本發(fā)明涉及在板面內(nèi)的單向具有高強(qiáng)度、高楊氏模量，疲勞特性和/或沖擊韌性?xún)?yōu)異，并且具有良好的熱加工性的鈦合金板。

背景技術(shù)：

迄今為止，以航空器用構(gòu)件為首，大多利用高比強(qiáng)度、高耐腐蝕性等優(yōu)異的特性而使用鈦合金制品。其中，作為民用品用途，被廣泛用于汽車(chē)·摩托車(chē)用消音器材料、眼鏡框、各種運(yùn)動(dòng)用器具(高爾夫球桿桿面、釘鞋用部件、金屬球棒(pat)…)等。

作為鈦合金的缺點(diǎn)之一，可列舉出與鋼鐵材料等相比楊氏模量低。由于楊氏模量低，在作為結(jié)構(gòu)用材料、部件使用時(shí)有時(shí)容易產(chǎn)生彈性變形(剛度低)成為問(wèn)題。另外，例如作為高爾夫球桿桿面使用的情況下，由于桿面容易變彎曲，因此恢復(fù)系數(shù)容易變大，難以滿(mǎn)足恢復(fù)系數(shù)限制而成為問(wèn)題。

此時(shí)，在制品的形狀為橢圓形或矩形的板狀的情況下，可知若在短邊方向楊氏模量變高，則變得不易彎曲，作為提高板的剛度的手段是有效的。為了獲得這樣的狀態(tài)，專(zhuān)利文獻(xiàn)1中公開(kāi)了通過(guò)對(duì)α+β型鈦合金進(jìn)行單向熱軋來(lái)控制織構(gòu)，由此提高板寬方向的強(qiáng)度及楊氏模量的技術(shù)。這是通過(guò)對(duì)α+β合金在特定的條件下進(jìn)行單向熱軋，從而使鈦α相的底面在板寬方向高度地取向的稱(chēng)為transverse-texture的熱軋織構(gòu)發(fā)達(dá)，提高了在板寬方向的強(qiáng)度、楊氏模量。在這種情況下，通過(guò)將熱軋板的板寬方向設(shè)定為橢圓形或矩形的板狀制品的短邊側(cè)，從而能使板狀制品不易彎曲。

這樣，例如，對(duì)于高爾夫球桿桿面，在恢復(fù)系數(shù)限制變嚴(yán)格的環(huán)境下，如上所述，楊氏模量高的α+β型鈦合金的應(yīng)用成為主流。通過(guò)使用楊氏模量高的α+β型鈦合金，從而即使使桿面變薄，恢復(fù)系數(shù)也不易變高，與楊氏模量低的β型鈦合金相比，用于消除恢復(fù)系數(shù)限制的板厚自由度變高。另外，與β型鈦合金相比比重小，即使是相同質(zhì)量也能增大桿頭(clubhead)的容量，而且與β型合金相比，昂貴的合金元素的含量低，因此有原材料成本也低的很多優(yōu)勢(shì)。作為α+β型鈦合金，代表性的是ti-6％al-4％v，此外，例如使用了ti-5％al-1％fe、ti-4.5％al-3％v-2％fe-2％mo、ti-4.5％al-2％mo-1.6％v-0.5fe-0.3％si-0.03％c、ti-6％al-6％v-2％sn、ti-6％al-2％sn-4％zr-6％mo、ti-8％al-1％mo-1％v、ti-6％al-1％fe等。

進(jìn)而，在作為高爾夫球桿桿面的用途中，對(duì)于在桿面加工時(shí)成形加工程度小、通過(guò)形狀控制來(lái)應(yīng)對(duì)恢復(fù)系數(shù)限制的自由度少的薄板狀原材料等，理想的是在板面內(nèi)的單向具有135gpa以上的楊氏模量、1100mpa以上的拉伸強(qiáng)度。此時(shí)，對(duì)于楊氏模量，為了消除恢復(fù)系數(shù)限制，對(duì)于拉伸強(qiáng)度和延性，為了獲得良好的疲勞特性，理想的是分別滿(mǎn)足上述的值。但是，通常α+β型合金的加工性不良好，即使減少板厚，兼具優(yōu)異的疲勞特性和滿(mǎn)足恢復(fù)系數(shù)限制的高強(qiáng)度、高楊氏模量以及良好的熱加工性的合金也是有限的。另外，對(duì)于對(duì)高爾夫球桿桿面的耐久性有影響的疲勞特性和/或沖擊韌性，不能獲得高的值。即，沒(méi)有公開(kāi)兼顧高楊氏模量及高疲勞強(qiáng)度和/或沖擊韌性的鈦合金相關(guān)的技術(shù)。

另外，已知鈦合金中所含有的氧為在鑄錠的制造時(shí)容易偏析的元素，包含許多氧的鈦合金雖然是強(qiáng)度高，但在鑄錠內(nèi)濃度的不同導(dǎo)致強(qiáng)度的差異成為問(wèn)題。進(jìn)而，若過(guò)度地含有氧，則還有延性極度降低的問(wèn)題。

例如，對(duì)于作為最通用的α+β型合金的ti-6％al-4％v合金，具有足夠的強(qiáng)度、楊氏模量，作為以航空器用部件為首的結(jié)構(gòu)構(gòu)件已經(jīng)被廣泛使用。但是，該合金存在如下問(wèn)題：含有6％的在高溫下表現(xiàn)出固溶強(qiáng)化能力使熱加工時(shí)的變形阻力增大的al，熱加工性不良；另外，含有4％的昂貴的β穩(wěn)定化元素v，原材料成本較高；以及后述的由于通過(guò)o的固溶強(qiáng)化而強(qiáng)化，因此疲勞強(qiáng)度不充分。

專(zhuān)利文獻(xiàn)2中提出了具有與ti-6％al-4％v合金同樣高的比強(qiáng)度，低成本的合金。其是通過(guò)大量添加比重輕的α穩(wěn)定化元素al來(lái)謀求高比強(qiáng)度且低成本的α+β型合金。但是，該合金含有5.5～7％的al，具有難以進(jìn)行熱加工的難點(diǎn)。為了降低加工為桿面原材料的成本，期望以?xún)H通過(guò)輕的壓制成形和研磨工序就能夠加工成桿面形狀的板制品形式的供給，但在制造該合金的熱軋板時(shí)，由于高的熱變形阻力，適當(dāng)?shù)臒彳垳囟确秶?，哪怕是溫度稍微比其降低一點(diǎn)點(diǎn)，就容易產(chǎn)生裂邊，存在成品率低的問(wèn)題。另外，也存在由氧的偏析導(dǎo)致的強(qiáng)度的差異。

專(zhuān)利文獻(xiàn)3中提出了包含高強(qiáng)度·低反彈鈦合金桿面的高爾夫球桿頭。在構(gòu)成桿面的鈦合金中，限定了al及fe的含量，由此可獲得高的楊氏模量和拉伸強(qiáng)度。專(zhuān)利文獻(xiàn)3中沒(méi)有記載該合金的具體的制造方法，對(duì)于由包含權(quán)利要求書(shū)中所示的al及fe、余量為不可避免的雜質(zhì)組成的合金組成，為了獲得權(quán)利要求書(shū)中記載的拉伸強(qiáng)度1200～1600mpa，制造方法非常受限。即，在直接進(jìn)行熱軋、鍛造等熱加工、或者在熱加工或冷加工后進(jìn)行退火處理的情況下，不能得到這樣的強(qiáng)度。進(jìn)而，在對(duì)熱加工品或冷加工品進(jìn)行時(shí)效熱處理的情況下也不能得到該強(qiáng)度范圍的制品，唯一在保持冷加工達(dá)到強(qiáng)加工程度的狀態(tài)下才有可能得到。但是，若將保持冷加工的材料用于高爾夫球桿桿面，則雖然獲得高強(qiáng)度，但疲勞特性顯著降低，因此若一旦在桿面發(fā)生疲勞龜裂，則無(wú)法抑制其傳播。這樣，存在無(wú)法確保高爾夫球桿桿面所要求的優(yōu)異的疲勞特性的問(wèn)題。

專(zhuān)利文獻(xiàn)4中提出了在包含熔接部的高爾夫球桿頭熱影響部的疲勞特性高、通過(guò)熱處理能對(duì)楊氏模量及強(qiáng)度進(jìn)行調(diào)整的桿面用鈦合金板。特征在于，通過(guò)添加適當(dāng)量的al、fe、o、n來(lái)調(diào)整強(qiáng)度，使熱影響部的疲勞特性提高，并且通過(guò)控制時(shí)效強(qiáng)化熱處理等的熱處理?xiàng)l件來(lái)控制楊氏模量。但是，在專(zhuān)利文獻(xiàn)4申請(qǐng)后，趨于施行恢復(fù)系數(shù)限制、僅要求楊氏模量高的合金，對(duì)于通過(guò)專(zhuān)利文獻(xiàn)4中記載的權(quán)利要求的合金組成及制造條件制造的板制品，存在有時(shí)也得不到滿(mǎn)足恢復(fù)系數(shù)限制的高楊氏模量的問(wèn)題。另外，與專(zhuān)利文獻(xiàn)2同樣的由氧的偏析導(dǎo)致的強(qiáng)度的差異也存在。

專(zhuān)利文獻(xiàn)5中公開(kāi)了如下技術(shù)：通過(guò)對(duì)包含al、fe、o、n的鈦合金進(jìn)行單向熱軋，使上述的稱(chēng)為transverse-texture的織構(gòu)發(fā)達(dá)，抑制卷材卷取時(shí)的板斷裂發(fā)生等，使冷加工下的卷材處理性提高。這是因?yàn)?，隨著transverse-texture發(fā)達(dá)，即使產(chǎn)生作為板斷裂的起點(diǎn)的裂邊，龜裂傳播路徑也會(huì)斜行而變長(zhǎng)。但是，沒(méi)有考慮到關(guān)于高楊氏模量、高疲勞特性、強(qiáng)度的不均勻性等的技術(shù)問(wèn)題的解決。

另外，在專(zhuān)利文獻(xiàn)6中，公開(kāi)了包含al、fe、si的α+β型鈦合金，公開(kāi)了具有與以往的al-fe系鈦合金同等的疲勞強(qiáng)度和抗蠕變特性。但是，沒(méi)有考慮關(guān)于高楊氏模量、強(qiáng)度的不均勻性等技術(shù)問(wèn)題。

專(zhuān)利文獻(xiàn)7中公開(kāi)了將含有al、fe、si、o、進(jìn)而選擇性地含有mo、v的鈦合金加熱到β相變點(diǎn)溫度以上，在β相變點(diǎn)以下開(kāi)始熱軋，主要在900℃以上的溫度下進(jìn)行熱軋的α+β型鈦合金的制造方法。這樣操作制造的鈦合金能夠減少在熱軋板表面產(chǎn)生的表面瑕疵，但沒(méi)有公開(kāi)具有高楊氏模量、高強(qiáng)度、及優(yōu)異的疲勞特性、及均勻的強(qiáng)度的鈦合金相關(guān)的技術(shù)。

專(zhuān)利文獻(xiàn)8中公開(kāi)了一種添加si從而獲得斷裂韌性?xún)?yōu)異的近β型的α+β型合金及其制造方法。但是，不是通過(guò)夏氏試驗(yàn)等得到的包含在高應(yīng)變速度下的變形的沖擊韌性相關(guān)的特性，而是用斷裂韌性值對(duì)韌性進(jìn)行了評(píng)價(jià)。另外，顯微組織限定于針狀組織。

此處，斷裂韌性是指通常表現(xiàn)出在較低應(yīng)變速度的狀態(tài)下龜裂傳播的難度的材料特性，一般通過(guò)進(jìn)行斷裂韌性試驗(yàn)來(lái)評(píng)價(jià)。例如，使用非專(zhuān)利文獻(xiàn)1等所示的那樣的卸載彈性柔度法(unloadingelasticcompliancemethod)等來(lái)評(píng)價(jià)。另一方面，沖擊韌性是指表現(xiàn)出在高應(yīng)變速度的狀態(tài)下的破壞難度的特性，可以使用夏氏沖擊試驗(yàn)的吸收能量等來(lái)簡(jiǎn)單地進(jìn)行評(píng)價(jià)。由于高爾夫球桿、汽車(chē)部件等會(huì)置于高速變形的狀態(tài)，因此理想的是沖擊韌性高。

即，沒(méi)有公開(kāi)同時(shí)滿(mǎn)足高級(jí)的高爾夫球桿桿面、一部分汽車(chē)部件等所要求的高楊氏模量、高強(qiáng)度、優(yōu)異的疲勞特性及沖擊韌性的α+β型鈦合金相關(guān)的技術(shù)。另外，也沒(méi)有公開(kāi)考慮到由鑄錠內(nèi)的氧的偏析導(dǎo)致的強(qiáng)度的差異的技術(shù)。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專(zhuān)利文獻(xiàn)

專(zhuān)利文獻(xiàn)1：日本特開(kāi)2012-132057號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)2：日本特開(kāi)2004-10963號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)3：日本特開(kāi)2006-212092號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)4：日本特開(kāi)2005-220388號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)5：wo2012/115243a1

專(zhuān)利文獻(xiàn)6：日本特開(kāi)平7-62474號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)7：日本特開(kāi)2012-149283號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)8：日本特開(kāi)平11-343529號(hào)公報(bào)

非專(zhuān)利文獻(xiàn)

非專(zhuān)利文獻(xiàn)1：“材料”第25卷第276號(hào)、昭和51年9月、第91～95頁(yè)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問(wèn)題

本發(fā)明的目的在于，解決上述課題，提供在板面內(nèi)的單向具有高的楊氏模量及強(qiáng)度，并且具有高的疲勞特性和/或沖擊韌性的α+β型鈦合金。

用于解決問(wèn)題的方案

發(fā)明人等在添加使α相固溶強(qiáng)化的al、o、n、及表現(xiàn)出與o相反的偏析傾向的si的同時(shí)，考慮到si與o的平衡，選擇廉價(jià)且β穩(wěn)定化能力高的fe作為β穩(wěn)定化元素，適當(dāng)?shù)叵拗七@些元素的添加量，從而使室溫下的β相分率減少，抑制了楊氏模量降低。進(jìn)而發(fā)現(xiàn)，通過(guò)對(duì)該合金進(jìn)行單向熱軋，能夠在不借助冷加工強(qiáng)化或者時(shí)效強(qiáng)化熱處理下，在板面內(nèi)的單向兼顧高強(qiáng)度和高楊氏模量及均勻的強(qiáng)度。同時(shí)發(fā)現(xiàn)，在表現(xiàn)高強(qiáng)度的同時(shí)，疲勞特性和/或沖擊韌性也變高。由于si與o表現(xiàn)出相反的偏析傾向，因此通過(guò)對(duì)si和o進(jìn)行復(fù)合添加、適當(dāng)?shù)乜刂苨i和o的含量；以及將氧的上限設(shè)為適當(dāng)?shù)姆秶?，能夠防止伴著在單?dú)添加o時(shí)發(fā)生的o的凝固偏析的、在相當(dāng)于原來(lái)的鑄錠的top側(cè)的位置的過(guò)度的高強(qiáng)度·低延性化。另外，由于si表現(xiàn)出與o相反的偏析傾向、適當(dāng)?shù)乜刂苨i、o的含量，因此在疲勞試驗(yàn)及沖擊試驗(yàn)中具有如下特征：不容易產(chǎn)生成為破壞的起點(diǎn)、或產(chǎn)生的龜裂容易傳播的、硬度過(guò)高的部分。這樣，通過(guò)考慮均衡地添加適當(dāng)量的對(duì)疲勞特性和/或沖擊韌性沒(méi)有不良影響的程度的si及o，不僅能確保疲勞特性、沖擊韌性，而且能確保均勻的強(qiáng)度。

特別是，通過(guò)對(duì)該合金進(jìn)行單向熱軋，使鈦α相的c軸在板寬方向高度地取向的稱(chēng)作transverse-texture的織構(gòu)發(fā)達(dá)，能提高板寬方向的拉伸強(qiáng)度及楊氏模量，并且也能提高在板寬方向反復(fù)彎曲變形的情況下的疲勞特性和/或沖擊韌性。特別是發(fā)現(xiàn)了，根據(jù)前述的機(jī)理，對(duì)si、o進(jìn)行復(fù)合添加并且考慮這些元素的平衡時(shí)，其效果高。

另外，該合金比重也輕，是最適于包括高爾夫球桿桿面的廣泛用途的原材料。進(jìn)而，與以ti-6％al-4％v合金為主的其它α+β型合金相比，由于將使熱加工性降低的al的含量限制為較低，熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷低，熱軋時(shí)的損傷、裂邊不易產(chǎn)生，因此有向包括薄板在內(nèi)的、所有形狀的制品的制造性良好的優(yōu)點(diǎn)。

本發(fā)明是基于上述見(jiàn)解而作成的，其主要內(nèi)容在于以下的方案。

(1)一種熱加工性?xún)?yōu)異的α+β型鈦合金熱軋板，其中，以質(zhì)量％計(jì)al：4.7～5.5％、fe：0.5～1.4％、n：0.03％以下、通過(guò)式(1)計(jì)算的[o]eq為0.13％以上且不足0.25％、si：0.15～0.40％、si/o的比率為0.80～2.80、余量由ti及雜質(zhì)組成，將熱軋板的軋制面法線方向設(shè)為nd方向，將熱軋方向設(shè)為rd方向，將熱軋板的板寬方向設(shè)為td方向，以α相的(0001)面的法線方向?yàn)閏軸方位，將c軸方位與nd方向所成的角度設(shè)為θ，將包含c軸方位和nd方向的面與包含nd方向和td方向的面所成的角度設(shè)為φ，在由角度θ為0度以上且30度以下并且φ處于整周(-180度～180度)的晶粒產(chǎn)生的x射線的(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xnd，在由角度θ為80度以上且不足100度、φ處于±10度的晶粒產(chǎn)生的x射線的(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xtd時(shí)，xtd/xnd為4.0以上，板寬方向的楊氏模量為135gpa以上，板寬方向的拉伸強(qiáng)度為1100mpa以上。

此處，板寬方向?yàn)樵诎迕鎯?nèi)相對(duì)于熱軋方向?yàn)橹苯堑姆较颉?/p>

[o]eq＝[o]+2.77[n]…式(1)

此處，[o]為氧濃度(質(zhì)量％)，[n]為氮濃度(質(zhì)量％)。

(2)一種熱加工性?xún)?yōu)異的α+β型鈦合金熱軋板，其中，以質(zhì)量％計(jì)al：4.7～5.5％、fe：0.5～1.4％、n：0.03％以下、通過(guò)式(1)計(jì)算的[o]eq為0.13％以上且不足0.25％、si：0.2～0.40％、si/o的比率為0.80～2.80、余量由ti及雜質(zhì)組成，將熱軋板的軋制面法線方向設(shè)為nd方向，將熱軋方向設(shè)為rd方向，將熱軋板的板寬方向設(shè)為td方向，以α相的(0001)面的法線方向?yàn)閏軸方位，將c軸方位與nd方向所成的角度設(shè)為θ，將包含c軸方位和nd方向的面與包含nd方向和td方向的面所成的角度設(shè)為φ，在由角度θ為0度以上且30度以下并且φ處于整周(-180度～180度)的晶粒產(chǎn)生的x射線的(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xnd，在由角度θ為80度以上且不足100度、φ處于±10度的晶粒產(chǎn)生的x射線的(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xtd時(shí)，xtd/xnd為4.0以上，板寬方向的楊氏模量為135gpa以上，板寬方向的拉伸強(qiáng)度為1100mpa以上。

此處，板寬方向?yàn)樵诎迕鎯?nèi)相對(duì)于熱軋方向?yàn)橹苯堑姆较颉?/p>

[o]eq＝[o]+2.77[n]…式(1)

此處，[o]為氧濃度(質(zhì)量％)，[n]為氮濃度(質(zhì)量％)。

發(fā)明的效果

通過(guò)本發(fā)明，能夠提供在板寬方向具有高強(qiáng)度·延性平衡及楊氏模量，并且疲勞特性和/或沖擊韌性、且強(qiáng)度的均勻性?xún)?yōu)異的、α+β型鈦合金板。

附圖說(shuō)明

圖1為說(shuō)明晶體取向的圖。

圖2為說(shuō)明x射線極點(diǎn)圖的圖。

具體實(shí)施方式

本發(fā)明人等為了解決上述課題，詳細(xì)研究了成分元素及制造方法對(duì)鈦合金的材質(zhì)特性的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過(guò)控制fe、al、o、n、si添加量，能制造具備高強(qiáng)度·延性平衡和高楊氏模量、具有良好的熱加工性的α+β型鈦合金。特別是，通過(guò)將具有固溶在α相中而發(fā)生強(qiáng)化的作用的o和n的添加量限定為以通過(guò)式(1)計(jì)算的[o]eq計(jì)為適當(dāng)?shù)姆秶⒉⑶姨砑舆m當(dāng)量的si、以及適當(dāng)?shù)乜刂苨i與o的比，能夠確保作為高端的高爾夫球桿桿面所要求的高的均勻的強(qiáng)度和楊氏模量、及疲勞特性。進(jìn)而，對(duì)于以al為主且復(fù)合添加o、n、si而強(qiáng)化的本發(fā)明合金，在制造板制品的情況下，通過(guò)單向熱軋或冷軋，帶來(lái)材質(zhì)各向異性的織構(gòu)適當(dāng)?shù)匕l(fā)達(dá)，產(chǎn)生作為與軋制方向垂直的方向的板寬方向的楊氏模量及強(qiáng)度比軋制方向增大的材質(zhì)各向異性。進(jìn)而，還具有疲勞特性和/或沖擊韌性?xún)?yōu)異的特征。

對(duì)于高爾夫球桿桿面表面，楊氏模量和拉伸強(qiáng)度只要在高爾夫球桿桿面表面的縱向?qū)崿F(xiàn)目標(biāo)值就足夠。因此，只要在板的至少單向上實(shí)現(xiàn)所需的楊氏模量和拉伸強(qiáng)度即可。此處，對(duì)于薄板制品，通過(guò)進(jìn)行單向軋制，對(duì)于板寬方向關(guān)于楊氏模量和拉伸強(qiáng)度能實(shí)現(xiàn)目標(biāo)。即，如果以高爾夫球桿桿面表面的縱向?yàn)榍笆霭鍖挿较?，則能夠得到高爾夫球桿桿面所需的在單向(高爾夫球桿桿面表面的縱向)的高楊氏模量和拉伸強(qiáng)度。另外，也能夠提高在板寬方向進(jìn)行反復(fù)彎曲變形時(shí)的彎曲疲勞特性、在板寬方向有切口(notch)時(shí)的夏氏沖擊特性。

本發(fā)明是基于以上的見(jiàn)解而作出的。以下示出選擇本發(fā)明中示出的各種含有元素的理由和限定其含量范圍的理由。以下，只要沒(méi)有特別指定，％就意味著質(zhì)量％。

fe在β相穩(wěn)定化元素中為廉價(jià)的含有元素，具有使β相強(qiáng)化的作用。并且，由于β穩(wěn)定化能力高，因此即使為較低的含量也具有能夠使β相穩(wěn)定化的特性。為了獲得汽車(chē)部件、民用品等用途例如作為高爾夫球桿桿面所需的強(qiáng)度，必須含有0.5％以上的fe。另一方面，fe在ti中容易凝固偏析，另外，若含有大量，則與α相相比，楊氏模量低的β相的體積分率會(huì)增大，因此整體的楊氏模量將會(huì)降低，在板面內(nèi)的單向楊氏模量變得不足135gpa，從而作為高爾夫球桿桿面使用的情況下，難以消除恢復(fù)系數(shù)限制。進(jìn)而可知，由于fe含有率的上升，強(qiáng)度會(huì)上升，結(jié)果也觀察到?jīng)_擊韌性的降低?？紤]到這些影響，將fe的含量的上限設(shè)為1.4％。需要說(shuō)明的是，為了重視強(qiáng)度特性，并且確實(shí)地消除由楊氏模量降低導(dǎo)致的恢復(fù)系數(shù)限制，理想的是，作為fe添加量的下限為0.7％，作為上限為1.2％。

al是鈦α相的穩(wěn)定化元素，是具有高的固溶強(qiáng)化能力，并且廉價(jià)的含有元素。為了獲得通過(guò)與后述o、n的復(fù)合含有而能夠確保作為高級(jí)的高爾夫球桿桿面等用途的優(yōu)異的疲勞特性所需的強(qiáng)度水平的、在薄板制品的板寬方向?yàn)?100mpa以上的拉伸強(qiáng)度，將含量的下限設(shè)為4.7％。另一方面，若含有al超過(guò)5.5％，則由于熱變形阻力增大而帶來(lái)熱加工性的降低，并且由于凝固偏析等使α相過(guò)度地固溶強(qiáng)化從而在局部產(chǎn)生硬的區(qū)域，導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低，并且還導(dǎo)致沖擊韌性的降低，因此，必須使al的含量為5.5％以下。

o及n均具有在α相中發(fā)生侵入型固溶、在室溫附近的溫度下使α相固溶強(qiáng)化的作用。通過(guò)與al的復(fù)合含有，能夠達(dá)成高強(qiáng)度、進(jìn)而高楊氏模量。另一方面，由于與al不同，不會(huì)使熱變形阻力上升，因此可以通過(guò)復(fù)合含有o、n、si來(lái)抑制al含量。如專(zhuān)利文獻(xiàn)4～6中所記載，根據(jù)o和n對(duì)ti的強(qiáng)化機(jī)理的類(lèi)似性，對(duì)于o及n對(duì)室溫下的強(qiáng)度的作用，同理可以用前述式(1)中示出的[o]eq來(lái)表示。即使在含有si的情況，對(duì)于含有[o]eq不足0.13％的o、n，例如也不能穩(wěn)定地獲得作為高級(jí)的高爾夫球桿桿面表現(xiàn)充分的疲勞特性的、薄板制品中在板面內(nèi)的單向拉伸強(qiáng)度為1100mpa以上的強(qiáng)度。可知在專(zhuān)利文獻(xiàn)7中以o單獨(dú)計(jì)將0.08％設(shè)為下限并不是以獲得足夠的強(qiáng)度為目的。另外，由于復(fù)合含有si，若含有[o]eq為0.25％以上的范圍的o、n，則隨著由凝固偏析導(dǎo)致的α相的過(guò)度的固溶強(qiáng)化，會(huì)局部地產(chǎn)生硬的區(qū)域，疲勞強(qiáng)度和/或沖擊韌性會(huì)降低。因此，有必要將式(1)所示的[o]eq的下限設(shè)為0.13％以上、將上限設(shè)為不足0.25％，并且以實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度的均勻化為目的，適當(dāng)?shù)乜刂苨i/o。

對(duì)于n含量，若通過(guò)使用含有高濃度的n的海綿鈦的通常的方法含有超過(guò)0.030％的n，則稱(chēng)作ldi(低密度夾雜(lowdensityinclusion))的未熔解夾雜物容易生成，制品的成品率變低，因此將0.030％設(shè)為上限。也可以不含有n。

si為鈦β相的穩(wěn)定化元素，是也固溶于α相、具有高固溶強(qiáng)化能力、并且廉價(jià)的含有元素。通過(guò)與o、n的復(fù)合含有，例如為了獲得用于確保作為高級(jí)的高爾夫球桿桿面的疲勞特性所需的強(qiáng)度水平的、在薄板制品的板寬方向的拉伸強(qiáng)度為1100mpa以上，將含量的下限設(shè)為0.15％。優(yōu)選為0.25％以上。另外，由于si具有與o相反的偏析傾向，因此通過(guò)將適當(dāng)量的si與o復(fù)合含有，能兼顧高疲勞強(qiáng)度和高的均勻的拉伸強(qiáng)度。該點(diǎn)為si含有效果的特征。此處，在專(zhuān)利文獻(xiàn)6、7中，在與本發(fā)明類(lèi)似的組分體系中，從降低疲勞強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā)，將si含量限定為不足0.25％。但是，即使含有0.25％以上的si，如果局部不生成包含高濃度的si的偏析部、或粗大的硅化物，則也不會(huì)引起疲勞特性的降低，在o的含量高的情況下不能獲得均勻的強(qiáng)度。另外可知，若si達(dá)到0.2％以上，則沖擊韌性也提高。即，在0.2％以上的si的組成區(qū)域中，可得到更好的疲勞特性及沖擊韌性?xún)?yōu)異的特性。另一方面，若含有si超過(guò)0.40％，則在熱軋或熱鍛造中、或者冷卻中會(huì)生成粗大的硅化物，從而強(qiáng)度降低，并且容易變成疲勞破壞的起點(diǎn)，因此例如作為高爾夫球桿桿面、一部分汽車(chē)用部件等不能確保充分的疲勞特性，并且會(huì)導(dǎo)致沖擊韌性的降低。進(jìn)而，si具有使熱變形阻力增大的作用，若含有超過(guò)0.40％的si，則熱變形阻力急劇地變高，熱加工性降低。因此，必須使si的含量為0.40％以下。關(guān)于si對(duì)沖擊韌性的效果，若含量超過(guò)0.40％，則會(huì)惡化，不足0.2％時(shí)觀察不到效果。si含量為0.2～0.40％的范圍時(shí)，含量越多，越能提高沖擊韌性。

通過(guò)將si/o的比設(shè)為0.80～2.80，可實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度的均勻化。這是由于考慮到通過(guò)復(fù)合含有鑄錠中的偏析傾向相反的o和si而抑制強(qiáng)度不均的效果、并且考慮到兩元素的固溶強(qiáng)化能的比，能進(jìn)一步抑制鑄錠各部位的強(qiáng)度的不均。發(fā)明人等基于大量實(shí)驗(yàn)結(jié)果，明確了：與相同含量的si相比，o的固溶強(qiáng)化能力更大。因此發(fā)現(xiàn)通過(guò)相比于o而較多地含有的si，會(huì)抑制強(qiáng)度不均。此處，若si/o不足0.80，則由o帶來(lái)的固溶強(qiáng)化的影響變得過(guò)強(qiáng)，從而強(qiáng)度在o濃度高的區(qū)域變高。另一方面，若si/o超過(guò)2.80，則由si帶來(lái)的固溶強(qiáng)化的影響變得過(guò)強(qiáng)，從而強(qiáng)度在si濃度高的區(qū)域變高。因此，將si/o的下限限定為0.80，將上限限定為2.80。

若考慮高爾夫球桿桿面用途，則在制造向桿面形狀的成形加工程度輕、通過(guò)桿面形狀將恢復(fù)系數(shù)抑制為較低的余地少的薄板制品作為桿面用原材料的情況下，若使transverse-texture發(fā)達(dá)，則板寬方向的拉伸強(qiáng)度及楊氏模量變高，作為桿面用原材料優(yōu)選。此時(shí)，如圖1的(a)所示，規(guī)定為將熱軋板的軋制面法線方向設(shè)為nd方向，將熱軋方向設(shè)為rd方向，將熱軋板的板寬方向設(shè)為td方向，以α相的(0001)面的法線方向作為c軸方位，將c軸方位與nd方向所成的角度設(shè)為θ，將包含c軸方位和nd方向的面與包含nd方向和td方向的面所成的角度設(shè)為φ。接著，如圖1的(b)所示，將由角度θ為0度以上且30度以下并且φ處于整周(-180度～180度)的晶粒產(chǎn)生的x射線的(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xnd，如圖1的(c)所示，將由角度θ為80度以上且不足100度、φ處于±10度的晶粒產(chǎn)生的x射線的(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xtd。而且，在xtd/xnd為4.0以上的情況下，滿(mǎn)足板寬方向的拉伸強(qiáng)度為1100mpa、楊氏模量為135gpa，因此能夠達(dá)成高端的高爾夫球桿桿面所要求的特性。因此，將以上記載的xtd/xnd的范圍限定為4.0以上。

針對(duì)具有上述組成的鈦合金，對(duì)用于如上所述使transverse-texture發(fā)達(dá)，提高作為高端高爾夫球桿桿面用原材料所需的、板寬方向的強(qiáng)度及楊氏模量的制造條件的一例進(jìn)行說(shuō)明。將具有上述組成的鈦合金板坯加熱至β相變點(diǎn)-20℃以上～β相變點(diǎn)+150℃以下的熱軋加熱溫度后，以整個(gè)板厚減少率為90％以上、其中在α+β域的板厚減少率為80％以上，將熱軋最終溫度設(shè)為β相變點(diǎn)-50℃以下～β相變點(diǎn)-250℃以上，進(jìn)行單向熱軋。

將熱軋工序后的熱軋板的板面方向的織構(gòu)制成強(qiáng)的t-texture，為了確保高的材質(zhì)各向異性，在熱軋工序中，必須通過(guò)將規(guī)定組成的板坯加熱至β單相域的熱軋加熱溫度，例如保持30分鐘以上，從而暫時(shí)形成β單相狀態(tài)，然后，從熱軋加熱溫度到作為α+β2相的高溫區(qū)域的熱軋最終溫度，進(jìn)行施加整個(gè)板厚減少率為90％以上、其中在α+β域的板厚減少率為80％以上的大壓下的單向熱軋。

需要說(shuō)明的是，此處，β相變溫度可以通過(guò)差熱分析法來(lái)測(cè)定。使用預(yù)先在制造預(yù)定范圍內(nèi)改變了fe、al、n、o的成分組成的原材料10種以上經(jīng)實(shí)驗(yàn)室水平的少量真空熔解、鍛造而得到的試驗(yàn)片，各自通過(guò)從1150℃的β單相域緩慢冷卻的差熱分析法，研究了β→α相變開(kāi)始溫度和相變結(jié)束溫度，從而在實(shí)際的制造時(shí)，通過(guò)制造材料的化學(xué)成分組成和利用輻射溫度計(jì)的逐次溫度測(cè)定，能夠判定在該情況下是處于β單相域還是處于α+β域。另外，熱軋溫度是通過(guò)設(shè)置于熱軋機(jī)各軋機(jī)間的輻射溫度計(jì)測(cè)定的。在各軋機(jī)入口側(cè)的被熱軋板的溫度為α+β2相域的情況下，在該軋機(jī)中在α+β2相域進(jìn)行了熱軋，對(duì)在該軋機(jī)中的壓下率進(jìn)行測(cè)定。

在熱軋加熱溫度不足β相變點(diǎn)-20℃、即α+β2相域的情況下，或者進(jìn)而在熱軋最終溫度不足β相變點(diǎn)-250℃的情況下，在熱軋的途中大多發(fā)生β→α相相變，變成在α相分率高的狀態(tài)下施加強(qiáng)壓下。其結(jié)果，在β單相及β相分率高的2相狀態(tài)下的壓下變得不充分，因此，t-texture不十分發(fā)達(dá)。進(jìn)而，若熱軋最終溫度變?yōu)椴蛔悝孪嘧凕c(diǎn)-250℃，則熱變形阻力會(huì)急劇地提高、熱加工性降低，因此有經(jīng)常產(chǎn)生裂邊等，從而導(dǎo)致成品率降低的問(wèn)題。因此，熱軋加熱溫度的下限必須為β相變點(diǎn)，熱軋最終溫度的下限必須為β相變點(diǎn)-250℃以上。特別是，若本發(fā)明合金包含si、且在加熱溫度下變?yōu)榘倭喀孪嗟摩?β2相，則si在β相濃縮，從而發(fā)生局部偏析、或在冷卻途中生成硅化物、變?yōu)槠谄茐牡钠瘘c(diǎn)，從而疲勞特性會(huì)劣化。帶來(lái)這樣的β相分率的溫度不足β相變點(diǎn)-20℃，因此熱軋加熱溫度必須為β相變點(diǎn)-20℃以上。

此時(shí)的從β單相域到α+β2相域(熱軋加熱溫度～熱軋最終溫度)的板厚減少率不足90％的情況下，導(dǎo)入的加工應(yīng)變不充分，應(yīng)變難以在整個(gè)板厚均勻地導(dǎo)入，因此有時(shí)不能在整個(gè)板厚獲得β相的取向性，t-texture不十分發(fā)達(dá)。特別是，在α+β域的板厚減少率不足80％的情況下，不能充分獲得β相的取向性，發(fā)生相變而生成的α相的晶體取向?qū)?huì)一部分無(wú)規(guī)化，因此，越改善板長(zhǎng)度方向的彎曲加工性、帶來(lái)高的造管性，并且?guī)?lái)板寬方向即造管后的軸向的剛度變高那樣的、高的板面內(nèi)材質(zhì)各向異性，t-texture越不發(fā)達(dá)。因此，作為熱軋工序中的板厚減少率，必須為90％以上，其中在α+β域的板厚減少率為80％以上。

另外，若熱軋加熱溫度超過(guò)β相變點(diǎn)+150℃，則β粒會(huì)急劇地粗化。這種情況下熱軋幾乎在β單相域進(jìn)行，粗大的β粒沿軋制方向延伸，從那里引起β→α相相變，因此t-texture難以發(fā)達(dá)。同時(shí)存在熱軋用原材料表面的氧化變激烈，熱軋工序后在熱軋板表面容易產(chǎn)生痂痕等制造上的問(wèn)題。因此，對(duì)于熱軋加熱溫度區(qū)域，必須將β相變點(diǎn)+150℃設(shè)為上限、將β相變點(diǎn)設(shè)為下限。

另一方面，在熱軋時(shí)的熱軋最終溫度超過(guò)β相變點(diǎn)-50℃的情況下，熱軋的大部分在β單相域進(jìn)行，初期組織變成粗大的β粒，因此由熱加工導(dǎo)致的應(yīng)變由于β粒的晶體取向而不均勻地導(dǎo)入。由此，β→α相變后的α相的取向聚集不充分，生成具有一部分無(wú)規(guī)的晶體取向的α相，因此有t-texture難以充分發(fā)達(dá)的問(wèn)題。因此，熱軋最終溫度上限必須設(shè)為β相變點(diǎn)-50℃。因此，熱軋最終溫度必須為β相變點(diǎn)-50℃以下～β相變點(diǎn)-250℃以上的溫度區(qū)域。

另外，在上述條件下的熱軋工序中，與作為α+β型鈦合金的熱軋條件之一的α+β域加熱熱軋相比為高溫，因此板兩端的溫度降低被抑制為較低。這樣，有在板兩端也維持良好熱加工性，抑制裂邊產(chǎn)生的優(yōu)點(diǎn)。

熱軋結(jié)束后，若以緩慢的速度從最終溫度冷卻至600℃，則有時(shí)硅化物會(huì)析出，從而損害疲勞強(qiáng)度。熱軋結(jié)束后，如果以1℃/s以上的速度冷卻至600℃，則會(huì)抑制硅化物的析出，因此設(shè)為冷卻速度的下限。

需要說(shuō)明的是，從熱軋開(kāi)始到結(jié)束為止，一貫進(jìn)行僅單向軋制的單向熱軋的理由是：在將板寬方向作為管長(zhǎng)度方向，通過(guò)彎曲加工制造成型為管狀的熔接管的情況下，作為本發(fā)明的目的的、降低彎曲加工時(shí)的變形阻力從而改善彎曲加工性，以及為了有效地獲得管長(zhǎng)度方向?yàn)楦邚?qiáng)度且高楊氏模量的t-texture。這樣，能獲得板寬方向的均勻的強(qiáng)度超過(guò)1100mpa、并且楊氏模量高達(dá)135gpa以上、疲勞特性及沖擊韌性?xún)?yōu)異的、適于高級(jí)的高爾夫球桿桿面的鈦合金板。

此處，高疲勞特性是通過(guò)進(jìn)行了10萬(wàn)次重復(fù)3點(diǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)時(shí)的疲勞強(qiáng)度為800mpa以上來(lái)定義。

另外，高沖擊韌性定義為夏氏吸收能量為25j/cm²。

這樣，使用具有高楊氏模量和均勻的強(qiáng)度的該鈦合金薄板作為高爾夫球桿桿面用原材料的情況下，通過(guò)將板寬方向配置在桿的縱向或者接近其的方向，能制造與恢復(fù)系數(shù)限制相對(duì)應(yīng)、并且具備高疲勞特性即高疲勞特性的桿面，并且沖擊韌性也優(yōu)異。

實(shí)施例

<實(shí)施例1>

通過(guò)真空電弧熔解法，將表1中示出的化學(xué)組成的鈦材熔解，對(duì)其進(jìn)行熱鍛造，制成厚度180mm的板坯。將該板坯加熱至1060℃，對(duì)于除試驗(yàn)編號(hào)1及22以外的板坯，在單向進(jìn)行熱軋，從而制造厚度4mm的熱軋板。對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)1及22，將板坯加熱至1060℃，通過(guò)包含對(duì)板寬方向熱軋的橫軋，制造厚度4mm的熱軋板。對(duì)其進(jìn)行噴丸處理后，進(jìn)行酸洗而去除氧化皮。

在去除了氧化皮時(shí)，用深度計(jì)(depthgauge)測(cè)定表面損傷深度并評(píng)價(jià)熱加工性(○：最大損傷深度≤0.3mm、×：最大損傷深度≥0.3mm)。將其結(jié)果和對(duì)拉伸特性進(jìn)行了研究的結(jié)果一起示于表1。

進(jìn)而，通過(guò)x射線衍射對(duì)該熱軋酸洗板的板面方向的織構(gòu)進(jìn)行測(cè)定，從熱軋面的nd方向來(lái)看的α相的(0001)面極點(diǎn)圖中，如圖2的陰影部(區(qū)域b)所示，將由c軸方位與nd方向所成的角度θ不足30度的晶粒(圖1的(b)中示出的區(qū)域)產(chǎn)生的x射線的α相(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xnd，如圖2的陰影部(區(qū)域c)所示，將由c軸方位與nd方向所成的角度θ為80度以上且100度以下、前述φ處于±10度的范圍的晶粒(圖1的(c)中示出的區(qū)域)產(chǎn)生的x射線的α相(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xtd，將它們的比xtd/xnd作為x射線各向異性指數(shù)來(lái)評(píng)價(jià)織構(gòu)的發(fā)達(dá)程度。

表中示出在室溫下實(shí)施了三點(diǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)時(shí)的10萬(wàn)次疲勞強(qiáng)度。對(duì)于疲勞特性評(píng)價(jià)用試驗(yàn)片，使用對(duì)自熱軋板的板厚中央部附近起、以板寬方向?yàn)殚L(zhǎng)度方向的t2.0(mm)×w15(mm)×l60(mm)進(jìn)行加工并將表面精加工為平滑的試驗(yàn)片。根據(jù)3點(diǎn)彎曲的要領(lǐng)，將頂端具有r＝2mm的曲率的夾具(沖頭)壓入至試驗(yàn)片的長(zhǎng)度方向中央部，以應(yīng)力比0.1施加6hz的反復(fù)載荷，進(jìn)行疲勞試驗(yàn)。即為重復(fù)3點(diǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)。將載荷點(diǎn)與兩側(cè)的各支點(diǎn)間的距離分別設(shè)為20mm。即是兩側(cè)的支點(diǎn)間距離為40mm、用于施加彎曲應(yīng)力負(fù)荷的沖頭位于其中央的配置。此處，應(yīng)力比定義為對(duì)試驗(yàn)片施加的最小負(fù)荷應(yīng)力相對(duì)于最大負(fù)荷應(yīng)力的比。對(duì)試驗(yàn)片施加的應(yīng)力通過(guò)測(cè)定沖頭的壓入載荷，并且將試驗(yàn)片的各尺寸帶入材料力學(xué)的撓度的式子中來(lái)求出。因彎曲而產(chǎn)生的應(yīng)變可以由上述的材料力學(xué)的式子求出，也可以將應(yīng)變片貼在試樣上，實(shí)測(cè)在其長(zhǎng)度方向產(chǎn)生的應(yīng)變來(lái)求出。與最大應(yīng)力和最小應(yīng)力相對(duì)應(yīng)的沖頭的壓入量決定沖頭的沖程的上限及下限。通過(guò)使沖頭在該上限和下限間重復(fù)往復(fù)來(lái)重復(fù)施加載荷。以應(yīng)力比0.1進(jìn)行疲勞試驗(yàn)是指最大應(yīng)力與最小應(yīng)力的比為0.1。例如，在最大應(yīng)力為800mpa的情況下，以最小應(yīng)力成為80mpa的方式對(duì)壓入載荷進(jìn)行調(diào)整，重復(fù)施加應(yīng)力。在本發(fā)明中，將10萬(wàn)次疲勞強(qiáng)度(10⁵次疲勞強(qiáng)度)定義為在賦予10⁵次重復(fù)載荷下不斷裂的最大負(fù)荷應(yīng)力，其特征在于維持800mpa以上。這表示具有非常高的疲勞特性，表示具有高級(jí)的高爾夫球桿桿面所需的高的耐久性。相反，在以800mpa以下的最大負(fù)荷應(yīng)力重復(fù)施加載荷的情況下，如果在10⁵次以下的重復(fù)次數(shù)下斷裂，則不滿(mǎn)足本發(fā)明的目的的疲勞特性。對(duì)于即使重復(fù)賦予10⁵次以上的載荷也不斷裂的試樣，對(duì)同一原材料的不同的試驗(yàn)片增加最大負(fù)荷應(yīng)力，進(jìn)行重復(fù)賦予載荷，再次在即便10⁵次也不斷裂的情況下，在進(jìn)而增加最大負(fù)荷應(yīng)力的條件下，以新的試驗(yàn)片進(jìn)行重復(fù)載荷試驗(yàn)，直到觀察到斷裂為止，重復(fù)該程序，進(jìn)行疲勞試驗(yàn)。

另外，將作為不含有si的比較例的表1的試驗(yàn)編號(hào)18和作為含有si的發(fā)明例的表1的試驗(yàn)編號(hào)20進(jìn)行比較可知，對(duì)于10⁵次疲勞強(qiáng)度，比較例差，表現(xiàn)出了作為本發(fā)明的特征之一的si與氧、氮的復(fù)合添加效果。

進(jìn)而，沿著熱軋板的長(zhǎng)度方向，加工成jisz2242中規(guī)定的夏氏沖擊試驗(yàn)片(小尺寸、t2.5(mm)×w10(mm)×l55(mm))，進(jìn)行夏氏沖擊試驗(yàn)并對(duì)沖擊韌性進(jìn)行評(píng)價(jià)。對(duì)于沖擊試驗(yàn)片，沿相當(dāng)于原來(lái)的熱軋板的板寬方向的方向加工深度2mm的v切口(notch)。夏氏沖擊試驗(yàn)在22℃下進(jìn)行，將根據(jù)錘上升的高度求出的吸收能量除以試驗(yàn)片的截面積而得到的值作為夏氏沖擊吸收能量進(jìn)行評(píng)價(jià)。

另外，對(duì)于隨著o及si的局部偏析而損害的強(qiáng)度的均勻性，通過(guò)與鑄錠的頂(top)部、中間(middle)部及底(bottom)部相當(dāng)?shù)牟课恢械木S氏顯微硬度的最大值(hv^max)與最小值(hv^min)的比(hv^max/hv^min)來(lái)限定。此時(shí)，將維氏顯微硬度的壓入載荷設(shè)為50gf(hv0.05)，比較t截面的硬度。此時(shí)，如果最大硬度與最小硬度的比不足1.15，則伴隨si、o的凝固偏析等的微小硬度的差、及伴隨其的強(qiáng)度的不均勻性變低，會(huì)抑制疲勞強(qiáng)度和/或沖擊韌性的降低。

[表1]

在表1中，試驗(yàn)編號(hào)1為對(duì)ti-6％al-4％v合金進(jìn)行了包含對(duì)板寬方向熱軋的橫軋時(shí)的結(jié)果，試驗(yàn)編號(hào)2是對(duì)ti-7％al-1％fe進(jìn)行了單向熱軋時(shí)的結(jié)果。試驗(yàn)編號(hào)1的xtd/xnd低于3.0，板寬方向的拉伸強(qiáng)度未達(dá)到1100mpa。另外，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)2，xtd/xnd大于3.0，滿(mǎn)足板寬方向的拉伸強(qiáng)度(ts)為1100mpa以上、楊氏模量為135gpa以上，但產(chǎn)生了0.5mm以上的深度的熱軋損傷，熱加工性差，并且夏氏沖擊吸收能量也低于25j/cm²，沖擊韌性也低。該沖擊韌性的降低是因?yàn)閍l含量高。另外，試驗(yàn)編號(hào)18、19為低于本發(fā)明中限定的si量的添加量，滿(mǎn)足楊氏模量為135gpa、拉伸強(qiáng)度為1100mpa，熱軋性也良好，但10⁵次疲勞強(qiáng)度低于800mpa，疲勞特性不充分。另外，沖擊韌性也低。

與此相對(duì)，作為本發(fā)明的實(shí)施例的試驗(yàn)編號(hào)4、5、8、9、12、13、15、16、20、23、24，在板寬方向表現(xiàn)出1100mpa以上的高的拉伸強(qiáng)度(el)，并且表現(xiàn)出超過(guò)800mpa的高的10⁵次疲勞強(qiáng)度。由于這些特性，例如作為高爾夫球桿桿面使用的情況下具有優(yōu)異的特性。進(jìn)而si含量為0.2％以上的試驗(yàn)編號(hào)4、5、12、13、15、16、20、23、24也具有超過(guò)25j/cm²的高的夏氏沖擊吸收能量。特別是，對(duì)于si添加量高的試驗(yàn)編號(hào)4、5、12、13、20、23、24，夏氏沖擊吸收能量超過(guò)30j/mm²，具有極良好的沖擊韌性。

另一方面，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)3、7、7a、11，板寬方向的拉伸強(qiáng)度為1100mpa以下，不具有足以用于桿面的強(qiáng)度。這是因?yàn)椋喊丛囼?yàn)編號(hào)3、7、7a、11的順序各自al、fe、fe、[o]eq量低于本發(fā)明的下限值，因此固溶強(qiáng)化能力不充分，拉伸強(qiáng)度變低。

對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)14，與本發(fā)明例相比，10⁵次疲勞強(qiáng)度低，無(wú)法賦予充分的疲勞特性。另外，夏氏沖擊吸收能量也低。是因?yàn)椋簩?duì)于試驗(yàn)編號(hào)14，由于[o]eq超過(guò)上限，因此因o的凝固偏析而局部地產(chǎn)生硬度高的區(qū)域，疲勞強(qiáng)度以及沖擊韌性降低了。另外，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)17，添加了超過(guò)本發(fā)明的上限的n，確認(rèn)了ldi發(fā)生，因此將試驗(yàn)中斷。

另外，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)6、17、21，在熱軋后大多產(chǎn)生超過(guò)0.5mm的深度的表面缺陷。對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)6、21，是因?yàn)楦魈砑恿顺^(guò)本發(fā)明的上限的使熱加工性降低的al、si，發(fā)生了熱軋損傷。對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)17，是因?yàn)橛捎诤羞^(guò)量的n，產(chǎn)生ldi，表面附近的物體被認(rèn)作是缺陷。對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)21，是因?yàn)椋河捎诤羞^(guò)量的si，產(chǎn)生si局部富集而硬化的區(qū)域或粗大的硅化物析出，在熱加工中在si偏析部或硅化物與母相之間，空隙產(chǎn)生·連結(jié)而形成表面缺陷。對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)6，夏氏沖擊吸收能量也低于25j/cm²，沖擊韌性也低。這是因?yàn)閍l添加量高、強(qiáng)度過(guò)高。進(jìn)而，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)21，10⁵次疲勞強(qiáng)度低于800mpa。夏氏沖擊吸收能量也低于25j/cm²，沖擊韌性也低，均是因?yàn)椋簊i局部富集硬化而成的區(qū)域或粗大的硅化物成為起點(diǎn)，降低了這些特性。

對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)10、10a，fe量過(guò)高，楊氏模量低于135gpa。另外，強(qiáng)度高，因此也觀察到?jīng)_擊韌性的降低。

另外，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)22，進(jìn)行了包含對(duì)板寬方向熱軋的橫軋，結(jié)果為，xtd/xnd低于3.0，得不到拉伸強(qiáng)度1100mpa、楊氏模量135gpa，并且疲勞強(qiáng)度也變低。這是因?yàn)橛捎跈M軋，transverse-texture不發(fā)達(dá)。

另外，對(duì)于添加了0.15％以上且不足0.20％的si、在本發(fā)明的含量的范圍內(nèi)添加其它合金元素、并且具有本發(fā)明中限定的xtd/xnd的試驗(yàn)編號(hào)8、9、8a、9a，表現(xiàn)了高的10⁵疲勞強(qiáng)度，但夏氏沖擊吸收能量?jī)H稍微低于25j/cm²。這是因?yàn)?，si添加量足以使疲勞強(qiáng)度上升，但不足以使沖擊韌性上升。

另外，除了試驗(yàn)編號(hào)11、19、21、25的情況，滿(mǎn)足表示強(qiáng)度均勻的hv^max/hv^min<1.15。這是因?yàn)椋涸囼?yàn)編號(hào)19、25的si/o低于本發(fā)明的下限，并且試驗(yàn)編號(hào)11、21高于上限，除此以外均在本發(fā)明的范圍內(nèi)。由此，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)11、19、21，疲勞強(qiáng)度低，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)25，最終為夏氏沖擊特性低的結(jié)果。

根據(jù)以上的結(jié)果，對(duì)于具有本發(fā)明中限定的元素含量及xtd/xnd的鈦合金熱軋板，板寬方向的拉伸強(qiáng)度和楊氏模量高，作為用于高端的高爾夫球桿桿面的原材料具有優(yōu)異的材質(zhì)特性，并且具有良好的熱加工性。另一方面，若脫離本發(fā)明中限定的合金元素量，則熱加工性會(huì)降低，并且不能滿(mǎn)足板寬方向的拉伸強(qiáng)度、楊氏模量、疲勞強(qiáng)度和/或沖擊韌性這種高爾夫球桿桿面所必要的材質(zhì)特性。

另外，將本發(fā)明材料與通常使用的ti-al-v系以往的材料進(jìn)行比較。以ti-6％al-4％v為基本組成而改變添加氧量的情況是通用的鈦合金，其強(qiáng)度(拉伸強(qiáng)度)可以通過(guò)添加氧量來(lái)調(diào)整。因此，通過(guò)使強(qiáng)度為約1000mpa的ti-6％al-4％v含有氧而將強(qiáng)度調(diào)整為1100～1200mpa左右來(lái)制造與本發(fā)明合金同程度的強(qiáng)度的合金，并與同程度的強(qiáng)度的本發(fā)明的合金進(jìn)行疲勞特性的比較。ti-6％al-4％v以往的材料在熱軋時(shí)產(chǎn)生裂紋的情況多，另外，全部的試樣在10⁵次疲勞強(qiáng)度方面比本發(fā)明的合金低、差。

<實(shí)施例2>

通過(guò)真空電弧熔解法，將表1的試驗(yàn)編號(hào)5、9中示出的化學(xué)組成的鈦材熔解，對(duì)其進(jìn)行熱鍛造，制成厚度180mm的板坯。通過(guò)表2、表3中示出的條件對(duì)該板坯在單向進(jìn)行熱軋，從而制造厚度4mm的熱軋板。對(duì)其進(jìn)行噴丸處理后，進(jìn)行酸洗而去除氧化皮。

在去除了氧化皮時(shí)，用深度計(jì)測(cè)定表面損傷深度并評(píng)價(jià)熱加工性(○：最大損傷深度≤0.3mm、×：最大損傷深度>0.3mm)。將其結(jié)果和對(duì)拉伸特性進(jìn)行了研究的結(jié)果一起示于表2、表3。

進(jìn)而，通過(guò)x射線衍射對(duì)該熱軋酸洗板的板面方向的織構(gòu)進(jìn)行測(cè)定，從熱軋面的nd方向來(lái)看的α相的(0001)面極點(diǎn)圖中，如圖2的陰影部(區(qū)域b)所示，將由c軸方位與nd方向所成的角度θ不足30度的晶粒產(chǎn)生的x射線的α相(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xnd，如圖2的陰影部(區(qū)域c)所示，將由c軸方位與nd方向所成的角度θ為80度以上且100度以下、前述φ處于±10度的范圍的晶粒產(chǎn)生的x射線的α相(0002)反射相對(duì)強(qiáng)度中的最強(qiáng)的強(qiáng)度設(shè)為xtd，將它們的比xtd/xnd作為x射線各向異性指數(shù)，對(duì)織構(gòu)的發(fā)達(dá)程度進(jìn)行評(píng)價(jià)。

另外，表中示出在室溫下實(shí)施了三點(diǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)時(shí)的10⁵次疲勞強(qiáng)度。對(duì)于試驗(yàn)片，使用對(duì)自熱軋板的板厚中央部附近起、以板寬方向?yàn)殚L(zhǎng)度方向的t2.0(mm)×w15(mm)×l60(mm)進(jìn)行加工并將表面精加工為平滑的試驗(yàn)片。通過(guò)將頂端具有r＝2mm的曲率的夾具壓入至試驗(yàn)片的長(zhǎng)度方向中央，以應(yīng)力比0.1施加6hz的反復(fù)載荷，進(jìn)行疲勞試驗(yàn)。將載荷點(diǎn)與兩側(cè)的支點(diǎn)間的距離設(shè)為20mm。10⁵次疲勞強(qiáng)度為800mpa以上，疲勞強(qiáng)度足夠高，可以說(shuō)具有優(yōu)異的疲勞特性。

[表2]

[表3]

表2、3分別為對(duì)表1的試驗(yàn)編號(hào)5、9中示出的化學(xué)組成的板制品進(jìn)行了單向熱軋的情況的結(jié)果。其中，對(duì)于在試驗(yàn)編號(hào)26、27、28、29、31、32、33、34的條件下制造的板均為：熱軋前的加熱溫度為β單相域(β相變點(diǎn)溫度以上)、或剛剛低于β相變點(diǎn)(比β相變點(diǎn)低20℃的溫度為止)的α+β2相溫度區(qū)域，因此transverse-texture發(fā)達(dá)，充分滿(mǎn)足板寬方向的拉伸強(qiáng)度(1100mpa以上)及楊氏模量(135gpa以上)，并且具有高的疲勞強(qiáng)度。將這些板材用作高爾夫球桿桿面的情況下，兼?zhèn)溥m合恢復(fù)系數(shù)限制的特性和優(yōu)異的疲勞特性。另外，在這些熱軋酸洗板上不產(chǎn)生超過(guò)0.3mm的深度的表面缺陷，表現(xiàn)出良好的熱軋性。因此，這些薄板材適合作為高爾夫球桿桿面用原材料。

另一方面，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)25、29a、29b、29c、29d、30、34a、34b、34c、34d中示出的熱軋板，xtd/xnd為3.0以下，表現(xiàn)出在板寬方向1100mpa以下的拉伸強(qiáng)度和135gpa以下的楊氏模量，不適合作為用于例如高端的高爾夫球桿桿面的原材料。其中，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)25、30是因?yàn)闊彳埱暗募訜釡囟葹棣?β2相域的較低的溫度，因此與加熱至β單相域(β相變點(diǎn)溫度以上)、或β相變點(diǎn)-20℃的α+β2相溫度的情況相比，transverse-texture發(fā)達(dá)少、材質(zhì)各向異性不大。另外，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)29a、34a是因?yàn)檎麄€(gè)板厚減少率不足90％，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)29b、34b是因?yàn)樵讦?β2相域的板厚減少率不足80％，各自是因?yàn)閠ransverse-texture不發(fā)達(dá)。對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)29c、34c是因?yàn)闊彳埣訜釡囟瘸^(guò)了β相變點(diǎn)+150℃，因此加熱時(shí)生成粗大的β粒，織構(gòu)不發(fā)達(dá)。對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)29d、34d是因?yàn)闊彳堊罱K溫度～600℃的冷卻速度不足1℃/s，因此硅化物析出，成為疲勞破壞的起點(diǎn)。另外，對(duì)于試驗(yàn)編號(hào)30、35，0.3mm以上的深度的熱軋損傷多發(fā)，從而熱軋損傷評(píng)分變低。這是因?yàn)閷?duì)于試驗(yàn)編號(hào)25、30，熱軋最終溫度低為不足β相變點(diǎn)-200℃，因此熱變形能力低。

根據(jù)以上的結(jié)果，為了在板寬方向具有高的楊氏模量、拉伸強(qiáng)度、及優(yōu)異的疲勞特性和/或沖擊韌性，可以通過(guò)將具有本發(fā)明中示出的成分范圍的含有元素的鈦合金加熱至β相變點(diǎn)以上或者剛剛低于β相變點(diǎn)的溫度區(qū)域而進(jìn)行單向熱軋來(lái)制造。該鈦合金可以用于需要高比強(qiáng)度、疲勞特性的廣泛的用途，特別是，作為高爾夫球桿桿面、汽車(chē)部件用等具有優(yōu)異的特性。

需要說(shuō)明的是，使用前述試驗(yàn)編號(hào)12的熱軋板中使用的板坯制造了幾個(gè)熱軋率不足90％的熱軋板，但均不能得到可獲得本發(fā)明的目標(biāo)強(qiáng)度、楊氏模量、疲勞特性、沖擊韌性程度的發(fā)達(dá)的transverse-texture。其中，此處，軋制率(％)定義為“100×(軋制前的板厚-軋制后的板厚)/軋制前的板厚”。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

本發(fā)明的鈦合金在薄板制品的板面內(nèi)的單向獲得楊氏模量135gpa以上、拉伸強(qiáng)度1100mpa以上，并且還具有優(yōu)異的疲勞特性和/或沖擊韌性。另外，具有良好的熱加工性。該合金具有優(yōu)異的疲勞特性，并且滿(mǎn)足恢復(fù)系數(shù)限制，能夠提供例如適于高級(jí)的高爾夫球桿桿面、汽車(chē)部件等的用途的材料。