WO2022162816A1 - チタン合金板およびチタン合金コイルならびにチタン合金板の製造方法およびチタン合金コイルの製造方法 - Google Patents

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元気 塚本
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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    • 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 plate, a titanium alloy coil, a method for manufacturing a titanium alloy plate, and a method for manufacturing a titanium alloy coil.
  • 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. Therefore, 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 one or more plate-shaped core materials are covered with a spacer material and a cover material to form a pack-rolled material, and the pack material is rolled to reduce the thickness of the core material.
  • 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 for each initial thickness of the Ti-6Al-4V alloy thin sheet by pack rolling.
  • 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.
  • Manufacture of Ti-6Al-4V alloy thin sheets by pack rolling characterized in that the reduction ratio of the thickness of the pack material before and after the thickness reduction is 3 or more, and the rolling rate per pass is 15% or more.
  • a method 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 normal direction (thickness direction) of the hot-rolled sheet is ND, the hot-rolling direction is RD, and the hot-rolled sheet width direction is Let TD be the normal direction of the (0001) plane of the ⁇ phase as the c-axis direction, the angle that the c-axis direction forms with ND, and the angle that the plane containing the c-axis direction and ND forms with the plane containing ND and TD.
  • ⁇ is 0 degrees or more and 30 degrees or less, and ⁇ is the maximum (0002) reflection relative intensity of X-rays by crystal grains that fall within the entire circumference ( ⁇ 180 degrees to 180 degrees) XND is a strong intensity, and (b2) ⁇ is 80 degrees or more and less than 100 degrees, and ⁇ is ⁇ 10 degrees.
  • ⁇ + ⁇ type titanium alloy sheet having excellent cold rolling property and cold handling property characterized by having XTD/XND of 5.0 or more.
  • Patent Document 10 an ⁇ + ⁇ type titanium alloy thin plate manufactured by rolling or forging is subjected to cold rolling with a rolling reduction of 20% or more, and then annealed at a temperature of 700 ° C. or more and ⁇ transformation point or less to obtain fine grains.
  • a method for producing an ⁇ + ⁇ type titanium alloy sheet is disclosed, characterized in that a sheet having an axial ⁇ structure is obtained.
  • 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.
  • titanium materials used for aircraft components that require higher strength contain a large amount of Al, but have a high deformation resistance during hot or cold rolling. It may exceed the allowable load. Therefore, it is difficult to produce a high-strength titanium alloy sheet by the conventional hot rolling method or cold rolling method.
  • the present disclosure has been made in view of the above problems, and an object of the present disclosure is to provide a titanium alloy plate and a titanium alloy coil having high strength, a method for manufacturing the same titanium alloy plate, and a manufacturing method for the same titanium alloy coil. It is to provide a method.
  • the present inventors have found that the titanium alloy sheet contains a predetermined amount of Al, and in the (0001) pole figure from the sheet thickness direction, the peak of the degree of crystal grain accumulation is a predetermined with respect to the width direction of the final rolling. It has been found that a texture existing within an angle of 100% provides high strength and excellent workability. Then, the present inventors have found a method for producing a titanium alloy sheet by cold rolling that can achieve such a chemical composition and texture at the same time, leading to the present disclosure.
  • the gist of the present disclosure completed based on the above knowledge is as follows.
  • the titanium alloy plate according to one 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, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% or more, 0 .40% or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, and Mn: 0% or more and less than 0.25%, and the balance is Ti and Consists of impurities, the area ratio of the ⁇ phase is 80% or more, the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is more than 53%, and in the (0001) pole figure from the plate thickness direction, backscattering Regarding the inverse pole figure using
  • the titanium alloy plate according to (1) above has an equiaxed structure with an aspect ratio of 3.0 or less and a longitudinally elongated band structure with an aspect ratio of more than 3.0. It may have a structure, the equiaxed structure may have an average grain size of 0.1 ⁇ m or more and 20.0 ⁇ m or less, and the area ratio of the band structure to the area of the microstructure may be 10.0% or less.
  • the titanium alloy plate described in (1) or (2) above has, in % by mass, Fe: 0.5% or more and 2.3% or less, or V: 2.5% or more and 4.5% or less You may contain either.
  • the titanium alloy plate according to any one of the above (1) to (3) contains Ni: less than 0.15% and Cr: It may contain one or more selected from the group consisting of less than 0.25% and Mn: less than 0.25%.
  • the titanium alloy plate according to any one of the above (1) to (4) has a 0.2% proof stress in the longitudinal direction at 25 ° C. or a 0.2% proof stress in the width direction at 25 ° C. The smaller one may be 700 MPa or more and 1200 MPa or less.
  • the titanium alloy plate according to any one of (1) to (5) above is a (0001) pole figure from the plate thickness direction using the spherical harmonics method of the backscattered electron diffraction method.
  • the titanium alloy plate according to any one of (1) to (5) above is a (0001) pole figure from the plate thickness direction using the spherical harmonics method of the backscattered electron diffraction method.
  • the angle formed by the plate thickness direction and the direction indicating the peak of the density calculated by texture analysis when the expansion index is 16 and the Gaussian half width is 5 ° is 35 ° or less
  • the ratio of the 0.2% proof stress in the width direction to the 0.2% proof stress in the longitudinal direction may be 0.85 or more and 1.10 or less.
  • the titanium alloy plate according to any one of (1) to (7) above may have a thickness dimensional accuracy of 5.0% or less with respect to the average plate thickness.
  • a titanium alloy coil according to another 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% 4.5% or less, Si: 0% or more and 0.60% or less, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% or more, 0.40% or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, and Mn: 0% or more and less than 0.25%, and the balance is Ti And impurities, the area ratio of the ⁇ phase is 80% or more, the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is more than 53%, and in the (0001) pole figure from the plate thickness direction, the rear Regarding the inverse pole figure using the spherical harmonics method of the scattered electron diffraction method, the direction and plate showing the peak of the degree of integration calculated by texture
  • a method for producing a titanium alloy plate according to still another aspect of the present disclosure is the method for producing a titanium alloy plate according to any one of (1) to (8) above, wherein 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, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% or more and 0.40% or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: A titanium material containing 0% or more and less than 0.25%, and Mn: 0% or more and less than 0.25%, with the balance being Ti and impurities, is subjected to one or more cold rolling passes in the longitudinal direction.
  • the annealing conditions for the intermediate annealing step and the final annealing step are that the annealing temperature is 600 ° C. or higher (T ⁇ -50) ° C.
  • the annealing temperature T (° C.) , and the holding time t (seconds) at the annealing temperature may satisfy the following formula (1). 22000 ⁇ (T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20) ⁇ 27000 Expression (1)
  • T ⁇ is the ⁇ transformation point (°C).
  • a method for producing a titanium alloy plate according to still another aspect of the present disclosure is the method for producing a titanium alloy plate according to any one of (1) to (8) above, wherein 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, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% or more and 0.40% or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, and Mn: 0% or more and less than 0.25%, with the balance being Ti and impurities.
  • a final annealing step of annealing the titanium material after the cold cross rolling step wherein the total rolling reduction in the cold cross rolling step is 60% or more, and the width direction A cross rolling ratio, which is a ratio of the rolling rate in the longitudinal direction to the rolling rate, is 0.05 or more and 20.00 or less.
  • T ⁇ is the ⁇ transformation point (°C).
  • a method for manufacturing a titanium alloy coil according to still another aspect of the present disclosure is the method for manufacturing a titanium alloy coil according to (9) above, wherein, in mass%, Al: more than 4.0%, 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, C: 0% or more, 0.080 %, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% or more and 0.40% or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25% , and Mn: 0% or more, less than 0.25%, a cold rolling step of performing one or more cold rolling passes in the longitudinal direction of the titanium material with the balance being Ti and impurities, and the last a final annealing step of annealing the titanium material after the cold rolling pass, wherein the rolling reduction per cold rolling pass in the cold rolling step is greater than 30%, and the total rolling reduction
  • FIG. 1 is an example of a (0001) pole figure from the plate thickness direction (ND) of a titanium alloy plate according to an embodiment of the present disclosure
  • FIG. FIG. 10 is a diagram for explaining an angle formed between a direction showing a peak of density and a width direction; It is a figure which shows an example of the optical microscope photograph of the titanium alloy plate which concerns on the same embodiment.
  • 1 is an optical micrograph showing an example of a band structure. It is a schematic diagram for demonstrating the measuring method of average plate
  • Titanium alloy plate 2 Method for manufacturing titanium alloy plate
  • FIG. 1 is an example of a (0001) pole figure from the plate thickness direction (ND) of the titanium alloy plate according to this embodiment.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the angle formed between the direction showing the peak of the density and the width direction.
  • the (0001) pole figure from the plate thickness direction (ND) in FIG. 2 is the same as in FIG.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of an optical microscope photograph of a titanium alloy plate according to this embodiment.
  • FIG. 4 is an optical micrograph showing an example of the band structure.
  • FIG. 5 is a schematic diagram for explaining a method for measuring the average plate thickness.
  • the titanium alloy plate according to the present 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% Below, Si: 0% or more and 0.60% or less, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% or more and 0.40% or less, It contains Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, and Mn: 0% or more and less than 0.25%, and 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.
  • the Al content is preferably 4.5% or more, more preferably 4.6% or more.
  • the Al content exceeds 6.6%, the cold rolling property of the hot-rolled sheet before cold rolling is significantly deteriorated, and regions where Al is excessively dissolved due to solidification segregation etc. and Al is ordered. This Al-ordered region reduces the impact toughness of the titanium alloy plate. Therefore, the Al content is 6.6% or less, preferably 6.5% or less, more preferably 6.4% or less.
  • Fe is a ⁇ -phase stabilizing element. Since Fe is an element with high solid-solution strengthening ability, the tensile strength at room temperature increases as the Fe content increases. In addition, since the ⁇ phase has higher workability than the ⁇ phase, increasing the Fe content improves the workability of the titanium alloy plate, making it possible to improve the dimensional accuracy. Since Fe is not essential in the titanium alloy plate, the lower limit of its content is 0%. However, 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. 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. Since V is not essential in the titanium alloy plate, the lower limit of its content is 0%. However, in order to obtain a solid-solution strengthening ability equivalent to that of Fe described above, the V content is preferably 2.5% or more. The V content is more preferably 3.0% or more. 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 width direction of the titanium alloy plate. In order to suppress variations in properties due to V segregation, the V content is preferably 4.5% or less. As described above, V is less likely to segregate than Fe, so it is preferable that V be contained in the titanium material when manufacturing large ingots.
  • 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 plate by more than 2.3%. Therefore, if necessary, Si may be contained to increase the strength of the titanium alloy plate.
  • Si has a segregation tendency opposite to that of O described below, and is less likely to solidify and segregate than O. Therefore, by containing appropriate amounts of Si and O in the titanium alloy plate, 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 plate.
  • the Si content is preferably 0.60% or less.
  • the Si content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.40% 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.
  • the C content is preferably less than 0.080%. Since C is not essential in the titanium alloy plate, the lower limit of its content is 0%. Incidentally, C is an unavoidably mixed substance, and its substantial content is usually 0.0001% or more. The C content is more preferably 0.060% or less.
  • N may reduce the ductility or workability of the titanium alloy sheet when contained in a large amount in the titanium alloy sheet. Therefore, the upper limit of the N content is preferably 0.050%. Since N is not essential in the titanium alloy plate, the lower limit of its content is 0%. Incidentally, N is a substance that is unavoidably mixed, and the substantial content is usually 0.0001% or more. The N content is more preferably 0.04% or less.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.40%, more preferably 0.38%, still more preferably 0.35%. Since O is not essential in the titanium alloy plate, the lower limit of its content is 0%. Incidentally, O is a substance that is unavoidably mixed, and the substantial content is usually 0.01% or more.
  • 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, 0.12% or less, and still more preferably 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 and 0.21% or less. Since Cr is not essential in the titanium alloy plate, 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 plate, the lower limit of its content is 0%, but the Mn content may be, for example, 0.01% or more.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment has, as optional elements, Fe: 0.5 to 2.3% or V: 2.5 to 4.5%, Si : 0 to 0.60%, and preferably contains C: less than 0.080%, N: 0.050% or less, and O: 0.40% or less.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment has either Fe: 0.5 to 2.3% or V: 2.5 to 4.5%.
  • Fe 0.5 to 2.3%
  • V 2.5 to 4.5%.
  • it contains, instead of part of Fe or 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% It is preferable to contain 1 type or 2 or more types.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment contains Fe
  • 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. High tensile strength is obtained when the total amount of Fe, Ni, Cr and Mn is 0.5% or more.
  • the total amount of Fe, Ni, Cr, and Mn is 0.5% or more, the ⁇ phase with good workability is maintained at room temperature, and the workability of the titanium alloy plate is improved, so that the dimensional accuracy is improved. becomes possible.
  • the total amount of Fe, Ni, Cr and Mn is 2.3% or less, the segregation of these elements is suppressed, making it possible to suppress variations in properties in the titanium alloy plate.
  • the titanium alloy plate 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%. is contained, the total amount of V, Ni, Cr, and Mn is preferably 2.5% or more and 4.5% or less. High tensile strength is obtained when the total amount of V, Ni, Cr and Mn is 2.5% or more. In addition, when the total amount of V, Ni, Cr, and Mn is 2.5% or more, the ⁇ phase with good workability is maintained at room temperature, and the workability of the titanium alloy plate is improved, so that the dimensional accuracy is improved. becomes possible. Further, when the total amount of Fe, Ni, Cr and Mn is 4.5% or less, the segregation of these elements is suppressed, making it possible to suppress variations in properties in the titanium alloy sheet.
  • the remainder of the chemical composition of the titanium alloy plate according to this embodiment may be Ti and impurities.
  • Impurities include, for example, H, Cl, Na, Mg, Ca, and B mixed in during the refining process and Zr, Sn, Mo, Nb, Ta, and Cu mixed 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. In the titanium alloy plate according to this embodiment, the B content is preferably 0.01% or less.
  • V contained in the titanium alloy plate may be contained in an amount that is regarded as an impurity
  • this embodiment When the titanium alloy plate according to the above contains 2.5 to 4.5% of V, Fe contained in the titanium alloy plate may be contained in an amount considered as an impurity.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment may contain various elements in place of Ti as long as it has high strength and excellent dimensional accuracy.
  • the elements exemplified as impurities may be contained in an amount equal to or greater than the amount considered as impurities, provided that the titanium alloy plate has high strength and excellent dimensional accuracy.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment can have the chemical components described above. More specifically, the chemical composition of the titanium alloy plate according to this embodiment may be, for example, Ti-6Al-4V, Ti-6Al-4V ELI, and Ti-5Al-1Fe.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment has an expansion index of 16 in the (0001) pole figure from the plate thickness direction and the inverse pole figure using the backscattered electron diffraction (EBSD) method using the spherical harmonics method. , and the angle between the plate thickness direction and the direction indicating the peak of the density calculated by the texture analysis when the Gaussian half-value width is 5° is 65° or less.
  • EBSD backscattered electron diffraction
  • titanium alloys are hot rolled in one direction at a high speed in the ⁇ region or the ⁇ + ⁇ high temperature region where the ⁇ phase ratio is high.
  • a texture in which the c-axis of a hexagonal close-packed (hcp) is oriented in the width direction perpendicular to the longitudinal direction is formed.
  • hcp hexagonal close-packed
  • large anisotropy occurs in the tensile properties in the width direction and the longitudinal direction. If there is a large anisotropy in the tensile properties in the width direction and the longitudinal direction, problems may occur during processing.
  • the angle between the direction in which the c-axis of hcp is most oriented (the direction showing the peak of the degree of accumulation) and the plate thickness direction is 65. ° or less, the anisotropy can be reduced, high workability can be secured, and dimensional accuracy can be improved.
  • the angle between the direction in which the hcp c-axis is most oriented and the plate thickness direction is preferably 60° or less, more preferably 55° or less, and even more preferably, 35° or less.
  • the lower limit of the angle formed by the direction in which the hcp c-axis is most oriented and the plate thickness direction is not particularly limited, but is 0° or more.
  • the lower limit of the angle between the direction in which the c-axis of hcp is most oriented and the sheet thickness direction is 20° or more.
  • the texture in which the c axis of the hcp axis is tilted in the width direction (Split-TD type collective organization).
  • the split-TD type texture is excellent in formability, particularly in bendability. Therefore, the angle formed by the direction showing the peak of the degree of accumulation and the plate thickness direction is preferably 20° or more and 65° or less, which is the split-TD type texture.
  • the (0001) pole figure is obtained by chemically polishing the observed surface of a titanium alloy plate sample and analyzing the crystal orientation using EBSD. Specifically, a titanium alloy plate is chemically polished in a cross section (L cross section) obtained by cutting the titanium alloy plate in the thickness direction along the longitudinal direction at the center position in the width direction (TD), and the cross section (total thickness) ⁇ 2 mm
  • a (0001) pole figure can be drawn by performing crystal orientation analysis by the EBSD method on about 2 to 10 regions of 1 to 2 ⁇ m apart.
  • the concentration peak position of a specific orientation in the pole figure is obtained by applying the data to the inverse pole figure using the spherical harmonics method using OIM Analysis TM software (Ver.8.1.0) manufactured by TSL Solutions.
  • the position of the highest contour line is the peak position of the degree of accumulation, and the value of the highest degree of accumulation among the peak positions is taken as the maximum degree of accumulation.
  • the degree of accumulation of a specific orientation in the (0001) pole figure is how many times the existence frequency of crystal grains having that orientation is relative to the structure having a completely random orientation distribution (degree of accumulation 1). indicates
  • the observation surface is the L cross section at the center position in the width direction, but since the crystal orientation of the titanium alloy plate is uniformly distributed in the width direction, the L cross section at an arbitrary plate width position may be the observation surface. .
  • FIG. 1 shows an example of the (0001) pole figure from the plate thickness direction (ND) of the titanium alloy plate according to this embodiment.
  • the detected poles of each crystal orientation are accumulated according to the inclination in the final rolling direction (RD) and the final rolling width direction (TD), and the contour line of the degree of accumulation is drawn in the (0001) pole figure.
  • the peak P1 of the crystal grain is located at the highest contour line in the figure. Therefore, in the present embodiment, the angle between the direction showing the peak P1 of the crystal grains and ND is 65° or less. Normally, the maximum degree of accumulation is the degree of accumulation of peak P1 of crystal grains.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment has a (0001) pole figure from the plate thickness direction, and an inverse pole figure using the spherical harmonics method of the backscattered electron diffraction method has an expansion index of 16,
  • the angle between the width direction and the direction indicating the peak of the density calculated by the texture analysis when the Gaussian half width is 5° may be 10° or less.
  • the angle formed by the direction showing the peak of the degree of accumulation and the width direction is the direction from the center of the (0001) pole figure from the plate thickness direction to the position showing the peak of the degree of accumulation and the width direction. It is an angle ⁇ 2 formed with (TD).
  • the above angle is preferably 5° or less, more preferably 3° or less, from the viewpoint of manufacturing and the observation method of the structure.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment has a (0001) pole figure from the plate thickness direction, and an inverse pole figure using the spherical harmonics method of the backscattered electron diffraction method has an expansion index of 16,
  • the angle between the plate thickness direction and the direction indicating the peak of the density calculated by the texture analysis when the Gaussian half width is 5° may be 35° or less.
  • the titanium alloy plate according to this embodiment has an ⁇ -phase area ratio of 80% or more.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment contains a large amount of ⁇ -stabilizing elements in order to increase the strength. Therefore, if the addition amount of the ⁇ -stabilizing element is further increased, the strength becomes too high, making it impossible to manufacture by cold rolling. Therefore, the titanium alloy plate according to the present embodiment has an ⁇ -phase area ratio of 80% or more.
  • the ⁇ -phase area ratio may be, for example, 82% or more.
  • the upper limit of the ⁇ -phase area ratio is not particularly limited, and the ⁇ -phase area ratio may be, for example, 100% or less, or 98% or less.
  • the structure of the titanium alloy plate according to this embodiment consists of an ⁇ phase and a residual structure, and the residual structure contains ⁇ phase, TiFe, Ti 3 Al, and silicide.
  • the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is more than 53%. If the area ratio of 1 ⁇ m or less is high, the ductility at room temperature may be poor.
  • the area ratio of the ⁇ phase having a size of 1 ⁇ m or more may be 55% or more, or may be 60% or more.
  • the upper limit of the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is not particularly limited, and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more may be, for example, 98% or less.
  • the microstructure of the titanium alloy plate according to this embodiment is, for example, as shown in FIG.
  • the upper limit of the equivalent circle diameter of the ⁇ phase is not particularly limited, and the equivalent circle diameter of the ⁇ phase is, for example, 20 ⁇ m or less.
  • the area ratio of the ⁇ phase and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more are measured by the following method.
  • a cross section (L section) obtained by cutting the titanium alloy plate in the thickness direction along the longitudinal direction at the center position in the width direction (TD) is chemically polished, and a region of (total thickness) ⁇ 200 ⁇ m of the cross section is subjected to step 1
  • Crystal orientation analysis is performed by the EBSD method for about 2 to 5 fields of view at ⁇ 5 ⁇ m. Crystal orientation analysis of this EBSD identifies the ⁇ phase.
  • the area ratio of the ⁇ phase to the area of the region is defined as the area ratio of the ⁇ phase.
  • the total area be the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more.
  • the ⁇ -phase crystal grains having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more include a band structure, which will be described later.
  • the area ratio of the ⁇ phase and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more are measured based on the L cross section at the center position in the width direction, but the ⁇ phase is uniformly distributed in the width direction. Since it is distributed, the area ratio of the ⁇ phase and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more may be measured based on the L cross section at an arbitrary plate width position.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment has a microstructure consisting of an equiaxed structure with an aspect ratio of 3.0 or less and a longitudinally elongated band structure with an aspect ratio of more than 3.0, It is preferable that the average crystal grain size of the equiaxed structure is 0.1 ⁇ m or more and 20.0 ⁇ m or less, and the area ratio of the band structure to the area of the microstructure is 10.0% or less.
  • Titanium alloys may form a structure called "band structure" as shown in Fig. 4 when hot rolling is performed at a temperature in the ⁇ + ⁇ region or ⁇ region.
  • the band structure referred to here is, for example, a structure extending in the longitudinal direction as shown 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 plate according to this embodiment may have a longitudinally elongated band structure. Formation of the band structure may cause strength anisotropy or defects during molding. Therefore, the band structure should be as small as possible.
  • the area ratio of the band structure to the area of the microstructure is preferably 10.0% or less.
  • the area ratio of the band structure is more preferably 8.0% or less.
  • the lower limit is 0% because it is better not to have this band structure.
  • the aspect ratio and area ratio of the band structure can be calculated as follows.
  • a cross section (L section) obtained by cutting the titanium alloy plate in the thickness direction along the longitudinal direction at the center position in the width direction (TD) is chemically polished, and a region of (total thickness) ⁇ 200 ⁇ m of the cross section is subjected to step 1
  • Crystal orientation analysis is performed by the EBSD method for about 2 to 5 fields of view at ⁇ 5 ⁇ m. 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 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 rest of the microstructure other than the band structure is preferably an equiaxed structure formed by recrystallization.
  • the titanium alloy plate preferably has an equiaxed structure.
  • the titanium alloy plate preferably has fine grains because it may be formed by utilizing superplasticity.
  • the average grain size of the equiaxed structure is preferably 20.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size of the equiaxed structure is more preferably 15.0 ⁇ m or less, still more preferably 10.0 ⁇ m or less, and even more preferably 8.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size of the equiaxed structure is preferably 0.5 ⁇ m or more.
  • the average grain size of the equiaxed structure is more preferably 1.0 ⁇ m or more. More than 80% of the equiaxed structure and band structure are ⁇ -phase, and ⁇ -phase exists between ⁇ -phases.
  • the presence or absence of recrystallization can be determined by measuring the aspect ratio (major axis/minor axis ratio) of crystal grains. If the aspect ratio is 3.0 or less, the grain can be determined to be a recrystallized grain. The lower limit of the aspect ratio of the equiaxed structure is 1.0.
  • the smaller one of the 0.2% proof stress in the longitudinal direction at 25° C. and the 0.2% proof stress in the width direction at 25° C. of the titanium alloy plate according to the present embodiment is preferably 700 MPa or more.
  • the smaller one of the 0.2% proof stress in the longitudinal direction and the 0.2% proof stress in the width direction is simply referred to as the 0.2% proof stress.
  • tensile strength close to the tensile strength at 25° C. of Ti-6Al-4V, which is a general-purpose ⁇ + ⁇ type titanium alloy is often required. If the 0.2% proof stress at 25°C of the titanium alloy plate is 700 MPa or more, it can be used for applications requiring high strength.
  • the 0.2% proof stress at 25°C of the titanium alloy plate is more preferably 730 MPa or more.
  • the strength of the hot-rolled sheet before cold rolling is also high, making it difficult to cold-roll the hot-rolled sheet, which may increase the number of cold rolling passes and increase the cost.
  • the 0.2% proof stress at 25° C. of the titanium alloy plate is preferably 1200 MPa or less.
  • the 0.2% proof stress at 25°C of the titanium alloy plate is more preferably 1150 MPa or less.
  • the 0.2% proof stress at 25°C of the titanium alloy plate is 1000 MPa or less, cracking during rolling is further suppressed. , 1100 MPa or less.
  • the 0.2% yield strength can be measured by a method conforming to JIS Z2241:2011. That is, the 0.2% yield strength in the longitudinal direction and the 0.2% yield strength in the width direction can be measured by a method conforming to JIS Z2241:2011.
  • the longitudinal direction referred to here is the final rolling direction. For those skilled in the art, the final rolling direction is easy to identify and the final rolling direction is obvious.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment has a yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L, which is a ratio of 0.2% yield strength ⁇ T in the width direction at 25°C to 0.2% yield strength ⁇ L in the longitudinal direction at 25°C, of 0.85 or more and 1 0.18 or less is preferred.
  • ⁇ + ⁇ type titanium has an hcp phase ( ⁇ phase) as described above, it exhibits higher anisotropy in the hcp direction.
  • the anisotropy increases when the T-texture is formed, it is sometimes desired to reduce the anisotropy as much as possible, especially in the field of aircraft. Therefore, the closer the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L is to 1.00, the better.
  • the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L is more preferably 1.16 or less, still more preferably 1.15 or less, and still more preferably 1.14 or less.
  • Cold cross rolling in which cold rolling is performed in the longitudinal direction and the width direction, allows the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L to be 0.85 or more and 1.10 or less.
  • the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L of a titanium alloy plate produced by cold cross rolling is preferably 0.90 or more, more preferably 0.95 or more.
  • the proof stress ratio ⁇ T/ ⁇ L of a titanium alloy plate manufactured by cold cross rolling is preferably 1.05 or less.
  • ⁇ T/ ⁇ L may be greater than 1.18 because a titanium alloy plate having a yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L of greater than 1.18 can be manufactured by cold rolling in one direction.
  • the average plate thickness of the titanium alloy plate according to this embodiment is 2.5 mm or less.
  • the average thickness of the titanium alloy plate can be reduced to 2.5 mm or less by using the titanium material containing the chemical components described above by the method for manufacturing a titanium alloy plate described later.
  • a titanium material having an Al content of more than 4.0% and not more than 6.6% has a large resistance to deformation, and may exceed the allowable load of the rolling mill when manufacturing a thin plate in a general rolling mill. Therefore, it is difficult to produce a titanium alloy sheet containing the above chemical components and having a thickness of 2.5 mm or less.
  • deformation resistance increases due to a rapid drop in temperature as the plate thickness decreases.
  • the lower limit of the average plate thickness of the titanium alloy plate according to the present embodiment is not particularly limited, in reality, the average plate thickness of the titanium alloy having the above strength is 0.1 mm or more. There are many. Therefore, the average plate thickness of the titanium alloy plate according to this embodiment is preferably 0.1 mm or more. The thickness of the titanium alloy plate according to this embodiment is preferably 2.0 mm or less, more preferably 1.5 mm or less. Further, the average plate thickness of the titanium alloy plate according to this embodiment is more preferably 0.2 mm or more.
  • a method for measuring the average plate thickness will be described with reference to FIG.
  • a micrometer or vernier calipers measure the plate thickness at each position at a distance of 1/4 of the plate width from the center position in the width direction (TD) and both ends in the width direction, and measure the plate thickness at intervals of 1 m or more in the longitudinal direction. Measure at least 5 places with a gap, and take the average value of the measured plate thickness as the average plate thickness.
  • the dimensional accuracy of the plate thickness of the titanium alloy plate according to the present embodiment (hereinafter, the dimensional accuracy of the plate thickness may be simply referred to as plate thickness dimensional accuracy) is 5.0 with respect to the average plate thickness. % or less.
  • plate thickness dimensional accuracy In 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, it is a titanium alloy sheet having excellent thickness dimensional accuracy.
  • the dimensional accuracy of the titanium alloy plate according to the present embodiment is more preferably 4.0% or less with respect to the average plate thickness, and even more preferably 2.0% or less with respect to the average plate thickness.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment has been described above. Since the titanium alloy plate according to the present embodiment has the chemical composition and metallographic structure described above, it has high strength.
  • the titanium alloy plate according to the present embodiment described above may be manufactured by any method, but it can also be manufactured, for example, by the method for manufacturing the titanium alloy plate according to the present embodiment described below.
  • the method for manufacturing a titanium alloy plate according to the present embodiment includes a slab manufacturing process for manufacturing a titanium alloy slab, a hot rolling process for hot rolling the titanium alloy slab, and a cold rolling process for the titanium material after the hot rolling process. and, if necessary, a temper rolling/stretch straightening step of temper rolling or tension straightening of the titanium material after the cold rolling process.
  • a temper rolling/stretch straightening step of temper rolling or tension straightening of the titanium material after the cold rolling process Each step of the method for manufacturing a titanium alloy plate according to this embodiment will be described below.
  • the cold rolling process the titanium material after the hot rolling process is subjected to unidirectional cold rolling in which one or more cold rolling passes are performed only in the longitudinal direction, or the titanium material is cold rolled in the longitudinal direction and the width direction. Cold cross rolling with a pass is performed.
  • a titanium alloy slab is manufactured.
  • 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 hearth melting method such as vacuum arc melting method, electron beam melting method or plasma melting method.
  • 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.
  • the manufactured titanium alloy slab in mass %, contains 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, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% or more and 0.40% or less, Ni: It contains 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, and Mn: 0% or more and less than 0.25%.
  • the titanium alloy slab is heated and then hot rolled.
  • a titanium alloy slab may be heated to a temperature range equal to or higher than the ⁇ transformation point T ⁇ °C and then rolled so that the total rolling reduction is 80% or higher.
  • hot rolling is started at a temperature below the temperature range of the ⁇ + ⁇ phase, cracks may occur in the titanium alloy slab, or the metal structure described above may not be obtained even if cracks do not occur. Therefore, in this step, hot rolling is started from the temperature range of the ⁇ phase.
  • the finishing temperature which is the temperature immediately after hot rolling, is in the temperature range of the ⁇ + ⁇ phase, and varies depending on the composition of the titanium alloy slab, but is, for example, (T ⁇ -250) ° C. or higher and (T ⁇ -50) ° C. or lower.
  • hot rolling may be performed so that the rolling reduction is the above rolling reduction in one hot rolling, or hot rolling is performed multiple times so that the rolling reduction is the above rolling reduction. good too.
  • the mass % of the titanium material after this hot rolling process is 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
  • C 0% or more and less than 0.080%
  • N 0% or more and 0.050% or less
  • O 0% or more and 0.40% 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%.
  • the " ⁇ transformation point” means the boundary temperature at which the ⁇ phase begins to form when the titanium alloy is cooled from the single ⁇ phase region.
  • the ⁇ transformation point can be obtained from the phase diagram.
  • the phase 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 the ⁇ transformation point is calculated. can be calculated.
  • the titanium alloy slab can be continuously hot rolled using known continuous hot rolling equipment.
  • the titanium alloy slab is hot rolled and then wound by a winding machine to form a titanium alloy hot rolled coil. Therefore, the titanium material after the hot rolling process includes a plate-like titanium material and a coil-like titanium material longer than the plate-like titanium material.
  • the titanium material after the hot rolling process may be subjected to annealing by a known method, removal of oxide scale by pickling or cutting, or cleaning treatment.
  • the titanium material after the hot rolling process is annealed at a temperature of 650° C. or more and 800° C. or less for a time of 20 minutes or more and 90 minutes or less.
  • the non-recrystallized grains of the hot-rolled sheet can be precipitated as fine recrystallized grains, and the crystals in the metallographic structure of the finally obtained titanium alloy sheet can be made more uniform and finer.
  • Annealing may be performed in an air atmosphere, an inert atmosphere, or a vacuum atmosphere.
  • the titanium material after the hot rolling process corresponds to the titanium material according to the present disclosure.
  • the titanium material after the hot rolling step is subjected to one or more cold rolling passes in its longitudinal direction.
  • the rolling reduction per cold rolling pass in the cold rolling process is more than 30%, and the total rolling reduction is 60% or more.
  • This cold rolling process causes the c-axis of hcp to approach the ND.
  • the crystal orientation hardly changes, and the angle formed by the direction showing the peak of the degree of accumulation and the plate thickness direction becomes 65° or less. not. In this case, the anisotropy of the titanium alloy plate is not improved.
  • the band structure described above is formed by hot rolling. remains in the titanium material without being Therefore, the rolling reduction per cold rolling pass in the cold rolling process is more than 30%, and the total rolling reduction is 60% or more.
  • the total rolling reduction is preferably 70% or more.
  • one cold rolling pass 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, when 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 up to is called a cold rolling pass.
  • the cold rolling from the previous intermediate annealing treatment to the subsequent intermediate annealing treatment is also called a cold rolling pass.
  • the rolling rate of each cold rolling mill may be any rate as long as the rolling rate per roll exceeds 30%.
  • the cold rolling temperature is preferably 500°C or less. If the cold rolling temperature is 500° C. or lower, high dimensional accuracy can be obtained, and crystal grains are refined during cold rolling, making it easier to develop superplastic properties.
  • the cold rolling temperature is more preferably 400° C. or lower.
  • the lower limit of the cold rolling temperature is not particularly limited, and the cold rolling temperature can be, for example, room temperature or higher. Room temperature here intends 0 degreeC or more.
  • the annealing temperature T is 600° C. or more and (T ⁇ ⁇ 50)° C. or less, and the annealing temperature T (° C.) and the holding time t (seconds) at the annealing temperature T satisfy the following formula (102 ), the intermediate material in the cold rolling process is preferably annealed.
  • (T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20) in the following equation (102) is the Larson-Miller parameter. 22000 ⁇ (T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20) ⁇ 27000 Expression (102)
  • T ⁇ is the ⁇ transformation point (°C).
  • the final annealing step is the step of annealing the titanium material after the final cold rolling pass.
  • the annealing conditions in the final annealing step are not particularly limited, but in order to improve the formability of the titanium alloy plate, the annealing temperature T is 600 ° C. or higher (T ⁇ -50) ° C. or lower, and the annealing temperature T (° C.) , and the holding time t (seconds) at the annealing temperature T preferably satisfy the above formula (102).
  • the annealing temperature T is 600° C. or more and (T ⁇ ⁇ 50)° C. or less, and the annealing temperature T and the annealing time t satisfy the above formula (102).
  • T and the annealing time t recrystallization causes the c-axis of the ⁇ phase to approach the ND direction, further reducing the anisotropy of the titanium alloy plate and further reducing the band structure in the microstructure. can be reduced.
  • the annealing temperature T is 600° C. or more and (T ⁇ ⁇ 50)° C. or less, and the annealing temperature T and the annealing time t satisfy the above formula (102).
  • a titanium alloy sheet is manufactured through the above 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 draft in temper rolling is preferably 10% or less, and the elongation 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 first manufacturing method in the cold rolling step of cold rolling the hot-rolled plate manufactured using the above titanium alloy plate material one or more times in the longitudinal direction, each time in the cold rolling With a rolling reduction of more than 30% and a total rolling reduction of 60% or more, in the (0001) pole figure from the plate thickness direction, in the inverse pole figure using the spherical harmonics method of the EBSD method, A titanium alloy sheet having an expansion index of 16 and a Gaussian half-value width of 5° and an angle of 65° or less formed between the thickness direction and the direction indicating the peak of the density calculated by the texture analysis is obtained. . Further, according to the first manufacturing method, the average plate thickness of the titanium alloy plate can be set to 2.5 mm or less, and the dimensional accuracy of the plate thickness can be set to 5.0% or less of the average plate thickness.
  • the metallographic structure of the titanium alloy plate includes an equiaxed structure with an aspect ratio of 3.0 or less and a longitudinally elongated band structure with an aspect ratio of more than 3.0.
  • the average crystal grain size of the equiaxed structure is 0.1 ⁇ m or more and 20.0 ⁇ m or less
  • the area ratio of the band structure to the area of the microstructure is 10.0% or less.
  • the ratio of the 0.2% proof stress in the width direction to the 0.2% proof stress in the longitudinal direction can be set to 1.05 or more and 1.18 or less.
  • the cold rolling refines the crystal grains, making it easier to develop superplastic characteristics, and the titanium alloy plate has excellent workability in thin plate forming.
  • the above manufacturing method can also be said to be a method for manufacturing a titanium alloy coil. Therefore, it goes without saying that the titanium alloy coil manufactured by the above manufacturing method has the same features as the titanium alloy plate of the present disclosure.
  • the titanium alloy coil of the present disclosure has, in terms of % 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, 4 .5% or less, Si: 0% or more and 0.60% or less, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% or more and 0.40 % or less, Ni: 0% or more and less than 0.15%, Cr: 0% or more and less than 0.25%, and Mn: 0% or more and less than 0.25%, the balance being Ti and impurities , the area ratio of the ⁇ phase is 80% or more, the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is more than 53%, and in the (0001) pole figure from the plate thickness direction, the backscattered electron beam Regarding the inverse pole figure using the spherical harmonics method of the diffraction method, the direction and plate thickness direction
  • the "longitudinal direction” corresponds to the longitudinal direction of the titanium alloy coil
  • the "width direction” corresponds to the direction perpendicular to the longitudinal direction of the rolled surface of the titanium alloy coil.
  • the second manufacturing method differs from the first manufacturing method in the cold rolling step, and the other steps are the same as the first manufacturing method. Therefore, the cold rolling process will be described in detail here, and description of other processes will be omitted.
  • the cold rolling process in the second manufacturing method is a cold cross rolling process in which the titanium material after the hot rolling process is subjected to cold rolling passes in the longitudinal direction and the width direction.
  • the total rolling reduction including both rolling in the longitudinal direction and rolling in the width direction in this process is 60% or more.
  • the final rolling direction in this step is the longitudinal direction, and the direction perpendicular to the longitudinal direction is the width direction. If the total rolling reduction is 60% or more, the c-axis of hcp is more oriented in the ND direction, making it possible to produce a titanium alloy sheet with small anisotropy.
  • the higher the rolling reduction the closer the c-axis of the ⁇ phase of the titanium alloy sheet is to the sheet thickness direction and the higher the degree of accumulation. Therefore, the upper limit of the rolling reduction is not limited.
  • the cross rolling ratio is not particularly limited, and is, for example, 0.05 or more and 20.00 or less.
  • the cross-rolling ratio referred to here refers to the rolling ratio in the longitudinal direction with respect to the rolling ratio in the width direction (rolling ratio in the longitudinal direction/rolling ratio in the width direction) applied until the plate thickness reaches the target thickness from 4 mm.
  • the cross-rolling ratio is 0.05 or more and 20.00 or less, the c-axis of hcp becomes more ND oriented, and a thin plate with small anisotropy can be produced. In addition, it is possible to reduce excessively generated band structures.
  • the cross rolling ratio is more preferably 0.07 or more and 15.00 or less.
  • the rolling reduction per cold rolling pass is not particularly limited as long as the total rolling reduction is 60% or more.
  • one cold-rolling pass refers to cold-rolling in the longitudinal direction or cold-rolling in the width direction continuously performed on the hot-rolled sheet. Therefore, in the present cold cross-rolling process, when the hot-rolled sheet is cold-rolled in the longitudinal direction and cold-rolled in the width direction a plurality of times, the total number of times is the number of cold-rolling passes. For example, when a hot-rolled sheet is cold-rolled once in the longitudinal direction and cold-rolled once in the width direction, the number of cold-rolling passes is two. In the second manufacturing method, rolling in the longitudinal direction or rolling in the width direction may be performed multiple times.
  • hot rolling in the width direction may be performed once or every time hot rolling in the longitudinal direction is performed once or several times. Further, the rolling in the width direction may be performed at any timing.
  • the rolling rate per cold rolling pass is not particularly limited, and can be, for example, 5% or more.
  • the rolling reduction per cold rolling pass is preferably 10% or more, more preferably 20% or more.
  • the rolling reduction per cold rolling pass may be 80% or less, or may be 75% or less.
  • the rolling temperature in the cold cross rolling step is preferably 500°C or less. If the rolling temperature is 500° C. or lower, high dimensional accuracy can be obtained, and crystal grains are refined during rolling.
  • the rolling temperature is more preferably 400° C. or lower.
  • the lower limit of the cold rolling temperature is not particularly limited, and the cold rolling temperature can be, for example, room temperature or higher. Room temperature here intends 0 degreeC or more.
  • the inverse pole figure using the spherical harmonics method of the backscattered electron diffraction method has an expansion index of 16 and a Gaussian half width
  • the angle between the direction showing the peak of the accumulation degree calculated by texture analysis when is 5 ° and the plate thickness direction is 35 ° or less, and the width direction for 0.2% proof stress in the longitudinal direction is 0.2
  • a titanium alloy sheet having a % yield strength ratio of 0.85 or more and 1.10 or less is obtained.
  • T-texture is formed by hot rolling in one direction at high speed at the temperature of the ⁇ region or the ⁇ + ⁇ high temperature region where the ⁇ phase ratio is high. It is easy to increase the anisotropy of the titanium alloy thin plate.
  • the second manufacturing method since cold cross rolling is performed, the formation of T-texture is suppressed even when the titanium material contains a ⁇ -phase stabilizing element such as V. As a result, it is possible to manufacture a titanium alloy plate with small anisotropy.
  • the metallographic structure of the titanium alloy plate consists of an equiaxed structure with an aspect ratio of 3.0 or less and a longitudinally elongated band structure with an aspect ratio of more than 3.0.
  • the average crystal grain size of the equiaxed structure is 0.1 ⁇ m or more and 20.0 ⁇ m or less
  • the area ratio of the band structure to the area of the microstructure is 10.0% or less.
  • Example 1 Manufacture of titanium alloy plate First, the chemical components shown in Table 1 by either vacuum arc melting (VAR: Vacuum Arc Remelting), electron beam melting (EBR: Electron Beam Remelting), or plasma melting (PAM: Plasma Arc Melting) After manufacturing a titanium alloy ingot as a material for a titanium alloy plate having a thickness of 150 mm ⁇ width of 800 mm ⁇ length of 5000 mm, a titanium alloy slab was produced by blooming or forging. After that, these titanium alloy slabs were subjected to hot rolling, hot-rolled sheet annealing, shot blasting and pickling to obtain hot-rolled sheets having a thickness of 4 mm.
  • VAR Vacuum Arc Remelting
  • EBR Electron Beam Remelting
  • PAM Plasma Arc Melting
  • Hot rolling is performed by heating the titanium alloy slab to a temperature of 1050 to 1100° C. so that the temperature of the titanium alloy slab becomes equal to or higher than the ⁇ transformation point T ⁇ , starting hot rolling from that temperature, and finishing the temperature at the ⁇ transformation point T ⁇ or less. It was set to 800 to 950° C. Elements other than those listed in Table 1 are Ti and impurities.
  • Al, Fe, Si, Ni, Cr, Mn, and V were measured by ICP emission spectrometry as chemical components of the hot-rolled sheet.
  • O and N were measured by inert gas fusion, thermal conductivity and infrared absorption method using an oxygen/nitrogen simultaneous analyzer.
  • C was measured by an infrared absorption method using a carbon-sulfur simultaneous analyzer.
  • the chemical composition of each of the produced hot-rolled sheets was the same as the chemical composition of the titanium alloy slab shown in Table 1.
  • the state of the titanium alloy was determined by the CALPHAD method using Thermo-Calc, which is an integrated thermodynamic calculation system of Thermo-Calc Software AB, and a predetermined database (TI3). A diagram was acquired and the ⁇ transformation point T ⁇ was calculated.
  • Inventive example 21 is an example in which cold rolling with a rolling reduction of 40% per cold rolling pass and intermediate annealing under the conditions shown in Table 2 are repeated until the total rolling reduction reaches 78%. be.
  • the intermediate annealing step in Inventive Example 21 is an example that does not satisfy the above formula (102).
  • Invention Examples 22 and 23 are examples in which cold rolling was performed at rolling reductions of 75% and 60%, respectively, without intermediate annealing.
  • invention examples 24 to 26 after cold rolling with a rolling reduction of 75% in the first cold rolling pass, intermediate annealing was performed under the conditions shown in Table 2, and then the rolling reduction in the second cold rolling pass. is 50%, and the total rolling reduction is 88%.
  • Inventive Examples 27 to 29 were cold-rolled at a rolling rate of 50% in the first cold-rolling pass, then subjected to the first intermediate annealing under the conditions shown in Table 2, and rolled in the second cold-rolling pass. After the second cold-rolling pass, the second intermediate annealing was performed under the conditions shown in Table 2, and the third cold-rolling pass was cold-rolled with a rolling reduction of 60%. This is an example in which rolling is performed and the total rolling reduction is 90%.
  • a reference example is a hot-rolled sheet that was not subjected to the cold rolling process.
  • Comparative Example 1 is an example in which the rolling reduction per time is 20% and the total rolling reduction is 59%.
  • Comparative Example 2 is an example in which the total rolling reduction is 50%.
  • Comparative Example 4 using titanium material O with a high Al content, surface cracks and severe edge cracks occurred during cold rolling after hot rolling. Therefore, in Comparative Example 4, intermediate annealing and final annealing were not performed.
  • T ⁇ is the ⁇ transformation point
  • the “Larson-Miller parameter” is the value of (T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20).
  • Pattern A in Table 2 is a cold-rolled pattern obtained by cold-rolling with a rolling rate of 75% in the first cold-rolling pass and a rolling rate of 50% in the second cold-rolling pass.
  • the total area was defined as the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more.
  • the ⁇ -phase crystal grains having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more were assumed to include a band structure, which will be described later.
  • Aspect ratio and band structure area ratio A cross section of a titanium alloy plate sample cut perpendicular to the width direction at the center position in the width direction (TD) was chemically polished, and a region of (total plate thickness) ⁇ 200 ⁇ m of the cross section was subjected to stepping. Crystal orientation analysis was performed by the EBSD method for about 2 to 5 visual fields of 1 to 5 ⁇ m. From the result of the EBSD crystal orientation analysis, the aspect ratio was calculated for each crystal grain. As the band structure area ratio, the area ratio of crystal grains with an aspect exceeding 3.0 was calculated.
  • Average plate thickness dave The average plate thickness dave of the titanium alloy plates according to each invention example, reference example and comparative example was measured by the following method. The thickness of each titanium alloy plate was measured in the longitudinal direction using an X-ray, a micrometer, or a vernier caliper at a distance of 1/4 of the plate width from the center position in the width direction and both ends in the width direction of each titanium alloy plate manufactured. Measurements were taken at 5 or more locations at intervals of 1 m or more, and the average value of the measured plate thicknesses was taken as the average plate thickness dave.
  • Results Table 3 shows the above evaluation results.
  • " ⁇ " shown in Table 3 is a (0001) pole figure from the plate thickness direction, and an inverse pole figure using the spherical harmonics method of the backscattered electron diffraction method. This is the angle between the plate thickness direction and the direction indicating the peak of the density calculated by the texture analysis when the half width is 5°.
  • ⁇ 2 shown in Table 3 is a (0001) pole figure from the plate thickness direction, and an inverse pole figure using the spherical harmonics method of the backscattered electron diffraction method has an expansion index of 16 and a Gaussian This is the angle between the direction from the center of the pole figure showing the peak of the density calculated by the texture analysis when the half width is 5° and the sheet width direction.
  • the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction is 65° or less, and the angle between the direction showing the peak of the degree of accumulation and the width direction is 65° or less.
  • the angle ⁇ 2 formed was 0°.
  • the average grain size of the equiaxed structure was 0.1 ⁇ m or more and 20.0 ⁇ m or less, and the area ratio of the band structure was 10% or less.
  • the area ratio of the ⁇ phase was 80% or more in all cases, and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more was more than 53%.
  • the average plate thickness was 1.0 to 1.2 mm, and the dimensional accuracy was 0.8 to 4.5%.
  • the 0.2% yield strength in the longitudinal direction at 25 ° C. is 700 MPa or more
  • the yield strength ratio ⁇ T which is the ratio of the 0.2% yield strength ⁇ T in the width direction at 25 ° C. to the 0.2% yield strength ⁇ L in the longitudinal direction at 25 ° C. / ⁇ L was 1.05 or more and 1.18 or less.
  • the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction is 49°, and the angle between the direction showing the peak of the degree of accumulation and the width direction is ⁇ 2 was 0°.
  • the average grain size of the equiaxed structure was 1.8 ⁇ m, and the area ratio of the band structure was 5.0%.
  • the area ratio of the ⁇ phase was 88% or more, and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more was 88%.
  • the average plate thickness was 0.9 mm, and the dimensional accuracy was 2.0%.
  • the 0.2% yield strength at 25° C. was 805 MPa, and the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L was 1.12.
  • the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction is both 50°, and the direction showing the peak of the degree of accumulation and the width direction
  • the angle ⁇ 2 formed by the two was 0°.
  • the average grain size of the equiaxed structure of Invention Example 22 was 3.5 ⁇ m, and the average grain size of the equiaxed structure of Invention Example 23 was 10.5 ⁇ m.
  • the area ratios of the band structure were 15.0% and 20.0%, respectively.
  • the area ratio of the ⁇ phase was 80% or more in all cases, and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more was more than 53%.
  • the average plate thickness was 1.0 mm and 1.6 mm, and the dimensional accuracy was 2.0% and 2.5%. Also, the 0.2% yield strength at 25° C. was 700 MPa or more, and the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L was 1.11 and 1.15.
  • the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction is 65° or less, and the angle between the direction showing the peak of the degree of accumulation and the width direction is 65° or less.
  • the angle ⁇ 2 formed was 0°.
  • the average grain size of the equiaxed structure was 0.1 ⁇ m or more and 20.0 ⁇ m or less, and the area ratio of the band structure was 10% or less.
  • the area ratio of the ⁇ phase was 80% or more in all cases, and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more was more than 53%.
  • the average plate thickness was all 0.5 mm, and the dimensional accuracy was all 1.0.
  • the 0.2% yield strength in the longitudinal direction at 25° C. was 700 MPa or more, and the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L was 1.05 or more and 1.18 or less.
  • the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction is 65° or less
  • the angle between the direction showing the peak of the degree of accumulation and the width direction is 65° or less.
  • the angle ⁇ 2 formed was 0°.
  • the average grain size of the equiaxed structure was 0.1 ⁇ m or more and 20.0 ⁇ m or less, and the area ratio of the band structure was 10% or less.
  • the area ratio of the ⁇ phase was 80% or more in all cases, and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more was more than 53%.
  • the average plate thickness was 0.4 mm, and the dimensional accuracy was 1.0% or less.
  • the 0.2% yield strength in the longitudinal direction was 700 MPa or more
  • the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L was 1.05 or more and 1.18 or less.
  • the angle ⁇ formed between the direction indicating the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction was 45°
  • the angle ⁇ 2 formed between the direction indicating the peak of the degree of accumulation and the width direction. was 0°.
  • the average grain size of the equiaxed structure was 3.5 ⁇ m
  • the area ratio of the band structure was 5.0%.
  • the area ratio of the ⁇ phase was 85% or more, and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more was 80%.
  • the average plate thickness was 1.0 mm, and the dimensional accuracy was 1.5%.
  • the 0.2% yield strength was 800 MPa
  • the yield strength ratio ⁇ T/ ⁇ L was 1.14.
  • the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction was more than 65°. Therefore, the proof stress ratio ⁇ T/ ⁇ L exceeded 1.18, indicating strong anisotropy.
  • Comparative Example 1 the rolling reduction per run is as small as 20%, and the total rolling reduction is also as small as 59%. Therefore, the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction was more than 65°. Therefore, the proof stress ratio ⁇ T/ ⁇ L exceeded 1.18, indicating strong anisotropy.
  • Comparative Example 2 although the rolling reduction per one time was 50%, intermediate annealing and cold rolling were not repeated, and the total rolling reduction was as small as 50%. Therefore, the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction was more than 65°. Therefore, the proof stress ratio ⁇ T/ ⁇ L exceeded 1.18, indicating strong anisotropy. Comparative Example 3 had a low 0.2% yield strength of 598 MPa due to its low Al content. In Comparative Example 4, as described above, surface cracks and severe edge cracks occurred during cold rolling.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, hot-rolled sheets having a thickness of 4 mm and having the chemical components shown in A, B, C, E, and M in Table 1 were produced.
  • the obtained hot-rolled sheet was cold-rolled under the conditions shown in Table 4.
  • a plurality of cold rolling passes were performed so that the rolling reduction per cold rolling pass was 5% or more and the total rolling reduction shown in Table 4 was obtained.
  • multiple cold rolling passes at a rolling temperature of 25 ° C. and intermediate annealing under the conditions shown in Table 2 are repeated, and the total rolling reduction is 60 to 75%.
  • Intermediate annealing was performed at a temperature of 680-900° C. for 60-28800 s, and final annealing was performed at a temperature of 650-930° C. for 120-28800 s.
  • the cross rolling ratios of Inventive Examples 32 to 36 were set to 0.4 to 7.0.
  • Invention Example 36 is an example in which a plurality of cold rolling passes at a rolling temperature of 400° C. and intermediate annealing under the conditions shown in Table 4 are repeated, and cold cross rolling is performed until the total rolling reduction reaches 75%.
  • the intermediate annealing was carried out at a temperature of 800°C for 120s, and the final annealing was carried out at a temperature of 850°C for 120s.
  • the cross rolling ratio of Inventive Example 36 was set to 13.0.
  • Invention Example 37 is an example in which a plurality of cold rolling passes at a rolling temperature of 25° C.
  • Example 1 For the titanium alloy plate according to each invention example, the same items as in Example 1 were evaluated in the same manner as in Example 1. Table 5 shows the evaluation results.
  • the angle ⁇ between the direction showing the peak of the degree of accumulation in the (0001) pole figure and the plate thickness direction was 35° or less.
  • the average grain size of the equiaxed structure was 0.1 ⁇ m or more and 10.0 ⁇ m or less, and the area ratio of the band structure was 10% or less.
  • the area ratio of the ⁇ phase was 80% or more in all cases, and the area ratio of the ⁇ phase having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more was more than 53%.
  • the average plate thickness was 1.0 to 1.8 mm, and the dimensional accuracy was 1.5 to 3.5% or less.
  • the yield strength ratio ⁇ T / ⁇ L which is the ratio of the 0.2% yield strength ⁇ T in the width direction at 25 ° C. to the 0.2% yield strength ⁇ L in the longitudinal direction at 25 ° C. was 0.85 or more and 1.10 or less.

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Abstract

このチタン合金板は、所定の化学成分を含有し、α相の面積率が８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率が５３％超であり、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下であり、平均板厚が２．５ｍｍ以下である。

Description

チタン合金板およびチタン合金コイルならびにチタン合金板の製造方法およびチタン合金コイルの製造方法
　本開示は、チタン合金板およびチタン合金コイルならびにチタン合金板の製造方法およびチタン合金コイル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。そのため、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圧延材を形成し、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、パック材の減厚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、残部が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方向を含む面が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（帯）の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、圧延あるいは鍛造によって製造されたα＋β型チタン合金薄板に圧下率２０％以上の冷間圧延を施した後に７００℃以上β変態点以下の温度で焼鈍することにより、微細な等軸α組織を有する板を得ることを特徴とするα＋β型チタン合金薄板の製造方法が開示されている。
　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 日本国特開昭６２－３３７５０号公報
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用いられるチタン材はＡｌを多く含むが、熱間圧延または冷間圧延における変形抵抗が大きいため、薄板を製造する際に圧延機の許容荷重を超える場合がある。そのため、従来の熱間圧延方法または冷間圧延方法で高強度のチタン合金薄板を製造することは困難である。
　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、高い強度を有するチタン合金板およびチタン合金コイルならびに同チタン合金板の製造方法および同チタン合金コイルの製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、チタン合金薄板が、所定の量のＡｌを含有し、かつ、板厚方向からの（０００１）極点図において、結晶粒の集積度のピークが最終圧延の幅方向に対し所定の角度以内に存在する集合組織とすることで、高い強度を有し、かつ、加工性に優れることを知見した。そして、このような化学組成および集合組織を同時に達成可能なチタン合金板を冷間圧延で製造する方法を見出し、本開示に至った。
　上記知見に基づき完成された本開示の要旨は、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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなり、α相の面積率が８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率が５３％超であり、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下であり、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板は、アスペクト比が３．０以下である等軸組織と、アスペクト比が３．０超であり長手方向に伸長したバンド組織と、からなるミクロ組織を有し、前記等軸組織の平均結晶粒径が０．１μｍ以上２０．０μｍ以下であり、前記ミクロ組織の面積に対する前記バンド組織の面積率が１０．０％以下であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のチタン合金板は、質量％で、Ｆｅ：０．５％以上２．３％以下、または、Ｖ：２．５％以上４．５％以下のいずれか、を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか１項に記載のチタン合金板は、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。
（５）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載のチタン合金板は、２５℃における長手方向の０．２％耐力または２５℃における幅方向の０．２％耐力のうちの小さい方が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下であってもよい。
（６）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載のチタン合金板は、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度が１０°以下であり、長手方向の０．２％耐力に対する幅方向の０．２％耐力の比が１．０５以上１．１８以下であってもよい。
（７）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載のチタン合金板は、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が３５°以下であり、長手方向の０．２％耐力に対する幅方向の０．２％耐力の比が０．８５以上１．１０以下であってもよい。
（８）上記（１）～（７）のいずれか１項に記載のチタン合金板は、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。
（９）本開示の別の態様に係るチタン合金コイルは、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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなり、α相の面積率が８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率が５３％超であり、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下であり、平均板厚が２．５ｍｍ以下である。
（１０）本開示の更に別の態様に係るチタン合金板の製造方法は、上記（１）～（８）のいずれか１項に記載のチタン合金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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなるチタン素材の長手方向に一回以上の冷間圧延パスを行う冷間圧延工程と、最後の前記冷間圧延パス後の前記チタン素材を焼鈍する最終焼鈍工程と、を有し、前記冷間圧延工程における前記冷間圧延パス一回当たりの圧延率が３０％超であり、かつ、合計の圧延率が６０％以上である。
（１１）上記（１０）に記載のチタン合金板の製造方法では、前記冷間圧延工程は、複数の前記冷間圧延パスを行う場合は、複数の前記冷間圧延パスの間に前記チタン素材を焼鈍する中間焼鈍工程を含み、前記中間焼鈍工程および前記最終焼鈍工程の焼鈍条件は、焼鈍温度が６００℃以上（Ｔβ－５０）℃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（１）を満足する条件であってもよい。
　２２０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）≦２７０００　…式（１）
　ここで、Ｔβは、β変態点（℃）である。
（１２）本開示の更に別の態様に係るチタン合金板の製造方法は、上記（１）～（８）のいずれか１項に記載のチタン合金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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなるチタン素材の長手方向および幅方向に冷間圧延パスを行う冷間クロス圧延工程と、前記冷間クロス圧延工程後のチタン素材を焼鈍する最終焼鈍工程と、を有し、前記冷間クロス圧延工程における合計の圧延率が６０％以上であり、前記幅方向の圧延率に対する前記長手方向の圧延率の比であるクロス圧延比が０．０５以上２０．００以下である。
（１３）上記（１２）に記載のチタン合金板の製造方法では、前記冷間圧延工程または前記冷間クロス圧延工程は、複数の前記冷間圧延パスを行う場合は、複数の前記冷間圧延パスの間に前記チタン素材を焼鈍する中間焼鈍工程を含み、前記中間焼鈍工程および前記最終焼鈍工程の焼鈍条件は、焼鈍温度が６００℃以上（Ｔβ－５０）℃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（１）を満足する条件であってもよい。
　２２０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）≦２７０００　…式（１）
　ここで、Ｔβは、β変態点（℃）である。
（１４）本開示の更に別の態様に係るチタン合金コイルの製造方法は、上記（９）に記載のチタン合金コイル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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなるチタン素材の長手方向に一回以上の冷間圧延パスを行う冷間圧延工程と、最後の前記冷間圧延パス後の前記チタン素材を焼鈍する最終焼鈍工程と、を含み、前記冷間圧延工程における前記冷間圧延パス一回当たりの圧延率が３０％超であり、かつ、合計の圧延率が６０％以上である。
　以上説明したように、本開示によれば、高い強度を有するチタン合金板およびチタン合金コイルならびに同チタン合金板の製造方法および同チタン合金コイルの製造方法を提供することが可能となる。
本開示の一実施形態に係るチタン合金板の板厚方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の一例である。 集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度を説明するための図である。 同実施形態に係るチタン合金板の光学顕微鏡写真の一例を示す図である。 バンド組織の一例を示す光学顕微鏡写真である。 平均板厚の測定方法を説明するための模式図である。
　以下、図面を参照しつつ、本開示の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、説明は、以下の順序で行う。
　　１．　チタン合金板
　　２．　チタン合金板の製造方法
＜１．チタン合金板＞
　まず、図１～５を参照して、本実施形態に係るチタン合金板について説明する。図１は、本実施形態に係るチタン合金板の板厚方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の一例である。図２は、集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度を説明するための図である。図２における板厚方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図は、図１と同じものである。図３は、本実施形態に係るチタン合金板の光学顕微鏡写真の一例を示す図である。図４は、バンド組織の一例を示す光学顕微鏡写真である。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。なお、詳細は後述するが、本実施形態に係るチタン合金板は、冷間圧延工程を含む方法により製造可能のものである。
（１．１．　化学組成）
　まず、本実施形態に係るチタン合金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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、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の引張強度が高くなる。Ａｌ含有量が４．０％超であれば、高い引張強度を得ることができる。さらに、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、更に好ましくは４．６％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が過剰に固溶した領域が局所的に生成し、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、更に好ましくは６．４％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含有量が増加する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、チタン合金板の加工性が向上し、寸法精度を向上させることが可能となる。Ｆｅ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。しかしながら、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。Ｖ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。しかしながら、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。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、チタン合金板の長手方向および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。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、より好ましくは、０．５０％以下、更に好ましくは０．４０％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。
　Ｃは、チタン合金板に多量に含有されると、チタン合金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。Ｃ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。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。Ｃ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｎは、Ｃと同様に、チタン合金板に多量に含有されると、チタン合金板の延性または加工性を低下させる場合がある。よって、Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０５０％である。Ｎ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。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。Ｎ含有量は、より好ましくは０．０４％以下である。
　Ｏは、Ｃと同様に、チタン合金板に多量に含有されると、チタン合金板の延性または加工性を低下させる場合がある。よって、Ｏ含有量の上限は、好ましくは０．４０％、より好ましく０．３８％、更に好ましくは０．３５％である。Ｏ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。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、０．０１％以上である。
　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、０．１２％以下、更に好ましくは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、０．２１％以下である。Ｃｒ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、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、Ｓｉ：０～０．６０％、を含有し、さらに、Ｃ：０．０８０％未満、Ｎ：０．０５０％以下、およびＯ：０．４０％以下、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板は、当該チタン合金板が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。また、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｎの総量が０．５％以上であると、室温で加工性の良いβ相が維持されてチタン合金板の加工性が向上するため、寸法精度を向上させることが可能となる。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。また、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｎの総量が２．５％以上であると、室温で加工性の良いβ相が維持されてチタン合金板の加工性が向上するため、寸法精度を向上させることが可能となる。また、Ｆｅ、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、Ｃｕ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。本実施形態に係るチタン合金板では、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板がＦｅを０．５～２．３％含有する場合、チタン合金板に含有される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板がＶを２．５～４．５％含有する場合、チタン合金板に含有される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板は、高い強度を有し、かつ、優れた寸法精度が得られれば、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、チタン合金板が高い強度を有し、かつ、優れた寸法精度を有していれば、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．　集合組織およびミクロ組織）
　次に、本実施形態に係るチタン合金板の集合組織およびミクロ組織について説明する。
［集合組織］
　本実施形態に係るチタン合金板は、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折（ＥＢＳＤ）法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下である集合組織を有する。チタン合金は、一般に、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圧延面において長手方向に垂直な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）を形成する。ｈｃｐのｃ軸が幅方向に配向した集合組織では、幅方向と長手方向の引張特性に大きな異方性が生じる。幅方向と長手方向の引張特性に大きな異方性があると、加工時に不具合を生じることがある。ＥＢＳＤ法の球面調和関数法を用いた逆極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析（展開指数＝１６、ガウス半値幅＝５°）により算出される集積度のピークを示す方向は、ｈｃｐのｃ軸が最も配向する方向に対応する。本実施形態に係るチタン合金板は、板厚方向からの（０００１）極点図において、ｈｃｐのｃ軸が最も配向する方向（集積度のピークを示す方向）と板厚方向とのなす角度が６５°以下であることで、異方性を小さくし、高い加工性を確保することが可能となり、寸法精度を向上させることが可能となる。板厚方向からの（０００１）極点図において、ｈｃｐのｃ軸が最も配向する方向と板厚方向とのなす角度は、好ましくは、６０°以下、さらに好ましくは５５°以下、より一層好ましくは、３５°以下である。ｈｃｐのｃ軸が最も配向する方向と板厚方向とのなす角度の下限値は、特段に制限されないが、０°以上である。チタン合金板を一方向圧延で製造した場合は、ｈｃｐのｃ軸が最も配向する方向と板厚方向とのなす角度の下限値は、２０°以上である。
　また、集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度について、一方向の冷間圧延を行うと、ｈｃｐ軸のｃ軸が幅方向（ＴＤ）へ傾いた集合組織（Ｓｐｌｉｔ－ＴＤ型集合組織）となることがある。Ｓｐｌｉｔ－ＴＤ型集合組織は、成型性に優れ、特に曲げ性に優れる。よって、集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度は、好ましくは、Ｓｐｌｉｔ－ＴＤ型集合組織である、２０°以上６５°以下である。
　（０００１）極点図は、チタン合金板の試料の観察表面を化学研磨し、ＥＢＳＤを用いて結晶方位解析することにより得られる。具体的には、チタン合金板を、幅方向（ＴＤ）中央位置で、長手方向に沿って板厚方向に切断した断面（Ｌ断面）を化学研磨し、その断面の（全板厚）×２ｍｍの領域を１～２μｍの間隔で２～１０か所程度、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行うことで、（０００１）極点図を作図することができる。（０００１）極点図における特定の方位の集積度ピーク位置は、そのデータを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、球面調和関数法を用いた逆極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出する。この際の、最も等高線が高い位置が集積度のピーク位置であり、ピーク位置のうち最も集積度の大きな値を最大集積度とする。なお、（０００１）極点図における特定の方位の集積度は、その方位をもつ結晶粒の存在頻度が、完全にランダムな方位分布をもつ組織（集積度１）に対して、何倍であるかを示す。なお、上記では、幅方向中央位置でのＬ断面を観察表面としているが、チタン合金板の結晶方位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断面を観察表面としてもよい。
　図１に、本実施形態に係るチタン合金板の板厚方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の一例を示す。図１においては、検出された各結晶方位の極点が、最終圧延方向（ＲＤ）および最終圧延幅方向（ＴＤ）への傾きに応じて集積され、（０００１）極点図に集積度の等高線が描かれている。そして、図中等高線が最も高くなる部位が結晶粒のピークＰ１となる。したがって、本実施形態においては、結晶粒のピークＰ１を示す方向とＮＤとのなす角度が６５°以下である。通常、最大集積度は、結晶粒のピークＰ１の集積度となる。
　また、本実施形態に係るチタン合金板は、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度が１０°以下であってもよい。上記集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度は、図２に示すように、板厚方向からの（０００１）極点図の中心から集積度のピークを示す位置への方向と幅方向（ＴＤ）とのなす角度θ２である。上記角度は、製造上及び組織の観察方法の観点から、好ましくは５°以下であり、より好ましくは３°以下である。
また、本実施形態に係るチタン合金板は、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が３５°以下であってもよい。
［ミクロ組織］
　本実施形態に係るチタン合金板は、α相の面積率が８０％以上である。本実施形態に係るチタン合金板は、高強度化のためにα安定化元素を多く含有している。そのため、さらにβ安定化元素の添加量が多くなると、高強度なりすぎ冷延での製造が出来なくなる。したがって、本実施形態に係るチタン合金板は、α相の面積率が８０％以上である。α相の面積率は、例えば、８２％以上であってもよい。α相の面積率の上限は、特段制限されず、α相の面積率は、例えば、１００％以下であってもよいし、９８％以下であってもよい。本実施形態に係るチタン合金板の組織はα相及び残部組織からなり、残部組織には、β相、ＴｉＦｅ、Ｔｉ３Ａｌ、シリサイドが含まれる。
　本実施形態に係るチタン合金板は、円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率が５３％超である。１μｍ以下の面積率が高いと室温での延性が乏しいことがあるため、円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率は、５３％超である。１μｍ以上であるα相の面積率は５５％以上であってもよいし、６０％以上であってもよい。円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率の上限は、特段制限されず、円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率は、例えば、９８％以下であってもよい。本実施形態に係るチタン合金板のミクロ組織は、例えば、図３に示すようなものである。α相の円相当径の上限値は特に制限はなく、α相の円相当径は、例えば、２０μｍ以下である。
　α相の面積率および円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率は、以下の方法で測定する。チタン合金板を幅方向（ＴＤ）中央位置で、長手方向に沿って板厚方向に切断した断面（Ｌ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１～５μｍで２～５視野程度を対象に、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行う。このＥＢＳＤの結晶方位解析によりα相が同定される。上記領域の面積に対するα相が占める面積率をα相の面積率とする。また、上記視野で観察されたα相の円相当径（面積Ａ＝π×（粒径Ｄ／２）２）を算出し、上記領域の面積に対する、円相当径が１μｍ以上であるα相の合計の面積を円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率とする。円相当径が１μｍ以上であるα相の結晶粒には、後述するバンド組織を含めるものとする。なお、上記では、幅方向中央位置でのＬ断面を基にα相の面積率および円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率を測定しているが、α相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α相の面積率および円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率を測定してもよい。
　本実施形態に係るチタン合金板は、アスペクト比が３．０以下である等軸組織と、アスペクト比が３．０超であり長手方向に伸長したバンド組織と、からなるミクロ組織を有し、等軸組織の平均結晶粒径が０．１μｍ以上２０．０μｍ以下であり、ミクロ組織の面積に対する前記バンド組織の面積率が１０．０％以下であることが好ましい。以下に各組織について説明する。
　チタン合金は、α＋β域やβ域の温度で熱間圧延を行うと、図４に示すように「バンド組織」と称する組織を形成することがある。ここで言うバンド組織とは、例えば、図４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板は、長手方向に伸長したバンド組織を有することがある。バンド組織が形成されると、強度の異方性の原因または成形加工時の不良の原因となることがある。そのため、バンド組織はできるだけ少ない方が良い。ミクロ組織の面積に対するバンド組織の面積率は、１０．０％以下であることが好ましい。バンド組織の面積率は、より好ましくは、８．０％以下である。一方、このバンド組織は無い方が良いため、下限は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。チタン合金板を幅方向（ＴＤ）中央位置で、長手方向に沿って板厚方向に切断した断面（Ｌ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１～５μｍで２～５視野程度を対象に、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。
　ミクロ組織のバンド組織以外の残部は、再結晶により形成した等軸組織であることが好ましい。チタン合金板は、成形性の観点から等軸組織を有することが好ましく、特に、チタン合金板は、超塑性特性を活用して成形されることがあることから微細粒であることが好ましい。成形性や超塑性の観点から、等軸組織の平均結晶粒径は、２０．０μｍ以下であることが好ましい。等軸組織の平均結晶粒径は、より好ましくは、１５．０μｍ以下、更に好ましくは１０．０μｍ以下、より一層好ましくは、８．０μｍ以下である。一方、等軸組織の平均結晶粒径が０．５μｍ未満であると、結晶粒微細効果により強度が大きくなりすぎ、延性が著しく低下することがある。その結果、特に冷間（室温）での加工性が低下することがある。そのため、等軸組織の平均結晶粒径は、０．５μｍ以上であることが好ましい。等軸組織の平均結晶粒径は、より好ましくは、１．０μｍ以上である。
　なお、等軸組織およびバンド組織は、８０％超はα相であり、β相がα相とα相の間に存在する。
　再結晶の有無は、結晶粒のアスペクト比（長軸／短軸の比）を測定することで判別可能である。アスペクト比が３．０以下であれば、その結晶粒は再結晶粒と判断できる。なお、等軸組織のアスペクト比の下限は１．０である。
　等軸組織の平均結晶粒径は、以下のようにして算出することができる。等軸組織についてＥＢＳＤにより測定した結晶粒面積より円相当粒径（面積Ａ＝π×（粒径Ｄ／２）２）を求め、この個数基準の平均値を等軸組織の平均結晶粒径とする。
（１．３．　０．２％耐力）
　本実施形態に係るチタン合金板の２５℃における長手方向の０．２％耐力または２５℃における幅方向の０．２％耐力のうちの小さい方は、７００ＭＰａ以上であることが好ましい。以下では、長手方向の０．２％耐力または幅方向の０．２％耐力のうちの小さい方を、単に０．２％耐力と呼称する。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２５℃での引張強度に近い引張強度が要求されることが多い。チタン合金板の２５℃における０．２％耐力が７００ＭＰａ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。チタン合金板の２５℃における０．２％耐力は、より好ましくは、７３０ＭＰａ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、冷間圧延パス数が多くなって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、チタン合金板の２５℃における０．２％耐力は、１２００ＭＰａ以下であることが好ましい。チタン合金板の２５℃における０．２％耐力は、より好ましくは、１１５０ＭＰａ以下である。さらに、チタン合金板の２５℃における０．２％耐力が１０００ＭＰａ以下であれば、圧延時の割れが一層抑制されるため、チタン合金板の２５℃における０．２％耐力は、より一層好ましくは、１１００ＭＰａ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。すなわち、長手方向の０．２％耐力および幅方向の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。なお、ここで言う長手方向は、最終圧延方向である。当業者にとって、最終圧延方向の特定は容易であり、最終圧延方向は明らかである。
（１．４．　異方性）
　本実施形態に係るチタン合金板は、２５℃における長手方向の０．２％耐力σＬに対する２５℃における幅方向の０．２％耐力σＴの比である耐力比σＴ／σＬが０．８５以上１．１８以下であることが好ましい。α＋β型チタンは、上記のようにｈｃｐ相（α相）を有するため、ｈｃｐの方向により高い異方性を示す。上述したように、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが形成されると異方性が大きくなることから、特に航空機分野では異方性をできるだけ小さくすることが望まれることがある。よって、耐力比σＴ／σＬは、１．００に近いほど良いが、耐力比σＴ／σＬが１．１８以下であれば、より優れた成型性を得ることができる。耐力比σＴ／σＬは、より好ましくは、１．１６以下であり、より一層好ましくは、１．１５以下であり、更に好ましくは、１．１４以下である。長手方向および幅方向に冷間圧延を施す冷間クロス圧延であれば、耐力比σＴ／σＬを０．８５以上、１．１０以下とすることができる。冷間クロス圧延で製造されたチタン合金板の耐力比σＴ／σＬは、好ましくは、０．９０以上、より好ましくは０．９５以上である。また、冷間クロス圧延で製造されたチタン合金板の耐力比σＴ／σＬは、好ましくは１．０５以下である。長手方向への一方向の冷間圧延の場合、耐力比σＴ／σＬが１．０５未満とすることは困難であり、１．０５以上とすることができる。なお、一方向の冷間圧延により耐力比σＴ／σＬが１．１８超のチタン合金板を製造可能であるため、σＴ／σＬは、１．１８超であってもよい。
（１．５．　平均板厚）
　本実施形態に係るチタン合金板の平均板厚は、２．５ｍｍ以下である。例えば、後述するチタン合金板の製造方法により、上記化学成分を含有するチタン素材を用いて、チタン合金板の平均板厚を２．５ｍｍ以下とすることができる。Ａｌ含有量が４．０％超６．６％以下のチタン素材は、変形抵抗が大きいため、一般の圧延機では薄板を製造する際に圧延機の許容荷重を超える場合がある。そのため、上記化学成分を含有し、板厚が２．５ｍｍ以下のチタン合金板を製造することが難しい。また、パック圧延を用いずに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、本実施形態に係るチタン合金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板の厚さは、好ましくは、２．０ｍｍ以下であり、より好ましくは、１．５ｍｍ以下である。また、本実施形態に係るチタン合金板の平均板厚は、より好ましくは、０．２ｍｍ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。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か所以上測定し、測定した板厚の平均値を平均板厚とする。
（１．６．　板厚寸法精度）
　本実施形態に係るチタン合金板の板厚の寸法精度（以下では、板厚の寸法精度を、単に、板厚寸法精度と呼称することがある。）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、平均板厚に対して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板を説明した。本実施形態に係るチタン合金板は、上記の化学成分及び金属組織を有するため、高い強度を有する。以上説明した本実施形態に係るチタン合金板は、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本実施形態に係るチタン合金板の製造方法により製造することもできる。
＜２．　チタン合金板の製造方法＞
　本実施形態に係るチタン合金板の製造方法は、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熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延工程後のチタン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板の製造方法の各工程について説明する。冷間圧延工程では、熱間圧延工程後のチタン材を長手方向にのみ一回以上の冷間圧延パスを行う一方向冷間圧延、または、上記チタン材を長手方向および幅方向に冷間圧延パスを行う冷間クロス圧延を行う。以下では、第１の製造方法として、冷間圧延工程において熱間圧延工程後のチタン材に一方向冷間圧延を行う場合を説明し、第２の製造方法として、熱間圧延工程後のチタン材に冷間クロス圧延を行う場合を説明する。
［第１の製造方法］
（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。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。まず、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、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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有する。
（２．２．　熱間圧延工程）
　熱間圧延工程では、チタン合金スラブを加熱した後、熱間圧延する。例えば、チタン合金スラブをβ変態点Ｔβ℃以上の温度範囲に加熱した後、合計の圧下率が８０％以上となるように圧延すればよい。ただし、α＋β相の温度域以下の温度から熱間圧延を開始すると、チタン合金スラブに割れが生じたり、割れなくても上述した金属組織が得られなかったりする。そのため、本工程では、β相の温度域から熱間圧延を開始する。また、熱間圧延直後の温度である仕上げ温度は、α＋β相の温度域とし、チタン合金スラブの組成により異なるが、例えば、（Ｔβ－２５０）℃以上（Ｔβ－５０）℃以下とするまた、圧下率が一回の熱間圧延で上記の圧下率となるように熱間圧延してもよいし、複数回の熱間圧延により、上記の圧下率となるように熱間圧延してもよい。本熱間圧延工程後のチタン材は、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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有する。
　なお、本明細書において、「β変態点」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。β変態点は、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、β変態点を算出することができる。
　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。よって、熱間圧延工程後のチタン材は、板状のチタン材および板状のチタン材よりも長尺なコイル状のチタン材が含まれる。
　上記の熱間圧延工程後のチタン材は、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。例えば、熱間圧延工程後のチタン材は、６５０℃以上８００℃以下の温度で２０分以上９０分以下の時間、焼鈍される。これにより、熱間圧延板の未再結晶粒を微細な再結晶粒として析出させることができ、最終的に得られるチタン合金板の金属組織中の結晶をより均一かつ微粒にすることができる。なお、焼鈍は、大気雰囲気、不活性雰囲気または真空雰囲気のいずれで行ってもよい。
　なお、上記のチタン合金板の製造方法においては、熱間圧延工程後のチタン材が本開示に係るチタン素材に対応する。
（２．３．　冷間圧延工程）
　本工程では、熱間圧延工程後のチタン材に対して、その長手方向に一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一回当たりの圧延率は３０％超であり、かつ、合計の圧延率が６０％以上である。本冷間圧延工程により、ｈｃｐのｃ軸がＮＤに近づく。しかしながら、冷間圧延パス一回当たりの圧延率及び合計の圧延率が小さすぎる場合、結晶方位がほとんど変化せず、集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下にならない。この場合、チタン合金板の異方性が改善されない。また、上述したバンド組織は熱間圧延により形成されるが、熱間圧延後の冷間圧延における冷間圧延パス１回あたりの冷延率及び合計の冷延率が小さいと、バンド組織が破壊されずにチタン材に残存する。よって、冷間圧延工程における冷間圧延パス一回当たりの圧延率は３０％超であり、かつ、合計の圧延率が６０％以上である。合計の圧延率は、好ましくは、７０％以上である。
　なお、ここで言う一回の冷間圧延パスとは、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。なお、冷間圧延機それぞれによる圧延率は、一回当たりの圧延率が３０％超であればどのような割合で行ってもよい。
　本冷間圧延工程では、長尺の熱延板またはより圧延方向に長尺の熱延コイルであるチタン材を圧延することで、製造コストを低減することが可能となる。
　冷間圧延温度は、５００℃以下であることが好ましい。冷間圧延温度が５００℃以下であれば、高い寸法精度を得ることが可能であり、かつ、冷間圧延時に結晶粒が微細化され超塑性特性が発現し易くなる。冷間圧延温度は、より好ましくは、４００℃以下である。冷間圧延温度の下限は特段制限されず、冷間圧延温度は、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。
［中間焼鈍工程］
　冷間圧延工程では、複数の冷間圧延パスを行う場合は、複数の冷間圧延パスの間にチタン材を焼鈍する中間焼鈍工程を有することが好ましい。中間焼鈍工程では、焼鈍温度Ｔが６００℃以上（Ｔβ－５０）℃以下であり、かつ、焼鈍温度Ｔ（℃）と、焼鈍温度Ｔにおける保持時間ｔ（秒）とが、下記式（１０２）を満足するように、冷間圧延工程の中間材を焼鈍することが好ましい。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。
　２２０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）≦２７０００　…式（１０２）
　ここで、Ｔβは、β変態点（℃）である。
［最終焼鈍工程］
　最終焼鈍工程は、最後の冷間圧延パスの後のチタン材に焼鈍処理を施す工程である。最終焼鈍工程における焼鈍条件は特段制限されないが、チタン合金板の成型性を向上させるため、焼鈍温度Ｔが６００℃以上（Ｔβ－５０）℃以下であり、かつ、焼鈍温度Ｔ（℃）と、焼鈍温度Ｔにおける保持時間ｔ（秒）とが、上記式（１０２）を満足することが好ましい。
　上記の条件で中間焼鈍工程および最終焼鈍工程を実施することで、未結晶粒が再結晶してα相のｃ軸がＮＤ方向に近づく。これにより、チタン合金板の異方性を低減することが可能となる。また、再結晶により、ミクロ組織における過剰量のバンド組織が消滅する。一方で、焼鈍温度がβ変態点Ｔβ以上であると、β相からα相への相変態が生じ、これにより生じたα相は針状組織となる。また、焼鈍温度がβ変態点直下であっても、等軸組織と針状組織が混在したバイモーダル組織となる。針状組織およびバイモーダル組織は、冷間圧延したときの内部割れや耳割れの原因となることがある。さらに、針状組織またはバイモーダル組織は、粗大粒となることが多く、超塑性特性が発現し難くなる。中間焼鈍工程および最終焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔが６００℃以上（Ｔβ－５０）℃以下であり、かつ、焼鈍温度Ｔと焼鈍時間ｔとが上記式（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、再結晶により、α相のｃ軸がＮＤ方向に近づいてチタン合金板の異方性をより一層低減し、かつ、ミクロ組織におけるバンド組織をより一層低減することが可能となる。さらに、中間焼鈍工程および最終焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔが６００℃以上（Ｔβ－５０）℃以下であり、かつ、焼鈍温度Ｔと焼鈍時間ｔとが上記式（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、微細な等軸組織が増加し、冷間圧延時の内部割れや耳割れが抑制され、また、超塑性特性が発現し易くなる。
（２．４．　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板が製造されるが、冷間圧延工程後のチタン合金板は、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。
　第１の製造方法によれば、上記のチタン合金板の素材を用いて製造された熱間圧延板を長手方向に一回以上冷間圧延する冷間圧延工程において、冷間圧延における一回当たりの圧延率が３０％超、かつ、合計の圧延率が６０％以上であることで、板厚方向からの（０００１）極点図において、ＥＢＳＤ法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下であるチタン合金板が得られる。また、第１の製造方法によれば、チタン合金板の平均板厚を２．５ｍｍ以下とし、かつ、板厚の寸法精度を平均板厚に対して５．０％以下とすることができる。
　また、第１の製造方法によれば、チタン合金板の金属組織は、アスペクト比が３．０以下である等軸組織と、アスペクト比が３．０超であり長手方向に伸長したバンド組織と、からなるミクロ組織を有し、等軸組織の平均結晶粒径が０．１μｍ以上２０．０μｍ以下であり、ミクロ組織の面積に対する前記バンド組織の面積率が１０．０％以下となる。これにより、チタン合金板は、より一層異方性が低減される。
　また、第１の製造方法によれば、長手方向の０．２％耐力に対する幅方向の０．２％耐力の比が１．０５以上１．１８以下とすることができる。
　また、第１の製造方法によれば、冷間圧延により、結晶粒が微細化して超塑性特性が発現し易くなり、チタン合金板は、薄板成型における加工性にすぐれたものとなる。
　本実施形態に係るチタン合金板の製造方法によれば、一方向の冷間圧延工程を含むため、長尺なチタン合金板、チタン合金コイルを製造することが可能である。よって、上記の製造方法は、チタン合金コイルの製造方法とも言える。したがって、上記の製造方法によって製造されたチタン合金コイルが、本開示のチタン合金板と同様の特徴を有することは言うまでもない。具体的には、本開示のチタン合金コイルは、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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなり、α相の面積率が８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率が５３％超であり、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下であり、平均板厚が２．５ｍｍ以下である。
　なお、チタン合金コイルを製造する場合、上記の「長手方向」は、チタン合金コイルの長手方向に対応し、「幅方向」は、チタン合金コイルの圧延面における長手方向に垂直な方向に対応する。
　ここまで、第１の製造方法を説明した。
［第２の製造方法］
　次に第２の製造方法を説明する。第２の製造方法は、第１の製造方法と冷間圧延工程が異なり、他の工程は第１の製造方法と同様である。そのため、ここでは、冷間圧延工程について詳細に説明し、他の工程の説明は省略する。
　第２の製造方法における冷間圧延工程は、熱間圧延工程後のチタン材に対して、長手方向および幅方向に冷間圧延パスを行う冷間クロス圧延工程である。
　本工程における長手方向の圧延および幅方向の圧延のいずれもを含めた合計の圧延率は６０％以上である。本工程における最終の圧延方向を長手方向とし、長手方向に対し直交した方向を幅方向とする。合計の圧延率が６０％以上であれば、ｈｃｐのｃ軸がよりＮＤに配向するようになり、異方性が小さいチタン合金薄板を製造することが可能である。圧延率が大きいほどチタン合金薄板のα相のｃ軸が板厚方向に近くなりかつ集積度も大きくなるため、圧延率の上限は制限されない。
　クロス圧延比は、特段制限されず、例えば、０．０５以上２０．００以下である。ここで言うクロス圧延比は、板厚が４ｍｍから目標の板厚になるまでに施した、幅方向の圧延率に対する長手方向の圧延率（長手方向圧延率／幅方向圧延率）を言う。このクロス圧延比が０．０５以上２０．００以下であれば、ｈｃｐのｃ軸がよりＮＤに配向するようになり、異方性が小さい薄板を製造することが可能である。また、過剰に生じたバンド組織を低減することが可能である。クロス圧延比は、より好ましくは、０．０７以上１５．００以下である。
　冷間圧延パス１回当たりの圧延率は、合計の圧延率が６０％以上であれば、特段制限されない。なお、ここで言う１回の冷間圧延パスとは、熱間圧延板に対し連続的に実施される長手方向の冷間圧延または幅方向の冷間圧延を言う。したがって、本冷間クロス圧延工程において、熱間圧延板に長手方向の冷間圧延および幅方向の冷間圧延がそれぞれ複数回実施される場合は、その合計回数が冷間圧延パス数となる。例えば、熱間圧延板に１回の長手方向の冷間圧延および１回の幅方向の冷間圧延を施す場合、冷間圧延パス数は２回となる。第２の製造方法では、長手方向の圧延または幅方向の圧延を複数回実施してもよい。また、板厚が４ｍｍ以下であっても、再加熱等は行っても良い。また、長手方向への熱間圧延を１回または数回行うごとに幅方向への熱間圧延を行ってもよい。
　また、幅方向への圧延はどのタイミングで行っても良い。
　冷間圧延パス１回あたりの圧延率は、特段制限されず、例えば、５％以上とすることができる。冷間圧延パス１回あたりの圧延率は、好ましくは、１０％以上、より好ましくは、２０％以上である。また、冷間圧延パス１回あたりの圧延率は、８０％以下であってもよいし、７５％以下であってもよい。
　冷間クロス圧延工程における圧延温度は、５００℃以下であることが好ましい。圧延温度が５００℃以下であれば、高い寸法精度を得ることが可能であり、かつ、圧延時に結晶粒が微細化される。圧延温度は、より好ましくは、４００℃以下である。冷間圧延温度の下限は特段制限されず、冷間圧延温度は、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。
　第２の製造方法によれば、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が３５°以下であり、長手方向の０．２％耐力に対する幅方向の０．２％耐力の比が０．８５以上１．１０以下であるチタン合金板が得られる。長手方向の圧延パスおよび幅方向の圧延パスを複数回行うことで、長手方向の０．２％耐力に対する幅方向の０．２％耐力の比を１．００に近づけることが可能である。
　また、チタン素材がＶ等のβ相安定化元素を多く含有する場合、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すると、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが形成しやすく、チタン合金薄板の異方性が大きくなりやすい。しかしながら、第２の製造方法によれば、冷間クロス圧延を実施するため、チタン素材がＶ等のβ相安定化元素を含む場合においてもＴ－ｔｅｘｔｕｒｅの形成が抑制される。その結果、異方性が小さいチタン合金板を製造することが可能である。
　また、第２の製造方法によれば、チタン合金板の金属組織は、アスペクト比が３．０以下である等軸組織と、アスペクト比が３．０超であり長手方向に伸長したバンド組織と、からなるミクロ組織を有し、等軸組織の平均結晶粒径が０．１μｍ以上２０．０μｍ以下であり、ミクロ組織の面積に対する前記バンド組織の面積率が１０．０％以下となる。これにより、チタン合金板は、より一層異方性が低減される。
　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．　チタン合金板の製造
　まず、真空アーク溶解（ＶＡＲ：Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）、電子ビーム溶解（ＥＢＲ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂｅａｍ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）、またはプラズマ溶解（ＰＡＭ：Ｐｒａｓｍａ　Ａｒｃ　Ｍｅｌｔｉｎｇ）のいずれかにて表１に示す化学成分を有するチタン合金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のチタン合金スラブを製造した。その後、これらのチタン合金スラブに対して熱間圧延、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、チタン合金スラブの温度がβ変態点Ｔβ以上となるように、１０５０～１１００℃に加熱し、その温度から熱間圧延を開始し、仕上げ温度がβ変態点Ｔβ以下となるように、８００～９５０℃とした。なお、表１に記載の元素以外は、Ｔｉおよび不純物である。
　熱延板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。製造された熱延板それぞれの化学成分は、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、得られた熱延板について表２に示す条件で冷間圧延工程を行った。表２の発明例１～１８、３０、および比較例３は、冷間圧延パス一回当たりの圧延率を３５～６０％とする冷間圧延と、表２に示す条件の中間焼鈍を繰り返し、合計圧延率が７０～９４％となるまで冷間圧延した例である。発明例１９は、冷間圧延パス一回当たりの圧延率を３５％とする冷間圧延と表２に示す条件の中間焼鈍を繰り返し、合計圧延率が６０％となるまで冷間圧延した例である。発明例２０は、冷間圧延温度を３００℃として冷間圧延した例である。発明例２１は、冷間圧延パス一回当たりの圧延率を４０％とする冷間圧延と表２に示す条件の中間焼鈍を繰り返し、合計圧延率が７８％となるまで冷間圧延した例である。発明例２１における中間焼鈍工程は、上記式（１０２）を満たさない例である。発明例２２および２３は、中間焼鈍を行わずに圧延率をそれぞれ７５％および６０％とする冷間圧延を施した例である。発明例２４～２６は、一回目の冷間圧延パスの圧延率を７５％として冷間圧延した後、表２に示す条件で中間焼鈍を施し、次に二回目の冷間圧延パスの圧延率を５０％として冷間圧延して合計の圧延率を８８％とした例である。発明例２７～２９は、一回目の冷間圧延パスの圧延率を５０％として冷間圧延した後、表２に示す条件で一回目の中間焼鈍を施し、二回目の冷間圧延パスの圧延率を５０％として冷間圧延を施し、二回目の冷間圧延パスの後に表２に示す条件で二回目の中間焼鈍を施し、三回目の冷間圧延パスの圧延率を６０％として冷間圧延を実施して合計の圧延率を９０％とした例である。参考例は、冷間圧延工程を実施しなかった熱延板である。比較例１は、一回当たりの圧延率が２０％であり、合計の圧延率が５９％の例である。比較例２は、合計の圧延率が５０％の例である。Ａｌ含有量が高いチタン素材Ｏを用いた比較例４では、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。そのため、比較例４では、中間焼鈍および最終焼鈍は行わなかった。なお、表２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。また、表２中「パターンＡ」は、一回目の冷間圧延パスの圧延率を７５％とし、二回目の冷間圧延パスの圧延率を５０％として冷間圧延した冷間圧延パターンであることを示す。表２中「パターンＢ」は、一回目の冷間圧延パスの圧延率を５０％とし、二回目の冷間圧延パスの圧延率を５０％とし、三回目の冷間圧延パスの圧延率を６０％として冷間圧延した冷間圧延パターンであることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
２．　評価
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金板について、以下の項目の評価を行った。
２．１．　化学成分
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金板の化学成分を、熱延板の化学成分の測定方法と同様の方法で測定した。
２．２．　集積度ピーク位置
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金板の試料の観察表面を化学研磨し、電子線後方散乱回折法を用いて結晶方位解析することにより、（０００１）極点図を得た。具体的には、各試料の幅方向（ＴＤ）中央位置で、Ｌ断面を化学研磨し、その断面において、（全板厚）×２ｍｍの領域を１～２μｍの間隔で２～１０視野程度を対象に、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行い、（０００１）極点図を作図した。（０００１）極点図における特定の方位の集積度ピーク位置は、そのデータをＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを用いて球面調和関数法を用いた逆極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析（展開指数＝１６、ガウス半値幅＝５°）により算出した。
２．３．　α相の面積率および円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率
　α相の面積率および円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率は、以下の方法で測定した。チタン合金板を幅方向（ＴＤ）中央位置で、幅方向に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１～５μｍで２～５視野程度を対象に、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。上記領域の面積に対するα相が占める面積率をα相の面積率とした。また、上記視野で観察されたα相の円相当径（面積Ａ＝π×（粒径Ｄ／２）２）を算出し、上記領域の面積に対する、円相当径が１μｍ以上であるα相の合計の面積を円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率とした。円相当径が１μｍ以上であるα相の結晶粒には、後述するバンド組織を含むものとした。
２．４．　アスペクト比およびバンド組織面積率
　チタン合金板の試料を幅方向（ＴＤ）中央位置で、幅方向に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１～５μｍで２～５視野程度を対象に、ＥＢＳＤ法による結晶方位解析を行った。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した。バンド組織面積率として、アスペクトが３．０超の結晶粒の面積率を算出した。
２．５．　等軸組織の平均結晶粒径
　等軸組織の平均結晶粒径は、等軸組織についてＥＢＳＤにより測定した結晶粒面積から円相当粒径（面積Ａ＝π×（粒径Ｄ／２）２）を求め、この個数基準の平均値を等軸組織の平均結晶粒径とした。
２．６．　０．２％耐力
　各発明例、参考例および比較例に係るチタン合金板の２５℃における０．２％耐力については、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して測定した。
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板の平均板厚ｄａｖｅを以下の方法で測定した。製造された各チタン合金板の幅方向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か所以上測定し、測定した板厚の平均値を平均板厚ｄａｖｅ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板の板厚寸法精度ａ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）
３．　結果
　上記の評価結果を表３に示す。なお、表３に示す「θ」は、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度である。また、表３に示す「θ２」は、板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す極点図の中心からの方向と板幅方向とのなす角度である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　発明例１～３０、参考例、および比較例１～４のいずれについても、製造されたチタン合金板のＡｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ｏ、ＮおよびＣの含有量は、それぞれに用いた熱延板が含有する上記元素の含有量と等しかった。
　発明例１～２０について、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは、６５°以下であり、上記集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度θ２は０°であった。また、等軸組織の平均結晶粒径は、０．１μｍ以上２０．０μｍ以下であり、バンド組織の面積率は１０％以下であった。α相の面積率は、いずれも８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上のα相の面積率は５３％超であった。平均板厚は、１．０～１．２ｍｍであり、寸法精度は、０．８～４．５％であった。また、２５℃における長手方向０．２％耐力は７００ＭＰａ以上であり、２５℃における長手方向の０．２％耐力σＬに対する２５℃における幅方向の０．２％耐力σＴの比である耐力比σＴ／σＬは、１．０５以上１．１８以下であった。
　発明例２１について、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは、４９°であり、上記集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度はθ２は０°であった。また、等軸組織の平均結晶粒径は、１．８μｍであり、バンド組織の面積率は５．０％であった。α相の面積率は、８８％以上であり、円相当径が１μｍ以上のα相の面積率は８８％であった。平均板厚は、０．９ｍｍであり、寸法精度は２．０％であった。また、２５℃における０．２％耐力は８０５ＭＰａであり、耐力比σＴ／σＬは、１．１２であった。
　発明例２２および２３について、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは、いずれも５０°であり、上記集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度θ２は０°であった。また、発明例２２の等軸組織の平均結晶粒径は、３．５μｍであり、発明例２３の等軸組織の平均結晶粒径は、１０．５μｍであった。バンド組織の面積率は、それぞれ１５．０％および２０．０％であった。α相の面積率は、いずれも８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上のα相の面積率は５３％超であった。平均板厚は、１．０ｍｍおよび１．６ｍｍであり、寸法精度は２．０％および２．５％であった。また、２５℃における０．２％耐力は７００ＭＰａ以上であり、耐力比σＴ／σＬは、１．１１および１．１５であった。
　発明例２４～２６について、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは、６５°以下であり、上記集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度θ２は０°であった。また、等軸組織の平均結晶粒径は、０．１μｍ以上２０．０μｍ以下であり、バンド組織の面積率は１０％以下であった。α相の面積率は、いずれも８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上のα相の面積率は５３％超であった。平均板厚は、いずれも０．５ｍｍであり、寸法精度はいずれも１．０であった。また、２５℃における長手方向０．２％耐力は７００ＭＰａ以上であり、耐力比σＴ／σＬは、１．０５以上１．１８以下であった。
　発明例２７～２９について、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは、６５°以下であり、上記集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度θ２は０°であった。また、等軸組織の平均結晶粒径は、０．１μｍ以上２０．０μｍ以下であり、バンド組織の面積率は１０％以下であった。α相の面積率は、いずれも８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上のα相の面積率は５３％超であった。平均板厚は、いずれも０．４ｍｍであり、寸法精度はいずれも１．０％以下であった。また、長手方向０．２％耐力は７００ＭＰａ以上であり、耐力比σＴ／σＬは、１．０５以上１．１８以下であった。
　発明例３０について、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは、４５°であり、上記集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度θ２は０°であった。また、等軸組織の平均結晶粒径は、３．５μｍであり、バンド組織の面積率は５．０％であった。α相の面積率は、８５％以上であり、円相当径が１μｍ以上のα相の面積率は８０％であった。平均板厚は１．０ｍｍであり、寸法精度は１．５％であった。また、０．２％耐力は８００ＭＰａであり、耐力比σＴ／σＬは、１．１４であった。
　参考例について、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは６５°超であった。そのため、耐力比σＴ／σＬは１．１８超となり、強い異方性を示した。
　また、比較例１は一回当たりの圧延率が２０％と小さく、また、合計圧延率も５９％と小さい。そのため、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは６５°超であった。そのため、耐力比σＴ／σＬは１．１８超となり、強い異方性を示した。また、比較例２は、一回当たりの圧延率が５０％だが、中間焼鈍、冷間圧延を繰り返しておらず、合計圧延率が５０％と小さい。そのため、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは、６５°超であった。そのため、耐力比σＴ／σＬは１．１８超となり、強い異方性を示した。比較例３は、Ａｌ含有量が少ないため、０．２％耐力が５９８ＭＰａと小さかった。比較例４は、上記のとおり、冷延時に表面割れおよび重度な耳割れが発生した。
（実施例２）
　実施例１と同様にして、表１のＡ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、およびＭに示す化学成分を有する、厚さ４ｍｍの熱延板を製造した。
　次に、得られた熱延板について表４に示す条件で冷間圧延工程を行った。表２の発明例３１～３７は、冷間圧延パス１回当たりの圧延率を５％以上として、表４に示す合計の圧延率となるように複数の冷間圧延パスを行った。表４の発明例３１～３５は、２５℃の圧延温度での複数の冷間圧延パスと、表２に示す条件の中間焼鈍を繰り返し、合計圧延率が６０～７５％となるまで冷間でクロス圧延した例である。中間焼鈍は６８０～９００℃の温度で６０～２８８００ｓ、最終焼鈍は６５０～９３０℃の温度で１２０～２８８００ｓ行った。発明例３２～３６のクロス圧延比は、０．４～７．０とした。発明例３６は、４００℃の圧延温度での複数の冷間圧延パスと、表４に示す条件の中間焼鈍を繰り返し、合計圧延率が７５％となるまで冷間でクロス圧延した例である。中間焼鈍は８００℃の温度で１２０ｓ、最終焼鈍は８５０℃の温度で１２０ｓ行った。発明例３６のクロス圧延比は、１３．０とした。発明例３７は、２５℃の圧延温度での複数の冷間圧延パスと、表４に示す条件の中間焼鈍を繰り返し、合計圧延率が６２％となるまで冷間でクロス圧延した例である。中間焼鈍は８００℃の温度で１２０ｓ、最終焼鈍は８５０℃の温度で１２０ｓ行った。発明例３７のクロス圧延比は、０．１７とした。この際、クロス方向の圧延については、圧延できるサイズとなるように圧延ロールの幅に応じて適宜切断をしながら行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　各発明例に係るチタン合金板について、実施例１と同じ項目の評価を、実施例１と同様の方法で行った。評価結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　発明例３１～３７について、（０００１）極点図における集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度θは、３５°以下であった。また、等軸組織の平均結晶粒径は、０．１μｍ以上１０．０μｍ以下であり、バンド組織の面積率は１０％以下であった。α相の面積率は、いずれも８０％以上であり、円相当径が１μｍ以上のα相の面積率は５３％超であった。平均板厚は、１．０～１．８ｍｍであり、寸法精度は、１．５～３．５％以下であった。また、２５℃における０．２％耐力は７００ＭＰａ以上であり、２５℃における長手方向の０．２％耐力σＬに対する２５℃における幅方向の０．２％耐力σＴの比である耐力比σＴ／σＬは、０．８５以上１．１０以下であった。
　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 (14)

  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、
    　Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、
    　Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｏ：０％以上、０．４０％以下、
    　Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、
    　Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、および
    　Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、
    を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなり、
    　α相の面積率が８０％以上であり、
    　円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率が５３％超であり、
    　板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下であり、
    　平均板厚が２．５ｍｍ以下である、チタン合金板。
  2. 　アスペクト比が３．０以下である等軸組織と、アスペクト比が３．０超であり長手方向に伸長したバンド組織と、からなるミクロ組織を有し、
    　前記等軸組織の平均結晶粒径が０．１μｍ以上、２０．０μｍ以下であり、
    　前記ミクロ組織の面積に対する前記バンド組織の面積率が１０．０％以下である、請求項１に記載のチタン合金板。
  3. 　質量％で、Ｆｅ：０．５％以上、２．３％以下、または、Ｖ：２．５％以上４．５％以下のいずれか、
    を含有する、請求項１または２に記載のチタン合金板。
  4. 　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１～３のいずれか１項に記載のチタン合金板。
  5. 　２５℃における長手方向の０．２％耐力または２５℃における幅方向の０．２％耐力のうちの小さい方が７００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下である、請求項１～４のいずれか１項に記載のチタン合金板。
  6. 　板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と幅方向とのなす角度が１０°以下であり、
    　長手方向の０．２％耐力に対する幅方向の０．２％耐力の比が１．０５以上１．１８以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載のチタン合金板。
  7. 　板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が３５°以下であり、
    　長手方向の０．２％耐力に対する幅方向の０．２％耐力の比が０．８５以上１．１０以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載のチタン合金板。
  8. 　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１～７のいずれか１項に記載のチタン合金板。
  9. 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、
    　Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、
    　Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｏ：０％以上、０．４０％以下、
    　Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、
    　Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、および
    　Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、
    を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなり、
    　α相の面積率が８０％以上であり、
    　円相当径が１μｍ以上であるα相の面積率が５３％超であり、
    　板厚方向からの（０００１）極点図において、後方散乱電子線回折法の球面調和関数法を用いた逆極点図について、展開指数が１６であり、ガウス半値幅が５°である場合のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出される集積度のピークを示す方向と板厚方向とのなす角度が６５°以下であり、
    　平均板厚が２．５ｍｍ以下である、チタン合金コイル。
  10. 　請求項１～８のいずれか１項に記載のチタン合金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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなるチタン素材の長手方向に一回以上の冷間圧延パスを行う冷間圧延工程と、
    　最後の前記冷間圧延パス後の前記チタン素材を焼鈍する最終焼鈍工程と、を有し、
    　前記冷間圧延工程における前記冷間圧延パス一回当たりの圧延率が３０％超であり、かつ、合計の圧延率が６０％以上である、チタン合金板の製造方法。
  11. 　前記冷間圧延工程は、複数の前記冷間圧延パスを行う場合は、複数の前記冷間圧延パスの間に前記チタン素材を焼鈍する中間焼鈍工程を含み、前記中間焼鈍工程および前記最終焼鈍工程の焼鈍条件は、焼鈍温度が６００℃以上（Ｔβ－５０）℃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（１）を満足する条件である、請求項１０に記載のチタン合金板の製造方法。
    　２２０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）≦２７０００　…式（１）
    　ここで、Ｔβは、β変態点（℃）である。
  12. 　請求項１～８のいずれか１項に記載のチタン合金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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなるチタン素材の長手方向および幅方向に冷間圧延パスを行う冷間クロス圧延工程と、
    　前記冷間クロス圧延工程後のチタン素材を焼鈍する最終焼鈍工程と、を有し、
    　前記冷間クロス圧延工程における合計の圧延率が６０％以上であり、
    　前記幅方向の圧延率に対する前記長手方向の圧延率の比であるクロス圧延比が０．０５以上２０．００以下である、チタン合金板の製造方法。
  13. 　前記冷間クロス圧延工程は、複数の前記冷間圧延パスを行う場合は、複数の前記冷間圧延パスの間に前記チタン素材を焼鈍する中間焼鈍工程を含み、前記中間焼鈍工程および前記最終焼鈍工程の焼鈍条件は、焼鈍温度が６００℃以上（Ｔβ－５０）℃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（１）を満足する条件である、請求項１２に記載のチタン合金板の製造方法。
    　２２０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）≦２７０００　…式（１）
    　ここで、Ｔβは、β変態点（℃）である。
  14. 　請求項９に記載のチタン合金コイル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、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．４０％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、およびＭｎ：０％以上、０．２５％未満、を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなるチタン素材の長手方向に一回以上の冷間圧延パスを行う冷間圧延工程と、
    　最後の前記冷間圧延パス後の前記チタン素材を焼鈍する最終焼鈍工程と、を含み、
    　前記冷間圧延工程における前記冷間圧延パス一回当たりの圧延率が３０％超であり、かつ、合計の圧延率が６０％以上である、チタン合金コイルの製造方法。
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