WO2022162814A1 - チタン合金薄板およびチタン合金薄板の製造方法 - Google Patents

チタン合金薄板およびチタン合金薄板の製造方法 Download PDF

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WO2022162814A1
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titanium alloy
alloy sheet
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元気 塚本
知徳 國枝
良樹 小池
利行 奥井
秀徳 岳辺
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日本製鉄株式会社
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Definitions

  • the present disclosure relates to a titanium alloy sheet and a method for manufacturing a titanium alloy sheet.
  • Titanium is a lightweight, high-strength, and corrosion-resistant material that can be applied to the aircraft field from the perspective of weight reduction and improved fuel efficiency. Titanium alloys have been actively developed in accordance with the characteristics required for each component of aircraft.
  • Patent Document 1 discloses an ⁇ + ⁇ type titanium alloy wire consisting of 1.4% or more and less than 2.1% Fe, 4.4% or more and less than 5.5% Al, and the balance titanium and impurities. .
  • Patent Document 2 discloses an ⁇ + ⁇ -type titanium alloy bar consisting of 0.5% or more and less than 1.4% Fe, 4.4% or more and less than 5.5% Al, and the balance titanium and impurities.
  • Patent Document 3 discloses a thin plate manufacturing method in which a pack material is formed by covering one or more plate-shaped core materials with a spacer material and a cover material, and the pack material is rolled to reduce the thickness of the core material.
  • a pack material is formed by covering one or more plate-shaped core materials with a spacer material and a cover material, and the pack material is rolled to reduce the thickness of the core material.
  • Manufacture of Ti-6Al-4V alloy thin sheets by pack rolling characterized in that each initial thickness is set so that the thickness of the cover material is set so that the ratio of the core material to the pack material is at least 0.25 or more.
  • a method is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a thin plate manufacturing method in which one or more plate-shaped core materials are covered with a spacer material and a cover material to form a pack material, and the pack material is rolled to reduce the thickness of the core material.
  • a method for producing a Ti-6Al-4V alloy thin sheet by pack rolling characterized in that the reduction ratio of the thickness of the pack material before and after decompression is 3 or more, and the rolling rate per pass is 15% or more. is disclosed.
  • Patent Document 5 a hot-rolled and annealed titanium alloy sheet composed of Al: 2.5 to 3.5%, V: 2.0 to 3.0%, and the balance Ti and ordinary impurities, in terms of weight percent, is heated.
  • a method for producing a titanium alloy sheet comprises cold rolling at a total rolling reduction of 67% or more in the same direction as the interrolling direction, and then annealing at a temperature between 650 and 900°C.
  • Patent Document 7 discloses that at least one solid-solution type ⁇ -stabilizing element is 2.0 to 4.5% by mass in Mo equivalent and at least one eutectoid-type ⁇ -stabilizing element is 0.00% in Fe equivalent.
  • ⁇ + ⁇ type titanium alloy containing 3 to 2.0% by mass, at least one ⁇ -stabilizing element in Al equivalent of more than 3.0% by mass and 5.5% by mass or less, and the balance being Ti and unavoidable impurities
  • the thin plate has an average particle size of the ⁇ phase of 5.0 ⁇ m or less, a maximum particle size of the ⁇ phase of 10.0 ⁇ m or less, an average aspect ratio of the ⁇ phase of 2.0 or less, and an ⁇
  • An ⁇ + ⁇ type titanium alloy sheet is disclosed, characterized in that the maximum aspect ratio of the phase is 5.0 or less.
  • Patent Document 8 discloses an ⁇ + ⁇ type titanium alloy hot-rolled sheet, wherein (a) the direction of the normal to the rolling surface (thickness direction) of the hot-rolled sheet is ND, the hot-rolling direction is RD, and the hot-rolled sheet width is The direction is TD, the normal direction of the (0001) plane of the ⁇ phase is the c-axis orientation, the angle formed by the c-axis orientation and ND is ⁇ , and the plane including the c-axis orientation and ND is the plane including ND and TD.
  • ⁇ is 0 degrees or more and 30 degrees or less
  • ⁇ is the (0002) reflection relative intensity of the X-ray from the crystal grain that falls within the entire circumference ( ⁇ 180 degrees to 180 degrees) , where XND is the strongest intensity, and (b2) ⁇ is 80 degrees or more and less than 100 degrees, and ⁇ is ⁇ 10 degrees.
  • XTD is 5.0 or more.
  • ⁇ be the angle formed by the plane with the plane including ND and TD, and (b1) ⁇ is 0 degrees or more and 30 degrees or less, and ⁇ is within the entire circumference ( ⁇ 180 degrees to 180 degrees)
  • X Of the (0002) line reflection relative intensities, the strongest intensity is XND, and (b2) X-ray (0002 ) Among the reflection relative intensities, XTD is the strongest intensity, and (c) XTD/XND is 4.0 or more. disclosed.
  • a high-strength ⁇ + ⁇ -type titanium alloy cold-rolled annealed sheet containing O, N and Fe in a range satisfying Q 0.34 to 0.55, the balance being Ti and inevitable impurities, the texture in the sheet surface direction was analyzed, the normal direction of the rolling surface of the cold-rolled annealed sheet was ND, the longitudinal direction was RD, the width direction was TD, the normal direction of the (0001) plane of the ⁇ phase was the c-axis direction, and the c-axis Let ⁇ be the angle formed by the orientation with ND, and ⁇ be the angle formed between the projection line of the c-axi
  • Non-Patent Document 1 discloses an ⁇ + ⁇ titanium alloy sheet having anisotropy in strength in the rolling direction and in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • Non-Patent Document 2 discloses an ⁇ + ⁇ titanium alloy sheet that is hot rolled at a temperature higher than the ⁇ transformation point to reduce the anisotropy of strength in the rolling direction and in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • an alloy containing a relatively large amount of Al which is an ⁇ -phase solid-solution strengthening element, such as Ti-6Al-4V (64 alloys) are often used.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy, such as 64 alloy which contains a large amount of Al and has high strength, generally has poor workability and is difficult to cold-roll.
  • a titanium alloy is subjected to unidirectional high-speed hot rolling at a temperature in the ⁇ region or in the ⁇ + ⁇ high temperature region where the ⁇ phase ratio is high, during the transformation from the ⁇ phase to the ⁇ phase, a hexagonal shape is formed in the sheet width direction by variant selection.
  • a hexagonal close-packed (hcp) c-axis oriented texture (T-texture) is formed. Since the c-axis direction of titanium has higher Young's modulus and strength than other directions, the T-texture is a texture suitable for increasing the strength and Young's modulus in the sheet width direction.
  • the temperature of the material during hot rolling drops sharply due to the reduction in sheet thickness, so the high-strength ⁇ phase increases and the high-temperature strength low ⁇ Titanium alloys with phase reduction have significantly increased deformation resistance and may exceed the load capacity of the rolling mill. Therefore, it is difficult to manufacture a thin plate having a thickness of 2.5 mm or less only by hot rolling.
  • the present disclosure has been made in view of the above problems, and the purpose of the present disclosure is to utilize T-texture, have high strength in the sheet width direction, and have a high Young's modulus in the sheet width direction.
  • An object of the present invention is to provide an Al-containing titanium alloy sheet having a thickness of 2.5 mm or less and a method for producing the same titanium alloy sheet.
  • the T-texture in hcp titanium is expected to deform due to slip in the hot rolling direction, so it cannot be concluded that cold rolling in the same direction is difficult.
  • the inventors of the present invention have made intensive and detailed studies on the production of a thin plate of 2.5 mm or less by cold rolling using an Al-containing titanium alloy having a T-texture developed by hot rolling.
  • a titanium alloy sheet according to an aspect of the present disclosure has, in mass %, Al: more than 4.0% and 6.6% or less, Fe: 0% or more and 2.3% or less, V: 0% or more , 4.5% or less, Si: 0% or more and 0.60% or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, Mn: 0% or more, 0 less than .25%, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, and O: 0% or more and 0.40% or less, and the balance is Ti and impurities,
  • the titanium alloy sheet according to [1] above contains, in % by mass, Fe: 0.5% or more and 2.3% or less or V: 2.5% or more and 4.5% or less may be contained.
  • Ni: less than 0.15%, Cr: less than 0.25%, and Mn: less than 0.25% may contain one or more selected from the group consisting of.
  • the half width may be 0.20° or more.
  • the titanium alloy sheet according to any one of [1] to [5] above has an aspect ratio of more than 3.0 and a band structure extending in the longitudinal direction of the plate, An area ratio of the band structure may be 70% or more.
  • the titanium alloy sheet according to any one of [1] to [6] above may have a thickness dimensional accuracy of 5.0% or less with respect to the average thickness.
  • a method for producing a titanium alloy sheet according to another aspect of the present disclosure is the method for producing a titanium alloy sheet according to any one of [1] to [7] above, comprising: % by mass, Al: more than 4.0% and 6.6% or less, Fe: 0% or more and 2.3% or less, V: 0% or more and 4.5% or less, Si: 0% or more, 0.5% or less; 60% or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, Mn: 0% or more and less than 0.25%, C: 0% or more and 0.08% less than, N: 0% or more and 0.05% or less, and O: 0% or more and 0.40% or less, a heating step of heating a titanium material with the balance being Ti and impurities; a hot rolling step of unidirectionally hot rolling the titanium material after the heating step; a cold rolling step of performing one or more cold rolling passes in the longitudinal direction of the titanium material after the hot rolling step, The heating temperature of
  • the rolling reduction in the hot rolling step is 80.0% or more
  • the finishing temperature in the hot rolling step is (T ⁇ -250) ° C. or higher and (T ⁇ -50) ° C. or lower
  • the cold rolling process is The rolling reduction per cold rolling pass is 40% or less, and when performing a plurality of the cold rolling passes, an intermediate annealing treatment is included,
  • the annealing conditions for the intermediate annealing treatment are The annealing temperature is 500° C. or higher and 750° C.
  • the annealing temperature T (° C.) and the holding time t (seconds) at the annealing temperature satisfy the following formula (2). 18000 ⁇ (T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20) ⁇ 22000 Expression (2) [9]
  • the annealing temperature is 500° C. or higher and 750° C. or lower, and the final temperature satisfies the formula (2). Annealing may be performed.
  • the strength in the sheet width direction is high, and the Young's modulus in the sheet width direction is high, and the sheet thickness is 2.5 mm or less. It is possible to provide a method.
  • FIG. 3 is an explanatory diagram for explaining the crystal orientation of ⁇ -phase crystal grains of a titanium plate by Euler angles according to Bunge's notation method.
  • 1 is an example of a crystal orientation distribution function obtained by an electron beam backscattering diffraction method for a titanium alloy thin plate according to an embodiment of the present disclosure
  • 1 is an optical micrograph showing an example of a band structure. It is a figure which shows an example of the optical microscope photograph of the titanium alloy thin plate which concerns on the same embodiment. It is a schematic diagram for demonstrating the measuring method of average plate
  • Titanium alloy sheet> First, a titanium alloy sheet according to this embodiment will be described with reference to the drawings.
  • the titanium alloy sheet according to this embodiment has, in mass %, Al: more than 4.0% and 6.6% or less, Fe: 0% or more and 2.3% or less, V: 0% or more and 4.5%.
  • Si 0% or more and 0.60% or less
  • Ni 0% or more and less than 0.15%
  • Cr 0% or more and less than 0.25%
  • Mn 0% or more and less than 0.25%
  • C 0% or more and less than 0.08%
  • N 0% or more and 0.05% or less
  • O 0% or more and 0.40% or less
  • the balance consists of Ti and impurities.
  • the notation "%" represents “% by mass” unless otherwise specified.
  • Al is an ⁇ -phase stabilizing element and an element with high solid-solution strengthening ability. Increasing the Al content increases the tensile strength at room temperature and the strength at relatively high temperatures. Al also has the effect of increasing the Young's modulus. Furthermore, if the Al content exceeds 4.0%, the hot-rolled sheet before cold rolling can maintain high cold-rollability. The Al content is preferably 4.5% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 6.6%, the cold rolling property of the hot-rolled sheet before cold rolling is significantly reduced, and Al is locally excessively concentrated due to solidification segregation and the like, resulting in Al regularizes. This Al-ordered region reduces the impact toughness of the titanium alloy sheet. Therefore, the Al content is 6.6% or less, preferably 6.5% or less, 6.3% or less, more preferably 6.2% or less.
  • Fe is a ⁇ -phase stabilizing element. Since Fe is an element with high solid-solution strengthening ability, increasing the Fe content increases the tensile strength at room temperature. Also, since the ⁇ phase has higher workability than the ⁇ phase, increasing the Fe content improves the workability of the titanium alloy sheet.
  • the Fe content is preferably 0.5% or more in order to obtain the desired tensile strength while maintaining the ⁇ phase with good workability at room temperature. Since Fe is not essential in the titanium alloy sheet, the lower limit of its content is 0%. The Fe content is more preferably 0.7% or more.
  • the Fe content is preferably 2.3% or less.
  • the Fe content is more preferably 2.1% or less, still more preferably 2.0% or less. It should be noted that Fe is less expensive than ⁇ -phase stabilizing elements such as V or Si.
  • V is a completely solid-solution type ⁇ -phase stabilizing element, and is an element having a solid-solution strengthening ability.
  • the V content is preferably 2.5% or more in order to obtain a solid-solution strengthening ability equivalent to that of Fe described above.
  • the V content is more preferably 3.0% or more. Since V is not essential in the titanium alloy sheet, the lower limit of its content is 0%. Substituting V for Fe increases the cost, but since V is less likely to segregate than Fe, variations in properties due to segregation are suppressed. As a result, it becomes easier to obtain stable properties in the longitudinal direction and the width direction of the titanium alloy thin plate. In order to suppress variations in properties due to V segregation, the V content is preferably 4.5% or less. As described above, since V is less likely to segregate than Fe, it is preferable that V be contained in the titanium material when manufacturing a large ingot.
  • Si is a ⁇ -phase stabilizing element, it also dissolves in the ⁇ -phase and exhibits high solid-solution strengthening ability.
  • Fe may segregate if it is contained in the titanium alloy sheet by more than 2.3%. Therefore, if necessary, Si may be contained in the titanium alloy sheet to increase the strength of the titanium alloy sheet.
  • Si has a segregation tendency opposite to that of O described below, and is less likely to solidify and segregate than O. Therefore, by including appropriate amounts of Si and O in the titanium alloy thin sheet, high fatigue strength and tensile strength can be expected to be compatible with
  • the Si content is high, an intermetallic compound of Si called silicide is formed, which may reduce the fatigue strength of the titanium alloy sheet.
  • the Si content is preferably 0.60% or less.
  • the Si content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, still more preferably 0.30% or less. Since Si is not essential in the titanium alloy plate, the lower limit of its content is 0%, but the Si content may be, for example, 0.10% or more, or 0.15% or more. may be
  • Ni like Fe or V, is an element that improves tensile strength and workability.
  • the Ni content is preferably less than 0.15%.
  • the Ni content is more preferably 0.14% or less and 0.11% or less. Since Ni is not essential in the titanium alloy plate, the lower limit of its content is 0%, but the Ni content may be, for example, 0.01% or more.
  • Cr like Fe or V
  • the Cr content is preferably less than 0.25%.
  • the Cr content is more preferably 0.24% or less, still more preferably 0.21% or less. Since Cr is not essential in the titanium alloy sheet, the lower limit of its content is 0%, but the Cr content may be, for example, 0.01% or more.
  • Mn like Fe or V
  • the Mn content is preferably less than 0.25%.
  • the Mn content is more preferably 0.24% or less, still more preferably 0.20% or less. Since Mn is not essential in the titanium alloy sheet, the lower limit of its content is 0%, but the Mn content may be, for example, 0.01% or more.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment contains either Fe: 0.5 to 2.3% or V: 2.5 to 4.5% as an optional element. preferably.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment contains either Fe: 0.5 to 2.3% or V: 2.5 to 4.5%, is replaced with part of Fe or V, one or two selected from the group consisting of Ni: less than 0.15%, Cr: less than 0.25%, and Mn: less than 0.25% It is preferable to contain the above.
  • the total amount of Fe, Ni, Cr, and Mn is preferably 0.5% or more and 2.3% or less when the species or two or more are contained.
  • the total amount of Fe, Ni, Cr, and Mn is 0.5% or more, high tensile strength is obtained, and the ⁇ phase, which has good workability at room temperature, is maintained to improve workability of the titanium alloy sheet.
  • the total amount of Fe, Ni, Cr, and Mn is 2.3% or less, segregation of these elements is suppressed, and it is possible to suppress variations in properties of the titanium alloy thin sheet.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment contains V, it is selected from the group consisting of Ni: less than 0.15%, Cr: less than 0.25%, and Mn: less than 0.25%.
  • the total amount of V, Ni, Cr, and Mn is preferably 2.5% or more and 4.5% or less.
  • the total amount of V, Ni, Cr, and Mn is 2.5% or more, high tensile strength is obtained, and the ⁇ phase, which has good workability at room temperature, is maintained to improve workability of the titanium alloy sheet.
  • the total amount of V, Ni, Cr, and Mn is 4.5% or less, the segregation of these elements is suppressed, making it possible to suppress variations in the properties of the titanium alloy sheet.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment is preferably limited to C: less than 0.080%, N: 0.050% or less, and O: 0.40% or less.
  • the content of each element is described below. Since C, N and O are not essential in the titanium alloy sheet, the lower limit of their content is 0%.
  • the C content is preferably less than 0.080%.
  • C is an unavoidably mixed substance, and its substantial content is usually 0.0001% or more.
  • N if contained in a large amount in a titanium alloy sheet, may reduce the ductility or workability of the titanium alloy sheet.
  • N is an interstitial element that penetrates into the ⁇ phase to strengthen the solid solution of the titanium material. Therefore, the N content is preferably 0.050% or less.
  • N is a substance that is unavoidably mixed, and the substantial content is usually 0.0001% or more.
  • O may reduce the ductility or workability of the titanium alloy sheet if it is contained in a large amount in the titanium alloy sheet.
  • O is an interstitial element and penetrates into the ⁇ phase to strengthen the solid solution of the titanium material. Therefore, the O content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less, and still more preferably 0.30% or less.
  • O is an unavoidably mixed substance, and its substantial content is usually 0.0001% or more.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment contains one or more selected from the group consisting of O, N, Fe, and V
  • the content of O in mass% is [O]
  • the N content is [N]
  • the Fe content is [Fe]
  • the V content is [V]
  • the Q value represented by the following formula (1) is 0.340 or less.
  • the lower limit of the Q value is not particularly limited, the Q value is substantially greater than 0 because O and N are unavoidably mixed.
  • Q [O]+(2.77 ⁇ [N])+(0.1 ⁇ [Fe])+(0.025 ⁇ [V]) Equation (1)
  • the Q value is an index for estimating the cold-rollability of titanium materials. If the Q value exceeds 0.340, the cold rolling properties may be remarkably lowered. As described above, when O and N are contained in a large amount, the cold rolling property is lowered. In particular, in a system containing more than 4.0% by mass of Al, O may be ordered with Al to form an intermetallic compound, resulting in a decrease in cold-rollability. Fe and V are ⁇ -phase stabilizing elements and basically have the effect of increasing cold-rollability. may reduce The coefficients of [N], [Fe] and [V] are determined in consideration of the degree of influence on deterioration of cold rolling properties.
  • the remainder of the chemical composition of the titanium alloy sheet according to this embodiment may be Ti and impurities.
  • Impurities include, for example, H, Cl, Na, Mg, Ca, and B that are mixed in during the refining process and Zr, Sn, Mo, Nb, and Ta that are mixed in from scraps and the like. If the total amount of impurities is 0.5% or less, there is no problem. Also, the H content is 150 ppm or less. B may form coarse precipitates in the ingot. Therefore, even if it is contained as an impurity, it is preferable to suppress the B content as much as possible.
  • the titanium alloy plate of the present embodiment preferably has a B content of 0.01% or less.
  • V contained in the titanium alloy sheet may be contained in an amount considered to be an impurity.
  • Fe contained in the titanium alloy sheet may be contained in an amount regarded as an impurity.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment may contain various elements in place of Ti as long as high strength in the sheet width direction and high Young's modulus can be obtained.
  • the elements exemplified as impurities may be contained in an amount equal to or greater than the amount considered as impurities, as long as the titanium alloy sheet has high strength and excellent workability.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment can have the above chemical components. More specifically, the chemical composition of the titanium alloy sheet according to this embodiment may be, for example, Ti-6Al-4V, Ti-6Al-4V ELI, and Ti-5Al-1Fe.
  • the maximum integrated orientation indicated by the crystal orientation distribution function f(g) is ⁇ 1: 0 to 30°, ⁇ : 60 to 90°, ⁇ 2: 0 to 60°, and if the degree of integration in the maximum integration direction is 10.0 or more, the tissue has a developed T-texture.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment has a structure with a developed T-texture and contains a large amount of non-recrystallized structure.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram for explaining the crystal orientation of ⁇ -phase crystal grains of a titanium alloy thin plate in terms of Euler angles according to Bunge's notation method.
  • RD rolling direction
  • TD strip width direction
  • ND normal direction of rolling surface
  • Each coordinate axis is arranged so that the origin of each coordinate system coincides, and the hexagonal column indicating hcp is shown so that the center of the (0001) plane of hcp, which is the ⁇ phase of titanium, coincides with the origin. ing.
  • the X-axis coincides with the [10-10] direction of the ⁇ phase
  • the Y-axis coincides with the [-12-10] direction
  • the Z-axis coincides with the [0001] direction (C-axis direction).
  • These three angles ⁇ 1, ⁇ , and ⁇ 2 are called Euler angles according to Bunge's notation.
  • the Euler angles according to the Bunge notation method define the crystal orientation (such as the C-axis direction) of the ⁇ -phase crystal grains of the titanium alloy thin plate.
  • ⁇ 1 is the line of intersection between the RD-TD plane (rolling plane) of the sample coordinate system and the [10-10]-[-12-10] plane of the crystal coordinate system and the RD (rolling plane) of the sample coordinate system. direction).
  • ⁇ is the angle between the ND (normal direction of the rolled surface) of the sample coordinate system and the [0001] direction (normal direction of the (0001) plane) of the crystal coordinate system.
  • ⁇ 2 is the line of intersection between the RD-TD plane (rolled surface) of the sample coordinate system and the [10-10]-[-12-10] plane of the crystal coordinate system, and the [10-10] direction of the crystal coordinate system. is the angle formed by
  • the maximum integration direction and maximum integration degree can be obtained as follows.
  • a cross section (L section) perpendicular to the width direction of the titanium alloy thin plate is chemically polished at the center position in the width direction (TD), and the crystal orientation is analyzed using the electron backscatter diffraction (EBSD) method.
  • About 5 fields of view are measured in an area of (total plate thickness) ⁇ 200 ⁇ m at a step of 1 ⁇ m for each of the lower surface portion and the central portion of the plate thickness of the titanium alloy thin plate.
  • the crystal orientation distribution function f(g) OIM Analysis TM software (Ver.8.1.0) manufactured by TSL Solutions.
  • the crystal orientation distribution function f(g) is calculated with an expansion index of 16 and a Gaussian half width of 5° in texture analysis using the spherical harmonics method of the EBSD method. At that time, considering the symmetry of the rolling deformation, the calculation is performed so as to be line symmetrical with respect to each of the thickness direction, the rolling direction, and the width direction.
  • the ODF is a three-dimensional distribution plotted in a three-dimensional space (Eulerian space) of ⁇ 1- ⁇ - ⁇ 2 of the measured crystal orientations and expressed by a distribution function.
  • FIG. 2 is an example of the crystal orientation distribution function f(g) obtained by the electron beam backscatter diffraction method of the titanium alloy thin plate according to this embodiment. In FIG.
  • the Eulerian space in order to display the Eulerian space in two dimensions, the Eulerian space is horizontally sliced every 5 degrees in the direction of angle ⁇ 2, and the obtained cross sections are arranged.
  • the maximum integration orientation and maximum integration degree can be calculated.
  • the maximum accumulation orientation and maximum accumulation degree are obtained based on the L cross section at the center position in the width direction, but since the texture of the titanium alloy thin plate is uniform in the width direction, The maximum integration direction and the maximum integration degree may be obtained based on the L section.
  • Dislocation density Generally, metal materials are work hardened by introducing dislocations. Also in the titanium alloy sheet, the higher the dislocation density, the higher the strength. Since the titanium alloy sheet according to the present embodiment has a structure with a developed T-texture, it contains a large amount of non-recrystallized structure. A non-recrystallized structure is a structure in which a large amount of dislocations are introduced.
  • a method of estimating the dislocation density there is a method of estimating the dislocation density from the half width of the diffraction peak obtained by X-ray diffraction (XRD). The larger the half width of the diffraction peak, the higher the dislocation density.
  • the dislocation density is calculated by the following method. After the surface of the titanium alloy thin plate is wet-polished using emery paper, the surface is mirror-polished using colloidal silica to obtain a mirror surface. XRD measurement is performed on the surface of the mirror-finished titanium alloy thin plate. The XRD measurement uses CuK ⁇ as a radiation source, and is carried out in the range of 2 ⁇ from 50.0° to 55.0° at a measurement pitch of 0.01° and a measurement speed of 2°/min. The half-value width is calculated by Rigaku integrated powder X-ray analysis software PDXL using X-ray diffraction data measured by Rigaku Smartlab.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment preferably has an aspect ratio of more than 3.0 and a band structure extending in the longitudinal direction of the plate, and the area ratio of the band structure is preferably 70% or more.
  • the band structure referred to here is, for example, a structure elongated in the longitudinal direction as shown in the optical micrograph of the band structure in FIG. Specifically, it refers to crystal grains having an aspect ratio of more than 3.0, which is represented by the major axis/minor axis of the crystal grain.
  • the titanium alloy sheet according to this embodiment has a band structure elongated in the longitudinal direction of the sheet, as shown in the optical micrograph of the titanium alloy sheet according to this embodiment in FIG.
  • a band structure elongated in the longitudinal direction of the plate is formed.
  • the band structure has many crystal grain boundaries perpendicular to the plate thickness direction. If the area ratio of the band structure is 70% or more, it is possible to slow down the growth of cracks generated from the plate surface in the plate thickness direction.
  • the area ratio of the band structure is more preferably 75% or more, still more preferably 80% or more. Also, all crystal grains may have a band structure, and the upper limit is 100.0%.
  • the aspect ratio and area ratio of the band structure can be calculated as follows.
  • a cross section (L section) obtained by cutting a titanium alloy thin plate perpendicularly to the width direction (TD) at the center position of the width direction (TD) is chemically polished, and at any five points in the cross section, (total thickness) ⁇
  • a region of 200 ⁇ m is measured in steps of 1 ⁇ m, and the crystal orientation is analyzed by the EBSD method. From the crystal orientation analysis result of this EBSD, the aspect ratio is calculated for each crystal grain. After that, the area ratio of crystal grains with an aspect ratio exceeding 3.0 is calculated.
  • the aspect ratio and the area ratio of the band structure are calculated based on the L cross section at the center position in the width direction, but since the band structure is uniformly distributed in the width direction, the L The aspect ratio and the area ratio of the band structure may be calculated based on the cross section.
  • the 0.2% yield strength in the sheet width direction at room temperature of the titanium alloy sheet according to this embodiment is 800 MPa or more. In the field of aircraft and the like, tensile strength close to the tensile strength at room temperature of Ti-6Al-4V, which is a general-purpose ⁇ + ⁇ -type titanium alloy, is often required. If the 0.2% proof stress in the sheet width direction at room temperature of the titanium alloy sheet is 800 MPa or more, it can be used for applications requiring high strength. The 0.2% yield strength in the sheet width direction at room temperature is preferably 850 MPa or more.
  • the 0.2% yield strength in the sheet width direction at room temperature is preferably 1300 MPa or less.
  • the 0.2% yield strength in the sheet width direction at room temperature is more preferably 1250 MPa or less.
  • the 0.2% yield strength can be measured by a method conforming to JIS Z2241:2011. Specifically, a No.
  • 13B tensile test piece (parallel part width 12.5 mm, gauge length 50 mm) specified in JIS Z 2241: 2011 so that the tensile direction is the plate width direction of the titanium alloy thin plate. It can be measured by preparing and performing a tensile test at a strain rate of 0.5% / min
  • the Young's modulus in the plate width direction of the titanium alloy thin plate according to this embodiment is 125 GPa or more. If the Young's modulus is 125 GPa or more, it can be used in applications such as the aircraft field, automobile parts, and consumer products that require high synthesis. In particular, if the Young's modulus in the plate width direction is 125 GPa or more, there is an advantage that the weight can be reduced by about 3 to 4% compared to the conventional one. A too high Young's modulus does not pose any problem, but the practical upper limit for titanium is about 150 GPa.
  • the Young's modulus in the sheet width direction can be measured by the following method. That is, a No.
  • 13B tensile test piece (parallel part width 12.5 mm, gauge length 50 mm) specified in JIS Z 2241: 2011 was prepared so that the tensile direction was the width direction of the titanium alloy thin plate, A strain gauge is attached, and at a strain rate of 10.0%/min, load-unload is repeated 5 times in a stress range from 100 MPa to half of the 0.2% yield strength, and the slope is obtained, and the maximum and minimum values are excluded. Let the average value of three times be a Young's modulus.
  • the Vickers hardness HV of the titanium alloy thin plate according to this embodiment is 330 or higher.
  • Vickers hardness HV conforms to JIS Z 2244: 2009, mirror-polished a cross section (TD (Transverse direction) surface) perpendicular to the width direction (TD) at the central position of the rolled plate in the width direction (TD), The cross section is measured at 7 points with a load of 500 g and a load time of 15 seconds, and the average value of the 5 points excluding the maximum and minimum values is defined as the Vickers hardness HV.
  • the Vickers hardness HV of the titanium alloy thin plate according to this embodiment may be 340 or higher, or 350 or higher.
  • the Vickers hardness HV of the titanium alloy thin plate according to the present embodiment may be 430 or less, or may be 420 or less.
  • the Vickers hardness of HV330 or more of the titanium alloy thin plate according to this embodiment corresponds to a tensile strength of 1 GPa or more measured by a method conforming to JIS Z2241:2011.
  • the TD surface at the central position in the longitudinal direction is used as the measurement surface for the Vickers hardness HV.
  • the surface may be used as the measurement surface for the Vickers hardness HV.
  • the average plate thickness of the titanium alloy thin plate according to this embodiment is 2.5 mm or less.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment is manufactured by a method including a cold rolling process, so that the average sheet thickness can be 2.5 mm or less.
  • the average plate thickness of the titanium alloy thin plate according to the present embodiment is preferably 0.1 mm or more.
  • the average plate thickness of the titanium alloy thin plate according to this embodiment is more preferably 0.3 mm or more.
  • FIG. 5 is a schematic diagram for explaining a method for measuring the average plate thickness.
  • the plate thickness at each position is 1 m in the longitudinal direction at the position of 1/4 of the plate width from the center position of the plate width direction (TD) and both ends in the plate width direction. Measurements are taken at 5 or more locations with the above intervals, and the average value of the measured plate thicknesses is taken as the average plate thickness.
  • the thickness dimensional accuracy of the titanium alloy thin plate according to the present embodiment is preferably 5.0% or less with respect to the average plate thickness.
  • pack rolling multiple layers of titanium material wrapped in steel material are hot rolled to produce titanium alloy sheets. It is difficult to manufacture thick thin plates.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment is manufactured through cold rolling as described later, the titanium alloy sheet is excellent in thickness dimensional accuracy.
  • the dimensional accuracy of the titanium alloy thin plate according to the present embodiment is more preferably 4.0% or less of the average plate thickness, and still more preferably 2.0% or less.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment has been described above.
  • the titanium alloy sheet according to the present embodiment described above may be manufactured by any method, but may be manufactured, for example, by the method for manufacturing a titanium alloy sheet described below.
  • the method for manufacturing a titanium alloy sheet according to the present embodiment includes a slab manufacturing process for manufacturing a titanium alloy slab that is the material (titanium material) of the titanium alloy sheet, a heating process for heating the titanium alloy slab, and a titanium alloy sheet after the heating process.
  • a titanium alloy slab is manufactured.
  • a material having the chemical composition described above and manufactured by a known method can be used.
  • the method for producing the titanium alloy slab is not particularly limited, and for example, it can be produced according to the following procedure.
  • an ingot is produced from sponge titanium by various melting methods such as vacuum arc melting method, electron beam melting method, hearth melting method such as plasma melting method, and the like.
  • a titanium alloy slab can be obtained by hot forging the obtained ingot at a temperature in the ⁇ -phase high-temperature range, the ⁇ + ⁇ two-phase range, or the ⁇ -phase single-phase range.
  • the titanium alloy slab may be subjected to pretreatment such as cleaning treatment and cutting as necessary.
  • pretreatment such as cleaning treatment and cutting as necessary.
  • a rectangular shape that can be hot-rolled by the hearth melting method it may be subjected to hot rolling without hot forging or the like.
  • the manufactured titanium alloy slab contains more than 4.0% and 6.6% or less of Al, Fe: 0% or more and 2.3% or less, V: 0% or more and 4.5% or less, Si: 0%.
  • Ni 0% or more and less than 0.15%
  • Cr 0% or more and less than 0.25%
  • Mn 0% or more and less than 0.25%
  • C 0% or more, It contains less than 0.080%
  • N 0% or more and 0.050% or less
  • O 0% or more and less than 0.40%.
  • the titanium alloy slab is heated to a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation point T ⁇ °C ( T ⁇ + 150°C) or lower. If the heating temperature is lower than T ⁇ °C, the titanium alloy slab will be rolled down with a high proportion of the ⁇ phase, and the reduction with a high proportion of the ⁇ phase will be insufficient. Therefore, the T-texture is not sufficiently developed. Also, if the heating temperature exceeds (T ⁇ +150° C.), the possibility of recrystallization of the ⁇ phase during rolling becomes very high. In this case, variant selection does not occur during the phase transformation from the ⁇ phase to the ⁇ phase, so the T-texture is difficult to develop.
  • the temperature of the titanium alloy slab referred to here is the surface temperature, which is measured with a radiation thermometer.
  • a radiation thermometer For the emissivity of the radiation thermometer, a value calibrated to match the temperature measured using a contact thermocouple on the slab immediately after coming out of the heating furnace is used.
  • the ⁇ transformation point T ⁇ means the boundary temperature at which the ⁇ phase begins to form when the titanium alloy is cooled from the ⁇ single phase region.
  • T ⁇ can be obtained from the state diagram.
  • the state diagram can be obtained, for example, by the CALPHAD (Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry) method.
  • the phase diagram of the titanium alloy is obtained by the CALPHAD method using Thermo-Calc, which is an integrated thermodynamic calculation system of Thermo-Calc Software AB, and a predetermined database (TI3), and T ⁇ is calculated. can do.
  • Titanium alloys usually form a T-texture during the transformation from the ⁇ phase to the ⁇ phase when unidirectional high-speed hot rolling is performed at a temperature on the high temperature side of the ⁇ region or the ⁇ + ⁇ region having a high ⁇ phase ratio.
  • the T-texture can be sufficiently developed by starting hot rolling in a temperature range where the ⁇ -region single phase or the ⁇ -phase fraction is high, for example, at (T ⁇ -50)°C or higher.
  • hot rolling is started at a temperature of 950° C. or higher, for example.
  • the method for producing a titanium alloy sheet according to the present embodiment includes a hot rolling step of hot rolling a titanium alloy slab in one direction.
  • the reduction ratio of the titanium alloy slab in is 80% or more, and the finishing temperature is (T ⁇ -250)° C. or more and (T ⁇ -50)° C. or less.
  • T-texture is formed in the titanium alloy hot-rolled sheet obtained by hot-rolling the slab.
  • T-texture is excellent in cold-rollability and is effective in increasing strength in the sheet width direction and increasing Young's modulus.
  • the finishing temperature is less than (T ⁇ ⁇ 250)° C.
  • the titanium alloy slab will be reduced with a high proportion of ⁇ phase, and the reduction with a high proportion of ⁇ phase will be insufficient. Therefore, the T-texture is not sufficiently developed.
  • the finishing temperature is less than (T ⁇ ⁇ 250)° C.
  • the hot deformation resistance increases sharply and the hot workability decreases, so edge cracks are likely to occur and the yield decreases. .
  • the rolling reduction is less than 80.0%, the working strain is not sufficiently introduced, the strain is not introduced uniformly over the entire plate thickness, and the T-texture may not develop sufficiently.
  • the hot-rolled titanium alloy sheet In order to make the texture of the hot-rolled titanium alloy sheet a strong T-texture and ensure high anisotropy, it is preferable to heat the titanium alloy slab to the above heating temperature and hold it for 30 minutes or more. By holding the titanium alloy slab at the above heating temperature for 30 minutes or more, the crystal phase of the titanium alloy slab becomes the ⁇ single phase, and the T-texture is formed and developed more easily.
  • the heating temperature and finishing temperature are the surface temperatures of the titanium alloy slab, and can be measured by known methods.
  • the heating temperature and finishing temperature can be measured using, for example, a radiation thermometer.
  • the titanium alloy slab can be continuously hot rolled using known continuous hot rolling equipment.
  • a continuous hot rolling facility the titanium alloy slab is hot rolled and then wound by a winding machine to form a titanium alloy hot rolled coil.
  • the hot-rolled titanium alloy sheet obtained through the above-described hot-rolling process may be subjected, if necessary, to annealing by a known method, removal of oxide scale by pickling or cutting, or cleaning treatment. good.
  • the titanium material after the hot rolling step is subjected to one or more cold rolling passes in the longitudinal direction.
  • the rolling reduction per cold rolling pass in the cold rolling process is 40% or less. If the rolling reduction per cold rolling pass is 40% or less, recrystallization is less likely to occur in subsequent intermediate annealing and final annealing, and the T-texture can be maintained.
  • the cold rolling pass referred to here refers to cold rolling that is performed continuously. Specifically, the cold rolling pass is performed after the hot rolling process until the titanium material reaches the final product thickness, or after the hot rolling process when the temper rolling process described later is performed after the hot rolling process. It refers to cold rolling from to before the temper rolling process. However, if intermediate annealing is performed in the cold rolling process, the cold rolling after the hot rolling process to the intermediate annealing process, from the intermediate annealing process until the titanium material reaches the final product thickness, or before the temper rolling process cold rolling is called a cold rolling pass. Further, when the intermediate annealing treatment is performed multiple times, the cold rolling from the previous intermediate annealing treatment to the subsequent intermediate annealing treatment is also called a cold rolling pass.
  • the temperature at which the cold rolling pass is performed may be, for example, 500°C or lower, or 400°C or lower.
  • the lower limit of the temperature at which the cold rolling pass is performed is not particularly limited, and the temperature at which the cold rolling pass is performed can be, for example, room temperature or higher. Room temperature here intends 0 degreeC or more.
  • the titanium material after the final cold rolling pass may be subjected to a final annealing treatment.
  • the final annealing treatment may be performed as appropriate and is not an essential treatment.
  • the processing conditions for the intermediate annealing treatment and the final annealing treatment are such that the annealing temperature is 500° C. or higher and 750° C. or lower, and the annealing temperature T (° C.) and the holding time t (seconds) at the annealing temperature are expressed by the following formula (102 ). Note that (T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20) in the following equation (102) is the Larson-Miller parameter. 18000 ⁇ (T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20) ⁇ 22000 Expression (102)
  • the annealing temperature is less than 500 ° C. or the annealing temperature or holding time does not satisfy the above formula (102), recovery of the metal structure will be insufficient, causing internal cracks or edge cracks during cold rolling. In some cases, the strain accumulation at the surface increases, resulting in recrystallization. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 750° C., recrystallization occurs and the T-texture is lost.
  • the annealing temperature is 500° C. or higher and 750° C.
  • the annealing temperature T (° C.) and the holding time t (seconds) at the annealing temperature satisfy the following formula (102)
  • a titanium alloy sheet is manufactured through the above-described cold rolling process. After the cold rolling process, the titanium alloy sheet may be subjected to temper rolling for adjusting mechanical properties or correcting the shape, if necessary. A tensile correction is preferably applied. The rolling reduction in temper rolling is preferably 10% or less, and the elongation of the titanium alloy cold-rolled sheet in tensile straightening is preferably 5% or less. It should be noted that temper rolling and tension straightening may not be performed if unnecessary. The method for manufacturing a titanium alloy sheet according to the present embodiment has been described above.
  • the T-texture is generated and developed by the hot rolling process, and the T-texture is maintained by the cold rolling process. is obtained.
  • the maximum integrated orientation indicated by the crystal orientation distribution function f(g) is ⁇ 1: 0 to 30°, ⁇ : 60 to 90°, ⁇ 2: 0 to 60°
  • a titanium alloy sheet having a degree of integration of the maximum integration orientation of 10.0 or more is obtained.
  • This titanium alloy thin plate has, in mass %, Al: more than 4.0% and 6.6% or less, Fe: 0% or more and 2.3% or less, V: 0% or more and 4.5% or less, Si: 0% or more and 0.60% or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, Mn: 0% or more and less than 0.25%, C: 0% and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, and O: 0% or more and 0.40% or less.
  • This titanium alloy sheet has a 0.2% proof stress in the sheet width direction at 25° C. of 800 MPa or more and a Young's modulus in the sheet width direction of 125 GPa or more.
  • Example 1 Manufacture of Titanium Alloy Sheet First, after manufacturing a titanium alloy ingot as a raw material for the titanium alloy sheet shown in Table 1 by vacuum arc remelting (VAR: Vacuum Arc Remelting), it is bloomed or forged to a thickness of 150 mm and a width of 800 mm. ⁇ A slab with a length of 5000 mm was manufactured. Elements other than those listed in Table 1 are Ti and impurities. "Q" in Table 1 is a value calculated by the following formula (1).
  • the ODF was calculated with an expansion index of 16 and a Gaussian half width of 5° in texture analysis using the spherical harmonics method of the EBSD method. At that time, considering the symmetry of the rolling deformation, the calculation was performed so as to be line symmetrical with respect to each of the thickness direction, the rolling direction, and the width direction.
  • the diffraction peak half width of the (102) plane was calculated. Specifically, after the surface of the titanium alloy thin plate is wet-polished using emery paper, the surface is mirror-polished using colloidal silica to obtain a mirror surface. XRD measurement is performed on the surface of the mirror-finished titanium alloy thin plate.
  • the XRD measurement was carried out using CuK ⁇ as a radiation source, with a measurement pitch of 0.01° and a measurement speed of 2°/min in the range of 2 ⁇ from 50.0° to 55.0°.
  • the half-value width was calculated by Rigaku's integrated powder X-ray analysis software PDXL using X-ray diffraction data measured by Rigaku's Smartlab. If the half width is 0.20° or more, the dislocation density is such that sufficient work hardening can be obtained.
  • the 0.2% proof stress ⁇ T in the sheet width direction at 25° C. of the titanium alloy sheets according to each of the invention examples, reference examples and comparative examples was measured according to JIS Z 2241:2011. Specifically, a No. 13B tensile test piece (parallel part width 12.5 mm, gauge length 50 mm) specified in JIS Z 2241: 2011 so that the tensile direction is the plate width direction of the titanium alloy thin plate. A tensile test was performed at a strain rate of 0.5%/min for measurement.
  • Young's modulus E in the sheet width direction The Young's modulus E in the sheet width direction of the titanium alloy sheets according to each of the invention examples, reference examples and comparative examples was measured by the following method. That is, a No. 13B tensile test piece (parallel part width 12.5 mm, gauge length 50 mm) specified in JIS Z 2241: 2011 was prepared so that the tensile direction was the width direction of the titanium alloy thin plate, A strain gauge is attached and the strain rate is 10.0% / min, and the load-unload is repeated 5 times in the stress range from 100 MPa to half of the 0.2% proof stress, and the slope is obtained. The Young's modulus was defined as the average value of three times except for the value.
  • Vickers hardness HV The Vickers hardness HV is measured in accordance with JIS Z 2244: 2009 by mirror-polishing a cross section (TD (Transverse direction) surface) perpendicular to the width direction of the rolled surface at the central position in the longitudinal direction (RD). The cross section was measured at 7 points with a load of 500 g and a load time of 15 seconds, and the Vickers hardness HV was obtained by excluding the maximum and minimum values and averaging the 5 points.
  • TD Transverse direction
  • RD longitudinal direction
  • Average plate thickness dave The average plate thickness of the titanium alloy sheets according to each invention example, reference example and comparative example was measured by the following method. The thickness of each titanium alloy sheet was measured in the longitudinal direction using an X-ray or a vernier caliper at a distance of 1/4 of the plate width from the center position in the plate width direction and both ends in the plate width direction of each titanium alloy thin plate manufactured. Measurements were taken at 5 or more locations with an interval of 1 m or more, and the average value of the measured plate thicknesses was taken as the average plate thickness.
  • the cold-rollability of the titanium alloy sheets according to each invention example, reference example and comparative example was evaluated by the following method. That is, the maximum value of edge cracks after cold rolling was evaluated. Then, when the maximum value of edge cracks after cold rolling is 1 mm or less, the cold rolling property is extremely good "A", and when the maximum value of edge cracks after cold rolling is more than 1 mm and 2 mm or less, the cold rolling property is When the maximum value of edge cracks after cold rolling was more than 2 mm, the cold rolling property was rated as poor "C".
  • the maximum integration orientation was in the range of ⁇ 1: 0 to 30°, ⁇ : 60 to 90°, and ⁇ 2: 0 to 60°, and the maximum integration degree was 10.0 or more.
  • the half width was 0.20° or more, and the area ratio of the band structure was 70% or more.
  • the 0.2% proof stress ⁇ T in the sheet width direction at 25° C. was 800 MPa or more, and the Young's modulus in the sheet width direction was 125 GPa or more.
  • the final average plate thickness dave was 1.2 to 1.9 mm, and the dimensional accuracy a was 5.0% or less.
  • Comparative Example 10 since the Al content was small, the 0.2% proof stress was as small as 692 MPa, and the Young's modulus in the sheet width direction was as small as 122 GPa. Comparative Example 11 had a high Al content, and surface cracks and severe edge cracks occurred during cold rolling after hot rolling. In Comparative Example 12, the temperature dropped significantly in the second half of hot rolling, and the hot-rolled sheet cracked, so a sheet with a thickness of 2.5 mm could not be produced.
  • Invention Examples 1 to 6, 9 to 20, and 25 to 49 have a Q value of 0.340 or less, and these examples are compared with Invention Examples 7, 8, and 21 to 24, which have a Q value of more than 0.340. and showed good cold rolling properties.
  • Comparative Examples 1 to 10 deviate from the manufacturing conditions of the method for manufacturing a titanium alloy sheet according to the present disclosure, the maximum accumulation orientation or the degree of accumulation in the maximum accumulation orientation does not satisfy the requirements of the present application, and the Young's modulus in the sheet width direction E was less than 125 GPa.

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Abstract

 本開示に係るチタン合金薄板は、所定の化学成分を含有し、α相の結晶方位をＢｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で表した場合に、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析において、展開指数を１６とし、ガウス半値幅を５°として算出される結晶方位分布関数ｆ（ｇ）で示される最大集積方位がφ１：０～３０°、Φ：６０～９０°、φ２：０～６０°の範囲にあり、前記最大集積方位の集積度が１０．０以上であり、２５℃における板幅方向の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、板幅方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上であり、平均板厚が２．５ｍｍ以下である。

Description

チタン合金薄板およびチタン合金薄板の製造方法
　本開示は、チタン合金薄板およびチタン合金薄板の製造方法に関する。
　チタンは、軽量、高強度かつ耐食性に優れた材料であり、軽量化、燃費向上の観点から航空機分野に適用可能な材料である。航空機の各構成部材に求められる特性に応じたチタン合金の開発が盛んに行われている。
　例えば、特許文献１には、１．４％以上２．１％未満のＦｅ、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、残部チタンおよび不純物からなるα＋β型チタン合金線材が開示されている。
　特許文献２には、０．５％以上１．４％未満のＦｅ、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、残部チタンおよび不純物からなるα＋β型チタン合金棒材が開示されている。
　特許文献３には、一枚または複数枚の板状のコア材をスペーサ材とカバー材で覆ってパック材を形成し、このパック材を圧延してコア材を減厚する薄板の製造方法において、各々の初期板厚を、パック材に対するコア材の比率が少なくとも０．２５以上となるようにカバー材の板厚を設定することを特徴とするパック圧延によるＴｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金薄板の製造方法が開示されている。
　特許文献４には、一枚または複数枚の板状のコア材をスペーサ材とカバー材で覆ってパック材を形成し、このパック材を圧延してコア材を減厚する薄板の製造方法において、パック材の減圧前後の板厚の圧下比が３以上となる圧延について、１パス当たりの圧延率を１５％以上とすることを特徴とするパック圧延によるＴｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金薄板の製造方法が開示されている。
　特許文献５には、重量％で、Ａｌ：２．５～３．５％、Ｖ：２．０～３．０％、残部Ｔｉおよび通常の不純物からなるチタン合金の熱延焼鈍板を、熱間圧延方向と同一の方向に総圧延率６７％以上で冷間圧延し、次いで６５０～９００℃の間の温度で焼鈍することを特徴とするチタン合金薄板の製造方法が開示されている。
　特許文献６には、α＋β型チタン合金冷延板の製造工程で、冷間圧延後に実施する中間焼鈍を、焼鈍温度：〔β変態点－２５℃〕以上でβ変態点未満の温度範囲、焼鈍時間：０．５～４時間、加熱保持後の冷却速度：０．５～５℃／秒、上記冷却速度での冷却を施す温度区間：３００℃以下まで、なる条件で行うことを特徴とする、α＋β型チタン合金薄板の製造方法が開示されている。
　特許文献７には、全率固溶型β安定化元素の少なくとも１種をＭｏ当量で２．０～４．５質量％、共析型β安定化元素の少なくとも１種をＦｅ当量で０．３～２．０質量％、α安定化元素の少なくとも１種をＡｌ当量で３．０質量％超５．５質量％以下、を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるα＋β型チタン合金薄板であって、α相の平均粒径が５．０μｍ以下であるとともに、α相の最大粒径が１０．０μｍ以下であり、α相の平均アスペクト比が２．０以下であるとともに、α相の最大アスペクト比が５．０以下であることを特徴とするα＋β型チタン合金薄板が開示されている。
　特許文献８には、α＋β型チタン合金熱延板であって、（ａ）熱間圧延板の圧延面法線方向（板厚方向）をＮＤ、熱間圧延方向をＲＤ、熱間圧延板幅方向をＴＤとし、α相の（０００１）面の法線方向をｃ軸方位として、ｃ軸方位がＮＤとなす角度をθ、ｃ軸方位とＮＤを含む面がＮＤとＴＤを含む面となす角度をΦとし、（ｂ１）θが０度以上、３０度以下であり、かつ、Φが全周（－１８０度～１８０度）に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＮＤとし、（ｂ２）θが８０度以上、１００度未満であり、かつ、Φが±１０度に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＴＤとして、（ｃ）ＸＴＤ／ＸＮＤが５．０以上であることを特徴とする冷延性および冷間での取扱性に優れたα＋β型チタン合金板が開示されている。
　特許文献９には、質量％で、Ｆｅ：０．８～１．５％、Ａｌ：４．８～５．５％、Ｎ：０．０３０％以下を含有するとともに、Ｏの含有量（質量％）を［Ｏ］、Ｎの含有量（質量％）を［Ｎ］として、Ｑ（％）＝［Ｏ］＋２．７７・［Ｎ］で定義するＱ（％）＝０．１４～０．３８を満足する範囲のＯおよびＮを含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなる高強度α＋β型チタン合金熱延板であって、（ａ）熱間圧延板の法線方向をＮＤ、熱間圧延方向をＲＤ、熱間圧延板幅方向をＴＤとし、α相の（０００１）面の法線方向をｃ軸方位として、ｃ軸方位がＮＤとなす角度をθ、ｃ軸方位とＮＤを含む面がＮＤとＴＤを含む面となす角度をφとし、（ｂ１）θが０度以上、３０度以下であり、かつ、φが全周（－１８０度～１８０度）に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＮＤとし、（ｂ２）θが８０度以上、１００度未満であり、かつ、φが±１０度に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＴＤとして、（ｃ）ＸＴＤ／ＸＮＤが４．０以上であることを特徴とする冷間でのコイル取扱性に優れた高強度α＋β型チタン合金板が開示されている。
　特許文献１０には、質量％で０．８～１．５％のＦｅ、０．０２０％以下のＮを含有し、Ｏの含有量（質量％）を［Ｏ］、Ｎの含有量（質量％）を［Ｎ］、Ｆｅの含有量（質量％）を［Ｆｅ］として、Ｑ（％）＝［Ｏ］＋２．７７×［Ｎ］＋０．１×［Ｆｅ］で定義するＱ（％）がＱ＝０．３４～０．５５を満足する範囲のＯ、ＮおよびＦｅを含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなる高強度α＋β型チタン合金冷延焼鈍板において、板面方向の集合組織を解析した時に、冷延焼鈍板の圧延面法線方向をＮＤ、板長手方向をＲＤ、板幅方向をＴＤとし、α相の（０００１）面の法線方向をｃ軸方位として、ｃ軸方位がＮＤとなす角度をθ、ｃ軸方位の板面への射影線と板幅方向（ＴＤ）のなす角度をφとし、角度θが０度以上３０度以下であり、かつφが－１８０度～１８０度に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＮＤとし、角度θが８０度以上１００度未満であり、φが±１０度の範囲内に入る結晶粒によるＸ線の（０００２）反射相対強度のうち、最も強い強度をＸＴＤとした場合、比ＸＴＤ／ＸＮＤが５．０以上であることを特徴とする、板幅方向の強度およびヤング率が高いα＋β型チタン合金板が開示されている。
　非特許文献１には、圧延方向と圧延方向に垂直な方向の強度に異方性を有するα＋βチタン合金薄板が開示されている。
　非特許文献２には、β変態点よりも高い温度で熱間圧延して、圧延方向と圧延方向に垂直な方向の強度の異方性を低減させたα＋βチタン合金薄板が開示されている。
日本国特開平７－６２４７４号公報 日本国特開平７－７０６７６号公報 日本国特開２００１－３００６０３号公報 日本国特開２００１－３００６０４号公報 日本国特開昭６１－１４７８６４号公報 日本国特開平１－１２７６５３号公報 日本国特開２０１３－２２７６１８号公報 国際公開第２０１２／１１５２４２号 国際公開第２０１２／１１５２４３号 国際公開第２０１５／１５６３５６号
ＫＯＢＥ　ＳＴＥＥＬ　ＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧ　ＲＥＰＯＲＴＳ／Ｖｏｌ．５９、Ｎｏ．１（２００９）、Ｐ．８１～８４ ＫＯＢＥ　ＳＴＥＥＬ　ＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧ　ＲＥＰＯＲＴＳ／Ｖｏｌ．６０、Ｎｏ．２（２０１０）、Ｐ．５０～５４
　ところで、航空機の構成部材の中でもより高い強度が求められる部材にはα相の固溶強化型元素であるＡｌを比較的多く含有する合金、例えば、α＋β型チタン合金のＴｉ－６Ａｌ－４Ｖ（６４合金）が多く用いられる。６４合金のようなＡｌを多く含有し、高強度となるα＋β型チタン合金は一般に加工性に乏しく、冷間圧延することは困難であると考えられていた。
　一方で、チタン合金をβ域またはβ相割合の高いα＋β高温域の温度で一方向の高速の熱間圧延を行うと、β相からα相への変態時に、バリアント選択によって板幅方向に六方最密充填構造（ｈｅｘａｇｏｎａｌ　ｃｌｏｓｅ－ｐａｃｋｅｄ、ｈｃｐ）のｃ軸が配向した集合組織（Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ）が形成される。チタンのｃ軸方向が他方向に比べて高いヤング率、強度を有するため、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅは、板幅方向の高強度化や高ヤング率化に適した集合組織である。しかし、熱間圧延により薄いチタン合金板を製造しようとすると、板厚の減少により熱間圧延時の材料の温度が急激に低下するため、高強度のα相が増加し、高温強度の低いβ相が減少するチタン合金は著しく変形抵抗が増大し、圧延機の許容荷重を超えることがある。そのため、熱間圧延のみでは板厚２．５ｍｍ以下の薄板を製造することが困難である。また、冷間圧延での加工硬化の軟化を目的とした高温の焼鈍により、再結晶集合組織が形成した場合、本集合組織は容易に消失する。このため、従来は板厚２．５ｍｍ以下の薄板では、本集合組織は有効活用されてこなかった。これらにより、従来、Ａｌを多く含有しかつＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが発達した高強度、高ヤング率のチタン合金薄板を製造することは困難と考えられていた。
　本開示は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本開示の目的とするところは、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを活用し、板幅方向の強度が高く、かつ、板幅方向のヤング率が高い、板厚２．５ｍｍ以下のＡｌ含有チタン合金薄板および同チタン合金薄板の製造方法を提供することにある。
　本来、ｈｃｐ構造のチタンにおけるＴ－ｔｅｘｔｕｒｅは、熱間圧延方向へのすべりによる変形が期待されるため、同方向への冷間圧延が困難と断定はできない。本発明者らは、熱間圧延によりＴ－ｔｅｘｔｕｒｅを発達させたＡｌ含有チタン合金を用いて冷間圧延による２．５ｍｍ以下の薄板の製造について、鋭意かつ詳細に検討を行った。
　本開示は上記知見に基づき完成されたものであり、その要旨は、以下の通りである。
［１］　本開示の一態様に係るチタン合金薄板は、質量％で、Ａｌ：４．０％超、６．６％以下、Ｆｅ：０％以上、２．３％以下、Ｖ：０％以上、４．５％以下、Ｓｉ：０％以上、０．６０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、および、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなり、
　α相の結晶方位をＢｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で表した場合に、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析において、展開指数を１６とし、ガウス半値幅を５°として算出される結晶方位分布関数ｆ（ｇ）で示される最大集積方位がφ１：０～３０°、Φ：６０～９０°、φ２：０～６０°の範囲にあり、前記最大集積方位の集積度が１０．０以上であり、
　２５℃における板幅方向の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、
　板幅方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上であり、
　平均板厚が２．５ｍｍ以下である。
［２］　上記［１］に記載のチタン合金薄板は、質量％で、
　Ｆｅ：０．５％以上、２．３％以下またはＶ：２．５％以上、４．５％以下
を含有してもよい。
［３］　上記［２］に記載のチタン合金薄板は、前記Ｆｅまたは前記Ｖの一部に替えて、質量％で、
　Ｎｉ：０．１５％未満、
　Ｃｒ：０．２５％未満、および、
　Ｍｎ：０．２５％未満、からなる群より選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［４］　上記［２］または［３］に記載のチタン合金薄板は、前記Ｔｉの一部に替えて、Ｏ、Ｎ、Ｆｅ、およびＶからなる群より選択される１種または２種以上を含有する場合、質量％での、Ｏの含有量を［Ｏ］、Ｎの含有量を［Ｎ］、Ｆｅの含有量を［Ｆｅ］、Ｖの含有量を［Ｖ］としたときに、下記式（１）で示されるＱが０．３４０以下であってもよい。
　Ｑ＝［Ｏ］＋（２．７７×［Ｎ］）＋（０．１×［Ｆｅ］）＋（０．０２５×［Ｖ］）　…式（１）
［５］　上記［１］～［４］のいずれか1項に記載のチタン合金薄板は、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折法によって検出される２θ＝５３．３±１°における回折ピークの半値幅が０．２０°以上であってもよい。
［６］　上記［１］～［５］のいずれか1項に記載のチタン合金薄板は、アスペクト比が３．０超であり板長手方向に伸長したバンド組織を有し、
　前記バンド組織の面積率が７０％以上であってもよい。
［７］　上記［１］～［６］のいずれか１項に記載のチタン合金薄板は、板厚の寸法精度が前記平均板厚に対して５．０％以下であってもよい。
［８］　本開示の別の態様に係るチタン合金薄板の製造方法は、上記［１］～［７］のいずれか１項に記載のチタン合金薄板の製造方法であって、
　質量％で、Ａｌ：４．０％超、６．６％以下、Ｆｅ：０％以上、２．３％以下、Ｖ：０％以上、４．５％以下、Ｓｉ：０％以上、０．６０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、Ｃ：０％以上、０．０８％未満、Ｎ：０％以上、０．０５％以下、および、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなるチタン素材を加熱する加熱工程と、
　前記加熱工程後の前記チタン素材を一方向に熱間圧延する熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程後の前記チタン素材に対して当該チタン素材の長手方向に１回以上の冷間圧延パスを行う冷間圧延工程と、を有し、
　前記加熱工程における前記チタン素材の加熱温度は、β変態点をＴβ（℃）としたとき、Ｔβ℃以上（Ｔβ＋１５０）℃以下であり、
　前記熱間圧延工程における圧下率は、８０．０％以上であり、
　前記熱間圧延工程における仕上温度は、（Ｔβ－２５０）℃以上（Ｔβ－５０）℃以下であり、
　前記冷間圧延工程は、
　冷間圧延パス１回当たりの圧延率が４０％以下であり、複数の前記冷間圧延パスを行う場合は中間焼鈍処理を含み、
　前記中間焼鈍処理の焼鈍条件は、
　焼鈍温度が５００℃以上７５０℃以下であり、かつ、
　前記焼鈍温度Ｔ（℃）と、前記焼鈍温度における保持時間ｔ（秒）とが、下記式（２）を満足する。
　１８０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）＜２２０００　…式（２）
［９］　上記［８］に記載のチタン合金薄板の製造方法では、最後の前記冷間圧延パス後に、焼鈍温度が５００℃以上７５０℃以下であり、かつ、前記式（２）を満足する最終焼鈍を施してもよい。
　本開示によれば、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを活用、板幅方向の強度が高く、かつ、板幅方向のヤング率が高い、板厚２．５ｍｍ以下のＡｌ含有チタン合金薄板および同チタン合金薄板の製造方法を提供することが可能となる。
Ｂｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角によるチタン板のα相結晶粒の結晶方位を説明するための説明図である。 本開示の一実施形態に係るチタン合金薄板の電子線後方散乱回折法により求められた結晶方位分布関数の一例である。 バンド組織の一例を示す光学顕微鏡写真である。 同実施形態に係るチタン合金薄板の光学顕微鏡写真の一例を示す図である。 平均板厚の測定方法を説明するための模式図である。
＜１．　チタン合金薄板＞
　まず、図面を参照して、本実施形態に係るチタン合金薄板について説明する。
（１．１．　化学組成）
　本実施形態に係るチタン合金薄板が含有する化学成分を説明する。本実施形態に係るチタン合金薄板は、質量％で、Ａｌ：４．０％超、６．６％以下、Ｆｅ：０％以上、２．３％以下、Ｖ：０％以上、４．５％以下、Ｓｉ：０％以上、０．６０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、Ｃ：０％以上、０．０８％未満、Ｎ：０％以上、０．０５％以下、および、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる。なお、以下では化学成分の説明において特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を表わすものとする。
　Ａｌは、α相安定化元素であり、固溶強化能の高い元素である。Ａｌ含有量が増加すると室温での引張強度および比較的高温での強度が高くなる。また、Ａｌは、ヤング率を増加させる効果を有する。さらに、Ａｌ含有量が４．０％超であれば、冷間圧延前の熱延板が高い冷間圧延性を維持することができる。Ａｌ含有量は、好ましくは、４．５％以上である。一方で、Ａｌ含有量が６．６％超であると、冷間圧延前の熱延板の冷間圧延性が著しく低下するとともに、凝固偏析等によりＡｌが局所的に過剰に濃化し、Ａｌが規則化する。このＡｌが規則化した領域によりチタン合金薄板の衝撃靭性が低下する。よって、Ａｌ含有量は、６．６％以下、好ましくは６．５％以下、６．３％以下、より好ましくは６．２％以下である。
　Ｆｅは、β相安定化元素である。Ｆｅは、固溶強化能の高い元素であるため、Ｆｅ含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。また、β相はα相と比較して高い加工性を有するため、Ｆｅ含有量を増やすと、チタン合金薄板の加工性が向上する。室温で加工性の良いβ相を維持しつつ所望の引張強度を得るため、Ｆｅ含有量は０．５％以上であることが好ましい。Ｆｅは、チタン合金薄板において必須ではないことから、その含有量の下限値は０％である。Ｆｅ含有量は、より好ましくは、０．７％以上である。一方、Ｆｅは非常に凝固偏析し易い元素であるため、Ｆｅが過剰に含有されると局所的にＦｅが偏析し、Ｆｅが偏析した部分と偏析していない部分とで特性のばらつきが生じることがある。また、Ｆｅがチタン合金薄板に過剰に含有されると疲労強度が低下する場合がある。よって、Ｆｅ含有量は、２．３％以下であることが好ましい。Ｆｅ含有量は、より好ましくは、２．１％以下、更に好ましくは２．０％以下である。なお、Ｆｅは、ＶまたはＳｉ等のβ相安定化元素と比較して安価である。
　本実施形態に係るチタン合金薄板に含有され得るＦｅは、Ｖで代替されてもよい。Ｖは、全率固溶型のβ相安定化元素であり、固溶強化能を有する元素である。上述したＦｅと同等の固溶強化能を得るためには、Ｖ含有量は、２．５％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、３．０％以上である。Ｖは、チタン合金薄板において必須ではないことから、その含有量の下限値は０％である。ＦｅをＶに代替するとコストが高くなるものの、ＶはＦｅに比べて偏析し難いため、偏析による特性のばらつきが抑制される。その結果、チタン合金薄板の板長手方向および板幅方向において安定した特性を得やすくなる。Ｖの偏析による特性のばらつきを抑制するためには、Ｖ含有量は、４．５％以下であることが好ましい。なお、上記のとおりＶはＦｅと比較して偏析し難いため、大型インゴット製造時する場合にはＶがチタン素材に含有されることが好ましい。
　Ｓｉはβ相安定化元素であるが、α相中にも固溶して高い固溶強化能を示す。上記のように、Ｆｅは、チタン合金薄板に２．３％超含有されると偏析する場合があることから、必要に応じてＳｉを含有させてチタン合金薄板を高強度化しても良い。また、Ｓｉは、下記のＯと逆の偏析傾向にあり、さらにＯ程には凝固偏析し難いことから、適正量のＳｉおよびＯをチタン合金薄板に含有させることにより、高い疲労強度と引張強度を両立することが期待できる。一方で、Ｓｉ含有量が多いとシリサイドと称するＳｉの金属間化合物が形成され、チタン合金薄板の疲労強度が低下する場合がある。Ｓｉ含有量が０．６０％以下であれば、粗大なシリサイドの生成が抑制され、疲労強度の低下が抑制される。よって、Ｓｉ含有量は、０．６０％以下であることが好ましい。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．５０％以下、より好ましくは、０．４０％以下、更に好ましく０．３０％以下、である。Ｓｉは、チタン合金板において必須ではないことから、その含有量の下限値は０％であるが、Ｓｉ含有量は、例えば、０．１０％以上であってもよいし、０．１５％以上であってもよい。
　Ｎｉは、ＦｅまたはＶと同様に、引張強度および加工性を向上させる元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．１５％以上であると、平衡相である金属間化合物Ｔｉ２Ｎｉが生成し、チタン合金薄板の疲労強度および室温延性が劣化する場合がある。よって、Ｎｉ含有量は、０．１５％未満であることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．１４％以下、０．１１％以下である。Ｎｉは、チタン合金板において必須ではないことから、その含有量の下限値は０％であるが、Ｎｉ含有量は、例えば、０．０１％以上であってもよい。
　Ｃｒは、ＦｅまたはＶと同様に、引張強度および加工性を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．２５％以上であると、平衡相である金属間化合物ＴｉＣｒ２が生成し、チタン合金薄板の疲労強度および室温延性が劣化する場合がある。よって、Ｃｒ含有量は、０．２５％未満であることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．２４％以下、更に好ましくは０．２１％以下である。Ｃｒは、チタン合金薄板において必須ではないことから、その含有量の下限値は０％であるが、Ｃｒ含有量は、例えば、０．０１％以上であってもよい。
　Ｍｎは、ＦｅまたはＶと同様に、引張強度および加工性を向上させる元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．２５％以上であると、平衡相である金属間化合物ＴｉＭｎが生成し、チタン合金薄板の疲労強度および室温延性が劣化する場合がある。よって、Ｍｎ含有量は、０．２５％未満であることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは、０．２４％以下、更に好ましくは、０．２０％以下である。Ｍｎは、チタン合金薄板において必須ではないことから、その含有量の下限値は０％であるが、Ｍｎ含有量は、例えば、０．０１％以上であってもよい。
　上述した化学成分の効果を考慮すると、本実施形態に係るチタン合金薄板は、任意元素として、Ｆｅ：０．５～２．３％またはＶ：２．５～４．５％のいずれかを含有することが好ましい。
　また、上述した化学成分の効果を考慮すると、本実施形態に係るチタン合金薄板が、Ｆｅ：０．５～２．３％またはＶ：２．５～４．５％のいずれかを含有する場合は、ＦｅまたはＶの一部に替えて、Ｎｉ：０．１５％未満、Ｃｒ：０．２５％未満、および、Ｍｎ：０．２５％未満、からなる群より選択される１種または２種以上を含有することが好ましい。
　本実施形態に係るチタン合金薄板がＦｅを含有する場合において、Ｎｉ：０．１５％未満、Ｃｒ：０．２５％未満、および、Ｍｎ：０．２５％未満、からなる群より選択される１種または２種以上を含有するとき、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｎの総量は、０．５％以上、２．３％以下であることが好ましい。Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｎの総量が０．５％以上であると、高い引張強度が得られるとともに、室温で加工性の良いβ相が維持されてチタン合金薄板の加工性が向上する。また、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｎの総量が２．３％以下であると、これらの元素の偏析が抑制され、チタン合金薄板における特性のばらつきを抑制することが可能となる。
　また、本実施形態に係るチタン合金薄板がＶを含有する場合において、Ｎｉ：０．１５％未満、Ｃｒ：０．２５％未満、および、Ｍｎ：０．２５％未満、からなる群より選択される１種または２種以上を含有するとき、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｎの総量は、２．５％以上、４．５％以下であることが好ましい。Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｎの総量が２．５％以上であると、高い引張強度が得られるとともに、室温で加工性の良いβ相が維持されてチタン合金薄板の加工性が向上する。また、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｎの総量が４．５％以下であると、これらの元素の偏析が抑制され、チタン合金薄板における特性のばらつきを抑制することが可能となる。
　本実施形態に係るチタン合金薄板は、Ｃ：０．０８０％未満、Ｎ：０．０５０％以下、およびＯ：０．４０％以下に制限されることが好ましい。以下に、各元素の含有量について説明する。なお、Ｃ、ＮおよびＯは、チタン合金薄板において必須ではないことから、その含有量の下限値は０％である。
　Ｃは、チタン合金薄板に多量に含有されると、チタン合金薄板の延性または加工性を低下させる場合がある。よって、Ｃ含有量は、好ましくは０．０８０％未満である。なお、Ｃは、不可避的に混入する物であり、実質的な含有量は、通常、０．０００１％以上である。
　Ｎは、Ｃと同様に、チタン合金薄板に多量に含有されると、チタン合金薄板の延性または加工性を低下させる場合がある。また、Ｎは侵入型元素でありα相に侵入してチタン材を固溶強化するが、多量に含有されると冷延性が低下する場合がある。よって、Ｎ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。なお、Ｎは、不可避的に混入する物であり、実質的な含有量は、通常、０．０００１％以上である。
　Ｏは、Ｃと同様に、チタン合金薄板に多量に含有されると、チタン合金薄板の延性または加工性を低下させる場合がある。また、Ｏは、Ｎと同様に、侵入型元素でありα相に侵入してチタン材を固溶強化するが、多量に含有されると冷延性が低下する場合がある。よって、Ｏ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましく０．３５％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。なお、Ｏは、不可避的に混入する物であり、実質的な含有量は、通常、０．０００１％以上である。
　本実施形態に係るチタン合金薄板は、Ｏ、Ｎ、Ｆｅ、およびＶからなる群より選択される１種または２種以上を含有する場合、質量％での、Ｏの含有量を［Ｏ］、Ｎの含有量を［Ｎ］、Ｆｅの含有量を［Ｆｅ］、Ｖの含有量を［Ｖ］としたときに、下記式（１）で示されるＱ値が０．３４０以下であることが好ましい。Ｑ値の下限値は特に制限されないが、ＯおよびＮが不可避的に混入する物であるため、Ｑ値は、実質、０超である。
　Ｑ＝［Ｏ］＋（２．７７×［Ｎ］）＋（０．１×［Ｆｅ］）＋（０．０２５×［Ｖ］）　…式（１）
　Ｑ値は、チタン材の冷延性を見積もる指標である。Ｑ値が０．３４０超であると冷延性が著しく低下することがある。ＯおよびＮは、上記のとおり、多量に含有されると冷延性が低下する。特に、Ａｌを４．０質量％超含有する系では、ＯがＡｌと規則化して金属間化合物を形成して冷延性が低下することがある。ＦｅおよびＶは、β相安定化元素であり、基本的に冷延性を高める効果を有するが、過剰に含有されると、α相およびβ相の強度が高くなり、延性を損なうため、冷延性を低下させる場合がある。［Ｎ］、［Ｆｅ］および［Ｖ］の係数は、冷延性低下への影響度を考慮して決定される。
　本実施形態に係るチタン合金薄板の化学組成の残部は、Ｔｉおよび不純物であってよい。不純物とは、例示すれば、精錬工程等で混入するＨ、Ｃｌ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂおよびスクラップ等から混入するＺｒ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａである。不純物は、総量で０．５％以下であれば問題無いレベルである。また、Ｈ含有量は、１５０ｐｐｍ以下である。Ｂは、鋳塊内で粗大な析出物となる懸念がある。そのため、不純物として含有される場合でも、Ｂ含有量は極力抑制することが好ましい。本実施形態のチタン合金板では、Ｂ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。
　なお、本実施形態に係るチタン合金薄板がＦｅを０．５～２．３％含有する場合、チタン合金薄板に含有されるＶは不純物とみなされる量だけ含有される場合があり、本実施形態に係るチタン合金薄板がＶを２．５～４．５％含有する場合、チタン合金薄板に含有されるＦｅは不純物とみなされる量だけ含有される場合がある。
　また、本実施形態に係るチタン合金薄板は、板幅方向の高い強度および高いヤング率が得られれば、Ｔｉに替えて各種元素を含有しても構わないことは言うまでもない。不純物として例示した元素についても、同様に、チタン合金薄板が高い強度を有し、かつ、優れた加工性を有していれば、不純物とみなされる量以上の量を含有してもよい。
　ここまで説明したように、本実施形態に係るチタン合金薄板は、上記の化学成分を有することができる。より具体的には、本実施形態に係るチタン合金薄板の化学組成は、例えば、Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ、Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ　ＥＬＩ、Ｔｉ－５Ａｌ－１Ｆｅであってもよい。
（１．２．　金属組織）
　次に、本実施形態に係るチタン合金薄板の金属組織について説明する。
［集合組織］
　まず、チタン合金薄板の集合組織の結晶方位について説明する。チタン合金は、β域またはβ相割合の高いα＋β高温域の温度で、一方向に高速で熱間圧延を行うと、β相からα相への相変態時に、バリアント選択則により板幅方向にｈｃｐのｃ軸が配向した集合組織（Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ）を形成する。Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅは、圧延変形を受けた未再結晶のβ相がα相に変態する際に形成する集合組織である。Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅは、板幅方向の強度とヤング率を向上させる。α相の結晶方位をＢｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で表した場合に、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）により示される最大集積方位がφ１：０～３０°、Φ：６０～９０°、φ２：０～６０°の範囲にあり、前記最大集積方位の集積度が１０．０以上であれば、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが発達した組織である。本実施形態に係るチタン合金薄板は、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが発達した組織であり、未再結晶組織を多く含んでいる。
　ここで、図１を参照して、Ｂｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝を説明する。図１は、Ｂｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角によるチタン合金薄板のα相結晶粒の結晶方位を説明するための説明図である。試料座標系として、互いに直交する関係にある、ＲＤ（圧延方向）、ＴＤ（板幅方向）およびＮＤ（圧延面の法線方向）の３本の座標軸が示されている。また、結晶座標系として、互いに直交する関係にあるＸ軸、Ｙ軸およびＺ軸の３本の座標軸が示されている。そして、各座標系の原点が一致するようにそれぞれの座標軸が配置されており、ｈｃｐを示す六角柱がチタンのα相であるｈｃｐの（０００１）面の中心が原点と一致するように示されている。図１では、Ｘ軸は、α相の［１０－１０］方向と一致し、Ｙ軸は、［－１２－１０］方向と一致し、Ｚ軸は［０００１］方向（Ｃ軸方向）と一致する。
　Ｂｕｎｇｅの表記方法では、試料座標系のＲＤ、ＴＤ、ＮＤと結晶座標系のＸ軸、Ｙ軸、Ｚ軸とがそれぞれ一致した状態をまず考える。そこから、結晶座標系をＺ軸回りに角度φ１だけ回転させ、φ１回転後のＸ軸（図１の状態）回りに角度Φだけ回転させる。最後にΦ回転の後のＺ軸回りに角度φ２だけ回転させる。これらのφ１、Φ、φ２の３つの角度によって、結晶または結晶座標系は、試料座標系に対して特定の傾いた状態が表される。すなわち、φ１、Φ、φ２の３つの角度を用いて、結晶方位は一義的に定められる。これら３つの角度φ１、Φ、φ２を、Ｂｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角という。このＢｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角により、チタン合金薄板のα相結晶粒の結晶方位（Ｃ軸方向など）を規定する。
　図１では、φ１は、試料座標系のＲＤ－ＴＤ平面（圧延平面）と結晶座標系の［１０－１０］－［－１２－１０］平面との交線と、試料座標系のＲＤ（圧延方向）とがなす角度である。Φは、試料座標系のＮＤ（圧延面の法線方向）と、結晶座標系の［０００１］方向（（０００１）面の法線方向）とがなす角度である。φ２は、試料座標系のＲＤ－ＴＤ平面（圧延面）と結晶座標系の［１０－１０］－［－１２－１０］平面との交線と、結晶座標系の［１０－１０］方向とがなす角度である。
　最大集積方位および最大集積度は、以下のようにして求めることができる。チタン合金薄板を幅方向（ＴＤ）中央位置で、板幅方向に垂直な断面（Ｌ断面）を化学研磨して後方散乱電子線回折（ＥＢＳＤ）法を用いて結晶方位解析を行う。チタン合金薄板の表面下部および板厚中央部のそれぞれについて、（全板厚）×２００μｍの領域をステップ１μｍで５視野程度測定する。そのデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ　ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭソフトウェア（Ｖｅｒ．８．１．０）を用いて結晶方位分布関数ｆ（ｇ）（ＯＤＦ；Ｏｒｉａｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｕｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を算出する。結晶方位分布関数ｆ（ｇ）は、ＥＢＳＤ法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析において、展開指数を１６とし、ガウス半値幅を５°として算出する。その際に、圧延変形の対称性を考慮し、板厚方向、圧延方向、板幅方向それぞれに対して線対称となるように、計算を行う。ＯＤＦは、測定された結晶方位がφ１－Φ－φ２の３次元空間（オイラー空間）にプロットされた三次元分布を分布関数で表したものである。図２は、本実施形態に係るチタン合金薄板の電子線後方散乱回折法により求められた結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の一例である。図２では、オイラー空間を二次元で表示するために、オイラー空間を角度φ２方向に５度ごとに水平にスライスし、得られた断面を並べられている。このＯＤＦにより、最大集積方位および最大集積度を算出することができる。なお、図２では、φ１＝０°、Φ＝９０°、φ２＝３０°（点Ａ）において、最大集積方位が確認され、最大集積度は、３６．３である。なお、上記では、幅方向中央位置でのＬ断面を基に最大集積方位および最大集積度を求めているが、チタン合金薄板の集合組織は幅方向に均一であるので、任意の板幅位置におけるＬ断面を基に最大集積方位および最大集積度を求めてもよい。
［転位密度］
　金属材料は、一般に、転位を導入することで硬化する加工硬化が生じる。チタン合金薄板においても、転位密度が高いほど強度は高くなる。本実施形態に係るチタン合金薄板は、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが発達した組織であるため、未再結晶組織を多く含む。未再結晶組織は、多量の転位が導入されている組織である。この転位密度を見積もる手法として、Ｘ線回折法（ＸＲＤ；Ｘ－Ｒａｙ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により得られる回折ピークの半値幅から転位密度を見積もる方法がある。回折ピークの半値幅が大きいほど転位密度は高い。十分な加工硬化を得るためには、ＣｕＫαを線源とするＸ線回折によって検出される２θ＝５３．３±１°の位置に表れる（１０２）面の回折ピーク半値幅が０．２０°以上であることが好ましい。一方、転位密度が高すぎると、強度が高くなりすぎ、切欠き感受性が高くなり、板破断が生じる可能性がある。そのため、（１０２）面の回折ピーク半値幅が１．００°以下であることが好ましく、０．８０°以下であることがより好ましい。
　転位密度は以下の方法で算出する。チタン合金薄板の表面をエメリー紙を用いて湿式研磨した後、当該表面をコロイダルシリカを用いて鏡面研磨して鏡面とする。鏡面としたチタン合金薄板の表面についてＸＲＤ測定を実施する。ＸＲＤ測定はＣｕＫαを線源とし、２θが５０．０°から５５．０°までの範囲を測定ピッチ０．０１°、測定速度２°／分で実施する。半値幅はＲｉｇａｋｕ製Ｓｍａｒｔｌａｂにより測定されたＸ線回折データを用い、Ｒｉｇａｋｕ製統合粉末Ｘ線解析ソフトウェアＰＤＸＬにより算出する。
［バンド組織］
　本実施形態に係るチタン合金薄板は、アスペクト比が３．０超であり板長手方向に伸長したバンド組織を有し、当該バンド組織の面積率が７０％以上であることが好ましい。ここで言うバンド組織とは、例えば、図３のバンド組織の光学顕微鏡写真に示すような、長手方向に伸長した組織である。具体的には、結晶粒の長軸／短軸で表されるアスペクト比が３．０超の結晶粒のことを言う。本実施形態に係るチタン合金薄板は、図４の本実施形態に係るチタン合金薄板の光学顕微鏡写真に示すように、板長手方向に伸長したバンド組織を有する。チタン合金は、α＋β域やβ域の温度で熱間圧延を行うと、板長手方向に伸長したバンド組織が形成される。バンド組織は、板厚方向に対して垂直な結晶粒界を多く有している。バンド組織の面積率が７０％以上であれば、板表面から発生したき裂の板厚方向への進展を遅くすることができる。バンド組織の面積率は、より好ましくは、７５％以上、更に好ましくは８０％以上である。また、すべての結晶粒がバンド組織でもよく、上限は１００．０％である。
　アスペクト比およびバンド組織の面積率は、以下のようにして算出することができる。チタン合金薄板を幅方向（ＴＤ）中央位置で、板幅方向に対し垂直に切断した断面（Ｌ断面）を化学研磨し、その断面の任意の５か所の視野で、（全板厚）×２００μｍの領域を、ステップ１μｍで測定し、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行う。このＥＢＳＤの結晶方位解析結果から、結晶粒のそれぞれについてアスペクト比を算出する。その後、アスペクト比が３．０超の結晶粒の面積率を算出する。なお、上記では、幅方向中央位置でのＬ断面を基にアスペクト比およびバンド組織の面積率を算出しているが、バンド組織は幅方向に均一に分布するので、任意の板幅位置におけるＬ断面を基にアスペクト比およびバンド組織の面積率を算出してもよい。
（１．３．　板幅方向の０．２％耐力）
　本実施形態に係るチタン合金薄板の室温における板幅方向の０．２％耐力は、８００ＭＰａ以上である。航空機分野等では、汎用のα＋β型チタン合金であるＴｉ－６Ａｌ－４Ｖの室温での引張強度に近い引張強度が要求されることが多い。チタン合金薄板の室温における板幅方向の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であれば、高い強度が求められる用途に用いることが可能である。室温における板幅方向の０．２％耐力は、好ましくは、８５０ＭＰａ以上である。一方、強度が高すぎると、冷間圧延前の熱延板の強度も高いため、熱延板を冷間圧延しづらくなり、複数パスの冷間圧延を要しコスト増となる場合がある。また、強度が高すぎると、切欠き感受性が高くなり、板破断が生じる可能性がある。よって、室温における板幅方向の０．２％耐力は、１３００ＭＰａ以下であることが好ましい。室温における板幅方向の０．２％耐力は、より好ましくは、１２５０ＭＰａ以下である。０．２％耐力は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠した方法で測定することができる。具体的には、引張方向が、チタン合金薄板の板幅方向になるようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定される１３Ｂ号引張試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ、標点間距離５０ｍｍ）を作製し、ひずみ速度０．５％／ｍｉｎで引張試験を行うことで測定することができる
（１．４．　板幅方向のヤング率）
　本実施形態に係るチタン合金薄板の板幅方向のヤング率は、１２５ＧＰａ以上である。ヤング率が１２５ＧＰａ以上であれば、高い合成が要求される航空機分野や自動車用部品、民生品等の用途に使用することが可能となる。特に、板幅方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上であれば、従来よりも３～４％程度軽量化できるという利点がある。ヤング率が高過ぎることで不都合はないが、チタンでは現実的には１５０ＧＰａ程度が上限である。板幅方向のヤング率は、以下の方法で測定することができる。すなわち、引張方向が、チタン合金薄板の板幅方向になるようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定される１３Ｂ号引張試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ、標点間距離５０ｍｍ）を作製し、歪ゲージを張り付けてひずみ速度１０．０％／ｍｉｎで、１００ＭＰａから０．２％耐力の半分までの応力範囲で負荷－除荷を５回繰り返し、その傾きを求め、最大値と最小値を除いた３回の平均値をヤング率とする。
（１．５．　ビッカース硬さＨＶ）
　本実施形態に係るチタン合金薄板のビッカース硬さＨＶは、３３０以上である。ビッカース硬さＨＶは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠し、圧延板における板幅方向（ＴＤ）中央位置で、板幅方向に対して垂直な断面（ＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面）を鏡面研磨し、当該断面について、荷重５００ｇ、負荷時間１５秒として、７か所測定し、最大値と最小値を除いた５点の平均値をビッカース硬さＨＶとする。本実施形態に係るチタン合金薄板のビッカース硬さＨＶは、３４０以上であってもよいし、３５０以上であってもよい。また、本実施形態に係るチタン合金薄板のビッカース硬さＨＶは、４３０以下であってもよいし、４２０以下であってもよい。なお、本実施形態に係るチタン合金薄板のビッカース硬さＨＶ３３０以上は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠した方法で測定した引張強さ１ＧＰａ以上に相当する。なお、上記では、長手方向中央位置でのＴＤ面をビッカース硬さＨＶの測定面としているが、チタン合金薄板のビッカース硬さＨＶの長手方向でのばらつきは小さいので、任意の長手方向位置におけるＴＤ面をビッカース硬さＨＶの測定面としてもよい。
（１．６．　平均板厚）
　本実施形態に係るチタン合金薄板の平均板厚は、２．５ｍｍ以下である。通常の熱間圧延を行う場合、板厚が薄くなると温度が急激に低下することで変形抵抗が増大する。これにより、高強度材を熱間圧延する場合、圧延機の許容荷重を超えることがあり、平均板厚を２．５ｍｍ以下にすることが難しい。一方で、詳細は後述するが、本実施形態に係るチタン合金薄板は、冷間圧延工程を含む方法で製造されるため、平均板厚が２．５ｍｍ以下とすることが可能である。また、本実施形態に係るチタン合金薄板の平均板厚の下限には特に制限はないものの、上記の強度を有するようなチタン合金では、現実的には平均板厚は０．１ｍｍ以上であることが多い。そのため、本実施形態に係るチタン合金薄板の平均板厚は、０．１ｍｍ以上であることが好ましい。本実施形態に係るチタン合金薄板の平均板厚は、より好ましくは、０．３ｍｍ以上である。
　ここで、図５を参照して、平均板厚の測定方法を説明する。図５は、平均板厚の測定方法を説明するための模式図である。板幅方向（ＴＤ）中央位置および板幅方向の両端からそれぞれ板幅の１／４の距離の位置について、各位置の板厚をＸ線、マイクロメーター、またはノギスを用いて、長手方向に１ｍ以上の間隔を空けて５か所以上測定し、測定した板厚の平均値を平均板厚とする。
（１．７．　板厚寸法精度）
　本実施形態に係るチタン合金薄板の板厚寸法精度は、平均板厚に対して５．０％以下であることが好ましい。パック圧延では、複数積層され、鋼材で包まれたチタン材を熱間圧延して、チタン合金薄板を製造するが、温度分布によって複数積層されたチタン材の変形抵抗が大きく変化するため、均一な板厚の薄板を製造することが難しい。しかしながら、本実施形態に係るチタン合金薄板は、後述するように冷間圧延を経て製造されるため、板厚寸法精度に優れたチタン合金薄板となる。本実施形態に係るチタン合金薄板の寸法精度は、より好ましくは、平均板厚に対して４．０％以下であり、より一層好ましくは、２．０％以下である。
　板厚寸法精度は、以下の方法で測定する。幅方向（ＴＤ）中央位置および幅方向の両端からそれぞれ板幅の１／４の距離の位置について、各位置の板厚をＸ線、マイクロメーター、またはノギスを用いて、長手方向に１ｍ以上の間隔を空けて５か所以上測定する。実際に測定された板厚ｄと、上記の平均板厚ｄａｖｅとを用い、下記式（１０１）により算出されたａ’の最大値を板厚寸法精度ａとする。
　　　ａ’＝（ｄ－ｄａｖｅ）／ｄａｖｅ×１００　…式（１０１）
　以上、本実施形態に係るチタン合金薄板を説明した。以上説明した本実施形態に係るチタン合金薄板は、いかなる方法によって製造されてもよいが、例えば以下に説明するチタン合金薄板の製造方法により製造することもできる。
＜２．　チタン合金薄板の製造方法＞
　本実施形態に係るチタン合金薄板の製造方法は、チタン合金薄板の素材（チタン素材）となるチタン合金スラブを製造するスラブ製造工程と、チタン合金スラブを加熱する加熱工程と、加熱工程後のチタン合金スラブを熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延工程後のチタン素材を冷間圧延する冷間圧延工程と、必要に応じて、冷間圧延工程後のチタン素材を調質圧延または引張矯正する調質圧延・引張矯正工程とを含む。以下、本実施形態に係るチタン合金薄板の製造方法の各工程について説明する。
（２．１．　スラブ製造工程）
　スラブ製造工程では、チタン合金スラブを製造する。素材としては、上述した化学組成を有し、公知の方法により製造された素材を用いることができる。チタン合金スラブの製造方法は、特段制限されず、例えば、以下の手順で製造することができる。例えば、スポンジチタンから真空アーク溶解法や電子ビーム溶解法またはプラズマ溶解法等のハース溶解法等の各種溶解法によりインゴットを作製する。次に、得られたインゴットをα相高温域やα＋β二相域、β相単相域の温度で熱間鍛造することにより、チタン合金スラブを得ることができる。なお、チタン合金スラブには、必要に応じて洗浄処理、切削等の前処理が施されていてもよい。また、ハース溶解法で熱延可能な矩形とした場合は、熱間鍛造等を行わず熱間圧延に供してもよい。製造されたチタン合金スラブは、Ａｌを４．０％超、６．６％以下、Ｆｅ：０％以上、２．３％以下、Ｖ：０％以上、４．５％以下、Ｓｉ：０％以上、０．６０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、および、Ｏ：０％以上、０．４０％未満、を含有する。
（２．２．　加熱工程）
　本工程では、チタン合金スラブをβ変態点Ｔβ℃以上（Ｔβ＋１５０℃）以下の温度に加熱する。加熱温度がＴβ℃未満の場合、α相の割合が高い状態でチタン合金スラブが圧下されることになり、β相の割合が高い状態での圧下が不十分となる。そのため、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが十分に発達しない。また、加熱温度が（Ｔβ＋１５０℃）を超えると、圧延中にβ相が再結晶する可能性が非常に高くなる。この場合、β相からα相への相変態時にバリアント選択が生じないため、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅは発達し難い。さらには、チタン合金スラブ表面の酸化が激しくなり、熱間圧延後に熱延板表面にヘゲやキズを生じ易くなる。ここでいうチタン合金スラブの温度は、表面温度であり、放射温度計で測定する。放射温度計の放射率には、加熱炉から出てきた直後のスラブに対して、接触式の熱電対を用いて測定した温度と一致するように校正した値を用いる。
　なお、本明細書において、β変態点Ｔβは、チタン合金をβ相単相域から冷却した際にα相が生成し始める境界温度を意味する。Ｔβは、状態図から取得することができる。状態図は、例えばＣＡＬＰＨＡＤ（Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry）法により取得することができる。具体的には、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｔｗａｒｅ　ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃおよび所定のデータベース（ＴＩ３）を用いてＣＡＬＰＨＡＤ法により、チタン合金の状態図を取得し、Ｔβを算出することができる。
（２．３．　熱間圧延工程）
　チタン合金は、通常、β域またはβ相割合の高いα＋β域の高温側の温度で一方向の高速熱延を行うと、β相からα相への変態時に、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを形成する。β域単相もしくはβ相分率が高い温度域、例えば、（Ｔβ―５０）℃以上で熱間圧延を開始することで、十分にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅを発達させることができる。チタン合金スラブの組成によりβ変態点は異なるが、例えば、９５０℃以上の温度で熱間圧延を開始する。また、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを発達させるためには、β相割合の高い温度域で高い圧下率で圧延を行い、β相の集合組織を発達させ、またβ相の再結晶を抑制することも重要である。Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを形成し、発達させるために、本実施形態に係るチタン合金薄板の製造方法においては、チタン合金スラブを一方向に熱間圧延する熱間圧延工程を有し、当該熱間圧延工程におけるチタン合金スラブの圧下率が８０％以上であり、仕上温度が（Ｔβ－２５０）℃以上（Ｔβ－５０）℃以下である。これにより、スラブが熱間圧延されて得られたチタン合金熱延板にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが形成される。Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅは、冷間圧延性に優れかつ板幅方向の高強度化や高ヤング率化に有効である。
　仕上温度が（Ｔβ－２５０）℃未満の場合、α相の割合が高い状態でチタン合金スラブが圧下されることになり、β相の割合が高い状態での圧下が不十分となる。そのため、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが十分に発達しない。さらに、仕上温度が（Ｔβ－２５０）℃未満であると、急激に熱間変形抵抗が高まり、熱間加工性が低下するので、耳割れなどが発生し易くなり、歩留低下が低下する。
　仕上温度が（Ｔβ－５０）℃を超えると、熱間圧延中にβ相が再結晶する可能性が非常に高くなる。この場合、β相からα相への相変態時にバリアント選択が生じないため、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅは発達し難い。
　圧下率が８０．０％未満であると、導入される加工歪が十分でなく、歪が板厚全体に渡って均一に導入されず、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが十分に発達しない場合がある。
　チタン合金熱延板の集合組織を強いＴ－ｔｅｘｔｕｒｅとし、高い異方性を確保するには、チタン合金スラブを上記加熱温度に加熱して３０分以上保持することが好ましい。チタン合金スラブが上記加熱温度で３０分以上保持されることで、チタン合金スラブの結晶相がβ単相となり、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅがより一層形成、発達し易くなる。
　また、加熱温度および仕上温度は、チタン合金スラブの表面温度であり、公知の方法で測定することができる。加熱温度および仕上温度は、例えば、放射温度計を用いて測定することができる。
　熱間圧延工程では、公知の連続熱間圧延設備を使用してチタン合金スラブを連続的に熱間圧延することができる。連続熱間圧延設備を使用する場合、チタン合金スラブは、熱間圧延された後に巻取機で巻き取られ、チタン合金熱延コイルとなる。
　上記の熱間圧延工程を経て得られたチタン合金熱延板は、必要に応じて、公知の方法による焼鈍、酸洗や切削による酸化物スケール等の除去、または洗浄処理等が施されてもよい。
（２．４．　冷間圧延工程）
　本工程では、熱間圧延工程後のチタン素材を長手方向に１回以上の冷間圧延パスを実施する。冷間圧延工程における冷間圧延パス１回当たりの圧延率が４０％以下である。冷間圧延パス１回当たりの圧延率が４０％以下であれば、その後の中間焼鈍や最終焼鈍で再結晶が生じにくく、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを保つことができる。
　なお、ここで言う冷間圧延パスとは、連続的に実施される冷間圧延を言う。冷間圧延パスは、具体的には、熱間圧延工程後からチタン素材が最終製品厚となるまで、または熱間圧延工程後に後述する調質圧延工程を実施する場合は、熱間圧延工程後から調質圧延工程前までの冷間圧延を言う。ただし、冷間圧延工程において中間焼鈍処理を実施する場合は、熱間圧延工程後中間焼鈍処理までの冷間圧延、中間焼鈍処理からチタン素材が最終製品厚となるまでまたは調質圧延工程前までの冷間圧延、をそれぞれ冷間圧延パスと言う。また、中間焼鈍処理を複数回実施する場合は、先の中間焼鈍処理から後の中間焼鈍処理までの冷間圧延も冷間圧延パスと言う。
　冷間圧延パスの実施温度は、例えば、５００℃以下であってもよいし、４００℃以下であってもよい。冷間圧延パスの実施温度の下限は特段制限されず、冷間圧延パスの実施温度は、例えば、室温以上とすることができる。ここでの室温は０℃以上を意図する。
　冷間圧延工程では、最後の冷間圧延パスの後のチタン素材に最終焼鈍処理を施してもよい。最終焼鈍処理は、適宜実施されればよく、必須の処理ではない。中間焼鈍処理および最終焼鈍処理の処理条件は、焼鈍温度が５００℃以上７５０℃以下であり、かつ、焼鈍温度Ｔ（℃）と、焼鈍温度における保持時間ｔ（秒）とが、下記式（１０２）を満足する。
なお、下記式（１０２）の（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）は、ラーソンミラーパラメータである。
　１８０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）＜２２０００　…（１０２）式
　上記の条件で中間焼鈍処理または最終焼鈍処理を実施することで、再結晶が抑制されてＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが維持される。焼鈍温度が５００℃未満または上記（１０２）式を満足しない焼鈍温度もしくは保持時間である場合、金属組織の回復が不十分となり、冷間圧延時の内部割れまたは耳割れの原因となり、また、累積でのひずみ蓄積が多くなって再結晶してしまうことがある。一方で、焼鈍温度が７５０℃超であると、再結晶が起こり、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが失われる。中間焼鈍工程および最終焼鈍工程において、焼鈍温度が５００℃以上７５０℃以下であり、かつ、焼鈍温度Ｔ（℃）と、焼鈍温度における保持時間ｔ（秒）とが、下記式（１０２）を満足するように焼鈍温度Ｔと焼鈍時間ｔとを決定することで、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが維持され、かつ、冷間圧延時の内部割れや耳割れが抑制される。
（２．５．　調質圧延・引張矯正工程）
　上記冷間圧延工程を経てチタン合金薄板が製造されるが、冷間圧延工程後のチタン合金薄板は、必要に応じて、機械的特性を調整するための調質圧延または形状を矯正するための引張矯正が施されることが好ましい。調質圧延における圧下率は１０％以下が好ましく、引張矯正におけるチタン合金冷延板の伸び率は５％以下であることが好ましい。なお、調質圧延および引張矯正は、必要がない場合は実施しなくてもよい。以上、本実施形態に係るチタン合金薄板の製造方法について説明した。
　本実施形態に係るチタン合金薄板の製造方法によれば、上記の熱間圧延工程によりＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが生成、発達し、上記の冷間圧延工程によりＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが維持された状態のチタン合金薄板が得られる。具体的には、α相の結晶方位をＢｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で表した場合に、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）により示される最大集積方位がφ１：０～３０°、Φ：６０～９０°、φ２：０～６０°の範囲にあり、前記最大集積方位の集積度が１０．０以上であるチタン合金薄板が得られる。このチタン合金薄板は、質量％で、Ａｌ：４．０％超、６．６％以下、Ｆｅ：０％以上、２．３％以下、Ｖ：０％以上、４．５％以下、Ｓｉ：０％以上、０．６０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、および、Ｏ：０％以上、０．４０％以下を含有する。このチタン合金薄板は、２５℃における板幅方向の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、板幅方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上である。
　また、本実施形態に係るチタン合金薄板の製造方法によれば、板厚寸法精度が平均板厚に対して５．０％以下とすることが可能である。
　また、本実施形態に係るチタン合金薄板の製造方法によれば、一方向の圧延であるため、コイル製造も可能であり、高い生産性でチタン合金薄板を製造することが可能である。
　以下に、実施例を示しながら、本開示の実施形態について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本開示のあくまでも一例であって、本開示が、下記の例に限定されるものではない。
（実施例１）
１．　チタン合金薄板の製造
　まず、真空アーク溶解（ＶＡＲ：Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）にて表１に示すチタン合金薄板の素材となるチタン合金インゴットを製造した後、分塊圧延または鍛造により厚さ１５０ｍｍ×幅８００ｍｍ×長さ５０００ｍｍのスラブを製造した。なお、表１に記載の元素以外は、Ｔｉおよび不純物である。また、表１中の「Ｑ」は、下記式（１）により算出した値である。
　Ｑ＝［Ｏ］＋（２．７７×［Ｎ］）＋（０．１×［Ｆｅ］）＋（０．０２５×［Ｖ］）　…式（１）
　なお、式中、［Ｏ］は質量％でのＯ含有量、［Ｎ］は質量％でのＮ含有量、［Ｆｅ］は質量％でのＦｅ含有量、および［Ｖ］は質量％でのＶ含有量である。
　スラブの化学成分について、Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、ＶをＩＣＰ発光分光分析により測定した。ＯおよびＮについては、酸素・窒素同時分析装置を用い、不活性ガス溶融、熱伝導度・赤外線吸収法により測定した。Ｃについては、炭素硫黄同時分析装置を用い、赤外線吸収法により測定した。製造されたそれぞれの熱延板化学成分は、表１に示したチタン合金スラブの化学成分と等しいものであった。また、表１に示したチタン素材Ａ～Ｐについて、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｔｗａｒｅ　ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃおよび所定のデータベース（ＴＩ３）を用いてＣＡＬＰＨＡＤ法により、チタン合金の状態図を取得し、β変態点Ｔβを算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、その後、これらのスラブに対して表２－１および表２－３に示す条件で熱間圧延を行い、熱延板焼鈍、ショットブラストおよび酸洗を施して厚さ４ｍｍの熱延板とした。熱間圧延は、加熱温度から約５０℃下がったところから開始した。続いて、得られた熱延板について表２－２および表２－４に示す条件で冷間圧延を行った。なお、表２－１および表２－３中、「Ｔβ」は、β変態点であり、「ラーソンミラーパラメータ」は、（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）の値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
２．　評価
　各発明例および比較例に係るチタン合金薄板について、以下の項目の評価を行った。
２．１．　集合組織
　各発明例および比較例に係るチタン板の集積度が最大となる方位および最大集積度は、以下のようにして測定、算出した。チタン合金薄板の幅方向（ＴＤ）中央位置で、板幅方向に垂直な断面を化学研磨し、ＥＢＳＤを用いて結晶方位解析を行った。（全板厚）×２００μｍの領域を、ステップ１μｍで５視野程度測定した。そのデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ　ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭソフトウェア（Ｖｅｒ．８．１．０）を用いてＯＤＦを算出し、このＯＤＦから、集積度のピーク位置および最大集積度を算出した。ＯＤＦは、ＥＢＳＤ法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析において、展開指数を１６とし、ガウス半値幅を５°として算出した。その際に、圧延変形の対称性を考慮し、板厚方向、圧延方向、板幅方向それぞれに対して線対称となるように、計算を行った。
２．２．　転位密度
　転位密度とＸＲＤによって検出される回折ピークの半値幅とは相関があるため、本実施例では、ＣｕＫαを線源とするＸＲＤによって検出される２θ＝５３．３±１°の位置に表れる（１０２）面の回折ピーク半値幅を算出した。具体的には、チタン合金薄板の表面をエメリー紙を用いて湿式研磨した後、当該表面をコロイダルシリカを用いて鏡面研磨して鏡面とする。鏡面としたチタン合金薄板の表面についてＸＲＤ測定を実施する。ＸＲＤ測定はＣｕＫαを線源とし、２θが５０．０°から５５．０°までの範囲を測定ピッチ０．０１°、測定速度２°／分で実施した。半値幅はＲｉｇａｋｕ製Ｓｍａｒｔｌａｂにより測定されたＸ線回折データを用い、Ｒｉｇａｋｕ製統合粉末Ｘ線解析ソフトウェアＰＤＸＬにより算出した。半値幅が０．２０°以上であれば、十分な加工硬化が得られる程度の転位密度である。
２．３．　バンド組織面積率
　各試料を板幅中央の位置で板幅方向に対し垂直に切断した断面を化学研磨し、その断面の（全板厚）×２００μｍの領域を、ステップ１μｍで５視野程度を対象に、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行い、結晶粒のそれぞれについてアスペクト比を算出し、アスペクト比が３．０超の結晶粒の面積率を算出した。
２．４．　０．２％耐力σＴ
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金薄板の２５℃における板幅方向の０．２％耐力σＴについては、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して測定した。具体的には、引張方向が、チタン合金薄板の板幅方向になるようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定される１３Ｂ号引張試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ、標点間距離５０ｍｍ）を作製し、ひずみ速度０．５％／ｍｉｎで引張試験を行い測定した。
２．５．　板幅方向のヤング率Ｅ
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金薄板の板幅方向のヤング率Ｅを以下の方法で測定した。すなわち、引張方向が、チタン合金薄板の板幅方向になるようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定される１３Ｂ号引張試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ、標点間距離５０ｍｍ）を作製し、歪ゲージを張り付けてひずみ速度１０．０％／ｍｉｎで、１００ＭＰａから０．２％耐力の半分までの応力範囲で負荷－除荷を５回繰り返し、その傾きを求め、その際、最大値と最小値を除いた３回の平均値をヤング率とした。
２．６．　ビッカース硬さＨＶ
　ビッカース硬さＨＶは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠し、長手方向（ＲＤ）中央位置で、圧延面における板幅方向に沿って垂直な断面（ＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面）を鏡面研磨し、当該断面について、荷重５００ｇ、負荷時間１５秒として、７か所測定し、最大値と最小値を除いた５点の平均値をビッカース硬さＨＶとした。
２．７．　平均板厚ｄａｖｅ
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金薄板の平均板厚を以下の方法で測定した。製造された各チタン合金薄板の板幅方向中央位置および板幅方向の両端からそれぞれ板幅の１／４の距離の位置について、各位置の板厚をＸ線またはノギスを用いて、長手方向に１ｍ以上の間隔を空けて５か所以上測定し、測定した板厚の平均値を平均板厚とした。
２．８．　板厚寸法精度ａ
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金薄板の板厚寸法精度は、上記の方法で実際に測定された板厚ｄと、上記の平均板厚ｄａｖｅとを用い、下記式（１０１）により算出されたａ’の最大値を寸法精度ａとした。
　　　ａ’＝（ｄ－ｄａｖｅ）／ｄａｖｅ×１００　…式（１０１）
２．９．　冷間圧延性
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金薄板の冷間圧延性を以下の方法で評価した。すなわち、冷間圧延後の耳割れの最大値で評価した。そして、冷間圧延後の耳割れの最大値が１ｍｍ以下である場合、冷延性は極めて良好「Ａ」とし、冷間圧延後の耳割れの最大値１ｍｍ超２ｍｍ以下である場合、冷延性は良好「Ｂ」とし、冷間圧延後の耳割れの最大値が２ｍｍ超である場合、冷延性は不良「Ｃ」とした。
３．　結果
　上記の評価結果を表３－１および表３－２に示す。なお、表３中の「φ１」、「Φ」および「φ２」は、Ｂｕｎｇｅの表記方法に基づく角度である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　発明例１～４９のいずれについても、最大集積方位がφ１：０～３０°、Φ：６０～９０°、φ２：０～６０°の範囲にあり、最大集積度が１０．０以上であった。また、発明例１～２６、２８～３５、３７～４９ついては、半値幅は０．２０°以上であり、バンド組織の面積率は、７０％以上であった。また、発明例１～４９のいずれについても、２５℃における板幅方向の０．２％耐力σＴが８００ＭＰａ以上であり、板幅方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上であった。最終平均板厚ｄａｖｅは、１．２～１．９ｍｍであり、寸法精度ａは５．０％以下であった。比較例１０は、Ａｌ含有量が少ないため、０．２％耐力が６９２ＭＰａと小さく、板幅方向のヤング率が１２２ＧＰａと小さかった。比較例１１は、Ａｌ含有量が多く、熱延後、冷延時に表面割れおよび重度な耳割れが発生した。比較例１２は、熱延の後半で温度が大きく低下し、熱延板が割れたため、２．５ｍｍ厚の板を製造できなかった。
　発明例１～６、９～２０、２５～４９は、Ｑ値が０．３４０以下であり、これらの例は、Ｑ値が０．３４０超である発明例７、８、２１～２４と比較して、良好な冷延性を示した。
　一方、比較例１～１０は、本開示に係るチタン合金薄板の製造方法の製造条件から外れ、最大集積方位又は、前記最大集積方位の集積度が本願規定を満たさず、板幅方向のヤング率Ｅが１２５ＧＰａ未満であった。
　以上、本開示の好適な実施形態について詳細に説明したが、本開示はかかる例に限定されない。本開示の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本開示の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    　Ａｌ：４．０％超、６．６％以下、
    　Ｆｅ：０％以上、２．３％以下、
    　Ｖ：０％以上、４．５％以下、
    　Ｓｉ：０％以上、０．６０％以下、
    　Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、
    　Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、
    　Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、
    　Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、
    　Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、および、
    　Ｏ：０％以上、０．４０％以下、
    を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなり、
    　α相の結晶方位をＢｕｎｇｅの表記方法によるオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で表した場合に、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析において、展開指数を１６とし、ガウス半値幅を５°として算出される結晶方位分布関数ｆ（ｇ）で示される最大集積方位がφ１：０～３０°、Φ：６０～９０°、φ２：０～６０°の範囲にあり、前記最大集積方位の集積度が１０．０以上であり、
    　２５℃における板幅方向の０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、
    　板幅方向のヤング率が１２５ＧＰａ以上であり、
    　平均板厚が２．５ｍｍ以下である、
    チタン合金薄板。
  2. 　質量％で、
    　Ｆｅ：０．５％以上、２．３％以下またはＶ：２．５％以上、４．５％以下を含有する、請求項１に記載のチタン合金薄板。
  3. 　前記Ｆｅまたは前記Ｖの一部に替えて、質量％で、
    　Ｎｉ：０．１５％未満、
    　Ｃｒ：０．２５％未満、および、
    　Ｍｎ：０．２５％未満、からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、請求項２に記載のチタン合金薄板。
  4. 　前記Ｔｉの一部に替えて、Ｏ、Ｎ、Ｆｅ、およびＶからなる群より選択される１種または２種以上を含有する場合、質量％での、Ｏの含有量を［Ｏ］、Ｎの含有量を［Ｎ］、Ｆｅの含有量を［Ｆｅ］、Ｖの含有量を［Ｖ］としたときに、下記式（１）で示されるＱが０．３４０以下である、請求項２または３に記載のチタン合金薄板。
    　Ｑ＝［Ｏ］＋（２．７７×［Ｎ］）＋（０．１×［Ｆｅ］）＋（０．０２５×［Ｖ］）　…式（１）
  5. 　ＣｕＫαを線源とするＸ線回折法によって検出される２θ＝５３．３±１°における回折ピークの半値幅が０．２０°以上である、請求項１～４のいずれか１項に記載のチタン合金薄板。
  6. 　アスペクト比が３．０超であり板長手方向に伸長したバンド組織を有し、
    　前記バンド組織の面積率が７０％以上である、請求項１～５のいずれか１項に記載のチタン合金薄板。
  7. 　板厚の寸法精度が前記平均板厚に対して５．０％以下である、請求項１～６のいずれか１項に記載のチタン合金薄板。
  8. 　請求項１～７のいずれか１項に記載のチタン合金薄板の製造方法であって、質量％で、Ａｌ：４．０％超、６．６％以下、Ｆｅ：０％以上、２．３％以下、Ｖ：０％以上、４．５％以下、Ｓｉ：０％以上、０．６０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、Ｃ：０％以上、０．０８％未満、Ｎ：０％以上、０．０５％以下、および、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなるチタン素材を加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記チタン素材を一方向に熱間圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の前記チタン素材に対して当該チタン素材の長手方向に１回以上の冷間圧延パスを行う冷間圧延工程と、を有し、
    　前記加熱工程における前記チタン素材の加熱温度は、β変態点をＴβ（℃）としたとき、Ｔβ℃以上（Ｔβ＋１５０）℃以下であり、
    　前記熱間圧延工程における圧下率は、８０．０％以上であり、
    　前記熱間圧延工程における仕上温度は、（Ｔβ－２５０）℃以上（Ｔβ－５０）℃以下であり、
    　前記冷間圧延工程は、
    　冷間圧延パス１回当たりの圧延率が４０％以下であり、複数の前記冷間圧延パスを行う場合は中間焼鈍処理を含み、
    　前記中間焼鈍処理の焼鈍条件は、
    　焼鈍温度が５００℃以上７５０℃以下であり、かつ、
    　前記焼鈍温度Ｔ（℃）と、前記焼鈍温度における保持時間ｔ（秒）とが、下記式（２）を満足する、チタン合金薄板の製造方法。
    　１８０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）＜２２０００　…式（２）
  9. 最後の前記冷間圧延パス後に、焼鈍温度が５００℃以上７５０℃以下であり、かつ、前記式（２）を満足する最終焼鈍を施す、請求項８に記載のチタン合金薄板の製造方法。
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