TWI718763B - 鈦合金線材及鈦合金線材之製造方法 - Google Patents

Abstract

一種鈦合金線材，含有α相與β相；該線材在相對於長度方向呈垂直的截面中，從表面起朝重心至線徑的3%的深度為止的外周區域中，金屬組織為具有平均結晶粒徑在10.0μm以下的α晶粒之等軸組織；並且在前述相對於長度方向呈垂直的截面中，從重心起往表面至線徑的20%的位置為止之包含重心的內部區域中，金屬組織為針狀組織。

Description

鈦合金線材及鈦合金線材之製造方法

本發明有關一種鈦合金線材及鈦合金線材之製造方法。

鈦係一種輕量且具高強度所以比強度優異且耐蝕性亦優異的材料，從而被用於飛機、化學廠、建築物的外裝材料、裝飾品、民生用品等各種用途上。尤其，Ti-6Al-4V、Ti-6Al-6V-2Sn、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo等的α+β型鈦合金具有比強度、延性、韌性、耐熱性等優異機械性質，在鈦合金當中也持續被頻繁使用。

專利文獻1中，以獲得一種具有穩定且參差少的疲勞強度、及高熱加工性之鈦合金為目的，而提出一種α+β型鈦合金，其係由以下所構成：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。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開平7-70676號公報

發明欲解決之課題 飛機的緊固件(螺栓、螺帽等)或汽車的閥等所用的Ti-6Al-4V、Ti-5Al-1Fe等高強度鈦合金線材須有更優異的疲勞強度與潛變強度，而要求更進一步提升。

本發明係有鑑於上述問題而作成者，本發明目的在於：提供一種疲勞強度及潛變強度優異之鈦合金線材、及一種可工業化穩定製造鈦合金線材的鈦合金線材之製造方法。

用以解決課題之手段 本發明人等為解決上述課題進行了精闢研討，結果著眼於鈦合金線材之針狀組織及等軸組織的特性及其存在位置。針狀組織具優異潛變特性，等軸組織則具優異疲勞特性。並且發現到一種鈦合金線材，其藉由將該針狀組織及等軸組織配置於預定位置，使疲勞強度及潛變強度同時以優異水準並存。另外，發現到可利用在製造鈦合金線材時產生的加工生熱，來作為配置預定針狀組織及等軸組織的方法，並且進一步加以研討，結果終至完成本發明。

基於上述知識見解而完成之本發明，其主旨如下。 [1] 一種鈦合金線材，含有α相與β相； 該鈦合金線材具有以下化學組成： 以質量%計， Al：0%以上且7.0%以下、 V：0%以上且6.0%以下、 Mo：0%以上且7.0%以下、 Cr：0%以上且7.0%以下、 Zr：0%以上且5.0%以下、 Sn：0%以上且3.0%以下、 Si：0%以上且0.50%以下、 Cu：0%以上且1.8%以下、 Nb：0%以上且1.0%以下、 Mn：0%以上且1.0%以下、 Ni：0%以上且1.0%以下、 S：0%以上且0.20%以下、 REM：0%以上且0.20%以下、 Fe：0%以上且2.10%以下、 N：0%以上且0.050%以下、 O：0%以上且0.250%以下、 C：0%以上且0.100%以下及 剩餘部分：Ti及不純物，且 Al、Mo、V、Nb、Fe、Cr、Ni及Mn的含量滿足下述式(1)； 在相對於長度方向呈垂直的截面中，從表面起朝重心至線徑的3%的深度為止的外周區域中，金屬組織為具有平均結晶粒徑在10μm以下的α晶粒之等軸組織；並且 在前述相對於長度方向呈垂直的截面中，從重心起往表面至線徑的20%的位置為止之包含重心的內部區域中，金屬組織為針狀組織。 -4.00≦[Mo]+0.67[V]+0.28[Nb]+2.9[Fe]+1.6[Cr]+1.1[Ni]+1.6[Mn]-[Al]≦6.00　・・・(1) 又，式(1)中，[元素符號]之記載表示所對應之元素符號的含量(質量%)，針對不含有的元素符號則令其代入0。 [2] 如[1]之鈦合金線材，其以質量%計含有： Al：4.5%以上且6.5%以下及 Fe：0.50%以上且2.10%以下。 [3] 如[1]之鈦合金線材，其以質量%計含有： Al：2.0%以上且7.0%以下及 V：1.5%以上且6.0%以下。 [4] 如[1]之鈦合金線材，其以質量%計含有： Al：5.0%以上且7.0%以下、 Mo：1.0%以上且7.0%以下、 Zr：3.0%以上且5.0%以下及 Sn：1.0%以上且3.0%以下。 [5] 如[1]至[4]中任一項之鈦合金線材，其中在前述相對於長度方向呈垂直的截面中，前述外周區域之α晶粒的平均長寬比為1.0以上且小於3.0，前述內部區域之α晶粒的平均長寬比為5.0以上。 [6] 如[5]之鈦合金線材，其中在前述相對於長度方向呈垂直的截面中，α晶粒的平均長寬比為5.0以上之包含重心的區域的面積，相對於該截面面積為40%以上。 [7] 如[1]至[6]中任一項之鈦合金線材，其中前述外周區域之α晶粒的平均結晶粒徑為5.0μm以下。 [8] 如[1]至[7]中任一項之鈦合金線材，其線徑為2.0mm以上且20.0mm以下。 [9] 一種鈦合金線材之製造方法，其具有以下步驟： 將鈦合金胚料加熱至(β變態點-200)℃以上的溫度的步驟；及 按總縮面率為90.0%以上、在至少最終道次起算1個以上道次中每道次的平均縮面率為10.0%以上、及拉線速度為5.0m/秒以上來加工前述鈦合金胚料的步驟。 [10] 如[9]之鈦合金線材之製造方法，其更具有在(β變態點-300)℃以上且(β變態點-50)℃以下的溫度區下進行熱處理的步驟。

發明效果 根據本發明，可提供一種疲勞強度及潛變強度優異之鈦合金線材、及一種可工業化穩定製造鈦合金線材的鈦合金線材之製造方法。

以下，參照圖式並詳細說明本發明之較佳實施形態。 ＜1.鈦合金線材＞ 首先，說明本實施形態之鈦合金線材。

(1.1　金屬組織) 首先，說明本實施形態鈦合金線材之金屬組織。本實施形態之鈦合金線材係由具有後述化學組成的α+β型鈦合金所構成，並且在室溫下呈二相組織，該二相組織以α相為主體且在α相中存在少量β相。在此，所謂α相為「主體」意指α相的面積率在70%以上。β相的面積率為2%~30%左右。又，在本發明各實施形態中著眼之鈦合金線材中難以測定β相的面積率，可容許的測定誤差為±5%。 就本實施形態之鈦合金線材，在相對於長度方向呈垂直的截面中，從表面起往重心至線徑的3％的位置為止的外周區域中，金屬組織為具有平均結晶粒徑在10μm以下的等軸α晶粒之等軸組織，並且在前述相對於長度方向呈垂直的截面中，從重心起往表面至線徑的20%的位置為止之包含重心的內部區域中，金屬組織為具有針狀α晶粒之針狀組織。

如圖1所示，在α+β型鈦合金之等軸組織中係成為等軸α晶粒a的集合組織，並且在α晶粒a彼此的晶界及晶粒內存在有微細的β相b。 針狀組織係藉由在高溫下原為β相的鈦被冷卻，而從晶界成長為針狀而成之α相之金屬組織。如圖2所示，α+β型鈦合金之針狀組織中係呈以下組織：舊β粒從晶界位置成長為針狀之針狀α(圖2中以符號c表示)及針狀β(圖2中以符號e表示)排列成層狀的組織。 如上述，而可藉由觀察金屬組織來區別等軸組織與針狀組織。

本實施形態之鈦合金線材係藉由將針狀組織及等軸組織配置於預定位置，而成為疲勞強度及潛變強度同時優異者。若詳加說明，則在鈦合金中，針狀組織具優異潛變特性且等軸組織具優異疲勞特性。而，疲勞破壞的起點會產生在鈦合金線材的表層(外周)附近。因此，本發明人等想到：在鈦合金線材的表層附近配置微細的等軸組織，以使疲勞強度提升，在鈦合金線材的重心附近則配置潛變強度優異的針狀組織，以保證潛變強度夠優異。

並且，本發明人等作為表層附近的微細等軸組織的指標，係著眼於鈦合金線材的外周區域中α晶粒的平均長寬比及平均結晶粒徑，並且發現到藉由其等在預定範圍內、亦即藉由於外周區域形成有微細的等軸組織的區域(等軸組織區域)，來使鈦合金線材的疲勞強度提升。另外，本發明人等作為包含重心的內部區域中之針狀組織的指標，係著眼於包含重心的區域中α晶粒的平均長寬比，並且發現到藉由其成為某個值以上的值、亦即藉由於包含重心的區域形成有針狀組織(針狀組織區域)，來使鈦合金線材的潛變強度提升。藉由上述，便可使鈦合金線材的潛變強度與疲勞強度同時提升。

此外，本發明人等還發現可透過將於後續詳述之本實施形態之鈦合金線材之製造方法，來製造具有如上述金屬組織之鈦合金線材，終至完成本發明。以下，具體說明本實施形態之鈦合金線材所具備之金屬組織。

圖3為示意顯示本實施形態之鈦合金線材1之一例的說明圖。又，圖中所示各區域的尺寸係經適當放大、縮小以易於說明，而非顯示實際之各區域大小。

另，本發明鈦合金線材的截面形狀可為任何形狀，而以下係設定本實施形態之鈦合金線材1為就相對於長度方向L呈垂直的截面具有圓形截面者來加以說明。又，圖中的截面係鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面。

本說明書中，如圖3所示，外周區域2定義為以下區域：在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中，從外周表面3起朝重心G往相當於線徑R的3%的深度d為止的區域。又，有時會有於鈦合金線材1的外周表面3附著有氧化物皮膜等的情形，此種附著物的厚度不包含於作為外周區域2之深度d的測定起點的外周表面。

並且，本說明書中，如圖3所示，內部區域4定義為以下區域：在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中，從重心G起往外周表面3至線徑R的20%的位置為止之包含重心G的區域；又，本說明書中，鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中之重心G，係定義為根據其截面形狀來定義之所謂的「幾何中心」。本實施形態中，鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面係形成圓，因此，圖3所示重心G係成為圓形截面的中心。

並且，本實施形態中，鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面係形成圓，因此線徑R可定義為圓截面的直徑。又，鈦合金線材1的截面非圓形時，例如係橢圓形狀時，線徑R可定義為：橢圓截面中之長徑與短徑的平均值。

本實施形態之鈦合金線材1，在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中，從鈦合金線材1的外周表面3起往重心G至相當於線徑R的3%的深度d為止的外周區域2中，金屬組織係呈現具有等軸α晶粒之等軸組織。外周區域2之金屬組織為等軸組織時，除了鈦合金線材1的外周區域2中之延性會提升之外，表面性狀也良好，成為表面中之疲勞破壞起點的缺陷變少。從而，可防止在製造鈦合金線材1時的斷裂，並且還能使疲勞特性提升。相對於此，若鈦合金線材1的外周區域2之金屬組織成為針狀組織，則延性降低，結果便無法使鈦合金線材1的疲勞強度優異。

外周區域2中α晶粒的平均長寬比只要在1.0以上且小於3.0即可，而為了獲得更優異的疲勞強度，較佳上限係2.5，更佳係2.0。又，α晶粒的平均長寬比，在外周區域2之金屬組織為完全的等軸組織時，理論上會成為「1」。因此，外周區域2中α晶粒的平均長寬比的下限為1.0。

另外，本實施形態中，外周區域中α晶粒的平均結晶粒徑為10.0μm以下。藉此，外周區域之金屬組織會變得微細，並且亦與α晶粒的等軸化相輔相成，使得表面粗度減低，作為表面中之疲勞破壞起點的缺陷減少，結果鈦合金線材的疲勞強度便會提升。相對於此，外周區域中α晶粒的平均結晶粒徑若大於10.0μm，則因表面粗度的增加，而無法使鈦合金線材的疲勞強度優異。

外周區域中α晶粒的平均結晶粒徑只要在10.0μm以下即可，而為了更加提升鈦合金線材的疲勞強度，較佳係在5.0μm以下，在3.0μm以下更佳。 又，外周區域中α晶粒的平均結晶粒徑的下限可設為例如1.0μm。小於該值會難以製作，恐會花費較多成本。

接著，本實施形態中，在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中，從鈦合金線材1的重心G起往表面至線徑的20%的位置為止之包含重心的內部區域4中，金屬組織係呈現具有針狀α晶粒之針狀組織。內部區域4中金屬組織係針狀組織時，鈦合金線材的潛變強度會提升。相對於此，鈦合金線材1中內部區域4之金屬組織沒有充分成長為針狀組織時，鈦合金線材1的潛變強度便不足夠。 潛變係以下現象：因變形而被導入金屬組織中的差排藉由原子的擴散而回復，從而材料軟化，變形進行。因此，回復的速度(原子的擴散速度)會影響潛變。針狀組織形成的α/β界面的整合性高，且原子的擴散速度慢，故針狀組織據稱係具優異潛變強度。藉由在包含鈦合金線材1之重心G的內部區域4中使金屬組織為針狀組織，可提升潛變強度。

從鈦合金線材1之重心G起往表面至線徑的20%的位置為止之包含重心G的內部區域4中，α晶粒的平均長寬比只要在5.0以上即可，而為了更加提升潛變強度，較佳係在6.0以上，在7.0以上更佳。在包含重心G的內部區域4中，α晶粒的平均長寬比的上限並無特別限定，可根據實績設為20.0以下。

另，本實施形態中，在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中，α晶粒的平均長寬比為5.0以上之包含重心G的區域(包含重心G之具有針狀α晶粒的針狀組織區域)的面積率，相對於鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面的面積可為例如20%以上。從更加提升潛變強度的觀點來看，相對於鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面的面積，該針狀組織區域的面積率宜為40%以上，較佳係在50%以上。

從在外周區域中使金屬組織為等軸組織的觀點來看，鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中，α晶粒的平均長寬比為5.0以上之包含重心G的區域(包含重心G之具有針狀α晶粒的針狀組織區域)的面積率，相對於鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面的面積，宜為90%以下，較佳係在80%以下。 又，由圖1所示等軸組織所構成的外周區域2及包含重心G的針狀組織區域之間，理想的係從等軸組織連續變化成針狀組織，係該等組織混合存在而成之組織亦無妨。

鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中，α晶粒的平均結晶粒徑及平均長寬比可利用以下方式求算。首先，將鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面進行鏡面研磨後，利用氫氟酸與硝酸的混合水溶液進行蝕刻。平均結晶粒徑及平均長寬比可藉由觀察該面的光學顯微鏡照片來測定。 平均結晶粒徑可藉由線分法測定(依據JIS G 0551)。在從鈦合金線材1之外周表面3起朝重心G往相當於線徑R的3%的深度d為止的外周區域2中，按例如500倍的倍率拍攝光學顯微鏡照片，對所得照片畫出縱橫各5條線條，依每條線條使用橫穿該線條之晶界數量來算出平均結晶粒徑，並根據合計10條的平均結晶粒徑之算術平均值來求算。 平均長寬比可依以下方式算出：在從鈦合金線材1之外周表面3起朝重心G往相當於3%線徑的深度d為止的外周區域2中、及在從重心G起往表面3至線徑R的20%的位置為止之包含重心G的內部區域4中，分別按例如500倍的倍率拍攝光學顯微鏡照片，對於所得照片針對50個任意晶粒測定長軸與短軸，並且作為將長軸除以短軸而得之值的平均來算出。在此，如圖4所示，「長軸11」係指連結α相的晶界10(輪廓)上任意2點的線條中，長度最長者，「短軸12」則係與長軸11成正交且連結晶界10(輪廓)上任意2點的線條中，長度最長者。

在此，α晶粒的平均長寬比，在針對鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面進行了測定時、以及針對鈦合金線材1之相對於長度方向呈平行的截面進行了測定時，可認為會成為同樣的值。然而，在鈦合金線材1之平行於長度方向L的截面中進行了測定時，可能會難以區別具有因軋延而延伸拉長的α晶粒的組織、及具有針狀α晶粒的針狀組織。因此，係利用在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中測得之值來求算。 又，以具有因軋延而拉長的α晶粒的組織而言，在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中進行了測定時、以及在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈平行的截面中進行了測定時，可認為α晶粒的長寬比之值不同。具體而言，針對具有因軋延而拉長的α晶粒的組織，在鈦合金線材1之平行於長度方向L的截面中進行了測定時，係觀察到長寬比大(例如成為5.0以上)的α晶粒，相對於此，在鈦合金線材1之垂直於長度方向L的截面中進行了測定時，係觀察到長寬比小(例如成為1.0~3.0左右)的α晶粒。因此，藉由在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中測定α晶粒的平均長寬比，便能區別係因軋延而拉長的α晶粒、或是針狀α晶粒。 另外，求算α晶粒的平均結晶粒徑及平均長寬比時，推測具有同樣方位的α晶粒係夾著細小的針狀β相而排列。由於EBSD難以檢測出細小的β相，若為藉由EBSD所行解析則可能難以進行。

重心G嚴格來說係在鈦合金線材1之垂直於長度方向L的截面中，以「點」的形態存在。因此，在觀察鈦合金線材1之包含重心G的內部區域4中α晶粒的平均長寬比時，係針對從重心G起朝外周表面3至線徑R的20%為止的區域，觀察α晶粒的長寬比，而可透過將觀察到的長寬比加以平均來算出。 以上，已說明了本實施形態鈦合金線材之金屬組織。

(1.2　化學組成) 接著，說明本實施形態鈦合金線材之化學組成。本實施形態鈦合金線材之化學組成，只要可形成在使用時的溫度環境或室溫下具有α相與β相之二相組織的話則無特別限定，例如可採用具有JIS H 4600、JIS H 4650所記載的各種組成的α+β型鈦合金。或者，亦可含有以下說明之元素。又，包含以下說明，在本說明書中若無特別指明而以「%」表示含量時，該「%」代表質量%。

Al：0%以上且7.0%以下 鋁(Al)係一種會固溶於α相而強化α相的元素。α+β型鈦合金線材雖可不含Al，但為了獲得該效果，亦可含有2.0%以上、較佳係2.5%以上的Al。另一方面，Al含量若過多，依化學組成之不同，有時會析出α₂ 相(Ti₃ Al)使得延性降低，又有時α相的量會增加而導致熱加工性降低，故可設Al含量為7.0%以下，較佳係設為6.5%以下。

V：0%以上且6.0%以下 釩(V)會使β相穩定化且會改善熱成形性及熱處理性。α+β型鈦合金線材雖可不含V，但為了獲得該效果，亦可含有1.5%以上、較佳係2.0%以上的V。另一方面，V含量若過多，依化學組成之不同，有時β相的體積率會增加，α+β型鈦合金線材的強度降低，故可設V含量為6.0%以下，較佳係設為5.5%以下。

Mo：0%以上且7.0%以下 鉬(Mo)亦會使β相穩定化且會改善熱成形性及熱處理性。α+β型鈦合金線材雖可不含Mo，但為了獲得該效果，亦可含有1.0%以上、較佳係1.5%以上的Mo。另一方面，Mo含量若過多，依化學組成之不同，有時β相的體積率會增加，α+β型鈦合金線材的強度降低，故可設Mo含量為7.0%以下，較佳係設為6.0%以下。

Cr：0%以上且7.0%以下 鉻(Cr)亦會使β相穩定化且會改善熱成形性及熱處理性。α+β型鈦合金線材雖可不含Cr，但為了獲得該效果，亦可含有2.0%以上、較佳係3.0%以上的Cr。另一方面，Cr含量若過多，依化學組成之不同，有時β相的體積率會增加，α+β型鈦合金線材的強度降低，故可設Cr含量為7.0%以下，較佳係設為6.0%以下。

Zr：0%以上且5.0%以下 鋯(Zr)係會同時強化α相及β相的元素。α+β型鈦合金線材雖可不含Zr，但為了獲得該效果，亦可含有1.5%以上、較佳係2.0%以上的Zr。另一方面，Zr含量若過多，依化學組成之不同，有時會促進α₂ 相(Ti₃ Al)之析出，使得延性降低，故可設Zr含量為5.0%以下，較佳係設為4.5%以下。

Sn：0%以上且3.0%以下 錫(Sn)係會同時強化α相及β相的元素。α+β型鈦合金線材雖可不含Sn，但為了獲得該效果，亦可含有1.0%以上、較佳係1.5%以上的Sn。另一方面，Sn含量若過多，依化學組成之不同，有時會促進α₂ 相(Ti₃ Al)之析出，使得延性降低，故可設Sn含量為3.0%以下，較佳係設為2.5%以下。

Si：0%以上且0.50%以下 矽(Si)會改善耐熱性。α+β型鈦合金線材雖可不含Si，但為了獲得該效果，亦可含有0.04%以上、較佳係0.07%以上的Si。另一方面，Si含量若過多，依化學組成之不同，有時會因矽化物之析出而發生潛變強度降低的情形，故可設Si含量為0.50%以下，較佳係設為0.35%以下。

Cu：0%以上且1.8%以下 銅(Cu)會使β相穩定化，並且也會固溶於α相而強化α相。α+β型鈦合金線材雖可不含Cu，但為了獲得該效果，亦可含有0.4%以上、較佳係0.8%以上的Cu。另一方面，Cu含量若過多，依化學組成之不同，有時會因Ti₂ Cu之析出造成疲勞強度降低，故可設Cu含量為1.8%以下，較佳係設為1.5%以下。

Nb：0%以上且1.0%以下 鈮(Nb)會提升耐氧化性。α+β型鈦合金線材雖可不含Nb，但為了獲得該效果，亦可含有0.1%以上、較佳係0.2%以上的Nb。另一方面，Nb含量若過多，依化學組成之不同，有時β相的體積率會增加，α+β型鈦合金線材的強度降低，故可設Nb含量為1.0%以下，較佳係設為0.8%以下。

Mn：0%以上且1.0%以下 錳(Mn)亦會使β相穩定化且會改善熱成形性及熱處理性。α+β型鈦合金線材雖可不含Mn，但為了獲得該效果，亦可含有0.1%以上、較佳係0.2%以上的Mn。另一方面，Mn含量若過多，依化學組成之不同，有時β相的體積率會增加，α+β型鈦合金線材的強度降低，故可設Mn含量為1.0%以下，較佳係設為0.8%以下。

Ni：0%以上且1.0%以下 鎳(Ni)亦會使β相穩定化且會改善熱成形性及熱處理性。α+β型鈦合金線材雖可不含Ni，但為了獲得該效果，亦可含有0.1%以上、較佳係0.2%以上的Ni。另一方面，Ni含量若過多，依化學組成之不同，有時β相的體積率會增加，α+β型鈦合金線材的強度降低，故可設Ni含量為1.0%以下，較佳係設為0.8%以下。

S：0%以上且0.20%以下 硫(S)會改善切削性。α+β型鈦合金線材雖可不含S，但為了獲得該效果，亦可含有0.01%以上、較佳係0.03%以上的S。另一方面，S含量若過多，依化學組成之不同，有時會因生成夾雜物而造成熱成形性降低，故可設S含量為0.20%以下，較佳係設為0.10%以下。

REM：0%以上且0.20%以下 稀土族元素(REM)藉由與S一同含有，而會改善切削性。α+β型鈦合金線材雖可不含REM，但為了獲得該效果，亦可含有0.01%以上、較佳係0.03%以上的REM。另一方面，REM含量若過多，依化學組成之不同，有時會因生成夾雜物而造成熱成形性降低，故可設REM含量為0.20%以下，較佳係設為0.10%以下。

在此，作為REM，具體而言可列舉以下元素，並且可單獨含有其等中之1種或可組合2種以上來含有：鈧(Sc)、釔(Y)、鑭(La)、鈰(Ce)、鐠(Pr)、釹(Nd)、鉕(Pm)、釤(Sm)、銪(Eu)、釓(Gd)、鋱(Tb)、鏑(Dy)、鈥(Ho)、鉺(Er)、銩(Tm)、鐿(Yb)及鎦(Lu)。含有2種以上稀土族元素時，可使用例如：分離精煉前的混合稀土族元素(稀土金屬合金)、釹鐠合金(由Nd及Pr所構成的合金)之類的稀土族元素之混合物或化合物。又，含有2種以上稀土族元素時，上述REM量係指所有稀土族元素之總量。

Fe：0%以上且2.10%以下 鐵(Fe)係會強化β相的元素。α+β型鈦合金線材雖可不含Fe，但為了獲得該效果，亦可含有0.50%以上、較佳係0.70%以上的Fe。另一方面，Fe含量若過多，依化學組成之不同，有時會因Fe偏析而造成製造性降低，或會析出金屬間化合物(TiFe)導致韌性及延性降低，故可設Fe含量為2.10%以下，較佳係設為1.50%以下。

N：0%以上且0.050%以下 氮(N)係一種會固溶於α相而強化α相的元素。α+β型鈦合金線材雖可不含N，但為了獲得該效果，亦可含有0.002%以上、較佳係0.005%以上的N。另一方面，N含量若過多，依化學組成之不同，有時會生成低密度夾雜物(TiN)而成為疲勞破壞的起點，故可設N含量為0.050%以下，較佳係設為0.030%以下。

O：0%以上且0.250%以下 氧(O)係一種會固溶於α相而強化α相的元素。α+β型鈦合金線材雖可不含O，但為了獲得該效果，亦可含有0.050%以上、較佳係0.100%以上的O。另一方面，O含量若過多，依化學組成之不同，有時α相會過度增加而導致延性降低，故可設O含量為0.250%以下，較佳係設為0.200%以下。

C：0%以上且0.100%以下 碳(C)會固溶於α相而強化α相，並且藉由與S一同含有而會改善切削性。α+β型鈦合金線材雖可不含C，但為了獲得該效果，亦可含有0.005%以上、較佳係0.010%以上的C。另一方面，C含量若過多，依化學組成之不同，有時碳化物會過度增加而導致熱成形性降低，故可設C含量為0.100%以下，較佳係設為0.080%以下。

本實施形態鈦合金線材之化學成分的剩餘部分可為鈦(Ti)及不純物。不純物係指在工業化製造鈦合金線材時，因原料或其他因素而混入之成分，並且為不會對本實施形態鈦合金線材造成不良影響的範圍內所容許之物。 所述不純物可列舉例如：氫(H)、鉭(Ta)、鈷(Co)、鎢(W)、鈀(Pd)、硼(B)、氯(Cl)、鈉(Na)、鎂(Mg)、鈣(Ca)等。上述H、Ta、Co、Pd、W、B、Cl、Na、Mg及Ca作為不純物被含有時，其含量例如係各為0.05%以下且合計在0.10%以下。

Mo當量 本實施形態鈦合金線材之化學成分中，Al、Mo、V、Nb、Fe、Cr、Ni及Mn的含量更滿足下述式(1)。 -4.00≦[Mo]+0.67[V]+0.28[Nb]+2.9[Fe]+1.6[Cr]+1.1[Ni]+1.6[Mn]-[Al]≦6.00　・・・(1) 又，式(1)中，[元素符號]之記載表示所對應之元素符號的含量(質量%)，針對不含有的元素符號則令其代入0。

A=[Mo]+0.67[V]+0.28[Nb]+2.9[Fe]+1.6[Cr]+1.1[Ni]+1.6[Mn]-[Al]

在此，上述式(1)的右邊表示之Mo當量A，係用來將式中記載的可穩定化β相之各元素(β穩定化元素)Mo、V、Nb、Fe、Cr、Ni及Mn所帶來的β相之穩定化程度加以數據化。此時，以Mo所帶來的β相之穩定化程度為基準，透過正的係數將Mo以外的β穩定化元素所帶來的β相之穩定化程度相對化。另一方面，由於Al係會固溶於α相而強化α相的元素(α穩定化元素)，故在上述Mo當量A中，Al之相關係數會成為負的值。

[Mo當量A之範圍：-4.00≦A≦6.00] 本實施形態之鈦合金線材含有選自於由Mo、V、Nb、Fe、Cr、Ni及Mn所構成群組中之至少1種以上元素，以使上述式(1)表示之Mo當量A的值在-4.00以上且6.00以下的範圍內。上述Mo當量A的值小於-4.00時，β相變得過少，不易形成針狀組織，而潛變特性不會提升。Mo當量A的下限宜為-3.50，較佳係-3.00。另一方面，Mo當量A的值大於6.00時，在冷卻時無法從β相形成針狀的α相，內部成為β單相組織，而潛變特性不會提升。Mo當量A的上限宜為5.00，較佳係4.00。 如上述化學組成之鈦合金線材便會成為具有α相與β相之α+β型鈦合金線材。

更具體而言，鈦合金線材亦可含有： Al：4.5%以上且6.5%以下，較佳係4.8%以上或6.2%以下、 Fe：0.50%以上且2.10%以下，較佳係0.70%以上或1.50%以下。 又，亦可為以下： N：0%以上0.050%以下，較佳係0.002%以上或0.030%以下、 O：0%以上0.250%以下，較佳係0.100%以上或0.200%以下、 C：0%以上0.100%以下，較佳係0.001%以上或0.080%以下。

如上述化學組成之鈦合金線材便會成為具有α相與β相之α+β型鈦合金線材，並且具有穩定且參差少的疲勞強度、及高熱加工性。並且，如上述化學組成之鈦合金線材可舉例Super-TiX 51AF(Ti-5Al-1Fe，日本製鐵股份公司製)等。

或者，鈦合金線材亦可含有： Al：2.0%以上且7.0%以下，較佳係2.5%以上或6.5%以下、 V：1.5%以上且6.0%以下，較佳係2.0%以上或5.5%以下。 又，亦可為以下： Fe：0%以上0.50%以下，較佳係0.03%以上或0.30%以下、 N：0%以上0.050%以下，較佳係0.002%以上或0.030%以下、 O：0%以上0.250%以下，較佳係0.100%以上或0.200%以下。

如上述化學組成之鈦合金線材亦會成為含有α相與β相之α+β型鈦合金線材，並且具有穩定且參差少的疲勞強度、及高熱加工性。並且，如上述化學組成之鈦合金線材可舉例Ti-3Al-2.5V、Ti-6Al-4V、SSAT-35(Ti-3Al-5V，日本製鐵股份公司製)等。

此外，鈦合金線材亦可含有： Al：5.0%以上且7.0%以下，較佳係5.5%以上或6.5%以下、 Mo：1.0%以上且7.0%以下，較佳係1.8%以上或6.5%以下、 Zr：3.0%以上且5.0%以下，較佳係3.6%以上或4.4%以下、 Sn：1.0%以上且3.0%以下，較佳係1.75%以上或2.25%以下。 又，亦可為以下： Si：0%以上且0.50%以下，較佳係0.06%以上或0.10%以下、 Fe：0%以上且0.50%以下，較佳係0.03%以上或0.10%以下、 N：0%以上且0.050%以下，較佳係0.002%以上或0.030%以下、 O：0%以上且0.250%以下，較佳係0.100%以上或0.200%以下。

如上述化學組成之鈦合金線材會成為含有α相與β相之α+β型鈦合金線材，並且潛變特性尤其優異。並且，如上述化學組成之鈦合金線材可舉例Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.08Si、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo等。 以上，已說明了本實施形態鈦合金線材之化學組成。

(1.3　線徑、形狀) 本實施形態之鈦合金線材1的線徑R並無特別限定，可設為例如2mm以上且20mm以下。藉由使鈦合金線材1的線徑R為2mm以上，可在包含重心G的內部區域4形成具有針狀α晶粒結晶的針狀組織，並且可在外周區域2更確實地形成具有微細的等軸α晶粒的微細等軸組織，而可更確實地同時使疲勞強度與潛變強度優異。另外，藉由使鈦合金線材1的線徑R為20mm以下，便可進行高速下之拉線加工，棒線的中央部穩定地變得易於加工生熱，從而變得容易在重心附近的內部區域4獲得針狀組織。本實施形態之鈦合金線材1的線徑R下限宜為3mm，線徑R的上限則宜為15mm。

又，本實施形態鈦合金線材的形狀(截面形狀)不限於圖示之態樣，除圓形之外，亦可為例如橢圓形、方形等多角形狀。

關於以上說明之本實施形態，在鈦合金線材1之相對於長度方向L呈垂直的截面中，外周區域2之金屬組織係具有平均結晶粒徑在10μm以下的等軸α晶粒的微細等軸組織，並且，包含重心G的內部區域4之金屬組織係具有針狀α晶粒的針狀組織，從而鈦合金線材的疲勞強度及潛變強度便同時優異。

以上說明之本實施形態之鈦合金線材，除具有源自α+β型鈦合金之優異特性、耐蝕性及比強度等外，還具有優異潛變強度及疲勞強度。因此，本實施形態之鈦合金線材可用於任何用途，並且可適宜用於例如螺栓、螺帽等緊固件(固定具)、閥等。本實施形態之鈦合金線材尤其可適宜用來作為運輸設備、例如飛機、汽車等的緊固件或閥的材料。 以上說明之本實施形態之鈦合金線材可利用任何方法來製造，並且亦可利用例如以下說明之本實施形態鈦合金線材之製造方法來製造。

＜2.鈦合金線材之製造方法＞ 接下來，說明本實施形態鈦合金線材之製造方法。 本實施形態鈦合金線材之製造方法具有以下步驟：將鈦合金胚料加熱至(β變態點-200)℃以上的溫度的步驟(加熱步驟)；及按總縮面率為90%以上、在至少最終道次起算1個以上道次中每道次的平均縮面率為10%以上、及拉線速度為5m/秒以上來加工α+β型鈦合金胚料的步驟(加工步驟)。以下，說明各步驟。

(2.1　準備鈦合金胚料) 首先，在上述各步驟前，準備鈦合金胚料。 鈦合金胚料可使用上述化學組成者，並且可使用利用周知方法製出者。例如，鈦合金胚料可藉由利用真空電弧熔解法從海綿鈦製作出鑄錠，並在β單相區的溫度下將其進行熱鍛造而獲得。又，對於鈦合金胚料，亦可視需要來施行清洗處理、酸洗等前處理。

另，鈦合金胚料的線徑，可視加工步驟中預定的縮面率及預定的鈦合金線材的線徑加以適當選擇。

(2.2　加熱步驟) 在本步驟中，係將鈦合金胚料加熱至(β變態點-200)℃以上的溫度。藉此，變形阻力減少，並且在後述加工步驟中變得容易將鈦合金胚料的重心附近的溫度維持在β變態點以上，可促進鈦合金胚料的重心附近之針狀組織的成長。結果，在後述加工步驟中，便可使重心附近(內部區域)之α晶粒的平均長寬比在5.0以上。相對於此，本步驟中之加熱溫度低於(β變態點-200)℃時，變形阻力變得過大，或者有時在後述加工步驟中無法將鈦合金胚料的重心附近的溫度維持在β變態點以上，而無法在鈦合金胚料的重心附近使針狀組織充分成長，結果便無法使重心附近(內部區域)之α晶粒的平均長寬比變得夠大。

本步驟中之加熱溫度只要在(β變態點-200)℃以上即可，而從變形阻力的觀點來看，較佳係在(β變態點-150)℃以上，在(β變態點-125)℃以上更佳。本步驟中之加熱溫度的上限並無特別限定，而從因形成鏽皮所致產率降低的觀點來看，加熱溫度宜在(β變態點+100)℃以下，較佳係在(β變態點+50)℃以下。

又，本說明書中「β變態點」係指鈦合金在加熱時之β變態結束溫度。本實施形態之鈦合金線材及成為其原料之鈦合金胚料，在室溫或使用環境下係在存在α相與β相的α+β二相區，β變態開始溫度則在前述室溫或使用環境的溫度以下。 β變態溫度T可從狀態圖取得。狀態圖可利用例如CALPHAD(Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry)法取得，為此，可使用例如Thermo-Calc Software AB公司之整合型熱力學計算系統Thermo-Calc及預定資料庫(TI3)。

(2.3　加工步驟) 本步驟係藉由依序通過多個軋延道次來進行鈦合金胚料之拉線、亦即所謂的拉線加工步驟。

此加工步驟並非以可逆式軋延進行，而係以串聯式軋延進行。串聯式軋延係以下方式：使軋延材連續通過配置成直列的多台之軋延道次，在各軋延道次中往一方向依序軋延。藉由使用串聯式軋延來製造鈦合金線材，便可按總縮面率為90%以上、在至少最終道次起算1個以上道次中每道次的平均縮面率為10%以上、及拉線速度為5m/秒以上來加工鈦合金胚料。

在此，參照圖式(顯示相對於長度方向呈垂直的截面的圖)，說明藉由加工步驟製造出本實施形態鈦合金線材之過程。圖5(a)~圖5(e)係按順序示意顯示製造出本實施形態鈦合金線材之過程。

首先，由於已在前述加熱步驟中被加熱至(β變態點-200)℃以上的溫度，金屬組織係成為以β相為主相之α+β組織、或成為β單相。在此，係針對如圖5(a)所示地僅由β晶粒20所構成的β單相組織的情況加以說明。然後，在加工初期，係如圖5(b)所示地，伴隨著溫度降低而從β相變態為α相時，會生成針狀α晶粒21，形成由α相與β相所構成的針狀組織。又，針狀組織係成長成針狀的針狀α與針狀β排列成層狀之組織。

接著，在加工步驟的中期，針狀α晶粒21因被施加加工而分裂，並且藉由晶粒成長，而如圖5(c)所示地形成等軸α晶粒22。在加工步驟的中期，因拉線速度(應變速度)尚小，加工生熱小，故重心附近的溫度不會高過β變態點(至β單相域為止變成高溫)。因此，形成等軸α晶粒22與等軸β晶粒混合存在之α+β型等軸組織。

接下來，在加工步驟的後期，拉線速度變大，藉由加工生熱，在重心附近會上升至β變態點以上的溫度。從而，如圖5(d)所示地，在包含重心的內部區域中會從α相變態為β相，形成僅由β晶粒23所構成的β單相組織。 又，一般來說鈦合金的變形阻力大，在軋延步驟、拉線步驟中加工生熱相對較大。尤其，在加工步驟的後期，由於平均縮面率及拉線速度變得相對較大，而在通過軋延道次時加工生熱變大。並且，在鈦合金胚料的內部區域、例如重心附近，對於加工生熱散熱較少，因此該區域之溫度上升且成為β變態點以上。

另一方面，外周區域即便在加工步驟的後期也能從外周表面充分散熱，藉由在相對較低溫下加工，金屬組織的微細化及等軸化便進行。從而，外周區域中之α晶粒24成為平均結晶粒徑在10μm以下的微細等軸晶粒。並且，藉由如上述地外周區域的金屬組織被充分微細化及等軸化，可抑制外周表面發生缺陷，並抑制製造時發生斷裂等不良情形。

然後，加工步驟結束時，至鈦合金胚料的重心附近為止都會被冷卻，因此如圖5(e)所示地，伴隨著溫度降低而從β相變態為α相時會生成針狀α晶粒25，在包含重心的內部區域形成針狀組織。如此一來，便製造出本實施形態之鈦合金線材，其在相對於長度方向呈垂直的截面中，外周區域之金屬組織係微細等軸組織24，內部區域之金屬組織係針狀組織25。

又，藉由包含加工步驟，該步驟中係按總縮面率為90%以上、在至少最終道次起算1個以上道次中每道次的平均縮面率為10%以上、及拉線速度為5m/秒以上來加工鈦合金胚料，從而製造出本實施形態之鈦合金線材。亦即，在相對於長度方向L呈垂直的截面中，從表面3起朝重心G往相當於線徑的3%的深度d為止的外周區域2中，金屬組織成為具有平均結晶粒徑在10μm以下的等軸α晶粒之等軸組織，並且在從重心G往表面3至線徑的20%的位置為止之包含重心G的內部區域4中，金屬組織成為具有針狀α晶粒之針狀組織。並且，在相對於長度方向L呈垂直的截面中，外周區域2之α晶粒的平均長寬比為1.0以上且小於3.0，且內部區域4之α晶粒的平均長寬比成為5.0以上。

另，以上說明之至少最終道次起算1個以上道次中之拉線速度，係較以往在製造鈦合金線材時採用的拉線速度(0.2~2.0m/秒左右)大得多。本發明人等發現到：藉由刻意一併採用如上述之拉線速度與上述平均縮面率，來產生較大加工生熱，便能獲得上述本實施形態鈦合金線材之金屬組織。

如上所述，本實施形態中，在至少最終道次起算1個以上道次中每道次之平均縮面率係10%以上。藉此，便可在至少最終道次起算1個以上道次中產生充分的加工生熱。相對於此，上述平均縮面率若小於10%，則無法產生充分的加工生熱，無法使包含重心G的內部區域4的溫度變得夠高，β相不會充分成長。

在至少最終道次起算1個以上道次中，每道次之平均縮面率只要在10%以上即可，而為了產生更大的加工生熱來製成β單相組織，使後續冷卻時形成針狀組織，較佳係在15%以上，在20%以上更佳。另外，在至少最終道次起算1個以上道次中，每道次之平均縮面率的上限並無特別限定，而從對設備之負荷的觀點來看，該平均縮面率宜在45%以下，較佳係在35%以下。

在至少最終道次起算1個以上道次中，拉線速度為5m/秒以上。藉此，在至少最終道次起算1個以上道次中，可使散熱量變小，因加工生熱而產生的熱能會蓄積在包含重心G的內部區域4，結果便能使內部區域4的溫度變得夠高。相對於此，在至少最終道次起算1個以上道次中，拉線速度小於5m/秒時散熱量變大，結果無法將因加工生熱產生的熱能蓄積在包含重心G的內部區域4，而無法使內部區域4的溫度變得夠高。從而，不會成為β單相組織，在後續的冷卻時變得難以形成針狀組織。

在至少最終道次起算1個以上道次中，拉線速度只要在5m/秒以上即可，而為了使β相充分成長以使後續冷卻時形成針狀組織，較佳係在10m/秒以上，在20m/秒以上更佳。另外，在至少最終道次起算1個以上道次中，拉線速度的上限並無特別限定，而從操作的穩定性、對設備之負荷的觀點來看，該拉線速度宜在75m/秒以下，較佳係在50m/秒以下。

此外，在本步驟中加工之鈦合金胚料的總縮面率為90%以上。藉此，如上所述，外周區域2之金屬組織會被等軸化及微細化。相對於此，鈦合金胚料的總縮面率若小於90%，外周區域2之金屬組織的等軸化及微細化不充分。或者，就算外周區域2之金屬組織已等軸化，α晶粒仍未充分地微細化而成為具有較大粒徑者。

上述總縮面率只要在90%以上即可，而為了更確實地將外周區域2之金屬組織等軸化及微細化，較佳係在95%以上，在99%以上更佳。

又，關於每道次的縮面率，係指該1道次後之面積相對於該1道次前之截面積的減少率，總縮面率則係指本步驟之加工後鈦合金胚料的截面積相對於加工前的截面積的減少率。

另外，作為本步驟中所用輥的型縫形狀，只要可達成上述拉線速度與縮面率便無特別限定，可使用周知的型縫形狀，例如真圓、橢圓、四角形等。

另，本步驟中通過輥的次數(道次數)並無特別限定，只要在5次以上以使能實施本步驟即可。又，宜進行10道次以上，以施行90%以上的縮面率。

藉由以上各步驟，便可工業化穩定製造如上述之本實施形態鈦合金線材。又，針對所得鈦合金線材，亦可視需要來進行如以下之熱處理及後處理。

(2.4　熱處理步驟) 針對藉由上述各步驟獲得之鈦合金胚料(鈦合金線材)，亦可更在(β變態點-300)℃以上且(β變態點-50)℃以下的溫度區下施行熱處理(退火處理)。藉此，可去除在上述加工步驟中產生的應變，而可更加提升所得鈦合金線材的疲勞強度。

本處理中，熱處理溫度係在(β變態點-300)℃以上。藉此，可充分去除在加工步驟中產生的應變。熱處理溫度宜在(β變態點-250)℃以上，較佳係在(β變態點-200)℃以上。

另外，本處理中，熱處理溫度係在(β變態點-50)℃以下。藉此，於外周區域2會產生一種等軸組織與針狀組織之混雜(雙模態)組織，而可防止疲勞特性降低。熱處理溫度較佳係在(β變態點-100)℃以下。

又，熱處理時間並無特別限定，可適當選擇，可為例如1分鐘以上且120分鐘以下，較佳係2分鐘以上或60分鐘以下。

又，熱處理時之氣體環境並無特別限定，可為大氣、真空及非活性氣體(氬氣等)。只要不是尤其會促進氧化等化學反應的氣體環境，則可於後續利用脫鏽來處理。

(2.5　後處理) 後處理可舉出藉由酸洗或切削去除氧化物皮膜等、或清洗處理等，可視需要加以適當應用。 以上，已說明了本實施形態之鈦合金線材之製造方法。

實施例 以下，顯示實施例並且具體說明本發明實施形態。又，以下所示實施例僅為本發明之一條件例，本發明並非限定於下述例。

1. 　鈦合金線材之製造 首先，藉由真空電弧熔解法製作具有表1之化學組成的鑄錠，將其在β單相區的溫度下進行熱鍛造，從而獲得鈦圓棒，該鈦圓棒具有合金種類A~O之組成且為預定直徑(線徑22mm~180mm)。又，各鈦圓棒中，表1記載之組成以外的成分係鈦及不純物。並且，合金種類A~M皆為可形成在室溫或使用環境下具有α相與β相之二相組織的α+β型鈦合金。而合金種類N係在室溫下幾乎不存在β相的α+β型鈦合金，合金種類O則係麻田散鐵變態開始溫度在室溫以下之半穩定β型鈦合金。 合金種類A~M係滿足請求項1所規定之成分範圍之例。 合金種類A~A4係滿足請求項2所規定之成分範圍之例。 合金種類B~B5係滿足請求項3所規定之成分範圍之例。 合金種類C~C9係滿足請求項4所規定之成分範圍之例。

[表1]

接著，加熱所得各鈦圓棒(加熱步驟)後，使用輥進行了拉線加工(加工步驟)。並且，視需要，進行了熱處理步驟(熱處理步驟)。熱處理係在100%氬氣體環境下進行10分鐘。從而獲得各例之鈦合金線材。於表2、表3及表4列示：加熱步驟中之加熱溫度(℃)、加工步驟中之至少最終道次起算1個以上道次中每道次之平均縮面率(%)、拉線速度(m/秒)、加工步驟中之總縮面率(%)、有無熱處理步驟及熱處理溫度(℃)。

[表2]

[表3]

[表4]

2. 　分析及評估 針對各例之鈦合金線材，就以下項目進行了分析及評估。

2.1　金屬組織(微觀組織)之觀察 針對各例之鈦合金線材，如以下方式觀察相對於長度方向呈垂直的截面，就截面之各區域調查金屬組織係等軸組織、針狀組織的哪一種。另外，測定並算出α晶粒的平均結晶粒徑及平均長寬比，並且求出α晶粒的平均長寬比為5.0以上之區域相對於上述截面之面積率。首先，針對各例之鈦合金線材，在將相對於長度方向呈垂直的截面進行鏡面研磨後，利用氫氟酸與硝酸的混合液進行了蝕刻。平均結晶粒徑及平均長寬比係藉由觀察該面的光學顯微鏡照片測出。平均結晶粒徑係依據JIS G 0551，利用線分法進行了測定。具體而言，係對按500倍的倍率拍攝而得的光學顯微鏡照片，畫出縱橫各5條線條，依每條線條使用橫穿該線條之晶界數量來算出平均結晶粒徑，並根據合計10條的平均結晶粒徑之算術平均值求出。平均長寬比則係對於按500倍的倍率拍攝而得的光學顯微鏡照片，針對50個任意晶粒測定長軸與短軸，並且作為將長軸除以短軸而得之值的算術平均來算出。在此，「長軸」係指連結α相的晶界(輪廓)上任意2點的線條中，長度最長者，「短軸」則係與長軸成正交且連結晶界(輪廓)上任意2點的線條中，長度最長者。

2.2　疲勞強度 疲勞強度係依據JIS Z 2274:1978進行旋轉彎曲疲勞試驗，並且令至10⁷ 次為止都沒有斷裂時的最大應力為疲勞強度。

2.3　潛變強度 潛變強度係依據JIS Z 2271:2010進行了潛變試驗。具體而言，在400℃的環境下進行了100小時的潛變試驗，以此時到達0.2%應變之最小應力作為潛變強度。

2.4　評估 針對相同合金種類，為了與利用相當於以往製造方法的製造方法獲得之鈦合金線材進行比較，在表2所示合金種類A~O之例(皆為比較例)中，加工步驟中之至少最終道次起算1個以上道次中每道次之平均縮面率(%)為16%，而拉線速度(m/秒)設為2.0m/秒(小於5m/秒)。表2所示例之鈦合金線材，其外周區域與內部區域金屬組織皆成為等軸組織。 另一方面，表3所示合金種類A~M之發明例1~31，其加工步驟中之至少最終道次起算1個以上道次中每道次之平均縮面率(%)為16%，拉線速度(m/秒)為25m/秒。表3所示發明例1~31之鈦合金線材，其外周區域的金屬組織成為一種以等軸的α相為母相且其晶界及晶粒內存在微細的β相之等軸組織，內部區域的金屬組織則成為針狀的α相與β相排列成層狀之針狀組織。 又，表3所示合金種類N、O之比較例1及2，其等加工步驟中之至少最終道次起算1個以上道次中每道次之平均縮面率(%)為16%，拉線速度(m/秒)為25m/秒。然而，比較例1的Mo當量(Moeq)小於-4.0。在比較例1中，外周區域的金屬組織成為α單相之等軸組織，該α單相之等軸組織係以由等軸α晶粒所構成的α相為母相，且幾乎不存在β相(存在極微量的β相)，內部區域的金屬組織則成為一種以具有長寬比相對較小的α晶粒的α相為母相，且幾乎不存在β相(β相極微量地存在)之組織。更詳細地說，比較例1的內部區域係成為等軸β相在塊狀的α相中微細分散之組織。 另，比較例2的Mo當量(Moeq)大於6.0。在比較例2中，外周區域的金屬組織、內部區域的金屬組織皆成為由等軸β晶粒所構成的β單相之等軸組織。 又，表3中，由於比較例1、2的內部區域的金屬組織、及比較例2的外部區域的金屬組織不同於本發明等軸組織，故附加「^＊ 」來加以區別。

表2與表3中，針對合金種類A~O之例，比較及評估了疲勞強度。以表2所示合金種類A~O之例的疲勞強度為基準，利用以下A~C之階段進行了評估。並且，令與基準疲勞強度為同等以上時、亦即令A、B的評價為合格。

A：相較於基準疲勞強度，提升了10MPa以上。 B：相較於基準疲勞強度，有-10MPa以上且小於10MPa的範圍的變動。 Ｃ：相較於基準疲勞強度，降低了大於10MPa且至20MPa以下。

並且，表2與表3中，針對合金種類A~O之例，比較及評估了潛變強度(潛變應力)。以表2所示合金種類A~O之例的潛變強度為基準，利用以下A~C之階段進行了評估。並且，令與基準潛變強度相較之下有所提升時、亦即令A、B的評價為合格。

A：相較於基準潛變強度，提升了20MPa以上。 B：相較於基準潛變強度，提升了10MPa以上且小於20MPa。 C：相較於基準潛變強度，有-10MPa以上且小於10MPa的範圍的變動。

關於就表1所示合金種類A~O利用相當於以往製造方法的製造方法所獲得之鈦合金線材之例，於表2列示：外周區域之金屬組織、α晶粒的平均長寬比、平均結晶粒徑、及內部區域之金屬組織、α晶粒的平均長寬比、針狀組織區域的面積率、以及成為評估基準之疲勞強度與潛變強度。並且，於表3列示發明例1~31(合金種類A~M)及比較例1、2(合金種類N、O)之外周區域之金屬組織、α晶粒的平均長寬比、平均結晶粒徑、及內部區域之金屬組織、α晶粒的平均長寬比、針狀組織區域的面積率、以及成為評估對象之疲勞強度與評估結果、成為評估對象之潛變強度與評估結果。 發明例1~31中，疲勞強度的評價為A、B之任一者，而與基準疲勞強度為同等以上。另，發明例1~31中，潛變強度的評價為A、B之任一者，而與基準潛變強度相較之下有所提升。 另一方面，比較例1、2的潛變強度並沒有充分提升。

接著，在表4中針對合金種類A、B及C，比較及評估了疲勞強度與潛變強度。發明例32~54的加熱步驟及加工步驟滿足本發明，而發明例32~54之鈦合金線材，其外周區域的金屬組織成為一種以等軸的α相為母相且其晶界及晶粒內存在微細的β相之等軸組織，內部區域的金屬組織則成為針狀的α相與β相排列成層狀之針狀組織。 另一方面，比較例3~10的加熱步驟或加工步驟之任一者在本發明範圍外，而比較例3~10之鈦合金線材之以下中之任一者落在本發明範圍外：外周區域的金屬組織、α晶粒的平均長寬比、α晶粒的平均結晶粒徑、或者內部區域的金屬組織、α晶粒的平均長寬比。 又，發明例32~54的線徑係1.5mm~22.0mm。並且，發明例32~50、52及53係滿足請求項8所規定之線徑2.0mm~20.0mm之例。

發明例32~48及發明例51~54係以表2中合金種類A之例之疲勞強度與潛變強度為基準，發明例49係以表2中合金種類B之例之疲勞強度與潛變強度為基準，發明例50則以表2中合金種類C之例之疲勞強度與潛變強度為基準，與上述同樣地利用A~C之階段進行了評估。

如表4所示，發明例32~54之鈦合金線材同時具優異疲勞強度及潛變強度。尤其，發明例32~54之鈦合金線材中，就潛變強度係相對於作為基準之比較例獲得了良好的結果。相對於此，比較例3~10之鈦合金線材無法使疲勞強度及潛變強度同時為優異。

比較例3中，總縮面率小於90.0%，故外周區域成為尚未完成等軸化之組織(未等軸化)，該組織係在α晶粒的長寬比及結晶粒徑某種程度變大了之α相中少量存在微細β相。並且，比較例3中，拉線速度小於5.0m/秒而加工生熱小，故內部區域成為一種以由等軸α晶粒所構成的α相為母相且α相中微細分散有β相之等軸組織。 在比較例4中，至少最終道次起算1個道次以上的道次中平均縮面率較10.0%小，加工生熱小，故內部區域與外周區域均成為一種以由等軸α晶粒所構成的α相為母相且α相中微細分散有少量β相之等軸組織。 比較例5中，總縮面率小於90.0%，故外周區域成為尚未完成等軸化之組織(未等軸化)，該組織係在α晶粒的長寬比某種程度變大了之α相中少量存在微細β相，而內部區域則成為針狀的α相與β相排列成層狀之針狀組織。 在比較例6中，拉線速度小於5.0m/秒而加工生熱小，故內部區域與外周區域均成為一種以由等軸α晶粒所構成的α相為母相且α相中微細分散有少量β相之等軸組織。 比較例7中，總縮面率小於90.0%，故外周區域成為一種以由粗大的等軸α晶粒所構成的α相為母相且α相中分散有少量β相之等軸組織，內部區域則成為針狀的α相與β相排列成層狀之針狀組織。 在比較例8中，因加熱溫度低，故內部區域與外周區域均成為一種以由等軸α晶粒所構成的α相為母相且α相中微細分散有少量β相之等軸組織。 比較例9中，總縮面率小於90.0%，故外周區域成為尚未完成等軸化之組織(未等軸化)，該組織係在α晶粒的長寬比及結晶粒徑某種程度變大了的α相中少量存在微細β相，而內部區域則成為針狀的α相與β相排列成層狀之針狀組織。 比較例10中，總縮面率小於90.0%，故外周區域成為尚未完成等軸化之組織(未等軸化)，該組織係在長寬比某種程度變大了的α相中少量存在微細β相，而內部區域則成為針狀的α相與β相排列成層狀之針狀組織。

包含重心之針狀組織區域的面積率大於40%之發明例32、33、36、39~41、45~52之鈦合金線材，潛變強度尤其優異。另外，外周區域的α晶粒的平均粒徑為5.0μm以下之發明例32~35、39、40、42~44、47~50、53及54之鈦合金線材，其等之疲勞強度優異。

以上，已詳細說明了本發明之較佳實施形態，惟本發明不受該等例限定。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所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於本發明之技術範圍。

1:鈦合金線材 2:外周區域 3:外周表面 4:內部區域 10:α相的晶界 11:長軸 12:短軸 20,23:β晶粒 21:針狀α晶粒 22:等軸α晶粒 24:等軸的微細α晶粒(微細等軸組織) 25:針狀α晶粒(針狀組織) a:α晶粒 b:β相 c:針狀α d:相當於3%的深度 e:針狀β G:重心 L:長度方向 R:線徑 T:β變態溫度

圖1為示意顯示等軸組織的說明圖。 圖2為示意顯示針狀組織的說明圖。 圖3為示意顯示本發明一實施形態之鈦合金線材的立體截面圖。 圖4為示意顯示規定長軸與短軸之狀態的說明圖。 圖5(a)~圖5(e)為按順序示意顯示製造出本實施形態鈦合金線材之過程的說明圖。

Claims (10)

1. 一種鈦合金線材，含有α相與β相；該鈦合金線材具有以下化學組成：以質量%計，Al：0%以上且7.0%以下、V：0%以上且6.0%以下、Mo：0%以上且7.0%以下、Cr：0%以上且7.0%以下、Zr：0%以上且5.0%以下、Sn：0%以上且3.0%以下、Si：0%以上且0.50%以下、Cu：0%以上且1.8%以下、Nb：0%以上且1.0%以下、Mn：0%以上且1.0%以下、Ni：0%以上且1.0%以下、S：0%以上且0.20%以下、REM：0%以上且0.20%以下、Fe：0%以上且2.10%以下、N：0%以上且0.050%以下、O：0%以上且0.250%以下、C：0%以上且0.100%以下及剩餘部分：Ti及不純物，且Al、Mo、V、Nb、Fe、Cr、Ni及Mn的含量滿足下述式(1)；在相對於長度方向呈垂直的截面中，從表面起朝重心至線徑的3%的深度為 止的外周區域中，金屬組織為具有平均結晶粒徑在10μm以下的α晶粒之等軸組織；並且在前述相對於長度方向呈垂直的截面中，從重心起往表面至線徑的20%的位置為止之包含重心的內部區域中，金屬組織為針狀組織；-4.00≦[Mo]+0.67[V]+0.28[Nb]+2.9[Fe]+1.6[Cr]+1.1[Ni]+1.6[Mn]-[Al]≦6.00‧‧‧(1)又，式(1)中，[元素符號]之記載表示所對應之元素符號的含量(質量%)，針對不含有的元素符號則令其代入0。
2. 如請求項1之鈦合金線材，其以質量%計含有：Al：4.5%以上且6.5%以下及Fe：0.50%以上且2.10%以下。
3. 如請求項1之鈦合金線材，其以質量%計含有：Al：2.0%以上且7.0%以下及V：1.5%以上且6.0%以下。
4. 如請求項1之鈦合金線材，其以質量%計含有：Al：5.0%以上且7.0%以下、Mo：1.0%以上且7.0%以下、Zr：3.0%以上且5.0%以下及Sn：1.0%以上且3.0%以下。
5. 如請求項1至4中任一項之鈦合金線材，其中在前述相對於長度方向呈垂直的截面中，前述外周區域之α晶粒的平均長寬比為1.0以上且小於3.0，前述內部區域之α晶粒的平均長寬比為5.0以上。
6. 如請求項5之鈦合金線材，其中在前述相對於長度方向呈垂直的截面中，α晶粒的平均長寬比為5.0以上之包含重心的區域的面積，相對於該截 面面積為40%以上。
7. 如請求項1至4中任一項之鈦合金線材，其中前述外周區域之α晶粒的平均結晶粒徑為5.0μm以下。
8. 如請求項1至4中任一項之鈦合金線材，其線徑為2.0mm以上且20.0mm以下。
9. 一種鈦合金線材之製造方法，其具有以下步驟：將鈦合金胚料加熱至(β變態點-200)℃以上的溫度的步驟；及按總縮面率為90.0%以上、在至少最終道次起算1個以上道次中每道次的平均縮面率為10.0%以上、及拉線速度為5.0m/秒以上來加工前述鈦合金胚料的步驟。
10. 如請求項9之鈦合金線材之製造方法，其更具有在(β變態點-300)℃以上且(β變態點-50)℃以下的溫度區下進行熱處理的步驟。

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