TWI817626B

TWI817626B - 鈦合金板及其製造方法

Info

Publication number: TWI817626B
Application number: TW111127796A
Authority: TW
Inventors: 國枝知德; 小池良樹; 塚本元氣
Original assignee: 日商日本製鐵股份有限公司
Priority date: 2022-04-27
Filing date: 2022-07-25
Publication date: 2023-10-01
Also published as: WO2023210033A1; TW202342775A

Abstract

本發明之鈦合金板具有預定化學組成，令前述化學組成中以質量%計之Al含量為[%Al]、Fe含量為[%Fe]、Si含量為[%Si]及O含量為[%O]，此時滿足以下式(1)及式(2)；並且，當利用依Bunge之標記方法所得之歐拉角g={φ1, Φ, φ2}來表示α相之結晶方位時，藉由結晶方位分佈函數f(g)所示之最大聚集方位位於φ1：0~30°、Φ：60~90°、φ2：0~60°之範圍內；前述最大聚集方位之最大聚集度為10.0以上；且φ1：70~90°、Φ：70~90°、φ2：0~60°及φ1：70~90°、Φ：10~30°、φ2：0~60°之範圍的最大聚集度為2.5以下；板寬方向之YR為0.99以下。

Description

鈦合金板及其製造方法

本發明涉及一種鈦合金板及其製造方法。本案係依據已於2022年4月27日於日本提申之特願2022-073153號主張優先權，並在此援引其內容。

鈦合金作為輕量高強度材料而一直被使用在飛機、汽車、高爾夫球桿等民生用品等的領域中。在鈦合金當中，廣泛使用的合金主要是一種由α相與β相構成之α+β型鈦合金，已知有Ti-6Al-4V合金、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金、Ti-5Al-1Fe合金等。

上述用途當中，尤其在高爾夫球桿之用途上多半會在開球木桿(driver)上使用鈦合金。針對用於高爾夫球桿之鈦合金所要求的特性在於：為了大容量化(輕量化)須為高強度且低比重，以及須具高楊氏模數藉此即使更為薄型化仍可避免反彈限制。在高爾夫用途上，桿頭面之縱向會大幅影響反彈力等，因此作為上述強度或楊氏模數一般會要求板寬方向之強度(尤其是0.2% PS)及楊氏模數。又，亦會要求在對高爾夫球桿加工時之加工性。

當考慮到高爾夫球桿之用途時，Ti-6Al-4V合金必須含有4%左右的V，V為昂貴的元素，故不佳。因而正在尋求一種無須含V便能獲得同等特性之鈦合金。針對所述課題，例如專利文獻1揭示一種高比強度α+β型鈦合金，其以質量%計包含：Al：7.1~10%、Fe：0.1~3.0%、C：0.5%以下、O：0.05~0.5%及N：0.5%以下，且剩餘部分由Ti及無法避免之不純物所構成。專利文獻1記載：藉由將β穩定化元素V取代為Fe，並添加比重較輕之α穩定化元素Al，可謀求高比強度α+β型鈦合金之高比強度化及廉價化。然而，在專利文獻1之合金中Al含量高，因此可認為在高溫下之變形阻力高、或者是可能會因為在製造過程中形成有序相(Ti ₃Al)而導致製造性降低等，進而卷料製造性低(難以製造卷料)。

又，Ti-5Al-1Fe合金不含昂貴的V，且可獲得同等或優於Ti-6Al-4V合金之機械特性。作為Ti-5Al-1Fe合金，例如專利文獻2揭示一種α+β型鈦合金，其係由以下所構成：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。然而，專利文獻2之鈦合金並未規定集合組織等，可認為其不一定滿足高爾夫用途所需之板寬方向特性。

又，專利文獻3揭示一種鈦合金板，其係在板面內之一方向上具有高強度、高楊氏模數，疲勞特性及/或衝擊韌性優異，並且具有良好的熱加工性。專利文獻3中係使稱為Transverse-texture(橫向組織)之集合組織發達，該集合組織係鈦α相之c軸沿板寬方向強力定向者，藉此提高了板寬方向之拉伸強度及楊氏模數。然而，專利文獻3中，係在未進行熱軋板退火而殘留有應變之狀態下的強度，因此在後續要加工成製品時若進行熱加工，則強度有時會大幅降低。而且，由於Al含量為5.5%以下且Fe含量為1.3%以下，所以會有在上述製品加工後無法獲得強度的情形。另一方面，在室溫下加工時也會因殘留應變造成YR較大，而有加工性差的情形。

又，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金必須含有大量Sn、Zr、Mo等較Ti更重(原子量大)的元素，因此會有比重提高而無法輕量化之課題。先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本專利特開2007-239030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2014-224301號公報

發明欲解決之課題如上述，以習知之鈦合金而言，無法同時滿足近年來針對適合高爾夫球桿用途之鈦合金所要求之高強度、高楊氏模數、低比重及高加工性。因此，本發明之課題在於：提供一種具有高強度、高楊氏模數、低比重及高加工性之鈦合金板。當考慮高爾夫球桿之用途時，鈦合金板係以板厚大於2.5mm之熱軋板為對象。

用以解決課題之手段本案發明人等在無需V等昂貴元素之α+β型鈦合金中，針對強度(0.2% PS(0.2%偏位降伏強度))、楊氏模數、比重及加工性進行了研討。結果得知：藉由將化學組成及集合組織等控制在適當範圍內，可獲得高強度、高楊氏模數、低比重及高加工性。本發明係根據上述知識見解所完成者，其主旨如下。 [1]本發明之一態樣之鈦合金板，其化學組成係由以下所構成：以質量%計，Al：5.0~6.6%、Fe：0.7~2.3%、Si：0.20~0.30%、O：0.10~0.20%、C：小於0.050%、N：0.050%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；令前述化學組成中以質量%計之Al含量為[%Al]、Fe含量為[%Fe]、Si含量為[%Si]及O含量為[%O]，此時滿足以下式(1)及式(2)；當利用依Bunge之標記方法所得之歐拉角g={φ1, Φ, φ2}來表示α相之結晶方位時，藉由結晶方位分佈函數f(g)所示之最大聚集方位位於φ1：0~30°、Φ：60~90°、φ2：0~60°之範圍內；前述最大聚集方位之最大聚集度為10.0以上；且 φ1：70~90°、Φ：70~90°、φ2：0~60°及φ1：70~90°、Φ：10~30°、φ2：0~60°之範圍的最大聚集度為2.5以下；並且板寬方向之YR為0.99以下。 11.5＜[%Al]+2×[%Fe]+8×[%Si]+18×[%O]＜15.5 …(1) -4.5＜[%Fe]-0.9×[%Al]+1.3×[%O]+1.8×[%Si]＜-2.4 …(2) [2]如上述[1]之鈦合金板，其在25℃下之前述板寬方向之0.2%偏位降伏強度亦可為1000MPa以上，前述板寬方向之楊氏模數亦可為135GPa以上，且比重亦可為4.45g/cm ³以下。 [3]如上述[1]或[2]之鈦合金板，其藉由令CuKα為射線源之X射線繞射法檢測出在2θ=53.3±1°之繞射峰的半高寬亦可為0.20°以下。 [4]如上述[1]至[3]中任一項之鈦合金板，其亦可具有長寬比大於3.0且沿板材長邊方向伸長之帶狀組織，且前述帶狀組織之面積率亦可為70%以上。 [5]如上述[1]至[3]中任一項之鈦合金板，其中前述板寬方向之YR亦可為0.85以上且0.97以下。 [6]如上述[4]之鈦合金板，其中前述板寬方向之YR亦可為0.85以上且0.97以下。 [7]如上述[1]或[2]之鈦合金板，其板厚亦可大於2.5mm。 [8]如上述[3]之鈦合金板，其板厚亦可大於2.5mm。 [9]如上述[4]之鈦合金板，其板厚亦可大於2.5mm。 [10]如上述[5]之鈦合金板，其板厚亦可大於2.5mm。 [11]如上述[6]之鈦合金板，其板厚亦可大於2.5mm。 [12]本發明另一態樣之鈦合金板之製造方法，係製造如[1]之鈦合金板的方法；該方法具有以下步驟：加熱步驟，係將鈦胚料加熱至加熱溫度，該鈦胚料的化學組成由以下所構成：以質量%計，Al：5.0~6.6%、Fe：0.7~2.3%、Si：0.20~0.30%、O：0.10~0.20%、C：小於0.050%、N：0.050%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；熱軋延步驟，係將前述加熱步驟後之前述鈦胚料沿一方向進行熱軋延來獲得熱軋板；捲取步驟，係以8.0℃/秒以上的速度將前述熱軋延步驟後之前述熱軋板冷卻至400℃以下之捲取溫度，並在前述捲取溫度下進行捲取；及退火步驟，係針對前述捲取步驟後之前述熱軋板進行退火；前述加熱步驟中，令以℃為單位之β變態點溫度為T _β時，前述加熱溫度為T _β℃以上且(T _β+150)℃以下；在前述熱軋延步驟中，軋縮率為85%以上，精加工溫度為(T _β-170)℃以上且(T _β-100)℃以下；並且在前述退火步驟中，前述退火中之退火溫度T為600℃以上且T _β以下，且前述退火溫度T、與在前述退火溫度中以秒為單位之維持時間t滿足下述式(3)。 (T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)＜27000　…式(3) [13]如上述[12]之鈦合金板之製造方法，其中在前述退火步驟中，前述退火中之前述退火溫度T亦可為600℃以上且T _β以下，且前述退火溫度T、與在前述退火溫度中以秒為單位之前述維持時間t亦可滿足下述式(3')。 22000≦(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)＜27000　…式(3')

發明效果根據本發明之上述態樣，可提供一種鈦合金板及其製造方法，該鈦合金板為α+β型鈦合金板且具有高強度、高楊氏模數、低比重及高加工性。該鈦合金板適合高爾夫球桿之用途。

用以實施發明之形態針對本發明之一實施形態之鈦合金板(本實施形態之鈦合金板)加以說明。本實施形態之鈦合金板，其化學組成係由以下所構成：以質量%計，Al：5.0~6.6%、Fe：0.7~2.3%、Si：0.20~0.30%、O：0.10~0.20%、C：小於0.050%、N：0.050%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；令前述化學組成中以質量%計之Al含量為[%Al]、Fe含量為[%Fe]、Si含量為[%Si]及O含量為[%O]，此時滿足： 11.5＜[%Al]+2×[%Fe]+8×[%Si]+18×[%O]＜15.5，及 -4.5＜[%Fe]-0.9×[%Al]+1.3×[%O]+1.8×[%Si]＜-2.4；當利用依Bunge之標記方法所得之歐拉角g={φ1, Φ, φ2}來表示α相之結晶方位時，藉由結晶方位分佈函數f(g)所示之最大聚集方位位於φ1：0~30°、Φ：60~90°、φ2：0~60°之範圍內；前述最大聚集方位之最大聚集度為10.0以上；且 φ1：70~90°、Φ：70~90°、φ2：0~60°及φ1：70~90°、Φ：10~30°、φ2：0~60°之範圍的最大聚集度為2.5以下；並且板寬方向之YR為0.99以下。

＜化學組成＞針對本實施形態之鈦合金板之化學組成加以說明。以下之合金元素含量的說明中，只要無特別指明則「%」之標記代表「質量%」。

Al：5.0~6.6% Al為固溶強化能力高的元素，且為可有效提升在室溫下之強度的元素。又，Al係較Ti更輕的元素，有助於降低比重。為了確保在室溫下之預定強度(尤其是0.2% PS(0.2%偏位降伏強度))及低比重化，係將Al含量定為5.0%以上。Al含量宜為5.2%以上，較佳為5.3%以上，更佳為5.4%以上。另一方面，Al含量若大於6.6%，合金板恐會脆化而在軋延、輸送時斷裂，並且會因凝固偏析等造成α相局部地過度固溶強化，進而生成堅硬區域，韌性降低。因此，係將Al含量定為6.6%以下。Al含量宜為6.5%以下，較佳為6.3%以下，更佳為6.0%以下。

Fe：0.7~2.3% Fe價格低廉，但為固溶強化能力高的元素。因此，其為可有效以低廉價格來提高在室溫下之強度的元素。又，Fe為β穩定化元素；為了提高後述板寬方向之楊氏模數與強度，會使T-texture發達，而Fe這個元素所具有的效果則在於：能使獲得該T-texture所需之高溫2相溫度區擴大。為了獲得該等效果，係將Fe含量定為0.7%以上。Fe含量宜為0.9%以上，較佳為1.2%以上。另一方面，Fe為非常容易凝固偏析的元素。因此，若其含量增加，性能之參差就會變大，視位置而定會有疲勞強度降低的情形。而且，由於Fe較Ti更重，若加入過多Fe的話比重會上升。因此，係將Fe含量定為2.3%以下。Fe含量宜為2.1%以下，較佳為1.9%以下。

Si：0.20~0.30% Si為β穩定化元素，不過其也係會在α相中固溶而顯示出高的固溶強化能力的元素。如上所述，由於偏析的問題而難以含有大於2.3%的Fe。因此，在本實施形態之鈦合金板中，係藉由Si之固溶強化來謀求進一步的高強度化。Si與下述O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，藉由同時含有O與適當量的Si，可獲得高強度(0.2%PS)。Si含量小於0.20%時無法獲得充分的效果，故係將Si含量定為0.20%以上。另一方面，若Si含量多，便會形成稱為矽化物之金屬間化合物，而有疲勞強度降低或變得容易在軋延時產生破裂的情形。又，有時會因偏析造成板厚方向之特性差異增加。因此，係將Si含量定為0.30%以下。

O：0.10～0.20% O在高強度化上為有效元素。為了獲得該效果，係將O含量定為0.10%以上。如上述，藉由同時含有Si，其效果會強大。另一方面，若O含量增加，會有延性或加工性降低、或者是變得容易在製造熱軋板時斷裂而製造性降低的情形。尤其若O與Al共存的話，會促進Ti ₃Al的形成。Ti ₃Al的形成會成為在室溫下之延性或加工性大幅降低的原因。又，O為間隙型元素，若其含量增加則比重會上升，因而需要後述式(1)或式(2)的調整。由於該等因素，故將O含量定為0.20%以下。

C：小於0.050% N：0.050%以下 C及N係會使鈦合金板的延性或加工性降低的元素。因此，係將C含量定為小於0.050%且將N含量定為0.050%以下。 C及N係與O同樣有助於高強度化的元素，但由於本實施形態之鈦合金板中係利用O來謀求提升強度，因此不一定需要C、N。從延性或加工性之觀點來看，C含量及N含量越少越好，亦可為0%，但C及N有時會作為不純物從原料之海綿鈦、廢料及合金元素原料混入，因此亦可將C含量定為0.0001%以上且將N含量定為0.0001%以上。

剩餘部分：Ti及不純物本實施形態之鈦合金板的化學組成中，剩餘部分可為Ti及不純物。所謂的不純物，若要例示的話會是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，但不限於該等。關於不純物，若各元素含量為0.1%以下且以總量計為0.5%以下的話，則為無問題的程度。又，H含量宜為150ppm以下。B有會在鑄塊內成為粗大析出物的疑慮。因此，就算在作為不純物來含有時，也宜極力抑制B含量。在本實施形態之鈦合金板中，宜令B含量為0.01%以下。惟，為了提升強度或加工性，在本實施形態之鈦合金板中亦可在以下範圍中含有Ni、Cr及Mn來取代剩餘部分的一部分。但因為亦可不包含該等元素(為任意元素)，故下限為0%。又，亦可容許作為不純物來含有。

Ni：小於0.15% Ni係會提升拉伸強度及加工性的元素。因此亦可含有Ni。當要獲得該等效果時，Ni含量宜為0.01%以上。另一方面，Ni含量若為0.15%以上，會生成平衡相即金屬間化合物Ti ₂Ni，而有鈦合金板之疲勞強度及在室溫下之延性劣化的情形。因此，當要含有時，Ni含量定為小於0.15%。Ni含量宜為0.14%以下，較佳為0.11%以下。

Cr：小於0.25% Cr係會提升拉伸強度及加工性的元素。因此亦可含有Cr。當要獲得該等效果時，Cr含量宜為0.01%以上。另一方面，Cr含量若為0.25%以上，會生成平衡相即金屬間化合物TiCr ₂，而有鈦合金板之疲勞強度及在室溫下之延性劣化的情形。因此，當要含有時，Cr含量定為小於0.25%。Cr含量宜為0.24%以下，較佳為0.21%以下。

Mn：小於0.25% Mn係會提升拉伸強度及加工性的元素。因此亦可含有Mn。當要獲得該等效果時，Mn含量宜為0.01%以上。另一方面，Mn含量若為0.25%以上，會生成平衡相即金屬間化合物TiMn，而有鈦合金板之疲勞強度及在室溫下之延性劣化的情形。因此，當要含有時，Mn含量定為小於0.25%。Mn含量宜為0.24%以下，較佳為0.20%以下。

本實施形態之鈦合金板中，除了各元素滿足上述範圍之外，令以質量%計之Al含量為[%Al]、Fe含量為[%Fe]、Si含量為[%Si]及O含量為[%O]時，還必須滿足以下式(1)及式(2)。 11.5＜[%Al]+2×[%Fe]+8×[%Si]+18×[%O]＜15.5 …(1) -4.5＜[%Fe]-0.9×[%Al]+1.3×[%O]+1.8×[%Si]＜-2.4 …(2) 式(1)之中間的值若為11.5以下、或式(2)之中間的值若為-4.5以下，便無法獲得充分的0.2% PS。另一方面，式(1)之中間的值若為15.5以上、或式(2)之中間的值若為-2.4以上，比重便會提高。式(1)之中間的值宜為12.0以上且15.0以下。

＜集合組織＞鈦合金若在β區或β相比率高之α+β高溫區的溫度下沿一方向進行熱軋延，則在β相相變態成α相時，會根據變體選擇法則而形成出一種hcp之C軸沿板寬方向定向之集合組織(T-texture)。T-texture係一種受到軋延變形後的未再結晶β相變態成α相時所形成之集合組織。T-texture可使板寬方向之0.2% PS或拉伸強度等的強度提升、及使楊氏模數提升。當利用依Bunge之標記方法所得之歐拉角g={φ1, Φ, φ2}來表示α相之結晶方位時，若藉由結晶方位分佈函數f(g)所示之最大聚集方位位於φ1：0~30°、Φ：60~90°、φ2：0~60°之範圍內(以下有時會稱為區域1)，且前述最大聚集方位之最大聚集度為10.0以上，則為T-texture發達之組織。區域1之最大聚集度若小於10.0，板寬方向之拉伸強度等的強度及楊氏模數便不會充分上升。區域1之最大聚集度之上限並無限定，可為40.0以下或30.0以下。

又，本實施形態之鈦合金板中，當利用依Bunge之標記方法所得之歐拉角g={φ1, Φ, φ2}來表示α相之結晶方位時，藉由結晶方位分佈函數f(g)所示之φ1：70~90°、Φ：70~90°、φ2：0~60°之範圍及φ1：70~90°、Φ：10~30°、φ2：0~60°之範圍(以下有時稱為區域2)的最大聚集度為2.5以下。區域2之最大聚集度若大於2.5(若φ1：70~90°、Φ：70~90°、φ2：0~60°之範圍或φ1：70~90°、Φ：10~30°、φ2：0~60°之範圍有任一者之最大聚集度大於2.5)，則加工性會降低。又，區域2之聚集度若提高，區域1之聚集度就會降低，因而會導致板寬方向之強度及楊氏模數降低。區域2之聚集度高意指形成有大量的下列集合組織：hcp之C軸沿鈦合金板之板材長邊方向定向之集合組織。

在此，參照圖1來說明依Bunge之標記方法所得之歐拉角g={φ1, Φ, φ2}。圖1為用以說明鈦合金板之α相晶粒之結晶方位的說明圖，α相晶粒之結晶方位係藉由依Bunge之標記方法所得之歐拉角來表示者。作為試料座標系統，係顯示屬彼此正交之關係的RD(軋延方向)、TD(板寬方向)及ND(軋延面之法線方向)這3根座標軸。又，作為結晶座標系統，係顯示屬彼此正交之關係的X軸、Y軸及Z軸這3根座標軸。然後，以各座標系統之原點一致的方式來配置了各個座標軸，並且，代表hcp之六角柱係以鈦之α相即hcp之(0001)面的中心與原點一致的方式來顯示。圖1中，X軸係與α相的[10-10]方向一致，Y軸係與[-12-10]方向一致，Z軸係與[0001]方向(C軸方向)一致。

在Bunge之標記方法中，首先想像試料座標系統之RD、TD、ND各自與結晶座標系統之X軸、Y軸、Z軸一致之狀態。然後，使結晶座標系統繞Z軸僅旋轉角度φ1，且繞旋轉φ1後之X軸(圖1的狀態)僅旋轉角度Φ。最後，繞旋轉Φ度後之Z軸僅旋轉角度φ2。藉由該等φ1、Φ、φ2這3個角度，表示出結晶或結晶座標系統相對於試料座標系統的特定傾斜狀態。亦即，利用φ1、Φ、φ2這3個角度，可將結晶方位訂定成僅具有單一定義。該等3個角度φ1、Φ、φ2稱為依Bunge之標記方法所得之歐拉角。藉由該依Bunge之標記方法所得之歐拉角，來規定鈦合金板之α相晶粒的結晶方位(C軸方向等)。

在圖1中，φ1係試料座標系統之RD-TD平面(軋延平面)與結晶座標系統之[10-10]-[-12-10]平面之交線、及試料座標系統之RD(軋延方向)所構成的角度。Φ係試料座標系統之ND(軋延面之法線方向)及結晶座標系統之[0001]方向((0001)面之法線方向)所構成的角度。φ2係試料座標系統之RD-TD平面(軋延面)與結晶座標系統之[10-10]-[-12-10]平面之交線、及結晶座標系統之[10-10]方向所構成的角度。

最大聚集方位及最大聚集度可依以下方式進行求算。在鈦合金板中，於寬度方向(TD)中央位置上對垂直於板寬方向的截面(L截面)進行化學研磨，然後利用背向散射電子束繞射(EBSD)法來進行結晶方位解析。具體而言，係在對該L截面使用砂紙進行濕式研磨後，再使用膠質氧化矽對該表面進行鏡面研磨來將其製成鏡面。關於該製成鏡面後之面，針對從板厚方向上之表背面起各自排除1000µm後之厚度方向範圍、且沿板材長邊方向1000µm之範圍((總板厚-表背面1000µm)×1000µm)的矩形區域，按步距1µm測定5視野左右。惟，當板厚小於2.5mm時，板厚方向之測定範圍係令板厚中央部為中心，設為板厚之30%的範圍。關於所得數據，利用TSL Solutions製之OIM Analysis ^TM軟體(Ver.8.1.0)來求算結晶方位分布函數f(g)(ODF；Oriantation Disutribution Function)。結晶方位分布函數f(g)係在EBSD法之採用球諧函數法之織構(Texture)解析中，令展開指數為16且令高斯半高寬為5°來求算。此時，考慮到軋延變形的對稱性，而係以各自對於板厚方向、軋延方向及板寬方向為線對稱的方式來進行計算。 ODF係以分佈函數來表示在φ1-Φ-φ2之3維空間(歐拉空間)繪製所測出的結晶方位而成之三維分佈者。圖2係本實施形態之鈦合金板之結晶方位分佈函數f(g)的一例，該結晶方位分佈函數係藉由電子背向散射繞射法求得者。為了以二維來表示歐拉空間，圖2中係將歐拉空間沿角度φ2方向每隔5度水平切削，並將所得截面予以排列。藉由該ODF，可算出最大聚集方位及最大聚集度。圖2中，可在φ1=0°、Φ=90°、φ2=30°(點A)確認到最大聚集方位，且最大聚集度為36.1。上述係以板寬方向中央位置上之L截面為基礎來求算最大聚集方位及最大聚集度，不過鈦合金板之集合組織由於在板寬方向上除了端部(邊緣部)以外大致均一，故亦可令邊緣部除外之任意板寬位置上之L截面為基礎來求算最大聚集方位及最大聚集度。惟，邊緣部多半會在作成製品板時被裁切掉，因此在此情況下亦可令製品板之任意板寬位置上之L截面為基礎來求算最大聚集方位及最大聚集度。當不知有無裁切時，係在距離端部超過50mm的位置求算即可。

＜在2θ=53.3±1°之繞射峰的半高寬＞鈦合金板若在其製造過程中於熱軋後實施水冷，便會殘留因熱軋所蓄積之差排、或者會殘留從β相變態成α相時之應變。雖然所述應變會使熱軋板強度上升，但在後續之加工等中施加熱時恐會招致強度降低。又，因為應變殘留，在後續之加工時製品有時會變形。又，若殘留有應變，則加工時之加工硬化餘裕會減少，故YR提高而加工性降低。因此，為了要抑制加工時之變形，不論加工條件為何皆可獲得高強度，並且降低YR，熱軋板之應變(差排)越少越好。作為估算應變之殘留量(差排密度)的手法，有一種方法是從繞射峰的半高寬來估算差排密度，且該繞射峰係藉由X射線繞射法(XRD；X-Ray Diffraction)所獲得。繞射峰的半高寬越大，殘留應變量越多。在本實施形態之鈦合金板中，藉由令CuKα為射線源之X射線繞射法進行檢測並根據在2θ=53.3±1°之位置出現之(10-12)面之繞射峰的半高寬來評估應變之殘留量。在本實施形態之鈦合金板中，藉由令CuKα為射線源之X射線繞射法檢測出在2θ=53.3±1°之繞射峰的半高寬宜為0.20°以下。上述繞射峰的半高寬較佳為0.17°以下，更佳為0.12°以下。上述繞射峰的半高寬越低越好，但即便在穩定的相狀態下仍會存在某程度的差排，難以將其完全去除，因此實質下限為0.05°。

要測定上述半高寬時，係在對鈦合金板表面使用砂紙進行濕式研磨後，再使用膠質氧化矽對該表面進行鏡面研磨來將其製成鏡面。對製成鏡面之鈦合金板表面實施XRD測定。XRD測定係令CuKα為射線源，在2θ為50.0°至55.0°之範圍內以測定間距0.01°、測定速度2°/分鐘來實施。半高寬係使用以Rigaku製之Smartlab所測出之X射線繞射數據，利用Rigaku製之整合粉末X射線解析軟體PDXL來計算。

＜微觀組織＞本實施形態之鈦合金板具有長寬比大於3.0且沿板材長邊方向(軋延方向)伸長之帶狀組織1，且該帶狀組織1之面積率宜為70%以上。此處所謂的帶狀組織1，係譬如圖3之光學顯微鏡照片所示之沿板材長邊方向伸長的組織。具體而言，係指以晶粒長軸/短軸所示之長寬比大於3.0的晶粒。若在變態點正下方之α+β區或β區的溫度下進行熱軋延，在鈦合金中便會形成沿板材長邊方向伸長之帶狀組織1。由於帶狀組織1具有大量的垂直於板厚方向之結晶晶界，故藉由形成該帶狀組織1，板寬方向之強度或楊氏模數便會提高。因此，本實施形態之鈦合金板中，帶狀組織1之面積率宜為70%以上。較佳為75%以上，更佳為80%以上。又，亦可皆為所有晶粒皆為帶狀組織，上限為100%。

帶狀組織之面積率係利用以下方法來求算。將各試料在板寬中央之位置上垂直於板寬方向進行裁切，對所得之截面使用砂紙進行濕式研磨後，再使用膠質氧化矽對該表面進行鏡面研磨來將其製成鏡面。該製成鏡面之截面中，針對從板厚方向上之表背面起各自排除1000µm後之厚度方向範圍、且沿板材長邊方向1000µm之範圍的矩形區域，按步距1µm以5視野左右作為對象進行EBSD法之結晶方位解析，將相當於舊β晶界之方位差為15°以上之高角度晶界當作晶界，並將該晶界所包圍的範圍當作晶粒，算出各個晶粒之長寬比，然後將長寬比大於3.0之晶粒的部分視為帶狀組織，算出其面積率。

＜特性＞本實施形態之鈦合金板係以上述方式控制化學組成、集合組織及微觀組織，而具有高強度、高楊氏模數、低比重及高加工性。考慮近年對於高爾夫球桿用途之鈦合金板的要求，作為強度、楊氏模數、比重及加工性之指標，本實施形態之鈦合金板之目標在於滿足以下。

板寬方向之YR(0.2% PS/TS)：0.99以下本實施形態之鈦合金板可藉由控制集合組織來獲得優異加工性。然而，在此情況下若YR(0.2% PS/TS(拉伸強度))高，則視加工種類而定會有加工性降低的情形。通常會以冷軋延來加工之鈦合金板若在高溫下加工的話，加工性就會改善，但強度會因加熱而降低，故不佳。具體而言，就算具有上述集合組織，若YR大於0.99的話，便無加工時之加工硬化餘裕且易產生斷裂，加工性會降低。因此，在本實施形態之鈦合金板中，板寬方向之YR定為0.99(99%)以下。當進一步要求板寬方向之加工性時，板寬方向之YR宜為0.98以下。板寬方向之YR較佳為0.97以下，更佳為0.95以下，再更佳為0.93以下。 YR會依殘留應變量及其他因素而改變，但因為應變量之影響很大，所以若要降低YR時宜降低應變量。另一方面，教示了當YR小於0.85時無法形成目標集合組織。因此，YR之目標定為0.85以上。

在室溫下之板寬方向的0.2% PS：1000MPa以上近年來，為了進一步的輕量化，對於高爾夫球桿用途之鈦合金板係要求較以往更高的強度，具體而言係要求板寬方向的0.2% PS為1000MPa以上。因此，在本實施形態之鈦合金板中，室溫下之板寬方向的0.2% PS之目標定為1000MPa以上。鈦合金板之在室溫下之板寬方向的0.2% PS宜為1010MPa以上，較佳為1030MPa以上。另一方面，上述0.2% PS越高越好，但若過高則從切口敏感性之觀點來看，合金板斷裂的風險會升高。因此，在室溫下之板寬方向的0.2% PS宜為1200MPa以下。較佳為1150MPa以下。提高板寬方向的0.2% PS的理由在於：在高爾夫用途上，桿頭面之縱向會大幅影響反彈力等，且鈦合金板通常係以板寬方向成為桿頭面之縱向的方式來進行加工。本實施形態中，室溫定為25℃。

關於板寬方向的0.2% PS及TS，係依據JIS Z 2241：2011來進行測定。具體而言，係以拉伸方向成為鈦合金板之板寬方向的方式來製作JIS Z 2241：2011所規定之13B號拉伸試驗片(平行部之寬度12.5mm，標點間距離50mm)，且以應變速度0.5%/分鐘進行拉伸試驗來測定。

板寬方向之楊氏模數：135GPa以上如上述，近年來在高爾夫球桿方面有反彈限制，從該觀點來看，對於高爾夫球桿用途之鈦合金板係要求高楊氏模數化。板寬方向之楊氏模數若為135GPa以上即可滿足反彈限制，因此楊氏模數之目標定為135GPa以上。較佳目標為137GPa以上。另一方面，楊氏模數越高越好而無須限定上限，不過從控制組織或化學組成之觀點來看，實質上限為150GPa左右。在鈦合金板中，可藉由控制集合組織或形成帶狀組織來提高板寬方向之楊氏模數。

板寬方向之楊氏模數係利用以下方法來求算。以拉伸方向成為鈦合金板之板寬方向的方式製作出JIS Z 2241：2011所規定之13B號拉伸試驗片(平行部之寬度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% PS的一半為止的應力範圍內重複進行5次的負荷-卸載，然後求算其斜率，並將最大值與最小值除外之3次的平均值定為楊氏模數。

比重：4.45g/cm ³以下高爾夫球桿用途之鈦合金板若比重變得過重的話，就算提高強度也無法將球桿面加以輕量化。因此，從輕量化之觀點來看，比重很重要。在本實施形態之鈦合金板中，從輕量化之觀點來看，比重之目標定為4.45g/cm ³以下。雖然比重越低越好，但從化學組成之觀點來看，實質上4.38/cm ³會是下限。

比重係以使用氣體之乾式或使用液體之濕式來測定即可。關於乾式方法，具體上係使用Micromeritics公司製之AccuPycII。容器尺寸為1~100cm ³，只要配合試樣尺寸使用任意之物即可。氣體係使用非活性氣體即N ₂、Ar、He氣體。

＜板厚＞本實施形態之鈦合金板的板厚並無限定。當考慮應用於高爾夫球桿時，板厚為譬如大於2.5mm。宜為3.0mm以上。另一方面，板厚若大於6.0mm，在熱軋板之退火或酸洗後之退捲等的步驟中荷重有時會變得過大，因此亦可將板厚定為6.0mm以下。

＜製造方法＞本實施形態之鈦合金板若具有上述特徵便可獲得其效果，因此製造方法並無限定。然而，若為包含以下所示步驟之製造方法的話便可穩定製造，故較理想。亦即，本實施形態之鈦合金板可藉由包含以下步驟之製造方法來製造： (I)加熱步驟，係將鈦胚料加熱至加熱溫度，該鈦胚料的化學組成由以下所構成：以質量%計，Al：5.0~6.6%、Fe：0.7~2.3%、Si：0.20~0.30%、O：0.10~0.20%、C：小於0.050%、N：0.050%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； (II)熱軋延步驟，係將前述加熱步驟後之前述鈦胚料沿一方向進行熱軋延來獲得熱軋板； (III)捲取步驟，係以8℃/秒以上的平均冷卻速度將前述熱軋延步驟後之前述熱軋板冷卻至400℃以下之捲取溫度，並在前述捲取溫度下進行捲取；及 (IV)退火步驟，係針對前述捲取步驟後之前述熱軋板進行退火。說明各步驟之較佳條件。未說明之步驟、條件可應用公知之條件。

[加熱步驟] 在加熱步驟中係將鈦合金扁胚等的鈦胚料加熱至加熱溫度，該鈦胚料的化學組成由以下所構成：以質量%計，Al：5.0~6.6%、Fe：0.7~2.3%、Si：0.20~0.30%、O：0.10~0.20%、C：小於0.050%、N：0.050%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。令以℃為單位之β變態點溫度為T _β時，加熱溫度為T _β℃以上且(T _β+150)℃以下。當加熱溫度低於T _β℃時，就會變成是在α相之比率高的狀態下軋縮鈦胚料，β相之比率高的狀態下之軋縮就不充分。T-texture因而不會充分發達。又，β相之比率高的狀態下之軋縮率若低，會有難以形成帶狀組織的情形。因此，當要提高帶狀組織之比率時，加熱溫度宜為(T _β+20℃)以上。另一方面，若加熱溫度高於(T _β+150℃)，在軋延中β相再次結晶的可能性會變得非常高。在此情況下，在從β相相變態成α相時不會發生變體選擇，因此T-texture不易發達。進一步，鈦胚料表面會嚴重氧化，而在熱軋延後在熱軋板表面容易產生結疤或傷痕。

在本實施形態中，β變態點溫度T _β意指：將鈦合金從β相單相區進行冷卻時，開始生成α相之界線溫度。T _β可從狀態圖取得。狀態圖可藉由例如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來算出T _β。

[熱軋延步驟] 在熱軋延步驟中，係將加熱步驟後之鈦胚料沿一方向進行熱軋延來獲得熱軋板。此時，軋縮率定為85%以上，精加工溫度定為(T _β-170)℃以上且(T _β-100)℃以下。關於鈦合金之熱軋板，已知的是，加熱至β區或β變態點正下方之α+β二相高溫區，且於整個α+β區中進行熱軋，藉此可形成T-texture(例如日本專利特開2012-149283號公報)。然而，本案發明人等進行研討之結果，得知以上述條件不一定會獲得本實施形態之鈦合金板的集合組織。又，在日本專利特開2012-149283號中係定為至α+β二相高溫區的900℃為止必須軋縮85%以上。然而，二相區的900℃係非常高的溫度，而且若已加熱至β區或β變態點正下方的話，板厚中央部會是更高的溫度，再者，依合金種類而定，板厚中央部與β變態點之溫度差有時會較大，因此若維持時間變長，便會有因藉由熱軋所蓄積之應變而再次結晶的情形。本案發明人等進行研討之結果，得知藉由將熱軋延完成溫度(精加工溫度)定為(T _β-170)℃以上且(T _β-100)℃以下之溫度，並且在預定條件下進行後續步驟，便可獲得預定集合組織。精加工溫度若低於(T _β-170)℃，則在φ1：70~90°、Φ：10~30°、φ2：0~60°之範圍中集合組織會發達，因此上述目標範圍(區域1)之集合組織不會發達，板寬方向之強度或楊氏模數不會充分提升。而且，在室溫下之加工性也會降低。另一方面，精加工溫度若高於(T _β-100)℃，φ1：70~90°、Φ：70~90°、φ2：0~60°之集合組織便會發達。因此，目標集合組織不會發達而無法獲得目標特性。

[捲取步驟] 在捲取步驟中，係以8.0℃/秒以上的平均冷卻速度將熱軋延步驟後之熱軋板冷卻至400℃以下之捲取溫度，並在該溫度(捲取溫度)下進行捲取。捲取溫度(冷卻停止溫度)若高於400℃，則板材會在卷狀下冷卻，亦即，會因前述Al、O等之固溶或化合物之析出等的影響造成形狀被凍結住，後續難以退捲，而有無法製造出板材或卷料的情形。捲取溫度宜為300℃以下，較佳為100℃以下。另一方面，至捲取溫度之平均冷卻速度若小於8.0℃/秒，預定集合組織便不會充分發達。平均冷卻速度宜為10.0℃/秒以上，較佳為12.0℃/秒以上，更佳為15.0℃/秒以上。為了獲得上述冷卻速度，冷卻宜藉由水冷、油冷或吹送氣體等來加以控制。氣體環境宜使用可期待會抑制氧化之非活性氣體，但在要進行去鏽皮的情況下，亦可為大氣。

[退火步驟] 在退火步驟中，係針對捲取步驟後之熱軋板進行退火。歷經上述步驟後之熱軋板不僅殘留有加工應變，還殘留有變態應變。因此，雖然其強度高，但板寬方向之加工性明顯較低。由此，在本實施形態之鈦合金板之製造方法中，係藉由在熱軋板下進行退火(熱軋板退火)來去除應變。為了去除應變並且降低YR，退火溫度T(℃)定為600℃以上，且係以以下方式來進行退火：以℃為單位之退火溫度T、與在退火溫度中以秒為單位之維持時間t滿足以下式(3)。在退火溫度T低於600℃時，應變無法被充分去除。另一方面，在(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)大於27000時，會產生相變態、或者是晶粒會粗大化至超過所需，而無法獲得預定集合組織。 (T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)＜27000　…式(3) 當要進一步令YR降低、例如令其為0.97以下時，退火溫度T(℃)宜設為600℃以上，且宜以以下方式來進行退火：以℃為單位之退火溫度T、與在退火溫度中以秒為單位之維持時間t滿足以下式(3')。 22000≦(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)＜27000　…式(3') 亦即，(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)宜為22000以上。(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)較佳為23000以上。另一方面，若加熱至β區，會產生β→α變態而形成針狀組織。在所述組織中，集合組織改變，從而板寬方向之強度及楊氏模數降低。因此，退火溫度T定為T _β以下。另外，在T _β(β變態點溫度)(℃)正下方也恐會形成雙模態組織(等軸組織與針狀組織之混雜組織)。因此，退火溫度T宜為(T _β-50)℃以下。在此，所謂的在退火溫度之維持時間t係指退火溫度±20℃的時間，只要在該溫度範圍內則溫度有變動的時間亦包含在內。

在上述製造步驟說明之鈦胚料等的溫度為表面溫度，係在實施各步驟後以輻射溫度計來測定。關於輻射溫度計之輻射率，係針對剛從加熱爐送出後的扁胚使用接觸式熱電偶進行測定，使用經校正成與該溫度一致之值。亦可使用接觸式溫度計來取代輻射溫度計。在無變更製造裝置且進行複數次測定，且亦考慮到因季節因素等所致之變動，而以該等之實際值確認達成目標溫度的情況下，若無裝置之變更或大幅劣化等特殊情況發生的話，亦可省略測定。

實施例以下，示出實施例並且具體說明本揭示之實施形態。以下所示實施例僅為一例，並不限於下述例子。

首先，以真空電弧熔解(VAR：Vacuum Arc Remelting)製造出表1之A~M、R~T所示之成為鈦合金板胚料的鈦合金鑄錠後，藉由分塊軋延或鍛造製造出厚度150~200mm×寬度1000mm×長度5000mm之扁胚。另外，以電子束熔解(EBR：Electron Beam Remelting)製造出表1之N所示之成為鈦合金板胚料的鈦合金鑄錠後，藉由分塊軋延或鍛造製造出厚度160mm×寬度1000mm×長度5000mm之扁胚。以電漿電弧熔解(PAR：Plasma Arc Melting)製造出表1之O所示之成為鈦合金板胚料的鈦合金鑄錠後，藉由分塊軋延或鍛造製造出厚度160mm×寬度800mm×長度5000mm之扁胚。以EBR將表1之P所示之成為鈦合金板胚料的鈦合金鑄錠製造成扁胚，該扁胚係以厚度160mm×寬度800mm×長度5000mm來製造者。以PAM將表1之Q所示之成為鈦合金板胚料的鈦合金鑄錠製造成扁胚，該扁胚係以厚度160mm×寬度800mm×長度5000mm來製造者。所有扁胚皆在製造後對表面及側面進行了銑削。

關於扁胚之化學組成，係藉由ICP發光分光分析來測定了Al、Fe、Si、Ni、Cr及Mn。O及N係使用氧及氮同時分析裝置，藉由非活性氣體熔融、熱傳導率及紅外線吸收法來進行了測定。C係使用碳硫同時分析裝置，藉由紅外線吸收法來進行了測定。所製出之各個熱軋板的化學組成係與表1所示之鈦合金扁胚的化學組成相同。又，關於表1所示之鈦胚料A~T，係使用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β變態點溫度T _β。

[表1]

接著，對該等扁胚以表2所示條件進行加熱且沿一方向進行熱軋延，然後將其冷卻並捲取，再進行退火而獲得鈦合金板。為了在後續能退捲或展開等，捲取溫度係定為100℃以下。惟，僅比較例7係在500℃下迅速實施了捲取。比較例1、4及7皆難以將鈦合金板退捲且皆斷裂。因此，中止後續步驟(不供給至退火)，亦未實施後述之特性評估。

[表2]

從所得之鈦合金板(如上述，比較例1、4及7除外；以下亦同)求出鈦合金板之聚集度最大之方位、及區域1與區域2中之最大聚集度。在測定時，係在鈦合金板之板寬方向(TD)的中央位置上，使用砂紙對垂直於板寬方向的截面進行濕式研磨後，再使用膠質氧化矽對該表面進行鏡面研磨而將其製成鏡面，並利用EBSD進行了結晶方位解析。針對從板厚方向上之表背面起各自排除1000µm後之厚度方向範圍、且沿板材長邊方向1000µm之範圍的區域，按步距1µm測定5視野左右，然後針對該數據，利用TSL Solutions製之OIM Analysis ^TM軟體(Ver.8.1.0)算出ODF，再從該ODF算出聚集度之波峰位置及最大聚集度。 ODF係在EBSD法之採用球諧函數法之織構(Texture)解析中，令展開指數為16且令高斯半高寬為5°所算出。此時，考慮到軋延變形的對稱性，係以相對於板厚方向、軋延方向及板寬方向分別成為線對稱的方式進行了計算。當利用依Bunge之標記方法所得之歐拉角g={φ1, Φ, φ2}來表示α相之結晶方位時，不論在何種情況下，藉由結晶方位分佈函數f(g)所示之最大聚集方位皆在φ1：0~30°、Φ：60~90°、φ2：0~60°之範圍內。

又，求出所得鈦合金板之板寬方向的0.2% PS(0.2%偏位降伏強度)、拉伸強度(TS)、YR及楊氏模數。

0.2% PS及拉伸強度係依據JIS Z 2241：2011進行了測定。具體而言，係以拉伸方向成為鈦合金板之板寬方向的方式製作出JIS Z 2241：2011所規定之13B號拉伸試驗片(平行部之寬度12.5mm，標點間距離50mm)，且在25℃下以應變速度0.5%/分鐘進行了拉伸試驗而測定。並且，從該0.2% PS及拉伸強度算出YR。

板寬方向之楊氏模數係利用以下方法求出。以拉伸方向成為鈦合金板之板寬方向的方式製作出JIS Z 2241：2011所規定之13B號拉伸試驗片(平行部之寬度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為止的應力範圍內重複進行5次的負荷-卸載，然後求算其斜率，此時將最大值與最小值除外之3次的平均值定為楊氏模數。

又，藉由令CuKα為射線源之X射線繞射法檢測所得鈦合金板並算出其在2θ=53.3±1°之繞射峰((10-12)波峰)的半高寬，亦即，藉由令CuKα為射線源之XRD檢測所得鈦合金板並算出其在2θ=53.3±1°位置出現之(10-12)面之繞射峰半高寬。具體而言，係在對鈦合金板表面使用砂紙進行濕式研磨後，再使用膠質氧化矽對該表面進行鏡面研磨而將其製成鏡面。並對製成鏡面之鈦合金板表面實施了XRD測定。XRD測定係令CuKα為射線源，在2θ為50.0°至55.0°之範圍內以測定間距0.01°、測定速度2°/分鐘來實施。半高寬係使用以Rigaku製之Smartlab所測出之X射線繞射數據，利用Rigaku製之整合粉末X射線解析軟體PDXL算出。

又，求出所得鈦合金板之帶狀組織之面積率。關於帶狀組織面積率，係在板寬中央之位置上垂直於板寬方向進行裁切，在對所得之截面使用砂紙進行濕式研磨後，再使用膠質氧化矽對該表面進行鏡面研磨而將其製成鏡面，然後在該截面中，於板厚方向上從表背面起各自排除掉1000µm後之範圍×沿板材長邊方向1000µm之範圍的矩形區域中，按步距1µm以5視野左右作為對象進行EBSD法之結晶方位解析，並算出各個晶粒之長寬比，再算出長寬比大於3.0之晶粒的面積率而獲得帶狀組織面積率。

又，以使用氣體之乾式測定出所得鈦合金板之比重。此時係使用Micromeritics公司製之AccuPycII，將容器尺寸定為1cm ³或10cm ³，且在氣體方面使用N ₂氣體進行了測定。

作為所得鈦合金板之加工性的評估，首先實施了藉由冷軋延所行之評估。具體而言，係將退火步驟後之熱軋板(僅比較例9因未進行退火，故為捲取步驟後之熱軋板)以噴珠及硝酸-氫氟酸溶液溶削100~150µm而去除表面的氧化相之後，在定量評估熱軋板之加工性(冷加工性)之目的下進行冷軋延，並評估表面及側面的破裂(邊裂)情形。在冷軋延中軋縮率為38%以下時若發生表面破裂及邊裂則評為「劣」，若未發生表面破裂及邊裂則評為「良」(高加工性)。

又，如上述，當考慮到各種加工時，除了上述冷加工性之評估以外，YR也越低越好。因此，在冷加工性為「良」之前提下，YR若為0.97以下的話則判斷為加工性更優異(在表中，亦將YR列入考量之加工性為「優」)。即便冷加工性為「良」，若YR大於0.97的話則評為「佳」。

將該等結果列示於表3。

[表3]

從表1~3可知，在發明例1~15中，化學組成與集合組織在本發明範圍內，在25℃下之板寬方向之0.2%偏位降伏強度為1000MPa以上，板寬方向之楊氏模數為135GPa以上，比重為4.45g/cm ³以下且YR為0.99以下，該等發明例具有高強度、高楊氏模數、低比重及高加工性。相對於此，在比較例2、3、5、6、8~12中，化學組成與集合組織之至少一者在本發明範圍外，而且0.2%偏位降伏強度、楊氏模數及比重中之任一者未達成目標。比較例1、4及7之合金板在途中就斷裂，無法獲得預定之鈦合金板。

1:帶狀組織 2:等軸部

圖1為用以說明鈦合金板之α相晶粒之結晶方位的說明圖，該α相晶粒之結晶方位係藉由依Bunge之標記方法所得之歐拉角來表示者。圖2為本揭示一實施形態之鈦合金板之結晶方位分佈函數的一例，該結晶方位分佈函數係藉由電子背向散射繞射法求得者。圖3為光學顯微鏡照片(倍率200倍)，其顯示帶狀組織的一例。

(無)

Claims

一種鈦合金板，特徵在於：其化學組成係由以下所構成：以質量%計， Al：5.0~6.6%、 Fe：0.7~2.3%、 Si：0.20~0.30%、 O：0.10~0.20%、 C：小於0.050%、 N：0.050%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；令前述化學組成中以質量%計之Al含量為[%Al]、Fe含量為[%Fe]、Si含量為[%Si]及O含量為[%O]，此時滿足以下式(1)及式(2)；當利用依Bunge之標記方法所得之歐拉角g={φ1, Φ, φ2}來表示α相之結晶方位時，藉由結晶方位分佈函數f(g)所示之最大聚集方位位於φ1：0~30°、Φ：60~90°、φ2：0~60°之範圍內；前述最大聚集方位之最大聚集度為10.0以上；且 φ1：70~90°、Φ：70~90°、φ2：0~60°及φ1：70~90°、Φ：10~30°、φ2：0~60°之範圍的最大聚集度為2.5以下；並且板寬方向之YR為0.99以下； 11.5＜[%Al]+2×[%Fe]+8×[%Si]+18×[%O]＜15.5 …(1)； -4.5＜[%Fe]-0.9×[%Al]+1.3×[%O]+1.8×[%Si]＜-2.4 …(2)。
如請求項1之鈦合金板，其在25℃下之前述板寬方向之0.2%偏位降伏強度為1000MPa以上；前述板寬方向之楊氏模數為135GPa以上；且比重為4.45g/cm ³以下。
如請求項1或2之鈦合金板，其藉由令CuKα為射線源之X射線繞射法檢測出在2θ=53.3±1°之繞射峰的半高寬為0.20°以下。
如請求項3之鈦合金板，其具有長寬比大於3.0且沿板材長邊方向伸長之帶狀組織；且前述帶狀組織之面積率為70%以上。
如請求項3之鈦合金板，其中前述板寬方向之YR為0.85以上且0.97以下。
如請求項4之鈦合金板，其中前述板寬方向之YR為0.85以上且0.97以下。
如請求項1或2之鈦合金板，其板厚大於2.5mm。
如請求項3之鈦合金板，其板厚大於2.5mm。
如請求項4之鈦合金板，其板厚大於2.5mm。
如請求項5之鈦合金板，其板厚大於2.5mm。
如請求項6之鈦合金板，其板厚大於2.5mm。
一種鈦合金板之製造方法，係製造如請求項1之鈦合金板的方法；該方法之特徵在於具有以下步驟：加熱步驟，係將鈦胚料加熱至加熱溫度，該鈦胚料的化學組成由以下所構成：以質量%計，Al：5.0~6.6%、Fe：0.7~2.3%、Si：0.20~0.30%、O：0.10~0.20%、C：小於0.050%、N：0.050%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；熱軋延步驟，係將前述加熱步驟後之前述鈦胚料沿一方向進行熱軋延來獲得熱軋板；捲取步驟，係以8.0℃/秒以上的速度將前述熱軋延步驟後之前述熱軋板冷卻至400℃以下之捲取溫度，並在前述捲取溫度下進行捲取；及退火步驟，係針對前述捲取步驟後之前述熱軋板進行退火；前述加熱步驟中，令以℃為單位之β變態點溫度為T _β時，前述加熱溫度為T _β℃以上且(T _β+150)℃以下；在前述熱軋延步驟中，軋縮率為85%以上，精加工溫度為(T _β-170)℃以上且(T _β-100)℃以下；並且在前述退火步驟中，前述退火中之退火溫度T為600℃以上且T _β以下，且前述退火溫度T、與在前述退火溫度中以秒為單位之維持時間t滿足下述式(3)； (T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)＜27000　…式(3)。
如請求項12之鈦合金板之製造方法，其中在前述退火步驟中，前述退火中之前述退火溫度T為600℃以上且T _β以下，且前述退火溫度T、與在前述退火溫度中以秒為單位之前述維持時間t滿足下述式(3')； 22000≦(T+273.15)×(Log ₁₀(t)+20)＜27000　…式(3')。