評估，比強度在L、T方向皆為226kN・m/kg以上時，判斷為比強度高。室溫延性係利用拉伸試驗之致斷延伸來做評估，判斷4%以上為室溫延性高。 密度測定方法 可藉由比重儀法(JIS K 0061：2001)或試驗片尺寸與重量之算出而求得。在實施例中，係從試驗片尺寸與重量算出密度(g/cm ³)。具體上，係使用板厚(3mm以上)×10mm以上×10mm以上之試驗片，以N≧3(N為試驗片數量)進行測定並以其平均值做評估。 拉伸試驗方法 L方向及T方向之拉伸強度係將最高荷重除以拉伸試驗片之初始截面積來求算。L方向及T方向之致斷延伸係將以致斷時之延展計獲得之變位除以標點間距離而求得。拉伸試驗片使用了JIS13B拉伸試驗片。拉伸試驗片係以機械加工去除約0.5mm/面而去鏽使用(去鏽後進行試驗片加工)。將標點間距離設為50mm，以拉伸速度為1mm/分鐘實施直到致斷。 另，當拉伸強度(TS)在L、T方向皆為1000MPa以上時，判斷為拉伸強度高。並且在密度為4.43g/cm ³以下時，判斷為密度低。

[耐氧化性評估] 耐氧化性係藉由透過以下之氧化試驗方法求得的氧化增量來做評估，在10.0mg/cm ²以下時，評估為耐氧化性優異。 氧化試驗方法 使用板厚×20mm×40mm以上之大小的試驗片。以砂紙#400研磨試驗片的表面、背面及側面。將試料之一側面連接直立設置於耐熱皿上，在800℃之大氣中保持100h後，以氧化增量做評估。氧化增量係用將氧化前後之重量增加量除以表面積(表面、背面及側面之面積和)之值來做評估。另，並非必須將試料直立於耐熱皿上，亦可使用夾具固定，不過這時為了不減少與大氣相接之面積，必須使與大氣相接之表面積相對於前述表面積在92%以上。在實施例中，與大氣相接之表面積為試料表面積的92.3%。另，剝離鏽皮後，已剝離之鏽皮也計入氧化後之重量中。

[熱加工性評估] 熱加工性係藉由透過以下之熱變形阻力測定方法求得的最大變形應力(變形阻力)及斷面縮減率來做評估，最大變形應力(變形阻力)為100MPa以下及斷面縮減率為80%以上時，判斷為熱加工性優異。 熱變形阻力測定方法 為了評估成分組成之影響，以使用Gleeble試驗機之熱拉伸試驗來評估最大變形應力及斷面縮減率。在Ar氣體環境下以通電加熱將φ10mm的丸棒試驗片於1100℃下保持10分鐘後，冷卻至1000℃並保持10分鐘後，在50mm/s下進行拉伸直到致斷為止。加熱時的均熱部分大致為10mm。並且評估了此時的最大變形標稱應力(變形阻力)及致斷部的斷面縮減率。另，試驗片係在實施例中之熱加工2結束後才採取。

[評估結果] 結果列於表5。如從表5明確可知，滿足本發明中規定的成分、組織之發明例，楊氏模數在T方向為135GPa以上且在L方向為115GPa以上，密度為4.43g/cm ³以下，拉伸強度在L、T方向皆為1000MPa以上。此外，致斷延伸在L、T方向皆為4%以上，熱加工性之評估在1000℃下的熱拉伸試驗中，斷面縮減率為80%以上，變形阻力為100以下，在800℃下保持100h後的氧化增量為10mg/cm ²以下，滿足全數條件。亦即，成分組成及組織皆在本發明之規定範圍內的發明例10~15、19~22、26~29、發明例31、32及47，剛性及比強度高，耐氧化性及熱加工性亦佳。滿足本發明中規定的成分、組織之發明例在高溫下之熱加工性優異，因此可輕易地成形成高爾夫球桿的擊球面構件。而且，作為高爾夫球桿頭之擊球面構件使用時，擊球面獲得輕量化，桿頭之中心位置等構造設計的自由度提高。 另一方面，未滿足本發明中規定之成分組成、組織之條件的比較例1~9、16~18、23~25、30、33~46，密度、楊氏模數、拉伸強度、延展、氧化增量之任一值在目標值以下。而且，若將比較例1、5成形為本標的組織的板材，其性能算佳，但已偏離發明中規定的成分組成，所以追根究柢，在熱加工成目標形狀、組織之前的成形性差，要用來生產高爾夫球桿之擊球面構件等，會生產性不良。

比較例1因Al太多，所以變形阻力大。 比較例2因Fe太多，所以β相變多，α相之面積率變低。其結果，T方向之楊氏模數低。 比較例3因Nb太多，所以受β相之分布及偏析使得特性有所偏差，T方向之致斷延伸小。 比較例4因Si太多，所以形成了矽化物(Ti-Si金屬間化合物)，使得L方向及T方向之致斷延伸小，斷面縮減率降低。 比較例5因Fe太少，所以斷面縮減率降低。 比較例6因Nb太少，所以氧化增量大。 比較例7因Si太少，所以氧化增量大。 比較例8因以[Al%]＋10×[O%]求得之值(Aleq)太高，所以L方向及T方向之致斷延伸小。 比較例9因Cr太多，所以β相變多，α相之面積率變低。其結果，T方向之楊氏模數低。 比較例16~18因Al太多，所以變形阻力大，因以[Al%]＋10×[O%]求得之值(Aleq)太高，所以T方向之致斷延伸小。而且不含Nb及Si，所以氧化增量也大。此外在比較例16中，熱加工2之截面減少率太大，故成島狀組織。其結果，相較於僅熱加工2之截面減少率不同的比較例17，明顯地楊氏模數低。在比較例18中係在α＋β二相域中熱軋，所以θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率小，且成島狀組織。其結果，因為是高Al，所以楊氏模數達及格水準，但若與比較例16或17相比，楊氏模數算低。 比較例23因熱加工1之截面減少率太少，所以凝固偏析及鑄造組織的破壞不足而形成了極端的集合組織，θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率大。其結果，L方向及T方向之致斷延伸小。 比較例24因熱加工2之截面減少率太大，θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率小。其結果，T方向之楊氏模數變低。 比較例25因熱軋之軋延率太低，所以α相之晶粒的等軸度低。其結果，L方向及T方向之致斷延伸小。 比較例30是熱軋後在β區域中退火，所以θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率小。其結果，T方向之楊氏模數低。而且，顯微組織成針狀組織，所以L方向及T方向之彈性延展小，L方向及T方向之拉伸強度低。 比較例33是在α＋β二相域中熱軋，所以θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率小，且成島狀組織。其結果，T方向之楊氏模數低。 比較例34、35、39係Al太少，且Nb及Si都未添加。所以，密度高，L方向之拉伸強度低，結果L方向之比強度低。而且氧化增量也大。 比較例36~38因Al太少，所以儘管未添加比重較重的Nb，密度還是很高。 在比較例37中，因經退火所以產生了再結晶，使得θ在0°以上且在20°以下之晶粒的比率減少，所以強度略微降低，T方向之楊氏模數降低。而且，Al量低且業經退火，使得L方向之拉伸強度低，結果L方向之比強度低。 比較例39係Al太少，且Nb及Si都未添加。所以，密度高，L方向之拉伸強度低，結果L方向之比強度低。而且氧化增量也大。 比較例40係Al太少，且Nb及Si都未添加。所以密度高，且經退火而產生了再結晶，所以L方向之楊氏模數低。而且L方向之拉伸強度低，結果L方向之比強度低。此外氧化增量也大。 比較例41因Fe太多，所以β相變多，α相之面積率變低，結果L方向及T方向之楊氏模數低。而且，Al太少、Fe也太多，所以密度也大。此外未添加Nb或Si，所以氧化增量也大。 比較例42係Ti-6Al-4V，L方向之楊氏模數低。而且Al太少，所以密度大。此外未添加Nb或Si，所以氧化增量也大。 比較例42因Al太多，所以密度大，L方向之強度也低，結果L方向之比強度低。 比較例43因C太多，所以L方向及T方向之致斷延伸小，變形阻力也大，斷面縮減率小。 比較例44因O太多，所以Aleq高，致斷延伸在L方向及T方向低。 比較例45因N太多，所以即使Aleq在10以下，致斷延伸在L方向及T方向還是很低。 比較例46因H太多，所以即使Aleq在10以下，致斷延伸在L方向及T方向還是很低。

[表5]

產業上之可利用性 根據本發明，可製造一種既輕且為高剛性、可期待飛行距離的高爾夫球桿，產業上格外具有利用性。

10:β粒組織 11:粗大的β粒組織 12:RD//>011>集合組織即成為RD//>011>之β粒於軋延方向長長地連續分布的區域 13:成為RD//>011>以外之β粒於軋延方向長長地延展分布的區域 15:θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域 16:θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域 RD:軋延方向 TD:軋延直角方向

圖1係用以說明在軋延板中，以EBSD(電子背向散射繞射)法求得之構成α相之最密六方晶格中，c軸之最大集聚方向的板面內方向與軋延直角方向(TD)所夾角θ’的示意圖。 圖2係含有θ’在0°以上且在20°以下、θ大於20°且在30°以下之結晶之組織的(0001)極點圖。 圖3係用以說明在任意加工之板材中，以EBSD(電子背向散射繞射)法求得之構成α相之最密六方晶格中，c軸之最大集聚方向的板面內方向與c軸所夾角θ的示意圖。 圖4係顯示考慮到對稱性時之c軸之最大集聚方向與位置的(0001)極點圖。 圖5係說明層狀組織之定義的說明圖。 圖6係形成本發明之層狀組織之過程的說明圖。

Claims (3)

1. 一種鈦合金板，其特徵在於：以質量%計含有： Al：7.50~8.50%、 Fe：0.70~1.50%、 Nb：0.50~2.00%、 Si：0.05~0.30%、 Cr：0.0~2.0%、 O：0.25%以下、 N：0.010%以下、 C：0.010%以下、 H：0.013%以下， 剩餘部分由Ti及不純物所構成，且 Al含量及O含量滿足式(1)； 其中，α相在鈦合金板之金屬組織中所佔面積率為85.0%以上， 且在α相晶粒中，長寬比為3.3以下之晶粒的面積比率為50.0%以上； 以EBSD(電子背向散射繞射)法求出構成α相之最密六方晶格中，c軸之最大集聚方向的板面內方向與c軸所夾角θ在0°以上且在20°以下之晶粒的面積率為25.0%以上且40.0%以下，並且， θ在0°以上且在20°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域與θ大於20°且在90°以下之晶粒相連成長度100μm以上的區域形成有層狀組織； [Al%]＋10×[O%]≦10.00%…式(1) 在此，於式(1)中之[Al%]代入Al含量(質量%)，於[O%]代入O含量(質量%)。
2. 如請求項1之鈦合金板，其中θ大於20°且在30°以下之晶粒的面積率為5.0%以上且20.0%以下。
3. 一種高爾夫球桿頭，係將如請求項1或2之鈦合金板用於擊球面構件。

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