(57)【要約】【課題】Ｄｗｅｌｌ疲労特性の良好なチタン合金棒材及びその製造方法を提供する。【解決手段】α相を主相としβ相を第２相とする金属組織を有するチタン合金棒材であって、チタン合金棒材の長軸方向に平行な断面において、円相当直径１００μｍ未満かつアスペクト比３．０未満であるα結晶粒集合体の面積率が６０％以上であり、α結晶粒を構成する稠密六方晶の（０００１）面の法線方向と、チタン合金棒材の長軸方向および長軸に直交する断面内におけるチタン合金棒材の周方向のそれぞれとなす角度θ、ωが０°以上５５°以下の範囲にある円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率が１５％以下であるチタン合金棒材を採用する。【選択図】図２
2020152972.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
２５℃においてα相を主相としβ相を第２相とする金属組織を有するチタン合金棒材であって、
前記チタン合金棒材の長軸方向に平行な断面において、円相当直径１００μｍ未満かつアスペクト比３．０未満であるα結晶粒集合体の面積率が６０％以上であり、
α結晶粒を構成する稠密六方晶の（０００１）面の法線方向と、前記チタン合金棒材の長軸方向および長軸に直交する断面内における前記チタン合金棒材の周方向のそれぞれとなす角度θ、ωが０°以上５５°以下の範囲にある円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率が１５％以下であることを特徴とする、チタン合金棒材。
【請求項２】
Ａｌ：５．５０〜６．７５質量％、Ｖ：３．５〜４．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｏ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる請求項１に記載のチタン合金棒材。
【請求項３】
Ａｌ：５．５０〜６．５０質量％、Ｓｎ：１．７５〜２．２５質量％、Ｚｒ：３．５〜４．５質量％、Ｍｏ：１．８〜２．２質量％、Ｆｅ：０．０２〜０．２５質量％、Ｏ：０．０２〜０．１５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる請求項１に記載のチタン合金棒材。
【請求項４】
鋳塊を熱間加工して得られた、２５℃においてα相を主相としβ相を第２相とする金属組織を有するチタン合金ビレットをβ単相域の温度に加熱した後に急冷する第１の工程と、
前記チタン合金ビレットをα＋β二相域の温度に加熱し、前記チタン合金ビレットの長軸方向と交差する方向から前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造した後に冷却する第２の工程と、
前記チタン合金ビレットを、α＋β二相域の温度であって前記第２の工程の加熱温度以下の温度に加熱し、前記チタン合金ビレットの長軸方向と交差する方向から前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造し、少なくとも最後に冷却する第３の工程と、
をこの順で行う際に、
前記第２の工程は、前記チタン合金ビレットの長軸方向の直交断面において前記直交断面の重心を通る最大幅をＷ１、前記直交断面の重心を通る最小幅をＷ２とし、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．３以下、かつ、鍛造前の前記チタン合金ビレットの幅Ｗiniと鍛造後の幅Ｗafterとの比ΔＷ（ΔＷ＝Ｗa／Ｗi）が１．０５以下の圧下を行う第１鍛造工程と、前記チタン合金ビレットを前記長軸周りに回転させる第１回転工程と、前記チタン合金ビレットを長軸方向に移動する第１送り工程とを行う工程であって、前記第１鍛造工程を少なくとも２回以上行うと共に前記第１鍛造工程の間に前記第１回転工程を行った後に前記第１送り工程を行うことにより前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造する工程であり、
前記第３の工程は、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．５以下の圧下を行う工程を第２鍛造工程と、前記チタン合金ビレットを前記長軸周りに回転させる第２回転工程と、前記チタン合金ビレットを長軸方向に移動する第２送り工程とを行う工程であって、前記第２鍛造工程を少なくとも２回以上行うと共に前記第２鍛造工程の間に前記第２回転工程を行った後に前記第２送り工程を行うことにより前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造する工程であり、
前記第２の工程における鍛錬比を１．６以下とし、前記第３の工程の鍛錬比を１．５以上２．５以下とする、
ことを特徴とするチタン合金棒材の製造方法。
【請求項５】
前記第１の工程が、前記チタン合金ビレットをβ単相域の温度に加熱した後に、加工してから急冷する工程である、請求項４に記載のチタン合金棒材の製造方法。
【請求項６】
前記チタン合金ビレットの化学成分が、Ａｌ：５．５０〜６．７５質量％、Ｖ：３．５〜４．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｏ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる請求項４または請求項５に記載のチタン合金棒材の製造方法。
【請求項７】
前記チタン合金ビレットの化学成分が、Ａｌ：５．５０〜６．５０質量％、Ｓｎ：１．７５〜２．２５質量％、Ｚｒ：３．５〜４．５質量％、Ｍｏ：１．８〜２．２質量％、Ｆｅ：０．０２〜０．２５質量％、Ｏ：０．０２〜０．１５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる請求項４または請求項５に記載のチタン合金棒材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、チタン合金棒材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタン合金は軽量高強度の材料として、航空機、自動車、ゴルフクラブ等の民生品などの分野で使用されている。チタン合金の中で汎用的に使われる合金は、主としてα相とβ相から構成され、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ、Ｔｉ−５Ａｌ−１Ｆｅ合金などが知られている。
【０００３】
稠密六方晶構造からなるチタンのα相は、高い応力が加わると室温などの低温においてもクリープ変形しやすく、α相を含むチタン合金においても室温でクリープ変形を生じることが知られている。さらに、α相を含むチタン合金におけるクリープ変形しやすい特性は、台形波型の負荷サイクルに代表される高負荷状態が一定時間継続する疲労（Ｄｗｅｌｌ疲労）において、寿命低下を招くことが知られている。（非特許文献１〜３）
【０００４】
Ｄｗｅｌｌ疲労では、高負荷状態が継続することがない三角波あるいは正弦波の負荷サイクルの場合と比較して、少ないサイクル数で破断に至るため、特に、航空機のジェットエンジン部品として使用される場合に問題になることがある。
【０００５】
特許文献１（特開２０１６−１９９７９６号公報）では、優れた疲労特性を有するチタン合金棒材およびその製造方法が開示されている。特許文献１では、初析α粒のうち、稠密六方構造のｃ軸方向とチタン合金棒材の長さ方向とのなす角度（ｃ軸の傾き）が２５°以上５５°以下で、かつ円相当直径が２０μｍ以上である初析α粒の金属組織中の面積率が２．０％以下であることが述べられている。これは特許文献１の段落００２０に記載の、「稠密六方晶の底面すべりは、結晶方位（図２においては符号「θ」で示す。）が４５°に近いほど生じやすく、結晶方位が２５°以上５５°以下であると活発になる。また、金属組織に含まれる等軸状の初析α粒の大きさが大きいほど、試験片に付与される応力が集中しやすく、円相当直径が２０μｍ以上であると応力の集中が顕著となる。したがって、ｃ軸の傾きが２５°以上５５°以下で、かつ円相当直径が２０μｍ以上の初析α粒は、稠密六方晶の底面すべりが生じやすく、しかも応力が集中しやすいため、疲労寿命が短くなったと考えられる。」との技術思想に基づくものであり、通常の疲労破壊の機構として妥当なものである。
【０００６】
一方、（非特許文献１〜３に説明されているように、Ｄｗｅｌｌ疲労では、異なる破壊機構が知られている。これらの文献によると、応力方向に対するｃ軸の傾きが９０°付近のα粒（Ｓ）と、傾きが０°付近のα粒（Ｈ）が隣接する場合、Ｈ粒に応力が集中して応力軸に垂直なファセット状破面が生じるとされる。また、このファセットは稠密六方晶の底面とほぼ平行であることが、別の研究により知られている。
【０００７】
特許文献１には、Ｄｗｅｌｌ疲労について何の言及もされていない。
【０００８】
特許文献２（特表２００９−５３１５４６号公報）には、Ｄｗｅｌｌ疲労に対する抵抗力を改善する技術が開示されている。ここでは、ＴＡ６Ｚｒ４ＤＥ（Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ）合金において、β変態点−２０〜−１５℃の温度で４〜８時間の熱処理を施すことで、破断寿命が５５００回から１００００回に向上した。しかし、熱処理以前の工程はβ域におけるスタンピングのみであり、それ以前の加工熱処理工程は不明確であり、充分に微細なミクロ組織を形成することができず、Ｄｗｅｌｌ疲労寿命の異方性に関する効果は不確実である。
【０００９】
特許文献３（特開２０１２−２２４９３５号公報）には、α相のｃ軸の特定方向に対する集積度が規定されたチタン合金ビレットが開示されている。しかし、疲労破壊の起点となるα相の粒径については言及されておらず、単に集積度を高めただけで疲労特性が改善されるものではない。
【００１０】
特許文献４（特開２０１４−６５９６７号公報）には、α相のｃ軸の特定方向に対する集積度が規定されたチタン合金ビレットが開示されている。しかし、同特許文献は、疲労強度の向上を意図したものではないためその効果は得られず、また、ｃ軸の集積方向は、本発明の形態とは異なっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２０１６−１９９７９６号公報
【特許文献２】特表２００９−５３１５４６号公報
【特許文献３】特開２０１２−２２４９３５号公報
【特許文献４】特開２０１４−６５９６７号公報
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】M.R.Bache, “A review of dwell sensitive fatigue in titanium alloys:the role of microstructure,texture and operating conditions”,International Journal of Fatigue 25 (2003) 1079-1087
【非特許文献２】V.Sinha，M.J.Mills，J.C.Williams, “Determination of crystallographic orientation of dwell-fatigue fracture facets in Ti-6242 alloy”,J Mater Sci (2007) 42:8334-8341
【非特許文献３】Adam L.Pilchak，“Progress in Understanding the Fatigue Behavior of Ti Alloys”,Materials Science Forum Vol.710,pp85-92
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、Ｄｗｅｌｌ疲労特性の良好なチタン合金棒材及びその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
上記課題を解決する手段は下記の通りである。なお、本発明において良好なＤｗｅｌｌ疲労特性とは、棒材の長軸方向と、長軸方向に垂直な面内で直径方向に垂直な方向すなわち周方向、の２方向に応力を負荷した際のＤｗｅｌｌ疲労寿命の差が小さいことを意味する。
【００１５】
［１］  ２５℃においてα相を主相としβ相を第２相とする金属組織を有するチタン合金棒材であって、
前記チタン合金棒材の長軸方向に平行な断面において、円相当直径１００μｍ未満かつアスペクト比３．０未満であるα結晶粒集合体の面積率が６０％以上であり、
α結晶粒を構成する稠密六方晶の（０００１）面の法線方向と、前記チタン合金棒材の長軸方向および長軸に直交する断面内における前記チタン合金棒材の周方向のそれぞれとなす角度θ、ωが０°以上５５°以下の範囲にある円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率が１５％以下であることを特徴とする、チタン合金棒材。
［２］  Ａｌ：５．５０〜６．７５質量％、Ｖ：３．５〜４．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｏ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる［１］に記載のチタン合金棒材。
［３］  Ａｌ：５．５〜６．５質量％、Ｓｎ：１．７５〜２．２５質量％、Ｚｒ：３．５〜４．５質量％、Ｍｏ：１．８〜２．２質量％、Ｆｅ：０．０２〜０．２５質量％、Ｏ：０．０２〜０．１５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる［１］に記載のチタン合金棒材。
［４］  鋳塊を熱間加工して得られた、２５℃においてα相を主相としβ相を第２相とする金属組織を有するチタン合金ビレットをβ単相域の温度に加熱した後に急冷する第１の工程と、
前記チタン合金ビレットをα＋β二相域の温度に加熱し、前記チタン合金ビレットの長軸方向と交差する方向から前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造した後に冷却する第２の工程と、
前記チタン合金ビレットを、α＋β二相域の温度であって前記第２の工程の加熱温度以下の温度に加熱し、前記チタン合金ビレットの長軸方向と交差する方向から前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造し、少なくとも最後に冷却する第３の工程と、
をこの順で行う際に、
前記第２の工程は、前記チタン合金ビレットの長軸方向の直交断面において前記直交断面の重心を通る最大幅をＷ１、前記直交断面の重心を通る最小幅をＷ２とし、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．３以下、かつ、鍛造前の前記チタン合金ビレットの幅Ｗiniと鍛造後の幅Ｗafterとの比ΔＷ（ΔＷ＝Ｗa／Ｗi）が１．０５以下の圧下を行う第１鍛造工程と、前記チタン合金ビレットを前記長軸周りに回転させる第１回転工程と、前記チタン合金ビレットを長軸方向に移動する第１送り工程とを行う工程であって、前記第１鍛造工程を少なくとも２回以上行うと共に前記第１鍛造工程の間に前記第１回転工程を行った後に前記第１送り工程を行うことにより前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造する工程であり、
前記第３の工程は、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．５以下の圧下を行う工程を第２鍛造工程と、前記チタン合金ビレットを前記長軸周りに回転させる第２回転工程と、前記チタン合金ビレットを長軸方向に移動する第２送り工程とを行う工程であって、前記第２鍛造工程を少なくとも２回以上行うと共に前記第２鍛造工程の間に前記第２回転工程を行った後に前記第２送り工程を行うことにより前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造する工程であり、
前記第２の工程における鍛錬比を１．６以下とし、前記第３の工程の鍛錬比を１．５以上２．５以下とする、
ことを特徴とするチタン合金棒材の製造方法。
［５］  前記第１の工程が、前記チタン合金ビレットをβ単相域の温度に加熱した後に、加工してから急冷する工程である、［４］に記載のチタン合金棒材の製造方法。
［６］  前記チタン合金ビレットの化学成分が、Ａｌ：５．５０〜６．７５質量％、Ｖ：３．５〜４．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｏ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる［４］または［５］に記載のチタン合金棒材の製造方法。
［７］  前記チタン合金ビレットの化学成分が、Ａｌ：５．５〜６．５質量％、Ｓｎ：１．７５〜２．２５質量％、Ｚｒ：３．５〜４．５質量％、Ｍｏ：１．８〜２．２質量％、Ｆｅ：０．０２〜０．２５質量％、Ｏ：０．０２〜０．１５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物からなる［４］または［５］に記載のチタン合金棒材の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、Ｄｗｅｌｌ疲労特性の良好なチタン合金棒材及びその製造方法を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本実施形態のチタン合金棒材における結晶構造を説明する図であって、チタン合金棒材の長軸方向と、α結晶粒を構成する稠密六方晶の（０００１）面の法線方向との方位差を説明する図。
【図２】本実施形態のチタン合金棒材における結晶構造を説明する図であって、チタン合金棒材の長軸方向と直交する断面内における、チタン合金棒材の周方向Ｔと、α結晶粒を構成する稠密六方晶の（０００１）面の法線方向との方位差を説明する図。
【図３】（ａ）は本実施形態のチタン合金棒材におけるα結晶粒及びα結晶粒集合体を示す模式図であり、（ｂ）は、α結晶粒集合体のアスペクト比を説明する模式図。
【図４】本実施形態のチタン合金棒材の製造方法を説明する模式図であって、チタン合金ビレットと金敷との位置関係図を説明する図。
【図５】本実施形態のチタン合金棒材の製造方法を説明する模式図であって、チタン合金ビレットの断面形状を説明する図。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
チタン合金の引張特性には、集合組織によって異方性があることが知られている。応力方向に（０００１）面の法線方向が集積した場合は０．２％耐力や引張強度が高くなるが、応力方向に（１０−１０）面の法線方向が集積した場合は０．２％耐力や引張強度が低くなる。通常の三角波あるいは正弦波による疲労特性も同様である。例えば、疲労寿命を横軸に、最大応力（σＭＡＸ）を０．２％耐力（σ０．２）で規格化した”σＭＡＸ／σ０．２”を縦軸にとってグラフ化（規格化されたＳ−Ｎ線図）した場合、同一のミクロ組織であれば集合組織の集積方向によらずほぼ同一の線上に表される。
なお、「（１０−１０）面」と表記する場合の「−１」は、「１」の上に線を引いたことを意味する。
【００１９】
しかし、Ｄｗｅｌｌ疲労特性は、規格化されたＳ−Ｎ線図で表される挙動が異なっていることがわかった。すなわち、稠密六方晶の底面（以下、（０００１）面という場合がある）の法線方向が応力軸に平行に集積した集合組織の場合、異なる方位に集積した集合組織と比較して寿命が大幅に低下する。また、チタン合金棒材の長軸方向と長軸方向に直交する断面内とで、応力軸の方向を変えると、稠密六方晶の（０００１）面の配向する比率が変化するため、Ｄｗｅｌｌ疲労寿命が大きく変化する。
【００２０】
航空機エンジン部品の素材として使用されるチタン合金棒材においては、均質な金属組織および材質特性を有していることが好ましく、長軸方向と長軸の直交方向のＤｗｅｌｌ疲労寿命の差が小さいことが好ましい。
【００２１】
Ｄｗｅｌｌ疲労寿命の異方性は以下の機構によるものと考えられる。Ｄｗｅｌｌ疲労では、ひずみ蓄積によりき裂発生が促進され、また、稠密六方晶の（０００１）面にほぼ平行なファセット破面の形成によりき裂進展が促進されることから、寿命低下に至る。Ｄｗｅｌｌ疲労寿命は、応力軸方向に対して特定の結晶方位を有する粗大なα相の面積率が大きいほどき裂発生が促進され、低下する。特に、アスペクト比が大きい粗大なα結晶粒集合体（αコロニー）が存在すると、応力やひずみが長辺方向に作用する場合に実質的に粗大なα結晶粒として作用し、き裂発生が著しく早期化されるため、Ｄｗｅｌｌ疲労寿命は著しく低下する。
【００２２】
そこで、アスペクト比が大きい粗大なα結晶粒集合体（αコロニー）が少なく、かつ、応力軸方向に対して特定の結晶方位を有する粗大なα結晶粒が少ないことがＤｗｅｌｌ疲労寿命向上に有利である。
【００２３】
また、長軸方向および長軸直交方向におけるＤｗｅｌｌ疲労特性の異方性を低下させるためには、各方向に対する粗大なα結晶粒（稠密六方晶）の（０００１）面が配向する比率が小さい方が有利である。ここで、稠密六方晶の（０００１）面の配向について、長軸方向および長軸直交断面における周方向の稠密六方晶の底面の配向で代表できる。そこで、稠密六方晶の（０００１）面の法線方向と、チタン合金棒材の長軸方向および長軸方向に直交する断面内における周方向Ｔのそれぞれとなす角度θ、ωが５５°以内である円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率が小さいことが好ましい。
【００２４】
上記のようにα結晶粒集合体のアスペクト比及び存在割合や、α結晶粒の結晶方位を制御するには、チタン合金の熱間加工中の金属組織変化挙動を把握することが重要である。一般に、チタン合金の鍛造工程において、β単相域に加熱することで、それ以前に存在するα相の結晶方位の偏りを軽減してランダム化する工程が組み込まれる。しかし、その後にα＋β域で加工することにより、新たにα相の集合組織が形成される。特に、β単相域から冷却した後の最初のα＋β域での加工によって形成されるα相の集合組織を、その後のα＋β域での加工によって消滅させることは困難である。そのため、β単相域から冷却した後の最初のα＋β域での加工方法を制御することが必要である。
【００２５】
本発明では、β単相域から冷却する工程に次ぐα＋β域での加工において、素材の直交断面の重心を通る最大幅をＷ１とし、直交断面の重心を通る最小幅をＷ２としたとき、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．３以下、かつ、鍛造前のチタン合金ビレットの幅Ｗｉと鍛造後の幅Ｗａとの比ΔＷ（ΔＷ＝Ｗａ／Ｗｉ）が１．０５以下の圧下をチタン合金ビレットを長軸周りに回転させながら行い、続いてチタン合金ビレット全長に渡って同様の鍛造を行い、鍛練比を１．６以下とすることで、ビレット長軸方向および長軸と直交する断面内とのＤｗｅｌｌ疲労寿命の異方性を軽減できる。また、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．５以下の圧下をチタン合金ビレットを長軸周りに回転させながら行い、続いてチタン合金ビレット全長に渡って同様の鍛造を行う工程を、鍛練比を１．５以上２．５以下で行うと良い。これにより、航空機エンジン部品に使用される素材に適したチタン合金棒材になる。
【００２６】
以下、本実施形態のチタン合金棒材について説明する。
本実施形態のチタン合金棒材は、２５℃においてα相を主相としβ相を第２相とする金属組織を有するものがよい。すなわち、α＋β二相チタン合金の成分であることが好ましく、５．５０〜６．７５質量％のＡｌが含まれていることが好ましい。また、ＴｉとＡｌ以外に、３．５〜４．５質量％のＶ、０．０５〜０．４０質量％のＦｅ、０．０５〜０．２５質量％のＯを含有してもよい。Ａｌ含有量が５．５０質量％以上であると、高強度で優れた疲労特性を有するチタン合金棒材が得られる。また、Ａｌ含有量が６．７５質量％以下であると、Ｔｉ３Ａｌ等の金属間化合物が生成することによってチタン合金棒材が脆くなることを防止できる。
【００２７】
本実施形態のチタン合金棒材は、例えば、ＡＭＳ４９２８で規定される成分で形成されていてもよい。つまり、Ａｌ：５．５０〜６．７５質量％、Ｖ：３．５〜４．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｏ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物であってもよい。不純物としては、例えば、Ｎ：０．０８質量％以下、Ｃ：０．０８質量％以下、Ｈ：０．０１５質量％以下を含有してもよい。
【００２８】
また、本実施形態のチタン合金棒材は、例えば、ＡＭＳ４９７５で規定される成分で形成されていてもよい。つまり、Ａｌ：５．５〜６．５質量％、Ｓｎ：１．７５〜２．２５質量％、Ｚｒ：３．５〜４．５質量％、Ｍｏ：１．８〜２．２質量％、Ｆｅ：０．０２〜０．２５質量％、Ｏ：０．０２〜０．１５質量％を含有し、残部がＴｉおよび不純物であってもよい。不純物としては、例えば、Ｎ：０．０８質量％以下、Ｃ：０．０８質量％以下、Ｈ：０．０１５質量％以下を含有していてもよい。
【００２９】
本実施形態のチタン合金棒材は、長軸方向に直交する断面形状が円形の丸棒であり、長軸方向に直交する断面形状は真円であっても良いが、真円である必要はなく、おおよそ円形状であれば良い。その直径は特に限定されるものではないが、１００ｍｍから３５０ｍｍまでの範囲が好ましい。
【００３０】
一方で、鋳塊から棒材に製造されるまでの中間形態の形状については、長軸方向に直交する断面形状は円形状に限定されず、四角形や八角形の多角形や、角が丸い多角形であってもよい。
【００３１】
次に、本実施形態のチタン合金棒材の結晶組織について図１〜図３を参照しながら説明する。
図１は、チタン合金棒材の長軸方向とα結晶粒中の稠密六方晶の（０００１）面の配向状態を示している。チタン合金棒材の長軸方向と六方稠密結晶の（０００１）面の法線方向とのなす角度をθとする。本実施形態のチタン合金棒材は、チタン合金棒材の長軸方向に平行な断面において、θが０°以上５５°以下の範囲にある円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率が１５％以下であることが好ましい。前記面積率が１５％を超えると、Ｄｗｅｌｌ疲労寿命が低下するため好ましくない。
【００３２】
図２は、チタン合金棒材の長軸方向の微小長さｄＬの領域におけるα結晶粒中の稠密六方晶の配向状態を示している。図２（ａ）はチタン合金棒材の周面側から見た斜視図であり、図２（ｂ）は、チタン合金棒材の長軸方向の直交断面側から見た斜視図である。Ｔは直交断面における周方向とする。周方向は、直交断面における径方向と直交する方向である。六方稠密結晶の（０００１）面の法線方向と周方向Ｔとのなす角度をωとする。本実施形態のチタン合金棒材は、チタン合金棒材の長軸方向の直交断面において、ωが０°以上５５°以下の範囲にある円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率が１５％以下であることが好ましい。前記面積率が１５％を超えると、Ｄｗｅｌｌ疲労寿命が低下するため好ましくない。
【００３３】
図３（ａ）は、α結晶粒とα結晶粒集合体（αコロニー）を示している。結晶粒を模式的に円で示している。円で示すα結晶粒中の矢印は、結晶方位を模式的に示している。結晶方位が近いα結晶粒の集合体をα結晶粒集合体（αコロニー）としている。図３（ａ）ではαコロニーを模式的に楕円で示している。また、図３（ｂ）は、α結晶粒集合体（αコロニー）のアスペクト比を説明するもので、長軸（ａ１）／短軸（ａ２）の比をアスペクト比としている。
【００３４】
本実施形態のチタン合金棒材は、長軸方向に平行な断面において、円相当直径１００μｍ未満かつアスペクト比３．０未満であるα結晶粒集合体の面積率が６０％以上であることが好ましい。この条件を満たすことにより、Ｄｗｅｌｌ疲労寿命を向上させることができる。
【００３５】
本実施形態のチタン合金棒材の結晶組織は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折；Electron  Backscatter  Diffraction）を用いて測定することができる。
【００３６】
まず、チタン合金棒材の長さ方向中心部より、長さ方向断面を観察面とする試験片を採取する。観察面における測定箇所は、断面が半径ｒの円形の棒材については表面からｒ／２の深さの位置とする。次に、試験片の観察面の測定箇所における、縦３ｍｍ横３ｍｍの矩形の領域を視野とし、測定間隔は２．０μｍ、加速電圧１５ｋＶで、ＥＢＳＤを用いて測定する。
【００３７】
得られた測定結果を、ＯＩＭ（株式会社  ＴＳＬソリューションズ製の結晶方位解析ソフト）を用いて解析する。まず、α相のみを対象とするＰａｒｔｉｔｏｎを作成し、解析の対象とする。
次に、隣り合うＥＢＳＤ測定点の方位（ｃ軸方向）の角度差（ミスオリエンテーション角）を５°以下としてα結晶粒を決定し、そのα結晶粒の測定点数から各α結晶粒の面積を求め、各α結晶粒の円相当直径を算出する。
【００３８】
また、各α結晶粒内のＥＢＳＤ測定点におけるｃ軸方向の平均値を算出し、それを用いて各α結晶粒について、α結晶粒の（０００１）面の法線方向と、チタン合金棒材の長軸方向とのなす角度θを算出する。
【００３９】
そして、α結晶粒のうち、角度θが０°〜５５°のα結晶粒の面積率を求める。また、円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率を求める。
【００４０】
あるいは、Ｐａｒｔａｔｉｏｎ  ＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓでＧｒａｉｎ  Ｓｉｚｅを２０μｍ超とした後、Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ  Ｍａｐを使い、α結晶粒の（０００１）面の法線方向と、チタン合金棒材の長軸方向とのなす角度θが０°から５５°となるα結晶粒の面積率（Ｔｏｔａｌ  Ｆｒａｃｔｉｏｎ）を求める。
【００４１】
さらに、Ｐａｒｔａｔｉｏｎ  ＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓでＧｒａｉｎ  Ｓｉｚｅを２０μｍ超とした後、Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ  Ｍａｐを作成し、α結晶粒の（０００１）面の法線方向と、チタン合金棒材の周方向とのなす角度が０°以上５５°以下の範囲にあるα結晶粒の面積率（Ｔｏｔａｌ  Ｆｒａｃｔｉｏｎ）を求める。
【００４２】
α結晶粒集合体（αコロニー）については、隣り合うＥＢＳＤ測定点の結晶方位の角度差（ミスオリエンテーション角）を１５°以下としてα結晶粒集合体（αコロニー）を決定し、そのα結晶粒集合体（αコロニー）の測定点数から各α結晶粒集合体（αコロニー）の面積を求め、α結晶粒集合体（αコロニー）の円相当直径を算出する。アスペクト比は、各α結晶粒集合体（αコロニー）の領域を楕円形に近似して求める。具体的には、Ｐａｒｔａｔｉｏｎ  ＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓでＧｒａｉｎ  Ｓｉｚｅを１００μｍ未満、Ａｓｐｅｃｔ  Ｒａｔｉｏを０．３３４以上とした後、Ｐｈａｓｅ  Ｍａｐを作成し、α結晶粒集合体（αコロニー）の面積率（Ｔｏｔａｌ  Ｆｒａｃｔｉｏｎ）を求める。ここで、Ａｓｐｅｃｔ  Ｒａｔｉｏを０．３３４は、逆数で２．９９４であり、アスペクト比３．０未満に相当する。
【００４３】
次に、本実施形態のチタン合金棒材の製造方法について説明する。
本実施形態のチタン合金棒材は、所定の化学成分に調整された原料を溶解して鋳塊を得た後、得られた鋳塊をβ単相域に加熱し加工するβ鍛造と、α＋β二相域に加熱して加工するα＋β鍛造とを経て得られたチタン合金ビレットを、以下の工程に供することで得られる。
【００４４】
本実施形態のチタン合金棒材は、所定の化学成分を有する上記チタン合金ビレットを、β単相域の温度に加熱した後に急冷する第１の工程と、チタン合金ビレットをα＋β二相域の温度に加熱し、鍛造した後に冷却する第２の工程と、チタン合金ビレットを、α＋β二相域の温度であって第２の工程の加熱温度以下の温度に加熱し、鍛造する第３の工程と、をこの順で行うことにより製造される。
以下、各工程について説明する。
【００４５】
第１の工程では、チタン合金ビレットを加熱炉内でβ単相温度域に加熱し、その後、急冷することで、金属組織を均質化させ、結晶粒の粗大化を抑制する。β単相温度領域の加熱は、加熱炉内の温度をβ変態点温度より３０℃高い温度以上、β変態点温度より１００℃高い温度以下（β変態点温度＋３０℃〜β変態点温度＋１００℃の温度範囲）とすることが好ましい。加熱炉内の温度が、β変態点温度より３０℃高い温度であると、加熱炉内に温度が不均一な部分があったり、チタン合金ビレットの大きさが大きいものであったりしても、ビレット全体がβ変態点温度以上に加熱されるため好ましい。また、加熱炉内の温度が、β変態点温度より１００℃高い温度以下であると、チタン合金ビレットの表層の酸化が抑制されるとともに、チタン合金ビレット中の金属組織の粗大化が抑制されるため、高品質のチタン合金棒材が得られる。
【００４６】
第１の工程では、β単相温度域に加熱後、チタン合金ビレットを加熱炉から取り出して速やかに急冷するか、加工を加えた後に急冷することが好ましい。急冷は充分な冷却速度を得るために、十分な量の水にチタン合金ビレットを浸漬することで行う水冷が一般的であるが、水冷相当以上の冷却速度が得られる他の手段を用いても良い。急冷はチタン合金ビレットの表面温度が３００℃以下になるまで続けることが好ましい。
【００４７】
第１の工程では、β単相温度域に加熱して加熱炉から取り出した後に加工を行うことで、チタン合金ビレットに歪みを与えてもよい。歪みを与えることで再結晶を生じ、金属組織の結晶粒の粗大化が抑制される。
【００４８】
次に、第２の工程では、第１の 工程後のチタン合金ビレットを、α＋β二相域の温度に加熱し、チタン合金ビレットの長軸方向と交差する方向からチタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造した後に冷却する。第２の工程では、被加工材料であるチタン合金ビレットがα相およびβ相の二相の状態で加工される。特に、β相が組織中に５０％程度の割合で存在する温度域で加工することが好ましい。
【００４９】
第２の工程において、チタン合金ビレットを加熱する加熱炉内の温度は、β変態点温度より６０℃低い温度以上、β変態点温度未満（β変態点温度−６０℃〜β変態点温度未満の温度範囲）とすることが好ましい。加工発熱による温度上昇を加味すると、加熱温度の上限はβ変態点温度より２０℃低い温度未満（β変態点温度−２０℃未満）であることが好ましい。
【００５０】
加熱炉内の温度が、β変態点温度より６０℃低い温度以上であると、熱間加工を施す際のチタン合金ビレットの変形抵抗が大きくなりすぎることを防止でき、容易に効率よく熱間加工を行うことができる。また、加熱炉内の温度が、β変態点温度未満であると、チタン合金ビレットの金属組織中にα結晶粒が十分に析出するため、粒成長が抑制されるとともに、α＋β二相温度域で熱間加工を施すことによる効果が十分に得られる。
【００５１】
チタン合金ビレットの表面温度は鍛造中に徐々に低下するため、表面性状が悪化したり表面割れが生じやすくなったりする場合には、第２の工程の終了前に、鍛造を一旦中断し、再度、チタン合金ビレットを加熱してから鍛造することが好ましい。
【００５２】
第２の工程について、更に図４を参照して説明する。図４は、チタン合金ビレットと金敷とを示す図であり、図４（ａ）は圧下前の側面図であり、図４（ｂ）は圧下前の平面図であり、図４（ｃ）は圧下後の側面図であり、図４（ｄ）は圧下後の平面図である。図４（ｅ）はチタン合金ビレットを軸周りに回転させた後の側面図であり、図４（ｆ）はチタン合金ビレットを軸周りに回転させた後の平面図である。なお、図４において、符号１は金敷であり、符号２がビレットである。
【００５３】
第２の工程では、ビレットの長軸方向とほぼ直交する方向から一対の金敷による圧下を加える。第２の工程によって、チタン合金中のα結晶粒集合体（αコロニー）の分断および微細化を促進するとともに、棒材の長軸方向、および長軸に直交する断面内における棒材の周方向のそれぞれとに対する（０００１）面方位の異方性の増加を抑制する。
【００５４】
より詳細には、第２の工程は、所定の条件でチタン合金ビレットを金敷により鍛造する第１鍛造工程と、チタン合金ビレットを長軸周りに回転させる第１回転工程と、チタン合金ビレットを長軸方向に移動する第１送り工程とを行う。この際、第１鍛造工程を少なくとも２回以上行うと共に第１鍛造工程の間に第１回転工程を行い、次いで、第１送り工程を行う。このようにして、チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造する。
【００５５】
具体的には、図４（ａ）及び図４（ｂ）から図４（ｃ）及び図４（ｄ）に示すように、第１鍛造工程を行ってチタン合金ビレットの外周面の一部である被加工部位を金敷によって圧下した後、図４（ｃ）及び図４（ｄ）から図４（ｅ）及び図４（ｆ）に示すように、第１回転工程を行ってチタン合金ビレットを長軸周りに回転させる。そして、新たな方向からチタン合金ビレットを圧下する。このようにして第１鍛造工程による圧下を２回以上行った後、第１送り工程を行ってチタン合金ビレットを長軸方向に所定の送り量だけ相対移動させる。第１送り工程を行うと、金敷は新たな被加工部位と対向することになる。この新たな被加工部位に対して、再び、第１鍛造工程、第１回転工程及び第１送り工程を行う。この動作を、チタン合金ビレットの長手方向一端から他端に向けて順次行い、必要に応じて掴み替えを行い、チタン合金ビレット全体に対して鍛造を行う。第１回転工程におけるチタン合金ビレットの長軸周りの回転は、たとえば、矩形断面の場合には９０°毎、八角形断面の場合には４５°毎としてもよい。
【００５６】
第１鍛造工程の回数の上限は第２工程前後での鍛錬比で制限する。第２工程前後での鍛錬比が１．６以下の範囲で鍛伸加工を繰り返す。
【００５７】
第１鍛造工程では、図５に示すように、チタン合金ビレットの長軸方向の直交断面において直交断面の重心を通る最大幅をＷ１とし、直交断面の重心を通る最小幅をＷ２としたとき、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．３以下になるように、かつ、鍛造前のチタン合金ビレットの幅Ｗini（以下、Ｗiと表記する場合がある）と鍛造後の幅Ｗafter（以下、Ｗaと表記する場合がある）との比ΔＷ（ΔＷ＝Ｗa／Ｗi）が１．０５以下になるように鍛造することが好ましい。
鍛造前のチタン合金ビレットの幅Ｗiniとは、図４（ｂ）に示すように、金敷の圧下方向からチタン合金ビレットを見た場合のチタン合金ビレットの最大投影幅である。また、鍛造後のチタン合金ビレットの幅Ｗafterは、圧下終了後のチタン合金ビレットの最大投影幅である。
なお、図５（ａ）は、直交断面形状が略矩形の場合のＷ１とＷ２を示す図であり、図５（ｂ）は直交断面が略円形の場合であり、図５（ｃ）は直交断面が略六角形の場合である。
【００５８】
これらの条件はいずれも、棒材の長軸方向と、長軸方向に直交する面内の棒材の周方向とに対する、チタン合金中のα結晶粒の結晶方位の集積の程度を近づけるための条件である。チタン合金ビレットを圧下した後にチタン合金ビレットを回転させて、再び圧下することにより、金敷とチタン合金ビレットの長軸方向の表面との接触面積が増加することにより、チタン合金ビレットの長軸方向の伸びが抑制され、長軸方向へのα結晶粒の（０００１）面法線方向の集積が増加する。一方、直交断面内においては、圧下方向に対して垂直な周方向へのα結晶粒の（０００１）面法線方向の集積が増加する。また、金敷とチタン合金ビレット表面との接触面積が増加することで、チタン合金ビレット内部へのひずみ蓄積が増加し、α結晶粒およびα結晶粒集合体（αコロニー）の分断が促進される。さらに、鍛練比の上限を規定することで、α結晶粒集合体（αコロニー）のアスペクト比の上昇を抑制できる。これらの作用により、長軸方向および周方向に対する粗大なα結晶粒の（０００１）面法線方向の集積の程度を近づけるとともに、α結晶粒集合体（αコロニー）のアスペクト比を低減することができる。つまり、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．３以下になるように、かつ、鍛造前のチタン合金ビレットの幅Ｗiniと鍛造後の幅Ｗafterとの比ΔＷ（ΔＷ＝Ｗa／Ｗi）が１．０５以下になるようにチタン合金ビレットを鍛造し、鍛錬比１．６以下の範囲で行う。鍛錬比が１．６超では、α結晶粒の結晶方位の異方性が上昇してしまう。
【００５９】
このような集積度あるいは面積率の変化を効率的に行うためには、第１の工程においてβ熱処理後に冷却することで結晶方位がランダム化されたチタン合金ビレットに対して、最初に行う加工を制御することが重要である。
【００６０】
次に、第３の工程では、α＋β二相域の温度であって第２の工程の加熱温度以下の温度に加熱し、前記チタン合金ビレットの長軸方向と交差する方向から前記チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造し、少なくとも最後に冷却する。第３の工程では、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．５以下になるように第２鍛造工程を行う。第２鍛造工程を行う際には、チタン合金ビレットをその長軸を中心にして回転させて鍛造方向を各回毎に変更させる。これにより、α結晶粒の（０００１）面方位の異方性を低減させる。
【００６１】
第３の工程において、チタン合金ビレットを加熱する加熱炉内の温度は、β変態点温度より８０℃低い温度以上、第２の工程の加熱温度以下とすることが好ましい。加工発熱による温度上昇を加味すると、加熱温度の上限はβ変態点温度より２０℃低い温度未満（β変態点温度−２０℃未満）であることが好ましい。
【００６２】
加熱炉内の温度が、β変態点温度より８０℃低い温度以上であると、熱間加工を施す際のチタン合金ビレットの変形抵抗が大きくなりすぎることを防止でき、容易に効率よく熱間加工を行うことができる。また、加熱炉内の温度が、第２の工程の温度以上の温度になると、（０００１）面方位の集積度が低下してしまうので好ましくない。
【００６３】
第３の工程においても、チタン合金ビレットの温度が鍛造中に徐々に低下するため、表面性状が悪化したり表面割れが生じやすくなったりする場合には、第３の工程の終了前に、鍛造を一旦中断し、再度、チタン合金ビレットを加熱してから鍛造することが好ましい。
【００６４】
第３の工程では、所定の条件でチタン合金ビレットを金敷により鍛造する第２鍛造工程と、チタン合金ビレットを長軸周りに回転させる第２回転工程と、チタン合金ビレットを長軸方向に移動する第２送り工程とを行う。この際、第２鍛造工程を少なくとも２回以上行うと共に第２鍛造工程の間に第２回転工程を行い、次いで、第２送り工程を行う。このようにして、チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造する。
【００６５】
より具体的には、第２鍛造工程を行ってチタン合金ビレットの外周面の一部である被加工部位を金敷によって圧下した後、第２回転工程を行ってチタン合金ビレットを長軸周りに回転させる。そして、新たな方向からチタン合金ビレットを圧下する。このように第２鍛造工程による圧下を２回以上行った後、第２送り工程を行ってチタン合金ビレットを長軸方向に所定の送り量だけ相対移動させる。第２送り工程を行うと、金敷は新たな被加工部位と対向することになる。この新たな被加工部位に対して、再び、第２鍛造工程、第２回転工程及び第２送り工程を行う。この動作を、チタン合金ビレットの長手方向一端から他端に向けて順次行い、必要に応じて掴み替えを行い、チタン合金ビレット全体に対して鍛造を行う。第２回転工程におけるチタン合金ビレットの長軸周りの回転は、たとえば、矩形断面の場合には９０°毎、八角形断面の場合には４５°毎としてもよい。
【００６６】
第３の工程では、鍛錬比が１．５〜２．５になるまで、鍛造後のＷ１／Ｗ２が１．５以下になるように鍛造する第２鍛造工程を繰り返し行う。鍛錬比が１．５未満では、α結晶粒の大きさを微細化することができなくなり、疲労寿命が悪化する。また、鍛錬比が２．５を超えると、ビレットの長軸方向にα結晶粒集合体が延伸してアスペクト比が大きくなり、疲労寿命が悪化するので好ましくない。
【００６７】
以上説明したように、本実施形態のチタン合金棒材によれば、円相当直径１００μｍ未満かつアスペクト比３．０未満であるα結晶粒集合体の面積率が６０％以上であり、α結晶粒を構成する稠密六方晶の（０００１）面の法線方向と、チタン合金棒材の長軸方向および長軸に直交する断面内におけるチタン合金棒材の周方向のそれぞれとなす角度θ、ωが０°以上５５°以下の範囲にある円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率が１５％以下であるので、Ｄｗｅｌｌ疲労特性の異方性を低減し、チタン合金棒材の品質を向上させることができる。
【００６８】
また、本実施形態によれば、第１の工程、第２の工程及び第３の工程を順次行うことで、Ｄｗｅｌｌ疲労特性に優れたチタン合金棒材を製造できる。
【００６９】
本実施形態のチタン合金棒材は、例えば、航空機エンジンのタービンブレードやタービンディスクの素材として好適に用いることができる。すなわち、本実施形態のチタン合金棒材に対して更に加工を施してタービンブレードあるいはタービンディスクとすることで、Ｄｗｅｌｌ疲労特性に優れたタービンブレードあるいはタービンディスクとすることができる。
【実施例】
【００７０】
次に、本発明の実施例について説明する。
以下に示す方法によりチタン合金棒材を製造し、評価した。
【００７１】
（事前工程）
溶解して得られた、表１に示す組成を有する直径約７５０ｍｍの円柱状の鋳塊を、β変態温度以上の１０２０℃以上１２００℃以下に加熱した加熱炉内でβ単相温度域に加熱した後、加熱炉から取り出して鍛造するβ鍛造と、β変態温度以下の９００℃以上９８０℃以下のα＋βの二相域に加熱した後、加熱炉から取り出して鍛造するα＋β鍛造を、それぞれ１回または複数回繰り返して、長手方向に直交する断面形状が表１に示す断面形状の棒状のビレットを得た。前記棒状のビレットを中間ビレット（チタン合金ビレット）とした。表１に示すチタン合金ビレットのβ変態点温度は９９０℃〜１０１０℃の範囲であった。
【００７２】
なお、表１の中間ビレットの形状の欄において、「ψ５１０」「ψ３８０」はそれぞれ断面形状が直径５１０ｍｍ、３８０ｍｍの円形状であることを意味し、「４８０八角」「６００八角」は断面形状が八角形であって相対する平行な２辺の間隔が４８０ｍｍまたは６００ｍｍである八角形状であることを意味し、「２６０＊２６０」は断面形状が一辺長さ２６０ｍｍの四角形であることを意味し、「６１０＊３２０」は断面形状が縦６１０ｍｍ、横３２０ｍｍの四角形であることを意味し、「６００＊３００」は断面形状が縦６００ｍｍ、横３００ｍｍの四角形であることを意味する。
【００７３】
（第１の工程）
事前工程で得た中間ビレットを、表２に示す加熱温度の加熱炉内で加熱した後、加熱炉から取り出して、表２に示す条件のように、鍛造（加工）後に水冷、あるいは、鍛造（加工）を行わないで水冷した。水冷は、十分な量の水を入れた水槽に浸漬することで行った。また、水冷は、インゴット表面温度が少なくとも３００℃を下回る温度になるまで行った。
【００７４】
（第２の工程）
第１の工程で得たチタン合金ビレットを、表２に示す加熱温度の加熱炉内で加熱した後、加熱炉から取り出して鍛造した。鍛造は、表２に示すＷ１／Ｗ２、ΔＷとなる第１鍛造工程を２〜６回行った。第１造工程の回数は表２に示した。各第１鍛造工程の間で第１回転工程を行うことで第１鍛造工程の圧下方向を各回毎に変更させた。その後、第１送り工程を行った。このような第１鍛造工程、第１回転工程及び第１送り工程を複数回に渡って繰り返すことで、チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造した。なお、鍛造中に温度低下した際には加熱炉で再加熱した。このようにして、断面形状が円形または多角形であるビレットを得た。第２の工程での加熱温度は、いずれの試料においても、β変態点温度−６０℃〜β変態点未満の範囲（α＋β二相域の温度）だった。
【００７５】
（第３の工程）
第２の工程後のチタン合金ビレットを、表２に示す加熱温度の加熱炉内で加熱した後、表２に示す条件で鍛造した。鍛造は、表２に示すＷ１／Ｗ２となる第２鍛造工程を２〜６回行った。第２造工程の回数は表２に示した。各第２鍛造工程の間で第２回転工程を行うことで第２鍛造工程の圧下方向を各回毎に変更させた。その後、第２送り工程を行った。このような第２鍛造工程、第２回転工程及び第２送り工程を複数回に渡って繰り返すことで、チタン合金ビレットをその全長に渡って鍛造した。なお、鍛造中に温度低下した際には加熱炉で再加熱した。このようにして、断面形状が円形であるチタン合金棒材を製造した。第３の工程での加熱温度は、Ｎｏ．１０以外はいずれも、α＋β二相域の温度であり、かつ、第２工程の加熱温度未満の温度であったが、Ｎｏ．１０の加熱温度は第２の工程の加熱温度を超えていた。
【００７６】
第２工程及び第３工程の後は、インゴット表面温度が少なくとも３００℃を下回る温度になるまで空冷（放冷）した。
【００７７】
得られたチタン合金棒材について、結晶組織の測定を行った。
まず、チタン合金棒材の長さ方向中心部より、長軸方向に平行な断面を観察面とする試験片を採取した。観察面における測定箇所は、断面が半径ｒの円形の試料については表面からｒ／２の深さの位置とした。次に、試験片の観察面の測定箇所における、縦３ｍｍ横３ｍｍの矩形の領域を視野とし、測定間隔は２．０μｍ、加速電圧１５ｋＶで、ＥＢＳＤを用いて測定した。
得られた測定結果を、ＯＩＭ（株式会社  ＴＳＬソリューションズ製の結晶方位解析ソフト）を用いて解析した。まず、α相のみを対象とするＰａｒｔｉｔｏｎを作成し、解析の対象とした。隣り合うＥＢＳＤ測定点の方位（ｃ軸方向）の角度差（ミスオリエンテーション角）を５°以下としてα結晶粒を決定した。
【００７８】
直交断面内の異方性については、Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ  Ｍａｐを作成し、直交断面内の径方向および周方向とα結晶粒の（０００１）面の法線方向との方位差が２５°以内となるα結晶粒の面積率（Ｔｏｔａｌ  Ｆｒａｃｔｉｏｎ）を求めた。
また、Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ  Ｍａｐを使い、α結晶粒の（０００１）面の法線方向と、チタン合金棒材の長軸方向とのなす角度θが６５°から９０°となるα結晶粒の面積率（Ｔｏｔａｌ  Ｆｒａｃｔｉｏｎ）を求めた。
【００７９】
さらに、ＰａｒｔａｔｉｏｎのＧｒａｉｎ  ＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓでＧｒａｉｎ  Ｓｉｚｅを２０μｍ超とした後、Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ  Ｍａｐを作成し、α結晶粒の（０００１）面の法線方向と、チタン合金棒材の径方向および周方向とのなす角度が０°以上５５°以下の範囲にあるα結晶粒の面積率（Ｔｏｔａｌ  Ｆｒａｃｔｉｏｎ）を求めた。
【００８０】
また、得られたチタン合金棒材のDwell疲労特性を測定した。
試験片として、チタン合金棒材の径方向および周方向が長手方向となるように引張試験片と疲労試験片を採取した。
【００８１】
引張試験の測定条件は以下の通りとした。
試験片形状：平行部φ５×３０ｍｍ、ゲージ長さ２５ｍｍ、ひずみ速度：８．３×１０−５ｓ−１。
【００８２】
疲労試験の測定条件は以下の通りとした。
疲労試験片形状：平行部φ５．０８ｍｍ×１５．２４ｍｍ、ゲージ長さ１２ｍｍ。
疲労試験方法：軸力、片振り、応力比０．０５。最大応力＝同材料（同方向）の０．２％耐力の９５％。
通常疲労：三角波、負荷１ｓ、除荷１ｓ
Ｄｗｅｌｌ疲労：台形波、負荷１ｓ、保持１２０ｓ、除荷１ｓ
【００８３】
表３に、チタン合金棒材の長軸方向に平行な断面において、円相当直径１００μｍ未満かつアスペクト比３．０未満であるα結晶粒集合体の面積率、α結晶粒の（０００１）面の法線方向とチタン合金棒材の長軸方向となす角度θが０°以上５５°以下の範囲にある円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率、および、（０００１）面の法線方向とチタン合金棒材の周方向となす角度ωが０°以上５５°以下の範囲にある円相当直径が２０μｍ超のα結晶粒の面積率を示す。また、表３には、直交断面内の径方向及び周方向のＤｗｅｌｌ疲労寿命の長い方を短い方で割った比を示す。本発明の範囲にある実施例では、Ｄｗｅｌｌ疲労の破断寿命は、５０００回以上であった。
【００８４】
表３に示すように、本発明の範囲にある実施例は直交断面内でのＤｗｅｌｌ疲労寿命の比が２．０以下と異方性が小さくなっていることが分かる。一方、本発明の範囲外である比較例では、Ｄｗｅｌｌ疲労特性の異方性が増大していることが分かる。
【００８５】
【表１】
2020152972.tif 000003
【００８６】
【表２】
2020152972.tif 000004
【００８７】
【表３】
2020152972.tif 000005
【符号の説明】
【００８８】
１…金敷、２…ビレット。
【図１】
2020152972.tif 000006
【図２】
2020152972.tif 000007
【図３】
2020152972.tif 000008
【図４】
2020152972.tif 000009
【図５】
2020152972.tif 000010