圧延方向を周方向とする溶接管に用いられるαβ型チタン合金板であり、前記造管用αβ型チタン合金が、質量で0.8~1.5のFe、0.020以下のNを含有すると共に、下式に示すQが0.34~0.55を満足する範囲のFe、O、Nを含有し、残部Tiおよび不純物からなる組成を有し、板面方向の集合組織が、六方晶結晶構造を有するα相の0002極点図におけるc軸と板法線方向とのなす角度である角θが0~30°である領域に配向している第1結晶粒と、前記角θが80~100°であって、かつα相の0002極点図におけるc軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角φが-10~10°である領域に配向している第2結晶粒とを有し、前記第1結晶粒と前記第2結晶粒とにおけるα相の底面からのX線相対強度の最強値の比第2結晶粒/第1結晶粒が5.0以上であることを特徴とする造管性に優れた溶接管用αβ型チタン合金板。Q=[O]2.77×[N]0.1×[Fe]上記式において、Fe、O、Nは各元素の含有量[質量]である。請求項1に記載の溶接管用αβ型チタン合金板の製造方法であって、前記組成を有するスラブを、β変態点以上からβ変態点150°C以下の熱延加熱温度に加熱した後、板厚減少率90以上で、熱延仕上温度をβ変態点-50°C以下からβ変態点-200°C以上として、一方向熱間圧延を行う熱間圧延工程を備えることを特徴とする、造管性に優れた溶接管用αβ型チタン合金板の製造方法。請求項1に記載の溶接管用αβ型チタン合金板を使用して、板幅方向を管の長手方向、板長手方向を管の周方向にして造管してなり、管長手方向の引張強さが900MPaを超え、ヤング率が130GPaを超えることを特徴とする、管長手方向の強度剛性に優れたαβ型チタン合金溶接管製品。本発明は、以上の事情を背景としてなされたものであり、αβ型チタン合金板を曲げ加工して両端部を突合せ溶接して溶接管を製造する際、造管性を高めたαβ型チタン合金板およびその製造方法と、αβ型チタン合金板を使用して造管した、管長手方向の強度、剛性が高いαβ型チタン合金溶接管製品を提供することを目的とするものである。上記課題を解決するために、発明者らは、αβ型チタン合金板の集合組織に着目して鋭意検討を重ね、板面方向の集合組織のTtextureを発達させるとともに安定化させることで、板長手方向の延性が改善されること見出した。さらに、発明者らは、Ttextureの安定度を評価すべく鋭意検討を重ね、板長手方向の延性が良好となる十分に発達した安定なTtextureを有するαβ型チタン合金板では、板面方向の集合組織が、六方晶結晶構造を有するα相の0002極点図におけるc軸と板法線方向とのなす角度である角θが0~30°である領域に配向している第1結晶粒と、前記角θが80~100°であって、かつα相の0002極点図におけるc軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角φが-10~10°である領域に配向している第2結晶粒とを有し、第1結晶粒と第2結晶粒とにおけるα相の底面からのX線相対強度の最強値の比第2結晶粒/第1結晶粒が5.0以上となることを見出し、本発明を想到した。また、発明者らは、αβ型チタン合金板の製造方法について、αβ型チタン合金板における集合組織の形成過程を考慮して、鋭意研究を進め調査を重ねた。その結果、チタン合金を一方向熱延、あるいはさらに、熱延と同じ方向に一方向冷延すると、Ttextureを呈し、板幅方向の強度が極めて高くなり、この方向を管長手方向にすることにより、管軸方向の強度ならびに剛性を著しく高めることが可能であることを見出した。さらに、発明者らは、上記集合組織を発達させた板の長手方向を、管の周方向にして成形加工することにより造管すると、変形抵抗が低く造管性が改善されることを見出した。これは、Ttextureの発達により、以下に示すように、板長手方向の強度が低下し延性が改善されるため、その方向を管の周方向にすることにより、周方向の曲げ加工性が良好となるためである。純チタンでは、BtextureとTtextureとにおける板幅方向の降伏応力は大きく異なるが、板長手方向の降伏応力は殆ど変らない。しかし、純チタンよりも高強度のαβ型チタン合金においては、実際には、Ttextureを安定化すると長手方向の強度は低くなる。これは、冷延のように、室温付近でチタンを冷間加工する場合、主すべり面は底面内に限定されることと、純チタンでは、すべり変形に加え、HCPのc軸に近い方向を双晶方向とする双晶変形も起るため、塑性異方性がチタン合金に比べ小さいこととに起因する。純チタンに比べてO含有量が高く、Al等を含有するαβ型チタン合金では、双晶変形が抑えられ、すべり変形が支配的であるため、集合組織形成に伴い、底面が特定の方向に配向することにより、板面内での材質異方性がより助長される。こうして、αβ型チタン合金においては、Ttextureを安定化することにより、板長手方向の強度が下がり延性が向上するため、この方向を管の周方向に設定することにより、管への成形加工時の変形抵抗が低下して造管性が改善されるのである。さらに、発明者らは、αβ型チタン合金において、強いTtextureが得られる熱延加熱温度は、β単相域の適正な温度範囲であり、更に、熱延加熱温度をβ温度域とすることがより効果的であることを突き止めた。この温度域は、αβ型チタン合金の通常の熱延温度であるαβ2相域加熱熱延に比べ高いため、良熱間加工性が維持されると共に、熱延中の両エッジ部での温度低下は小さくなる傾向となり、耳割れが発生し難くなる効果もある。さらに、発明者らは、合金元素の組合せおよび添加量の適正化、ならびに、適正な熱延条件の選択により、Ttextureがさらに発達して、上記効果を高めることが出来、管長手方向で900MPa以上の引張強さと130GPa以上のヤング率を得ることが出来ることを見出した。本発明は以下の手段を骨子とする。1圧延方向を周方向とする溶接管に用いられるαβ型チタン合金板であり、前記造管用αβ型チタン合金が、質量で0.8~1.5のFe、0.020以下のNを含有すると共に、下式に示すQが0.34~0.55を満足する範囲のFe、O、Nを含有し、残部Tiおよび不純物からなる組成を有し、板面方向の集合組織が、六方晶結晶構造を有するα相の0002極点図におけるc軸と板法線方向とのなす角度である角θが0~30°である領域に配向している第1結晶粒と、前記角θが80~100°であって、かつα相の0002極点図におけるc軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角φが-10~10°である領域に配向している第2結晶粒とを有し、前記第1結晶粒と前記第2結晶粒とにおけるα相の底面からのX線相対強度の最強値の比第2結晶粒/第1結晶粒が5.0以上であることを特徴とする造管性に優れた溶接管用αβ型チタン合金板。Q=[O]2.77×[N]0.1×[Fe]上記式において、Fe、O、Nは各元素の含有量[質量]である。21に記載の溶接管用αβ型チタン合金板の製造方法であって、前記組成を有するスラブを、β変態点以上からβ変態点150°C以下の熱延加熱温度に加熱した後、板厚減少率90以上で、熱延仕上温度をβ変態点-50°C以下からβ変態点-200°C以上として、一方向熱間圧延を行う熱間圧延工程を備えることを特徴とする、造管性に優れた溶接管用αβ型チタン合金板の製造方法。31に記載の溶接管用αβ型チタン合金板を使用して、板幅方向を管の長手方向、板長手方向を管の周方向にして造管してなり、管長手方向の引張強さが900MPaを超え、ヤング率が130GPaを超えることを特徴とする、管長手方向の強度剛性に優れたαβ型チタン合金溶接管製品。本発明により、αβ型チタン合金板を曲げ加工して管状に成型し、曲げた板の両端を突き合わせて溶接するαβ型チタン合金溶接管の製造工程において、曲げ加工性に優れ造管性の良好な高強度αβ型チタン合金板およびその製造方法と、そのαβ型チタン合金板を使用して製造した、管長手方向の強度、剛性に優れるαβ型チタン合金溶接管製品を提供出来る。本発明者らは上記課題を解決すべく、溶接管用αβ型チタン合金板の造管性に及ぼす板面方向の集合組織の影響を詳しく調査した。その結果、Ttextureを安定化させることにより、板長手方向の変形抵抗が低くなると共に、延性が改善されるため、溶接管を製造する際に板長手方向が管の周方向となるように曲げ加工すると、αβ型チタン合金板の曲げ加工性が改善されることを見出した。さらには、その時、板幅方向は高強度かつ高ヤング率となるため、管長手方向は高強度高剛性を有する特性を示す。当該発明はこの知見に基づいてなされたものである。以下に、請求項1に記載の本発明以下、本発明1に示したチタンα相の集合組織を限定した理由を示す。まず、本発明のαβ型チタン合金板の集合組織における結晶方位の示し方について、再度図1を用いて説明する。本発明において重要なのは、チタンα相、即ち六方晶HCP結晶構造を持つ相の、六回対称結晶面である0001面の法線であるc軸の方位である。図1aにあるように、c軸と板法線ND方向となす角を角θとし、c軸の板面への射影線と板幅TD方向のなす角を角φとする。前記射影線がTD方向に一致するとき、角φ=0とする。αβ型チタン合金において、板長手方向の低い耐力高い延性と、板幅方向での高い強度剛性は、Ttextureを強く発達させた場合に発揮される。発明者らは、Ttextureを発達させる合金設計ならびに集合組織形成条件について、鋭意研究を進め、以下のように解決した。まず、集合組織の発達程度を、X線回折法により得られる、α相底面からのX線相対強度の最強値の比を用いて評価した。図2にα相HCP底面の集積方位を示す0002極点図の例を示すが、この0002極点図は、Ttextureの典型的な例であり、c軸が強く板幅方向に配向している。このような集合組織は、c軸が主にND方向に配向した第1結晶粒の集積度と、c軸が主にTD方向に配向した第2結晶粒の集積度との比をとることによって特徴づけられる。即ち、α相の0002極点図におけるc軸と板法線ND方向とのなす角度である角θが、図1bのハッチング部に示すように、0度~30度であり、かつc軸の板面への射影線と板幅TD方向とのなす角度である角φが-180~180°全周である領域に配向している第1結晶粒におけるα相の底面からのX線0002反射のうち最も強い強度X線相対強度の最強値であるXNDを求める。また、α相の0002極点図におけるc軸と板法線ND方向とのなす角度である角θが図1cのハッチング部に示すように、80度~100度であり、かつ角φが-10~10°である領域に配向している第2結晶粒からのX線0002反射のうち最も強い強度X線相対強度の最強値であるXTDを求める。次に、これらの比XTD/XND第2結晶粒/第1結晶粒を求める。この比XTD/XNDをX線異方性指数と呼ぶが、これによりTtextureの安定度を評価することができる。このようなα相の0002極点図におけるX線異方性指数XTD/XNDについて種々チタン合金板に対し評価した。図3にXTDとXNDの測定位置を模式的に示す。更に、前記X線異方性指数を板長手方向への曲げ加工のしやすさと関連付けた。板を管状へ曲げる場合の曲げ加工しやすさの指標として、曲げ方向=板長手方向、即ち圧延方向の0.2耐力を用いた。この値が小さいほど、曲げやすくなり、造管しやすいことになる。1.1質量のFeと0.36質量のOとを含有するαβ型チタン合金板を用いて、種々の熱延条件で一方向熱延、もしくは、クロス圧延することにより、種々のX線異方性指数を示す素材を用意した。この素材よりJIS13B板状引張試験片を加工して、X線異方性指数と、引張試験JISZ2201で得られた板長手方向の0.2耐力との関係を調べた。その結果を図4に示すが、X線異方性指数が高くなる程、板長手方向の0.2耐力は低くなる。図4に示すグラフを作成する際に0.2耐力の測定に用いたαβ型チタン合金板と同じαβ型チタン合金板を使用して、板長手方向を管状に曲げ加工する時の変形抵抗および曲げ加工しやすさを調査した。その結果、0.2耐力が610MPa以下となる場合に、曲げ加工時の変形抵抗は低くなり、曲げ加工性が格段に向上することを見出した。0.2耐力が610MPa以下となる時のX線異方性指数は5.0以上である。また、図4に示すグラフを作成する際に0.2耐力の測定に用いたαβ型チタン合金板と同じαβ型チタン合金板を使用して、プレス加工により板長手方向に板を曲げその両端をTIG溶接して溶接管を製造し、得られた実管試験片を使用して引張試験を実施した際の管長手方向の引張強さTSとX線異方性指数の関係を調べた。その結果を図5に示す。図5に示すように、X線異方性指数が大きくなるほど、管長手方向の引張強さは上昇する。自動二輪フレームや自動車用強度部材として使用するのに必要とされる引張強さ900MPa以上が得られるのは、X線異方性指数が5.0以上になる場合である。また、αβ型チタン合金のX線異方性指数が5.0以上になる場合、αβ型チタン合金の板幅方向は130GPaを超える高いヤング率となる。これらの知見に基づいて、第1結晶粒と第2結晶粒とにおけるα相の底面からのX線相対強度ピークの最強値の比第2結晶粒/第1結晶粒X線異方性指数を5.0以上に限定した。また、X線異方性指数は、より一層優れた曲げ加工性と引張強さとヤング率とを得るために、7.5以上であることが好ましい。また、第1結晶粒からの該X線強度が非常に小さくなる場合、即ち第1結晶粒に属する結晶粒が非常に少なくなる場合があり、この場合、X線異方性指数は、非常に大きくなり、発散してしまう場合もある。したがってX線異方性指数に上限は設けない。次に、本発明の溶接管用αβ型チタン合金板の組成について説明する。本発明の溶接管用αβ型チタン合金板は、以下に示す化学成分を有するため、特に、板を管状に曲げ加工して溶接管を製造する際の曲げ加工性を主とする、高い造管性を有すると共に、管長手方向が高い強度および剛性を有する。以下に、本発明の溶接管用αβ型チタン合金板の成分元素の選択理由と、成分範囲を限定した理由を示す。Feは、β相安定化元素の中でも安価な添加元素であり、β相を固溶強化する働きを有する。板を管状に曲げ加工する際の曲げ加工性を改善するために、熱延集合組織で強いTtextureを得るには、熱延加熱温度で安定なβ相を適正な量比で得る必要がある。Feは他のβ安定化元素に比べ、β安定化能が高い特性を有する。このため、他のβ安定化元素に比べて添加量を少なくすることが出来、Feによる室温での固溶強化はそれ程高まらず、高延性を保つことが出来るため、曲げ加工性を確保できる。熱延温度域で安定なβ相を適正な体積比まで得るには、0.8以上のFeの添加が必要である。一方、FeはTi中で凝固偏析しやすく、また、多量に添加すると固溶強化により延性が低下し曲げ加工性が低下すると共に、ヤング率の低いβ相分率が高まるため、剛性低下を招く。それらの影響を考慮して、Feの添加量の上限を1.5とした。Fe含有量のより好ましい範囲は、0.9~1.3である。Nはα相中に侵入型固溶し固溶強化の作用を有する。しかし、高濃度のNを含むスポンジチタンを使用する等の通常の方法によってNを0.020を超えて添加すると、LDIと呼ばれる未溶解介在物が生成しやすくなり、製品の歩留が低くなるため、0.020を上限とした。N含有量のより好ましい範囲は、0.010以下である。OはNと同様にα相中に侵入型固溶して、固溶強化する作用を有する。β相中に置換型固溶して強化する作用のあるFeも加え、これらの元素は、次式に示すQ値に従って強度上昇に寄与する。Q=[O]2.77×[N]0.1×[Fe]上記式において、Fe、O、Nは各元素の含有量[質量]である。上記式に示すQ値が0.34未満の場合には、一般に、αβ型合金で要求される引張強さ900MPa程度以上の強度が得られにくい。また、Q値が0.55を超えると、強度が高くなり過ぎて延性が低下し、冷延性がやや低下してしまう。したがって、Q値は0.34を下限、0.55を上限とすることが好ましい。Qのより好ましい範囲は、0.36~0.50である。なお、加工性の一種である張出し成形性を得るものとして、酸素、Feを含むチタン合金の技術が特許文献9に開示されているが、特許文献9では、そのような加工性を得るために、板面内の材質異方性を極力低減することを目的としている。従って、それほど大きい強度は期待できない。また、特許文献9に本発明合金と類似の添加元素を含有するチタン合金が記載されているが、本発明合金に比べOの添加量が低く、強度範囲も低いため、両者は異なっている。さらに、特許文献9では、主に冷間での張出し成形性を改善するため、板面内の材質異方性を極力低減することを目的としている点が本発明の技術思想と根本的に異なる。次に、本発明のαβ型チタン合金溶接管製品について説明する。本発明の溶接管製品は、本発明1の溶接管用αβ型チタン合金板を使用して、板幅方向を管の長手方向、板長手方向を管の周方向にして造管してなるものである。したがって、本発明の溶接管製品は、管長手方向の引張強さが900MPaを超え、ヤング率が130GPaを超える管長手方向の強度剛性に優れたものとなる。次に、請求項2に記載する本発明以下、本発明2は、特に、Ttextureを発達させ、曲げ加工性を改善すると共に、板幅方向の強度および剛性を高めるための製造方法に関するものである。本発明2は、本発明1の板面方向の集合組織およびX線異方性指数、チタン合金成分を有するαβ型チタン合金板の製造方法であって、β変態点以上からβ変態点150°C以下の熱延加熱温度に加熱した後、板厚減少率90以上で、熱延仕上温度をβ変態点-50°C以下からβ変態点-200°C以上として、一方向熱間圧延を行う熱間圧延工程を備えることを特徴とする、造管性に優れた溶接管用αβ型チタン合金板の製造方法である。熱間圧延工程後の熱延板の板面方向の集合組織を強いTtextureとし、高い材質異方性を確保するには、熱間圧延工程において、所定の組成のスラブをβ単相域の熱延加熱温度に加熱して例えば30分以上保持することで、一旦β単相状態とし、その後、熱延加熱温度からαβ2相の高温域である熱延仕上温度まで、板厚減少率90以上の大圧下を加える一方向熱間圧延を行うことが必要である。なおここで、β変態温度は、示差熱分析法により測定できる。予め、製造予定範囲内でFe、Al、N、Oの成分組成を変化させた素材を10種以上、実験室レベルの少量真空溶解、鍛造した試験片を用い、それぞれ1100°Cのβ単相領域から徐冷する示差熱分析法でβ→α変態開始温度と変態終了温度を調査しておくことで、実際の製造時に、製造材の化学成分組成と放射温度計による逐次温度測定により、その場でβ単相域にあるか、αβ領域にあるか、判定できる。熱延加熱温度がβ変態点未満、つまりαβ2相域の場合であり、あるいはさらに、熱延仕上温度がβ変態点-200°C未満の場合、熱間圧延の途中でβ→α相変態が多く起こり、α相分率が高い状態で強圧下が加わることとなる。その結果、β単相およびβ相分率が高い2相状態での圧下が不十分となるため、Ttextureが十分に発達しない。さらに、熱延仕上温度がβ変態点-200°C未満になると、急激に熱間変形抵抗が高まり熱間加工性が低下するため、耳割れなどが多発して、歩留低下を招く問題がある。そこで、熱延加熱温度の下限はβ変態点、熱延仕上温度の下限はβ変態点-200°C以上にする必要がある。この時のβ単相域からαβ2相域にかけて熱延加熱温度から熱延仕上温度までの板厚減少率が90未満の場合には、導入される加工歪が十分でなく、歪が板厚全体に渡って均一に導入されにくいため、Ttextureが十分に発達しない場合がある。したがって、熱間圧延工程における板厚減少率として90以上が必要である。また、熱延加熱温度がβ変態点150°Cを超えると、β粒は急激に粗大化する。この場合、熱延は殆どβ単相域で行われ、粗大なβ粒が圧延方向に延伸し、そこからβ→α相変態が起るため、Ttextureは発達しにくい。同時に、熱延用素材表面の酸化が激しくなり、熱間圧延工程後に熱延板表面にヘゲキズを生じやすいなど製造上の問題が生じる。したがって、熱延加熱温度は、β変態点150°Cを上限、β変態点を下限とすべきである。一方、熱延時の熱延仕上温度がβ変態点-50°Cを超える場合には、熱延の大部分がβ単相域で行われることになるため、加工β粒からの再結晶α粒の方位集積は十分でなく、Ttextureが十分に発達しにくい問題がある。したがって、熱延仕上温度の上限は、β変態点-50°Cとする必要がある。よって、熱延仕上温度は、β変態点-50°C以下からβ変態点-200°C以上の温度域である必要がある。また、上記条件での熱間圧延工程では、αβ型チタン合金の通常の熱延条件であるαβ域加熱熱延に比べて高温であるため、板両端の温度低下は低く抑えられる。こうして、板両端でも良熱間加工性が維持され、耳割れ発生が抑制されると言う利点がある。なお、熱延開始から終了まで、一貫して一方向にのみ圧延する一方向熱間圧延を行う理由は、板幅方向を管長手方向にして、曲げ加工により管状に成型し溶接管を製造する場合に、本発明が目的とする、曲げ加工時の変形抵抗を下げて曲げ加工性を改善すると共に、管長手方向が高強度かつ高ヤング率となるTtextureを効率的に得るためである。こうして、板長手方向の強度が低く、曲げ加工により管状に成形しやすく造管性に優れ、さらに、板長手方向の強度およびヤング率が高い溶接管用αβ型チタン合金板を得ることが可能となる。なお、本発明の溶接管用αβ型チタン合金板の製造方法においては、上記の熱間圧延工程後に、回復熱処理相当の軽い焼鈍を行っても良い。軽い焼鈍を行うことにより、長手方向の耐力の低下が得られると、造管時の曲げ成形性が増し、さらに良好な製管性を得ることが出来る。しかし、高温長時間の焼鈍を行うと、熱延集合組織が壊されて、板幅方向の強度が低下してしまう。したがって、熱間圧延工程後に軽い焼鈍を行う場合、700~900°Cの範囲で30分以下の保持が好ましい。また、本発明の溶接管用αβ型チタン合金板の製造方法によって製造されたαβ型チタン合金板を、板幅方向を管の長手方向、板長手方向を管の周方向にして管状に曲げ、付合せ部を溶接して造管することにより、管長手方向の引張強さが900MPaを超え、ヤング率が130GPaを超える、管長手方向の強度剛性に優れたαβ型チタン合金溶接管製品が得られる。なお、非特許文献1においては、純チタンにおいてβ温度域に加熱しα温度域で終始した一方向圧延でTtextureに類似の集合組織が形成されることが述べられている。しかし、非特許文献1は、純チタンであるため、本願とは、異なるプロセスである。更に、非特許文献1では、造管性の改善等の効果については調査していない。また、特許文献8では、純チタンにおいて、β温度域で熱間圧延を開始する技術が開示されているが、これは、結晶粒を微細化することで、しわキズの発生を防止することを目的としており、本願の目的とは大きく異なる。さらに、本願は、Feを0.5~1.5質量含むαβ型合金を対象としているため、これら純チタンに近い組成の素材とは技術的に大きく異なる。<実施例1>真空アーク溶解法により表1に示す組成を有するチタン材を溶解し、これを熱間で分塊圧延してスラブとし、940°Cの熱延加熱温度に加熱した後、板厚減少率97の熱間圧延により3mmの熱延板とした。熱延仕上温度は790°Cであった。なお、表1に示す試験番号3~14については、熱間圧延工程において一方向熱間圧延を行った。試験番号1、2については、熱間圧延工程において板長手方向だけでなく板幅方向への圧延も行った。この熱延板を酸洗して酸化スケールを除去し、引張試験片を採取して引張特性を調べた。また、板面方向の集合組織における六方晶結晶構造を有するα相の0002極点図におけるc軸と板法線方向とのなす角度である角θが0~30°である領域に配向している第1結晶粒と、角θが80~100°であって、かつα相の0002極点図におけるc軸の板面への射影線と板幅方向とのなす角度である角Φが-10~10°である領域に配向している第2結晶粒とについて、X線回折法により、α相の底面からのX線相対強度の最強値をそれぞれ測定し、その比第2結晶粒XTD/第1結晶粒XNDであるX線異方性指数を算出して、板面方向の集合組織の発達程度を評価した。造管性は、板長手方向の0.2耐力を用いて評価した。板長手方向を管状に曲げて付合せ部を溶接して溶接管を造管する、本発明による製管法において、板長手方向の0.2耐力が610MPa以下となれば、板長手方向の塑性加工はたやすいことから、造管性は良好である。次に、この熱延板を使用して、プレス曲げにより板長手方向を管状に曲げ加工し、付き合わせ部をTIG溶接して、外径60.5mm、肉厚3.0mmの溶接管を造管した。この溶接管より実管引張試験片を採取して、管製品の長手方向のヤング率および引張強度JISZ2201を評価した。自動二輪や自転車用フレームおよび自動車用強度部材等に使用される管製品としては、ヤング率130GPa以上、引張強さ900MPa以上を有することが望ましい。これらの特性を評価した結果も合せて表1に示す。表1において、試験番号1、2は、熱間圧延で板幅方向への圧延も含む工程により製造したαβ型チタン合金における結果であり、X線異方性指数が5.0未満である。試験番号1、2共に、板長手方向の0.2耐力は610MPaを超えており、板長手方向を曲げ方向とする造管時の変形抵抗は高く、造管製造性は低い。また、製造した管の管長手方向の引張強さは900MPa未満であると共に、ヤング率も130GPaに達しておらず、管長手方向の強度剛性を必要とする用途には好ましくない。これに対し、本発明2に記載した方法で製造された本発明1の実施例である試験番号4、5、8、10、11、13、14では、板長手方向の0.2耐力は610MPa未満であり、板長手方向に曲げる場合の変形抵抗は十分低く、板長手方向を管の周方向にして造管する際の造管性に優れる。また、製造した管の長手方向の引張強度は900MPa以上、ヤング率は130GPaを超えていることから、管長手方向の強度剛性が要求される用途には好ましい材質特性を示している。一方、試験番号3、7では、板長手方向の0.2耐力は610MPaよりも低く、造管性は良好であるが、造管後の管長手方向の引張強さは900MPaに達していない。このうち、試験番号3はFeの添加量が本発明の下限値を下回っていたため、管長手方向の引張強さが低くなった。また、試験番号7では、特に、窒素ならびに酸素含有量が低く、酸素当量値Qが規定量の下限値を下回っていたため、同様に、管長手方向の引張強さが十分高いレベルに達していない。また、試験番号6、9では、X線異方性指数は5.0を上回っているが、板長手方向の0.2耐力は610MPaを上回り、造管し難い特性を有する。試験番号6、9では、それぞれ、Fe添加量とQ値が本発明の上限値を越えて添加されたため、本成分系の合金としては、強度が上り過ぎたためである。一方、試験番号12は、熱延板の多くの部分で欠陥が多発し、製品の歩留が低かったため、特性を評価することが出来なかった。これは、Nが本発明の上限を越えて添加されたため、LDIが多発したためである。以上の結果より、本発明に規定された元素含有量およびXTD/XNDを有するチタン合金板は強い材質異方性を有するため、板長手方向の耐力が低く、板長手方向に曲げ加工して管を製造する際に変形抵抗が低いことから、管製品の製造性に優れると共に、管製品の管長手方向の引張強さとヤング率に優れていることが確認できた。本発明に規定された合金元素量ならびに、XTD/XNDを外れると、強い材質異方性と、それに伴う、板長手方向への低変形抵抗および管製品の管長手方向の高い強度とヤング率を得ることはできない。<実施例2>表1の試験番号4、8、14の組成を有するチタン材を溶解し、これを熱間で分塊圧延してスラブとし、表2~4に示す種々の条件で一方向熱間圧延して、800°C、120秒保持する焼鈍を行い、酸洗して酸化スケールを除去した後、実施例1と同様にして、引張特性を調べるとともに、X線異方性指数を算出して、板面方向の集合組織の発達程度、板長手方向の0.2耐力、管製品の長手方向のヤング率および引張強度を評価した。これらの特性を評価した結果も合せて表2~4に示す。なお、表2は試験番号4の組成、表3は試験番号8の組成、表4は試験番号14の組成の熱延焼鈍板における結果である。このうち、本発明2に記載した方法で製造された本発明1の実施例である試験番号15、16、22、23、29、30は、板長手方向で610MPa以下の0.2耐力を示し良好な造管性を有すると共に、製作した管製品の長手方向において、900MPaを超える引張強さと130GPaを超えるヤング率を有しており、管長手方向の強度剛性に優れる。一方、試験番号17、18、19、20、21、24、25、26、27、28、31、32、33、34、35は、板長手方向の0.2耐力が610MPaを超えており、造管性に劣ると共に、管長手方向の引張強さは900MPa未満、管長手方向のヤング率は130GPa未満と、自動二輪車のフレームや自動車用などの強度部材として十分な強度剛性特性を有していない。このうち、試験番号17、24、31については、熱延時の板厚減少率が本発明の下限よりも低かったため、Ttextureが十分に発達できず、板長手方向の0.2耐力が十分に下がらず、さらに、管長手方向の引張強さとヤング率が十分に高くならなかったためである。また、試験番号18、25、32は、熱延前加熱温度が本発明の下限温度以下であったため、また、試験番号20、27、34は、熱延仕上温度が本発明の下限温度以下であったため、いずれも、β相分率が十分に高いαβ2相域での熱間加工が十分でなく、Ttextureが十分に発達できなかったためである。また、試験番号19、26、33は、熱延前加熱温度が本発明の上限温度を超えており、また、試験番号21、28、35は、熱延仕上温度が本発明の上限温度を超えていたために、いずれも、大部分の加工がβ単相域で行われたため、粗大β粒の熱延に伴うTtextureの未発達、不安定化と、粗大な最終ミクロ組織の形成により、板長手方向の0.2耐力が十分に下がらず、さらに、管長手方向の引張強さとヤング率が十分に高くならなかったためである。以上の結果より、板を管状に成形して両端を突合せ溶接して溶接管を製造する場合に変形抵抗が低く、造管性に優れ、かつ、造管した溶接管の長手方向の引張強さおよびヤング率が高い特性を有するαβ型合金板材を得るためには、本発明に示す集合組織ならびに成分範囲の添加元素を有するチタン合金を、本発明に示す板厚減少率、熱延加熱温度ならびに仕上温度範囲で熱延するとともに、板の長手方向を管の周方向として造管することにより製造すればよいことが確認できた。