JP6521071B2 - 熱間圧延用チタン素材 - Google Patents
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Description
本発明は、熱間圧延用チタン素材に関する。
チタン材は、一般に、溶解工程から得られるインゴットを分塊工程でスラブまたはビレット形状にして表面を手入れした後に熱間圧延を施し、さらに焼鈍や冷間加工を施して製造される。
溶解工程には、広く用いられている真空アーク溶解（VAR: Vacuum Arc Remelting)法の他に、鋳型とは別の場所で溶解を行い鋳型に流し込む電子ビーム溶解（EBR: Electron Beam Remelting）法やプラズマアーク溶解法等がある。
前者では、鋳型が円筒型に限定されるため、板材の製造には分塊工程もしくは鍛造工程が必要になる。これに対し、後者は、鋳型形状の自由度が高く、円筒型の他に角型の鋳型を使用できる。したがって、電子ビーム溶解法やプラズマアーク溶解法を用いれば、角型インゴットや円柱型インゴットを直接鋳込むことができる。そのため、角型インゴットから板材を製造する場合や、円柱型インゴットから棒材や線材を製造する場合には、インゴット形状の点から分塊工程もしくは鍛造工程を省略することができ、分塊工程に要するコストおよび時間を削減できるため、生産効率が著しく向上することが期待される。
しかし、工業的に用いられる大型インゴットの鋳造組織は、結晶粒径が数十ｍｍにも及ぶ粗大粒を有する。このようなインゴットを、分塊工程を経ないで直接熱間圧延すると、粗大な結晶粒に起因して結晶粒間の変形異方性の影響により、表面に凹凸が生じて表面疵が発生する。
このように、電子ビーム溶解やプラズマアーク溶解法により角型インゴットや円柱型インゴットを直接製造し、分塊工程もしくは鍛造工程を省略して熱間圧延すると、熱間圧延において表面疵が発生する。熱間圧延で発生した表面疵を除去するために、酸洗工程で熱延板の表面の溶削量を増やす必要があり、コストや歩留りが悪化する。すなわち、表面疵を落とすための精整工程を新たに導入する必要がある。
このため、分塊工程もしくは鍛造工程を省略することによって期待される生産効率の向上は、このような精整工程の新たな導入によって相殺されてしまうおそれがある。このような問題に対し、熱間圧延用チタン素材の製造方法や、製造後に加工や熱処理を施すことによってチタン材の表面疵を低減する方法が提案されている。
特開平０１−１５６４５６号公報（特許文献１）には、チタンのインゴットを、分塊工程を省略して直接熱間加工する場合に、表層付近の結晶粒を微細化するために、表面層にひずみを付与した後、再結晶温度以上に加熱して表面から深さ２ｍｍ以上を再結晶させる方法が開示されている。ひずみを付与する手段としては、鍛造、ロール圧下、ショットブラスト等が挙げられている。
特開平０８−０６０３１７号公報（特許文献２）には、チタンのインゴットを、Ｔβ＋５０℃以上に加熱し、Ｔβ―５０℃以下に冷却した後に熱間圧延することにより、粗大な結晶粒の変形異方性によって圧延中に形成される表面の波打ちやシワを低減し、表面疵を低減する方法が開示されている。
特開平０７−１０２３５１号公報（特許文献３）には、分塊工程を経る場合のチタン材の表面疵の低減方法として、分塊工程終了時の温度をα域にすること、あるいは、さらに熱間圧延前の加熱をα域で行うことにより、表面から６０μｍ以上を等軸晶とする方法が開示されている。これにより、酸素リッチ層が部分的に深くなることを避けることができ、脱スケール工程で酸素リッチ層を除去できるようになり、硬度や延性の不均一な部分が無くなるため、冷間加工後の表面性状が改善されるとしている。
特開２００７−３３２４２０号公報（特許文献４）には、チタンのインゴットを、熱間加工工程を省略して直接熱間圧延を行う場合に、インゴットの圧延面にあたる面の表層を高周波誘導加熱、アーク加熱、プラズマ加熱、電子ビーム加熱またはレーザー加熱などで溶融再凝固させることにより、表層から深さ１ｍｍ以上を細粒化し、熱間圧延後のチタン材の表層組織を改善する方法が開示されている。これは、表層部を急冷凝固により微細で不規則な方位を有する凝固組織を形成することにより、表面疵の発生を防止している。チタンスラブの表層組織を溶融させる方法として、高周波誘導加熱、アーク加熱、プラズマ加熱、電子ビーム加熱さらにはレーザー加熱が挙げられている。
国際公開第２０１０／０９０３５２号パンフレット（特許文献５）には、熱間圧延用チタン素材を、うねりの輪郭曲線要素の平均高さが０．２〜１．５ｍｍ、平均長さが３〜１５ｍｍのディンプルを冷間で塑性変形によって付与することにより、インゴットのブレークダウン工程を省略しても熱間圧延により生じるチタン材の表面欠陥を軽微にする方法が開示されている。
さらに、国際公開第２０１０／０９０３５３号パンフレット（特許文献６）には、電子ビーム溶解炉で溶製したチタンスラブを、鋳型内から直接引き抜いたスラブの断面組織において、表層から内部に向かう凝固方向とスラブの鋳造方向とのなす角θが４５〜９０°、もしくは、表層の結晶方位分布において、ｈｃｐのｃ軸とスラブ表層との法線のなす角が３５〜９０°である場合に、熱間加工工程を省略しても、鋳肌が良好でかつ熱間圧延後の表面疵が改善できる方法が開示されている。すなわち、表面の結晶粒の形状や結晶方位を制御することによってこのような粗大結晶粒に起因する疵の発生を抑制することができる。
しかしながら、特許文献１に開示された方法では、ひずみを付与する手段にショットブラストが挙げられているが、一般的なショットブラストで付与されるひずみの深さは３００〜５００μｍ程度以下であり、品質を改善するために必要としている深さ２ｍｍ以上の再結晶層を形成するには不十分である。したがって、実質的には、鍛造もしくはロール圧下により深い位置まで歪を与えることが必要になるが、鍛造もしくはロール圧下を、熱間圧延用の大型インゴットに対して行うには大きな設備が必要になり、通常の分塊工程と比較してコスト低下になるものではない。
特許文献２に開示された方法は、β域への加熱により粗大な結晶粒が再結晶して微細化する効果がある。しかし、分塊工程を経ない場合には加工歪が与えられていないため再結晶核が少ないことや、インゴット全体を加熱するため加熱後の冷却速度が遅く結晶粒が粗大化することにより、再結晶による微細化効果は限定され、変形異方性の低減は十分ではない。また、再結晶しても元の粗大粒の結晶方位の影響を受けることも、変形異方性の解消に至らない要因である。逆に、中程度の細粒化によって表面の凹凸の元となる粒界は増加する結果となり、表面疵の発生が増加する。
特許文献３に開示された方法は、分塊工程を経ることによって鋳造組織が壊されて細粒化および等軸化することを前提としており、分塊工程を省略する場合には意味をなさない。仮に分塊工程を省略して熱処理のみによって、表面から６０μｍ以上の等軸粒を形成しても、単なる再結晶でありその結晶方位は元の結晶方位の影響を受ける。したがって、鋳造まま組織の粗大粒による変形異方性に起因する凹凸を防止するには不十分であり、表面疵による問題が生じることは明らかである。
特許文献４に開示された方法は、インゴット表層部の組織改質を行っており、熱間圧延後の表面性状は向上するが、インゴット表層部のＦｅ含有量が少ないと、組織改質した表層部の結晶粒が粗大化してしまい、表面性状が悪化する可能性が懸念される。また、表層組織改質前にインゴット表層を切削等で精整しており、歩留まりが低下する。
特許文献５に開示された方法は、冷間でインゴット表層部の組織改質を行っており、熱間圧延後の表面性状は向上するが、冷間で表層組織改質を行う場合、鋳造ままの鋳肌に直接行っても、鋳造時に発生した鋳肌割れ等の鋳造欠陥を全て除去することが難しいことが予想され、切削等の精整工程を省略できない可能性が懸念される。
さらに、特許文献６に開示された方法では、鋳造時の操業条件のばらつきにより、インゴット全面を狙いとしている組織に制御するのは難しく、場合によっては、粗大鋳造組織に起因した表面疵が発生し、表面性状が悪化する可能性が懸念される。
本発明は、従来の技術が有するこれらの課題に鑑みてなされたものであり、分塊工程や精整工程を省略しても熱間圧延後のチタン材の表面性状を良好に保つことができる熱間圧延用チタン素材を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討した結果、インゴットから分塊工程や精整工程を省略して熱間圧延を行ってチタン材を製造するに際し、チタン鋳片の表面に結晶粒径が微細なチタン板を貼り合わせた熱間圧延用チタン素材を用いることにより、圧延面にあたる面の組織を細粒にすることができ、その結果、鋳込みままの粗大な凝固組織に起因した変形異方性の影響によるチタン材の表面疵を低減でき、分塊工程を経る場合と同等な表面性状を得ることができることを知見し、さらに検討を重ねて本発明を完成した。
（１）チタン鋳片と、前記チタン鋳片の圧延面にあたる面に溶接したチタン板とを備え、前記チタン鋳片および前記チタン板が同種の化学組成を有する、熱間圧延用チタン素材。
（２）前記チタン板の厚さが、１ｍｍ以上２０ｍｍ以下である、上記（１）の熱間圧延用チタン素材。
（３）前記チタン板の結晶粒径が、１ｍｍ未満である上記（１）または（２）の熱間圧延用チタン素材。
（４）前記チタン鋳片は、電子ビーム溶解またはプラズマアーク溶解により製造されたチタンスラブである、上記（１）〜（３）のいずれか熱間圧延用チタン素材。
（５）前記溶接は、電子ビーム溶接、プラズマアーク溶接またはＴＩＧ溶接である、上記（１）〜（４）のいずれかの熱間圧延用チタン素材。
（６）前記溶接は、真空中で行われる、上記（１）〜（５）のいずれかの熱間圧延用チタン素材。
本発明に係る熱間圧延用チタン素材は、チタン材の製造に際し従来必要であった分塊や鍛造などの熱間加工工程や省略しても、この熱間加工工程を経る場合と同等以上の表面性状を有するチタン材の製造を可能にするものであり、熱間加工工程の省略による加熱時間の低減や表面品質向上による酸洗量の低減によって歩留まりの向上が図られることから、製造コストの削減のみならず、エネルギー効率の向上にも大きな効果があり、産業上の効果は計り知れない。
以下、本発明について詳しく説明する。なお、以降の説明では、化学組成に関する「％」は特にことわりがない限り「質量％」を意味する。
図１は、チタン鋳片（チタンスラブ）３の圧延面３ａ，３ａにあたる面である表面に溶接を行われた、このチタン鋳片３と同じ化学組成を有するチタン板４，４を備える本発明に係る熱間圧延用チタン素材１を模式的に示す説明図である。
また、図２は、チタン鋳片３の圧延面３ａ，３ａに当たる面である表面だけでなく側面３ｂ，３ｂにも、このチタン鋳片３と同じ化学組成を有するチタン板５，５を溶接して貼り合わされた本発明に係る他の熱間圧延用チタン素材２を模式的に示す説明図である。
なお、図１，２における符号６は、チタン鋳片３とチタン板４，５との溶接部（溶接線）を示す。
図１，２に示すように、熱間圧延用チタン素材１，２は、チタン鋳片３の圧延面３ａ，３ａにあたる面である表面に、チタン鋳片３と同一規格（化学組成）からなるチタン板４，４を溶接により貼り付けられている。
後述するように、溶接により貼り付けるチタン板４，４の組織は、非常に微細な結晶粒を有する。そのため、チタン板４，４をチタン鋳片３に貼り付けることにより、熱間圧延時における熱間圧延用チタン素材１，２の圧延面にあたる面の結晶粒を簡単かつ確実に微細化することができ、これにより、チタン鋳片３の鋳込みままの粗大な凝固組織の変形異方性の影響による表面疵の発生を軽減もしくは解消でき、表面性状に優れたチタン材を得られる。
本発明では、チタン鋳片３が工業用純チタンもしくはチタン合金の何れからなる場合においても、このチタン鋳片３と同じ化学組成を有するチタン板４，４をチタン鋳片３に貼り付けることにより上述の効果を得ることができる。
ここで、工業用純チタンとは、ＪＩＳ規格の１種〜４種、およびそれに対応するＡＳＴＭ規格のＧｒａｄｅ１〜４、ＤＩＮ規格の３・７０２５，３・７０３５、３・７０５５で規定される工業用純チタンを含む。
すなわち、本発明で対象とする工業用純チタンは、Ｃ：０．１％以下、Ｈ：０．０１５％以下、Ｏ：０．４％以下、Ｎ：０．０７％以下、Ｆｅ：０．５％以下、残部Ｔｉからなるものと言うことができる。さらに、これらに若干の白金族元素を添加し、モディファイド（改良）純チタンと呼ばれている高耐食性合金（ＡＳＴＭ Ｇｒａｄｅ ７、１１、１６、２６，１３，３０，３３あるいはこれらに対応するＪＩＳ種やさらに種々の元素を少量含有させたチタン材）も、本発明では、工業用純チタンに含まれるものとする。
また、チタン合金は、通常、熱間圧延や冷間圧延により板材に成形されたり、線材や棒材などの形状の製品も製造される。ここで、チタン合金とは、前記のα型チタン合金、あるいはα＋β型チタン合金、β型チタン合金が適用可能である。よって、本発明では、チタン合金の化学組成は特に限定するものではない。
表１に、チタン合金に含有されることによって、その特性の向上に寄与することが知られている元素を示す。本発明に係るチタン合金は、例えば、質量％で、Ｏ：０〜０．５％、Ｎ：０〜０．２％、Ｃ：０〜２．０％、Ａｌ：０〜８．０％、Ｓｎ：０〜１０．０％、Ｚｒ：０〜２０．０％、Ｍｏ：０〜２５．０％、Ｔａ：０〜５．０％、Ｖ：０〜３０．０％、Ｎｂ：０〜４０．０％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｆｅ：０〜５．０％、Ｃｒ：０〜１０．０％、Ｃｕ：０〜３．０％、Ｃｏ：０〜３．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、白金族元素：０〜０．５％、希土類元素：０〜０．５％、Ｂ：０〜５．０％、および、Ｍｎ：０〜１０．０％から選択される１種以上を０％を超えて含有させることによって、チタン材の表面に目標とする機能を付与することができる。
上記以外の元素でチタンに含有させることができる元素は、金属材料の一般常識として固溶強化、析出強化（固溶しない場合と析出物を形成させる場合がある）による強度向上や含有させる元素によってはクリープ特性を向上させることができる。これらの元素は、原子番号で水素（１）からアスタチン（８５）までの元素（但し、第１８族元素である貴ガス元素を除く）が例示され、合計で５％程度まで許容される。
上記以外の残部は、Ｔｉおよび不純物である。不純物としては、目標特性を阻害しない範囲で含有することができ、その他の不純物は主に原料やスクラップから混入する不純物元素及び製造中に混入する元素があり、例としてＣ、Ｎ、Ｏ、Ｆｅ、Ｈ等が代表的な元素で、その他にＭｇ、Ｃｌ等原料から混入する元素やＳｉ、Ａｌ、Ｓ等製造中に混入する元素等がある。これらの元素は、２％程度以下であれば本願の目標特性を阻害しない範囲と考えられる。
また、表１に示すように、本発明に係るチタン合金は、例えば、質量％で、Ｏ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．０１〜０．２％、Ｃ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．１〜８．０％、Ｓｎ：０．１〜１０．０％、Ｚｒ：０．５〜２０．０％、Ｍｏ：０．１〜２５．０％、Ｔａ：０．１〜５．０％、Ｖ：１．０〜３０．０％、Ｎｂ：０．１〜４０．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｆｅ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．１〜１０．０％、Ｃｕ：０．３〜３．０％、Ｃｏ：０．０５〜３．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、白金族元素：０．０１〜０．５％、希土類元素：０．００１〜０．５％、Ｂ：０．０１〜５．０％、および、Ｍｎ：０．１〜１０．０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
本発明に係るチタン合金は、Ｏ：０．０２〜０．４％、Ｎ：０．０１〜０．１５％、Ｃ：０．０１〜１．０％、Ａｌ：０．２〜６．０％、Ｓｎ：０．１５〜５．０％、Ｚｒ：０．５〜１０．０％、Ｍｏ：０．２〜２０．０％、Ｔａ：０．１〜３．０％、Ｖ：２．０〜２５．０％、Ｎｂ：０．１５〜５．０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｆｅ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜５．０％、Ｃｕ：０．３〜２．０％、Ｃｏ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、白金族元素：０．０２〜０．４％、希土類元素：０．００１〜０．３％、Ｂ：０．１〜５．０％、および、Ｍｎ：０．２〜８．０％、から選択される１種以上を含有するのがより好ましく、Ｏ：０．０３〜０．３％、Ｎ：０．０１〜０．１％、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．４〜５．０％、Ｓｎ：０．２〜３．０％、Ｚｒ：０．５〜５．０％、Ｍｏ：０．５〜１５．０％、Ｔａ：０．２〜２．０％、Ｖ：５．０〜２０．０％、Ｎｂ：０．２〜２．０％、Ｓｉ：０．１５〜０．８％、Ｆｅ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜１．５％、Ｃｏ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜０．８％、白金族元素：０．０３〜０．２％、希土類元素：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．２〜３．０％、および、Ｍｎ：０．２〜５．０％、から選択される１種以上を含有するのがさらに好ましい。
また、例えば、下記に示すＪＩＳ規格で定められたチタン合金を用いることができる。
ＪＩＳ１１種〜ＪＩＳ２３種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｐｄ、Ｒｕ、Ｎｉ、Ｃｏ等を含み、耐食性および耐隙間腐食性に優れる。
ＪＩＳ５０種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｔｉ−１．５Ａｌであり、耐食性に優れ、耐水素吸収性および耐熱性に優れる。
ＪＩＳ６０種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖであり、高強度で汎用性が高い。
ＪＩＳ６１種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖであり、溶接性、成形性が良好で、切削性が良好である。
ＪＩＳ８０種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｔｉ−４Ａｌ−２２Ｖであり、高強度で冷間加工性に優れる。
ＪＩＳ１１種〜ＪＩＳ２３種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｐｄ、Ｒｕ、Ｎｉ、Ｃｏ等を含み、耐食性および耐隙間腐食性に優れる。
ＪＩＳ５０種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｔｉ−１．５Ａｌであり、耐食性に優れ、耐水素吸収性および耐熱性に優れる。
ＪＩＳ６０種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖであり、高強度で汎用性が高い。
ＪＩＳ６１種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖであり、溶接性、成形性が良好で、切削性が良好である。
ＪＩＳ８０種（ＪＩＳ４６００（２０１２年）チタン及びチタン合金−板及び条）：Ｔｉ−４Ａｌ−２２Ｖであり、高強度で冷間加工性に優れる。
さらに、上記以外にＪＩＳに規定されていない化学成分を有するチタン合金を用いることもできる。例えば、以下に列記のとおりである。
耐熱性を有するチタン合金：Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．０８Ｓｉ、Ｔｉ−６Ａｌ−５Ｚｒ−０．５Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ等。
低合金で高強度のチタン合金：Ｔｉ−１〜１．５Ｆｅ−０．３〜０．５Ｏ−０．０１〜０．０４Ｎ等。
低合金で耐熱性のあるチタン合金：Ｔｉ−１Ｃｕ、Ｔｉ−１Ｃｕ−０．５Ｎｂ、Ｔｉ−１Ｃｕ−１Ｓｎ−０．３５Ｓｉ−０．５Ｎｂ等。
耐クリープ性に優れるチタン合金：Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ等。
高強度で冷間加工性の良いチタン合金：Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎ等。
高強度高靭性を有するチタン合金：Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ等。
耐摩耗性に優れるチタン合金：Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−１０Ｃｒ−１．３Ｃ等。
耐熱性を有するチタン合金：Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−２Ｍｏ−０．０８Ｓｉ、Ｔｉ−６Ａｌ−５Ｚｒ−０．５Ｍｏ−０．２Ｓｉ、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ等。
低合金で高強度のチタン合金：Ｔｉ−１〜１．５Ｆｅ−０．３〜０．５Ｏ−０．０１〜０．０４Ｎ等。
低合金で耐熱性のあるチタン合金：Ｔｉ−１Ｃｕ、Ｔｉ−１Ｃｕ−０．５Ｎｂ、Ｔｉ−１Ｃｕ−１Ｓｎ−０．３５Ｓｉ−０．５Ｎｂ等。
耐クリープ性に優れるチタン合金：Ｔｉ−６Ａｌ−２Ｓｎ−４Ｚｒ−６Ｍｏ等。
高強度で冷間加工性の良いチタン合金：Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎ等。
高強度高靭性を有するチタン合金：Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ等。
耐摩耗性に優れるチタン合金：Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ−１０Ｃｒ−１．３Ｃ等。
表層部１ａの少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層部）は、目標特性を発現する合金元素を含有し、残部はチタンおよび不純物であることが好ましい。目標特性を発現する合金元素としては、下記のものが例示されるが、この限りではない。
（ａ）耐食性を発現する合金元素：質量％で、０．０１〜０．２５％の白金族元素（Ｐｄおよび／またはＲｕ）、必要に応じて、０．２％以下の希土類元素、さらに、Ｃｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．６％以下から選択される１種以上など。
（ｂ）耐酸化性を発現する合金元素：０．１〜０．６％のＳｉ、０．１〜２．０％のＮｂ、０．３〜１．０％のＴａおよび０．３〜１．５％のＡｌから選択される１種以上、必要に応じて、１．５％以下のＳｎ、１．５％以下のＣｕおよび０．５％以下のＦｅから選択される１種以上（ただし、合計で２．５％以下）。
（ｃ）耐疲労性を発現する合金元素：合計で０．０８〜１．０％のＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＡｌおよびＺｒから選択される１種以上。
（ｄ）耐水素脆化性を発現する合金元素：８．０＜Ｍｏ当量＜２０．０の範囲のＭｏ、ＶおよびＮｂから選択される１種以上（ただし、Ｍｏ当量＝Ｍｏ含有量（質量％）＋Ｖ含有量（質量％）／１．５＋Ｎｂ含有量（質量％）／３．６である。）。
（ｅ）中性子遮断性を発現する合金元素：０．１〜３．０％のＢ。
（ｂ）耐酸化性を発現する合金元素：０．１〜０．６％のＳｉ、０．１〜２．０％のＮｂ、０．３〜１．０％のＴａおよび０．３〜１．５％のＡｌから選択される１種以上、必要に応じて、１．５％以下のＳｎ、１．５％以下のＣｕおよび０．５％以下のＦｅから選択される１種以上（ただし、合計で２．５％以下）。
（ｃ）耐疲労性を発現する合金元素：合計で０．０８〜１．０％のＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＡｌおよびＺｒから選択される１種以上。
（ｄ）耐水素脆化性を発現する合金元素：８．０＜Ｍｏ当量＜２０．０の範囲のＭｏ、ＶおよびＮｂから選択される１種以上（ただし、Ｍｏ当量＝Ｍｏ含有量（質量％）＋Ｖ含有量（質量％）／１．５＋Ｎｂ含有量（質量％）／３．６である。）。
（ｅ）中性子遮断性を発現する合金元素：０．１〜３．０％のＢ。
上記（ａ）〜（ｅ）のそれぞれの場合について、個別に説明する。
（ａ）耐食性を発現する合金元素を含む場合
（化学成分）
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）の耐食性を高めるために、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
（化学成分）
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）の耐食性を高めるために、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
白金族元素：０．０１〜０．２５％
白金族元素は、チタン合金の水素化電圧を低下させ、自然電位を不動帯域に維持する効果を有し、耐食性を発現する合金元素として含有させることができる。白金族元素の含有量（複数の白金族元素を含有する場合には合計含有量）が０．０１％未満であると耐食性が不十分となり、０．２５％を超えても耐食性の向上があまり期待できないだけでなく、原料コストの高騰を招く要因となる。白金族元素を含有させる場合には、その含有量を０．０１〜０．２５％とする。白金族元素の含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。また、０．２０％以下であるのが好ましく、０．１５％以下であるのがより好ましい。
白金族元素は、チタン合金の水素化電圧を低下させ、自然電位を不動帯域に維持する効果を有し、耐食性を発現する合金元素として含有させることができる。白金族元素の含有量（複数の白金族元素を含有する場合には合計含有量）が０．０１％未満であると耐食性が不十分となり、０．２５％を超えても耐食性の向上があまり期待できないだけでなく、原料コストの高騰を招く要因となる。白金族元素を含有させる場合には、その含有量を０．０１〜０．２５％とする。白金族元素の含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。また、０．２０％以下であるのが好ましく、０．１５％以下であるのがより好ましい。
本発明で用いられる白金族元素は、いずれの元素もチタン合金の耐食性を高める効果があり有用であるが、特に、含有率あたりの耐食性向上効果が高いＰｄを含有させるのが望ましい。また、比較的安価なＲｕもＰｄの代替として使用できる。
白金族元素を含有するチタン合金中に希土類元素が添加されると、腐食環境に晒された際に、Ｔｉおよび白金族元素が速やかに溶出し、チタン合金近傍の溶液中の白金族元素の濃度が高くなる。この結果、チタン合金での白金族元素の析出が促進され、チタン合金の溶解量が少なくても白金族元素を効率的に析出させることができ、耐食性の向上につながる。
希土類元素：０〜０．２％
希土類元素には、Ｓｃ、Ｙ、軽希土類元素（Ｌａ〜Ｅｕ）および重希土類元素（Ｇｄ〜Ｌｕ）があり、いずれの希土類元素を添加した場合にも、上記の効果が期待できる。また、分離精製前の混合希土類元素（ミッシュメタル、Ｍｍ）またはジジム合金（Ｎｄ−Ｐｒ合金）のような希土類の混合物または化合物を用いた場合も、同様の効果が期待できる。
希土類元素には、Ｓｃ、Ｙ、軽希土類元素（Ｌａ〜Ｅｕ）および重希土類元素（Ｇｄ〜Ｌｕ）があり、いずれの希土類元素を添加した場合にも、上記の効果が期待できる。また、分離精製前の混合希土類元素（ミッシュメタル、Ｍｍ）またはジジム合金（Ｎｄ−Ｐｒ合金）のような希土類の混合物または化合物を用いた場合も、同様の効果が期待できる。
以上のことを考慮すると、添加する希土類元素は、１種類である必要はなく、複数の元素を同時に含有しても、上記の効果により耐食性が向上すると考えられる。その場合、希土類元素の合計含有量は上記の元素の合計含有量を意味する。
希土類元素の含有量が過剰な場合、上記の効果は飽和するため、それ以上の耐食性向上効果は得られないだけでなく、経済性が劣化する。このため、希土類元素を含有させる場合の含有量は、０．２％以下が好ましく、０．０２％以下がより好ましい。一方、チタン合金の活性態域でＴｉと白金族元素とを溶出させ、合金表面への白金族元素の析出を促進させる効果を十分に得るためには、希土類元素を０．００１％以上含有させるのが好ましい。
Ｃｏ：０〜０．８％
Ｎｉ：０〜０．６％
ＣｏおよびＮｉは、水素化電圧を変化させることによりチタン合金の耐食性を向上させる元素であり、白金族元素および／または希土類元素と複合添加されることで、極めて高い耐食性が得られる。しかし、Ｃｏは０．８％を超えて、Ｎｉは０．６％を超えて含有されても、その効果は飽和してしまい、また、経済性の観点からも好ましくない。このため、これらの元素を含有させる場合には、Ｃｏ含有量は０．８％以下、Ｎｉ含有量は０．６％以下とする。Ｃｏ含有量は０．７％以下であるのが好ましく、Ｎｉ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃｏ、Ｎｉともに０．０５％以上含有させることが好ましく、０．２％以上含有させることがより好ましい。
Ｎｉ：０〜０．６％
ＣｏおよびＮｉは、水素化電圧を変化させることによりチタン合金の耐食性を向上させる元素であり、白金族元素および／または希土類元素と複合添加されることで、極めて高い耐食性が得られる。しかし、Ｃｏは０．８％を超えて、Ｎｉは０．６％を超えて含有されても、その効果は飽和してしまい、また、経済性の観点からも好ましくない。このため、これらの元素を含有させる場合には、Ｃｏ含有量は０．８％以下、Ｎｉ含有量は０．６％以下とする。Ｃｏ含有量は０．７％以下であるのが好ましく、Ｎｉ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。上記効果を確実に得るためには、Ｃｏ、Ｎｉともに０．０５％以上含有させることが好ましく、０．２％以上含有させることがより好ましい。
上記以外の残部は、チタンおよび不純物である。不純物としては、目標特性を阻害しない範囲で含有することができ、その他の不純物は主にスクラップから混入する不純物元素としてＣｒ、Ｔａ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｎ、ＭｏおよびＣｕ等があり、一般的な不純物元素であるＣ、Ｎ、Ｆｅ、ＯおよびＨと併せて、総量で０．５％以下であれば許容される。
（ｂ）耐酸化性を発現する合金元素を含む場合
（化学成分）
チタンの酸化は、酸化膜中を酸素が拡散して表面のチタンと結びつくことにより起こるいわゆる内方拡散と呼ばれる酸化形態をとるため、酸素の拡散が抑制されれば酸化が抑制される。チタン合金では、高温の６００〜８００℃における耐酸化性を向上させる場合、ＳｉやＮｂといった合金元素を添加する。Ｓｉを添加した場合、高温の雰囲気に晒された際にシリコン酸化物を表層に形成してバリアーとなるため、酸素のチタン内部への拡散が抑制され耐酸化性を向上させる。また、Ｎｂはチタンの酸化被膜中に固溶し、チタンが４価であるのに対し、５価であるため、酸化膜中の酸素の空孔濃度が低下し、酸化膜中の酸素の拡散が抑制される。
（化学成分）
チタンの酸化は、酸化膜中を酸素が拡散して表面のチタンと結びつくことにより起こるいわゆる内方拡散と呼ばれる酸化形態をとるため、酸素の拡散が抑制されれば酸化が抑制される。チタン合金では、高温の６００〜８００℃における耐酸化性を向上させる場合、ＳｉやＮｂといった合金元素を添加する。Ｓｉを添加した場合、高温の雰囲気に晒された際にシリコン酸化物を表層に形成してバリアーとなるため、酸素のチタン内部への拡散が抑制され耐酸化性を向上させる。また、Ｎｂはチタンの酸化被膜中に固溶し、チタンが４価であるのに対し、５価であるため、酸化膜中の酸素の空孔濃度が低下し、酸化膜中の酸素の拡散が抑制される。
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）の耐酸化性を高めるために、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
Ｓｉ：０．１〜０．６％
Ｓｉは、６００〜８００℃における高温での耐酸化性を向上させる作用を有する。Ｓｉ含有量が０．１％未満であると、耐酸化性の向上代が少ない。一方、Ｓｉ含有量が０．６％を超えると、耐酸化性への影響が飽和するとともに、室温のみならず高温での加工性が著しく低下する。よって、Ｓｉを含有させる場合にはその含有量を０．１〜０．６％とする。Ｓｉ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。また、０．５５％以下であるのが好ましく、０．５０％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉは、６００〜８００℃における高温での耐酸化性を向上させる作用を有する。Ｓｉ含有量が０．１％未満であると、耐酸化性の向上代が少ない。一方、Ｓｉ含有量が０．６％を超えると、耐酸化性への影響が飽和するとともに、室温のみならず高温での加工性が著しく低下する。よって、Ｓｉを含有させる場合にはその含有量を０．１〜０．６％とする。Ｓｉ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。また、０．５５％以下であるのが好ましく、０．５０％以下であるのがより好ましい。
Ｎｂ：０．１〜２．０％
Ｎｂも、高温での耐酸化性を向上させる作用を有する。耐酸化性を向上させるために、Ｎｂ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が２．０％を超えて含有させても効果が飽和するうえ、Ｎｂは高価な添加元素であるため、合金コストの増加に繋がる。よって、Ｎｂを含有させる場合にはその含有量は０．１〜２．０％とする。Ｎｂ含有量は０．３％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。また、１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。
Ｎｂも、高温での耐酸化性を向上させる作用を有する。耐酸化性を向上させるために、Ｎｂ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が２．０％を超えて含有させても効果が飽和するうえ、Ｎｂは高価な添加元素であるため、合金コストの増加に繋がる。よって、Ｎｂを含有させる場合にはその含有量は０．１〜２．０％とする。Ｎｂ含有量は０．３％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。また、１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。
Ｔａ：０．３〜１．０％
Ｔａも、高温での耐酸化性を向上させる作用を有する。耐酸化性を向上させるために、Ｔａ含有量は０．３％以上とする。一方、Ｔａ含有量が１．０％を超えて含有させても、Ｔａは高価な添加元素であるため、合金コストの増加に繋がるだけでなく、熱処理温度によってはβ相の生成が懸念される。よって、Ｔａを含有させる場合にはその含有量は０．３〜１．０％とする。Ｔａ含有量は０．４％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。また、０．９％以下であるのが好ましく、０．８％以下であるのがより好ましい。
Ｔａも、高温での耐酸化性を向上させる作用を有する。耐酸化性を向上させるために、Ｔａ含有量は０．３％以上とする。一方、Ｔａ含有量が１．０％を超えて含有させても、Ｔａは高価な添加元素であるため、合金コストの増加に繋がるだけでなく、熱処理温度によってはβ相の生成が懸念される。よって、Ｔａを含有させる場合にはその含有量は０．３〜１．０％とする。Ｔａ含有量は０．４％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。また、０．９％以下であるのが好ましく、０．８％以下であるのがより好ましい。
Ａｌ：０．３〜１．５％
Ａｌも高温での耐酸化性を向上させる元素である。その一方で、Ａｌは多量に含有すると室温での延性を著しく低下させる。Ａｌ含有量が０．３％以上であれば十分に耐酸化特性を発現する。また、Ａｌ含有量が１．５％以下であれば、冷間での加工を十分に担保できる。よって、Ａｌを含有させる場合にはその含有量を０．３〜１．５％とする。Ａｌ含有量は０．４％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。また、１．２％以下であるのが好ましい。
Ａｌも高温での耐酸化性を向上させる元素である。その一方で、Ａｌは多量に含有すると室温での延性を著しく低下させる。Ａｌ含有量が０．３％以上であれば十分に耐酸化特性を発現する。また、Ａｌ含有量が１．５％以下であれば、冷間での加工を十分に担保できる。よって、Ａｌを含有させる場合にはその含有量を０．３〜１．５％とする。Ａｌ含有量は０．４％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。また、１．２％以下であるのが好ましい。
なお、Ｓｉ、Ｎｂ、ＴａおよびＡｌは、それぞれ単独でも含有すれば耐酸化性は向上するが、複合して含有することにより、耐高温酸化性をさらに向上させることができる。
上記の元素に加え、Ｓｎ、ＣｕおよびＦｅから選択される１種以上を含有させてもよい。
Ｓｎ：０〜１．５％
Ｓｎは、α相安定化元素であり、かつ、Ｃｕと同様に、高温強度を高める元素である。しかしながら、Ｓｎ含有量が１．５％を超えると、双晶変形を抑止し、室温での加工性を低下させる。そのため、Ｓｎを含有させる場合にはその含有量は１．５％以下とする。Ｓｎ含有量は１．３％以下であるの好ましく、１．２％以下であるのがより好まし）い。上記の効果を得たい場合には、Ｓｎ含有量は０．２％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。
Ｓｎは、α相安定化元素であり、かつ、Ｃｕと同様に、高温強度を高める元素である。しかしながら、Ｓｎ含有量が１．５％を超えると、双晶変形を抑止し、室温での加工性を低下させる。そのため、Ｓｎを含有させる場合にはその含有量は１．５％以下とする。Ｓｎ含有量は１．３％以下であるの好ましく、１．２％以下であるのがより好まし）い。上記の効果を得たい場合には、Ｓｎ含有量は０．２％以上であるのが好ましく、０．５％以上であるのがより好ましい。
Ｃｕ：０〜１．５％
Ｃｕは、高温強度を高める元素である。また、α相に一定程度固溶するため、高温で使用した際にもβ相を生成しない。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．５％を超えると、温度によってはβ相を生成してしまう。そのため、Ｃｕを含有させる場合にはその含有量は１．５％以下とする。Ｃｕ含有量は１．４％以下であるのが好ましく、１．２％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｃｎ含有量は０．２％以上であるのが好ましく、０．４％以上であるのがより好ましい。
Ｃｕは、高温強度を高める元素である。また、α相に一定程度固溶するため、高温で使用した際にもβ相を生成しない。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．５％を超えると、温度によってはβ相を生成してしまう。そのため、Ｃｕを含有させる場合にはその含有量は１．５％以下とする。Ｃｕ含有量は１．４％以下であるのが好ましく、１．２％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｃｎ含有量は０．２％以上であるのが好ましく、０．４％以上であるのがより好ましい。
Ｆｅ：０〜０．５％
Ｆｅは、β相安定化元素であるが、少量であればβ相の生成が少なく、耐酸化性に大きな影響を与えない。しかしながら、Ｆｅ含有量が０．５％を超えるとβ相の生成量が多くなり、耐酸化性を劣化させる。そのため、Ｆｅを含有させる場合にはその含有量は０．５％以下とする。Ｆｅ含有量は０．４％以下であるのが好ましく、０．３％以下であるのがより好ましい。
Ｆｅは、β相安定化元素であるが、少量であればβ相の生成が少なく、耐酸化性に大きな影響を与えない。しかしながら、Ｆｅ含有量が０．５％を超えるとβ相の生成量が多くなり、耐酸化性を劣化させる。そのため、Ｆｅを含有させる場合にはその含有量は０．５％以下とする。Ｆｅ含有量は０．４％以下であるのが好ましく、０．３％以下であるのがより好ましい。
Ｓｎ、ＣｕおよびＦｅの合計含有量が２．５％を超えると、室温での加工性を低下させ、温度によってはβ相が生成するようになる。このため、Ｓｎ、ＣｕおよびＦｅから選択される１種以上を含有させる場合には、その合計含有量を２．５％以下とするのが好ましい。
上記以外の残部は、チタンおよび不純物である。不純物としては、目標特性を阻害しない範囲で含有することができ、その他の不純物は主にスクラップから混入する不純物元素としてＣｒ、Ｖ、Ｃｒ、ＭｎおよびＭｏ等があり、一般的な不純物元素であるＣ、Ｎ、ＯおよびＨと併せて、総量で５％以下であれば許容される。
（ｃ）耐疲労性を発現する合金元素を含む場合
（化学成分）
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）の耐疲労性を高めるために、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
（ｃ）耐疲労性を発現する合金元素を含む場合
（化学成分）
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）の耐疲労性を高めるために、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＡｌおよびＺｒから選択される１種以上：０．０８〜１．０％
疲労破壊の起点は板材の表面であることから、成形性を維持したまま高い耐疲労性を得るためには、α相の結晶粒径を１５μｍ以下とすることが好ましい。α相の結晶粒径は１０μｍ以下とするのがより好ましく、５μｍ以下とするのがさらに好ましい。
疲労破壊の起点は板材の表面であることから、成形性を維持したまま高い耐疲労性を得るためには、α相の結晶粒径を１５μｍ以下とすることが好ましい。α相の結晶粒径は１０μｍ以下とするのがより好ましく、５μｍ以下とするのがさらに好ましい。
α相の結晶粒径を１５μｍ以下とし、高い耐疲労性を得るためには、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＡｌおよびＺｒの合計含有量を０．０８％以上とする。一方、これらの元素の合計含有量が１．０％を超えると伸びまたは成形性などの延性を大きく低下させる場合がある。そのため、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＡｌおよびＺｒから選択される１種以上の合計含有量を０．０８〜１．０％とする。
上記以外の残部は、チタンおよび不純物である。不純物としては、目標特性を阻害しない範囲で含有することができ、その他の不純物は主にスクラップから混入する不純物元素としてＳｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｙ、ＬａおよびＣｅ等があり、一般的な不純物元素であるＣ、Ｎ、ＯおよびＨと併せて、総量で５％以下であれば許容される。
（ｄ）耐水素脆化性を発現する合金元素を含む場合
（化学成分）
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）の耐水素吸収性を高めるために、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
（化学成分）
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）の耐水素吸収性を高めるために、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
８．０＜Ｍｏ当量＜２０．０
ただし、Ｍｏ当量＝Ｍｏ含有量（質量％）＋Ｖ含有量（質量％）／１．５＋Ｎｂ含有量（質量％）／３．６である。
ただし、Ｍｏ当量＝Ｍｏ含有量（質量％）＋Ｖ含有量（質量％）／１．５＋Ｎｂ含有量（質量％）／３．６である。
耐水素吸収性を得る層は、β安定化元素を一定範囲含有するチタン合金層である。β相を形成することを規定する理由は、チタンのα相はわずか数１０ｐｐｍの水素濃度でも水素化物を形成するのに対し、チタン合金のβ相はおおよそ１０００ｐｐｍ以上の水素を固溶できるため、水素起因による脆化を生じ難い特徴を有するためである。
Ｆｅ、Ｃｒなどの共析型のβ安定化元素を含む場合には、チタンとそれらの元素が化合物を形成して、脆化を招くおそれがある。しかし、β安定化元素のうち、Ｍｏ、ＶおよびＮｂを「８．０＜Ｍｏ当量＜２０．０」を満たす範囲で含有する場合には、ＦｅおよびＣｒなどが同時に存在していてもβ相が安定し、化合物相を形成しないため脆化を生じない。
ここで、Ｍｏ当量の下限は、充分な量のβ相を得るために必要な合金量である。上限は、合金添加量が多いチタン合金は価格が高いため、コスト面から使用に適さないことから定めた。
上記以外の残部は、チタンおよび不純物である。不純物としては、目標特性を阻害しない範囲で含有することができ、その他の不純物は主にスクラップから混入する不純物元素としてＴａ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｕ等があり、一般的な不純物元素であるＣ、Ｎ、Ｆｅ、ＯおよびＨと併せて、総量で５％以下許容される。
（ｅ）中性子遮断性を発現する合金元素を含む場合
（化学成分）
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）に中性子線遮蔽効果を具備させるために、熱間加工用チタン材の表層部は、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
（化学成分）
本発明の熱間加工用チタン材から製造されたチタン複合材の表層の少なくとも一方（少なくとも外部環境に接する表層）に中性子線遮蔽効果を具備させるために、熱間加工用チタン材の表層部は、熱間加工用チタン材の表層部は、以下に掲げる各種合金元素を含有させてもよい。
Ｂ：０．１〜３．０％
Ｂの中には、１０Ｂが１９．９％存在するが、この１０Ｂは、熱中性子の吸収断面積が大きく、中性子線の遮蔽効果が大きい。Ｂ含有量が０．１％未満では中性子線遮蔽効果を十分得られず、Ｂ含有量が３．０％を超えると熱間圧延時の割れおよび加工性の劣化を引き起こすおそれがある。
Ｂの中には、１０Ｂが１９．９％存在するが、この１０Ｂは、熱中性子の吸収断面積が大きく、中性子線の遮蔽効果が大きい。Ｂ含有量が０．１％未満では中性子線遮蔽効果を十分得られず、Ｂ含有量が３．０％を超えると熱間圧延時の割れおよび加工性の劣化を引き起こすおそれがある。
ここで、Ｂを含有するチタン合金は、チタンにＢまたはＴｉＢ２などの硼化物を添加することで作製可能である。この他、Ｈ３ １０ＢＯ３、１０Ｂ２Ｏ１０Ｂ４Ｃなどの１０Ｂ濃縮ほう素含有素材（１０Ｂ含有量が概ね９０％以上）を用いると、Ｂ含有量が少なくても中性子線遮蔽効果が大きいため、極めて有効である。
Ｈ３ １０ＢＯ３、１０Ｂ２Ｏ、１０Ｂ４Ｃを使用する場合、合金層にＨおよびＯも濃化することになるが、Ｈは真空焼鈍などの熱処理時に素材から抜けるため問題とならず、ＯおよびＣは、工業用純チタンに含まれる上限以下の０．４質量％Ｏ以下、０．１質量％Ｃ以下であれば問題なく製造が可能である。
上記以外の残部は、チタンおよび不純物である。不純物としては、目標特性を阻害しない範囲で含有することができ、その他の不純物は主にスクラップから混入する不純物元素としてＣｒ、Ｔａ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｎ、ＭｏおよびＣｕ等があり、一般的な不純物元素であるＣ、Ｎ、Ｆｅ、ＯおよびＨと併せて、総量で５％以下であれば許容される。
なお、本発明に係る熱間圧延用チタン素材１，２を製造するに当たって、その素材となるチタン鋳片３は、基本的には、任意の溶解法、任意の鋳造法によって得られたものであればよい。本発明の効果を最も有効に発揮させ得るチタン鋳片３は、電子ビーム溶解法やプラズマアーク溶解法によってチタンスポンジやチタンスクラップなどの原料を真空下で溶解させ、そのチタン溶湯を、真空下でのＤＣスラブ鋳造法によって、断面が長矩形状をなす矩形（スラブ状）に鋳造した矩形チタン鋳片である。
このＤＣスラブ鋳造法によれば、熱間圧延に適した形状、寸法の断面矩形状の矩形チタン鋳片を容易に得ることができ、そのため分塊圧延や鍛造などの熱間でのブレークダウン工程を省略することができるのである。
また、熱間圧延用チタン素材１，２の寸法は、そのまま熱間圧延に供し得る寸法であれば特に限定されない。熱間圧延としてコイル圧延を適用し、板厚３〜８ｍｍ程度の熱延コイル薄中板を製造する場合、熱間圧延用チタン素材１，２としては、厚み１５０〜２８０ｍｍ程度、長さ３〜１０ｍ程度、幅６００〜１５００ｍｍ程度とすればよい。
さらに、熱間圧延用に供されるビレット、ブルーム等もその圧延面に相当する部分にチタン板を溶接して熱間圧延を行っても同様な効果が発揮される。このため、本発明に係る熱間圧延用チタン素材１，２を構成するチタン鋳片は、矩形（スラブ状）に限らず、ビレットやブルームも含まれる。
図１，２に示すように、チタン板４，４をチタン鋳片３に貼り付ける溶接は、溶接後にチタン鋳片３とチタン板４，４との間に大気が侵入しないように、チタン板４，４の外周部で溶接することが好ましく、チタン板４，４の外周部のみならず中央部でも溶接することがさらに好ましい。これにより、鋳片３とチタン板４，４との溶接部以外の非溶接部も、熱間圧延中に圧着されて完全に結合する。このため、熱間圧延中にチタン板４，４がチタン鋳片３から剥離したためにその後の工程で熱間圧延されたチタン部材におけるチタン板４，４に相当する部位を例えば酸洗により溶削する必要がない。
チタン板４，４をチタン鋳片３に溶接により貼り付ける際には、真空中で行うことが好ましい。真空中で溶接を行うことにより、チタン鋳片３とチタン板４，４との溶接部以外の非溶接部の内部を真空に密閉することできる。
チタン板４，４をチタン鋳片３に溶接により貼り付ける際には、溶接を不活性ガス雰囲気で行ってもよい。この場合には、チタン鋳片３とチタン板４，４との間に不活性ガスが閉じ込められ、熱間圧延を行ってもチタン鋳片３とチタン板４，４とが十分に圧着されないことに起因して、熱間圧延中にチタン鋳片からチタン板４，４が剥離するおそれもあるため、注意を要する。
なお、本発明においては、熱間圧延時にチタン鋳片３とチタン板４，４とが圧着されていればよく、このような観点からは、チタン鋳片３とチタン板４，４との溶接部以外の非溶接部の内部を超高真空にする必要はない。真空中で溶接する場合の真空度は３×１０-３Ｔｏｒｒより高い真空度であれば、熱間圧延時に十分に密着するため、これ以上の真空度であることが好ましい。
なお、チタン板４，４を例えば大気圧下でチタン鋳片３に溶接すると、チタン鋳片３とチタン板４，４とが十分に密着しないことがあるが、このような場合には熱間圧延後に例えば酸洗によりチタン材におけるチタン板４，４に相当する部分を溶削すればよく、これによっても、チタン鋳片３の鋳込みままの粗大な凝固組織に起因した変形異方性の影響によるチタン材の表面疵を低減でき、分塊工程を経る場合と同等な表面性状を得ることができる。
また、図２に示すように、熱間圧延時のエッジ側となるチタン鋳片（矩形スラブ）３の側面３ｂ，３ｂについても、チタン鋳片３の圧延面３ａ，３ａと同様に、チタン鋳片３と同じ化学組成を有するチタン板５，５を貼り合わせて溶接してもよい。
すなわち、熱間圧延においては、熱間圧延用チタン素材１，２に圧下が加えられることによって、熱間圧延用チタン素材１，２のエッジ側の面の少なくとも一部がチタン材（熱延材）の平面側に回り込むことが、通常である。そのため、熱間圧延用チタン素材１，２の側面３ｂ、３ｂの表層が粗大であったり、この表層に多数の欠陥が存在していれば、チタン材（熱延板）の板幅方向の両端近くに表面疵が発生する可能性がある。
そこで、チタン鋳片（矩形スラブ）３の側面３ｂ、３ｂについてもチタン鋳片３の圧延面３ａ，３ａと同様に、チタン鋳片３と同じ化学組成を有するチタン板５，５を貼り合わせて溶接しておくことによって、このような事態が発生することを有効に防止できる。
チタン鋳片（矩形スラブ）３の側面３ｂ、３ｂにおける、チタン板５，５を貼り合わせて溶接する範囲は、少なくとも、チタン鋳片３における、圧延面３ａと側面３ｂとにより形成されるコーナー部３ｃからスラブ厚さ方向へ例えば２０〜３０ｍｍの範囲が例示される。
溶接するチタン板４，５の厚さは１〜２０ｍｍであることが好ましい。溶接するチタン板４，５の厚さが薄過ぎると、熱間圧延の際にチタン板４，５が破れてチタン鋳片３の粗大な鋳造組織が表面に露出し、チタン材の表面性状が悪化するおそれがある。また、上述のようにチタン板４，５とチタン鋳片３とを真空中で溶接する場合には、チタン板４，５がチタン鋳片３に圧着する前に剥がれると、チタン鋳片３とチタン板４，５との間に大気が侵入し、熱間圧延前の加熱時にチタン鋳片３の表面が酸化し、チタン鋳片３とチタン板４，５とが熱間圧延によっても圧着せず、熱間圧延の途中で剥離するおそれがあるからである。チタン板４，５の厚さが１ｍｍ以上であれば、熱間圧延中にチタン板４，５が破れることがない。このため、チタン板４，５の厚さは１ｍｍ以上であることが好ましい。
一方、チタン板４，５の厚さが厚くなり過ぎると、溶接中の入熱が大きくなるため、溶接熱影響部でチタン板４，５の結晶粒が粗大化し、チタン材の表面性状が悪化するおそれがある。チタン板４，５の厚さが２０ｍｍ以下であれば、溶接時におけるチタン板４，５の結晶粒の粗大化は顕著ではない。このため、チタン板４，５の厚さは２０ｍｍ以下とすることが好ましい。
また、チタン板４，５の結晶粒径は１ｍｍ未満であることが好ましい。チタン板４，５の結晶粒径が粗大であると、チタン板４，５をチタン鋳片３に溶接して貼り合わせた熱間圧延用チタン素材１，２に熱間圧延を行っても、チタン特有の強い塑性異方性に起因した表面疵が発生し、チタン材の表面性状は向上しない。チタン板４，５の結晶粒径が１ｍｍ未満であればチタン材の表面性状は悪化しない。このため、チタン板４，５の結晶粒径は１ｍｍ未満であることが好ましい。
なお、チタン板４，５の結晶粒径は微細であればチタン材の表面性状は悪化しないことから、特に下限を特に設けないが、工業的に製造可能なチタン板４，５の結晶粒径の下限は工業用純チタンの場合には５μｍ程度である。また、チタン合金の場合、急冷等により生じた針状組織になることがあり、この場合には、面積法により円換算相当した場合の直径を結晶粒径とし、それが１ｍｍ未満であれば表面疵発生の抑制効果があることから、円換算相当の直径を結晶粒径とする。
チタン鋳片３は、電子ビーム溶解もしくはプラズマアーク溶解により製造されたチタン鋳片であることが好ましい。電子ビーム等の溶解法によって得られ、直接熱間圧延可能な鋳片の鋳造ままの鋳肌を有するチタン鋳片、冷間精整により鋳肌を除去したチタン鋳片の何れでも構わない。
このような矩形のチタン鋳片は、分塊圧延もしくは鍛造からなるブレークダウン工程を経ずに得られたものであり、電子ビーム溶解法やプラズマアーク溶解法などが適用可能である。特に、電子ビーム溶解法においては、高真空中の溶解であるため、溶解後にスラブ表面付近に残存する空隙内部が真空となるから、熱間圧延時に、その空隙を圧着して無害化し易い利点がある。
上述したように、通常の切削等による鋳片表面手入れ、すなわち冷間精整を行った後のチタン鋳片３の表面、あるいは、手入れを行わずに直接鋳造ままのチタン鋳片３の鋳肌に、チタン板４，５を溶接してもよい。
表面手入れを行わず、直接、鋳造ままのチタン鋳片３の鋳肌にチタン板４，５を溶接することにより、鋳造時に発生した割れ等の鋳肌欠陥をチタン板４，５で覆い隠すことができる。さらに、鋳片３とチタン板４，５との間を真空に保ちながら溶接することにより、割れ等の鋳肌欠陥も熱間圧延時に圧着され、消滅させることができる。そのため、鋳片３の表層部の切削等による精整工程を省略すれば、工程省略や歩留まり向上による、さらなるコスト低減が期待される。
ただし、熱間圧延時に圧着が期待できないような比較的大きな鋳肌欠陥がチタン鋳片３に存在する場合には、部分的にチタン鋳片３の表面を手入れした後、溶融再凝固処理してもよい。また、全面を手入れした後に溶融再凝固処理を行いと、チタン鋳片３の表面が平坦になるため、熱間圧延時にチタン板４，５と圧着し易くなり、より安定した製造が期待される。
以下、実施例１〜３により本発明を詳しく説明する。
表２のＮｏ．１〜１６に示す参考例、本発明例および比較例では、電子ビーム溶解法により工業用純チタン１〜４種の何れかを溶製し、角型鋳型を用いて鋳造することにより、図１，２に示すチタン鋳片３を製造した。
その後、チタン鋳片３の鋳肌の切削手入れのある場合には切削によりチタン鋳片３の表層の手入れを行った後に、切削手入れが無い場合には切削による表層の手入れを行わずに、チタン板４，５の貼り付けのための溶接を行った。特に、Ｎｏ．５，１１の本発明例では、チタン鋳片３，３の側面にもチタン板５，５を溶接により貼り付けた。
Ｎｏ．２〜６およびＮｏ．１６の本発明例および比較例は、チタン鋳片３の製造後に鋳肌を切削除去した後にチタン板４，５の貼り付け溶接を施した。また、Ｎｏ．７〜１５の本発明例および比較例は、チタン鋳片３の製造後に鋳肌にチタン板４，５の貼り付け溶接を施した。
表２のＮｏ．２〜６，９〜１５に示す本発明例および比較例において、チタン鋳片３とチタン板４，５との貼り合わせ溶接は、電子ビームにより行った。その際、規定出力３０ｋＷの電子ビーム溶接装置を用いた。また、Ｎｏ．７，８に示すチタン鋳片３とチタン板４の貼り合わせ溶接は、プラズマアーク溶接により行った。また、Ｎｏ．１６に示すチタン鋳片３とチタン板４の貼り合わせ溶接は、ＴＩＧ溶接により行った。
また、チタン板４の任意の場所１０箇所において、断面組織観察により結晶粒径を測定し、その平均値をチタン板４の結晶粒径として求めた。表１に測定結果を示す。
このようにして製造した熱間圧延用チタン素材１，２（厚さ２５０ｍｍ×幅１０００ｍｍ×全長さ７０００ｍｍ）に、鉄鋼材料の熱間圧延設備を用いて熱間圧延を行い、厚さ４ｍｍの帯状コイルのチタン板材を製造した。
これらのチタン板材の表面疵を評価した。表面疵の評価は、酸洗後のチタン板材の表層を目視して、行った。
Ｎｏ．１の従来例は、工業用純チタンインゴットを用いて、従来の分塊工程を辿る方法で製造した場合である。分塊工程を経るため、製造されたチタン板材の表面疵は軽微である。
Ｎｏ．２の比較例は、工業用純チタンからなるチタン鋳片３を用いて、分塊工程を省略し、かつ、チタン板４を貼り合わせずに熱間圧延を行った場合である。熱間圧延後に酸洗を行ったチタン板材には粗大な表面疵が観察された。
Ｎｏ．３の比較例は、溶接によりチタン鋳片３に貼り合わせたチタン板４の厚みは３ｍｍと十分に厚いが、結晶粒径が３ｍｍと非常に粗大である。そのため、チタン板材には表面疵が多数観察された。
Ｎｏ．４の比較例は、溶接によりチタン鋳片３に貼り合わせたチタン板４の結晶粒径が５０μｍと十分細粒であったが、チタン板４の厚さが０．５ｍｍと非常に薄い。そのため、熱間圧延中に一部が剥離しており、その部分でチタン板材には粗大な表面疵が観察された。
Ｎｏ．５の本発明例は、チタン鋳片３の表面を切削後にチタン板４，５を貼り合わせている。溶接により貼り合わせたチタン板４，５の厚さが１．５ｍｍと十分に厚く、また、チタン板４，５の結晶粒径も３５μｍと十分細粒であったため、チタン板材の表面疵は軽微であり、Ｎｏ．１の従来例と同等レベルであった。また、チタン鋳片３の側面３ｂにもチタン板５を溶接しているため、チタン板材の端部近傍の表面性状も良好であった。
Ｎｏ．６の本発明例は、チタン鋳片３の表面３ａを切削した後にチタン板４を貼り合わせている。溶接により貼り合わせたチタン板４の厚さが２ｍｍと十分に厚く、また、チタン板４の結晶粒径も１００μｍと十分細粒であったため、チタン板材の表面疵は軽微であり、Ｎｏ．１の従来例と同等レベルであった。
Ｎｏ．７の本発明例は、チタン鋳片３の表面３ａを切削した後にプラズマ溶接によりチタン板４を貼り合わせている。溶接に貼り合わせたチタン板４の厚さが４ｍｍと十分に厚く、また、チタン板４の結晶粒径も５００μｍと十分細粒であったため、チタン板材の表面疵は軽微であり、Ｎｏ．１の従来例と同等レベルであった。
Ｎｏ．８の本発明例は、チタン鋳片３の表面３ａを切削した後にプラズマ溶接によりチタン板４を貼り合わせている。溶接により貼り合わせたチタン板４の厚さが４．５ｍｍと十分に厚く、また、チタン板４の結晶粒径も５０μｍと十分細粒であったため、チタン板材の表面疵は軽微であり、Ｎｏ．１の従来例と同等レベルであった。
Ｎｏ．９〜１４の本発明例は、いずれも、チタン鋳片３の表面３ａを切削せずに、チタン板４，５を貼り合わせている。溶接により貼り合せたチタン板４，５の厚さが４．５〜６．１ｍｍと十分に厚く、板の結晶粒径も３０〜７００μｍと十分細粒であったため、チタン板材の表面疵は軽微であり、Ｎｏ．１の従来例と同等レベルであった。
Ｎｏ．１５の比較例は、溶接によりチタン鋳片３に貼り合わせたチタン板４の結晶粒径が５０μｍと十分細粒であったものの、チタン板４の厚さが２５ｍｍと非常に厚い。そのため、溶接部の入熱が大きくなってしまい、溶接部相当位置近傍で疵頻度が多くなっている。
さらに、Ｎｏ．１６の本発明例は、チタン板４を大気圧下でチタン鋳片３に溶接した場合である。熱間圧延時にチタン鋳片３とチタン板４とが十分に密着しなかったが、熱間圧延後に例えば酸洗によりチタン材におけるチタン板４に相当する部分を溶削することにより、チタン板材の表面疵は、Ｎｏ．１の従来例よりは劣るものの、Ｎｏ．２に示す板を貼り合わせずに行った比較例に比べれば疵は軽微であった。
表３のＮｏ．１７〜１９に示す本発明例では、チタン鋳片３（スラブ）の溶製は、プラズマアーク溶解法で行い、角型鋳型を用いて鋳造した。その後、チタン鋳片３の鋳肌の切削手入れがある場合には切削により表層の手入れを行った後に、切削手入れがない場合には切削による表層の手入れを行わずに、チタン板４の貼り付けのための溶接を行った。
表３のＮｏ．１７〜１９の本発明例において、チタン鋳片３とチタン板４との貼り合わせ溶接は、全て、電子ビームにより行った。その際、規定出力３０ｋＷの電子ビーム溶接装置を用いた。
また、チタン板４の任意の場所１０箇所において、断面組織観察により結晶粒径を測定し、その平均値をチタン板４の結晶粒径として求めた。表３に測定結果を示す。
このようにして製造した熱間圧延用チタン素材１（厚さ２５０ｍｍ×幅１０００ｍｍ×全長さ５０００ｍｍ）に、鉄鋼材料の熱間圧延設備を用いて熱間圧延を行い、厚さ４ｍｍの帯状コイルのチタン板材を製造した。
これらのチタン板材の表面疵を実施例１と同様に評価した。
Ｎｏ．１７の本発明例は、チタン鋳片３の表面を切削後にチタン板４を貼り合わせている。溶接により貼り合わせたチタン板４の厚さが６．５ｍｍと十分に厚く、また、チタン板４の結晶粒径も８０μｍと十分細粒であったため、チタン板材の表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
Ｎｏ．１８，１９の本発明例は、チタンスラブの表面を切削せずに、チタン板を貼り合わせている。溶接により貼り合わせた板の厚さが１ｍｍ以上と十分に厚く、また、板の結晶粒径も１ｍｍ未満と十分細粒であったため、表面疵は軽微であり、表２におけるＮｏ．１の従来例と同等レベルであった。
表４のＮｏ．２０〜３１の本発明例では、チタン鋳片３の溶製は、電子ビーム溶解法により角型鋳型を用いて鋳造した。
Ｎｏ．２０はＴｉ−０．０６Ｐｄからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２１はＴｉ−０．５Ｎｉ−０．０５Ｒｕからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２２はＴｉ−１．０Ｆｅ−０．３５Ｏからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２３はＴｉ−１．５Ｆｅ−０．５Ｏからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２４はＴｉ−３Ａｌ−２．５Ｖからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２５はＴｉ−５Ａｌ−１Ｆｅからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２６はＴｉ−６Ａｌ−４Ｖからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２７はＴｉ−０．２５Ｆｅ−０．４５Ｓｉからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２８はＴｉ−０．９Ａｌ−０．４５Ｓｉ−０．２５Ｎｂからなるチタン合金であり、Ｎｏ．２９はＴｉ−４．５Ａｌ−２Ｆｅ−２Ｍｏ−３Ｖからなるチタン合金であり、Ｎｏ．３０はＴｉ−２０Ｖ−４Ａｌ−１Ｓｎからなるチタン合金であり、さらに、Ｎｏ．３１はＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａｌ−３Ｓｎからなるチタン合金である。
また、Ｎｏ．３２〜３４の本発明例では、チタンスラブの溶製は、プラズマアーク溶解法により角型鋳型を用いて鋳造した。
Ｎｏ．３２はＴｉ−１．０Ｃｕからなるチタン合金であり、Ｎｏ．３３はＴｉ−１．０Ｃｕ−０．５Ｎｂからなるチタン合金であり、さらに、Ｎｏ．３４はＴｉ−１．０Ｃｕ−１．０Ｓｎ−０．４５Ｓｉ−０．２Ｎｂからなるチタン合金である。
チタン鋳片３を鋳造後、チタン鋳片３の鋳肌の切削手入れのある場合には切削により表層の手入れを行い、切削手入れがない場合には切削による表層の手入れを行わずに、チタン板４の貼り付けのための溶接を行った。
また、チタン板４の任意の場所１０箇所において、断面組織観察により結晶粒径を測定し、その平均値をチタン板４の結晶粒径として求めた。表３に測定結果を示す。
このようにして製造した熱間圧延用チタン素材１（厚さ２５０ｍｍ×幅１０００ｍｍ×全長さ５０００ｍｍ）に、鉄鋼材料の熱間圧延設備を用いて熱間圧延を行い、厚さ４ｍｍの帯状コイルのチタン板材を製造した。
これらのチタン板材の表面疵を実施例１と同様に評価した。
Ｎｏ．２０〜３４に示す本発明例は、溶接によりチタン鋳片３に貼り合わせたチタン板４の厚さが２．１〜６．５μｍと十分に厚く、また、板の結晶粒径も５〜３００μｍと十分細粒であったため、チタン板材の表面疵は軽微であり、表２におけるＮｏ．１の従来例と同等レベルであった。
１，２ 本発明に係る熱間圧延用チタン素材
３ チタン鋳片（チタンスラブ）
３ａ 圧延面
３ｂ 側面
４，５ チタン板
６ 溶接部（溶接線）
３ チタン鋳片（チタンスラブ）
３ａ 圧延面
３ｂ 側面
４，５ チタン板
６ 溶接部（溶接線）
Claims (5)
- チタン鋳片と、
前記チタン鋳片の圧延面にあたる面に溶接したチタン板とを備え、
前記チタン鋳片および前記チタン板が同種の化学組成を有する、
熱間圧延用チタン素材。 - 前記チタン板の厚さが、１ｍｍ以上２０ｍｍ以下である、
請求項１に記載された熱間圧延用チタン素材。 - 前記チタン板の結晶粒径が、１ｍｍ未満である、
請求項１または請求項２に記載された熱間圧延用チタン素材。 - 前記チタン鋳片は、電子ビーム溶解またはプラズマアーク溶解により製造されたチタンスラブである、
請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された熱間圧延用チタン素材。 - 前記溶接は、電子ビーム溶接、プラズマアーク溶接またはＴＩＧ溶接である、
請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された熱間圧延用チタン素材。
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