[0001] 本发明涉及棒材。尤其是，本发明涉及由包含α相和β相的钛合金形成的棒材。

[0002] 本申请基于2019年03月06日在日本申请的日本特愿2019‑040333号而要求优先权，并将其内容援引至此。

[0003] 钛合金的强度、轻量性、耐蚀性等优异，因此，近年来在各种领域中使用。

[0004] 钛合金之中，包含5％的Al和1％的Fe的Ti‑5Al‑1Fe系的钛合金(以下简写为“Ti‑5Al‑1Fe系合金”)的强度与延性的平衡优异。并且，Ti‑5Al‑1Fe系合金因添加元素比较廉价而经济性也优异，应用范围广。例如，专利文献1中，作为Ti‑5Al‑1Fe系合金，公开了一种以质量％计包含0.5％以上且小于1.4％的Fe、4.6％以上且小于5.5％的Al的合金。

[0005] 现有技术文献

[0006] 专利文献

[0007] 专利文献1：日本特开平7‑70676号公报

[0022] 本发明人等针对构成棒材的(作为坯料的)Ti‑5Al‑1Fe系合金的切削性，进行了各种研究。其结果，获得以下(1)～(3)的见解。

[0023] (1)Ti‑5Al‑1Fe系合金是被称为α+β型钛合金的合金，作为金相组织，具有α相和β相。Ti‑5Al‑1Fe系合金通过具有这两个相而使强度与延性的平衡良好。

[0024] (2)另一方面，β相在延性高的基础上，凝结性强，使切削性降低。具体而言，通过β相的存在，在切削时被称为切削粉的切削碎屑富有延性，且厚厚地生长，因此难以被切割。其结果，难以排出切削粉，容易发生堵塞，切削性降低。进而，切削粉有时与被切削的Ti‑
5Al‑1Fe系合金坯料、切削工具和切削粉彼此凝结，若发生凝结，则切削粉难以被排出，会发生堵塞，因此，切削性降低。

[0025] (3)为了提高切削性，适当控制β相的面积率且将β相制成容易被细细切割的状态是有效的。为了将β相制成容易细细切割的状态，如图1所示那样，减小β相的尺寸、向β相中导入应变而使β相的延性降低是有效的。针对β相的尺寸，不仅在如图1的(b)所示那样减小其圆当量直径的情况下，在如(c)、(d)所示那样将其形状设为椭圆、针状而减小至少一者的长度(短轴长度)的情况下，切削性也会提高。

[0026] 本发明是基于上述见解而进行的。以下，详细说明本发明的一个优选实施方式，此时，将本发明的一个优选实施方式记作本发明。

[0027] 1.相

[0028] 本实施方式所述的棒材由钛合金形成，钛合金包含α相和β相。钛合金可以由α相和β相组成。

[0029] 2.化学组成

[0030] 各元素的限定理由如下所述。以下的说明中，关于含量的“％”是指“质量％”。此外，夹着“～”而示出的数值范围包括其两端的值。即，4.5～6.4％表示4.5％以上且6.4％以下。其中，用超过、小于表示的值在范围内不包括该值。

[0031] Al：4.5～6.4％

[0032] Al是固溶强化能力高的元素，是使室温下的拉伸强度提高的元素。为了获得期望的拉伸强度(例如700MPa以上)，Al含量设为4.5％以上。Al含量优选设为4.8％以上。

[0033] 另一方面，若Al含量超过6.4％，则变形阻力增大，加工性降低。此外，通过凝固偏析等，作为母相的α相会过度地固溶强化，硬度局部增大。其结果，疲劳强度和冲击韧性降低。因此，Al含量设为6.4％以下。Al含量优选设为5.4％以下。

[0034] Fe：0.5～2.1％

[0035] Fe是β相稳定化元素，且是固溶强化能力高、对于提高室温下的拉伸强度而言有效的元素。进而，Fe的用于使β相稳定化的指标、即Mo当量高达2.9(将Mo设为1的情况。V为0.67。)，此外，扩散快。因此，含有Fe时，在切削中因加工放热而导致被切削的钛合金的温度上升并达到高温的情况下，β相的面积率也难以增加。其结果，在切削中切削粉容易被切割，切削性提高。

[0036] 图2是表示含有Fe的钛合金或含有V、Mo等的钛合金中的加热温度(横轴)和此时的β相的面积率的示意图。由图2可知：含有Fe时，即便温度上升，β相的面积率也难以增加。

[0037] 为了获得上述效果，Fe含量设为0.5％以上。Fe含量优选设为0.8％以上。另一方面，若Fe含量变得过量，则β相的面积率变得过量，反而导致切削性降低且容易发生偏析。因此，Fe含量设为2.1％以下。Fe含量优选设为1.2％以下。如果Fe含量为上述范围，则β相的面积率变为适当量，钛合金的强度与延性的平衡变得良好。

[0038] C：0.01％以下

[0039] N：0.05％以下

[0040] O：0.25％以下

[0041] C、N和O为杂质，若均大量含有，则延性和加工性有时降低。因此，将C含量设为0.01％以下、N含量设为0.05％以下、O含量设为0.25％以下。

[0042] 另一方面，对于降低C、N和O的含量而言，在工业生产方面存在极限。为了抑制过度的制造成本上升，这些元素的含量期望设为C：0.0001％以上、N：0.0001％以上、O：0.01％以上。

[0043] 此外，O还是用于提高强度的元素。用于提高强度时，可以将O含量设为0.08％以上。

[0044] V：0.10％以下

[0045] V为杂质，若V含量多，则高温下的β相的面积率容易增加。若V含量超过0.10％，则切削时的β相的面积率的增加变得显著，因此，V含量设为0.10％以下。

[0046] Si：0～0.40％

[0047] Si是β相稳定化元素，但也固溶在α相中而具有高的固溶强化能力，是使成为棒材坯料的钛合金的强度提高的元素。此外，Si存在与前述O(氧)相反的偏析倾向，进而，难以凝固偏析得像O(氧)那样的程度。因此，通过复合含有Si和O，能够使拉伸强度和疲劳强度两者均提高。因此，可根据需要来含有。此外，如上所述，出于偏析的问题，Fe难以含有超过2.1％。因此，通过调整Si含量，也能够提高强度。Si可以不含有，为了获得上述效果，Si含量优选设为0.15％以上。

[0048] 另一方面，若Si含量过量，则β相的面积率变得过量，切削性降低。因此，Si含量设为0.40％以下。Si含量优选设为0.35％以下。

[0049] Ni：0～0.15％

[0050] 与Si同样地，Ni是具有使钛合金的强度提高这一效果的元素。因此，可根据需要来含有。为了获得上述效果，Ni含量优选设为0.05％以上。

[0051] 另一方面，若Ni含量过量，则β相的面积率变得过量，切削性降低。此外，生成作为平衡相的金属间化合物(Ti2Ni)，疲劳强度和室温延性降低。因此，Ni含量设为0.15％以下。Ni含量优选设为0.10％以下。

[0052] Cr：0～0.25％

[0053] 与Si同样地，Cr具有使钛合金的强度提高的效果。因此，可根据需要来含有。为了获得上述效果，Cr含量优选设为0.10％以上。

[0054] 另一方面，若过量含有Cr，则β相的面积率变多，切削性降低。此外，生成作为平衡相的金属间化合物(TiCr2)，疲劳强度和室温延性降低。因此，Cr含量设为0.25％以下。Cr含量优选设为0.20％以下。

[0055] Mn：0～0.25％

[0056] 与Si同样地，Mn具有使钛合金的强度提高的效果。因此，可根据需要来含有。为了获得上述效果，Mn含量优选设为0.10％以上。

[0057] 另一方面，若Mn含量过量，则β相的面积率变多，切削性降低。此外，生成作为平衡相的金属间化合物(TiMn)，疲劳强度和室温延性降低。因此，Mn含量设为0.25％以下。Mn含量优选设为0.20％以下。

[0058] 本实施方式所述的棒材的化学组成中，余量为Ti和杂质。此处，“杂质”是指：在工业制造钛合金时，因原料、制造工序的各种原因而混入的成分，其在不对本发明造成不良影响的范围内是可接受的。杂质的含量不包括上述C、N、O、V在内合计优选为0.50％以下。作为杂质，除了上述C、N、O、V之外，可列举出例如H、Sn、Zr、Cu、Pd、W、B、Ta、Hf等。以杂质的形式包含H时，其含量例如为0.015％以下。此外，包含Sn、Zr、Cu、Pd、W、B、Ta、Hf时，其含量例如分别为0.05％以下。

[0059] 3.β相的面积率

[0060] 对于α+β型钛合金而言，β相在确保强度与延性的平衡的方面是必须的。然而，β相的凝结性高。因此，若β相的量过量，则延性增加，所排出的切削粉自身的延性也变高，因此，切削粉难以被切割。此外，在工具与被切削的钛合金之间发生凝结，摩擦阻力增加，以及，在切削粉与工具之间和切削粉彼此发生凝结，容易发生堵塞。其结果，切削性降低。

[0061] 因此，构成本实施方式所述的棒材的钛合金中，相对于所观察的全部组织，β相的面积率设为20％以下。β相的面积率优选设为15％以下。另一方面，β相的降低对于提高切削性而言是有效的，但为了提高强度和延性，β相的面积率优选设为1％以上。

[0062] β相的面积率通过利用电解研磨或胶体二氧化硅研磨将观察面制成镜面后，使用电子射线背散射衍射法(以下简写为“EBSD”)来测定。具体而言，在制成镜面的观察面中，将80(μm)×140(μm)的区域作为1个视野，针对5个视野，在将加速电压设为15kV、照射电流量设为10nA、步长设为0.3μm的条件下进行测定，使用附带的图像分析软件“OIM‑Analysis(注册商标)”，根据晶体结构的差异来计算β相的面积率。

[0063] 构成本实施方式所述的棒材的钛合金需要在全部部位满足上述β相的面积率的规定。如果全部部位中的上述β相的面积率为20％以下，则能够得到良好的切削性。此处，β相的面积率还与例如冷却难易度有关，在容易进行冷却的表面附近变高，在难以进行冷却的内部组织变低。因此，在表面附近、换言之表层的组织中，如果满足β相的面积率的规定，则可以认为其在内部组织中也满足β相的规定。

[0064] 因而，计算β相的面积率时，从由钛合金形成的棒材的C截面中的表面附近(加工面附近)切出试验片，并采取试验片即可。接着，关于所采取的试验片的观察面，例如，从表面(加工面)设定上述80(μm)×140(μm)的区域即可。由此，能够算出表层的β相的面积率，能够间接地判断钛合金整体中的β相的面积率是否达到20％以下。

[0065] 4.β相的平均短轴长度

[0066] β相是容易变形且凝结性高的相。因此，若β相的晶粒的平均短轴长度(有时简称为β相的平均短轴长度)超过2.0μm，则切削粉的延性变高。进而，与工具的接触面积变大，因此，与工具的摩擦阻力增加，切削粉变厚。延性高且厚的切削粉在切削中难以被切割，容易发生堵塞。其结果，切削性降低。因此，本实施方式所述的棒材中，钛合金所包含的β相的平均短轴长度设为2.0μm以下。β相的平均短轴长度优选设为1.7μm以下。β相的平均短轴长度的下限值没有特别规定，例如，在后述方法中，可以认为其达到0.3μm以上。

[0067] 本实施方式所述的棒材中，通过对钛合金进行加工，减小β相的平均短轴长度或进一步对β相导入应变，从而使β相的延性降低，使切削性提高。β相与α相相比延性高、容易进行加工。因此，如上所述，若对钛合金实施加工，则β相优先发生变形，形成细长延伸的椭圆形状，容易被切割。换言之，钛合金的切削性提高。

[0068] β相的平均短轴长度通过利用电解研磨或胶体二氧化硅研磨将观察面制成镜面，并使用EBSD来测定。与β相的面积率的测定同样地，在经镜面化的观察面中，将80(μm)×140(μm)的区域作为1个视野，针对5个视野，在将加速电压设为15kV、照射电流量设为10nA、步长设为0.3μm的条件下进行测定。然后，使用TSL Solutions公司制的图像分析软件“OIM‑Analysis(注册商标)”来计算上述平均短轴长度。

[0069] 此处，平均短轴长度如下那样地定义。具体而言，根据晶体结构的差异而仅将β相作为测定对象，并将倾角为15°以上的大角晶界所包围的范围定义为晶粒，将晶粒的最大长度定义为长轴a，在对晶粒进行椭圆近似的情况下，将由下式(1)算出的椭圆的短轴b(以下简称为“短轴”)的长度定义为短轴长度。计算各β相的晶粒的短轴的长度，并将其平均值定义为平均短轴长度。长轴的长度a和晶粒的面积S利用EBSD进行测定。

[0070] S＝π×a×b    (1)

[0071] 本实施方式所述的棒材需要在全部部位满足上述β相的平均短轴长度的规定。如果全部部位的上述β相的平均短轴长度为2.0μm以下，则能够得到良好的切削性。越靠近表面附近则越容易导入应变，越靠近内部组织则越难以导入应变。因此，与内部相比，表面附近的平均短轴长度容易变小。因此，如果内部的组织、换言之中心附近的组织满足β相的平均短轴长度的规定，则可以认为钛合金整体满足平均短轴长度的规定。

[0072] 因此，在计算β相的平均短轴长度时，优选在钛合金的C截面中从中心附近采取试验片。并且，关于所采取的试验片的观察面，例如，从C截面的中心设定80(μm)×140(μm)的区域即可。换言之，如果是棒材，则从直径的中心等最难加工的中心组织设定上述区域即可。

[0073] 5.KAM值为1°以上的β相的面积比率

[0074] 通过向β相中导入应变，从而使β相的延性降低。因此，切削粉容易被切割，切削性进一步提高。因此，本实施方式所述的棒材中，优选提高KAM值为1°以上的β相的面积比率。KAM(Kernel Average Misorientation)值表示晶粒内的邻接测定点之间的方位差，也可以说是被导入的应变的程度。

[0075] 具体而言，本实施方式所述的棒材中，相对于所观察(测定)的全部β相，KAM值为1°以上的β相的面积比率优选为40％以上。相对于所观察的全部β相，KAM值为1°以上的β相的面积比率小于40％时，无法有效地对β相导入应变，切削性的进一步提高不充分。因此，相对于全部β相，KAM值为1°以上的β相的面积比率优选设为40％以上。上述β相的面积比率更优选设为50％以上、进一步优选设为60％以上。

[0076] KAM值为1°以上的β相的面积比率可针对与上述平均短轴长度相同的观察面，在相同条件下使用EBSD进行测定。

[0077] α相

[0078] 本实施方式所述的棒材中，钛合金所包含的α相没有限定，例如，可以为图3A那样的针状组织，也可以为图3B那样的等轴组织。从疲劳特性的观点出发，优选α相为长径比小(例如3以下的)等轴组织，从耐龟裂传播的观点出发，优选α相为针状组织。

[0079] 6.作为目标的特性值

[0080] 本实施方式所述的棒材中，作为评价切削性的指标，使用通过钻头切削试验而得到的VL1000(rpm)。此处，VL1000是指能够钻出累积孔深度为1000mm的孔的钻头的切削速度，数值越大，表示切削性越良好。

[0081] 本实施方式中，将VL1000为9000rpm以上的情况判断为切削性良好。此外，将VL1000小于9000rpm的情况判断为切削性不良。

[0082] 在用于计算VL1000(rpm)的钻头切削试验中，使用直径5mm的内部供油式WC·Co超硬钻头(TiAl·N涂布)。此外，上述试验条件计算的是使用水溶性切削油(YUSHIROKEN EC50)，在穿孔速度为0.1mm/rev.、孔深度为15mm(钻头直径的3倍)的条件下钻头寿命达到1000mm的切削速度。

[0083] 7.棒材的形状

[0084] 本实施方式所述的棒材中，截面的尺寸、形状等没有限定。作为截面形状，可例示出圆、椭圆、四边形、八边形等。此外，截面越大则切削性越成为课题，因此，截面越大，则使用本实施方式所述的棒材时的效果越显著。因此，例如，可以将棒材的截面直径(截面不是圆时，为圆当量直径)设为超过2.5mm。截面的直径可以设为1500mm以下。

[0085] 8.制造方法

[0086] 本实施方式所述的棒材不取决于制造方法，只要具有上述构成，就能够获得其效果，例如，根据包括以下那样的工序(I)或工序(II)中至少任一者的制造方法，能够适当控制β相的面积率、向β相中导入的应变量和β相的形状等，故而优选。

[0087] (I)前处理工序+热加工工序、

[0088] (II)冷加工工序。

[0089] 以下，针对各工序中的优选条件进行说明。

[0090] (I)前处理工序+热加工工序

[0091] 本实施方式所述的棒材的制造方法中，不实施冷加工工序时，需要实施前处理工序和热加工工序。

[0092] 前处理工序和热加工工序中，将α相制成等轴组织时、制成针状组织时各自的优选条件不同。

[0093] (i)将α相制成等轴组织的情况

[0094] 将α相制成等轴组织时，前处理优选在以下的条件下进行。

[0095] (i‑1)在表面温度为850～950℃的温度区域内进行断面减缩率为10～30％的加工[0096] (i‑2)以中心温度达到1050～1200℃的方式进行加热，在该温度区域中进行5～15分钟的保持

[0097] (i‑3)以中心温度计以平均冷却速度达到10～100℃/秒的方式冷却至770℃以下。

[0098] 此外，针对热加工，优选在以下的条件下进行。

[0099] (i‑4)在表面温度为850～950℃的温度区域中进行断面减缩率为50％以上的热锻[0100] (i‑5)以中心温度计以平均冷却速度达到10℃/秒以上的方式冷却至700～770℃的温度区域

[0101] (i‑6)在中心温度为700～770℃的状态下保持0.5～24小时并冷却，或者，以表面温度计以平均冷却速度达到1℃/秒以下的方式冷却至200℃以下。

[0102] 热加工例如为锻造、轧制。

[0103] 表面的温度管理可通过利用辐射温度计等测定的值来进行，中心的温度管理可通过模拟或者预先使用热电偶调查温度变化的行为并确定的条件的应用来进行。

[0104] (i‑1)表面温度为850～950℃的温度区域且断面减缩率为10～30％的加工[0105] (i‑2)以中心温度达到1050～1200℃的方式进行加热，在该温度区域保持5～15分钟

[0106] 前处理工序中，首先，对于棒状的坯料，在表面温度为850～950℃的温度区域内进行断面减缩率为10～30％的热加工，其后，以中心温度达到1050～1200℃的方式进行加热，进行5～15分钟的保持。作为坯料，可以使用上述化学组成的坯料，可以使用通过公知方法而制造的坯料。例如，可以使用通过真空电弧再熔解法、电子束熔解法或等离子体熔解法等皿式熔解法等各种熔解法由海绵钛制作的铸锭。此外，保持时间为自坯料的中心温度达到1050℃起的时间。

[0107] 通过利用上述条件来进行加工，能够导入用于使再结晶后的β晶粒微细化的应变。其后，通过进行保持而相变成β单相，但上述加工时的应变成为驱动力，相变后的β晶粒变得微细。

[0108] 相变后的β晶粒是以平均圆当量直径计平均超过10mm的粗大组织时，难以在后续工序中使β相微细分散，因此，使相变后(前处理工序后)的β晶粒以圆当量直径计平均为10mm以下。

[0109] 加工温度超过950℃或断面减缩率小于10％时，无法充分导入应变，在相变时不会促进β晶粒的再结晶，相变后的β晶粒的圆当量直径超过10mm。此时，即便后续进行热锻，也无法使β相的晶粒的平均短轴长度为2.0μm以下。另一方面，若加工温度小于850℃或断面减缩率超过30％，则产生锻造裂纹，难以加工。

[0110] 此外，若保持温度超过1200℃或保持时间超过15分钟，则相变后的β晶粒生长，圆当量直径超过10mm。此外，若保持温度小于1000℃或保持时间小于5分钟，则α相发生残留，不均质地形成粗大α相等，得不到均匀的组织。此时，在其周围形成的β相也有可能变得粗大。

[0111] (i‑3)以中心温度计以平均冷却速度达到10～100℃/秒的方式冷却至770℃以下[0112] 在保持后，通过将坯料进行水冷，以10～100℃/秒的平均冷却速度冷却至770℃以下，从而实现所析出的α相的微细化。冷却停止温度优选小于700℃。

[0113] 若平均冷却速度小于10℃/秒或冷却停止温度超过770℃，则粗大的α相会析出。此时，其结果，在α相之间析出的β相也变得粗大。

[0114] 另一方面，若平均冷却速度超过100℃/秒，则生成马氏体，得不到目标组织。

[0115] (i‑4)表面温度为850～950℃的温度区域且断面减缩率为50％以上的热锻[0116] 通过加热至850～950℃的温度区域，并进行断面减缩率高的热锻，从而使冷却中产生的针状α变为加工性、疲劳特性优异的等轴α。

[0117] 锻造温度小于850℃时，产生锻造裂纹，难以操作。另一方面，若锻造温度超过950℃，则α相的面积率变得过低，在冷却后无法使α相微细分散。此时，作为结果，α相发生粗大化，在α相之间析出的β相也变得粗大。

[0118] 此外，若断面减缩率小于50％，则不会充分进行等轴化。

[0119] 因加工温度降低而产生裂纹等时，可以在热锻中进行再加热。其中，为了防止β相的粗大化，1次的再加热设为5小时以下、再加热次数设为7次以下。进行再加热时，断面减缩率控制再加热前后的总断面减缩率。

[0120] (i‑5)以中心温度计以平均冷却速度达到10℃/秒以上的方式冷却至700～770℃的温度区域(第一冷却)

[0121] 在锻造后，将至α和β相容易粗大化的770℃为止的温度区域的冷却速度加快。平均冷却速度小于10℃/秒或冷却停止温度超过770℃时，α相和β相发生粗大化。另一方面，冷却停止温度小于700℃时，α相的生成变得不充分，在最终的棒材中，β相分数变得过高。

[0122] (i‑6)在中心温度为700～770℃的状态下保持0.5～24小时并进行冷却，或者，以表面温度计以平均冷却速度达到1℃/秒以下的方式冷却至200℃以下

[0123] 通过在第一冷却后在700～770℃的温度区域内进行保持，或者，减缓自该温度区域开始的冷却速度，从而使β相相变成α相，β相的面积率小于20％。

[0124] 若未进行充分的保持，并以超过1℃/秒的平均冷却速度进行冷却，则β相的面积率超过20％。

[0125] 以700～770℃保持0.5～24小时时，其后的冷却没有限定。

[0126] (ii)将α相制成针状组织的情况

[0127] 将α相制成针状组织时，前处理和热加工优选在以下的条件下进行。

[0128] (ii‑1)在表面温度为850～950℃的温度区域内进行断面减缩率为10～30％的热加工

[0129] (ii‑2)以中心温度达到1050～1200℃的方式进行加热，在该温度区域中进行5～15分钟的保持

[0130] (ii‑3)以中心温度计以平均冷却速度达到15℃/秒以上的方式冷却至700～770℃的温度区域

[0131] (ii‑4)在中心温度为700～770℃的状态下保持0.5～24小时并进行冷却，或者，以表面温度计以平均冷却速度达到1℃/秒以下的方式冷却至200℃以下

[0132] 此外，可以在(ii‑3)的冷却前进行热加工。进行热加工时，优选在以下的条件下进行。

[0133] (ii‑2’)在1000℃以上的温度区域中进行热加工。断面减缩率等没有限定，为了制成期望形状而进行设定即可。其中，由于担心β晶粒的粗大化，因此，在热加工时不优选2次以上的再加热。

[0134] (ii‑1)表面温度为850～950℃的温度区域且断面减缩率为10～30％的热加工[0135] (ii‑2)以中心温度达到1050～1200℃的方式进行加热，在该温度区域保持5～15分钟

[0136] 出于与将α相制成等轴组织的情况相同的理由，前处理工序中，首先，对于棒状的坯料，在表面温度为850～950℃的温度区域内进行断面减缩率为10～30％的热加工，其后，以1050～1200℃进行5～15分钟的保持。

[0137] (ii‑2’)在1000℃以上的温度区域中进行热加工

[0138] 在保持后，出于制成规定形状等目的，可以进行热锻等热加工。其中，若以小于1000℃实施锻造，则会进行等轴化，因此，锻造温度优选设为1000℃以上。在热加工前，温度变低的情况下，可以进行加热(再加热)，但β晶粒会粗大化，因此，不优选热加工中的2次以上的再加热。

[0139] (ii‑3)以中心温度计以平均冷却速度达到15℃/秒以上的方式冷却至700～770℃的温度区域(第一冷却)

[0140] 将至α和β相容易粗大化的770℃为止的温度区域的冷却速度加快。平均冷却速度小于15℃/秒或冷却停止温度超过770℃时，α相和β相发生粗大化。

[0141] 另一方面，冷却停止温度小于700℃时，α相的生成变得不充分，在最终棒材中，β相分数变得过高。

[0142] 此处的平均冷却速度是指：如果进行锻造，则是从锻造后起至冷却停止为止的平均冷却速度，如果未进行锻造，则是从冷却开始起至冷却停止为止的平均冷却速度。

[0143] (ii‑4)在中心温度为700～770℃的状态下保持0.5～24小时并进行冷却，或者，以表面温度计以平均冷却速度达到1℃/秒以下的方式冷却至200℃以下

[0144] 通过在第一冷却后在700～770℃的温度区域内保持规定时间，或者，减缓自该温度区域起的冷却速度，从而使β相相变成α相，β相的面积率小于20％。若未进行充分的保持且以超过1℃/秒的平均冷却速度进行冷却，则β相的面积率超过20％。

[0145] 另一方面，若保持时间长，则β相发生粗大化。

[0146] 以700～770℃保持0.5～24小时时，其后的冷却没有限定。

[0147] (II)冷加工

[0148] 在冷加工工序中，优选在中心温度为200℃以下的温度下以断面减缩率达到10％以上的方式进行冷加工。不进行前处理和热加工时，冷加工工序是必须的。在进行冷加工的情况下，出于用于获得规定形状等目的，可以在冷加工前进行热加工，但此时的热加工条件没有限定。

[0149] 通过上述加工来抑制加工以后的再结晶。进而，通过优先使β相发生变形而向β相中导入应变，从而能够将β相进行拉伸或细细分断。其结果，能够将β相的形状制成细长的椭圆形状且将β相的平均短轴长度设为2.0μm以下。此外，通过上述冷加工，能够增加KAM值为1°以上的β相的面积比率。

[0150] 冷加工温度超过200℃或断面减缩率小于10％时，得不到充分的效果。

[0151] 断面减缩率没有上限，但超过20％时，在加工时容易产生裂纹、内部缺陷，因此，实质上的断面减缩率为20％以下。

[0152] 此外，此时期望均匀地向β相中导入应变。此时，在钛合金的加工前，将压下方向的2 2
该钛合金的长度设为A时，优选与模具的接触面积为0.1A (mm)以上且通过一次压下而压下
0.05A(mm)以上。并且，优选至少从正交的两个方向以上的方向依次对外周进行压下。

[0153] 在多轴锻造机的情况下，优选对与压下方向正交的面进行加压，在由压下导致的宽度方向的扩展受到抑制的状态下实施压下。通过这些加工，能够对β相均匀地实施加工，能够使KAM值为1°以上的β相的面积比率为40％以上。

[0154] 以下，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。

[0155] 实施例

[0156] 制造具有表1所示的钢种No.A～S的化学组成的钛铸锭，如表2‑1～表2‑6所示那样，进行前处理、热加工、冷加工，得到截面为200×300mm的矩形形状的棒材。其中，表中的“‑”表示未实施该工序。

[0157] 在进行了冷加工的例子中，在冷加工中，将钛合金的加工前的压下方向的该钛合2 2
金的长度设为A时，与模具的接触面积为0.1A (mm)以上，且通过一次压下而压下0.05A(mm)以上。此外，至少从正交的两个方向以上的方向依次对外周进行压下。

[0158] 需要说明的是，表中，850～950℃下的断面减缩率和至200℃以下为止的冷却速度利用表面温度来管理，除此之外，利用中心温度来管理。

[0159] (前处理工序后的原β晶粒的晶粒直径)

[0160] 在进行了前处理的情况下，利用下述方法来测定前处理工序后的原β晶粒的晶粒直径。测定部位设为与长度方向垂直的截面的中心附近，通过切割法对晶粒进行测定。观察倍率设为能够用一条线段将原β晶粒切割成10个以上的任意倍率，线段的条数设为所切割的原β晶粒合计达到100个以上的任意条数。

[0161] (热加工后的显微组织)

[0162] 针对热加工后的棒材的显微组织，观察α相的形态并求出β相的平均短轴长度。

[0163] 针对α相，如果是图3A那样的组织，则判断为针状组织，如果是图3B那样的组织，则判断为等轴组织。

[0164] 此外，针对β相的平均短轴长度，利用以下的方法进行测定。

[0165] 利用电解研磨或胶体二氧化硅研磨将观察面制成镜面，与β相的面积率的测定同样地，在经镜面化的观察面中，将加速电压设为15kV，将照射电流量设为10nA，以0.3μm的步长对80(μm)×140(μm)的区域进行5个视野的测定。然后，使用TSL Solutions公司制的图像解析软件“OIM‑Analysis(注册商标)”，计算上述平均短轴长度。

[0166] 在测定β相的平均短轴长度时，在钛合金的C截面中，从中心附近采取试验片，以观察面在钛合金的C截面的中心位置附近且80(μm)×140(μm)的区域成为观察面的方式制作试样。

[0167] 此外，针对冷加工后(未进行冷加工时是热加工后)的棒材的显微组织进行观察，求出β相的面积率、β相的平均短轴长度、KAM值为1°以上的β相的面积比率。

[0168] (β相的面积率)

[0169] β相的面积率如下测定：通过上述方法，利用电解研磨或胶体二氧化硅研磨将观察面制成镜面后，使用电子射线背散射衍射法(以下简写为“EBSD”)进行测定。具体而言，在经镜面化的观察面中，将加速电压设为15kV、将照射电流量设为10nA，以0.3μm的步长对80(μm)×140(μm)的区域进行5个视野的测定，使用TSL Solutions公司制的图像解析软件“OIM‑Analysis(注册商标)”，计算β相的面积率。

[0170] 计算β相的面积率时，从棒材的C截面的加工面附近切出试验片，以自加工面起在厚度方向上为80(μm)的位置且宽度方向上为140(μm)的80(μm)×140(μm)的区域成为观察面的方式制作试样。

[0171] (β相的平均短轴长度和KAM值为1°以上的β相的面积率)

[0172] 此外，针对β相的平均短轴长度和KAM值为1°以上的β相的面积率，也同样地使用EBSD进行测定。利用电解研磨或胶体二氧化硅研磨将观察面制成镜面，与β相的面积率的测定同样地，在经镜面化的观察面中，将加速电压设为15kV、将照射电流量设为10nA，以0.3μm的步长，对80(μm)×140(μm)的区域进行5个视野的测定。然后，使用TSL Solutions公司制的图像解析软件“OIM‑Analysis(注册商标)”，计算上述平均短轴长度。

[0173] 测定β相的平均短轴长度和KAM值为1°以上的β相的面积率时，在钛合金的C截面中，从中心附近采取试验片，以观察面在钛合金的C截面的中心位置附近且80(μm)×140(μm)的区域成为观察面的方式制作试样。

[0174] (钻头切削试验)

[0175] 针对所得由钛合金形成的棒材，制作宽度40(mm)×厚度40(mm)×长度50(mm)的试样，进行钻头切削试验，计算VL1000，将VL1000为9000rpm以上的情况判断为切削性良好。此外，将VL1000小于9000rpm的情况判断为切削性不良。

[0176] 将结果示于表2‑1～表2‑6。

[0177] 钻头切削试验中，使用直径为5mm的内部供油式WC·Co超硬钻头(TiAl·N涂布)。此外，上述试验条件计算的是使用水溶性切削油(YUSHIROKEN EC50)，在穿孔速度为0.1mm/rev.、孔深度为15mm(钻头直径的3倍)的条件下进行的钻头寿命达到1000mm的切削速度。

[0178] (硬度试验)

[0179] 针对所得钛合金，作为参考，进行成为强度指标的硬度试验。硬度试验中，使用维氏硬度试验机，按照JIS Z 2244:2009，以500gf的载荷进行试验。

[0180] 将结果示于表2‑1～表2‑6。

[0181] 以下，一并示于表1和表2‑1～表2‑6。

[0182] [表1]

[0183]

[0184] *是指偏离本发明中规定的化学组成的范围。

[0185] ‑表示未故意添加。

[0186] [表2‑1]

[0187]

[0188] *是指偏离本发明的范围。**是指偏离本发明的优选范围。

[0189] ‑是指未实施对象工序。

[0190] [表2‑2]

[0191]

[0192] *是指偏离本发明的范围。**是指偏离本发明的优选范围。

[0193] ‑是指未实施对象工序。

[0194] [表2‑3]

[0195]

[0196] *是指偏离本发明的范围。**是指偏离本发明的优选范围。

[0197] ‑是指未实施对象工序。

[0198] [表2‑4]

[0199]

[0200] [表2‑5]

[0201]

[0202] [表2‑6]

[0203]

[0204] 试验No.1～22和No.42～44满足本发明的规定，显示良好的切削性。尤其是，No.3～22中的KAM值为1°以上的β相的面积比率也大，切削性更优异。

[0205] 另一方面，试验No.23～41和No.45～51不满足本发明的1个以上的规定，因此，切削性不良。

[0206] No.23和24是使用了Fe含量少、V含量多的现有材料的例子，切削性不充分。

[0207] No.37～41分别是Fe含量、Si含量、Ni含量、Cr含量、Mn含量多的例子，β相的面积率、β相的平均短轴长度偏离本发明范围。此外，其结果，切削性不充分。

[0208] No.25在热加工时的再加热次数多，β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0209] No.26在热加工后的冷却速度快，β相的面积比率变得过量，且β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0210] No.27在前处理工序中的断面减缩率小，β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0211] No.28和46在前处理工序中的加热、保持温度高，β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0212] No.29和47在前处理工序中的保持时间长，β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0213] No.30在前处理工序中的冷却速度慢，β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0214] No.31在前处理工序中的冷却停止温度高，β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0215] No.32、33和51在冷加工工序中的加工温度高(不算作冷加工)，β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0216] No.34～36在冷加工工序中的断面减缩率小，β相的平均短轴长度大。此外，其结果，切削性不充分。

[0217] No.45在前处理工序中的断面减缩率小，热加工工序中的冷却速度快，β相的面积率大。此外，其结果，切削性不充分。

[0218] No.48在700～770℃的状态下未充分进行保持，且其后的冷却速度快。该No.48中，β相的面积率高，β相的平均短轴长度大。其结果，切削性不充分。

[0219] No.49和50中，在700～770℃的状态下过度保持。该No.49和50中，β相的平均短轴长度大。其结果，切削性不充分。

[0220] 产业上的可利用性

[0221] 根据本发明，能够获得由切削性优异的快削钛合金形成的棒材。本发明的棒材在要进行切削加工的飞机、汽车等运输机的部件中使用时等有助于提高生产率。