TW201716596A - 熱軋用鈦素材 - Google Patents

Abstract

熱軋用鈦素材(1)係具備：鈦鑄片(3)、及熔接於鈦鑄片(3)之相當於輥軋面(3a)的面上之鈦板(4)，鈦鑄片(3)及前述鈦板(4)具有相同的化學組成。熱軋用鈦素材(1)，縱使省略分塊步驟、精製步驟，仍能將熱軋後的表面性狀保持良好。

Description

熱軋用鈦素材

本發明是關於熱軋用鈦素材。

鈦材，一般是將從熔煉步驟所獲得的錠塊經由分塊步驟成為扁胚或小胚形狀後，將表面實施處理，然後實施熱軋再實施退火、冷加工而製造出。

在熔煉步驟，除了廣泛採用的真空電弧熔煉(VAR：Vacuum Arc Remelting)法以外，還能使用在與鑄模不同的場所進行熔煉再注入鑄模之電子束熔煉(EBR：Electron Beam Remelting)法、電漿電弧熔煉法等。

前者，因為鑄模限定為圓筒型，製造板材時必須經由分塊步驟或鍛造步驟。相對於此，後者之鑄模形狀的自由度較高，除圓筒型以外也能使用方型的鑄模。因此，如果使用電子束熔煉法、電漿電弧熔煉法，可直接澆鑄方型錠塊、圓柱型錠塊。因此，當從方型錠塊製造板材的情況、或從圓柱型錠塊製造棒材、線材的情況，從錠塊形狀方面來說可省略分塊步驟或鍛造步驟，可省去分塊步驟所需的成本及時間，而能期待生產效率的顯著提高。

然而，工業用之大型錠塊的鑄造組織，具有結晶粒徑達數十mm之粗大結晶粒。若將這種錠塊不經由分塊步驟而直接實施熱軋，起因於粗大結晶粒之結晶粒間的變形異向性的影響，會在表面產生凹凸而發生表面缺陷。

如此般，在藉由電子束熔煉法、電漿電弧熔煉法直接製造出方型錠塊、圓柱型錠塊，省略分塊步驟或鍛造步驟而實施熱軋時，在熱軋中會發生表面缺陷。為了將熱軋所發生的表面缺陷予以除去，在酸洗步驟必須將熱軋板的表面之氣割(scarfing)量增多，而使成本增加、良率惡化。亦即，必須另外導入用於除去表面缺陷之精整步驟。

因此，藉由省略分塊步驟或鍛造步驟所期待之生產效率提高，可能被另外導入的精整步驟所抵消。針對此問題，熱軋用鈦素材之製造方法、藉由在製造後實施加工、熱處理而將鈦材的表面缺陷減少之方法已被提出。

在日本特開平01-156456號公報(專利文獻1)揭示一方法，在省略分塊步驟而將鈦錠塊直接進行熱加工的情況，為了使表層附近的結晶粒微細化，在表面層賦予應變後，加熱到再結晶溫度以上而讓從表面起算深度2mm以上進行再結晶。作為賦予應變的手段，係列舉鍛造、輥子壓下、珠擊等。

在日本特開平08-060317號公報(專利文獻2)揭示一方法，係將鈦的錠塊加熱到Tβ+50℃以上，冷卻至 Tβ-50℃以下後實施熱軋，將起因於粗大結晶粒之變形異向性而在輥軋中所形成的表面之起伏、皺摺減少，藉此將表面缺陷減少。

在日本特開平07-102351號公報(專利文獻3)揭示一方法，作為將經由分塊步驟的情況之鈦材之表面缺陷減少方法，係將分塊步驟結束時的溫度設定為α區，或進一步將熱軋前的加熱在α區進行，藉此使從表面起算60μm以上成為等軸晶。藉此，可避免富氧層在局部變深，可在去鏽皮步驟將富氧層除去，而使硬度、延性不均一的部分消失，因此可改善冷加工後的表面性狀

在日本特開2007-332420號公報(專利文獻4)揭示一方法，在省略熱加工步驟而將鈦的錠塊直接進行熱軋的情況，將錠塊之相當於輥軋面的面之表層利用高頻感應加熱、電弧加熱、電漿加熱、電子束加熱或雷射加熱等而使其熔融再凝固，藉此將從表層起算深度1mm以上予以細粒化，而改善熱軋後之鈦材的表層組織。該方法，是將表層部急冷凝固而形成微細且具有不規則的方位之凝固組織，藉此防止表面缺陷的發生。作為讓鈦扁胚之表層組織熔融的方法，可列舉高頻感應加熱、電弧加熱、電漿加熱、電子束加熱、以及雷射加熱。

在國際公開第2010/090352號小冊子(專利文獻5)揭示一方法，利用冷塑性變形對熱軋用鈦素材賦予起伏之輪廓曲線要素的平均高度為0.2~1.5mm、平均長度為3~15mm的凹陷(dimple)，縱使省略錠塊的開胚步驟仍能 減少熱軋所產生之鈦材的表面缺陷。

再者，在國際公開第2010/090353號小冊子(專利文獻6)揭示一方法，在將電子束熔煉爐所煉製之鈦扁胚從鑄模內直接取出之扁胚的剖面組織，當從表層朝向內部之凝固方向與扁胚的鑄造方向所形成的角度θ為45~90°的情況，或在表層的結晶方位分布中，hcp之c軸與扁胚表層的法線所形成的角度為35~90°的情況，縱使省略熱加工步驟，仍能獲得良好的鑄件表面且改善熱軋後的表面缺陷。亦即，藉由控制表面之結晶粒的形狀、結晶方位，可抑制起因於如此般粗大結晶粒之缺陷發生。

[專利文獻1]日本特開平01-156456號公報

[專利文獻2]日本特開平08-060317號公報

[專利文獻3]日本特開平07-102351號公報

[專利文獻4]日本特開2007-332420號公報

[專利文獻5]國際公開第2010/090352號小冊子

[專利文獻6]國際公開第2010/090353號小冊子

然而，在專利文獻1所揭示的方法，作為賦予應變的手段雖舉出珠擊，但一般珠擊所賦予之應變深度為300~500μm程度以下，對於為了改善品質所需之深度2mm以上之再結晶層的形成而言是不足的。因此，實質 上，必須藉由鍛造或輥子壓下賦予應變直到更深的位置，為了對熱軋用的大型錠塊進行鍛造或輥子壓下必須使用大型設備，相較於一般的分塊步驟並無法降低成本。

專利文獻2所揭示的方法，藉由往β區進行加熱具有讓粗大的結晶粒進行再結晶而變得微細化的效果。然而，在未經由分塊步驟的情況，因為未賦予加工應變而使再結晶核減少、為了將錠塊全體加熱會使加熱後的冷卻速度變慢而讓結晶粒變得粗大化，因此再結晶所產生的微細化效果受到限定，並無法充分降低變形異向性。此外，縱使進行再結晶仍會受到原先的粗大結晶粒之結晶方位的影響，此乃無法完全除去變形異向性的主要原因。相反的，藉由進行中等程度的細粒化，成為表面凹凸的起因之粒界會增加，結果導致表面缺陷的發生增加。

專利文獻3所揭示的方法，是以經由分塊步驟破壞鑄造組織而使其細粒化及等軸化為前提，在省略分塊步驟的情況會喪失其本來的意義。假使省略分塊步驟僅進行熱處理，而形成從表面起算60μm以上的等軸粒，這只不過是再結晶，其結晶方位仍會受原先的結晶方位的影響。因此，對於防止鑄造狀態之組織的粗大結晶粒之變形異向性所引起之凹凸而言是不足的，仍會發生表面缺陷所造成的問題。

專利文獻4所揭示的方法，係進行錠塊表層部的組織改質，藉此提高熱軋後的表面性狀，若錠塊表層部之Fe含量較少，組織改質後之表層部的結晶粒可能會 變得粗大化，而造成表面性狀惡化。此外，在表層組織改質前是將錠塊表層藉由切削等進行精整，而造成良率降低。

專利文獻5所揭示的方法，是在冷間進行錠塊表層部的組織改質，藉此提高熱軋後的表面性狀，當在冷間進行表層組織改質的情況，縱使是對鑄造狀態的鑄件表面直接進行，難以將鑄造時所發生之鑄件表面龜裂等的鑄造缺陷完全除去是可預料的，而可能無法將切削等的精整步驟予以省略。

再者，專利文獻6所揭示的方法，因此鑄造時之作業條件的不一致，要以錠塊全面為對象控制組織是困難的，在某些情況可能會發生起因於粗大鑄造組織之表面缺陷，而造成表面性狀惡化。

本發明是有鑑於先前技術所存在之上述課題而開發完成的，其目的是為了提供一種熱軋用鈦素材，縱使省略分塊步驟、精製步驟仍能使熱軋後之鈦材的表面性狀保持良好。

本發明人等為了達成上述目的而深入探討的結果發現，省略分塊步驟、精製步驟而從錠塊進行熱軋以製造鈦材時，藉由使用在鈦鑄片的表面貼合結晶粒徑微細的鈦板而成之熱軋用鈦素材，能使相當於輥軋面的面之組織變得細粒化，結果減少起因於鑄造狀態之粗大的凝固組 織之變形異向性的影響所造成之鈦材的表面缺陷，而獲得與經由分塊步驟的情況相同的表面性狀，並進一步反覆探討而完成本發明。本發明是如以下所述。

(1)一種熱軋用鈦素材，係具備鈦鑄片、及與前述鈦鑄片之相當於輥軋面的面熔接之鈦板，前述鈦鑄片及前述鈦板具有相同的化學組成。

(2)在上述(1)的熱軋用鈦素材中，前述鈦板的厚度為1mm以上20mm以下。

(3)在上述(1)或(2)的熱軋用鈦素材中，前述鈦板之結晶粒徑未達1mm。

(4)在上述(1)~(3)任一者的熱軋用鈦素材中，前述鈦鑄片是藉由電子束熔煉或電漿電弧熔煉所製造之鈦扁胚。

(5)在上述(1)~(4)任一者的熱軋用鈦素材中，前述熔接係電子束熔接、電漿電弧熔接或TIG熔接。

(6)在上述(1)~(5)任一者的熱軋用鈦素材中，前述熔接是在真空中進行。

本發明的熱軋用鈦素材，縱使將製造鈦材時以往所需之分塊、鍛造等的熱加工步驟予以省略，仍可製造出具有與經由該熱加工步驟的情況相同或更佳的表面性狀之鈦材，藉由省略熱加工步驟而減少加熱時間、藉由提高表面品質可減少酸洗量而謀求良率的提高，不僅降低製 造成本，對於能量效率的提高也具有良好的效果，其產業上的效果不可估量。

1,2‧‧‧本發明的熱軋用鈦素材

3‧‧‧鈦鑄片(鈦扁胚)

3a‧‧‧輥軋面

3b‧‧‧側面

4,5‧‧‧鈦板

6‧‧‧熔接部(熔接線)

圖1係示意顯示具備鈦板之本發明的熱軋用鈦素材之說明圖，該鈦板是與鈦鑄片(鈦扁胚)之相當於輥軋面的面、即表面進行熔接，且具有與該鈦鑄片相同的化學組成。

圖2係示意顯示本發明的其他熱軋用鈦素材之說明圖，該熱軋用鈦素材不僅是在鈦鑄片之相當於輥軋面的面、即表面，連在側面也熔接貼合具有與該鈦鑄片相同的化學組成之鈦板。

以下，對本發明做詳細的說明。在以下的說明，與化學組成有關之「%」，在沒有特別說明的情況是指「質量%」。

圖1係示意顯示具備鈦板4,4之本發明的熱軋用鈦素材1之說明圖，鈦板4,4是與鈦鑄片(鈦扁胚)3之相當於輥軋面3a,3a的面、即表面進行熔接，且具有與該鈦鑄片3相同的化學組成。

此外，圖2係示意顯示本發明的其他熱軋用鈦素材2之說明圖，該熱軋用鈦素材2不僅是在鈦鑄片3 之相當於輥軋面3a,3a的面、即表面，連在側面3b,3b也熔接貼合具有與該鈦鑄片3相同的化學組成之鈦板5,5。

圖1、2中的符號6，係表示鈦鑄片3和鈦板4,5的熔接部(熔接線)。

如圖1、2所示般，熱軋用鈦素材1,2，係在鈦鑄片3之相當於輥軋面3a,3a之面、即表面，藉由熔接來貼合具有與鈦鑄片3相同的規格(化學組成)之鈦板4,4。

如後述般，藉由熔接而貼合之鈦板4,4的組織，具有非常微細的結晶粒。因此，藉由將鈦板4,4貼合於鈦鑄片3，可簡單且確實地將熱軋時之熱軋用鈦素材1,2之相當於輥軋面的面之結晶粒予以微細化，藉此，可減少或防止鈦鑄片3之鑄造狀態的粗大凝固組織的變形異向性之影響所造成之表面缺陷的發生，而獲得表面性狀優異的鈦材。

在本發明，不管鈦鑄片3是工業用純鈦或鈦合金所構成的情況，藉由將具有與該鈦鑄片3相同的化學組成之鈦板4,4貼合於鈦鑄片3，可獲得上述效果。

在此之工業用純鈦係包含：JIS規格之1級~4級、以及與其對應之ASTM規格之Grade1~4、DIN規格之3．7025、3．7035、3．7055所規定的工業用純鈦。

亦即，在本發明作為對象之工業用純鈦，可說是含有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，其餘部分為Ti所構成者。 再者，在其中添加若干的鉑族元素而被稱為改質(改良)純鈦之高耐蝕性合金(ASTM Grade 7、11、16、26、13、30、33或是與其等對應之JIS級，或進一步含有少量的各種元素之鈦材)，也是包含於本發明之工業用純鈦。

此外，鈦合金通常是藉由熱軋、冷軋而成形為板材，也能製造線材、棒材等形狀的製品。在此，鈦合金是採用前述的α型鈦合金、或α+β型鈦合金、β型鈦合金。因此，在本發明，鈦合金的化學組成沒有特別的限定。

表1顯示，藉由讓鈦合金含有而有助於提高其特性的元素。本發明的鈦合金，例如以質量%計，係含有選自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%、鉑族元素：0~0.5%、稀土族元素：0~0.5%、B：0~5.0%、及、Mn：0~10.0%當中之1種以上(超過0%)，而能對鈦材表面賦予目標的功能。

在上述以外的元素而能讓鈦含有的元素，就金屬材料的一般常識而言，利用經由固溶強化、析出強化(不固溶的情況可能讓析出物形成)而讓強度提高的元素，能夠使潛變特性提高。該等元素例如為原子序：氫(1)~砈(85)的元素(其中，第18族元素之惰性氣體元素除外)，合計可容許5%左右。

上述以外的其餘部分為Ti及雜質。作為雜質，可在不阻害目標特性的範圍內含有，其他雜質主要是從原料、廢料混入的雜質元素及在製造中混入的元素，例如C、N、O、Fe、H等為代表性的元素，其他包含Mg、Cl等之從原料混入的元素，Si、Al、S等之在製造中混入的元素等。該等元素，在2%程度以下的話是位於不阻害本發明的目標特性的範圍內。

此外，如表1所示般，本發明的鈦合金，例如以質量%計，可含有：選自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%、鉑族元素：0.01~0.5%、稀土族元素：0.001~0.5%、B：0.01~5.0%、及Mn：0.1~10.0%之1種以上。

本發明的鈦合金較佳為含有：選自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%、鉑族元素：0.02~0.4%、稀土族元素：0.001~0.3%、B：0.1~5.0%、及Mn：0.2~8.0%之1種以 上，更佳為含有：選自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%、鉑族元素：0.03~0.2%、稀土族元素：0.001~0.1%、B：0.2~3.0%、及Mn：0.2~5.0%之1種以上。

此外，例如可使用以下之依JIS規格所規定的 鈦合金。

JIS11級~JIS23級(JIS4600(2012年)鈦及鈦合金-板及條)：包含Pd、Ru、Ni、Co等，耐蝕性及耐間隙腐蝕性優異。

JIS50級(JIS4600(2012年)鈦及鈦合金-板及條)：Ti-1.5Al，耐蝕性優異、耐氫吸收性及耐熱性優異。

JIS60級(JIS4600(2012年)鈦及鈦合金-板及條)：Ti-6Al-4V，高強度且通用性高。

JIS61級(JIS4600(2012年)鈦及鈦合金-板及條)：Ti-3Al-2.5V，溶接性、成形性良好，切削性良好。

JIS80級(JIS4600(2012年)鈦及鈦合金-板及條)：Ti-4Al-22V，高強度且冷加工性優異。

再者，也能使用上述以外之具有JIS並未規定的化學成分之鈦合金。例如列舉以下。

具有耐熱性的鈦合金：Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.08Si、Ti-6Al-5Zr-0.5Mo-0.2Si、Ti-8Al-1Mo-1V等。

低合金且高強度的鈦合金：Ti-1~1.5Fe-0.3~0.5O-0.01~0.04N等。

低合金且具有耐熱性的鈦合金：Ti-1Cu、Ti-1Cu-0.5Nb、Ti-1Cu-1Sn-0.35Si-0.5Nb等。

耐潛變性優異的鈦合金：Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo等。

高強度且冷加工性佳的鈦合金：Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al、Ti-20V-4Al-1Sn等。

具有高強度高韌性的鈦合金：Ti-10V-2Fe-3Al等。

耐摩耗性優異的鈦合金：Ti-6Al-4V-10Cr-1.3C等。

表層部1a的至少一方(至少與外部環境接觸的表層部)，較佳為含有顯現目標特性的合金元素，其餘部分為鈦及雜質。作為顯現目標特性的合金元素，可例示如下，但並不限定於此。

(a)顯現耐蝕性的的合金元素：以質量%計為0.01~0.25%的鉑族元素(Pd及/或Ru)，按照需要為選自0.2%以下的稀土族元素、Co：0.8%以下、Ni：0.6%以下的1種以上等。

(b)顯現耐氧化性的合金元素：選自0.1~0.6%的Si、0.1~2.0%的Nb、0.3~1.0%的Ta及0.3~1.5%的Al之1種以上，按照需要為選自1.5%以下的Sn、1.5%以下的Cu及0.5%以下的Fe之1種以上(合計為2.5%以下)。

(c)顯現耐疲勞性的合金元素：合計為0.08~1.0%之選自Fe、Cr、Ni、Al及Zr的1種以上。

(d)顯現耐氫脆化性的合金元素：Mo當量為8.0~20.0的範圍之選自Mo、V及Nb的1種以上(Mo當量=Mo含量(質量%)+V含量(質量%)/1.5+Nb含量(質量%)/3.6。)。

(e)顯現中子阻隔性的合金元素：0.1~3.0%的B。

針對上述(a)~(e)各個的情況進行個別說明。

(a)含有顯現耐蝕性的合金元素的情況

(化學成分)

為了將從本發明之熱軋用鈦材所製造之鈦複合材的表 層之至少一方(至少與外部環境接觸的表層)之耐蝕性提高，熱軋用鈦材的表層部可含有以下的各種合金元素。

鉑族元素：0.01~0.25%

鉑族元素具有：讓鈦合金的氫化電壓降低而將自然電位維持於鈍化區的效果，可作為顯現耐蝕性的合金元素來含有。若鉑族元素的含量(含有複數個鉑族元素的情況為合計含量)未達0.01%，耐蝕性不足，超過0.25%時，不僅無法期待耐蝕性的提高，反而成為原料成本增高的主要原因。在含有鉑族元素的情況，其含量設定為0.01~0.25%。鉑族元素的含量較佳為0.03%以上，更佳為0.05%以上。此外，較佳為0.20%以下，更佳為0.15%以下。

本發明所使用的鉑族元素，不管是哪個元素都具有將鈦合金的耐蝕性提高的效果，較佳為含有其單位含有率的耐蝕性提高效果較高之Pd。此外，也能使用較便宜的Ru來代替Pd。

若在含有鉑族元素之鈦合金中添加稀土族元素，當曝露於腐蝕環境時，Ti及鉑族元素會迅速溶出，而使鈦合金附近的溶液中之鉑族元素濃度變高。結果，會促進鈦合金中之鉑族元素的析出，縱使鈦合金的熔煉量也能讓鉑族元素高效率地析出，而造成耐蝕性的提高。

稀土族元素：0~0.2%

稀土族元素包含Sc、Y、輕稀土族元素(La~Eu)及重 稀土族元素(Gd~Lu)，不管是添加哪個稀土族元素的情況都能期待上述效果。此外，縱使是採用分離精製前的混合稀土族元素(Mischmetal，Mm)或釹鐠合金(Nd-Pr合金)等之稀土族的混合物或化合物，也能期待同樣的效果。

考慮到以上的情況，所添加的稀土族元素不一定要是1種，縱使將複數個元素同時含有，也能利用上述效果來將耐蝕性提高。在此情況，稀土族元素的合計含量是指上述元素的合計含量。

當稀土族元素的含量過多的情況，因為上述效果飽和，不僅無法期待更佳的耐蝕性提高效果，且經濟性變差。因此，含有稀土族元素時的含量較佳為0.2%以下，更佳為0.02%以下。另一方面，為了在鈦合金的活性態區讓Ti和鉑族元素溶出而獲得促進鉑族元素在合金表面上析出的效果，稀土族元素含量較佳為0.001%以上。

Co：0~0.8%

Ni：0~0.6%

Co及Ni是改變氫化電壓而讓鈦合金的耐蝕性提高的元素，藉由與鉑族元素及/或稀土族元素進行複合添加，可獲得極高的耐蝕性。然而，若Co含量超過0.8%、Ni含量超過0.6%，不僅其效果達飽和，此外基於經濟性的觀點也不理想。因此，在含有該等元素的情況，Co含量設定為0.8%以下，Ni含量設定為0.6%以下。Co含量較佳為0.7%以下，Ni含量較佳為0.5%以下。為了確實地獲得 上述效果，較佳為Co、Ni都含有0.05%以上，更佳為都含有0.2%以上。

上述以外的其餘部分為鈦及雜質。作為雜質，可在不阻害目標特性的範圍內含有，其他雜質主要為從廢料混入的雜質元素、即Cr、Ta、Al、V、Cr、Nb、Si、Sn、Mn、Mo及Cu等，加上一般的的雜質元素之C、N、Fe、O及H，其總量在0.5%以下是可容許的。

(b)含有顯現耐氧化性的合金元素的情況

(化學成分)

鈦的氧化，是屬於氧在氧化膜中擴散而和表面的鈦結合所產生之被稱為內方擴散的氧化形態，只要抑制氧的擴散就能抑制氧化。在鈦合金，要讓高溫之600~800℃的耐氧化性提高的情況，是添加Si、Nb等的合金元素。在添加Si的情況，當曝露於高溫的氛圍時，矽氧化物會形成於表層而成為阻隔物，因此可抑制氧朝向鈦內部的擴散而讓耐氧化性提高。此外，Nb會固溶於鈦的氧化被膜中，鈦為4價而Nb為5價，因此氧化膜中之氧的空孔濃度會降低，而抑制氧化膜中之氧的擴散。

為了將從本發明之熱軋用鈦材所製造之鈦複合材的表層之至少一方(至少與外部環境接觸的表層)之耐氧化性提高，熱軋用鈦材的表層部可含有以下的各種合金元素。

Si：0.1~0.6%

Si具有讓600~800℃之高溫的耐氧化性提高的作用。若Si含量未達0：1%，耐氧化性的提高效果不足。另一方面，若Si含量超過0.6%，其對耐氧化性的影響達到飽和，不僅是室溫、連高溫的加工性也明顯降低。因此，在含有Si的情況，其含量設為0.1~0.6%。Si含量較佳為0.15%以上，更佳為0.20%以上。此外，較佳為0.55%以下，更佳為0.50%以下。

Nb：0.1~2.0%

Nb也具有讓高溫之耐氧化性提高的作用。為了讓耐氧化性提高，Nb含量設為0.1%以上。另一方面，縱使Nb含量超過2.0%，其效果達到飽和，且因為Nb是高價的添加元素，會造成合金成本的增加。因此，在含有Nb的情況，其含量設為0.1~2.0%。Nb含量較佳為0.3%以上，更佳為0.5%以上。此外，較佳為1.5%以下，更佳為1.0%以下。

Ta：0.3~1.0%

Ta也具有讓高溫之耐氧化性提高的作用。為了讓耐氧化性提高，Ta含量設為0.3%以上。另一方面，縱使Ta含量超過1.0%，因為Ta是高價的添加元素，不僅造成合金成本的增加，且依熱處理溫度可能會有β相的生成。因此，在含有Ta的情況，其含量設為0.3~1.0%。Ta含量較 佳為0.4%以上，更佳為0.5%以上。此外，較佳為0.9%以下，更佳為0.8%以下。

Al：0.3~1.5%

Al也是讓高溫之耐氧化性提高的元素。另一方面，若含有多量的Al，室溫之延性會明顯降低。若Al含量為0.3%以上，可顯現充分的耐氧化特性。此外，若Al含量為1.5%以下，可充分確保冷加工性。因此，在含有Al的情況，其含量設為0.3~1.5%。Al含量較佳為0.4%以上，更佳為0.5%以上。此外，較佳為1.2%以下。

Si、Nb、Ta及Al，縱使單獨含有也會將耐氧化性提高，但藉由複合地含有，可將耐高溫氧化性進一步提高。

除了上述元素，也能含有選自Sn、Cu及Fe之1種以上。

Sn：0~1.5%

Sn為α相穩定化元素，且與Cu同樣的是將高溫強度提高的元素。然而，若Sn含量超過1.5%，會阻止雙晶變形而使室溫的加工性降低。因此，在含有Sn的情況，其含量設為1.5%以下。Sn含量較佳為1.3%以下，更佳為1.2%以下。為了獲得上述效果，Sn含量較佳為0.2%以上，更佳為0.5%以上。

Cu：0~1.5%

Cu是將高溫強度提高的元素。此外，因為在α相中會形成一定程度的固溶，縱使於高溫使用時也不會生成β相。然而，若Cu含量超過1.5%，依溫度會生成β相。因此，在含有Cu的情況，其含量設為1.5%以下。Cu含量較佳為1.4%以下，更佳為1.2%以下。為了獲得上述效果，Cn含量較佳為0.2%以上，更佳為0.4%以上。

Fe：0~0.5%

Fe是β相穩定化元素，少量的話β相的生成較少，不致對耐氧化性造成太大影響。然而，若Fe含量超過0.5%，β相的生成量變多，會讓耐氧化性劣化。因此，在含有Fe的情況，其含量設為0.5%以下。Fe含量較佳為0.4%以下，更佳為0.3%以下。

若Sn、Cu及Fe的合計含量超過2.5%，室溫加工性會降低，依溫度會生成β相。因此，在含有選自Sn、Cu及Fe之1種以上的情況，其合計含量較佳為2.5%以下。

上述以外的其餘部分為鈦及雜質。作為雜質，可在不阻害目標特性的範圍內含有，其他的雜質，主要是從廢料混入的雜質元素、即Cr、V、Cr、Mn及Mo等，加上一般的雜質元素之C、N、O及H，其總量在5%以下是可容許的。

(c)含有顯現耐疲勞性的合金元素的情況

(化學成分)

為了將從本發明的熱軋用鈦材所製造之鈦複合材的表層之至少一方(至少與外部環境接觸的表層)之耐疲勞性提高，熱軋用鈦材的表層部可含有以下的各種合金元素。

選自Fe、Cr、Ni、Al及Zr之1種以上：0.08~1.0%

疲勞破壞的起點是在板材的表面，為了維持成形性並獲得高耐疲勞性，α相的結晶粒徑較佳為15μm以下。α相的結晶粒徑更佳為10μm以下，特佳為5μm以下。

為了使α相的結晶粒徑為15μm以下而獲得高耐疲勞性，將Fe、Cr、Ni、Al及Zr的合計含量設定為0.08%以上。另一方面，若該等元素的合計含量超過1.0%，可使造成伸度或成形性等的延性大幅降低。因此，將選自Fe、Cr、Ni、Al及Zr之1種以上的合計含量設定為0.08~1.0%。

上述以外的其餘部分為鈦及雜質。作為雜質，可在不阻害目標特性的範圍內含有，其他的雜質，主要是從廢料混入的雜質元素、即Sn、Mo、V、Mn、Nb、Si、Cu、Co、Pd、Ru、Ta、Y、La及Ce等，加上一般的雜質元素之C、N、O及H，其總量在5%以下是可容許的。

(d)含有顯現耐氫脆化性的合金元素的情況

(化學成分)

為了將本發明的熱軋用鈦材所製造之鈦複合材的表層之至少一方(至少與外部環境接觸的表層)之耐氫吸收性提高，熱軋用鈦材的表層部可含有以下的各種合金元素。

Mo當量：8.0~20.0

其中，Mo當量=Mo含量(質量%)+V含量(質量%)/1.5+Nb含量(質量%)/3.6。

具有耐氫吸收性的層，係含有一定範圍的β穩定化元素之鈦合金層。規定β相的形成之理由在於，鈦的α相縱使在微量之數10ppm的氫濃度下仍會形成氫化物，相對於此，鈦合金的β相可固溶約1000ppm以上的氫，而具有起因於氫之脆化不容易發生之特徵。

當含有Fe、Cr等之共析型β穩定化元素的情況，鈦可能與該等的元素形成化合物而造成脆化。然而，在將β穩定化元素當中之Mo、V及Nb以Mo當量：8.0~20.0的範圍來含有的情況，縱使Fe及Cr等同時存在仍能使β相穩定而不致形成化合物相，因此不會發生脆化。

在此，Mo當量的下限是為了獲得充分量的β相所需之合金量。其上限，因為合金添加量越多鈦合金的價格越高，設定為基於成本面不適於使用的量。

上述以外的其餘部分為鈦及雜質。作為雜質，可在不阻害目標特性的範圍內含有，其他的雜質，主 要是從廢料混入的雜質元素、即Ta、Si、Mn及Cu等，加上一般的雜質元素之C、N、Fe、O及H，其總量在5%以下是可容許的。

(e)含有顯現中子阻隔性之合金元素的情況

(化學成分)

為了讓從本發明的熱軋用鈦材所製造之鈦複合材的表層之至少一方(至少與外部環境接觸的表層)具備中子線屏蔽效果，熱軋用鈦材的表層部可含有以下的各種合金元素。

B：0.1~3.0%

B中存在有19.9%的¹⁰B，該¹⁰B之熱中子的吸收剖面積大，中子線的屏蔽效果大。B含量未達0.1%時，無法獲得充分的中子線屏蔽效果，B含量超過3.0%時，可能引起熱軋時的龜裂及加工性劣化。

在此，含有B的鈦合金，可藉由在鈦添加B或TiB₂等的硼化物而製作。除此外，若使用H₃ ¹⁰BO₃、¹⁰B₂O¹⁰B₄C等的¹⁰B濃縮含硼素材(¹⁰B含量約90%以上)，縱使B含量少仍具有大的中子線屏蔽效果，因此極為有效。

在使用H₃ ¹⁰BO₃、¹⁰B₂O、¹⁰B₄C的情況，也會將在合金層中的H及O濃化，H在真空退火等的熱處理時會從素材脫離，因此不會造成問題；O及C，只要是在 工業用純鈦的含量上限以下之0.4質量%O以下、0.1質量%C以下，即可毫無問題地製造。

上述以外的其餘部分為鈦及雜質。作為雜質，可在不阻害目標特性的範圍內含有，其他的雜質，主要是從廢料混入的雜質元素、即Cr、Ta、Al、V、Cr、Nb、Si、Sn、Mn、Mo及Cu等，加上一般的雜質元素之C、N、Fe、O及H，其總量在5%以下是可容許的。

在製造本發明的熱軋用鈦素材1,2時，作為其素材之鈦鑄片3，基本上可藉由任意的熔煉法、任意的鑄造法來獲得。可讓本發明的效果最有效地發揮之鈦鑄片3，是藉由電子束熔煉法或電漿電弧熔煉法將海綿鈦、鈦廢料等的原料於真空下熔煉，將該鈦熔融液藉由真空下的DC扁胚鑄造法進行鑄造，而獲得剖面呈長矩形狀之矩形(扁胚狀)的矩形鈦鑄片。

依據該DC扁胚鑄造法，可輕易地獲得其形狀、尺寸適於熱軋之剖面矩形狀的矩形鈦鑄片，因此可省略分塊輥軋、鍛造等之熱間的開胚步驟。

此外，熱軋用鈦素材1,2的尺寸，只要為就那樣可供熱軋的尺寸即可，沒有特的限定。作為熱軋是採用捲料輥軋，而製造板厚3~8mm左右的熱軋捲料薄中板的情況，作為熱軋用鈦素材1,2，可使用厚度150~280mm左右、長度3~10m左右、寬度600~1500mm左右者。

再者，供熱軋用之小胚、中胚等也是，藉由在相當於其輥軋面的部分熔接鈦板而進行熱軋，可發揮同 樣的效果。因此，構成本發明的熱軋用鈦素材1,2之鈦鑄片，並不限定於矩形(扁胚狀)，也包含小胚、中胚。

如圖1、2所示般，將鈦板4,4貼合於鈦鑄片3之熔接，為了避免在熔接後於鈦鑄片3和鈦板4,4之間讓大氣侵入，較佳為在鈦板4,4的外周部進行熔接，更佳為不僅在鈦板4,4的外周部而在中央部也進行熔接。如此，縱使是鑄片3和鈦板4,4之熔接部以外的熔接部，在熱軋中也會被壓接而完全地結合。因此，可避免發生：因為在熱軋中鈦板4,4從鈦鑄片3剝離，而必須在之後的步驟將熱軋後的鈦構件之相當於鈦板4,4的部位藉由例如酸洗進行氣割。

在將鈦板4,4藉由熔接貼合於鈦鑄片3時，較佳為在真空中進行。藉由在真空中進行熔接，可將鈦鑄片3和鈦板4,4之熔接部以外的非熔接部之內部真空密閉。

在將鈦板4,4藉由熔接貼合於鈦鑄片3時，熔接可在惰性氣體氛圍下進行。在此情況必須特別注意，因為惰性氣體被封閉在鈦鑄片3和鈦板4,4之間，縱使進行熱軋也無法將鈦鑄片3和鈦板4,4完全壓接，起因於此而可能在熱軋中讓鈦板4,4從鈦鑄片剝離。

又在本發明中，只要在熱軋時將鈦鑄片3和鈦板4,4壓接即可，基於此觀點，鈦鑄片3和鈦板4,4之熔接部以外之非熔接部的內部不必成為超高真空。只要在真空中進行熔接的情況之真空度是比3×10^-3Torr更高的 真空度，熱軋時就能充分地密合，因此較佳為3×10^-3Torr以上的真空度。

若將鈦板4,4例如在大氣壓下熔接於鈦鑄片3，鈦鑄片3和鈦板4,4可能無法充分地密合，在此情況，只要於熱軋後例如藉由酸洗將鈦材之相當於鈦板4,4的部分實施氣割即可，這種情況也是，可減少起因於鈦鑄片3的澆鑄狀態之粗大的凝固組織之變形異向性的影響所造成之鈦材的表面缺陷，而獲得與經由分塊步驟的情況相同的表面性狀

此外，如圖2所示般，對於成為熱軋時之邊緣側之鈦鑄片(矩形扁胚)3的側面3b,3b也是，與鈦鑄片3之輥軋面3a,3a同樣的，可將具有與鈦鑄片3相同的化學組成之鈦板5,5貼合並熔接。

亦即，在熱軋中，通常熱軋用鈦素材1,2被實施壓下，而使熱軋用鈦素材1,2之邊緣側的面的至少一部分往鈦材(熱軋材)的平面側包繞。因此，如果熱軋用鈦素材1,2之側面3b、3b的表層組織粗大、或存在有多數個缺陷的話，在鈦材(熱軋板)之寬度方向的兩端附近的表層可能發生表面缺陷。

於是，對於鈦鑄片(矩形扁胚)3的側面3b、3b也是，與鈦鑄片3之輥軋面3a,3a同樣的，藉由將具有與鈦鑄片3相同的化學組成之鈦板5,5貼合並熔接，可有效防止這種事態發生。

在鈦鑄片(矩形扁胚)3之側面3b、3b上之讓 鈦板5,5貼合並熔接的範圍可例示為：至少在鈦鑄片3之從利用輥軋面3a和側面3b所形成之角部3c朝向扁胚厚度方向例如20~30mm的範圍。

所熔接之鈦板4,5的厚度較佳為1~20mm。這是因為，若所熔接之鈦板4,5的厚度過薄，可能在熱軋時鈦板4,5發生破裂而使鈦鑄片3之粗大的鑄造組織露出於表面，造成鈦材的表面性狀惡化。此外，如上述般將鈦板4,5和鈦鑄片3在真空中進行熔接的情況，若鈦板4,5在壓接於鈦鑄片3之前發生剝離，可能在鈦鑄片3和鈦板4,5之間讓大氣侵入，在熱軋前之加熱時使鈦鑄片3的表面氧化，造成鈦鑄片3和鈦板4,5縱使藉由熱軋仍無法壓接，而在熱軋途中發生剝離。只要鈦板4,5的厚度為1mm以上，在熱軋中鈦板4,5就不會破裂。因此，鈦板4,5的厚度較佳為1mm以上。

另一方面，若鈦板4,5的厚度過厚，熔接中的入熱變大，鈦板4,5的結晶粒在熔接熱影響部變得粗大化，而造成鈦材的表面性狀惡化。只要鈦板4,5的厚度為20mm以下，熔接時之鈦板4,5的結晶粒之粗大化就不明顯。因此，鈦板4,5的厚度較佳為20mm以下。

此外，鈦板4,5的結晶粒徑較佳為未達1mm。若鈦板4,5的結晶粒徑粗大，縱使對將鈦板4,5熔接並貼合於鈦鑄片3而成之熱軋用鈦素材1,2進行熱軋，仍會發生起因於鈦特有的強塑性異向性之表面缺陷，並無法讓鈦材的表面性狀提高。只要鈦板4,5的結晶粒徑未達 1mm，鈦材的表面性狀就不會惡化。因此，鈦板4,5的結晶粒徑較佳為未達1mm。

因為鈦板4,5的結晶粒徑越微細則鈦材的表面性狀越不會惡化，雖沒有特別設定下限，工業上可製造之鈦板4,5的結晶粒徑之下限在工業用純鈦的情況為5μm左右。此外，在鈦合金的情況，可能經由急冷等而生成針狀組織，在此情況，以利用面積法換算成圓的情況之直徑作為結晶粒徑，只要其未達1mm就具有表面缺陷發生的抑制效果，因此以換算成圓的直徑作為結晶粒徑。

鈦鑄片3較佳為藉由電子束熔煉或電漿電弧熔煉所製造的鈦鑄片。可為藉由電子束等的熔煉法所獲得而具有能直接熱軋之鑄片之鑄造狀態的鑄件表面之鈦鑄片，亦可為藉由冷整精而將鑄件表面除去後的鈦鑄片。

如此般的矩形鈦鑄片，並未經由分塊輥軋或鍛造所構成的開胚步驟而製得，可採用電子束熔煉法、電漿電弧熔煉法等。特別是在電子束熔煉法中，因為是高真空中的熔煉，熔煉後殘存於扁胚表面附近之空隙內部成為真空，因此在熱軋時，具有容易將該空隙壓接而使其無害化的優點。

如上述般，可在藉由通常的切削等而將鑄片表面實施處理、亦即進行冷精製後的鈦鑄片3之表面熔接鈦板4,5，或未進行處理而直接在鑄造狀態的鈦鑄片3之鑄件表面熔接鈦板4,5。

不進行表面處理而直接在鑄造狀態的鈦鑄片3 之鑄件表面熔接鈦板4,5，可將鑄造時所發生之龜裂等的鑄件表面缺陷利用鈦板4,5覆蓋。再者，在將鑄片3和鈦板4,5之間保持真空的狀態下進行熔接，龜裂等的鑄件表面缺陷也會在熱軋時被壓接而讓其消失。因此，如果省略鑄片3之表層部的切削等之精製步驟的話，可省略步驟、提高良率而期待進一步的成本降低。

然而，當熱軋時無法期待壓接之較大的鑄件表面缺陷存在於鈦鑄片3的情況，可局部地將鈦鑄片3的表面實施處理後，進行熔融再凝固處理。此外，若在將全面實施處理後進行熔融再凝固處理，因為鈦鑄片3的表面變平坦，熱軋時其與鈦板4,5容易進行壓接，而能期待更穩定的製造。

[實施例1]

以下，利用實施例1~3來詳細說明本發明。

表2之No.1~16所示的參考例、本發明例及比較例，是藉由電子束熔煉法熔煉出工業用純鈦1~4級中之一級，使用方型鑄模進行鑄造而製造出圖1、2所示的鈦鑄片3。

然後，在對鈦鑄片3之鑄件表面實施切削處理的情況，是在藉由切削進行鈦鑄片3之表層的處理後，進行用於貼合鈦板4,5的熔接，在不實施切削處理的情況則不進行切削之表層處理，而進行用於貼合鈦板4,5的熔接。特別是No.5,11的本發明例，在鈦鑄片3,3的側面也藉由熔接貼合有鈦板5,5。

No.2~6及No.16之本發明例及比較例，是在鈦鑄片3的製造後，將鑄件表面切削除去之後實施鈦板4,5的貼合熔接。此外，No.7~15之本發明例及比較例，是在鈦鑄片3的製造後，對鑄件表面實施鈦板4,5的貼合熔接。

在表2之No.2~6,9~15所示的本發明例及比較例中，鈦鑄片3和鈦板4,5之貼合熔接，是利用電子束熔接進行。這時是使用規定輸出30kW的電子束熔接裝置。此外，No.7,8所示之鈦鑄片3和鈦板4的貼合熔接，是利用電漿電弧熔接進行。此外，No.16所示的鈦鑄片3和鈦板4之貼合熔接，是利用TIG熔接進行。

此外，在鈦板4之任意場所的10個部位，藉由剖面組織觀察來測定結晶粒徑，求取其平均值作為鈦板4的結晶粒徑。在表1顯示測定結果。

對如此般製造出之熱軋用鈦素材1,2(厚度250mm×寬度1000mm×全長度7000mm)，使用製鋼材料的熱軋設備進行熱軋，製造出厚度4mm的帶狀捲料之鈦板材。

評價該等鈦板材的表面缺陷。表面缺陷的評價，係目視酸洗後之鈦板材的表層來進行。

No.1的習知例，係使用工業用純鈦錠塊而利用以往之經由分塊步驟的方法所製造的情況。因為經由分塊步驟，所製造之鈦板材的表面缺陷輕微。

No.2的比較例，係使用工業用純鈦所構成的鈦鑄片3，省略分塊步驟且未貼合鈦板4而進行熱軋的情況。在熱軋後進行酸洗之鈦板材上，觀察到粗大的表面缺陷。

No.3的比較例，雖藉由熔接而貼合於鈦鑄片3之鈦板4的厚度為3mm而夠厚，但結晶粒徑為3mm而非常粗大。因此，在鈦板材上觀察到多數的表面缺陷。

No.4的比較例，雖藉由熔接貼合於鈦鑄片3之鈦板4的結晶粒徑為50μm而夠細粒，但鈦板4的厚度為0.5mm而非常薄。因此，在熱軋中有一部分發生剝離，在該部分之鈦板材上，觀察到粗大的表面缺陷。

No.5的本發明例，是將鈦鑄片3的表面切削後，與鈦板4,5進行貼合。藉由熔接所貼合之鈦板4,5的厚度為1.5mm而夠厚，此外，鈦板4,5的結晶粒徑為35μm而夠細粒，鈦板材的表面缺陷輕微，與No.1的習知例成為相同程度。此外，因為在鈦鑄片3的側面3b也熔接有鈦板5，鈦板材之端部附近的表面性狀也是良好的。

No.6的本發明例，是將鈦鑄片3的表面3a切削之後，進行鈦板4的貼合。藉由熔接所貼合之鈦板4的厚度為2mm而夠厚，此外，鈦板4的結晶粒徑為100μm 而夠細粒，因此鈦板材的表面缺陷輕微，與No.1之習知例成為相同程度。

No.7的本發明例，是將鈦鑄片3的表面3a切削之後，藉由電漿熔接貼合鈦板4。藉由熔接所貼合之鈦板4的厚度為4mm而夠厚，此外，鈦板4的結晶粒徑為500μm而夠細粒，因此鈦板材的表面缺陷輕微，與No.1之習知例成為相同程度。

No.8的本發明例，是將鈦鑄片3的表面3a切削之後，藉由電漿熔接貼合鈦板4。藉由熔接所貼合之鈦板4的厚度為4.5mm而夠厚，此外，鈦板4的結晶粒徑為50μm而夠細粒，因此鈦板材的表面缺陷輕微，與No.1的習知例成為相同程度。

No.9~14的本發明例全都是，在鈦鑄片3的表面3a未實施切削而貼合鈦板4,5。藉由熔接所貼合之鈦板4,5的厚度為4.5~6.1mm而夠厚，板的結晶粒徑為30~700μm而夠細粒，因此鈦板材的表面缺陷輕微，與No.1的習知例成為相同程度。

No.15的比較例，雖藉由熔接而貼合於鈦鑄片3之鈦板4的結晶粒徑為50μm而夠細粒，但鈦板4的厚度為25mm而非常厚。因此，熔接部的入熱變大，在相當於熔接部的位置附近之缺陷頻率變多。

再者，No.16的本發明例，是將鈦板4在大氣壓下熔接於鈦鑄片3的情況。雖在熱軋時鈦鑄片3和鈦板4無法完全密合，但熱軋後例如藉由酸洗將鈦材之相當於 鈦板4的部分進行氣割，使得鈦板材之表面缺陷雖比No.1的習知例差，但比起No.2所示之未貼合板之比較例的話其缺陷較輕微。

[實施例2]

在表3之No.17~19所示的本發明例，鈦鑄片3(扁胚)的熔煉，是利用電漿電弧熔煉法進行，並使用方型鑄模進行鑄造。然後，在對鈦鑄片3的鑄件表面實施切削處理的情況，是在藉由切削進行表層的處理後，進行用於貼合鈦板4的熔接，在不實施切削處理的情況則不進行切削之表層處理，而進行用於貼合鈦板4的熔接。

在表3之No.17~19的本發明例，鈦鑄片3和鈦板4之貼合熔接全都是藉由電子束熔接進行。這時，是使用規定輸出30kW的電子束熔接裝置。

此外，在鈦板4之任意場所的10個部位，藉由剖面組織觀察來測定結晶粒徑，求取其平均值作為鈦板4的結晶粒徑。在表3顯示測定結果。

對如此般製造出之熱軋用鈦素材1(厚度250mm×寬度1000mm×全長度5000mm)，使用製鋼材料的熱軋設備進行熱軋，製造出厚度4mm的帶狀捲料之鈦板材。

對於該等鈦板材的表面缺陷，進行與實施例1同樣的評價。

No.17的本發明例，是在將鈦鑄片3的表面切削之後，進行鈦板4的貼合。藉由熔接所貼合之鈦板4的厚度為6.5mm而夠厚，此外，鈦板4的結晶粒徑為80μm而夠細粒，因此鈦板材的表面缺陷輕微，與經由分塊步驟的情況成為相同程度。

No.18,19的本發明例，在鈦扁胚的表面未實施切削而貼合鈦板。藉由熔接所貼合之板的厚度為1mm以上而夠厚，此外，板的結晶粒徑為未達10mm而夠細粒，因此表面缺陷輕微，與表2之No.1的習知例成為相同程度。

[實施例3]

在表4之No.20~31的本發明例，鈦鑄片3的熔煉，是藉由電子束熔煉法而使用方型鑄模進行鑄造。

No.20是Ti-0.06Pd所構成的鈦合金，No.21是Ti-0.5Ni-0.05Ru所構成的鈦合金，No.22是Ti-1.0Fe-0.35O所構成的鈦合金，No.23是Ti-1.5Fe-0.5O所構成的鈦合金，No.24是Ti-3Al-2.5V所構成的鈦合金，No.25是Ti-5Al-1Fe所構成的鈦合金，No.26是Ti-6Al-4V所構成的鈦合金，No.27是Ti-0.25Fe-0.45Si所構成的鈦合金，No.28是Ti-0.9Al-0.45Si-0.25Nb所構成的鈦合金，No.29是Ti-4.5Al-2Fe-2Mo-3V所構成的鈦合金，No.30是Ti-20V-4Al-1Sn所構成的鈦合金，再者，No.31是Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn所構成的鈦合金。

此外，在No.32~34的本發明例，鈦扁胚的熔煉，是藉由電漿電弧熔煉法而使用方型鑄模進行鑄造。

No.32是Ti-1.0Cu所構成的鈦合金，No.33是Ti-1.0Cu-0.5Nb所構成的鈦合金，再者，No.34是Ti-1.0Cu-1.0Sn-0.45Si-0.2Nb所構成的鈦合金。

在鑄造鈦鑄片3之後，在對鈦鑄片3的鑄件表面實施切削處理的情況，是在藉由切削進行表層的處理後，進行用於貼合鈦板4的熔接，在不實施切削處理的情況則不進行切削之表層處理，而進行用於貼合鈦板4的熔接。

此外，在鈦板4之任意場所的10個部位，藉由剖面組織觀察來測定結晶粒徑，求取其平均值作為鈦板4的結晶粒徑。在表3顯示測定結果。

對如此般製造出之熱軋用鈦素材1(厚度250mm×寬度1000mm×全長度5000mm)，使用製鋼材料的熱軋設備進行熱軋，製造出厚度4mm的帶狀捲料之鈦板材。

對於該等鈦板材的表面缺陷，進行與實施例1同樣的評價。

No.20~34所示的本發明例，藉由熔接而貼合於鈦鑄片3之鈦板4的厚度為2.1~6.5μm而夠厚，此外，板的結晶粒徑為5~300μm而夠細粒，因此鈦板材的表面缺陷輕微，與表2之No.1的習知例成為相同程度。

1‧‧‧本發明的熱軋用鈦素材

3‧‧‧鈦鑄片(鈦扁胚)

3a‧‧‧輥軋面

3b‧‧‧側面

3c‧‧‧角部

4‧‧‧鈦板

6‧‧‧熔接部(熔接線)

Claims (6)

1. 一種熱軋用鈦素材，係具備：鈦鑄片、及熔接於前述鈦鑄片之相當於輥軋面的面上之鈦板，前述鈦鑄片及前述鈦板具有相同的化學組成。
2. 如申請專利範圍第1項所述之熱軋用鈦素材，其中，前述鈦板的厚度為1mm以上20mm以下。
3. 如申請專利範圍第1或2項所述之熱軋用鈦素材，其中，前述鈦板的結晶粒徑未達1mm。
4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項所述之熱軋用鈦素材，其中，前述鈦鑄片，是利用電子束熔煉或電漿電弧熔煉所製造的鈦扁胚。
5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項所述之熱軋用鈦素材，其中，前述熔接是選自電子束熔接、電漿電弧熔接、及TIG熔接。
6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項所述之熱軋用鈦素材，其中，前述熔接是在真空中進行。