TWI796118B - 鈦合金板及鈦合金捲材暨鈦合金板之製造方法及鈦合金捲材之製造方法 - Google Patents

鈦合金板及鈦合金捲材暨鈦合金板之製造方法及鈦合金捲材之製造方法 Download PDF

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Abstract

本發明的鈦合金板含有預定化學成分，其α相之面積率為80%以上，等效圓直徑為1μm以上之α相的面積率大於53%；從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為65°以下；平均板厚為2.5mm以下。

Description

鈦合金板及鈦合金捲材暨鈦合金板之製造方法及鈦合金捲材之製造方法
發明領域 本揭示是有關於鈦合金板及鈦合金捲材暨鈦合金板之製造方法及鈦合金捲材之製造方法。
發明背景 鈦是一種輕量又高強度且耐蝕性優異的材料，從輕量化、提升燃油效率之觀點來看是一種可應用於航空器領域的材料。因此，盛行開發鈦合金以因應航空器之各構成構件所要求的特性。
例如，專利文獻1揭示一種α+β型鈦合金線材，是由1.4%以上且小於2.1%的Fe、4.4%以上且小於5.5%的Al、剩餘部分的鈦及不純物所構成。
專利文獻2揭示一種α+β型鈦合金棒材，是由0.5%以上且小於1.4%的Fe、4.4%以上且小於5.5%的Al、剩餘部分的鈦及不純物所構成。
專利文獻3揭示一種透過疊板(pack)輥軋來製造Ti-6Al-4V合金薄板之方法，其特徵在於：以間隔材與覆蓋材來覆蓋一片或數片板狀的鐵芯材而形成疊板輥軋材，再將該疊板材進行輥軋而使鐵芯材變薄；在該薄板之製造方法中，以鐵芯材相對疊板材的比率至少達0.25以上之方式，設定各自初期板厚、覆蓋材之板厚。
專利文獻4揭示一種透過疊板輥軋來製造Ti-6Al-4V合金薄板之方法，其特徵在於：以間隔材與覆蓋材來覆蓋一片或數片板狀的鐵芯材而形成疊板材，再將該疊板材進行輥軋而使鐵芯材變薄；在該薄板之製造方法中，針對疊板材變薄前後之板厚軋縮比達3以上之輥軋，每1道次之輥軋率設為15%以上。
專利文獻5揭示一種鈦合金薄板之製造方法，其特徵在於：在與熱輥軋方向相同之方向上，將鈦合金之熱軋退火板以總輥軋率67%以上進行冷輥軋，接著再以650~900℃之間的溫度進行退火；所述鈦合金以重量%計是由Al：2.5~3.5%、V：2.0~3.0%、剩餘部分Ti及一般的不純物所構成。
專利文獻6揭示一種α+β型鈦合金薄板之製造方法，其特徵在於：於α+β型鈦合金冷軋板之製造步驟中，以達到下述條件之方式來施行冷輥軋後所實施之中間退火：退火溫度：[β變態點-25℃]以上且小於β變態點之溫度範圍，退火時間：0.5~4小時，加熱保持後之冷卻速度：0.5~5℃/秒，透過上述冷卻速度實施冷卻的溫度區間：至300℃以下為止。
專利文獻7揭示一種α+β型鈦合金薄板，其特徵在於：以Mo當量計含有無限固溶(all proportional solid solution)型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0.3質量%且為5.5質量%以下，剩餘部分由Ti及不可避免的不純物所構成；該α+β型鈦合金薄板中，α相之平均粒徑為5.0μm以下的同時，α相之最大粒徑為10.0μm以下；α相之平均縱橫比為2.0以下的同時，α相之最大縱橫比為5.0以下。
專利文獻8揭示一種冷軋性及冷環境下之處理性優異的α+β型鈦合金板，其特徵在於：其係α+β型鈦合金熱軋板，並且，(a)熱輥軋板之法線方向(板厚方向)定為ND、熱輥軋方向定為RD、熱輥軋板寬方向定為TD、α相之(0001)面之法線方向定為c軸方位，c軸方位與ND所構成的角度定為θ、含c軸方位與ND之面以及含ND與TD之面所構成的角度定為Φ；(b1)θ為0度以上且30度以下，並且，Φ為全圓周(-180度~180度)內之結晶粒的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度內之結晶粒的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9揭示一種冷環境下之捲材(帶)處理性優異的高強度α+β型鈦合金板，其特徵在於：其係高強度α+β型鈦合金熱軋板，並且，以質量%計含有Fe：0.8~1.5%、Al：4.8~5.5%、N：0.030%以下，同時，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及不可避免的不純物所構成；其中，(a)熱輥軋板之法線方向定為ND、熱輥軋方向定為RD、熱輥軋板寬方向定為TD、α相之(0001)面之法線方向定為c軸方位、c軸方位與ND所構成的角度定為θ、含c軸方位與ND方向之面以及含ND與TD之面所構成的角度定為φ；(b1)θ為0度以上且30度以下，並且，φ為全圓周(-180度~180度)內之結晶粒的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度內之結晶粒的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10揭示一種α+β型鈦合金薄板之製造方法，其特徵在於：以輥軋或鍛造製造出α+β型鈦合金薄板，對其施予軋縮率20%以上之冷輥軋後，以700℃以上且β變態點以下之溫度進行退火，藉此獲得具有微細等軸α組織之板材。
非專利文獻1揭示一種α+β鈦合金薄板，其在輥軋方向及垂直於輥軋方向之方向的強度具有異向性。
非專利文獻2揭示一種α+β鈦合金薄板，其以高於β變態點之溫度進行熱輥軋，使輥軋方向及垂直於輥軋方向之方向的強度之異向性減低。 先前技術文獻
專利文獻 [專利文獻1]日本國特開平7-62474號公報 [專利文獻2]日本國特開平7-70676號公報 [專利文獻3]日本國特開2001-300603號公報 [專利文獻4]日本國特開2001-300604號公報 [專利文獻5]日本國特開昭61-147864號公報 [專利文獻6]日本國特開平1-127653號公報 [專利文獻7]日本國特開2013-227618號公報 [專利文獻8]國際公開第2012/115242號 [專利文獻9]國際公開第2012/115243號 [專利文獻10]日本國特開昭62-33750號公報
[非專利文獻] [非專利文獻1]KOBE STEEL ENGINEERING REPORTS/Vol.59，No.1(2009)，P.81~84 [非專利文獻2]KOBE STEEL ENGINEERING REPORTS/Vol.60，No.2(2010)，P.50~54
發明概要 發明所欲解決之課題 然而，航空器之構成構件中要求更高強度之構件所使用的鈦材雖富含Al，但由於熱輥軋或冷輥軋中的變形阻力大，故在製造薄板時，有時會超出輥軋機的容許荷重。因此，欲透過以往的熱輥軋方法或冷輥軋方法來製造高強度的鈦合金薄板，是有困難的。
本揭示是有鑑於上述問題所完成者，本揭示之目的在於提供一種具有高強度的鈦合金板及鈦合金捲材暨該鈦合金板之製造方法及該鈦合金捲材之製造方法。
用以解決課題之手段 本案發明人等的見解在於，透過使鈦合金薄板含有預定量的Al，並且，從板厚方向的(0001)極圖中作成下述集合組織，其結晶粒之聚集度的尖峰相對最終輥軋之寬度方向存在於預定角度以內，藉此便會具有高強度，並且，加工性優異。然後發現一種方法，其以冷輥軋製造能同時達成此種化學組成及集合組織的鈦合金板，進而完成本揭示。
基於上述見解所完成的本揭示，其要點如下所述。 (1)本揭示一態樣之鈦合金板，其以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成； 其α相之面積率為80%以上，等效圓直徑為1μm以上之α相的面積率大於53%； 從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為65°以下； 平均板厚為2.5mm以下。 (2)如上述(1)所記載的鈦合金板，其亦可具有下述顯微組織，該顯微組織是由縱橫比為3.0以下之等軸組織、與縱橫比大於3.0且於長度方向伸長的帶狀組織所構成； 前述等軸組織之平均結晶粒徑亦可為0.1μm以上且20.0μm以下； 前述帶狀組織相對前述顯微組織之面積的面積率亦可為10.0%以下。 (3)如上述(1)或(2)所記載的鈦合金板，其亦可以質量%計含有下述任一者：Fe：0.5%以上且2.3%以下，或，V：2.5%以上且4.5%以下。 (4)如上述(1)~(3)中任1項所記載的鈦合金板，其亦可以質量%計含有下述成分來取代前述Fe或前述V之一部分：選自Ni：小於0.15%、Cr：小於0.25%、及Mn：小於0.25%所構成群組之1種或2種以上。 (5)如上述(1)~(4)中任1項所記載的鈦合金板，其中，25℃下長度方向的0.2%偏位降伏強度、或25℃下寬度方向的0.2%偏位降伏強度之中較低者亦可為700MPa以上且1200MPa以下。 (6)如上述(1)~(5)中任1項所記載的鈦合金板，其中，從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度亦可為10°以下； 寬度方向之0.2%偏位降伏強度相對長度方向之0.2%偏位降伏強度的比亦可為1.05以上且1.18以下。 (7)如上述(1)~(5)中任1項所記載的鈦合金板，其中，從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度亦可為35°以下； 寬度方向之0.2%偏位降伏強度相對長度方向之0.2%偏位降伏強度的比亦可為0.85以上且1.10以下。 (8)如上述(1)~(7)中任1項所記載的鈦合金板，其中，相對於前述平均板厚，板厚之尺寸精度亦可為5.0%以下。
(9)本揭示另一態樣之鈦合金捲材，其以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成； α相之面積率為80%以上，等效圓直徑為1μm以上之α相的面積率大於53%； 從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為65°以下； 平均板厚為2.5mm以下。
(10)本揭示再另一態樣之鈦合金板之製造方法，是製造如上述(1)~(8)中任1項所記載的鈦合金板之方法，並具有以下步驟： 冷輥軋步驟：於鈦素材之長度方向施行一次以上的冷輥軋道次，該鈦素材以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；及 最終退火步驟：將最後的前述冷輥軋道次後之前述鈦素材予以退火；其中 前述冷輥軋步驟中前述冷輥軋道次每一次之輥軋率大於30%，並且，合計輥軋率為60%以上。 (11)如上述(10)所記載的鈦合金板之製造方法中，前述冷輥軋步驟若是施行複數次前述冷輥軋道次時，則在複數次前述冷輥軋道次之間亦可含有將前述鈦素材予以退火的中間退火步驟；前述中間退火步驟及前述最終退火步驟之退火條件亦可為如下之條件：退火溫度為600℃以上且(T β-50)℃以下，並且，前述退火溫度T(℃)與前述退火溫度中的保持時間t(秒)滿足下述式(1)： 22000≦(T+273.15)×(Log 10(t)+20)≦27000　…式(1) 其中，T β為β變態點(℃)。 (12)本揭示再另一態樣之鈦合金板之製造方法，是製造如上述(1)~(8)中任1項所記載的鈦合金板之方法，並具有以下步驟： 冷交叉輥軋步驟：於鈦素材之長度方向及寬度方向施行冷輥軋道次，該鈦素材以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；及 最終退火步驟：將前述冷交叉輥軋步驟後之鈦素材予以退火；其中 前述冷交叉輥軋步驟中的合計輥軋率為60%以上； 前述長度方向之輥軋率相對前述寬度方向之輥軋率的比即交叉輥軋比為0.05以上且20.00以下。 (13)如上述(12)所記載的鈦合金板之製造方法中，前述冷輥軋步驟或前述冷交叉輥軋步驟若是施行複數次前述冷輥軋道次時，則在複數次前述冷輥軋道次之間亦可含有將前述鈦素材予以退火的中間退火步驟；前述中間退火步驟及前述最終退火步驟之退火條件亦可為如下之條件：退火溫度為600℃以上且(T β-50)℃以下，並且，前述退火溫度T(℃)與前述退火溫度中的保持時間t(秒)滿足下述式(1)： 22000≦(T+273.15)×(Log 10(t)+20)≦27000　…式(1) 其中，T β為β變態點(℃)。
(14)本揭示再另一態樣之鈦合金捲材之製造方法，是製造上述(9)所記載的鈦合金捲材之方法，並含有以下步驟： 冷輥軋步驟：於鈦素材之長度方向施行一次以上的冷輥軋道次，該鈦素材以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；及 最終退火步驟：將最後的前述冷輥軋道次後之前述鈦素材予以退火；其中 前述冷輥軋步驟中前述冷輥軋道次每一次之輥軋率大於30%，並且，合計輥軋率為60%以上。
發明效果 如以上所說明般，若依照本揭示，就能提供一種具有高強度的鈦合金板及鈦合金捲材暨該鈦合金板之製造方法及該鈦合金捲材之製造方法。
本發明的實施形態 用以實施發明之形態 以下，一邊參照圖面，一邊詳細說明本揭示適宜的實施形態。另外，依以下順序來進行說明。 1.　鈦合金板 2.　鈦合金板之製造方法
＜1.　鈦合金板＞ 首先，參照圖1~5來說明本實施形態之鈦合金板。圖1是本實施形態之鈦合金板從其板厚方向(ND)的(0001)極圖之一例。圖2是用以說明顯示聚集度之尖峰的方向與寬度方向所構成的角度之圖。圖2中從板厚方向(ND)的(0001)極圖是與圖1相同者。圖3是顯示本實施形態之鈦合金板其光學顯微鏡照片之一例的圖。圖4是顯示帶狀組織之一例的光學顯微鏡照片。圖5則是用以說明平均板厚之測定方法的示意圖。另外，雖稍後才會詳述，不過，本實施形態之鈦合金板可透過含有冷輥軋步驟之方法來製造。
(1.1.　化學組成) 首先，說明本實施形態之鈦合金板所含化學成分。本實施形態之鈦合金板以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成。另外，以下說明化學成分中，只要沒有特別申明，「%」之標記即表示「質量%」。
Al是α相穩定化元素，又是固溶強化能力高的元素。Al含量增加時，室溫之抗拉強度會增高。Al含量若大於4.0%，便可獲得高的抗拉強度。此外，冷輥軋前之熱軋板能維持高的冷輥軋性。Al含量宜為4.5%以上，更宜為4.6%以上。另一方面，Al含量大於6.6%時，冷輥軋前之熱軋板的冷輥軋性會顯著降低，同時，會因為凝固偏析等而局部生成Al過量固溶之區域且Al會規則化。這個Al規則化區域會使鈦合金板之衝擊韌性降低。因此，Al含量為6.6%以下，宜為6.5%以下，更宜為6.4%以下。
Fe是β相穩定化元素。Fe由於是固溶強化能力高的元素，故Fe含量增加時，室溫下的抗拉強度會增高。又，相較於α相，β相具有較高的加工性，故增加Fe含量時，會提升鈦合金板之加工性而能提升尺寸精度。Fe由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%。惟，為了維持室溫下加工性良好的β相並獲得所欲之抗拉強度，Fe含量宜為0.5%以上。Fe含量較宜為0.7%以上。另一方面，Fe由於是非常容易凝固偏析的元素，故過量含有Fe時，Fe會局部偏析，有時在Fe偏析部分與未偏析部分會產生特性不均。又，鈦合金板若過量含有Fe，有時疲勞強度會降低。因此，Fe含量宜為2.3%以下。Fe含量較宜為2.1%以下，更宜為2.0%以下。另外，相較於V或Si等的β相穩定化元素，Fe較為廉價。
本實施形態之鈦合金板中可含有的Fe亦能以V來作代替。V是無限固溶型的β相穩定化元素，是具有固溶強化能力的元素。V由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%。惟，為了獲得與上述Fe同等的固溶強化能力，V含量宜為2.5%以上。V含量較宜為3.0%以上。將Fe代替成V時成本雖會提高，但V由於比Fe還難以偏析，故能抑制偏析所致之特性不均。結果，就能輕易在鈦合金板之長度方向及寬度方向上獲得穩定之特性。為了抑制V偏析所致之特性不均，V含量宜為4.5%以下。如上所述，V由於比Fe還難以偏析，故在製造大型鑄錠時之情況下，鈦素材宜含有V。
Si是β相穩定化元素，不過其也會固溶於α相中而顯示高的固溶強化能力。如上述般，Fe於鈦合金板中含有大於2.3%時會有產生偏析之情況，因此，視需要亦可含有Si來使鈦合金板高強度化。又，Si是與下述O呈相反的偏析傾向且難以凝固偏析的程度跟O一樣，因此，讓鈦合金板含有適切量的Si及O，藉此可期待兼具高的疲勞強度與抗拉強度。另一方面，Si含量高時，會形成所謂矽化物(Silicide)的Si金屬間化合物，有時鈦合金板之疲勞強度會降低。Si含量若為0.60%以下，就會抑制生成粗大矽化物而能抑制疲勞強度降低。因此，Si含量宜為0.60%以下。Si含量較宜為0.50%以下，更宜為0.40%以下。Si由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%，不過Si含量亦可為例如0.10%以上。
C大量含於鈦合金板中時，會有鈦合金板之延展性或加工性降低的情況。因此，C含量宜小於0.080%。C由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%。另外，C為不可避免混入的成分，其實質含量通常為0.0001%以上。C含量較宜為0.060%以下。
與C同樣，N大量含於鈦合金板中時，會有鈦合金板之延展性或加工性降低的情況。因此，N含量之上限宜為0.050%。N由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%。另外，N為不可避免混入的成分，其實質含量通常為0.0001%以上。N含量較宜為0.04%以下。
與C同樣，O大量含於鈦合金板中時，會有鈦合金板之延展性或加工性降低的情況。因此，O含量之上限宜為0.40%，較宜為0.38%，更宜為0.35%。O由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%。另外，O為不可避免混入的成分，其實質含量通常為0.01%以上。
與Fe或V同樣，Ni是會提升抗拉強度及加工性之元素。惟，Ni含量若為0.15%以上，會生成平衡相即金屬間化合物Ti 2Ni，鈦合金板之疲勞強度及室溫延展性有時會劣化。因此，Ni含量宜小於0.15%。Ni含量較宜為0.14%以下、0.12%以下，更宜為0.11%以下。Ni由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%，不過，Ni含量亦可為例如0.01%以上。
與Fe或V同樣，Cr是會提升抗拉強度及加工性之元素。惟，Cr含量若為0.25%以上，會生成平衡相即金屬間化合物TiCr 2，鈦合金板之疲勞強度及室溫延展性有時會劣化。因此，Cr含量宜小於0.25%。Cr含量較宜為0.24%以下、0.21%以下。Cr由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%，不過，Cr含量亦可為例如0.01%以上。
與Fe或V同樣，Mn是會提升抗拉強度及加工性之元素。惟，Mn含量若為0.25%以上，會生成平衡相即金屬間化合物TiMn，鈦合金板之疲勞強度及室溫延展性有時會劣化。因此，Mn含量宜小於0.25%。Mn含量較宜為0.24%以下，更宜為0.20%以下。Mn由於在鈦合金板中並非必要，故其含量之下限值為0%，不過，Mn含量亦可為例如0.01%以上。
若考量上述化學成分之效果，本實施形態之鈦合金板宜含有下述成分作為任意元素：Fe：0.5~2.3%或V：2.5~4.5%之任一者、Si：0~0.60%，並進一步含有C：小於0.080%、N：0.050%以下、及O：0.40%以下。
又，若考量上述化學成分之效果，就本實施形態之鈦合金板而言，該鈦合金板含有Fe：0.5~2.3%或V：2.5~4.5%之任一者時，宜含有下述成分來取代Fe或V之一部分：選自Ni：小於0.15%、Cr：小於0.25%、及Mn：小於0.25%所構成群組之1種或2種以上。
在本實施形態之鈦合金板含有Fe之情況下，含有選自Ni：小於0.15%、Cr：小於0.25%、及Mn：小於0.25%所構成群組之1種或2種以上時，Fe、Ni、Cr、及Mn之總量宜為0.5%以上且2.3%以下。Fe、Ni、Cr、及Mn之總量為0.5%以上時，可獲得高的抗拉強度。又，Fe、Ni、Cr、及Mn之總量為0.5%以上時，可維持室溫下加工性良好的β相並提升鈦合金板之加工性，因而就能提升尺寸精度。又，Fe、Ni、Cr、及Mn之總量為2.3%以下時，會抑制此等元素之偏析，就能抑制鈦合金板之特性不均。
又，在本實施形態之鈦合金板含有V之情況下，含有選自Ni：小於0.15%、Cr：小於0.25%、及Mn：小於0.25%所構成群組之1種或2種以上時，V、Ni、Cr、及Mn之總量宜為2.5%以上且4.5%以下。V、Ni、Cr、及Mn之總量為2.5%以上時，可獲得高的抗拉強度。又，V、Ni、Cr、及Mn之總量為2.5%以上時，可維持室溫下加工性良好的β相並提升鈦合金板之加工性，因而就能提升尺寸精度。又，Fe、Ni、Cr、及Mn之總量為4.5%以下時，會抑制此等元素之偏析，就能抑制鈦合金板之特性不均。
本實施形態之鈦合金板其化學組成之剩餘部分可為Ti及不純物。所謂不純物，舉例來說，在精煉步驟等所混入的H、Cl、Na、Mg、Ca、B，以及從廢料等所混入的Zr、Sn、Mo、Nb、Ta、Cu。不純物以總量計若為0.5%以下，就是沒有問題的等級。又，H含量為150ppm以下。B恐會在鑄塊內形成粗大析出物。因此，即使是以不純物形式來含有之情況，也宜盡量抑制B含量。本實施形態之鈦合金板中，B含量宜設為0.01%以下。
另外，在本實施形態之鈦合金板含有Fe：0.5~2.3%之情況下，鈦合金板中所含V有時僅含有視為不純物之量；在本實施形態之鈦合金板含有V：2.5~4.5%之情況下，鈦合金板中所含Fe有時僅含視為不純物之量。
又，本實施形態之鈦合金板只要具有高強度且能獲得優異尺寸精度，亦可含有各種元素來替代Ti，此理自是不言而喻。關於作為不純物所例示之元素亦然，鈦合金板只要具有高強度且具有優異尺寸精度，亦可含有視為不純物之量以上的量。
如至此所說明者，本實施形態之鈦合金板可具有上述化學成分。更具體而言，本實施形態之鈦合金板之化學組成亦可為例如：Ti-6Al-4V、Ti-6Al-4V ELI、Ti-5Al-1Fe。
(1.2.　集合組織及顯微組織) 接著，說明本實施形態之鈦合金板其集合組織及顯微組織。
[集合組織] 本實施形態之鈦合金板具有下述集合組織：從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射(EBSD)法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為65°以下。一般而言，鈦合金若在β域、或在β相比例高的α+β高溫域之溫度下，於單一方向高速進行熱輥軋時，於從β相至α相的相變態時，基於變體(variant)選擇法則(selection rule)，在輥軋面中會形成下述集合組織(T-texture)：其六方最密堆積結構(hexagonal close-packed，hcp)之c軸定向在垂直於長度方向之寬度方向上。就hcp之c軸定向在寬度方向的集合組織而言，在寬度方向與長度方向之抗拉特性上會產生高的異向性。一旦寬度方向與長度方向之抗拉特性上產生高的異向性，在加工時會出現狀況不佳之情況。使用EBSD法之球諧函數法而得的逆極圖，透過該逆極圖之Texture解析(展開指數＝16，高斯半值寬＝5°)算出聚集度之尖峰，顯示該尖峰的方向會對應於hcp之c軸最為定向之方向。就本實施形態之鈦合金板而言，從板厚方向的(0001)極圖中，hcp之c軸最為定向之方向(顯示聚集度之尖峰的方向)、與板厚方向所構成的角度為65°以下，藉此就能降低異向性而能確保高的加工性，並能提升尺寸精度。從板厚方向的(0001)極圖中，hcp之c軸最為定向之方向、與板厚方向所構成的角度宜為60°以下，較宜為55°以下，更宜為35°以下。hcp之c軸最為定向之方向、與板厚方向所構成的角度之下限值雖無特別限制，不過為0°以上。若以單一方向輥軋來製造鈦合金板時，則hcp之c軸最為定向之方向、與板厚方向所構成的角度之下限值為20°以上。
又，關於顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度，若施行單一方向之冷輥軋，有時會形成一種hcp軸之c軸傾向寬度方向(TD)的集合組織(Split-TD型集合組織)。Split-TD型集合組織之成型性優異，彎曲性尤其優異。因此，顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度宜為Split-TD型集合組織的20°以上且65°以下。
(0001)極圖可透過化學研磨鈦合金板樣品之觀察表面，再使用EBSD進行結晶方位解析來獲得。具體而言，於寬度方向(TD)中央位置，沿著長度方向朝板厚方向切斷鈦合金板而獲得剖面(L剖面)，將該剖面進行化學研磨，針對該剖面之(總板厚)×2mm的區域以1~2μm之間隔、2~10處左右，透過EBSD法施行結晶方位解析，藉此即可繪製出(0001)極圖。關於(0001)極圖中特定方位之聚集度的尖峰位置，是使用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逆極圖之Texture解析來算出。此時，等高線最高之位置即為聚集度之尖峰位置，尖峰位置之中聚集度最大值定為最大聚集度。另外，(0001)極圖中特定方位之聚集度表示：具有該方位之結晶粒其存在頻率相對於具有完全隨機方位分布之組織(聚集度1)之倍數為何。另外，上述說明中，將寬度方向中央位置中的L剖面定為觀察表面，不過，由於鈦合金板之結晶方位於寬度方向上是均等分布，故亦可將任意板寬位置中的L剖面定為觀察表面。
圖1是顯示本實施形態之鈦合金板從其板厚方向(ND)的(0001)極圖之一例。於圖1中，所檢測出各結晶方位之極點是因應朝向最終輥軋方向(RD)及最終輥軋寬度方向(TD)的傾斜而聚集，並於(0001)極圖中描繪聚集度之等高線。然後，圖中等高線達最高之部位即為結晶粒之尖峰P1。據此，在本實施形態中，顯示結晶粒之尖峰P1的方向、與ND所構成的角度為65°以下。一般而言，最大聚集度會是結晶粒之尖峰P1的聚集度。
又，關於本實施形態之鈦合金板，從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度亦可為10°以下。關於上述顯示聚集度的之尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度，如圖2所示，是從板厚方向的(0001)極圖中心起至顯示聚集度的尖峰的位置之方向、與寬度方向(TD)所構成的角度θ2。從製造上、及組織之觀察方法的觀點來看，上述角度宜為5°以下，較宜為3°以下。 又，關於本實施形態之鈦合金板，從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度亦可為35°以下。
[顯微組織] 本實施形態之鈦合金板其α相面積率為80%以上。本實施形態之鈦合金板為了高強度化而富含了α穩定化元素。因此，β穩定化元素添加量進一步增多時，會變得過度高強度而無法以冷軋來製造。據此，本實施形態之鈦合金板其α相面積率為80%以上。α相之面積率亦可為例如82%以上。α相之面積率之上限並無特別限制，α相之面積率例如可為100%以下，亦可為98%以下。本實施形態之鈦合金板之組織由α相及剩餘部分組織所構成；剩餘部分組織包含β相、TiFe、Ti 3Al、矽化物。
關於本實施形態之鈦合金板，其等效圓直徑1μm以上之α相的面積率大於53%。1μm以下之面積率若高，則在室溫下的延展性有時會不足，故等效圓直徑1μm以上之α相的面積率是大於53%。1μm以上之α相的面積率可為55%以上，亦可為60%以上。等效圓直徑1μm以上之α相的面積率之上限並無特別限制，等效圓直徑1μm以上之α相的面積率亦可為例如98%以下。本實施形態之鈦合金板之顯微組織為例如圖3所示者。α相之等效圓直徑之上限值並無特別限制，α相之等效圓直徑為例如20μm以下。
α相面積率、以及等效圓直徑1μm以上之α相的面積率是透過以下方法來測定。於寬度方向(TD)中央位置，沿著長度方向朝板厚方向切斷鈦合金板而獲得剖面(L剖面)，將該剖面進行化學研磨，針對該剖面之(總板厚)×200μm的區域，以步距1~5μm且以2~5個視野左右為對象，透過EBSD法施行結晶方位解析。α相可透過該EBSD之結晶方位解析來加以鑑別。對於上述區域之面積而言α相所占面積率定為α相之面積率。又，算出上述視野所觀察到的α相其等效圓直徑(面積A＝π×(粒徑D/2) 2)；等效圓直徑1μm以上之α相的合計面積相對上述區域之面積，定為等效圓直徑1μm以上之α相的面積率。等效圓直徑1μm以上之α相的結晶粒包含後述之帶狀組織。另外，上述說明中，是基於寬度方向中央位置中的L剖面來測定α相面積率、及等效圓直徑1μm以上之α相的面積率，不過，由於α相在寬度方向上是均等分布，故亦可基於任意板寬位置中的L剖面來測定α相面積率、及等效圓直徑1μm以上之α相的面積率。
本實施形態之鈦合金板宜具有下述顯微組織，該顯微組織是由縱橫比為3.0以下之等軸組織、與縱橫比大於3.0且於長度方向伸長的帶狀組織所構成；等軸組織之平均結晶粒徑為0.1μm以上且20.0μm以下，前述帶狀組織相對顯微組織之面積的面積率為10.0%以下。以下說明各組織。
關於鈦合金，若在α+β域、β域之溫度下進行熱輥軋時，如圖4所示，有時會形成所謂「帶狀組織」之組織。在此所謂帶狀組織是例如圖4所示這般，於長度方向伸長的組織。具體而言是指：結晶粒長軸/短軸所示之縱橫比大於3.0的結晶粒。本實施形態之鈦合金板有時會具有於長度方向伸長的帶狀組織。若形成帶狀組織，有時會是強度異向性之成因或成形加工時不良之成因。因此，帶狀組織宜盡可能減少。帶狀組織相對顯微組織之面積的面積率宜為10.0%以下。帶狀組織之面積率較宜為8.0%以下。另一方面，該帶狀組織宜不存在，故下限為0%。
縱橫比及帶狀組織之面積率可透過以下方式來算出。於寬度方向(TD)中央位置，沿著長度方向朝板厚方向切斷鈦合金板而獲得剖面(L剖面)，將該剖面進行化學研磨，針對該剖面之(總板厚)×200μm的區域，以步距1~5μm且以2~5個視野左右為對象，透過EBSD法施行結晶方位解析。從該EBSD之結晶方位解析結果，針對各個結晶粒算出縱橫比。之後，再算出縱橫比大於3.0之結晶粒的面積率。另外，上述說明中，是基於寬度方向中央位置中的L剖面算出縱橫比及帶狀組織之面積率，不過，帶狀組織由於在寬度方向上是均等分布，故亦可基於任意板寬位置中的L剖面來算出縱橫比及帶狀組織之面積率。
顯微組織中帶狀組織以外之剩餘部分宜為再結晶所形成之等軸組織。從成形性之觀點來看，鈦合金板宜具有等軸組織；尤其有時會活用超塑性特性來成形，故鈦合金板宜為微細粒。從成形性、超塑性之觀點來看，等軸組織之平均結晶粒徑宜為20.0μm以下。等軸組織之平均結晶粒徑較宜為15.0μm以下，更宜為10.0μm以下，再更宜為8.0μm以下。另一方面，等軸組織之平均結晶粒徑小於0.5μm時，結晶粒微細效果會使強度變得過高，延展性有時會顯著降低。結果，特別是冷環境(室溫)下之加工性有時會降低。因此，等軸組織之平均結晶粒徑宜為0.5μm以上。等軸組織之平均結晶粒徑較宜為1.0μm以上。 另外，關於等軸組織及帶狀組織，大於80%是α相，且β相是存在於α相與α相之間。
關於有無再結晶，可透過測定結晶粒之縱橫比(長軸/短軸之比)來判斷。縱橫比為3.0以下者，即可判斷該結晶粒為再結晶粒。另外，等軸組織的縱橫比之下限為1.0。
等軸組織之平均結晶粒徑可透過以下方式來算出。針對等軸組織透過EBSD測定結晶粒面積，並從該結晶粒面積求出等效圓粒徑(面積A＝π×(粒徑D/2) 2)，再將該個數基準之平均值定為等軸組織之平均結晶粒徑。
(1.3.　0.2%偏位降伏強度) 本實施形態之鈦合金板，其在25℃下長度方向的0.2%偏位降伏強度、或25℃下寬度方向的0.2%偏位降伏強度之中較低者，宜為700MPa以上。以下僅將長度方向之0.2%偏位降伏強度或寬度方向之0.2%偏位降伏強度之中較低者，稱為0.2%偏位降伏強度。在航空器領域等中多半要求的抗拉強度，是接近通常使用的α+β型鈦合金即Ti-6Al-4V其在25℃下之抗拉強度。鈦合金板在25℃下的0.2%偏位降伏強度若為700MPa以上，就能使用在要求高強度之用途上。鈦合金板在25℃下的0.2%偏位降伏強度較宜為730MPa以上。另一方面，強度過高時，冷輥軋前之熱軋板的強度也較高，因而有時會變得難以將熱軋板進行冷輥軋，冷輥軋道次數會變多而導致成本增加。又，強度過高時，凹口感受性會增高而有可能發生板斷裂。因此，鈦合金板在25℃下的0.2%偏位降伏強度宜為1200MPa以下。鈦合金板在25℃下的0.2%偏位降伏強度較宜為1150MPa以下。進一步地，鈦合金板在25℃下的0.2%偏位降伏強度若為1000MPa以下，就能更加抑制輥軋時之裂紋，故鈦合金板在25℃下的0.2%偏位降伏強度較宜為1100MPa以下。0.2%偏位降伏強度可透過依據JIS Z2241：2011之方法來測定。亦即，長度方向之0.2%偏位降伏強度及寬度方向之0.2%偏位降伏強度可透過依據JIS Z2241：2011之方法來測定。另外，在此所謂長度方向是最終輥軋方向。就所屬技術領域人員而言，要定出最終輥軋方向是比較容易的，最終輥軋方向是較為明顯的。
(1.4.　異向性) 關於本實施形態之鈦合金板，其25℃下寬度方向的0.2%偏位降伏強度σT相對25℃下長度方向的0.2%偏位降伏強度σL之比，即降伏強度比σT/σL宜為0.85以上且1.18以下。如上述般，α+β型鈦由於具有hcp相(α相)，故會隨hcp之方向而顯示出高的異向性。上述所述，一旦形成T-texture則異向性會增大，故尤其在航空器領域中有時會期望盡量減低異向性。因此，降伏強度比σT/σL越接近1.00越好，不過，降伏強度比σT/σL若為1.18以下，就可獲得較優異的成型性。降伏強度比σT/σL較宜為1.16以下，再宜為1.15以下，更宜為1.14以下。若是在長度方向及寬度方向施予冷輥軋的冷交叉輥軋，就能使降伏強度比σT/σL為0.85以上且1.10以下。冷交叉輥軋所製造出的鈦合金板，其降伏強度比σT/σL宜為0.90以上，較宜為0.95以上。又，冷交叉輥軋所製造的鈦合金板，其降伏強度比σT/σL宜為1.05以下。若是朝長度方向之單一方向冷輥軋，則會難以使降伏強度比σT/σL小於1.05，而可使其為1.05以上。另外，透過單一方向冷輥軋可製造出降伏強度比σT/σL大於1.18之鈦合金板，故σT/σL亦可大於1.18。
(1.5.　平均板厚) 本實施形態之鈦合金板其平均板厚為2.5mm以下。例如，使用含有上述化學成分的鈦素材，透過後述的鈦合金板之製造方法，即可將鈦合金板之平均板厚作成2.5mm以下。Al含量大於4.0%且為6.6%以下之鈦素材，其變形阻力大，故透過一般的輥軋機來製造薄板時，有時會超出輥軋機的容許荷重。因此，難以製造出含有上述化學成分且板厚2.5mm以下的鈦合金板。又，在不使用疊板輥軋就施行熱輥軋之情況下，板厚若變薄，則溫度會急速降低，因而變形阻力會增大。因此，將高強度材予以熱輥軋時，有時會超出輥軋機之容許荷重，而難以將平均板厚作到2.5mm以下。另一方面，本實施形態之鈦合金板其平均板厚之下限雖無特別限制，但就具有上述強度的這種鈦合金而言，現實上平均板厚多半為0.1mm以上。因此，本實施形態之鈦合金板其平均板厚宜為0.1mm以上。本實施形態之鈦合金板其厚度宜為2.0mm以下，較宜為1.5mm以下。又，本實施形態之鈦合金板其平均板厚較宜為0.2mm以上。
在此，參照圖5來說明平均板厚之測定方法。針對寬度方向(TD)中央位置、以及寬度方向之兩端起算分別為板寬1/4之距離的位置，使用X射線、測微器(micrometer)或卡尺(caliper)，於長度方向空出1m以上之間隔，測定5處以上之各位置的板厚，再將所測得之板厚平均值作為平均板厚。
(1.6.　板厚尺寸精度) 關於本實施形態之鈦合金板，其板厚之尺寸精度(以下有時僅將板厚之尺寸精度稱為板厚尺寸精度。)相對於平均板厚宜為5.0%以下。在疊板輥軋中，是將被鋼材包覆的複數積層鈦材予以熱輥軋而製造出鈦合金薄板，不過，複數積層的鈦材其變形阻力會隨溫度分布而大幅變化，因而難以製造出板厚均等的薄板。惟，本實施形態之鈦合金板如後述般，由於是經由冷輥軋來製造，故能作成板厚尺寸精度優異的鈦合金薄板。關於本實施形態之鈦合金板之尺寸精度，宜相對於平均板厚為4.0%以下，較宜相對於平均板厚為2.0%以下。
板厚尺寸精度是透過以下方法來測定。針對寬度方向(TD)中央位置、以及寬度方向之兩端起算分別為板寬1/4之距離的位置，使用X射線、測微器或卡尺，於長度方向空出1m以上之間隔，測定5處以上之各位置的板厚。使用實際測得之板厚d與上述平均板厚dave，透過下述式(101)算出a’之最大值，並以該最大值作為板厚尺寸精度a。 a’＝(d-dave)/dave×100　…式(101)
以上，說明了本實施形態之鈦合金板。本實施形態之鈦合金板由於具有上述化學成分及金屬組織，因而具有高強度。以上所說明之本實施形態的鈦合金板可透過任何方法來製造，不過亦可透過例如以下說明之本實施形態的鈦合金板之製造方法來製造。
＜2.　鈦合金板之製造方法＞ 本實施形態之鈦合金板之製造方法包含：製造鈦合金胚料(slab)的胚料製造步驟、將鈦合金胚料予以熱輥軋的熱輥軋步驟、及將熱輥軋步驟後之鈦材予以冷輥軋的冷輥軋步驟；並視需要含有：將冷輥軋步驟後之鈦材予以調質輥軋或抗拉矯正的調質輥軋・抗拉矯正步驟。以下，針對本實施形態之鈦合金板之製造方法的各步驟進行說明。在冷輥軋步驟中，進行單一方向冷輥軋或冷交叉輥軋；所述單一方向冷輥軋是對熱輥軋步驟後之鈦材僅於長度方向施行一次以上冷輥軋道次，所述冷交叉輥軋是對上述鈦材於長度方向及寬度方向施行冷輥軋道次。以下，在冷輥軋步驟中，對於熱輥軋步驟後之鈦材施行單一方向冷輥軋者作為第1製造方法來說明；對於熱輥軋步驟後之鈦材施行冷交叉輥軋者作為第2製造方法來說明。
[第1製造方法] (2.1.　胚料製造步驟) 在胚料製造步驟中，製造鈦合金胚料。鈦合金胚料之製造方法並無特別限制，例如可透過以下順序來製造。首先，透過真空電弧熔煉法、電子束熔煉法或透過電漿熔煉法等爐膛熔煉法等的各種熔解法，從海綿鈦製作出鑄錠。接著，在α相高溫域或α+β二相域、β相單相域之溫度，將所得之鑄錠進行熱鍛造，藉此即可獲得鈦合金胚料。另外，對於鈦合金胚料，亦可視需要而施予洗淨處理、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輥軋。所製造出的鈦合金胚料以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%。
(2.2.　熱輥軋步驟) 在熱輥軋步驟中，是將鈦合金胚料加熱後，予以熱輥軋。例如，將鈦合金胚料加熱至β變態點T β℃以上之溫度範圍後，以合計軋縮率達80%以上之方式施行輥軋即可。惟，若是從α+β相之溫度區域以下的溫度開始進行熱輥軋，則鈦合金胚料會產生裂紋，或者，即使沒有裂紋也無法獲得上述金屬組織。因此，在本步驟中，是從β相之溫度區域開始進行熱輥軋。又，熱輥軋後當下之溫度即精加工溫度是設為α+β相之溫度區域，雖會因鈦合金胚料之組成而有所不同，不過例如設為(T β-250)℃以上且(T β-50)℃以下；還可進行熱輥軋並以一次熱輥軋使軋縮率計達到上述軋縮率，亦可透過複數次熱輥軋進行熱輥軋至達到上述軋縮率。本熱輥軋步驟後之鈦材以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%。
另外，在本說明書中，「β變態點」意指：將鈦合金從β相單相域冷卻時，開始生成α相之界線溫度。β變態點可從狀態圖來取得。狀態圖可透過例如CALPHAD(Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry)法來取得。具體而言，可使用Thermo-Calc Sotware AB公司之統合型熱力學計算系統即Thermo-Calc、及預定數據庫(TI3)，並透過CALPHAD法而取得鈦合金之狀態圖，算出β變態點。
在熱輥軋步驟中，可使用已知的連續熱輥軋設備而將鈦合金胚料予以連續性的熱輥軋。使用連續熱輥軋設備時，鈦合金胚料在熱輥軋後會以捲取機來捲取，作成鈦合金熱軋捲材。因此，熱輥軋步驟後之鈦材包含：板狀鈦材、及比板狀鈦材還長型的捲材狀鈦材。
上述熱輥軋步驟後之鈦材亦可視需要，以已知方法施予退火、以酸洗或切削來除去氧化物鏽皮等、或施予洗淨處理等。例如，熱輥軋步驟後之鈦材在650℃以上且800℃以下之溫度，退火20分鐘以上且90分鐘以下之時間。藉此，可使熱輥軋板之未再結晶粒以微細再結晶粒形式析出，並可使最終獲得之鈦合金板的金屬組織中的結晶更為均等且微粒。另外，退火亦可在大氣氣體環境、非活性氣體環境或真空氣體環境之任一者下進行。
另外，上述鈦合金板之製造方法中，熱輥軋步驟後之鈦材對應於本揭示之鈦素材。
(2.3.　冷輥軋步驟) 在本步驟中，對於熱輥軋步驟後之鈦材，於其長度方向實施一次以上的冷輥軋道次。冷輥軋步驟中冷輥軋道次每一次之輥軋率大於30%，並且，合計輥軋率為60%以上。透過本冷輥軋步驟，hcp之c軸靠近ND。惟，冷輥軋道次每一次之輥軋率及合計輥軋率過低時，則結晶方位幾乎不會改變，而顯示聚集度之尖峰的方向與板厚方向所構成的角度不會在65°以下。此時，鈦合金板之異向性便不會獲得改善。又，上述帶狀組織雖是因熱輥軋而形成，不過，熱輥軋後之冷輥軋中冷輥軋道次每1次的冷軋率及合計冷軋率低時，帶狀組織不會受到破壞而會殘存於鈦材中。因此，冷輥軋步驟中冷輥軋道次每一次之輥軋率大於30%，並且，合計輥軋率為60%以上。合計輥軋率宜為70%以上。
另外，在此所謂一次的冷輥軋道次，是指：連續實施的冷輥軋。冷輥軋道次具體而言是指：從熱輥軋步驟後起至鈦材達最終製品厚度為止的冷輥軋；或者，在熱輥軋步驟後實施後述調質輥軋步驟時是指：從熱輥軋步驟後起至調質輥軋步驟前為止的冷輥軋。惟，在冷輥軋步驟中實施中間退火處理時，則將熱輥軋步驟後至中間退火處理為止的冷輥軋、從中間退火處理起至鈦材達最終製品厚度或至調質輥軋步驟前為止的冷輥軋，分別稱為冷輥軋道次。又，實施複數次中間退火處理時，從前面的中間退火處理起至後面的中間退火處理為止的冷輥軋也稱為冷輥軋道次。另外，若每一次之輥軋率大於30%，則以冷輥軋機所進行的各個輥軋率亦可以任意比例來進行。
在本冷輥軋步驟中，將長型的熱軋板或輥軋方向上更為長型的熱軋捲材的這類鈦材予以輥軋，藉此就能減低製造成本。
冷輥軋溫度宜為500℃以下。冷輥軋溫度若為500℃以下，就能獲得高的尺寸精度，並且，冷輥軋時結晶粒會微細化而變得容易展現出超塑性特性。冷輥軋溫度較宜為400℃以下。冷輥軋溫度之下限並無特別限制，冷輥軋溫度可設為例如室溫以上。在此的室溫是企圖為0℃以上。
[中間退火步驟] 在冷輥軋步驟中施行複數次冷輥軋道次時，在複數次冷輥軋道次之間宜具有將鈦材予以退火的中間退火步驟。在中間退火步驟中，宜以下述方式將冷輥軋步驟之中間材予以退火：退火溫度T為600℃以上且(T β-50)℃以下，並且，退火溫度T(℃)與退火溫度T中的保持時間t(秒)滿足下述式(102)。另外，下述式(102)之(T+273.15)×(Log 10(t)+20)是拉森-米勒參數(Larson-Miller parameter)。 22000≦(T+273.15)×(Log 10(t)+20)≦27000　…式(102) 其中，T β為β變態點(℃)。
[最終退火步驟] 最終退火步驟是對於最後之冷輥軋道次後的鈦材施予退火處理的步驟。最終退火步驟中的退火條件雖無特別限制，不過為了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，並且，退火溫度T(℃)與退火溫度T中的保持時間t(秒)宜滿足上述式(102)。
以上述條件實施中間退火步驟及最終退火步驟，藉此未結晶粒會再結晶且α相之c軸會靠近ND方向。藉此，就能減低鈦合金板之異向性。又，顯微組織中過量的帶狀組織會因再結晶而消滅。另一方面，退火溫度為β變態點T β以上時，會發生從β相至α相的相變態，因此所生成的α相會變成針狀組織。又，即使退火溫度為β變態點正下方，也仍會形成等軸組織與針狀組織混合存在的雙模態(bimodal)組織。針狀組織及雙模態組織是導致冷輥軋時之內部裂紋、邊部裂紋的原因。此外，針狀組織或雙模態組織多半會變成粗大粒而難以展現出超塑性特性。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，並且，將退火溫度T與退火時間t界定成：退火溫度T與退火時間t滿足上述式(102)，藉此就能透過再結晶，使α相之c軸靠近ND方向而更進一步減低鈦合金板之異向性，並且，能更進一步減低顯微組織中的帶狀組織。此外，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，並且，將退火溫度T與退火時間t界定成：退火溫度T與退火時間t滿足上述式(102)，藉此微細等軸組織會增加，冷輥軋時之內部裂紋、邊部裂紋會受到抑制，還變得容易展現出超塑性特性。
(2.4.　調質輥軋・抗拉矯正步驟) 經過上述冷輥軋步驟雖可製造出鈦合金板，不過，冷輥軋步驟後之鈦合金板視需要宜施予調質輥軋來調整機械特性或施予抗拉矯正來矯正形狀。調質輥軋中的軋縮率宜為10%以下，抗拉矯正中的拉伸率宜為5%以下。另外，若無必要，亦可不實施調質輥軋及抗拉矯正。
依照第1製造方法，使用上述鈦合金板之素材所製造出的熱輥軋板，其於長度方向施行一次以上冷輥軋的冷輥軋步驟中，冷輥軋中每一次之輥軋率大於30%，並且，合計輥軋率為60%以上，藉此所獲得的鈦合金板，其從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用EBSD法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為65°以下。又，依照第1製造方法，可使鈦合金板之平均板厚為2.5mm以下，並且，相對於平均板厚，板厚之尺寸精度可設為5.0%以下。
又，依照第1製造方法，鈦合金板之金屬組織就會具有下述顯微組織，該顯微組織是由縱橫比為3.0以下之等軸組織、與縱橫比大於3.0且於長度方向伸長的帶狀組織所構成；等軸組織之平均結晶粒徑為0.1μm以上且20.0μm以下，前述帶狀組織相對顯微組織之面積的面積率為10.0%以下。藉此，鈦合金板可更進一步減低異向性。 又，依照第1製造方法，可使寬度方向之0.2%偏位降伏強度相對長度方向之0.2%偏位降伏強度的比為1.05以上且1.18以下。
又，依照第1製造方法，透過冷輥軋會使結晶粒微細化而變得容易展現出超塑性特性，鈦合金板在薄板成型中的加工性就會變得優異。
依照本實施形態之鈦合金板之製造方法，由於包含單一方向之冷輥軋步驟，故可製造出長型的鈦合金板、鈦合金捲材。因此，上述之製造方法亦可說是鈦合金捲材之製造方法。據此，上述製造方法所製造出的鈦合金捲材會具有與本揭示之鈦合金板同樣的特徴，此理自是不言而喻。具體而言，本揭示之鈦合金捲材以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；α相之面積率為80%以上，等效圓直徑為1μm以上之α相的面積率大於53%；從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為65°以下；平均板厚為2.5mm以下。
另外，在製造鈦合金捲材之情況下，上述「長度方向」是對應於鈦合金捲材之長度方向，「寬度方向」則是對應於鈦合金捲材其輥軋面中垂直於長度方向之方向。 至此，第1製造方法說明完畢。
[第2製造方法] 接著說明第2製造方法。關於第2製造方法，其冷輥軋步驟與第1製造方法不同，其他步驟則與第1製造方法相同。因此，在此針對冷輥軋步驟詳細說明，其他步驟之說明則省略。
第2製造方法中的冷輥軋步驟是冷交叉輥軋步驟，其對於熱輥軋步驟後之鈦材在長度方向及寬度方向施行冷輥軋道次。
本步驟中長度方向輥軋及寬度方向輥軋皆包含在內的合計輥軋率為60%以上。本步驟中最終輥軋方向定為長度方向，垂直於長度方向之方向定為寬度方向。合計輥軋率若為60%以上，則hcp之c軸就會變得更朝ND定向，而能製造出異向性低的鈦合金薄板。輥軋率越大，則鈦合金薄板之α相的c軸就越朝板厚方向靠近且聚集度也會增大，故輥軋率之上限並未限制。
交叉輥軋比並無特別限制，例如為0.05以上且20.00以下。在此所謂交叉輥軋比，是指：板厚從4mm至達目標板厚為止所施加的長度方向輥軋率相對寬度方向輥軋率(長度方向輥軋率/寬度方向輥軋率)。該交叉輥軋比若為0.05以上且20.00以下，hcp之c軸就會變得更朝ND定向，而能製造出異向性低的薄板。還能減少過量生成的帶狀組織。交叉輥軋比更宜為0.07以上且15.00以下。
關於冷輥軋道次每1次之輥軋率，若合計輥軋率為60%以上則無特別限制。另外，在此所謂1次冷輥軋道次，是指：對於熱輥軋板連續實施之長度方向冷輥軋或寬度方向冷輥軋。據此，在本冷交叉輥軋步驟中，對於熱輥軋板分別實施複數次長度方向冷輥軋及寬度方向冷輥軋時，其合計次數即為冷輥軋道次數。例如，對於熱輥軋板實施1次長度方向冷輥軋及1次寬度方向冷輥軋時，冷輥軋道次數即為2次。在第2製造方法中，亦可實施數次長度方向輥軋或寬度方向輥軋。又，板厚可為4mm以下，亦可施行再加熱等。又，亦可每一次施行朝向長度方向的熱輥軋1次或數次，便施行朝向寬度方向的熱輥軋。 又，朝向寬度方向之輥軋亦可在任何時機施行。
冷輥軋道次每1次之輥軋率並無特別限制，例如可設為5%以上。冷輥軋道次每1次之輥軋率宜為10%以上，較宜為20%以上。又，冷輥軋道次每1次之輥軋率可為80%以下，亦可為75%以下。
冷交叉輥軋步驟中的輥軋溫度宜為500℃以下。輥軋溫度若為500℃以下，便能獲得高的尺寸精度，並且，輥軋時結晶粒會微細化。輥軋溫度較宜為400℃以下。冷輥軋溫度之下限並無特別限制，冷輥軋溫度例如可設為室溫以上。在此的室溫是企圖為0℃以上。
依照第2製造方法所獲得的鈦合金板，其從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為35°以下，寬度方向之0.2%偏位降伏強度相對長度方向之0.2%偏位降伏強度的比為0.85以上且1.10以下。透過施行數次長度方向輥軋道次及寬度方向輥軋道次，能使寬度方向之0.2%偏位降伏強度相對長度方向之0.2%偏位降伏強度的比更接近1.00。
又，在鈦素材富含V等的β相穩定化元素之情況下，若於β域或於β相比例高之α+β高溫域的溫度下，高速朝單一方向進行熱輥軋，則會易於形成T-texture，鈦合金薄板之異向性容易增大。惟，依照第2製造方法，由於實施冷交叉輥軋，因此即使是在鈦素材含有V等的β相穩定化元素之情況下，也能抑制T-texture形成。結果，就能製造出異向性低的鈦合金板。
又，依照第2製造方法，鈦合金板之金屬組織就會具有下述顯微組織，該顯微組織是由縱橫比為3.0以下之等軸組織、與縱橫比大於3.0且於長度方向伸長的帶狀組織所構成；等軸組織之平均結晶粒徑為0.1μm以上且20.0μm以下，前述帶狀組織相對顯微組織之面積的面積率為10.0%以下。藉此，鈦合金板可更進一步減低異向性。 [實施例]
以下，一邊例示實施例，一邊具體說明本揭示之實施形態。另外，以下所示實施例僅是本揭示之一例，本揭示並不受限於下述之舉例。
(實施例1) 1.　鈦合金板之製造 首先，透過真空電弧熔煉(VAR：Vacuum Arc Remelting)、電子束熔煉(EBR：Electron Beam Remelting)、或電漿熔煉(PAM：Prasma Arc Melting)之任一者，製造出具有表1所示化學成分且作為鈦合金板素材之鈦合金鑄錠，然後再透過分塊輥軋或鍛造製造出厚度150mm×寬度800mm×長度5000mm之鈦合金胚料。之後，對於此等鈦合金胚料施以熱輥軋、熱軋板退火、珠粒噴擊(shot blasting)及酸洗，作成厚度4mm之熱軋板。關於熱輥軋，是加熱至1050~1100℃以使鈦合金胚料之溫度達β變態點T β以上，並從該溫度開始進行熱輥軋，再設為800~950℃以使精加工溫度為β變態點T β以下。另外，表1記載元素以外者是Ti及不純物。
關於熱軋板之化學成分，是透過ICP發光分光分析來測定Al、Fe、Si、Ni、Cr、Mn、V。關於O及N，是使用氧・氮同時分析裝置並透過非活性氣體熔融、熱傳導度・紅外線吸收法來測定。關於C，則是碳硫同時分析裝置並透過紅外線吸收法來測定。所製造出的熱軋板其各自之化學成分是等同於表1所示鈦合金胚料之化學成分。又，關於表1所示鈦素材A~P，是使用Thermo-Calc Sotware AB公司之統合型熱力學計算系統即Thermo-Calc、及預定數據庫(TI3)，並透過CALPHAD法而取得鈦合金之狀態圖，算出β變態點T β。
[表1]
Figure 02_image001
接著，針對所得之熱軋板，以表2所示條件施行冷輥軋步驟。關於表2之發明例1~18、30、及比較例3是如下的例子：反覆實施冷輥軋道次每一次之輥軋率定為35~60%之冷輥軋與表2所示條件之中間退火，並冷輥軋至合計輥軋率達70~94%為止。關於發明例19是如下的例子：反覆實施冷輥軋道次每一次之輥軋率定為35%之冷輥軋與表2所示條件之中間退火，並冷輥軋至合計輥軋率達60%為止。關於發明例20是如下的例子：將冷輥軋溫度定為300℃來實施冷輥軋。關於發明例21是如下的例子：反覆實施冷輥軋道次每一次之輥軋率定為40%之冷輥軋與表2所示條件之中間退火，並冷輥軋至合計輥軋率達78%為止。發明例21中的中間退火步驟並不滿足上述式(102)。關於發明例22及23是如下的例子：不進行中間退火而實施輥軋率分別定為75%及60%之冷輥軋。關於發明例24~26是如下的例子：將第一次冷輥軋道次之輥軋率定為75%而進行冷輥軋後，以表2所示條件實施中間退火，接著再將第二次冷輥軋道次之輥軋率定為50%而進行冷輥軋，並將合計輥軋率定為88%。關於發明例27~29是如下的例子：將第一次冷輥軋道次之輥軋率定為50%而進行冷輥軋後，以表2所示條件實施第一次中間退火，再將第二次冷輥軋道次之輥軋率定為50%而施行冷輥軋，並於第二次冷輥軋道次後，以表2所示條件施行第二次中間退火，再將第三次冷輥軋道次之輥軋率定為60%而實施冷輥軋，並將合計輥軋率定為90%。參考例是不實施冷輥軋步驟的熱軋板。關於比較例1是如下的例子：每一次之輥軋率為20%，合計輥軋率為59%。關於比較例2是如下的例子：合計輥軋率為50%。比較例4使用了Al含量高的鈦素材O，其在熱軋後於冷軋時產生了表面裂紋及嚴重的邊部裂紋。因此，在比較例4中，並未施行中間退火及最終退火。另外，表2中，「T β」為β變態點，「拉森-米勒參數」為(T+273.15)×(Log 10(t)+20)之值。又，表2中「模式A」是表示下述冷輥軋模式：第一次冷輥軋道次之輥軋率定為75%、第二次冷輥軋道次之輥軋率定為50%，進行冷輥軋。表2中「模式B」則表示下述冷輥軋模式：第一次冷輥軋道次之輥軋率定為50%、第二次冷輥軋道次之輥軋率定為50%、第三次冷輥軋道次之輥軋率定為60%，進行冷輥軋。
[表2]
Figure 02_image003
2.　評價 針對各發明例、參考例及比較例之鈦合金板，進行了以下項目之評價。
2.1.　化學成分 透過與熱軋板化學成分之測定方法相同的方法，來測定各發明例、參考例及比較例之鈦合金板之化學成分。
2.2.　聚集度之尖峰位置 將各發明例、參考例及比較例之鈦合金板樣品的觀察表面予以化學研磨，並使用電子背向散射繞射法進行結晶方位解析，藉此獲得(0001)極圖。具體而言，於各樣品之寬度方向(TD)中央位置，將L剖面進行化學研磨，於該剖面中，針對(總板厚)×2mm之區域，以1~2μm之間隔並以2~10視野左右為對象，透過EBSD法進行結晶方位解析而繪製出(0001)極圖。關於(0001)極圖中特定方位之聚集度的尖峰位置，則是使用TSL Solutions製之OIM Analysis軟體，將該數據透過使用球諧函數法而得逆極圖之Texture解析(展開指數＝16，高斯半值寬＝5°)來算出。
2.3.　α相面積率、及等效圓直徑1μm以上之α相的面積率 α相面積率、及等效圓直徑1μm以上之α相的面積率是透過以下方法來測定。於寬度方向(TD)中央位置，朝寬度方向垂直切斷鈦合金板而獲得剖面，將該剖面進行化學研磨，針對該剖面之(總板厚)×200μm的區域，以步距1~5μm且以2~5個視野左右為對象，透過EBSD法進行結晶方位解析。對於上述區域之面積而言α相所占面積率定為α相之面積率。又，算出上述視野所觀察到的α相其等效圓直徑(面積A＝π×(粒徑D/2) 2)；等效圓直徑1μm以上之α相的合計面積相對上述區域之面積，定為等效圓直徑1μm以上之α相的面積率。等效圓直徑1μm以上之α相的結晶粒包含後述之帶狀組織。
2.4.　縱橫比及帶狀組織面積率 於寬度方向(TD)中央位置，朝寬度方向垂直切斷鈦合金板之樣品而獲得剖面，將該剖面進行化學研磨，針對該剖面之(總板厚)×200μm的區域，以步距1~5μm且以2~5個視野左右為對象，透過EBSD法進行結晶方位解析。從該EBSD之結晶方位解析結果，針對各個結晶粒算出縱橫比。算出縱橫比大於3.0之結晶粒的面積率，作為帶狀組織面積率。
2.5.　等軸組織之平均結晶粒徑 關於等軸組織之平均結晶粒徑，是針對等軸組織透過EBSD測定結晶粒面積，並從該結晶粒面積求出等效圓粒徑(面積A＝π×(粒徑D/2) 2)，再將該個數基準之平均值定為等軸組織之平均結晶粒徑。
2.6.　0.2%偏位降伏強度 關於各發明例、參考例及比較例之鈦合金板在25℃下的0.2%偏位降伏強度，是根據JIS Z 2241：2011來測定。
2.7.　平均板厚dave 各發明例、參考例及比較例之鈦合金板之平均板厚dave透過以下方法來測定。針對所製造之各鈦合金板其寬度方向中央位置、以及寬度方向之兩端起算分別為板寬1/4之距離的位置，使用X射線、測微器或卡尺，於長度方向空出1m以上之間隔，測定5處以上之各位置的板厚，所測得之板厚平均值作為平均板厚dave。
2.8.　板厚尺寸精度a 關於各發明例、參考例及比較例之鈦合金板之板厚尺寸精度a，是使用上述方法所實際測得之板厚d與上述平均板厚dave，透過下述式(101)算出a’之最大值，並以該最大值作為尺寸精度a。 a’＝(d-dave)/dave×100　…式(101)
3.　結果 上述評價結果列式於表3。另外，表3所示「θ」是指下述角度：從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度。又，表3所示「θ2」是指下述角度：從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，從極圖中心至顯示該尖峰的方向、與板寬方向所構成的角度。
[表3]
Figure 02_image005
關於發明例1~30、參考例、及比較例1~4之任一者，所製造出的鈦合金板之Al、Fe、Si、Ni、Cr、Mn、V、O、N及C含量皆與各自使用之熱軋板所含上述元素含量相等。
關於發明例1~20，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ為65°以下，上述顯示聚集度之尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度θ2為0°。又，等軸組織之平均結晶粒徑為0.1μm以上且20.0μm以下，帶狀組織之面積率為10%以下。α相之面積率皆為80%以上；等效圓直徑為1μm以上之α相，其面積率大於53%。平均板厚為1.0~1.2mm，尺寸精度為0.8~4.5%。又，25℃下長度方向0.2%偏位降伏強度為700MPa以上；25℃下寬度方向的0.2%偏位降伏強度σT相對25℃下長度方向的0.2%偏位降伏強度σL之比，即降伏強度比σT/σL為1.05以上且1.18以下。
關於發明例21，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ為49°，上述顯示聚集之尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度θ2為0°。又，等軸組織之平均結晶粒徑為1.8μm，帶狀組織之面積率為5.0%。α相之面積率為88%以上；等效圓直徑為1μm以上之α相，其面積率為88%。平均板厚為0.9mm，尺寸精度為2.0%。又，25℃下的0.2%偏位降伏強度為805MPa，降伏強度比σT/σL為1.12。
關於發明例22及23，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ皆為50°，上述顯示聚集度之尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度θ2為0°。又，發明例22之等軸組織的平均結晶粒徑為3.5μm，發明例23之等軸組織的平均結晶粒徑為10.5μm。帶狀組織之面積率分別為15.0%及20.0%。α相之面積率皆為80%以上；等效圓直徑為1μm以上之α相，其面積率大於53%。平均板厚為1.0mm及1.6mm，尺寸精度為2.0%及2.5%。又，25℃下的0.2%偏位降伏強度為700MPa以上，降伏強度比σT/σL為1.11及1.15。
關於發明例24~26，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ為65°以下，上述顯示聚集度之尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度θ2為0°。又，等軸組織之平均結晶粒徑為0.1μm以上且20.0μm以下，帶狀組織之面積率為10%以下。α相之面積率皆為80%以上；等效圓直徑為1μm以上之α相，其面積率大於53%。平均板厚皆為0.5mm，尺寸精度皆為1.0。又，25℃下長度方向0.2%偏位降伏強度為700MPa以上，降伏強度比σT/σL為1.05以上且1.18以下。
關於發明例27~29，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ為65°以下，上述顯示聚集度之尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度θ2為0°。又，等軸組織之平均結晶粒徑為0.1μm以上且20.0μm以下，帶狀組織之面積率為10%以下。α相之面積率皆為80%以上；等效圓直徑為1μm以上之α相，其面積率大於53%。平均板厚皆為0.4mm，尺寸精度皆為1.0%以下。又，長度方向0.2%偏位降伏強度為700MPa以上，降伏強度比σT/σL為1.05以上且1.18以下。
關於發明例30，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ為45°，上述顯示聚集度之尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度θ2為0°。又，等軸組織之平均結晶粒徑為3.5μm，帶狀組織之面積率為5.0%。α相之面積率為85%以上；等效圓直徑為1μm以上之α相，其面積率為80%。平均板厚為1.0mm，尺寸精度為1.5%。又，0.2%偏位降伏強度為800MPa，降伏強度比σT/σL為1.14。
關於參考例，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ大於65°。因此，降伏強度比σT/σL大於1.18，顯示出強烈的異向性。
又，關於比較例1，其每一次之輥軋率低至20%，又，合計輥軋率亦低至59%。因此，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ大於65°。因此，降伏強度比σT/σL大於1.18，顯示出強烈的異向性。又，關於比較例2，每一次之輥軋率雖為50%，但未反覆實施中間退火、冷輥軋，合計輥軋率低至50%。因此，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ大於65°。因此，降伏強度比σT/σL大於1.18，顯示出強烈的異向性。比較例3由於Al含量低，故0.2%偏位降伏強度低至598MPa。比較例4則如上所述，於冷軋時產生表面裂紋及嚴重的邊部裂紋。
(實施例2) 以與實施例1同樣方式，製造出具有表1之A、B、C、E、及M所示化學成分且厚度4mm之熱軋板。
厚度 接著，針對所得之熱軋板，以表4所示條件施行冷輥軋步驟。關於表2之發明例31~37，是將冷輥軋道次每1次之輥軋率定為5%以上，且施行複數次冷輥軋道次以達到表4所示合計輥軋率。關於表4之發明例31~35是如下的例子：反覆實施25℃之輥軋溫度下的複數次冷輥軋道次與表2所示條件之中間退火，冷環境下交叉輥軋至合計輥軋率達60~75%為止。中間退火是在680~900℃之溫度下進行60~28800s，最終退火是在650~930℃之溫度下進行120~28800s。發明例32~36之交叉輥軋比定為0.4~7.0。關於發明例36是如下的例子：反覆實施400℃之輥軋溫度下的複數次冷輥軋道次與表4所示條件之中間退火，冷環境下交叉輥軋至合計輥軋率達75%為止。中間退火是在800℃之溫度下進行120s，最終退火是在850℃之溫度下進行120s。發明例36之交叉輥軋比定為13.0。關於發明例37是如下的例子：反覆實施25℃之輥軋溫度下的複數次冷輥軋道次與表4所示條件之中間退火，冷環境下交叉輥軋至合計輥軋率達62%為止。中間退火是在800℃之溫度下進行120s，最終退火是在850℃之溫度下進行120s。發明例37之交叉輥軋比定為0.17。此時，關於交叉方向之輥軋，是一邊因應軋輥寬度適宜裁切成可供輥軋之尺寸一邊進行。
[表4]
Figure 02_image007
針對各發明例之鈦合金板，以與實施例1同樣方法，進行了與實施例1相同項目的評價。評價結果列示於表5。
[表5]
Figure 02_image009
關於發明例31~37，(0001)極圖中顯示聚集度之尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度θ為35°以下。又，等軸組織之平均結晶粒徑為0.1μm以上且10.0μm以下，帶狀組織之面積率為10%以下。α相之面積率皆為80%以上；等效圓直徑為1μm以上之α相，其面積率大於53%。平均板厚為1.0~1.8mm，尺寸精度為1.5~3.5%以下。又，25℃下的0.2%偏位降伏強度為700MPa以上；25℃下寬度方向的0.2%偏位降伏強度σT相對25℃下長度方向的0.2%偏位降伏強度σL之比，即降伏強度比σT/σL為0.85以上且1.10以下。
以上，詳細說明了本揭示適宜的實施形態，不過本揭示並不受限於相關舉例。瞭解的是，只要是本揭示所屬技術領域中具有通常知識者，自然是能從申請專利範圍所記載之技術思想的範圍內中想出各種變更例或修正例，此等當然亦屬於本揭示之技術的範圍內。
TD:寬度方向 RD:輥軋方向 P1:尖峰 θ2:角度
圖1是本揭示之一實施形態的鈦合金板從其板厚方向(ND)的(0001)極圖之一例。 圖2是用以說明顯示聚集度之尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度之圖。 圖3是顯示該實施形態之鈦合金板其光學顯微鏡照片之一例的圖。 圖4是顯示帶狀組織之一例的光學顯微鏡照片。 圖5是用以說明平均板厚之測定方法的示意圖。
TD:寬度方向
RD:輥軋方向
P1:尖峰

Claims (14)

  1. 一種鈦合金板，其以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；其α相之面積率為80%以上，等效圓直徑為1μm以上之α相的面積率大於53%；從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為65°以下；平均板厚為2.5mm以下。
  2. 如請求項1的鈦合金板，其具有下述顯微組織，該顯微組織是由縱橫比為3.0以下之等軸組織、與縱橫比大於3.0且於長度方向伸長的帶狀組織所構成；前述等軸組織之平均結晶粒徑為0.1μm以上且20.0μm以下；前述帶狀組織相對前述顯微組織之面積的面積率為10.0%以下。
  3. 如請求項1或2的鈦合金板，其以質量%計含有下述任一者：Fe：0.5%以上且2.3%以下，或，V：2.5%以上且4.5%以下。
  4. 如請求項1或2的鈦合金板，其以質量%計含有下述成分來取代前述Fe或前述V之一部分：選自Ni：小於0.15%、Cr：小於0.25%、及Mn：小於0.25%所構成群組之1種或2種以上。
  5. 如請求項1或2的鈦合金板，其中，25℃下長度方向的0.2%偏位降伏強度、或25℃下寬度方向的0.2%偏位降伏強度之中較低者為700MPa以上且1200MPa以下。
  6. 如請求項1或2的鈦合金板，其中，從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與寬度方向所構成的角度為10°以下；寬度方向之0.2%偏位降伏強度相對長度方向之0.2%偏位降伏強度的比為1.05以上且1.18以下。
  7. 如請求項1或2的鈦合金板，其中，從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為35°以下；寬度方向之0.2%偏位降伏強度相對長度方向之0.2%偏位降伏強度的比為0.85以上且1.10以下。
  8. 如請求項1或2的鈦合金板，其中，相對於前述平均板厚，板厚之尺寸精度為5.0%以下。
  9. 一種鈦合金捲材，其以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、 Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；其α相之面積率為80%以上，等效圓直徑為1μm以上之α相的面積率大於53%；從板厚方向的(0001)極圖中，針對使用背向散射電子繞射法之球諧函數法而得的逆極圖，以展開指數為16、高斯半值寬為5°時之Texture解析來算出聚集度的尖峰，顯示該尖峰的方向、與板厚方向所構成的角度為65°以下；平均板厚為2.5mm以下。
  10. 一種鈦合金板之製造方法，是製造如請求項1至8中任1項的鈦合金板之方法，並具有以下步驟：冷輥軋步驟：於鈦素材之長度方向施行一次以上的冷輥軋道次，該鈦素材以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；及 最終退火步驟：將最後的前述冷輥軋道次後之前述鈦素材予以退火；其中前述冷輥軋步驟中前述冷輥軋道次每一次之輥軋率大於30%，並且，合計輥軋率為60%以上。
  11. 如請求項10的鈦合金板之製造方法，其中，前述冷輥軋步驟若是施行複數次前述冷輥軋道次時，則在複數次前述冷輥軋道次之間含有將前述鈦素材予以退火的中間退火步驟；前述中間退火步驟及前述最終退火步驟之退火條件為如下之條件：退火溫度為600℃以上且(Tβ-50)℃以下，並且，前述退火溫度T(℃)與前述退火溫度中的保持時間t(秒)滿足下述式(1)：22000≦(T+273.15)×(Log10(t)+20)≦27000…式(1)其中，Tβ為β變態點(℃)。
  12. 一種鈦合金板之製造方法，是製造如請求項1至8中任1項的鈦合金板之方法，並具有以下步驟：冷交叉輥軋步驟：於鈦素材之長度方向及寬度方向施行冷輥軋道次，該鈦素材以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；及最終退火步驟：將前述冷交叉輥軋步驟後之鈦素材予以退火；其中前述冷交叉輥軋步驟中的合計輥軋率為60%以上；前述長度方向之輥軋率相對前述寬度方向之輥軋率的比即交叉輥軋比為0.05以上且20.00以下。
  13. 如請求項12的鈦合金板之製造方法，其中，前述冷交叉輥軋步驟若是施行複數次前述冷輥軋道次時，則在複數次前述冷輥軋道次之間含有將 前述鈦素材予以退火的中間退火步驟；前述中間退火步驟及前述最終退火步驟之退火條件為如下條件：退火溫度為600℃以上且(Tβ-50)℃以下，並且，前述退火溫度T(℃)與前述退火溫度中的保持時間t(秒)滿足下述式(1)條件：22000≦(T+273.15)×(Log10(t)+20)≦27000…式(1)其中，Tβ為β變態點(℃)。
  14. 一種鈦合金捲材之製造方法，是製造如請求項9的鈦合金捲材之方法，並含有以下步驟：冷輥軋步驟：於鈦素材之長度方向施行一次以上的冷輥軋道次，該鈦素材以質量%計含有：Al：大於4.0%且6.6%以下、Fe：0%以上且2.3%以下、V：0%以上且4.5%以下、Si：0%以上且0.60%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0.40%以下、Ni：0%以上且小於0.15%、Cr：0%以上且小於0.25%、及Mn：0%以上且小於0.25%，剩餘部分由Ti及不純物所構成；及最終退火步驟：將最後的前述冷輥軋道次後之前述鈦素材予以退火；其中前述冷輥軋步驟中前述冷輥軋道次每一次之輥軋率大於30%，並且，合計輥軋率為60%以上。
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