WO2023145050A1 - チタン合金板 - Google Patents

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WO2023145050A1
WO2023145050A1 PCT/JP2022/003529 JP2022003529W WO2023145050A1 WO 2023145050 A1 WO2023145050 A1 WO 2023145050A1 JP 2022003529 W JP2022003529 W JP 2022003529W WO 2023145050 A1 WO2023145050 A1 WO 2023145050A1
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WO
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less
titanium alloy
rolled
phase
rolling
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/003529
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English (en)
French (fr)
Inventor
知徳 國枝
良樹 小池
元気 塚本
秀徳 岳辺
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to titanium alloy plates.
  • titanium In the field of aircraft, titanium is often used from the viewpoint of reducing the weight of the aircraft and improving fuel efficiency.
  • Ti-6Al-4V (64 alloy) which is a general-purpose ⁇ + ⁇ type titanium alloy, is often used for members that require high strength. Used.
  • ⁇ + ⁇ -type titanium alloys such as 64 alloy are poor in cold-rollability. Therefore, when manufacturing a thin plate of ⁇ + ⁇ -type titanium alloy, the material is usually covered with a relatively thick iron plate to keep the material warm. A hot rolling pack rolling method is used. Furthermore, when a titanium alloy is hot-rolled at a high speed in one direction at a temperature in the ⁇ region or in the ⁇ + ⁇ region with a high ⁇ phase ratio, during the transformation from the ⁇ phase to the ⁇ phase, a close-packed hexagonal structure ( hcp) c-axis oriented texture (T-texture) is formed.
  • hcp hexagonal structure
  • anisotropy occurs in the titanium alloy plate, in which the mechanical properties in the longitudinal direction and the width direction of the plate are significantly different. Therefore, when a thin plate with small in-plane anisotropy is required, it is necessary to cross-roll the titanium material or to roll it at a low speed at a temperature in the ⁇ + ⁇ region, which causes an increase in cost.
  • Patent Document 1 discloses an ⁇ + ⁇ type titanium alloy for casting, which has a predetermined chemical composition, a tensile strength of 890 MPa or more in an as-cast state, and a melting point of 1650° C. or less.
  • Patent Document 2 discloses an ⁇ + ⁇ titanium alloy wire composed 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 Literature 3 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 4 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 %, 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 6 discloses that at least one solid-solution type ⁇ -stabilizing element is 2.0 to 4.5% by mass in terms of Mo equivalent, and at least one eutectoid type ⁇ -stabilizing element is included in an amount of Fe equivalent of 0.5% by mass.
  • 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 7 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.
  • the inter-rolling direction is RD
  • the hot-rolled plate width direction is TD
  • the normal direction of the (0001) plane of the ⁇ phase is the c-axis direction
  • the angle between the c-axis direction and ND is ⁇
  • the c-axis direction and the ND direction are Let ⁇ be the angle formed by the plane containing ND and TD with the plane containing ND and TD, and (b1) ⁇ is 0 degrees or more and 30 degrees or less, and ⁇ falls within the entire circumference (-180 degrees to 180 degrees)
  • XND is the strongest intensity among the (0002) reflection relative intensities of the X-rays by (b2)
  • ⁇ is 80 degrees or more and less than 100 degrees
  • ⁇ is within ⁇ 10 degrees of X-rays by crystal grains Among (0002) reflection relative intensities
  • XTD is the strongest intensity
  • (c) XTD/XND is 4.0 or more.
  • Patent Document 9 contains, in weight percent, Al: 10% or less, Sn: 15% or less, Zr: 15% or less, one or more of these, and Ga: 0.01 to 15%. , the balance Ti and impurities, and is characterized by excellent heat resistance.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-7166 Japanese Patent Laid-Open No. 7-62474
  • Japanese Patent Laid-Open No. 7-70676 Japanese Patent Laid-Open No. 61-147864 Japanese Patent Laid-Open No. 1-127653 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-227618 WO2012/115242 WO2012/115243 Japanese Patent Laid-Open No. 4-41635
  • Patent Documents 1 to 9 there are cases where the strength in the medium temperature range of 200 to 300 ° C required in the aircraft field is not sufficient, and there are cases where ductility at room temperature is not compatible. Furthermore, the same applies to the strength in a high temperature range exceeding 300° C., which exceeds the medium temperature range.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a titanium alloy plate having high strength, particularly a titanium alloy plate having excellent strength in a medium temperature range. .
  • the inventors of the present invention have found that the inclusion of Al in a titanium alloy increases the strength of the titanium alloy at temperatures above the medium temperature range (for example, the strength at about 300° C. or above).
  • the present inventors have found that if the Al content is excessive, intermetallic compounds such as Ti 3 Al are precipitated, resulting in a marked decrease in cold workability.
  • the inventors of the present invention set the Al content to a level that does not cause a significant decrease in cold workability, and furthermore, by utilizing Cu and Si, on the premise of excellent cold workability, a titanium alloy sheet in the intermediate temperature range. It was found that it is possible to improve the strength of
  • a titanium alloy plate according to an aspect of the present invention contains, in mass %, Al: 4.5% to 6.6%, Fe: 0.3% to 2.3%, Cu: 0 .2% or more and 2.0% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% 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 0.25% 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%, and the balance : has a chemical composition consisting of Ti and impurities, and satisfies the following formula (1).
  • FIG. 1 is an example of a (0001) pole figure from the sheet thickness direction (ND) of a hot-rolled titanium alloy sheet according to the first embodiment of the present disclosure
  • FIG. It is a schematic diagram for demonstrating the measuring method of average plate
  • FIG. 4 is an example of a (0001) pole figure from the sheet thickness direction (ND) of the titanium alloy cold-rolled sheet according to the second embodiment of the present disclosure.
  • titanium alloy sheet titanium alloy hot-rolled sheet
  • titanium alloy cold-rolled sheet titanium alloy cold-rolled sheet
  • titanium alloy sheet includes hot-rolled sheet and cold-rolled sheet of titanium alloy.
  • hot-rolled sheet of titanium alloy includes hot-rolled annealed sheet
  • cold-rolled sheet includes cold-rolled annealed sheet.
  • the titanium alloy hot-rolled sheet according to the present embodiment has, in mass%, Al: 4.5% or more and 6.6% or less, Fe: 0.3% or more and 2.3% or less, and Cu: 0.2%. 2.0% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% or less, C: 0% or more and less than 0.080%, N: 0% or more and 0.050% or less, O: 0% 0.25% 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%, and the balance: Ti and It has a chemical composition consisting of impurities.
  • Al 4.5% or more and 6.6% or less
  • Al is an ⁇ -phase stabilizing element and an element with high solid-solution strengthening ability.
  • the Al content increases at room temperature and in the medium temperature range.
  • the Al content is set to 4.5% or more.
  • the Al content may be greater than 4.5% and greater than or equal to 4.6%.
  • the Al content exceeds 6.6%, the tensile strength in the intermediate temperature range increases, but the cold rolling property decreases significantly, and the ⁇ phase is excessively solid-solution strengthened due to solidification segregation and the like, resulting in localized A hard region is generated in the core and the impact toughness is reduced. Therefore, the Al content is 6.6% or less.
  • the Al content is preferably 6.5% or less, more preferably 6.4% or less.
  • Fe 0.3% or more and 2.3% or less
  • Fe is a ⁇ -stabilizing element and an element with high solid-solution strengthening ability. Therefore, increasing the Fe content increases the tensile strength at room temperature and the tensile strength in the intermediate temperature range.
  • the ⁇ phase is a phase that is excellent in workability at room temperature. Also, when the Fe content is small, it is difficult to form a T-texture in hot rolling. Therefore, the Fe content is set to 0.3% or more.
  • the Fe content may be greater than 0.4% and greater than or equal to 0.5%.
  • the Fe content should be 2.3% or less.
  • the Fe content is preferably 2.1% or less, more preferably 2.0% or less, and still more preferably 1.9% or less. Note that Fe is an inexpensive element among the ⁇ -stabilizing elements.
  • Cu 0.2% or more and 2.0% or less
  • Cu is a ⁇ -stabilizing element and has a high solid-solution strengthening ability. Further, Cu has excellent solid-solution strengthening ability in a medium temperature range around 300°C. Furthermore, unlike Al, Cu does not interfere with workability, and is therefore an extremely effective element for inexpensively producing hot-rolled titanium alloy sheets. Also, when the Cu content is small, it is difficult to form a T-texture.
  • the Cu content is set to 0.2% or more in order to obtain tensile strength mainly in the medium temperature range.
  • the Cu content is preferably 0.3% or more.
  • the Cu content of Cu in the titanium alloy hot-rolled sheet greatly exceeds the solid solubility limit of Cu in the ⁇ -phase, the ⁇ -phase fraction increases and, conversely, the strength at 300°C decreases.
  • the Cu content is set to 2.0% or less.
  • the Cu content is preferably 1.8% or less, more preferably 1.7% or less, still more preferably 1.6% or less.
  • Si 0.05% or more and 0.50% or less
  • Si is a ⁇ -stabilizing element, it also dissolves in the ⁇ -phase and exhibits a high solid-solution strengthening ability.
  • Si is particularly excellent in solid-solution strengthening ability at high temperatures, and improves tensile strength at medium temperatures.
  • the Si content is set to 0.05% or more in order to obtain the effect of improving the tensile strength in the medium temperature range.
  • the Si content may be 0.10% or more.
  • Si has a segregation tendency opposite to that of O (oxygen) described below, and since it is difficult to solidify and segregate as much as O, by containing appropriate amounts of Si and O in a titanium alloy hot-rolled sheet, high fatigue Both strength and tensile strength can be achieved.
  • the Si content is too high, an intermetallic compound called silicide is formed, which lowers the fatigue strength. If the Si content exceeds 0.50%, coarse silicide is generated during the manufacturing process of the titanium alloy hot-rolled sheet, resulting in a decrease in fatigue strength. Therefore, the Si content should be 0.50% or less.
  • the Si content is preferably 0.40% or less.
  • C 0% or more and less than 0.080%
  • the C content is less than 0.080%.
  • the C content may be 0.070% or less, 0.050% or less, or less than 0.050%.
  • the C content is preferably as low as possible, and is 0% or more.
  • C is an impurity that is unavoidably mixed in, it is an element that cannot be avoided from being contained in a titanium alloy hot-rolled sheet. 0001% or more, or 0.005% or more.
  • N 0% or more, 0.050% or less
  • the N content may be less than 0.040%.
  • the N content is preferably as low as possible, and is 0% or more.
  • N is an impurity that is unavoidably mixed in, it is an element that cannot be avoided from being contained in a titanium alloy hot-rolled sheet. 001% or more, or 0.005% or more.
  • the O content is 0.25% or less.
  • the O content is preferably less than 0.25%, more preferably 0.23% or less, still more preferably 0.22% or less.
  • the O content since O does not have to be contained in the hot-rolled titanium alloy sheet, the smaller the O content, the more preferably it is 0% or more.
  • O is an impurity that is unavoidably mixed in, it is an element that cannot be avoided from being contained in a titanium alloy hot-rolled sheet. 01% or more, or 0.05% or more.
  • Ni 0% or more and less than 0.15%
  • an equilibrium phase intermetallic compound Ti 2 Ni
  • the Ni content is less than 0.15%.
  • the Ni content is preferably 0.14% or less.
  • the Ni content is preferably as low as possible, and is 0% or more.
  • Cr 0% or more and less than 0.25%
  • an equilibrium phase intermetallic compound TiCr 2
  • the Cr content is less than 0.25%.
  • the Cr content is preferably 0.24% or less, more preferably 0.21% or less.
  • the Cr content is preferably as low as possible, and is 0% or more.
  • Mn 0% or more and less than 0.25%
  • TiMn equilibrium phase intermetallic compound
  • the Mn content is less than 0.25%.
  • the Mn content is preferably 0.24% or less, more preferably 0.21% or less.
  • the Mn content is preferably as low as possible, and is 0% or more.
  • the titanium alloy plate according to this embodiment satisfies the following formula (1). 35.0 ⁇ 5 ⁇ Al+5 ⁇ Cu+10 ⁇ Fe+20 ⁇ Si ⁇ 60.0 (1) Formula The elements shown in the above formula (1) indicate the content of each element in unit mass %.
  • the tensile strength in the intermediate temperature range can be 520 MPa or more.
  • the value of 5 ⁇ Al+5 ⁇ Cu+10 ⁇ Fe+20 ⁇ Si is more preferably 37.0 or more, and still more preferably 39.0 or more.
  • the value of 5 ⁇ Al + 5 ⁇ Cu + 10 ⁇ Fe + 20 ⁇ Si is 60.0 or less, the tensile strength in the intermediate temperature range is 520 MPa or more, while preventing excessive hardening, maintaining manufacturability. can do.
  • the value of 5 ⁇ Al+5 ⁇ Cu+10 ⁇ Fe+20 ⁇ Si is more preferably 55.0 or less, still more preferably 53.0 or less.
  • the remainder of the chemical composition of the hot-rolled titanium alloy sheet according to this embodiment is 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, V, etc. mixed in from scraps and the like.
  • Each impurity is 0.1% or less, and if the total amount is 0.5% or less, there is no problem.
  • the H content is 150 ppm or less.
  • B may form coarse precipitates in the ingot. Therefore, even if it is contained as an impurity, it is preferable to suppress the B content as much as possible.
  • the B content is preferably 0.01% or less.
  • the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment may have an ⁇ -phase area ratio of 80% or more in the metal structure. Further, in the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment, the area ratio of stretched grains, which are crystal grains having an aspect ratio of more than 3.3, may be 70.0% or more. Details will be described below.
  • the ⁇ phase ratio is 80.0% or more
  • the area ratio of the ⁇ -phase is preferably 80.0% or more.
  • the ⁇ -phase area ratio is more preferably 82.0% or more, and still more preferably 85.0% or more. Since the ⁇ phase suppresses grain growth, it is preferably contained in an area ratio of 1.0% or more.
  • the area ratio of the ⁇ phase is more preferably 2.0% or more.
  • This area ratio of the ⁇ phase is a value at room temperature.
  • the upper limit of the ⁇ phase is substantially 99.0%, preferably 98.0%.
  • the measuring method will be described later in detail.
  • silicide may exist in addition to the ⁇ phase and ⁇ phase, even if it does exist, its area ratio is less than 0.5% and it is so fine that it does not significantly affect the characteristics. Also, the area ratio obtained by the measuring method described later is substantially the same as the volume ratio.
  • the cross section (L cross section) including the rolling direction (RD) and thickness direction (ND) of the hot-rolled titanium alloy sheet is specified by the following method. That is, in titanium, the texture formed when rolled in one direction accumulates at a position where the c-axis of hcp is inclined in the rolling width direction (sheet width direction). Therefore, the maximum accumulation direction of the c-axis is defined as the strip width direction, and the direction orthogonal to the strip width direction is defined as the rolling direction.
  • the area ratios of ⁇ phase and ⁇ phase are measured by SEM (Scanning Electron Microscopy)/EPMA (Electron Probe Micro Analyzer).
  • a region in which the content of ⁇ -stabilizing elements (total content of Fe and Cu) by EPMA is 2% by mass or more is defined as ⁇ -phase, and a region in which the content of ⁇ -stabilizing elements is less than 2% by mass is defined as ⁇ -phase.
  • ⁇ -phase total of 5 measurement areas of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m are measured on a surface (L cross section) parallel to the rolling direction and parallel to the plate thickness direction of the material.
  • the measurement step in each measurement range is 1 ⁇ m.
  • the area ratios of ⁇ phase and ⁇ phase in each measurement range are calculated, and the values obtained by arithmetically averaging the respective values are evaluated as the area ratio of ⁇ phase and the area ratio of ⁇ phase.
  • the microstructure of the hot-rolled titanium alloy sheet according to this embodiment has crystal grains with an aspect ratio of more than 3.3. Crystal grains having an aspect ratio of more than 3.3 are hereinafter sometimes referred to as expanded grains. Crystal grains having an aspect ratio of 3.3 or less are sometimes called equiaxed grains.
  • a titanium alloy is hot-rolled at a temperature in the ⁇ + ⁇ region or the ⁇ region, elongated grains elongated in the rolling direction are formed. If the area ratio of the stretched grains is 70.0% or more, it is possible to slow down the propagation of cracks generated from the edge of the sheet in the sheet width direction.
  • the area ratio of the stretched grains is more preferably 75.0% or more, still more preferably 80.0% or more. Further, all crystal grains may be expanded grains, and the upper limit of the area ratio of the expanded grains is 100%.
  • the structure other than the stretched grains consists of equiaxed grains and the remainder: precipitates. Precipitates include, for example, Ti 2 C and silicide. The sum of the area ratios of the stretched grains and the equiaxed grains is 95% or more.
  • the aspect ratio of crystal grains and the area ratio of expanded grains are measured by the electron beam backscatter diffraction (EBSD) method.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • a cross section obtained by cutting a titanium alloy plate in the thickness direction along the longitudinal direction at the center position of the plate width direction (TD)
  • the area of 1 mm in the rolling direction and the total thickness in the thickness direction is 500 times or more.
  • the aspect ratio of each crystal grain is obtained from the ratio of the major axis to the minor axis of one crystal grain.
  • the total area of crystal grains having an aspect ratio of more than 3.3 with respect to the entire measured area is taken as the area ratio of the expanded grains.
  • the software OIM Analysis TM (Ver.8.1.0) of TSL Solutions Co., Ltd. is used, and crystal grains are classified by regarding crystal orientation differences of 15° or more as crystal grain boundaries.
  • the observation surface is the L cross section at the central position in the width direction of the sheet, but since the crystal orientation of the hot-rolled titanium alloy sheet is uniformly distributed in the width direction, the L cross section at an arbitrary width position is observed. It may be the surface.
  • the angle is 40° or less.
  • a close-packed hexagonal structure (hcp) is formed in the sheet width direction by variant selection during the transformation from the ⁇ phase to the ⁇ phase.
  • a texture (T-texture) in which the c-axis of is oriented is formed.
  • the strength and Young's modulus in the sheet width direction are particularly increased. Since the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment has a high Young's modulus in the sheet width direction, it can be used, for example, for the face portion of a golf club head, which requires a material that is difficult to bend. Also, a titanium alloy plate having a T-texture is easily subjected to cold rolling. If the angle formed by the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the sheet width direction is 30° or less, the strength and Young's modulus of the titanium alloy hot-rolled sheet in the sheet width direction are further increased. .
  • the angle formed by the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ -phase and the plate width direction is 30° or less, cold rolling can be easily performed. If the angle formed by the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure that constitutes the ⁇ phase and the sheet width direction is 30° or less, the Young's modulus of the titanium alloy hot-rolled sheet at 25°C in the sheet width direction is even higher. Therefore, the Young's modulus at 25° C. in the sheet width direction is 130 GPa or more. Therefore, the angle to be formed is preferably 30° or less. The angle to be formed is more preferably 20° or less, and still more preferably 15° or less.
  • the angle between the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the sheet width direction is calculated using the (0001) pole figure.
  • 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, the titanium alloy plate is chemically polished in a section (L section) obtained by cutting the titanium alloy plate in the plate thickness direction along the longitudinal direction at the center position in the plate width direction (TD), and (total plate thickness) ⁇
  • a (0001) pole figure can be drawn by performing crystal orientation analysis by the EBSD method on two 2 mm regions with an interval of 1 to 2 ⁇ m.
  • 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. Calculated by texture analysis. At this time, the position with the highest contour line is the peak position of the degree of accumulation, and the value with the largest degree of accumulation among the peak positions is the maximum degree of accumulation, and the maximum degree of accumulation from the center of the (0001) pole figure from the plate thickness direction The direction showing the peak of is defined as the direction of maximum 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).
  • the observation surface is the L cross section at the central position in the width direction of the sheet, but since the crystal orientation of the hot-rolled titanium alloy sheet is uniformly distributed in the width direction, the L cross section at an arbitrary width position is observed. It may be the surface.
  • FIG. 1 shows an example of the (0001) pole figure from the plate thickness direction (ND) of the titanium alloy hot-rolled sheet according to this embodiment.
  • the detected poles of each crystal orientation are accumulated according to the inclination in the rolling direction (RD) and the plate width direction (TD), and the contour lines of the degree of accumulation are drawn in the (0001) pole figure.
  • the peak P1 of the crystal grain is located at the highest contour line in the figure.
  • the angle ⁇ between the direction (maximum accumulation direction) showing the peak P1 of the degree of accumulation from the center of the (0001) pole figure from the plate thickness direction and the plate width direction is preferably 30° or less.
  • the angle ⁇ formed is 0°.
  • ⁇ 0.2% yield strength at 300°C in the rolling direction is 520 MPa or more> Since the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment has a 0.2% yield strength in the rolling direction at 300° C. of 520 MPa or more, it can also be used for parts exposed to high temperatures.
  • the yield strength of the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment is preferably 530 MPa or more, more preferably 530 MPa or more.
  • the proof stress is preferably as high as possible, so it is not particularly limited, but may be, for example, 750 MPa or less, or 700 MPa or less.
  • the 0.2% yield strength at 300°C in the rolling direction is measured by the following method. That is, the longitudinal direction is parallel to the rolling direction, the width of the parallel portion is 10 mm, the length of the parallel portion and the distance between gauge points is 35 mm, and the thickness is the full thickness of the product sheet.
  • the tensile test piece is subjected to a tensile test at a strain rate of 0.3%/min up to a strain of 1.5% and then 7.5%/min until breakage. The test is performed in the air at 300° C., and the tensile test is performed after holding in the test atmosphere for 10 minutes so that the tensile test piece reaches the test temperature sufficiently.
  • ⁇ 0.2% yield strength at 25°C in the rolling direction is 800 MPa or more>
  • the hot-rolled titanium alloy sheet according to this embodiment has a 0.2% proof stress of 800 MPa or more at 25° C. in the rolling direction. Therefore, high strength is required near room temperature.
  • the yield strength of the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment is preferably 825 MPa or more.
  • the proof stress is preferably as high as possible, so it is not particularly limited, but may be, for example, 1050 MPa or less.
  • ⁇ Young's modulus at 25°C in the plate width direction is 130 GPa or more> Since the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment has a Young's modulus of 130 GPa or more at 25° C. in the sheet width direction, it can be used in applications (such as golf clubs) that require a high Young's modulus.
  • the Young's modulus at 25° C. in the sheet width direction of the hot-rolled titanium alloy sheet according to this embodiment is preferably 135 GPa or more.
  • the Young's modulus at 25° C. in the sheet width direction is preferably as high as possible, so it is not particularly limited, but may be, for example, 155 GPa or less, or 150 GPa or less.
  • the Young's modulus at 25° C. in the sheet width direction can be measured by the following method. That is, a No. 13B tensile test piece (parallel part width 12.5 mm, gauge length 50 mm) specified in JIS Z 2241: 2011 is prepared so that the tensile direction is the width direction of the titanium alloy thin plate, A strain gauge is attached, and at a strain rate of 10.0%/min, load-unload is repeated 5 times in a stress range from 100 MPa to half of the 0.2% proof stress, and the slope is obtained, and the maximum and minimum values are excluded. The average value of three times is taken as the Young's modulus at 25°C in the sheet width direction.
  • ⁇ Average plate thickness 2.0 mm or more and 6.0 mm or less>
  • the average thickness of the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but is substantially 2.0 mm or more and 6.0 mm or less in view of production.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining the method of measuring the average plate thickness.
  • the plate thickness at each position is measured in the longitudinal direction using X-rays, a micrometer, or a vernier caliper. Measurements are taken at 5 or more locations with an interval of 1 m or more, and the average value of the measured plate thicknesses is taken as the average plate thickness. So far, the titanium alloy hot-rolled sheet according to the present embodiment has been described.
  • the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment has the chemical composition described above and satisfies the formula (1). Therefore, the method for manufacturing the hot-rolled titanium alloy sheet according to this embodiment is not particularly limited. However, for example, there are a slab manufacturing process of manufacturing a titanium alloy slab as a material (titanium material) of a titanium alloy hot-rolled sheet, a heating process of heating the titanium alloy slab, and a hot rolling of the titanium alloy slab after the heating process.
  • a hot-rolled titanium alloy sheet can be manufactured by carrying out a hot rolling step and, if necessary, a temper rolling/stretch straightening step of temper rolling or tensile straightening of the titanium material after the hot rolling step. .
  • a hot-rolled titanium alloy sheet in which the angle between the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the sheet width direction is 30° or less.
  • a method for manufacturing a hot-rolled titanium alloy sheet having a slab manufacturing process, a heating process, a hot rolling process, and a temper rolling/stretch straightening process will be described below as an example of the method for manufacturing a hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment. Each step of is described. However, as described above, the method for manufacturing the hot-rolled titanium alloy sheet according to this embodiment is not particularly limited.
  • a hot-rolled titanium alloy sheet that satisfies the above requirements is regarded as a hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment, regardless of the manufacturing method thereof.
  • the manufacturing method described below is merely a preferred example, and does not limit the titanium alloy hot-rolled sheet according to the present embodiment.
  • a titanium alloy slab is manufactured.
  • a material having the chemical composition described above and manufactured by a known method can be used.
  • the method for producing the titanium alloy slab is not particularly limited, and for example, it can be produced according to the following procedure.
  • an ingot is produced from sponge titanium by various melting methods such as vacuum arc melting method, electron beam melting method, hearth melting method such as plasma melting method, and the like.
  • a titanium alloy slab can be obtained by hot forging the obtained ingot at a temperature in the ⁇ -phase high-temperature range, the ⁇ + ⁇ two-phase range, or the ⁇ -phase single-phase range.
  • the titanium alloy slab may be subjected to pretreatment such as cleaning treatment and cutting, if necessary.
  • hot rolling may be performed without performing hot forging or the like.
  • the manufactured titanium alloy slab in terms of % by mass, contains Al: 4.5% or more and 6.6% or less, Fe: 0.3% or more and 2.3% or less, Cu: 0.2% or more; 0% or less Si: 0.05% or more and 0.50% or less C: 0% or more and less than 0.080% N: 0% or more and 0.050% or less O: 0% or more 0.05% or less 25% 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%, and the balance: Ti and impurities It has a chemical composition.
  • the titanium alloy slab is heated to a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation point T ⁇ °C ( T ⁇ + 150°C) or lower.
  • T ⁇ transformation point
  • T ⁇ + 150°C the heating temperature
  • the heating temperature is (T ⁇ +150 ° C.) or less, recrystallization of the ⁇ phase during rolling is suppressed, variant selection is likely to occur during phase transformation from the ⁇ phase to the ⁇ phase, and T-texture develops. becomes easier.
  • the temperature of the titanium alloy slab referred to here is the surface temperature, which is measured with a radiation thermometer.
  • a radiation thermometer For the emissivity of the radiation thermometer, a value calibrated to match the temperature measured using a contact thermocouple on the slab immediately after coming out of the heating furnace is used.
  • the ⁇ transformation point T ⁇ means the boundary temperature at which the ⁇ phase begins to form when the titanium alloy is cooled from the ⁇ single phase region.
  • T ⁇ can be obtained from the state diagram.
  • the 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 T ⁇ is calculated. can do.
  • Titanium alloys usually form a T-texture during the transformation from the ⁇ phase to the ⁇ phase when subjected to high-speed hot rolling in one direction at a temperature on the high temperature side of the ⁇ region or the ⁇ + ⁇ region with a high ⁇ phase ratio.
  • the T-texture can be sufficiently developed by starting hot rolling in a temperature range where the ⁇ region single phase or the ⁇ phase fraction is high, for example, (T ⁇ ⁇ 50)° C. or higher.
  • hot rolling is started at a temperature of 950° C. or higher, for example.
  • T-texture it is important to perform rolling at a high rolling reduction in a temperature range with a high ⁇ phase ratio to develop the texture of the ⁇ phase and to suppress recrystallization of the ⁇ phase. be.
  • a hot rolling process for hot rolling the titanium alloy slab in one direction is provided, and the rolling reduction of the titanium alloy slab in the hot rolling process is set to 80% or more, The finishing temperature is set to (T ⁇ -250)°C or higher and (T ⁇ -50)°C or lower.
  • T-texture is formed in the titanium alloy hot-rolled sheet obtained by hot-rolling the slab.
  • T-texture is excellent in cold-rollability and is effective in increasing strength in the sheet width direction and increasing Young's modulus.
  • finishing temperature By setting the finishing temperature to (T ⁇ ⁇ 250)° C. or higher, reduction is performed in a state in which the proportion of the ⁇ phase is high, and T-texture is likely to develop. Furthermore, by setting the finishing temperature to (T ⁇ ⁇ 250)° C. or higher, a rapid increase in hot deformation resistance is suppressed, and hot workability is maintained. As a result, the occurrence of edge cracks and the like is suppressed, and a decrease in yield is suppressed.
  • the hot-rolled titanium alloy sheet In order to make the texture of the hot-rolled titanium alloy sheet a strong T-texture and ensure high anisotropy in the sheet surface, it is preferable to heat the titanium alloy slab to the above heating temperature and hold it for 30 minutes or more. By holding the titanium alloy slab at the above heating temperature for 30 minutes or more, the crystal phase of the titanium alloy slab becomes the ⁇ single phase, and the T-texture is formed and developed more easily.
  • the heating temperature and finishing temperature are the surface temperatures of the titanium alloy slab and can be measured by known methods.
  • the heating temperature and finishing temperature can be measured using, for example, a radiation thermometer.
  • the titanium alloy slab can be continuously hot rolled using known continuous hot rolling equipment.
  • a continuous hot rolling facility the titanium alloy slab is hot rolled and then wound by a winding machine to form a titanium alloy hot rolled coil.
  • the hot-rolled titanium alloy sheet obtained through the above-described hot-rolling process may be subjected, if necessary, to annealing by a known method, removal of oxide scale by pickling or cutting, or cleaning treatment. good.
  • the titanium blank may be subjected to a final annealing treatment after the last rolling pass.
  • the final annealing treatment may be performed as appropriate and is not an essential treatment.
  • the processing conditions for the final annealing treatment are that the annealing temperature is 700° C. or higher and 950° C. or lower, and the annealing temperature T (° C.) and the holding time t (seconds) at the annealing temperature satisfy the following expression (2). .
  • T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20) in the following equation (2) is the Larson-Miller parameter. 22000 ⁇ (T+273.15) ⁇ (Log 10 (t)+20) ⁇ 27000 Expression (2)
  • a titanium alloy cold-rolled sheet according to one embodiment of the present invention will be described.
  • the chemical composition of the titanium alloy cold-rolled sheet according to this embodiment is the same as the chemical composition of the titanium alloy hot-rolled sheet described above. Further, the cold-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment satisfies the above formula (1), like the cold-rolled titanium alloy sheet described above. Therefore, a detailed description of the chemical composition of the titanium alloy cold-rolled sheet and the formula (1) is omitted here.
  • the metal structure of the titanium alloy cold-rolled sheet according to this embodiment will be described.
  • the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment may have an ⁇ -phase area ratio of 80% or more in the metal structure.
  • the area ratio of equiaxed grains, which are crystal grains having an aspect ratio of 3.3 or less may be 50.0% or more.
  • the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment has a microstructure having equiaxed grains that are crystal grains having an aspect ratio of 3.3 or less, and the average grain size of the equiaxed grains is 1.0 ⁇ m or more.
  • the area ratio of expanded grains having a size of 20.0 ⁇ m or less and an aspect ratio to the area of the microstructure of more than 3.3 may be 30% or less. Details will be described below.
  • the ⁇ phase has a low Young's modulus, the Young's modulus decreases when the ⁇ phase ratio of the cold-rolled titanium alloy sheet is high. Also, when the ⁇ phase ratio is small, the cold rolling property may deteriorate. Therefore, it is preferable that the ⁇ -phase ratio is high, and the area ratio of the ⁇ -phase is preferably 80.0% or more.
  • the ⁇ -phase area ratio is more preferably 82.0% or more, and still more preferably 85.0% or more. Since the ⁇ phase suppresses grain growth, it is preferably contained in an area ratio of 1.0% or more.
  • the area ratio of the ⁇ phase is more preferably 2.0% or more.
  • This area ratio of the ⁇ phase is a value at room temperature.
  • the upper limit of the ⁇ phase is substantially 99.0%, preferably 98.0%.
  • the measurement method is the same as that for the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment.
  • the titanium alloy cold-rolled sheet according to this embodiment has a microstructure with equiaxed grains with an aspect ratio of 3.3 or less.
  • the area ratio of equiaxed grains is 50.0% or more
  • the area ratio of equiaxed grains is preferably 50.0% or more.
  • the area ratio of equiaxed grains is 50.0% or more, the titanium alloy cold-rolled sheet has excellent ductility.
  • the area ratio of the equiaxed grains is 50.0% or more, the in-plane anisotropy can be reduced.
  • the area ratio of equiaxed grains is more preferably 60.0% or more, and still more preferably 70.0% or more.
  • the area ratio of stretched grains is 30.0% or less
  • the area ratio of the stretched grains is preferably 30.0% or less.
  • the formation of stretched grains may cause anisotropy, deterioration of hot and cold moldability, and deterioration of fatigue properties. Since the cold-rolled titanium alloy sheet is subjected to various forming processes, it is preferable that the cold-rolled titanium alloy sheet have as few stretched grains as possible.
  • the area ratio of expanded grains is more preferably 15.0% or less, still more preferably 10.0% or less, and even more preferably 8.0% or less. On the other hand, since it is preferable that the cold-rolled titanium alloy sheet does not have these stretched grains, the lower limit of the area ratio of the stretched grains is 0%.
  • the structure other than the equiaxed grains in the microstructure of the cold-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment consists of elongated grains and the remainder: precipitates.
  • Precipitates include, for example, Ti 2 C and silicide.
  • the total area ratio of equiaxed grains and expanded grains is 95% or more.
  • Average aspect ratio of equiaxed grains If the average aspect ratio of crystal grains is large, anisotropy of strength occurs in the plane of the titanium alloy cold-rolled sheet. , is preferably 2.5 or less. More preferably, it is 2.0 or less.
  • the area ratio of stretched grains and equiaxed grains and the average aspect ratio of equiaxed grains can be calculated as follows.
  • a cross section (L section) cut in the thickness direction along the longitudinal direction of the titanium alloy plate at the center position in the width direction (TD) and a cross section cut perpendicular to the width direction are chemically polished, and the cross section (total thickness)
  • a crystal orientation analysis is performed by the EBSD method on a region of ⁇ 200 ⁇ m with a step of 1 to 5 ⁇ m for about 2 to 5 fields of view. From the crystal orientation analysis result of this EBSD, the aspect ratio is calculated for each crystal grain.
  • the aspect ratio of each crystal grain is obtained from the ratio of the major axis to the minor axis of one crystal grain.
  • the area ratio of crystal grains having an aspect of more than 3.3 is calculated, and this is defined as the area ratio of the stretched grains.
  • the total area of crystal grains having an aspect ratio of 3.3 or less with respect to the entire measured area is defined as the area ratio of equiaxed grains.
  • the area ratio of the elongated grains and the equiaxed grains and the average aspect ratio of the equiaxed grains are calculated based on the L cross section at the central position in the plate width direction. Since the grains are uniformly distributed in the sheet width direction, the area ratio of the elongated grains and the equiaxed grains and the average aspect ratio of the equiaxed grains may be calculated based on the L cross section at an arbitrary sheet width position.
  • a value obtained by arithmetically averaging the aspect ratios of crystal grains having an aspect ratio of 3.3 or less is defined as the average aspect ratio of equiaxed grains.
  • the average grain size of equiaxed grains is 1.0 ⁇ m or more and 20.0 ⁇ m or less.
  • Titanium alloys are preferably fine-grained because they can be molded by utilizing their superplastic properties.
  • the average grain size of the equiaxed grains is 20.0 ⁇ m or less, the superplasticity is improved and the workability is improved.
  • the average grain size of the equiaxed grains is more preferably 18.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size of equiaxed grains is more preferably 15.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size of the equiaxed grains is more preferably 1.0 ⁇ m or more.
  • the angle formed by the maximum accumulation direction of the c-axes of the hexagonal close-packed structure forming the ⁇ -phase and the sheet thickness direction is less than 85°. If the angle to be formed is less than 75°, the anisotropy of the strength becomes small. As a result, high workability can be ensured, and dimensional accuracy can be improved when the titanium alloy cold-rolled sheet is processed. In other words, material design can be facilitated when the angle between the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the plate thickness direction is less than 75°. Therefore, it is preferable that the above angle is less than 75°.
  • the angle between the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the plate thickness direction is preferably 70° or less, more preferably 65° or less, and even more preferably 60° or less.
  • the lower limit of the angle formed by the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the plate thickness direction is not particularly limited, and may be 0°.
  • the angle formed by the maximum accumulation direction of the c-axes of the hexagonal close-packed structure forming the ⁇ -phase and the sheet thickness direction is, for example, 20° or more.
  • the angle between the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the plate thickness direction is calculated using the (0001) pole figure.
  • the (0001) pole figure is drawn by the same method as in the first embodiment.
  • the c-axis concentration peak position of the hexagonal close-packed structure that constitutes the ⁇ phase in the pole figure is obtained by converting the data into a spherical harmonic function using OIM Analysis TM software (Ver.8.1.0) manufactured by TSL Solutions. It is calculated by texture analysis of an inverse pole figure using the method.
  • FIG. 3 is an example of a (0001) pole figure from the sheet thickness direction (ND) of the titanium alloy cold-rolled sheet according to this embodiment.
  • ⁇ 0.2% yield strength at 300°C in the rolling direction is 520 MPa or more>
  • Titanium alloy cold-rolled sheets are often used in applications that require higher strength than industrially pure titanium.
  • Ti-6Al-4V which is an ⁇ + ⁇ type titanium alloy, is often used when high tensile strength at room temperature is required.
  • titanium alloys are used in parts close to engines, they may be exposed to temperatures of 200 to 300° C., so strength at temperatures close to the above temperatures is required. If the 0.2% proof stress in the rolling direction at 300° C. is 520 MPa or more, it can be used in the above-described portions exposed to high temperatures.
  • the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present disclosure has a 0.2% yield strength in the rolling direction at 300°C of 520 MPa or more.
  • the yield strength of the cold-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment is preferably 530 MPa or more, more preferably 540 MPa or more.
  • the yield strength is preferably as high as possible, it is not particularly limited, and may be, for example, 750 MPa or less.
  • ⁇ 0.2% yield strength at 25°C in the rolling direction is 800 MPa or more> Since the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment has a 0.2% proof stress of 800 MPa or more at 25°C in the rolling direction, it is required to have high strength near room temperature, and temperature changes up to 300°C below occur. Can be used for parts.
  • the yield strength of the hot-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment is preferably 825 MPa or more.
  • the proof stress is preferably as high as possible, so it is not particularly limited, but may be, for example, 1050 MPa or less.
  • the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment has an anisotropy (0.2% proof stress in the sheet width direction/0.2% proof stress in the rolling direction) of 1.00 or more and less than 1.16. Therefore, the anisotropy is small and it can be applied to aircraft applications where isotropic characteristics are likely to be required.
  • the anisotropy may be less than 1.16, preferably less than or equal to 1.15.
  • the lower the anisotropy of the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment the better.
  • Anisotropy is obtained from the following measurement method.
  • 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 rolling direction and the 0.2% yield strength in the sheet width direction can be measured by a method based on JIS Z2241:2011.
  • the average thickness of the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but can be, for example, 3.0 mm or less.
  • the deformation resistance increases due to the rapid temperature drop as the sheet thickness becomes thinner. Therefore, when a high-strength material is hot-rolled by the pack rolling method, it is difficult to reduce the sheet thickness to the thickness obtained by cold-rolling.
  • the thickness limit is about 3.0 mm.
  • cold rolling can make the sheet thickness thinner.
  • the average sheet thickness of the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment can be set to, for example, 3.0 mm or less.
  • the average thickness of the cold-rolled titanium alloy sheet according to this embodiment is preferably 2.0 mm or less.
  • the lower limit of the plate thickness is not particularly limited, but in a high-strength titanium alloy, the practical limit is about 0.1 mm. Therefore, the average sheet thickness of the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment is, for example, 0.1 mm or more.
  • the average thickness of the titanium alloy cold-rolled sheet is measured by the same method as the method for measuring the average thickness of the titanium alloy hot-rolled sheet.
  • the thickness variation of the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment is 5.0% or less with respect to the average sheet thickness.
  • pack rolling multiple layers of titanium wrapped in steel material are hot-rolled to produce thin sheets of titanium alloy. It is difficult to obtain a sufficient plate thickness.
  • the cold-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment is manufactured through cold rolling, it can be a cold-rolled titanium alloy sheet with excellent thickness dimensional accuracy.
  • the thickness dimensional variation of the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment is more preferably 4.0% or less with respect to the average sheet thickness, and even more preferably 2.0% with respect to the average sheet thickness. % or less.
  • the variation in plate thickness dimension is small, so it is most preferable that the variation is 0% with respect to the average plate thickness.
  • the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment has the chemical composition described above and satisfies the formula (1). Therefore, the method for manufacturing the cold-rolled titanium alloy sheet according to this embodiment is not particularly limited. However, for example, cold rolling in which the titanium material after the hot rolling process is cold rolled in one direction at a cold rolling rate of 30% or more per time and a total cold rolling rate of 60% or more. The process can be carried out to produce a titanium alloy cold-rolled sheet. By adopting this manufacturing method, it is possible to obtain a titanium alloy cold-rolled sheet in which the angle between the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the sheet thickness direction is less than 75°.
  • the cold rolling process will be described below as an example of the method for manufacturing the cold-rolled titanium alloy sheet according to the present embodiment.
  • the method for manufacturing the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment is not particularly limited.
  • a titanium alloy cold-rolled sheet that satisfies the above requirements is regarded as a titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment, regardless of the manufacturing method thereof.
  • the manufacturing method described below is merely a preferred example, and does not limit the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment.
  • the cold-rolling rate per round is 30% or more and the total cold-rolling rate is 60% or more. More preferably, the total cold rolling rate is 70% or more.
  • the cold-rolling rate per one time here means the cold-rolling rate of cold rolling from the initial stage (at the start of cold rolling) to intermediate annealing, and the cold rolling rate from intermediate annealing to the end of cold rolling.
  • the titanium material is cold-rolled in one direction.
  • 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 less.
  • 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.
  • intermediate annealing In order to reduce the anisotropy, it is important to carry out the intermediate and final anneals so that recrystallization occurs. In addition, recrystallization during intermediate annealing is also important for reducing elongated grains in the microstructure.
  • the metal structure when heated to a temperature in the ⁇ region, transformation occurs from the ⁇ phase to the ⁇ phase, and the metal structure becomes a needle-like structure.
  • a bimodal structure (a mixed structure of equiaxed grains and acicular structures) is obtained even immediately below the ⁇ transformation point. Such a structure causes internal cracks and edge cracks at low rolling reductions. Furthermore, the structure becomes coarser, making it difficult to develop the superplastic properties required for the titanium alloy sheet.
  • the annealing temperature T (° C.) in the intermediate annealing is 600° C. or more and T ⁇ ⁇ 50° C. or less, and the annealing temperature T (° C.) and the annealing time It is carried out so as to satisfy t (seconds) and the following expression (4). 22000 ⁇ (T+273.15) ⁇ (Log10(t)+20) ⁇ 27000 (4) where T ⁇ is the ⁇ transformation point (° C.).
  • Final annealing is the process of annealing the titanium material after the final cold rolling pass.
  • the annealing conditions in the final annealing are not particularly limited, but in order to reduce the anisotropy of strength and 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 (4).
  • 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 (4).
  • 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 (4).
  • the titanium alloy cold-rolled sheet is preferably subjected, if necessary, to temper rolling for adjusting mechanical properties or tensile straightening for shape correction.
  • the rolling reduction in temper rolling is preferably 10% or less, and the elongation of the titanium alloy cold-rolled sheet in tensile straightening is preferably 5% or less.
  • excessive temper rolling or tensile straightening may cause the titanium material to stretch significantly, making it difficult to form. It should be noted that temper rolling and tension straightening may not be performed if not necessary.
  • the method for manufacturing the titanium alloy cold-rolled sheet according to the present embodiment has been described above.
  • the titanium alloy plate according to this embodiment is manufactured by hot rolling or cold rolling.
  • the metal structure of the titanium alloy plate produced by hot rolling and the metal structure of the titanium alloy plate produced by cold rolling are different from each other, but both have a tensile strength of 520 MPa in the intermediate temperature range. That's it.
  • the titanium alloy plate according to the present disclosure has, in mass%, Al: 4.5% or more and 6.6% or less, Fe: 0.3% or more and 2.3% or less, Cu: 0.2% or more, 2 .0% or less, Si: 0.05% or more and 0.50% 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 0.25% or less, and the balance: Ti and impurities, and satisfies the above formula (1). Therefore, the 0.2% proof stress at 300 ° C. in the rolling direction is 520 MPa or more, and as described above, both the hot-rolled titanium alloy sheet and the cold-rolled titanium alloy sheet have excellent tensile strength in the intermediate temperature range. It is a thing.
  • the titanium alloy sheet according to the present disclosure if the angle formed by the maximum accumulation direction of the c-axis of the hexagonal close-packed structure constituting the ⁇ phase and the sheet width direction is 30° or less, the titanium alloy heat at 25 ° C in the sheet width direction The Young's modulus of the rolled sheet is further increased, and the Young's modulus at 25° C. in the sheet width direction can be 130 GPa or more.
  • the anisotropic strength in the plate plane can be made smaller.
  • Example 1 After manufacturing a titanium alloy ingot having the chemical composition shown in Table 1 by either vacuum arc melting, electron beam melting, or plasma melting, titanium with a thickness of 200 mm ⁇ width of 1000 mm ⁇ length of 5000 mm is produced by blooming or forging. An alloy slab was produced. After that, these titanium alloy slabs were subjected to hot rolling under the conditions shown in Table 2 to obtain the plate thicknesses shown in Table 2, and then subjected to the heat treatment, shot blasting and pickling shown in Table 2 to heat them. It was used as a stretch plate.
  • a (0001) pole figure was obtained by chemically polishing the observation surface of each titanium alloy cold-rolled sheet sample and analyzing the crystal orientation using the electron beam backscattering diffraction method. Specifically, at the center position of the plate width direction (TD) of each sample, the L cross section is chemically polished, and in the cross section, the area of (total plate thickness) ⁇ 2 mm is about 2 to 10 fields of view at intervals of 1 to 2 ⁇ m. was subjected to crystal orientation analysis by the EBSD method, and a (0001) pole figure was drawn. The maximum accumulation direction of the c-axis in the (0001) pole figure is obtained by applying the data to OIM Analysis software (OIM Analysis TM (Ver.
  • the aspect ratio and the area ratio of expanded grains were measured by the electron beam backscatter diffraction (EBSD) method.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • a cross section obtained by cutting a titanium alloy plate in the thickness direction along the longitudinal direction at the center position of the plate width direction (TD)
  • the area of 1 mm in the rolling direction and the total thickness in the thickness direction is 500 times or more.
  • electron backscatter diffraction (EBSD) was performed with a measurement step of 0.5-1.0 ⁇ m.
  • the aspect ratio of each crystal grain was obtained from the ratio of the major axis to the minor axis of one crystal grain.
  • the total area of crystal grains having an aspect ratio of more than 3.3 with respect to the entire measured area was defined as the area ratio of the expanded grains.
  • a software OIM Analysis TM (Ver. 8.1.0) of TSL Solutions Co., Ltd. was used to classify crystal grains by regarding a crystal orientation difference of 15° or more as a crystal grain boundary.
  • the average value of the area ratios of the ⁇ phase and the ⁇ phase in each measurement range was calculated, and the values obtained by arithmetically averaging the respective values were evaluated as the area ratio of the ⁇ phase and the area ratio of the ⁇ phase.
  • Identification of the L section was performed by the following method. That is, in the measurement of the maximum accumulation direction of the c-axis, which will be described later, the maximum accumulation direction of the c-axis is the sheet width direction, and the direction orthogonal to the sheet width direction is the rolling direction.
  • [0.2% yield strength in rolling direction at 300°C] 0.2% of each titanium alloy cold-rolled sheet was measured by the following method. That is, in the tensile test at high temperature, a tensile test piece having a longitudinal direction parallel to the rolling direction, a parallel portion width of 10 mm, a parallel portion length and a gauge length of 35 mm was taken from the above thin plate. The tensile test piece was subjected to a tensile test at a strain rate of 0.3%/min up to a strain of 1.5% and then 7.5%/min until breakage. The test was performed in the air at 300° C., and the tensile test was performed after holding in the test atmosphere for 10 minutes so that the tensile test piece sufficiently reached the test temperature. A sample having a tensile strength of 520 MPa or more was considered to be excellent in tensile strength in a medium temperature range, and was judged to be acceptable.
  • Young's modulus at 25° C in the plate width direction was measured by the following method. That is, a No. 13B tensile test piece (parallel part width 12.5 mm, gauge length 50 mm) specified in JIS Z 2241: 2011 is prepared so that the tensile direction is the width direction of the titanium alloy thin plate, A strain gauge is attached, and at a strain rate of 10.0%/min, load-unload is repeated 5 times in a stress range from 100 MPa to half of the 0.2% proof stress, and the slope is obtained, and the maximum and minimum values are excluded. The average value of the three measurements was taken as the Young's modulus at 25°C in the sheet width direction.
  • Table 2 shows the above evaluation results.
  • " ⁇ 1" shown in Table 2 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 formed between the sheet width direction and the direction indicating the peak of the degree of accumulation calculated by texture analysis when the half width is 5°.
  • Inventive Examples 1 to 12 have the following chemical compositions: Al: 4.5% or more and 6.6% or less; Fe: 0.3% or more and 2.3% or less; Cu: 0.2% or more; 0% or less Si: 0.05% or more and 0.50% or less C: 0% or more and less than 0.080% N: 0% or more and 0.050% or less O: 0% or more 0.05% or less 25% 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%, and the balance is Ti and impurities, and A titanium alloy hot-rolled sheet manufactured using steel grades A to F satisfying 35.0 ⁇ 5 x Al + 5 x Cu + 10 x Fe + 20 x Si ⁇ 60.0, and has a 0.2% yield strength in the rolling direction at 300 ° C. was 520 MPa or more. Inventive Examples 1 to 10 and 12 had a ⁇ 1 of 30° or less and had a large Young's modulus compared to
  • Comparative Example 1 is a titanium alloy hot-rolled sheet produced using steel type G that does not contain Cu and Si and does not satisfy 35.0 ⁇ 5 ⁇ Al+5 ⁇ Cu+10 ⁇ Fe+20 ⁇ Si ⁇ 60.0. Since these elements did not improve the tensile strength in the intermediate temperature range, the 0.2% proof stress in the rolling direction at 300°C was less than 520 MPa.
  • Example 2 A titanium alloy ingot having the chemical composition shown in Table 1 is manufactured by either vacuum arc melting (VAR: Vacuum Arc Remelting), electron beam melting (EBR: Electron Beam Remelting), or plasma melting (PAM: Plasma Arc Melting). After that, a titanium alloy slab having a thickness of 200 mm, a width of 1,000 mm, and a length of 5,000 mm was produced by blooming or forging. After that, these titanium alloy slabs were subjected to hot rolling, hot band annealing, shot blasting and pickling. Inventive Examples 13 to 28 and Comparative Examples 2 to 5 were hot-rolled sheets with a thickness of 4 mm, and Inventive Examples 29 to 31 were hot-rolled sheets with a thickness of 6 mm.
  • VAR Vacuum Arc Remelting
  • EBR Electron Beam Remelting
  • PAM Plasma Arc Melting
  • Hot rolling is performed by heating the titanium alloy slab to 1050 to 1150°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 at a temperature equal to or lower than the ⁇ transformation point T ⁇ . It was set to 800 to 950° C.
  • a (0001) pole figure was obtained by chemically polishing the observation surface of each titanium alloy cold-rolled sheet sample and analyzing the crystal orientation using the electron beam backscattering diffraction method. Specifically, at the center position of the plate width direction (TD) of each sample, the L cross section is chemically polished, and in the cross section, the area of (total plate thickness) ⁇ 2 mm is about 2 to 10 fields of view at intervals of 1 to 2 ⁇ m. was subjected to crystal orientation analysis by the EBSD method, and a (0001) pole figure was drawn. The maximum accumulation direction of the c-axis in the (0001) pole figure is obtained by applying the data to OIM Analysis software (OIM Analysis TM (Ver.
  • the aspect ratio of crystal grains and the area ratio of expanded grains were calculated as follows. At the center position of each titanium alloy plate in the width direction (TD), a cross section (L cross section) cut in the thickness direction along the longitudinal direction and a cross section cut perpendicular to the width direction are chemically polished. ) ⁇ 200 ⁇ m, the crystal orientation analysis was performed by the EBSD method for about 2 to 5 fields of view at steps of 1 to 5 ⁇ m. From the result of the EBSD crystal orientation analysis, the aspect ratio was calculated for each crystal grain. The aspect ratio of each crystal grain was obtained from the ratio of the major axis to the minor axis of one crystal grain. After that, the area ratio of crystal grains having an aspect of more than 3.3 was calculated, and this was defined as the area ratio of expanded grains.
  • the sum of the areas of crystal grains having an aspect ratio of 3.3 or less with respect to the entire measured area was defined as the area ratio of equiaxed grains. Also, the average value of crystal grains having an aspect ratio of 3.3 or less was defined as the average aspect ratio of equiaxed grains.
  • the average grain size of equiaxed grains was used.
  • the average value of the area ratios of the ⁇ phase and the ⁇ phase in each measurement range was calculated, and the values obtained by arithmetically averaging the respective values were evaluated as the area ratio of the ⁇ phase and the area ratio of the ⁇ phase.
  • Identification of the L section was performed by the following method. That is, in the measurement of the maximum accumulation direction of the c-axis, which will be described later, the maximum accumulation direction of the c-axis is the sheet width direction, and the direction orthogonal to the sheet width direction is the rolling direction.
  • the average sheet thickness dave of each titanium alloy cold-rolled sheet was measured by the following method. For each titanium alloy cold-rolled sheet manufactured, the thickness of each position is measured by X-ray and micrometer at the position of 1/4 of the length in the width direction from the center position in the width direction and both ends in the width direction. Alternatively, using a vernier caliper, measurements were taken at five or more locations at intervals of 1 m or more in the longitudinal direction, and the average value of the measured plate thicknesses was taken as the average plate thickness dave.
  • Table 4 shows the above evaluation results.
  • " ⁇ 2" shown in Table 4 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 formed between the direction of the peak of the degree of accumulation calculated by the texture analysis (maximum accumulation direction) and the plate thickness direction when the half width is 5°.
  • the value described in the column of "anisotropy” shown in Table 4 is (0.2% yield strength in the sheet width direction at 25°C (room temperature))/(0.2% in the rolling direction at 25°C (room temperature)). 2% proof stress).
  • Inventive Examples 13 to 31 have the following chemical compositions: Al: 4.5% or more and 6.6% or less; Fe: 0.3% or more and 2.3% or less; Cu: 0.2% or more; 0% or less Si: 0.05% or more and 0.50% or less C: 0% or more and less than 0.080% N: 0% or more and 0.050% or less O: 0% or more 0.05% or less 25% 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%, and the balance is Ti and impurities, and A titanium alloy cold-rolled sheet manufactured using steel grades A to F, J, and K satisfying 35 ⁇ 5 x Al + 5 x Cu + 10 x Fe + 20 x Si ⁇ 60, and has a 0.2% yield strength in the rolling direction at 300 ° C. was 520 MPa or more.
  • Inventive Examples 13 to 26, 29, and 30 had ⁇ 2 of less than 75°, and were less anisotropic than
  • Comparative Example 2 is a titanium alloy cold-rolled sheet produced using steel type G that does not contain Cu and Si and does not satisfy 35.0 ⁇ 5 ⁇ Al+5 ⁇ Cu+10 ⁇ Fe+20 ⁇ Si ⁇ 60.0. Since these elements did not improve the tensile strength in the intermediate temperature range, the 0.2% proof stress in the rolling direction at 300°C was less than 520 MPa.
  • Comparative Example 3 is a titanium alloy cold-rolled sheet produced using steel type H, which has an excessively low Al content and does not satisfy 35.0 ⁇ 5 ⁇ Al+5 ⁇ Cu+10 ⁇ Fe+20 ⁇ Si ⁇ 60.0.
  • Comparative Example 4 is a titanium alloy chiller produced using steel type L which has excessive Al and Si contents and does not satisfy 35.0 ⁇ 5 ⁇ Al+5 ⁇ Cu+10 ⁇ Fe+20 ⁇ Si ⁇ 60.0. It was a rolled sheet, and the titanium material after hot rolling became too hard, and cracks occurred during cold rolling. In Comparative Example 5, since the O content was excessive and workability was lowered, cracks occurred during cold rolling.

Abstract

このチタン合金板は、質量％で、Ａｌ：４．５％以上、６．６％以下、Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下、Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．２５％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、及び、残部：Ｔｉ及び不純物、からなる化学組成を有し、下記（１）式を満足する。　３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０　…（１）式　上記（１）式中に示された元素は、それぞれ、単位質量％での各元素の含有量を示す。

Description

チタン合金板
　本発明は、チタン合金板に関する。
　航空機分野では、機体軽量化、燃費向上の観点からチタンが多く用いられており、その中でも高強度が必要な部材には汎用のα＋β型チタン合金であるＴｉ－６Ａｌ－４Ｖ（６４合金）が多く用いられる。
　しかしながら、６４合金のような高強度のα＋β型チタン合金は冷延性に乏しいことから、通常、α＋β型チタン合金の薄板を製造する場合は、比較的厚い鉄板で素材を覆い、素材を保温しながら熱延するパック圧延法が用いられる。さらに、チタン合金をβ域又はβ相割合の高いα＋β域の温度で一方向に高速の熱延を行うと、β相からα相への変態時に、バリアント選択により板幅方向に稠密六方構造（ｈｃｐ）のｃ軸が配向した集合組織（Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ）が形成される。この場合、板の長手方向と幅方向の機械的特性が大きく異なる異方性がチタン合金板に生じる。そのため、上記の板面内の異方性の小さい薄板が求められる場合は、チタン素材をクロス圧延やα＋β域の温度で低速圧延する必要があり、コスト増の要因となっている。
　また、チタンでは冷間圧延を施すと、板厚方向にｈｃｐのｃ軸が配向した集合組織（Ｂ－ｔｅｘｔｕｒｅ）が形成され、板面内の異方性が小さくなる。特にＡｌを含有するチタン合金では双晶変形が生じ難いことから、より強い集合組織を形成し易い。一方で、上記の集合組織を形成すると冷延性が低下する。そのため、チタン合金の薄板を製造するには圧下率が小さい冷延と焼鈍を複数回繰り返す必要があり、コスト増の要因となる。加えて、冷延率の低下に伴い集合組織の改善が難しくなり、板面内の異方性が残存する。
　上記のような課題を解決するために、一方向圧延が可能なチタン合金の開発が進められている。
　特許文献１には、所定の化学組成を有し、鋳造ままの状態で引張強さが８９０ＭＰａ以上であり、融点が１６５０℃以下である鋳造用α＋β型チタン合金が開示されている。
　特許文献２には、１．４％以上２．１％未満のＦｅ、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、残部チタン及び不純物からなるα＋β型チタン合金線材が開示されている。
　特許文献３には、０．５％以上１．４％未満のＦｅ、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、残部チタン及び不純物からなるα＋β型チタン合金棒材が開示されている。
　特許文献４には、重量％で、Ａｌ：２．５～３．５％、Ｖ：２．０～３．０％、残部Ｔｉ及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５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、と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６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及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７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及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８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及びＮを含有し、残部がＴｉ及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９には、重量％で、Ａｌ：１０％以下、Ｓｎ：１５％以下、Ｚｒ：１５％以下のうちの１種又は２種以上を含み、さらにＧａ：０．０１～１５％を含み、残部Ｔｉ及び不純物よりなることを特徴とする耐熱性の優れたＴｉ合金が開示されている。
日本国特開２０１０－７１６６号公報 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 日本国特開平４－４１６３５号公報
　しかしながら、特許文献１～９に開示された技術では、航空機分野などで必要となる２００～３００℃の中温域での強度が十分でない場合や、室温での延性と両立できない場合があった。更に言えば、中温域を超える３００℃超の高温域での強度も同様である。
　本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、高強度を有するチタン合金板、特に中温域での強度に優れたチタン合金板を提供することにある。
　本発明者らは、チタン合金にＡｌを含有させることで、チタン合金の中温域以上の温度における強度（例えば、３００℃程度以上での強度）が高まることを知見した。一方で、本発明者らは、Ａｌ含有量が過剰であると、Ｔｉ３Ａｌなどの金属間化合物の析出などにより冷間加工性が著しく低くなることを知見した。本発明者らは、Ａｌ含有量を冷間加工性の著しい低下が生じない程度とし、さらに、Ｃｕ及びＳｉを活用することで、優れた冷間加工性を前提とし、チタン合金板の中温域の強度を向上させることが可能であることを見出した。
　上記知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］　本発明の一態様に係るチタン合金板は、質量％で、Ａｌ：４．５％以上、６．６％以下、Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下、Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．２５％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、及び、残部：Ｔｉ及び不純物、からなる化学組成を有し、下記（１）式を満足する。
　３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０　…（１）式
　前記（１）式中に示された元素は、それぞれ、単位質量％での各元素の含有量を示す。
［２］　上記［１］に記載のチタン合金板は、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、板幅方向のなす角が３０°以下であってもよい。
［３］　上記［１］に記載のチタン合金板は、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角が７５°未満であってもよい。
　本発明の上記態様によれば、高強度を有するチタン合金板、特に中温域での強度に優れたチタン合金板を提供することが可能となる。
本開示の第１の実施形態に係るチタン合金熱延板の板厚方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の一例である。 平均板厚の測定方法を説明するための模式図である。 本開示の第２の実施形態に係るチタン合金冷延板の板厚方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の一例である。
　以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。以下では、本開示の第１の実施形態としてチタン合金の熱延板（チタン合金熱延板）を説明し、第２の実施形態としてチタン合金の冷延板（チタン合金冷延板）を説明する。本開示において、チタン合金板はチタン合金の熱延板及び冷延板を含む。さらに、チタン合金の熱延板は熱延焼鈍板を含み、冷延板は冷延焼鈍板を含む。
＜＜第１の実施形態＞＞
＜化学組成＞
　まず、本実施形態に係るチタン合金熱延板が含有する化学成分を説明する。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。
　本実施形態に係るチタン合金熱延板は、質量％で、Ａｌ：４．５％以上、６．６％以下、Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下、Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．２５％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、及び、残部：Ｔｉ及び不純物、からなる化学組成を有する。
［Ａｌ：４．５％以上、６．６％以下］
　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及び中温域での引張強度が大きくなる。中温域での引張強度を大きくするため、Ａｌ含有量は４．５％以上とする。Ａｌ含有量は、４．５％超、４．６％以上であってもよい。一方、Ａｌ含有量が６．６％超であると、中温域での引張強度は大きくなるが、冷延性が著しく低下するとともに、凝固偏析などによってα相を過度に固溶強化して局所的に硬い領域が生成し、衝撃靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は６．６％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは、６．５％以下であり、より好ましくは６．４％以下である。
［Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下］
　Ｆｅは、β安定化元素であり、固溶強化能の高い元素である。そのため、Ｆｅ含有量を増やすと室温での引張強度及び中温域での引張強度が大きくなる。また、β相は、室温での加工性に優れる相である。また、Ｆｅ含有量が少ない場合、熱間圧延でＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが形成しづらい。よって、Ｆｅ含有量は０．３％以上とする。Ｆｅ含有量は、０．４％超、０．５％以上であってもよい。一方、Ｆｅは非常に凝固偏析し易い元素であるため、Ｆｅ含有量が多過ぎると、チタン合金板内の位置によって性能のばらつきが大きくなり、その位置によっては疲労強度が低下した部分が生じる。したがって、Ｆｅ含有量は２．３％以下とする。Ｆｅ含有量は、好ましくは２．１％以下であり、より好ましくは２．０％以下であり、更に好ましくは１．９％以下である。なお、Ｆｅは、β安定化元素の中でも安価な元素である。
［Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下］
　Ｃｕは、Ｆｅと同様にβ安定化元素であり、固溶強化能が高い元素である。また、Ｃｕは、３００℃付近の中温域での固溶強化能に優れる。更に、Ｃｕは、Ａｌとは異なり加工性を妨げないため、チタン合金熱延板の安価な製造に極めて有効な元素である。また、Ｃｕ含有量が少ない場合、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが形成しづらい。主に中温域での引張強度を得るために、Ｃｕ含有量は０．２％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３％以上である。一方、Ｃｕのα相への固溶限を大きく上回る量がチタン合金熱延板に含有すると、β相分率が高くなり、逆に３００℃での強度が低下する。また、Ｃｕ含有量が多すぎると、Ｔｉ２Ｃｕが析出し、室温での加工性を著しく低下させる場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は２．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．７％以下であり、更に好ましくは１．６％以下である。なお、Ｃｕは、Ｆｅよりも高価ではあるものの、β安定化元素の中では比較的安価である。
［Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下］
　Ｓｉはβ安定化元素であるが、α相中にも固溶し、高い固溶強化能を示す。Ｓｉは、特に、高温での固溶強化能に優れ、中温域での引張強度を向上させる。中温域での引張強度の向上効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であってもよい。また、Ｓｉは下記のＯ（酸素）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、チタン合金熱延板が適正量のＳｉ及びＯを含有することにより、高い疲労強度と引張強度を両立することができる。一方で、Ｓｉ含有量が多過ぎるとシリサイドと称する金属間化合物を形成し、疲労強度が低下する。Ｓｉ含有量が０．５０％超であると、チタン合金熱延板の製造過程で粗大なシリサイドが生成し疲労強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下である。
［Ｃ：０％以上、０．０８０％未満］
　Ｃがチタン合金熱延板に多量に含有すると、延性又は加工性が低下する場合がある。そのため、Ｃ含有量は０．０８０％未満である。Ｃ含有量は、０．０７０％以下、０．０５０％以下、又は０．０５０％未満であってもよい。一方、Ｃはチタン合金熱延板に含まれなくてもよいため、Ｃ含有量は、少ない方が好ましく、０％以上である。しかしながら、Ｃは、不可避的に混入する不純物であるため、チタン合金熱延板への含有が避けられない元素であることから、Ｃ含有量は、０％超であってもよいし、０．０００１％以上であってもよいし、０．００５％以上であってもよい。
［Ｎ：０％以上、０．０５０％以下］
　Ｎがチタン合金熱延板に多量に含有すると、延性又は加工性が低下する場合がある。そのため、Ｎ含有量は０．０５０％以下である。Ｎ含有量は、０．０４０％未満であってもよい。一方、Ｎはチタン合金熱延板に含まれなくてもよいため、Ｎ含有量は、少ない方が好ましく、０％以上である。しかしながら、Ｎは、不可避的に混入する不純物であるため、チタン合金熱延板への含有が避けられない元素であることから、Ｎ含有量は、０％超であってもよいし、０．００１％以上であってもよいし、０．００５％以上であってもよい。
［Ｏ：０％以上、０．２５％以下］
　Ｏがチタン合金熱延板に多量に含有すると、延性又は加工性が低下する場合がある。そのため、Ｏ含有量は０．２５％以下である。Ｏ含有量は、好ましくは０．２５％未満、より好ましくは０．２３％以下、更に好ましくは０．２２％以下である。一方、Ｏはチタン合金熱延板に含まれなくてもよいため、Ｏ含有量は、少ない方が好ましく、０％以上である。しかしながら、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるため、チタン合金熱延板への含有が避けられない元素であることから、Ｏ含有量は、０％超であってもよいし、０．０１％以上であってもよいし、０．０５％以上であってもよい。
［Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満］
　Ｎｉがチタン合金熱延板に多量に含有すると、平衡相である金属間化合物（Ｔｉ２Ｎｉ）が生成する場合があり、疲労強度又は室温延性の少なくともいずれかが劣化する場合がある。そのため、Ｎｉ含有量は０．１５％未満である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１４％以下である。一方、Ｎｉはチタン合金熱延板に含まれなくてもよいため、Ｎｉ含有量は、少ない方が好ましく、０％以上である。
［Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満］
　Ｃｒがチタン合金熱延板に多量に含有すると、平衡相である金属間化合物（ＴｉＣｒ２）が生成する場合があり、疲労強度又は室温延性の少なくともいずれかが劣化する場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は０．２５％未満である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２４％以下、更に好ましくは、０．２１％以下である。一方、Ｃｒはチタン合金熱延板に含まれなくてもよいため、Ｃｒ含有量は、少ない方が好ましく、０％以上である。
［Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満］
　Ｍｎがチタン合金熱延板に多量に含有すると、平衡相である金属間化合物（ＴｉＭｎ）が生成する場合があり、疲労強度又は室温延性の少なくともいずれかが劣化する場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は０．２５％未満である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２４％以下、更に好ましくは、０．２１％以下である。一方、Ｍｎはチタン合金熱延板に含まれなくてもよいため、Ｍｎ含有量は、少ない方が好ましく、０％以上である。
［３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０］
　本実施形態に係るチタン合金板は、下記（１）式を満足する。
　　３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０　…（１）式
　上記（１）式中に示す元素は、それぞれ、単位質量％での各元素の含有量を示す。
　５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉの値が３５．０以上である場合、中温域での引張強度を５２０ＭＰａ以上とすることができる。５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉの値は、より好ましくは３７．０以上、更に好ましくは３９．０以上である。一方、５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉの値が６０．０以下である場合、中温域での引張強度を５２０ＭＰａ以上としつつ、過剰に硬くなることを防止して、製造性が維持することができる。５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉの値は、より好ましくは５５．０以下、更に好ましくは５３．０以下である。
［不純物］
　本実施形態に係るチタン合金熱延板の化学組成の残部は、Ｔｉ及び不純物である。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及びスクラップ等から混入するＺｒ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ等である。不純物は、それぞれが０．１％以下であり、総量で０．５％以下であれば問題無いレベルである。また、Ｈ含有量は、１５０ｐｐｍ以下である。Ｂは、鋳塊内で粗大な析出物となる懸念がある。そのため、不純物として含有される場合でも、Ｂ含有量は極力抑制することが好ましい。本実施形態のチタン合金熱延板では、Ｂ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。
＜金属組織＞
　続いて、本実施形態に係るチタン合金熱延板の金属組織を説明する。
　本実施形態に係るチタン合金熱延板は、金属組織におけるα相の面積率が８０％以上であってもよい。
　また、本実施形態に係るチタン合金熱延板は、アスペクト比が３．３超の結晶粒である展伸粒の面積率が７０.０％以上であってもよい。以下に詳細に説明する。
［ミクロ組織］
（α相の面積率が８０．０％以上）
　β相はヤング率が低いためにβ相率が高いとヤング率が低下する。また、α相率が小さいと冷延性が低下する場合がある。そのため、α相率が高い方が好ましく、α相の面積率が８０.０％以上であることが好ましい。α相の面積率は、より好ましくは、８２．０％以上であり、更に好ましくは８５．０％以上である。
　β相は、結晶粒成長を抑制するので、面積率で、１.０％以上含まれることが好ましい。β相の面積率は、より好ましくは２.０％以上である。このβ相の面積率は室温での値である。また、これをチタン合金熱延板のα相の面積率で表すと、α相の上限は実質的に９９．０％であり、好ましくは９８．０％である。測定方法については後に詳細に述べる。なお、α相とβ相以外にシリサイドが存在する場合があるが、存在してもその面積率は０．５％未満であり、微細であることから特性に大きな影響を及ぼさない。また、後述の測定方法によって得られた面積率はその体積率と実質的に同一である。
　ミクロ組織の観察は、板幅方向中央位置で、チタン合金熱延板を板の圧延方向（ＲＤ）と板厚方向（ＮＤ）が含まれる断面（Ｌ断面）を鏡面研磨後、硝ふっ酸溶液を用いて腐食し、光学顕微鏡を用いて、材料全体での平均的な値を得るため、板厚全部が入る５０～１００倍で１０視野観察する。
　チタン合金熱延板における板の圧延方向（ＲＤ）と板厚方向（ＮＤ）が含まれる断面（Ｌ断面）の特定は、以下の方法で行う。すなわち、チタンにおいて、一方向で圧延した際に形成する集合組織はｈｃｐのｃ軸が圧延幅方向（板幅方向）に傾いた位置に集積する。したがって、ｃ軸の最大集積方向が板幅方向であり、板幅方向に直交する方向を圧延方向と定義する。
　α相とβ相の面積率は、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）／ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）により測定する。ＥＰＭＡによるβ安定化元素の含有量（Ｆｅ及びＣｕの合計含有量）が２質量％以上である領域をβ相とし、β安定化元素が２質量％未満である領域をα相とする。Ｌ断面を鏡面研磨した後、素材の圧延方向に平行で板厚方向に平行な面（Ｌ断面）において５００μｍ×５００μｍの測定範囲を合計５か所測定する。各測定範囲における測定ステップは１μｍとする。各測定範囲におけるα相及びβ相の面積率を算出して、それぞれの値から算術平均した値をα相の面積率及びβ相の面積率として評価する。
（展伸粒の面積率が７０．０％以上）
　本実施形態に係るチタン合金熱延板のミクロ組織は、アスペクト比が３．３超の結晶粒を有する。以下では、アスペクト比が３．３超の結晶粒を展伸粒と呼称することがある。また、アスペクト比が３．３以下の結晶粒を等軸粒と呼称することがある。チタン合金をα＋β域やβ域の温度で熱間圧延を行うと、圧延方向に伸長した展伸粒が形成される。この展伸粒の面積率が７０．０％以上であれば、板端部から発生したき裂の板幅方向への進展を遅くすることができる。展伸粒の面積率は、より好ましくは、７５．０％以上、更に好ましくは８０．０％以上である。また、すべての結晶粒が展伸粒でもよく、展伸粒の面積率の上限は１００％である。
　本実施形態に係るチタン合金熱延板のミクロ組織における展伸粒以外の組織は等軸粒及び残部：析出物からなる。析出物としては、例えば、Ｔｉ２Ｃおよびシリサイド等が挙げられる。展伸粒と等軸粒の面積率を合わせると９５％以上となる。
　結晶粒のアスペクト比及び展伸粒の面積率の測定は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により行う。チタン合金板を、板幅方向（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）において圧延方向に１ｍｍ、板厚方向に全厚の領域を５００倍以上の倍率で観察し、測定ステップを０．５～１．０μｍとして電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）を行う。各結晶粒のアスペクト比は、結晶粒一つの長径と短径の比から求める。また、全測定面積に対するアスペクト比３．３超の結晶粒の面積の総和を展伸粒の面積率とする。アスペクト比は、株式会社ＴＳＬソリューションズのソフトウェアＯＩＭ　ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ（Ｖｅｒ．８．１．０）を用いて、結晶方位差が１５°以上である場合を結晶粒界とみなして結晶粒を区分する。また、上記では、板幅方向中央位置でのＬ断面を観察表面としているが、チタン合金熱延板の結晶方位は板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。
［集合組織］
　本実施形態に係るチタン合金熱延板では、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、圧延面における圧延方向に垂直な方向である圧延垂直方向（板幅方向）のなす角が４０°以下である。チタン合金では、β域又はβ相割合の高いα＋β高温域で一方向に高速の熱延を行うと、β相からα相への変態時に、バリアント選択により板幅方向に稠密六方構造（ｈｃｐ）のｃ軸が配向した集合組織（Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ）を形成する。Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが形成すると、特に板幅方向の強度とヤング率が高くなる。本実施形態に係るチタン合金熱延板は、板幅方向に高いヤング率を有するため、これを利用して、例えば、たわみにくい材料が求められるゴルフクラブのヘッドのフェース部分に用いることができる。また、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを有するチタン合金板は、冷間圧延を施しやすい。α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、板幅方向のなす角が３０°以下であれば、板幅方向におけるチタン合金熱延板の強度及びヤング率がより一層高くなる。また、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、板幅方向のなす角が３０°以下であれば、容易に冷間圧延を施すことができる。　α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、板幅方向のなす角が３０°以下であれば、板幅方向の２５℃におけるチタン合金熱延板のヤング率がより一層高くなり、板幅方向の２５℃におけるヤング率が１３０ＧＰａ以上となる。したがって、当該なす角は、好ましくは３０°以下である。当該なす角は、より好ましくは２０°以下であり、更に好ましくは１５°以下である。
　α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、板幅方向のなす角は、（０００１）極点図を用いて算出する。（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、板幅方向（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か所、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し、板厚方向からの（０００１）極点図の中心から最大集積度のピークを示す方向を最大集積方向とする。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。上記（０００１）極点図における特定の方位の集積度は、上記ソフトウェア内の理論値を用いて計算される。また、上記では、板幅方向中央位置でのＬ断面を観察表面としているが、チタン合金熱延板の結晶方位は板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熱延板の板厚方向（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、圧延方向（ＲＤ）及び板幅方向（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。本実施形態においては、板厚方向からの（０００１）極点図の中心から集積度のピークＰ１を示す方向（最大集積方向）と板幅方向とのなす角θが好ましくは３０°以下である。図１では、板厚方向からの（０００１）極点図の中心から集積度のピークＰ１を示す方向と板幅方向とは一致しているため、上記なす角θは０°である。
＜圧延方向の３００℃における０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上＞
　本実施形態に係るチタン合金熱延板は、３００℃における圧延方向の０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上であるため、高温に晒される部位にも使用することができる。本実施形態に係るチタン合金熱延板の上記耐力は、好ましくは、５３０ＭＰａ以上であり、より好ましくは５３０ＭＰａ以上である。一方で、上記耐力は、高いほど好ましいため、特段制限されないが、例えば、７５０ＭＰａ以下、７００ＭＰａ以下であってよい。
　圧延方向の３００℃における０．２％耐力は、以下の方法で測定する。すなわち、長手方向が圧延方向に対して平行であり、平行部幅が１０ｍｍ、平行部長さ及び標点間距離が３５ｍｍ、厚さが製品板全厚の引張試験片を採取する。ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．３％／ｍｉｎ、その後破断までを７．５％／ｍｉｎとして、上記引張試験片を引張試験に供する。試験雰囲気は、３００℃の大気中で行い、引張試験片が十分に試験温度に達するように、試験雰囲気中に１０分間保持した後、引張試験を行う。
＜圧延方向の２５℃における０．２％耐力が８００ＭＰａ以上＞
　本実施形態に係るチタン合金熱延板は、圧延方向の２５℃における０．２％耐力が８００ＭＰａ以上である。そのため、室温近傍で高強度を要求される。本実施形態に係るチタン合金熱延板の上記耐力は、好ましくは、８２５ＭＰａ以上である。一方で、上記耐力は、高いほど好ましいため、特段制限されないが、例えば、１０５０ＭＰａ以下であってよい。
＜板幅方向の２５℃におけるヤング率が１３０ＧＰａ以上＞
　本実施形態に係るチタン合金熱延板は、板幅方向の２５℃におけるヤング率が１３０ＧＰａ以上であるため、例えば、高ヤング率が要求される用途（ゴルフクラブなど）などでことができる。本実施形態に係るチタン合金熱延板の板幅方向の２５℃におけるヤング率は、好ましくは、１３５ＧＰａ以上である。一方で、板幅方向の２５℃におけるヤング率は、高いほど好ましいため、特段制限されないが、例えば、１５５ＧＰａ以下、１５０ＧＰａ以下であってよい。
　板幅方向の２５℃におけるヤング率は、以下の方法で測定することができる。すなわち、引張方向が、チタン合金薄板の板幅方向になるようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定される１３Ｂ号引張試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ、標点間距離５０ｍｍ）を作製し、歪ゲージを張り付けてひずみ速度１０．０％／ｍｉｎで、１００ＭＰａから０．２％耐力の半分までの応力範囲で負荷－除荷を５回繰り返し、その傾きを求め、最大値と最小値を除いた３回の平均値を板幅方向の２５℃におけるヤング率とする。
＜平均板厚：２．０ｍｍ以上、６．０ｍｍ以下＞
　本実施形態に係るチタン合金熱延板の平均板厚は、特段制限されないが、製造上、実質的には、２．０ｍｍ以上、６．０ｍｍ以下である。
　ここで、図２を参照して、平均板厚の測定方法を説明する。図２は、平均板厚の測定方法を説明するための模式図である。短手方向中央位置及び短手方向の両端からそれぞれ短手方向の長さの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、又はノギスを用いて、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。
　ここまで、本実施形態に係るチタン合金熱延板を説明した。
＜チタン合金熱延板の製造方法＞
　本実施形態に係るチタン合金熱延板は、上述した化学組成を有し、前記（１）式を満足するものである。そのため、本実施形態に係るチタン合金熱延板の製造方法は特段制限されない。しかしながら、例えば、チタン合金熱延板の素材（チタン素材）となるチタン合金スラブを製造するスラブ製造工程と、チタン合金スラブを加熱する加熱工程と、加熱工程後のチタン合金スラブを熱間圧延する熱間圧延工程と、必要に応じて、熱間圧延工程後のチタン素材を調質圧延又は引張矯正する調質圧延・引張矯正工程とを実施してチタン合金熱延板を製造することができる。この製造方法を採用することで、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、板幅方向のなす角が３０°以下であるチタン合金熱延板とすることができる。以下に、本実施形態に係るチタン合金熱延板の製造方法の一例として、スラブ製造工程、加熱工程、熱間圧延工程、及び調質圧延・引張矯正工程を有するチタン合金熱延板の製造方法の各工程について説明する。ただし、上述したとおり、本実施形態に係るチタン合金熱延板の製造方法は特に限定されない。上述の要件を満たすチタン合金熱延板は、その製造方法に関わらず、本実施形態に係るチタン合金熱延板とみなされる。以下に説明する製造方法は好適な一例にすぎず、本実施形態に係るチタン合金熱延板を限定するものではない。
（スラブ製造工程）
　スラブ製造工程では、チタン合金スラブを製造する。素材としては、上述した化学組成を有し、公知の方法により製造された素材を用いることができる。チタン合金スラブの製造方法は、特段制限されず、例えば、以下の手順で製造することができる。例えば、スポンジチタンから真空アーク溶解法や電子ビーム溶解法又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。又は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：４．５％以上、６．６％以下、Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下、Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．２５％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、及び、残部：Ｔｉ及び不純物、からなる化学組成を有する。
（加熱工程）
　本工程では、チタン合金スラブをβ変態点Ｔβ℃以上（Ｔβ＋１５０℃）以下の温度に加熱する。加熱温度をＴβ℃以上とすることで、β相の割合が高い状態で圧下が行われ、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが発達する。また、加熱温度が（Ｔβ＋１５０℃）以下であると、圧延中のβ相の再結晶が抑制され、β相からα相への相変態時にバリアント選択が生じやすくなり、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが発達し易くなる。また、加熱温度が（Ｔβ＋１５０℃）以下であると、チタン合金スラブ表面の酸化が過剰になることが抑制され、熱間圧延後の熱延板表面への、ヘゲやキズの発生が抑制される。
　ここでいうチタン合金スラブの温度は、表面温度であり、放射温度計で測定する。放射温度計の放射率には、加熱炉から出てきた直後のスラブに対して、接触式の熱電対を用いて測定した温度と一致するように校正した値を用いる。
　なお、本明細書において、β変態点Ｔβは、チタン合金をβ相単相域から冷却した際にα相が生成し始める境界温度を意味する。Ｔβは、状態図から取得することができる。状態図は、例えばＣＡＬＰＨＡＤ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ｃｏｕｐｌｉｎｇ　ｏｆ　Ｐｈａｓｅ　Ｄｉａｇｒａｍｓ　ａｎｄ　Ｔｈｅｒｍｏｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）法により取得することができる。具体的には、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｔｗａｒｅ　ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ及び所定のデータベース（ＴＩ３）を用いてＣＡＬＰＨＡＤ法により、チタン合金の状態図を取得し、Ｔβを算出することができる。
（熱間圧延工程）
　チタン合金は、通常、β域又はβ相割合の高いα＋β域の高温側の温度で一方向に高速の熱延を行うと、β相からα相への変態時に、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを形成する。β域単相もしくはβ相分率が高い温度域、例えば、（Ｔβ－５０）℃以上で熱間圧延を開始することで、十分にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅを発達させることができる。チタン合金スラブの組成によりβ変態点は異なるが、例えば、９５０℃以上の温度で熱間圧延を開始する。また、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを発達させるためには、β相割合の高い温度域で高い圧下率で圧延を行い、β相の集合組織を発達させ、またβ相の再結晶を抑制することも重要である。Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを形成し、発達させるためには、チタン合金スラブを一方向に熱間圧延する熱間圧延工程を有し、当該熱間圧延工程におけるチタン合金スラブの圧下率を８０％以上とし、仕上げ温度を（Ｔβ－２５０）℃以上（Ｔβ－５０）℃以下とする。これにより、スラブが熱間圧延されて得られたチタン合金熱延板にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが形成される。Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅは、冷間圧延性に優れかつ板幅方向の高強度化や高ヤング率化に有効である。
　仕上げ温度を（Ｔβ－２５０）℃以上とすることで、β相の割合が高い状態で圧下が行われることになり、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが発達し易い。さらに、仕上げ温度を（Ｔβ－２５０）℃以上とすることで、急激な熱間変形抵抗の上昇が抑制され、熱間加工性が維持される。これにより、耳割れなどの発生が抑制され、歩留低下が抑制される。
　仕上げ温度が（Ｔβ－５０）℃以下であると、熱間圧延中のβ相の再結晶が抑制され、β相からα相への相変態時にバリアント選択が生じ、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅは発達し易くなる。
　圧下率が８０％以上であると、多くの加工歪が導入され、歪が板厚全体に渡って均一に導入され、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが発達し易い。
　チタン合金熱延板の集合組織を強いＴ－ｔｅｘｔｕｒｅとし、高い板面内の異方性を確保するには、チタン合金スラブを上記加熱温度に加熱して３０分以上保持することが好ましい。チタン合金スラブが上記加熱温度で３０分以上保持されることで、チタン合金スラブの結晶相がβ単相となり、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅがより一層形成、発達し易くなる。
　また、加熱温度及び仕上げ温度は、チタン合金スラブの表面温度であり、公知の方法で測定することができる。加熱温度及び仕上げ温度は、例えば、放射温度計を用いて測定することができる。
　熱間圧延工程では、公知の連続熱間圧延設備を使用してチタン合金スラブを連続的に熱間圧延することができる。連続熱間圧延設備を使用する場合、チタン合金スラブは、熱間圧延された後に巻取機で巻き取られ、チタン合金熱延コイルとなる。
　上記の熱間圧延工程を経て得られたチタン合金熱延板は、必要に応じて、公知の方法による焼鈍、酸洗や切削による酸化物スケール等の除去、又は洗浄処理等が施されてもよい。
　熱間圧延工程では、最後の圧延パスの後のチタン素材に最終焼鈍処理を施してもよい。最終焼鈍処理は、適宜実施されればよく、必須の処理ではない。最終焼鈍処理の処理条件は、焼鈍温度が７００℃以上９５０℃以下であり、かつ、焼鈍温度Ｔ（℃）と、焼鈍温度における保持時間ｔ（秒）とが、下記（２）式を満足する。
なお、下記（２）式の（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　…（２）式
　上記の条件で最終焼鈍処理を実施することで、再結晶が抑制されてＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが維持される。
＜＜第２の実施形態＞＞
　続いて、本発明の一実施形態に係るチタン合金冷延板について説明する。本実施形態に係るチタン合金冷延板の化学組成は、上述したチタン合金熱延板の化学組成と同様である。また、本実施形態に係るチタン合金冷延板は、上述したチタン合金冷延板と同様に、前記（１）式を満足する。そのため、ここでのチタン合金冷延板の化学組成及び前記（１）式の詳細な説明は省略する。
＜金属組織＞
［ミクロ組織］
　本実施形態に係るチタン合金冷延板の金属組織を説明する。
　本実施形態に係るチタン合金冷延板は、金属組織におけるα相の面積率が８０％以上であってもよい。
　また、本実施形態に係るチタン合金冷延板は、アスペクト比が３．３以下の結晶粒である等軸粒の面積率が５０.０％以上であってもよい。
　また、本実施形態に係るチタン合金冷延板は、アスペクト比が３．３以下の結晶粒である等軸粒を有するミクロ組織を備え、前記等軸粒の平均粒径が１．０μｍ以上、２０．０μｍ以下であり、上記ミクロ組織の面積に対するアスペクト比が３．３越である展伸粒の面積率が３０％以下であってもよい。以下に詳細に説明する。
［ミクロ組織］
（α相の面積率が８０．０％以上）
　β相はヤング率が低いため、チタン合金冷延板のβ相率が高いとヤング率が低下する。また、α相率が小さいと冷延性が低下する場合がある。そのため、α相率が高い方が好ましく、α相の面積率が８０.０％以上であることが好ましい。α相の面積率は、より好ましくは、８２．０％以上であり、更に好ましくは８５．０％以上である。
　β相は、結晶粒成長を抑制するので、面積率で、１.０％以上含まれることが好ましい。β相の面積率は、より好ましくは２.０％以上である。このβ相の面積率は室温での値である。また、これをチタン合金冷延板のα相の面積率で表すと、α相の上限は実質的に９９．０％であり、好ましくは９８．０％である。測定方法については本実施形態に係るチタン合金熱延板での測定方法と同様にして求められる。
　本実施形態に係るチタン合金冷延板は、アスペクト比が３．３以下である等軸粒を有するミクロ組織を備える。
（等軸粒の面積率が５０.０％以上）
　本実施形態に係るチタン合金冷延板では、等軸粒の面積率が５０.０％以上であることが好ましい。等軸粒の面積率が５０．０％以上であると、チタン合金冷延板が延性に優れたものとなる。また、等軸粒の面積率が５０．０％以上であると、面内異方性を小さくすることができる。等軸粒の面積率は、より好ましくは６０．０％以上、より一層好ましくは７０．０％以上である。
（展伸粒の面積率が３０．０％以下）
　本実施形態に係るチタン合金冷延板においては、展伸粒の面積率は、３０．０％以下であることが好ましい。展伸粒が形成されると、異方性の原因、熱間、冷間での成形加工性の低下、更には疲労特性の低下等の原因となることがある。チタン合金冷延板は、種々の成形加工が施されるため、チタン合金冷延板における展伸粒はできるだけ少ない方が良い。展伸粒の面積率は、より好ましくは、１５．０％以下、更に好ましくは１０．０％以下、より一層好ましくは８．０％以下である。一方、この展伸粒は、チタン合金冷延板においては無い方が良いため、展伸粒の面積率の下限は０％である。
　本実施形態に係るチタン合金冷延板のミクロ組織における等軸粒以外の組織は展伸粒及び残部：析出物からなる。析出物としては、例えば、Ｔｉ２Ｃおよびシリサイド等が挙げられる。等軸粒と展伸粒の面積率を合わせると９５％以上となる。
（等軸粒の平均アスペクト比）
　結晶粒の平均アスペクト比が大きいと、チタン合金冷延板の板面内に強度の異方性が生じるため、等軸粒の平均アスペクト比は小さい方が好ましく、等軸粒の平均アスペクト比は、２．５以下であることが好ましい。より好ましくは２．０以下である。
　展伸粒及び等軸粒の面積率並びに等軸粒の平均アスペクト比は、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）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。各結晶粒のアスペクト比は、結晶粒一つの長径と短径の比から求める。その後、アスペクトが３．３超の結晶粒の面積率を算出し、これを展伸粒の面積率とする。また、全測定面積に対するアスペクト比３．３以下の結晶粒の面積の総和を等軸粒の面積率とする。なお、上記では、板幅方向中央位置でのＬ断面を基に展伸粒及び等軸粒の面積率並びに等軸粒の平均アスペクト比を算出しているが、展伸粒及び等軸粒は板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断面を基に展伸粒及び等軸粒の面積率並びに等軸粒の平均アスペクト比を算出してもよい。
　アスペクト比が３．３以下の各結晶粒のアスペクト比から算術平均した値をここで言う等軸粒の平均アスペクト比とする。
（等軸粒の平均粒径が１．０μｍ以上、２０．０μｍ以下）
　本実施形態に係るチタン合金冷延板では、等軸粒の平均粒径が１．０μｍ以上、２０．０μｍ以下である。チタン合金で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。等軸粒の平均粒径が２０．０μｍ以下であると、超塑性特性が向上し、加工性が向上する。成形性や超塑性の観点から、等軸粒の平均粒径は１８．０μｍ以下であることがより好ましい。等軸粒の平均粒径は、さらに好ましくは１５．０μｍ以下である。一方、１．０μｍ未満の超微細粒となると、結晶粒微細効果により強度が高くなりすぎ、延性が著しく低下する。特に冷間（室温）での成形性が低下する。そのため、成形性の観点からは、等軸粒の平均粒径は、１．０μｍ以上であることがより好ましい。
　等軸粒の平均粒径は、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粒の平均結晶粒径とする。
［集合組織］
　本実施形態に係るチタン合金冷延板では、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角が８５°未満である。上記なす角が７５°未満であれば、強度の異方性が小さくなる。その結果、高い加工性を確保することが可能となり、チタン合金冷延板に加工を施した際に、寸法精度を向上させることが可能となる。言い換えると、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角が７５°未満であると、材料設計を容易にすることができる。したがって、上記なす角は、７５°未満であることが好ましい。α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角は、より好ましくは７０°以下、さらに好ましくは６５°以下、より一層好ましくは、６０°以下である。α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角の下限値は、特段に制限されず、０°であってよい。チタン合金冷延板を一方向圧延で製造した場合は、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角は、例えば、２０°以上である。
　α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角は、（０００１）極点図を用いて算出する。（０００１）極点図は、第１の実施形態における方法と同様の方法で作図する。（０００１）極点図におけるα相を構成する稠密六方構造のｃ軸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。図３は、本実施形態に係るチタン合金冷延板の板厚方向（ＮＤ）からの（０００１）極点図の一例である。
＜圧延方向の３００℃における０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上＞
　チタン合金冷延板は工業用純チタンよりも高い強度が必要とされる用途に用いられることが多い。室温での高い引張強度が求められる場合、α＋β型チタン合金であるＴｉ－６Ａｌ－４Ｖが用いられることが多い。特に、航空機分野などにおいて、エンジンに近い部位にチタン合金が用いられる場合は、２００～３００℃に晒される場合があるため、上記温度に近い温度での強度が要求される。３００℃における圧延方向の０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上であれば、上記のような高温に晒される部位にも使用することができる。本開示に係るチタン合金冷延板では、その３００℃における圧延方向の０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上となる。本実施形態に係るチタン合金冷延板の上記耐力は、好ましくは、５３０ＭＰａ以上であり、より好ましくは５４０ＭＰａ以上である。一方で、上記耐力は、高いほど好ましいため、特段制限されず、例えば、７５０ＭＰａ以下であってよい。
＜圧延方向の２５℃における０．２％耐力が８００ＭＰａ以上＞
　本実施形態に係るチタン合金熱延板は、圧延方向の２５℃における０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であるため、室温近傍で高強度を要求されたり、下記の３００℃までの温度変化を生じる部位に使用することができる。本実施形態に係るチタン合金熱延板の上記耐力は、好ましくは、８２５ＭＰａ以上である。一方で、上記耐力は、高いほど好ましいため、特段制限されないが、例えば、１０５０ＭＰａ以下であってよい。
＜異方性　１．００以上１．１６未満＞
　本実施形態に係るチタン合金冷延板は、異方性（板幅方向の０．２％耐力/圧延方向の０．２％耐力）が１．００以上１．１６未満である。そのため、異方性が小さく、等方的な特性が要求されやすい航空機用途へ適用することができる。異方性は、１．１６未満、好ましくは１．１５以下であってよい。一方で、本実施形態に係るチタン合金冷延板の異方性は、低いほど好ましいため、下限は１．００に近いほど好ましいが、１．０３以上、１．０５以上であっても良い。
　異方性は以下の測定方法から求める。
　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、圧延方向の０．２％耐力及び板幅方向の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。
＜平均板厚：３．０ｍｍ以下＞
　本実施形態に係るチタン合金冷延板の平均板厚は、特段制限されないが、例えば、３．０ｍｍ以下とすることができる。通常、パック圧延法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。そのため、パック圧延法で高強度材を熱間圧延する場合、冷間圧延で得られる板厚程度に薄くすることが難しい。高強度のチタン合金の熱間圧延では３．０ｍｍ程度が板厚の限界である。一方、冷間圧延では、板厚をより薄くすることが可能である。したがって、本実施形態に係るチタン合金冷延板の平均板厚は、例えば、３．０ｍｍ以下とすることができる。本実施形態に係るチタン合金冷延板の平均板厚は、好ましくは２．０ｍｍ以下である。一方、板厚の下限は、特段制限されないが、高強度のチタン合金では、現実的に０．１ｍｍ程度が限界である。したがって、本実施形態に係るチタン合金冷延板の平均板厚は、例えば、０．１ｍｍ以上である。
　チタン合金冷延板の平均板厚は、チタン合金熱延板の平均板厚の測定方法と同様の方法で測定する。
＜板厚寸法のばらつき：平均板厚に対して５．０％以下＞
　本実施形態に係るチタン合金冷延板の板厚寸法のばらつきは、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、チタン合金の薄板を製造するが、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、均一な板厚とすることが難しい。しかしながら、本実施形態に係るチタン合金冷延板は、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冷延板とすることができる。本実施形態に係るチタン合金冷延板の板厚寸法のばらつきは、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。当然ながら、板厚寸法のばらつきは、小さい方が好ましいため、平均板厚に対して０％であることが最も好ましい。
　板厚寸法のばらつきは、以下の方法で測定する。短手方向中央位置及び短手方向の両端からそれぞれ短手方向の長さの１／４の距離の位置について、各位置の板厚をＸ線、マイクロメーター又はノギスを用いて、長手方向に１ｍ以上の間隔を空けて５か所又は１０か所測定する。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（３）式により算出されたａ’の最大値を板厚寸法のばらつきａとする。
　　　ａ’＝（ｄ－ｄａｖｅ）／ｄａｖｅ×１００　…（３）式
＜チタン合金冷延板の製造方法＞
　本実施形態に係るチタン合金冷延板は、上述した化学組成を有し、前記（１）式を満足するものである。そのため、本実施形態に係るチタン合金冷延板の製造方法は特段制限されない。しかしながら、例えば、熱間圧延工程後のチタン材に対して、一回当たりの冷延率を３０％以上、かつ、合計の冷延率が６０％以上として一方向に冷間圧延する冷間圧延工程を実施してチタン合金冷延板を製造することができる。この製造方法を採用することで、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角が７５°未満であるチタン合金冷延板とすることができる。以下に、本実施形態に係るチタン合金冷延板の製造方法の一例としての上記冷間圧延工程について説明する。
　ただし、上述したとおり、本実施形態に係るチタン合金冷延板の製造方法は特に限定されない。上述の要件を満たすチタン合金冷延板は、その製造方法に関わらず、本実施形態に係るチタン合金冷延板とみなされる。以下に説明する製造方法は好適な一例にすぎず、本実施形態に係るチタン合金冷延板を限定するものではない。
［冷間圧延工程］
　チタンは、冷間圧延とその後の熱処理時の再結晶により、ｈｃｐのｃ軸が板厚方向（ＮＤ）へ変化する。しかしながら、圧延率が小さすぎる場合や、下記の中間焼鈍又は最終焼鈍での再結晶が不十分である場合、結晶方位が殆ど変化せず、異方性が改善されない場合がある。特に、圧延方向が一方向である一方向冷延の場合は、クロス圧延を施さないため、異方性をできるだけ小さくするためには、冷延率を高めることが重要である。そのため、本実施形態に係るチタン合金冷延板の製造方法では、一回当たりの冷延率を３０％以上、かつ、合計の冷延率が６０％以上にすることが好ましい。より好ましくは、合計の冷延率は７０％以上である。なお、ここでいう一回当たりの冷延率とは、初期（冷間圧延開始時）から中間焼鈍までの間の冷間圧延の冷延率、中間焼鈍から冷間圧延終了時までの間の冷間圧延の冷延率、及び、中間焼鈍を複数回実施する場合は、各中間焼鈍の間の冷間圧延の冷延率の合計値を示しており、この間の１パスあたりの冷延率についてはどのような割合で行ってもよい。また、本工程では、チタン材を一方向に冷間圧延する。
　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）
　異方性を低減させるためには、再結晶が生じるように中間焼鈍及び最終焼鈍を行うことが重要である。また、ミクロ組織における展伸粒を低減するためにも、中間焼鈍時での再結晶が重要となる。一方で、β域の温度に加熱をするとβ相からα相への変態が生じ、金属組織が針状の組織となる。また、β変態点直下でもバイモーダル組織（等軸粒と針状組織の混在組織）となる。このような組織では、低圧下率での内部割れや耳割れの原因となる。さらに、組織が粗大化しチタン合金板で求められる超塑性特性も発現し難くなる。再結晶の発生の有無は、焼鈍温度と焼鈍時間で決まる。本実施形態に係るチタン合金冷延板を製造するには、例えば、中間焼鈍における焼鈍温度Ｔ（℃）は６００℃以上、Ｔβ－５０℃以下であり、焼鈍温度Ｔ（℃）と焼鈍時間ｔ（秒）と下記（４）式を満足するように実施する。
　２２０００≦（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）≦２７０００　…（４）式
　ここで、Ｔβは、β変態点（℃）である。
（最終焼鈍）
　最終焼鈍は、最後の冷間圧延パスの後のチタン材に焼鈍処理を施す処理である。最終焼鈍における焼鈍条件は特段制限されないが、強度の異方性を低減し、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（４）式を満足することが好ましい。
　上記の条件で中間焼鈍及び最終焼鈍を実施することで、未結晶粒が再結晶してα相のｃ軸が板厚方向（ＮＤ）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展伸粒が消滅する。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、等軸粒と針状組織が混在したバイモーダル組織となる。針状組織及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、針状組織又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。中間焼鈍及び最終焼鈍において、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（４）式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展伸粒をより一層低減することが可能となる。さらに、中間焼鈍工程及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（４）式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、微細な等軸粒が増加し、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。
　［調質圧延・引張矯正工程］
　冷間圧延工程後のチタン合金冷延板は、必要に応じて、機械的特性を調整するための調質圧延又は形状を矯正するための引張矯正が施されることが好ましい。調質圧延における圧下率は１０％以下が好ましく、引張矯正におけるチタン合金冷延板の伸び率は５％以下であることが好ましい。一方で、調質圧延や引張矯正が過剰であると、チタン材の伸びが顕著になり、成形し難くなることがある。なお、調質圧延及び引張矯正は、必要がない場合は実施しなくてもよい。以上、本実施形態に係るチタン合金冷延板の製造方法について説明した。
　本実施形態に係るチタン合金板は、熱間圧延又は冷間圧延により製造される。本実施形態において、熱間圧延により製造されたチタン合金板の金属組織と、冷間圧延により製造されたチタン合金板の金属組織とは、互いに異なるが、いずれも中温域での引張強度が５２０ＭＰａ以上である。
　本開示に係るチタン合金板は、質量％で、Ａｌ：４．５％以上、６．６％以下、Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下、Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．２５％以下、及び、残部：Ｔｉ及び不純物、からなる化学組成を有し、前記（１）式を満足する。そのため、圧延方向の３００℃における０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上であり、上述したとおり、チタン合金熱延板及びチタン合金冷延板のいずれであっても、中温域での引張強度に優れたものである。
　本開示に係るチタン合金板の、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、板幅方向のなす角が３０°以下であると、板幅方向の２５℃におけるチタン合金熱延板のヤング率がより一層高くなり、板幅方向の２５℃におけるヤング率が１３０ＧＰａ以上とすることができる。
　また、本開示に係るチタン合金板の、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角が７５°未満であると、板面内における強度の異方性が小さくすることができる。
　以下に、実施例を示しながら、本発明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、本発明のあくまでも一例であって、本発明が、下記の例に限定されるものではない。
（実施例１）
　真空アーク溶解、電子ビーム溶解、又はプラズマ溶解のいずれかにて表１に示す化学成分を有するチタン合金インゴットを製造した後、分塊圧延又は鍛造により厚さ２００ｍｍ×幅１０００ｍｍ×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、表２に示す条件で熱間圧延を施して表２に記載の板厚とし、その後、表２に記載の熱処理、ショットブラスト及び酸洗を施して熱延板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
［化学組成］
　チタン合金冷延板の化学組成について、Ａｌ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｎをＩＣＰ発光分光分析により測定した。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。Ｏ及び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。また、表１中の「－」は、意図的に添加していないことを示す。なお、表１に記載の元素以外は、Ｔｉ及び不純物である。
［ｃ軸の最大集積方向］
　各チタン合金冷延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、各試料の板幅方向（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ｃ軸の最大集積方向は、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（ＯＩＭ　ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ（Ｖｅｒ．８．１．０））を用いて球面調和関数法を用いた逆極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出した。Ｔｅｘｔｕｒｅ解析において、展開指数は１６とし、ガウス半値幅は５°とした。
［展伸粒の面積率］
　アスペクト比及び展伸粒の面積率の測定は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法により行った。チタン合金板を、板幅方向（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）において圧延方向に１ｍｍ、板厚方向に全厚の領域を５００倍以上の倍率で観察し、測定ステップを０．５～１．０μｍとして電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）を行った。各結晶粒のアスペクト比は、結晶粒一つの長径と短径の比から求めた。また、全測定面積に対するアスペクト比３．３超の結晶粒の面積の総和を展伸粒の面積率とした。アスペクト比は、株式会社ＴＳＬソリューションズのソフトウェアＯＩＭ　ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ（Ｖｅｒ．８．１．０）を用いて、結晶方位差が１５°以上である場合を結晶粒界とみなして結晶粒を区分した。
［α相及びβ相の面積率］
　α相とβ相は、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）／ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）により測定した。ＥＰＭＡによるβ安定化元素が２質量％以上である領域をβ相とし、β安定化元素が２質量％未満である領域をα相とした。Ｌ断面を鏡面研磨した後、素材の圧延方向に平行で板厚方向に平行な面（Ｌ断面）において５００μｍ×５００μｍの測定範囲を合計５か所測定した。各測定範囲における測定ステップは１μｍとした。各測定範囲におけるα相及びβ相の面積率の平均値を算出して、それぞれの値から算術平均した値をα相の面積率及びβ相の面積率として評価した。
　Ｌ断面の特定は、以下の方法で行った。すなわち、後述するｃ軸の最大集積方向の測定において、ｃ軸の最大集積方向が板幅方向であり、板幅方向に直交する方向を圧延方向とした。
［２５℃（室温）における圧延方向の０．２％耐力］
　各チタン合金冷延板の２５℃における０．２％を以下の方法で測定した。すなわち、上記の薄板から、長手方向が圧延方向に対して平行であり、平行部幅１２．５ｍｍ、平行部長さ及び標点間距離５０ｍｍの引張試験片を採取した。ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．５％／ｍｉｎ、その後破断までを３０％／ｍｉｎとして、上記引張試験片を引張試験に供した。
［３００℃における圧延方向の０．２％耐力］
　各チタン合金冷延板の０．２％を以下の方法で測定した。すなわち、高温での引張試験は、上記の薄板から、長手方向が圧延方向に対して平行であり、平行部幅１０ｍｍ、平行部長さ及び標点間距離３５ｍｍの引張試験片を採取した。ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．３％／ｍｉｎ、その後破断までを７．５％／ｍｉｎとして、上記引張試験片を引張試験に供した。試験雰囲気は、３００℃の大気中で行い、引張試験片が十分に試験温度に達するように、試験雰囲気中に１０分間保持した後、引張試験を行った。引張強度が５２０ＭＰａ以上の場合を、中温域での引張強度に優れるとし、合格と判定した。
［板幅方向の２５℃におけるヤング率］
　板幅方向の２５℃におけるヤング率は、以下の方法で測定した。すなわち、引張方向が、チタン合金薄板の板幅方向になるようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定される１３Ｂ号引張試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ、標点間距離５０ｍｍ）を作製し、歪ゲージを張り付けてひずみ速度１０．０％／ｍｉｎで、１００ＭＰａから０．２％耐力の半分までの応力範囲で負荷－除荷を５回繰り返し、その傾きを求め、最大値と最小値を除いた３回の平均値を板幅方向の２５℃におけるヤング率とした。
［結果］
　上記の評価結果を表２に示す。なお、表２に示す「θ１」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（最大集積方向）と板幅方向とのなす角度である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明例１～１２及び比較例１のいずれについても、製造されたチタン合金熱延板の化学組成は、それぞれに用いたチタン合金インゴットの化学組成と等しかった。
　本発明例１～１２は、化学組成が、Ａｌ：４．５％以上、６．６％以下、Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下、Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．２５％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、並びに残部Ｔｉ及び不純物であり、かつ、３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０を満足する鋼種Ａ～Ｆを用いて製造したチタン合金熱延板であり、３００℃における圧延方向の０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上であった。本発明例１～１０、１２は、θ１が３０°以下であり、θ１が３０°超の本発明例１１と比較して、ヤング率が大きかった。
　一方、比較例１は、Ｃｕ、Ｓｉを含有せず、さらに３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０を満足しない鋼種Ｇを用いて製造したチタン合金熱延板であり、これらの元素による中温域での引張強度の向上効果が得られなかったため、３００℃における圧延方向の０．２％耐力が５２０ＭＰａ未満であった。
（実施例２）
　真空アーク溶解（ＶＡＲ：Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）、電子ビーム溶解（ＥＢＲ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂｅａｍ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）、又はプラズマ溶解（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インゴットを製造した後、分塊圧延又は鍛造により厚さ２００ｍｍ×幅１０００ｍｍ×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、ショットブラスト及び酸洗を施した。本発明例１３～２８及び比較例２～５では、厚さ４ｍｍの熱延板とし、本発明例２９～３１は、厚さ６ｍｍ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、１０５０～１１５０℃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。
　次に、得られた熱延板について表３に示す条件で冷間圧延工程を行った。表３中、「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３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３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-T000003
［化学組成］
　チタン合金冷延板の化学組成について、Ａｌ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｎをＩＣＰ発光分光分析により測定した。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。Ｏ及び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。また、表１中の「－」は、意図的に添加していないことを示す。なお、表１に記載の元素以外は、Ｔｉ及び不純物である。
［ｃ軸の最大集積方向］
　各チタン合金冷延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、各試料の板幅方向（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ｃ軸の最大集積方向は、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（ＯＩＭ　ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ（Ｖｅｒ．８．１．０））を用いて球面調和関数法を用いた逆極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析により算出した。Ｔｅｘｔｕｒｅ解析において、展開指数は１６とし、ガウス半値幅は５°とした。
　各冷延板の化学組成、２５℃（室温）における圧延方向の０．２％耐力、３００℃における圧延方向の０．２％耐力、α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向のなす角θ２を実施例１と同様の方法で測定した。
　結晶粒のアスペクト比及び展伸粒の面積率は、以下のようにして算出した。各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）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。各結晶粒のアスペクト比は、結晶粒一つの長径と短径の比から求めた。その後、アスペクトが３．３超の結晶粒の面積率を算出し、これを展伸粒の面積率とした。また、全測定面積に対するアスペクト比３．３以下の結晶粒の面積の総和を等軸粒の面積率とした。また、アスペクト比が３．３以下の結晶粒の平均値を等軸粒の平均アスペクト比とした。
［等軸粒の平均粒径］
　等軸粒の平均粒径は、ＥＢＳＤにより測定した等軸粒の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粒の平均結晶粒径とした。
［α相及びβ相の面積率］
　α相とβ相は、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）／ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）により測定した。ＥＰＭＡによるβ安定化元素が２質量％以上である領域をβ相とし、β安定化元素が２質量％未満である領域をα相とした。Ｌ断面を鏡面研磨した後、素材の圧延方向に平行で板厚方向に平行な面（Ｌ断面）において５００μｍ×５００μｍの測定範囲を合計５か所測定した。各測定範囲における測定ステップは１μｍとした。各測定範囲におけるα相及びβ相の面積率の平均値を算出して、それぞれの値から算術平均した値をα相の面積率及びβ相の面積率として評価した。
　Ｌ断面の特定は、以下の方法で行った。すなわち、後述するｃ軸の最大集積方向の測定において、ｃ軸の最大集積方向が板幅方向であり、板幅方向に直交する方向を圧延方向とした。
［平均板厚ｄａｖｅ］
　各チタン合金冷延板の平均板厚ｄａｖｅを以下の方法で測定した。製造された各チタン合金冷延板の短手方向中央位置及び短手方向の両端からそれぞれ短手方向の長さの１／４の距離の位置について、各位置の板厚をＸ線、マイクロメーター又はノギスを用いて、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。
［板厚寸法精度ａ］
　各チタン合金冷延板の板厚寸法精度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）
［結果］
　上記の評価結果を表４に示す。なお、表４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方向（最大集積方向）と板厚方向とのなす角度である。また、表４に示す「異方性」の欄に記載された値は、（２５℃（室温）における板幅方向の０．２％耐力）／（２５℃（室温）における圧延方向の０．２％耐力）の値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明例１３～３１及び比較例２、３のいずれについても、製造されたチタン合金冷延板の化学組成は、それぞれに用いたチタン合金インゴットの化学組成と等しかった。
　本発明例１３～３１は、化学組成が、Ａｌ：４．５％以上、６．６％以下、Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下、Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｏ：０％以上、０．２５％以下、Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、並びに残部Ｔｉ及び不純物であり、かつ、３５≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０を満足する鋼種Ａ～Ｆ、Ｊ、Ｋを用いて製造したチタン合金冷延板であり、３００℃における圧延方向の０．２％耐力が５２０ＭＰａ以上であった。本発明例１３～２６、２９、３０は、θ２が７５°未満であり、θ２が７５°以上の本発明例２７、２８、３１と比較して、異方性が小さかった。
　一方、比較例２は、Ｃｕ、Ｓｉを含有せず、さらに３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０を満足しない鋼種Ｇを用いて製造したチタン合金冷延板であり、これらの元素による中温域での引張強度の向上効果が得られなかったため、３００℃における圧延方向の０．２％耐力が５２０ＭＰａ未満であった。
　比較例３は、Ａｌ含有量が過少であり、さらに３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０を満足しない鋼種Ｈを用いて製造したチタン合金冷延板であり、これらの元素による中温域での引張強度の向上効果が得られなかったため、３００℃における圧延方向の０．２％耐力が５２０ＭＰａ未満であった。
　比較例４は、Ａｌ含有量及びＳｉ含有量が過剰であり、さらに３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０を満足しない鋼種Ｌを用いて製造したチタン合金冷延板であり、熱間圧延後のチタン材が硬くなりすぎ、冷間圧延時に割れが発生した。
　比較例５は、Ｏ含有量が過剰であり、加工性が低下したため、冷間圧延時に割れが発生した。
　以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明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、各種の変更例又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、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ａｌ：４．５％以上、６．６％以下、
    Ｆｅ：０．３％以上、２．３％以下、
    Ｃｕ：０．２％以上、２．０％以下、
    Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、
    Ｃ：０％以上、０．０８０％未満、
    Ｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｏ：０％以上、０．２５％以下、
    Ｎｉ：０％以上、０．１５％未満、
    Ｃｒ：０％以上、０．２５％未満、
    Ｍｎ：０％以上、０．２５％未満、及び、
    残部：Ｔｉ及び不純物、
    からなる化学組成を有し、
    　下記（１）式を満足する、チタン合金板。
    　３５．０≦５×Ａｌ+５×Ｃｕ＋１０×Ｆｅ＋２０×Ｓｉ≦６０．０　…（１）式
    　前記（１）式中に示された元素は、それぞれ、単位質量％での各元素の含有量を示す。
  2. 　α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と、板幅方向のなす角が３０°以下である、請求項１に記載のチタン合金板。
  3. 　α相を構成する稠密六方構造のｃ軸の最大集積方向と板厚方向とのなす角が７５°未満である、請求項１に記載のチタン合金板。
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JP2010007166A (ja) * 2008-06-30 2010-01-14 Daido Steel Co Ltd 鋳造用α＋β型チタン合金及びこれを用いたゴルフクラブヘッド
JP2014001421A (ja) * 2012-06-18 2014-01-09 Kobe Steel Ltd 高強度かつ冷間圧延性に優れたチタン合金材

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