TWI605129B - Titanium for hot rolling - Google Patents

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Yoshitsugu Tatsuzawa
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Kenichi Mori
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

熱軋用鈦材
本發明是關於熱軋用鈦材。
鈦材，具有優異的耐蝕性、耐氧化性、耐疲勞性、耐氫脆化性、中子阻隔性等的特性。該等特性，可藉由在鈦中添加各種合金元素來達成。
鈦材，例如因為輕量且耐蝕性優異，被利用於發電廠的海水冷卻冷凝器、海水淡水化用廠用熱交換器、化學工廠的反應器、以及冷卻器等。
工業用純鈦，特別是在含有硝酸、鉻酸等的環境、含有海水、氯化物離子的環境等，表現優異的耐蝕性。然而，在含有鹽酸、硫酸等的環境，並無法期待高耐蝕性，此外，在含有氯離子等的環境可能發生間隙腐蝕。
因此，像Ti-0.2Pd(ASTM Grade7，11)等，在鈦中微量添加有鉑族元素(Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Pt等)之各種合金被開發出。此外，將Pd用Ni及Ru代替之Ti-0.5Ni-0.05Ru等之便宜且耐蝕性優異的耐蝕性鈦合金也被開發出。
鈦材料，由於具有優異的比強度及耐蝕性，在飛機領域的利用正在進展，且大量使用於汽車及機車的排氣裝置。特別是，取代以往的不鏽鋼素材，基於車輛輕量化的觀點，以機車為中心而使用JIS2級的工業用純鈦材。再者，近年，取代JIS2級的工業用純鈦材，而使用耐熱性更高的耐熱鈦合金。此外，為了將排氣的有害成分除去，搭載有高溫下使用的觸媒之消音器也已被使用。
排氣的溫度超過700℃，可能暫時會高達800℃。因此，排氣裝置所使用的素材，係要求於800℃左右的溫度下之強度、耐氧化性等，進一步對於600~700℃之潛變速度之高溫耐熱性的指標變得重視起來。
另一方面，這種耐熱鈦合金為了提昇高溫強度，必須添加Al、Cu及Nb等之讓高溫強度及耐氧化性提昇的元素，其成本變得比工業用純鈦高成本。
日本特開2001-234266號公報(專利文獻1)揭示一種冷加工性及高溫強度優異的鈦合金，其含有Al：0.5~2.3%(本說明書，沒有特別說明的情況，關於化學成分之「%」是指「質量%」)。
在日本特開2001-89821號公報(專利文獻2)揭示一種耐氧化性及耐蝕性優異的鈦合金，其含有Fe：超過1%且5%以下、O(氧)：0.05~0.75%、Si：0.01．e0.5[Fe]~5．e-0.5[Fe]([Fe]表示合金中的含有率(質量%)，e為自然對數的常數)。
在日本特開2005-290548號公報(專利文獻 3)揭示，含有Al：0.30~1.50%、Si：0.10~1.0%之冷加工性優異的耐熱鈦合金板及其製造方法。
在日本特開2009-68026號公報(專利文獻4)揭示一種在表面被覆有保護膜之鈦合金，係含有Cu：0.5~1.8%、Si：0.1~0.6%、O：0.1%以下，按照必要而含有Nb：0.1~1.0%，其餘部分為Ti及不可避免的雜質所構成。
再者，在日本特開2013-142183號公報(專利文獻5)揭示一種700℃的高溫強度、及800℃的耐氧化性優異之鈦合金，係含有Si：0.1~0.6%、Fe：0.04~0.2%、O：0.02~0.15%，Fe和O的含量總量為0.1~0.3%，其餘部分為Ti及不可避免的雜質元素所構成。
工業用鈦冷軋板材(例如，工業用純鈦冷軋板材)，除了像板式熱交換器、FC隔板等那樣將板材加工成形為既定的形狀來使用以外，其用途正在擴大。因此，對於工業用鈦冷軋板材，除了成形性，也要求疲勞強度提高所帶來之薄型化、高負荷環境(高荷重下)。
另一方面，與其他的金屬材同樣的，在純鈦也是，用以支配成形性之延性和強度(疲勞強度)具有相反的關係。
日本特開2008-195994號公報(專利文獻6)揭示一種方法，係進行電漿氮化處理及微粒子撞擊處理而將存在於硬化層的表面之化合物層除去，藉此進行鈦製品的表面改質而讓疲勞強度提高。該電漿氮化處理，是以純 鈦、α型鈦合金、β型鈦合金或α+β型鈦合金之任一者所構成的鈦製品作為處理對象而進行電漿氮化，藉此於處理對象的表面形成硬化層；該微粒子撞擊處理，是讓1種或2種以上的微粒子撞擊電漿氮化處理後的處理對象。
在日本特開2013-76110號公報(專利文獻7)揭示一種鈦合金及鈦所構成的基體之表面處理方法，係依序具備：對鈦合金及鈦所構成之基體的表面進行微粒子撞擊處理之步驟A、在溫度區T1進行第一熱處理之步驟B、在溫度區T2進行第二熱處理之步驟C、在溫度區T3進行第三熱處理之步驟D，滿足T1>T2>T3的關係，且將T1設定為900~1000℃。亦即，該表面處理方法，在鈦材的表面之附近區域，從表面側依序形成：非晶質層、微細粒層(α相，粒徑：約300nm)、次微米粒層(α相，粒徑：約500nm)、微米粒層(β相，粒徑：約3000nm)，藉此使疲勞強度提高。
工業用純鈦，是以hcp(六方最密堆積晶格)構造的α相為主體，已知若在α相吸收多量的氫會形成氫化物而發生脆化。因此，依使用環境，可能因吸收氫造成脆化，而產生斷裂的事故。在「鈦的加工技術」(非專利文獻1)報導，例如在處理非氧化性的酸之工廠、或尿素．氨環境、氫氣環境下之氫吸收所造成的事故。因此，耐氫脆化性優異的鈦合金材已被提出。
在日本特開2013-163840號公報(專利文獻8)揭示，含有50體積%以上的β相且含有氫500~ 6000ppm之斷裂伸度大的鈦合金，且揭示縱使含有多量氫仍不會發生脆化的例子。
在處理核能發電相關設備等的放射性廢棄物之設備，是使用可屏蔽熱中子之中子線屏蔽板。關於中子屏蔽效果，以在天然B中存在19.9%的硼10(10B)為最高。作為中子線屏蔽板的素材，一般是使用含B的不鏽鋼等。
在日本特公昭58-6704號公報(專利文獻9)揭示一種中子線阻隔材，是將富水硼鎂石(2MgO．3B2O2．13H2O)、三斜硼鋅石(3CaO．3B2O2．7H2O)、硬硼鈣石(2CaO．3B2O2．5H2O)等之含有結晶水的硼酸鋁骨材、和半水石膏、鋁酸鈣系水泥等的無機黏著劑、和水進行混練成型而成的硬化成形體，其含有B：5質量%以上。然而，專利文獻9所揭示的中子線屏蔽材是由水泥所構成，因此耐蝕性、製造性、以及加工性方面會有問題。
使用比不鏽鋼具有更優異的耐蝕性之含B鈦合金作為中子線阻隔材也已被探討。例如，在日本特公平1-168833號公報(專利文獻10)揭示，以質量%計含有B：0.1~10%、其餘部分為鈦及不可避免的雜質所構成之含硼鈦合金的熱軋板。
再者，在日本特開平5-142392號公報(專利文獻11)揭示一種放射線屏蔽材，是在中空狀金屬殼體內填充：硼含有物(NaB4O7、B2O3、PbO、Fe2O3等)的流動物和混入其中之金屬氧化物，並使其成為固化狀態。 依據專利文獻11，利用硼、氫主要是阻隔中子線，且利用殼體及其中的金屬等阻隔伽馬射線。
鈦材，通常是依以下所示的方法進行製造。首先，依據克羅爾法，將作為原料之氧化鈦氯化成四氯化鈦後，利用鎂或鈉進行還原，藉此製造塊狀之海綿狀的金屬鈦(海綿鈦)。將該海綿鈦實施衝壓成形而成為鈦自耗電極，使用鈦自耗電極作為電極進行真空電弧熔煉而製造鈦錠塊。這時按照需要來添加合金元素，製造出鈦合金錠塊。然後，將鈦合金錠塊進行分塊、鍛造、輥軋而成為鈦扁胚，進一步將鈦扁胚實施熱軋、退火、酸洗、冷軋及真空熱處理而製造出鈦薄板。
此外，作為鈦薄板的製造方法，將鈦錠塊進行分塊、氫化粉碎、脫氫、粉碎及分級而製造出鈦粉末，將鈦粉末實施粉末輥軋、燒結及冷軋之製造方法也是已知的。
在日本特開2011-42828號公報(專利文獻12)提示一種鈦薄板之製造方法，不是用鈦錠塊而是從海綿鈦直接製造鈦粉末，為了從所獲得的鈦粉末製造鈦薄板，是將含有鈦金屬粉、黏結劑、可塑劑、溶劑之黏性組成物成形為薄板狀的燒結前成形體，將其燒結而製造燒結薄板，將燒結薄板壓密而製造燒結壓密薄板，將燒結壓密薄板進行再燒結而製造鈦薄板，燒結薄板的斷裂伸度為0.4%以上，密度比為80%以上，且燒結壓密板的密度比為90%以上。
在日本特開2014-19945號公報(專利文獻13)揭示一種方法，是使用鈦合金廢料或鈦合金錠塊作為原料而獲得鈦合金粉，在鈦合金粉中將鐵粉、鉻粉或銅粉適量地添加而成為複合粉，將複合粉進行碳鋼膠囊擠出，將所獲得的圓棒的表面之膠囊予以熔煉除去後，進一步進行固溶處理、或是固溶處理及時效處理，而利用粉末法製造出品質優異的鈦合金。
在日本特開2001-131609號公報(專利文獻14)揭示一種方法，是將海綿鈦粉末填充於銅製膠囊之後，以擠出比1.5以上、擠出溫度700℃以下實施溫擠出加工，實施用於去除外側的銅之外周加工，而製造出成形體之粒界的全長之20%以上與金屬接觸之鈦成形體。
要將熱軋素材實施熱軋，當熱軋素材為純鈦或鈦合金等之熱軋性不足、熱變形阻力高之所謂難加工材的情況，作為將其輥軋為薄板的技術，疊軋方法是已知的。疊軋方法，是將加工性差之鈦合金等的芯材用加工性佳且便宜的碳鋼等的被覆材被覆而實施熱軋的方法。
具體而言，例如在芯材的表面塗布剝離劑，至少將其上下2面用被覆材被覆，或是除了上下2面還將四周面用間隔件材被覆，將周圍焊接而進行組裝、熱軋。在疊軋，是將被軋材之芯材用被覆材被覆而進行熱軋。因此，芯材表面不致直接接觸變冷的介質(大氣或輥子)，可抑制芯材的溫度降低，縱使是加工性差的芯材也能進行薄板的製造。
在日本特開昭63-207401號公報(專利文獻15)揭示密閉被覆箱的組裝方法。在日本特開平09-136102號公報(專利文獻16)揭示一種方法，是在10-3torr等級以上的真空度下將被覆材密封，而製造出密閉被覆箱。再者，在日本特開平11-057810號公報(專利文獻17)揭示一種方法，是用碳鋼(被覆材)被覆，於10-2torr等級以下的真空下藉由高能量密度熔接進行密封，而製造出密閉被覆箱。
另一方面，作為低成本地製造高耐蝕性素材之方法，將鈦材接合於作為母材的素材表面之方法是已知的。
在日本特開平08-141754號公報(專利文獻18)揭示一種鈦包覆鋼板之製造方法，是使用鋼材作為母材並使用鈦或鈦合金作為包覆材，將母材和包覆材的接合面於真空排氣後進行熔接而組裝成輥軋用組裝扁胚，將該扁胚藉由熱軋進行接合而製造出鈦包覆鋼板。
在日本特開平11-170076號公報(專利文獻19)揭示一種方法，是在含有0.03質量%以上的碳之母材鋼材的表面上，隔著由選自純鎳、純鐵及碳含量0.01質量%以下的低碳鋼當中任一者所構成之厚度20μm以上的嵌入材而將鈦箔材予以積層配置後，從其積層方向之任一方側照射雷射光束，讓鈦箔材之至少緣部附近在全周與母材鋼材進行熔接，藉此製造出鈦被覆鋼材。
在日本特開2015-045040號公報(專利文獻 20)例示一種方法，是將成形為鑄塊狀之多孔質鈦原料(海綿鈦)的表面，於真空下使用電子束熔化而製造出其表層部成為稠密的鈦之鈦鑄塊，將其實施熱軋及冷軋，而用非常少的能量製造出稠密的鈦素材(鈦鑄塊)，其包含：讓多孔質鈦原料成形為鑄塊狀之多孔質部、由稠密的鈦所構成且被覆多孔質部的全表面之稠密被覆部。
在日本特開昭62-270277號公報(專利文獻21)記載，藉由熔射進行汽車用引擎零件的表面效果處理。
[專利文獻1]日本特開2001-234266號公報
[專利文獻2]日本特開2001-89821號公報
[專利文獻3]日本特開2005-290548號公報
[專利文獻4]日本特開2009-68026號公報
[專利文獻5]日本特開2013-142183號公報
[專利文獻6]日本特開2008-195994號公報
[專利文獻7]日本特開2013-76110號公報
[專利文獻8]日本特開2013-163840號公報
[專利文獻9]日本特公昭58-6704號公報
[專利文獻10]日本特公平1-168833號公報
[專利文獻11]日本特開平5-142392號公報
[專利文獻12]日本特開2011-42828號公報
[專利文獻13]日本特開2014-19945號公報
[專利文獻14]日本特開2001-131609號公報
[專利文獻15]日本特開昭63-207401號公報
[專利文獻16]日本特開平09-136102號公報
[專利文獻17]日本特開平11-057810號公報
[專利文獻18]日本特開平08-141754號公報
[專利文獻19]日本特開平11-170076號公報
[專利文獻20]日本特開2015-045040號公報
[專利文獻21]日本特開昭62-270277號公報
[非專利文獻1]鈦的加工技術，(社)日本鈦協會編，日刊工業新聞社，p.214~230，1992年11月發行
如前述般，將耐蝕性提高的鈦合金，因為含有稀有且高價的鉑族元素，造成其製造成本大幅上昇。
專利文獻1所揭示的鈦合金，因為添加有Al，對於成形加工性，特別是朝厚度減少方向進行加工之拉伸成形(stretch forming)性會造成不良影響。
專利文獻2所揭示的鈦合金，因為Fe和O的合計含量多，室溫強度超過800N/mm2而過強，伸度為20%以下而成形性不佳。
專利文獻3所揭示的鈦合金，因為與上述同樣的添加有Al，可能對冷加工性，特別是朝厚度減少方向進行加工之拉伸成形性造成不良影響。
專利文獻4所揭示的鈦合金，雖具有充分的加工性及耐氧化特性，但含有多量的高價Nb，因合金成本變高。
再者，專利文獻5所揭示的鈦合金，雖具有充分的高溫氧化特性，因為將板全面予以合金化，造成合金成本變高。
依據專利文獻6所揭示的方法，因為使用固溶強化能力高的C及N來形成硬化層，讓其等固溶時會變硬而將疲勞強度提高，但會導致急劇的延性降低而使成形性變差。
此外，依據本發明人等的探討結果得知，依據專利文獻7所揭示的表面處理方法，要將成形性提高並不容易。
再者，依據專利文獻6及專利文獻7所揭示的發明，必須對鈦材進行特殊的表面處理，因此製造成本的上昇是不可避免的。
作為防止氫所造成的脆化之對策，一般是對製品在加工後實施具有耐氫吸收性的表面處理，或是實施電氣防蝕。然而，都會造成製品加工或施工工時增加等，成本增高是不可避免的，並無法將耐氫脆化性優異的鈦材以低成本提供。
此外，像專利文獻8所揭示的方法那樣為了使素材全體之50體積%以上成為β相，必須含有多量的高價添加元素，因此會造成成本上昇。
專利文獻10所揭示的熱軋板，因為B含量高，無可否認會造成成本上昇，且加工性並非良好，使用其作為中子線屏蔽板實際上會有困難。
再者，專利文獻11所揭示的放射線屏蔽材，是在金屬製的殼體材中填充硼含有物，在填充硼含有物之後的加工困難。
以往，經由熱加工來製造鈦材時，是將海綿鈦衝壓成形而成為鈦自耗電極，使用鈦自耗電極作為電極進行真空電弧熔煉而製造鈦錠塊，進一步將鈦錠塊實施分塊、鍛造、輥軋而成為鈦扁胚，將鈦扁胚實施熱軋、退火、酸洗、冷軋而製造出鈦材。
在此情況，必定包含將鈦熔煉而製造鈦錠塊之步驟。將鈦粉末實施粉末輥軋、燒結、冷軋之製造方法也是已知的，在從鈦錠塊製造鈦粉末的方法，依然包含將鈦熔煉的步驟。
在從鈦粉末製造鈦材的方法中，縱使不經由熔煉步驟，因為是使用高價的鈦粉末作為原料，所獲得的鈦材成為非常高價。在專利文獻15~專利文獻16所揭示的方法也是同樣的。
在疊軋中，藉由被覆材所被覆的芯材畢竟是扁胚或錠塊，必須經由熔煉步驟，或是使用高價的鈦粉末作為原料，並無法降低製造成本。
依據專利文獻20，雖然以非常少的能量製造出稠密的鈦素材，但將成形為鑄塊狀之海綿鈦的表面熔化 而成之稠密的鈦表層部及內部的成分被規定為同種的純鈦或鈦合金，例如，並無法僅在表層部將鈦合金層均一且廣範圍地形成而謀求製造成本降低。
另一方面，可製造便宜的耐蝕素材且在母材的表面讓鈦或鈦合金接合之素材，作為母材大多是選擇鋼。因此，若表面的鈦層消失，會損及耐蝕性。縱使母材也是採用鈦材，只要是使用經由通常的製造步驟所製造的鈦材，就無法期待徹底的成本改善。於是，本發明人等想到，在由工業用純鈦或鈦合金所構成之扁胚的表層，設置含有特定的合金元素之合金層，而獲得便宜且特定性能優異的鈦材。
像專利文獻21那樣，熔射是讓金屬、陶瓷等熔融，將其噴附於鈦材表面而形成皮膜的方法。在利用該方法來形成皮膜的情況，不可避免地會在皮膜中形成氣孔。通常在熔射時，為了避免皮膜的氧化，是一邊用惰性氣體遮蔽一邊進行熔射。該等的惰性氣體被捲入皮膜的氣孔內。如此般包藏有惰性氣體之氣孔，並無法利用熱加工等進行壓接。此外，在鈦的製造中，一般是實施真空熱處理，在該處理時，氣孔內的惰性氣體會膨脹，而可能造成皮膜剝離。依本發明人等的經驗，熔射所產生之氣孔的存在率(空隙率)為數vol.%以上，依熔射條件也可能超過10vol.%。如此般，皮膜內的空隙率較高的鈦材，在製造步驟有發生剝離的危險性，此外，可能在加工時發生龜裂等的缺陷。
作為皮膜的形成方法，冷噴塗(cold spray)法是已知的。當藉由該方法在表面形成皮膜的情況，也是使用惰性的高壓氣體。在該方法，依其條件雖可能使空隙率成為未達1vol.%，但要完全防止氣孔的發生是極端困難的。而且，與熔射的情況同樣的，因為氣孔會內藏惰性氣體，藉由之後的加工仍無法將其消滅。此外，在真空中實施熱處理的情況，氣孔內的惰性氣體會膨脹，而可能造成皮膜龜裂。
為了抑制熱軋時的表面缺陷，作為使用電子束讓扁胚的表層熔融而再凝固的處理，熔融再凝固處理是已知的。通常，熔融再凝固後的表層，是經由熱軋後的酸洗步驟予以除去。本發明人等曾經著眼於該熔融再凝固處理。亦即，本發明人等考慮，在將扁胚表層熔融時讓特定的合金元素熔融，使其與來自扁胚的成分一起凝固，藉此在扁胚形成含有特定的合金元素之表層部。然而，其目的是為了抑制熱軋時的表面缺陷之熔融再凝固處理，並無法就那樣運用於為了在扁胚形成含有特定的合金元素之表層部。這是因為，以往的熔融再凝固處理，是以將所形成的表層藉由酸洗除去為前提，針對表層部之合金成分的偏析則完全沒有考慮。
在含有特定的合金元素之扁胚表層部中，若存在合金成分的偏析，則無法充分發揮所期望的性能，或是造成所期望性能的劣化提早。因此，特定的合金元素之添加方法很重要。
本發明的目的，是將為了讓耐蝕性、耐氧化性、耐疲勞性、耐氫脆化性、中子阻隔性等之鈦材所要求的各種特性提高所添加之合金元素的含量(顯現目標特性之特定合金元素的使用量)減少，且抑制鈦材的製造成本，藉此低成本地獲得具有所期望的特性之熱軋用鈦材。
本發明是為了解決上述課題而開發完成的，是以下述的熱軋用鈦材為要旨。
(1)一種熱軋用鈦材，係具備：由工業用純鈦或鈦合金所構成的母材、以及形成於前述母材之至少一方的輥軋面且具有與前述母材不同的化學組成之表層部；前述表層部，其厚度為2.0~20.0mm，且占總厚度的比例在每一面為40%以下，當將前述表層部所含的元素含量取複數點進行測定時，相對於母材的增加含量之平均值CAVE和各測定部位之相對於母材的增加含量C0的關係：|CAVE-C0|/CAVE×100為40%以下。
(2)在上述(1)的熱軋用鈦材中，前述表層部的化學組成，以質量%計，係含有鉑族元素：0.01~0.25%、稀土族元素：0~0.2%、Co：0~0.8%、Ni：0~0.6%、其餘部分：鈦及雜質。
(3)在上述(2)的熱軋用鈦材中，前述鉑族元素為Pd及/或Ru。
(4)在上述(2)或(3)的熱軋用鈦材中，前述化學組成，以質量%計，係含有稀土族元素：0.001~0.2%。
(5)在上述(2)~(4)任一者之熱軋用鈦材中，前述化學組成，以質量%計，係含有：選自Co：0.05~0.8%、及Ni：0.05~0.6%之1種以上。
(6)在上述(2)~(5)任一者之熱軋用鈦材中，前述工業用純鈦的化學組成，以質量%計，係含有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：Ti及雜質。
(7)在上述(2)~(6)任一者之熱軋用鈦材中，在前述母材之輥軋面以外的面形成有其他的表層部，前述其他的表層部係具備與前述表層部相同的化學組成及金屬組織。
本發明的熱軋用鈦材，因為具備：由工業用純鈦或鈦合金所構成的母材、以及具有與母材不同的化學組成之表層部，使用其所製造之鈦複合材，相較於全體是由同一鈦合金所構成的鈦材，具有相同的特性，但能低成本地製造。
1‧‧‧熱軋用鈦材
1a、1aa、1ab‧‧‧表層部
1b‧‧‧母材
2‧‧‧鈦複合材
3、4‧‧‧表層(表面層)
5‧‧‧內層
圖1係顯示本發明的熱軋用鈦材的構造之一例的說明圖。
圖2係顯示本發明的熱軋用鈦材的構造之其他例的說明圖。
圖3係顯示本發明的鈦複合材的構造之一例的說明圖。
圖4係顯示本發明的鈦複合材的構造之一例的說明圖。
圖5係顯示熔融再凝固方法的說明圖。
圖6係顯示熔融再凝固方法的說明圖。
圖7係顯示熔融再凝固方法的說明圖。
圖8係示意顯示將鈦矩形鑄片(扁胚)和鈦板藉由在真空中熔接而貼合之說明圖。
圖9係示意顯示不僅在鈦矩形鑄片(扁胚)的表面而 在側面也將鈦板藉由熔接而貼合之說明圖。
圖10係顯示平面彎曲疲勞試驗材的說明圖。
圖11(a)~(d)係利用熔融再凝固法所製作的情況的一例之組織相片。
本發明的熱軋用鈦材，係供熱加工之素材(扁胚、中胚、小胚等的鑄片)，在熱加工後，按照必要實施冷加工、熱處理等，而加工成鈦複合材。以下，利用圖式來說明本發明的熱軋用鈦材。此外，在以下的說明中，與各元素的含量有關之「%」是表示「質量%」。
1.熱軋用鈦材
1-1.全體構成
如圖1所示般，本發明的熱軋用鈦材1係具備：母材1b、形成於母材1b的輥軋面之表層部1a。而且，表層部係具備既定的中間層(圖示省略)。母材1b是由工業用純鈦或鈦合金所構成，表層部1a具有與母材1b不同的化學組成。如圖2所示般，本發明的熱軋用鈦材1，亦可在母材1b之兩方的輥軋面具備表層部1aa、1ab。如此般，該熱軋用鈦材1之耐蝕性等的特性，是藉由與外部環境接觸之表層部1a(在圖2所示的例子為1aa、1ab)來確保。該熱軋用鈦材1，相較於全體是由同一鈦合金所構成的鈦材，具有相同的特性，但能低成本地製造。
熱軋用鈦材為矩形鈦鑄片的情況之尺寸，只要為就那樣可供熱軋的尺寸即可，沒有特別的限定。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，作為矩形鈦鑄片，可為厚度50~300mm左右、長度3000~10000m左右、寬度600~1500mm左右。
若表層部的厚度過薄，最終製品之表層的厚度也變薄，無法充分獲得所期望的特性。另一方面，若過厚，因為鈦合金占鈦複合材全體的比例增加，成本優勢縮小。因此，表層部的厚度設定為2.0~20.0mm。表層部的厚度占總厚度的比例在每一面為40%以下。
1-2.母材
母材1是由工業用純鈦或鈦合金所構成。其中，藉由使用鈦合金，可獲得比使用工業用純鈦的情況更優異的機械特性(強度、延性等)。
作為母材1，可使用JIS所規定的純鈦當中之JIS1~4級的工業用純鈦。亦即，含有0.1%以下的C、0.015%以下的H、0.4%以下的O、0.07%以下的N、0.5%以下的Fe，其餘部分為Ti之工業用純鈦。只要使用JIS1~4級的工業用純鈦即可獲得：具有充分的加工性，不致發生龜裂等，熱加工後可與表面的鈦合金一體化之鈦材。
作為母材1，可使用α型、α+β型、β型鈦合金。
在此，作為α型鈦合金，例如可列舉Ti-0.5Cu、Ti-1.0Cu、Ti-1.0Cu-0.5Nb、Ti-1.0Cu-1.0Sn-0.3Si-0.25Nb、Ti-0.5Al-0.45Si、Ti-0.9Al-0.35Si、Ti-3Al-2.5V、Ti-5Al-2.5Sn、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo、Ti-6Al-2.75Sn-4Zr-0.4Mo-0.45Si等。
此外，作為α+β型鈦合金，例如可列舉Ti-6Al-4V、Ti-6Al-6V-2Sn、Ti-6Al-7V、Ti-3Al-5V、Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo、Ti-1Fe-0.35O、Ti-1.5Fe-0.5O、Ti-5Al-1Fe、Ti-5Al-1Fe-0.3Si、Ti-5Al-2Fe、Ti-5Al-2Fe-0.3Si、Ti-5Al-2Fe-3Mo、Ti-4.5Al-2Fe-2V-3Mo等。
再者，作為β型鈦合金，例如可列舉Ti-11.5Mo-6Zr-4.5Sn、Ti-8V-3Al-6Cr-4Mo-4Zr、Ti-10V-2Fe-3Mo、Ti-13V-11Cr-3Al、Ti-15V-3Al-3Cr-3Sn、Ti-6.8Mo-4.5Fe-1.5Al、Ti-20V-4Al-1Sn、Ti-22V-4Al等。
母材，可藉由熔煉法、粉末冶金法等公知的製造方法製造，沒有特別的限制。例如，母材，可將錠塊藉由開胚而成為扁胚、小胚形狀後，切削精整而製造出。經由開胚而製造的情況，因為藉由開胚而使表面變得比較平坦，含有合金元素的素材容易較均一地散布，容易使合金相的元素分布變均一。
另一方面，也能使用鑄造時所直接製造的鑄塊作為母材。在此情況，可省略切削精整步驟，因此可更低成本地製造。此外，如果在製造鑄塊之後，將其表面實 施切削精整再使用的話，可期待與經由開胚而製造的情況同樣的效果。
1-3.表層部
表層部1a，如前述般是由化學組成與母材不同之鈦合金所構成。關於鈦合金的化學組成沒有特別的限制。鈦合金一般可分類成α型、α+β型及β型。而且，作為α穩定化元素是包含Al、O及N等，作為β穩定化元素是包含V、Mo、Cr、Fe、Nb及Ta等，作為不屬於α、β穩定化元素之中性元素是包含Zr、Sn及Hf等。
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，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%)，藉此可對鈦材的表面賦予目標功能。
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、0.1~1.0%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。
表層部含有來自扁胚(母材)的元素。因此，表層部之各元素的含量，對於不包含於扁胚之元素是指其含量，對於在扁胚也含有的元素是指含量的增加量(相對於母材之增加含量)。
(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。
在表層部，係含有來自扁胚(母材)的元 素。因此，表層部之各元素的含量，對於不包含於扁胚的元素是指其含量，對於扁胚也含有的元素則是指含量的增加量(相對於母材之增加含量)。
(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。
在表層部，係含有來自扁胚(母材)的元素。因此，表層部之各元素的含量，對於不包含於扁胚的元素是指其含量，對於扁胚也含有的元素則是指含量的增加量(相對於母材之增加含量)。
(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。
在表層部，係含有來自扁胚(母材)的元素。因此，表層部之各元素的含量，對於不包含於扁胚的元素是指其含量，對於扁胚也含有的元素則是指含量的增加量(相對於母材之增加含量)。
2.鈦複合材
本發明的熱軋用鈦材，是供熱加工的素材(扁胚、中胚、小胚等的鑄片)，在熱加工後，按照必要實施冷加工、熱處理等，而加工成鈦複合材。而且，在鈦複合材係具備：來自本發明的熱軋用鈦材的母材之內層、及來自該 表層部之表層。該表層，在含有上述(a)~(e)之合金元素的情況，為了獲得對應於各別的添加目的之效果，存在適當的條件。以下，針對各個的情況做個別說明。
(a)含有顯現耐蝕性之合金元素的情況
(厚度)
若與外部環境接觸之表層的厚度過薄，無法獲得充分的耐蝕性。表層的厚度雖會依製造所使用之素材的厚度、或之後的加工率而改變，但只要在2μm以上就能充分地發揮效果。因此，表層的厚度分別較佳為2μm以上，更佳為5μm以上。
另一方面，當表層較厚的情況，雖耐蝕性沒有問題，但鈦合金占鈦複合材全體的比例增大，因此成本優勢縮小。因此，表層部1a的厚度相對於鈦複合材的總厚度之比例，在每一片較佳為40%以下，更佳為30%以下。
鈦複合材之表層的厚度係取決於表層部1a的厚度、之後所實施之熱加工時的加工率。
(空隙率)
表層的空隙率較佳為0.1%以下。若空隙率超過0.1%，在實施熱軋時，可能會引起表層的膨脹、剝離等。
空隙率，可將素材剖面利用光學顯微鏡觀察而拍攝相片，將該相片進行影像處理而輕易地測定。觀察 剖面之任意的10~20個部位，測定空隙率，取其平均作為全體的空隙率。實施熱軋或冷軋後的材料之空隙率，是與熱軋用鈦材的空隙率相同。
(偏析)
在將表層部所含的元素含量取複數點進行測定時，相對於母材的增加含量之平均值CAVE和在各測定部位之相對於母材的增加含量C0的關係：|CAVE-C0|/CAVE×100為40%以下。其理由在於，當|CAVE-C0|/CAVE×100超過40%的情況，則無法充分發揮所期望的性能，或是造成所期望性能的劣化提早。|CAVE-C0|/CAVE×100較佳為20%以下。
表層部中的特定元素，可使用EPMA或GDS進行測定。具體而言，可測定表層部之任意10~20個部位，取各測定部位之相對於母材的增加含量之平均值作為各測定部位的增加含量C0，取增加含量C0的平均值作為表層部之增加含量的平均值CAVE。
(中間層)
表層是在內層附近具備中間層。亦即，本發明的熱軋用鈦材，係在母材表面具備：例如藉由熔融再凝固處理所形成的表層部，該表層部在之後的熱軋加熱時、及冷軋後的熱處理步驟，在母材和表層部的界面發生擴散，在最後精加工為鈦複合材時，會在來自上述母材的內層和來自上述表層部的表層之間形成中間層。該中間層，會讓上述內 層和上述表層進行金屬結合而強固地接合。此外，因為在中間層會產生連續的元素梯度，可緩和上述內層和上述表層的強度差，可抑制加工時的龜裂。該中間層的厚度較佳為0.5μm以上。
中間層的厚度可使用EPMA或GDS進行測定。使用GDS可進行更詳細的測定。在GDS的情況，可將表層經由研磨除去一定程度之後，從表面朝深度方向進行GDS分析而測定中間層的厚度。中間層是指，將相對於母材的增加含量(其為不包含於母材的元素的情況，是該元素含量；其為母材所含的元素的情況，是相對於母材的含量增加量)設為CMID，將表層部之增加含量的平均設為CAVE時，為0<CMID≦0.8×CAVE的區域。
(b)含有顯現耐氧化性之合金元素的情況
(厚度)
若與外部環境接觸之表層的厚度過薄，無法獲得充分的耐氧化性。表層的厚度，雖依製造所使用之素材的厚度、或之後的加工率而改變，但只要在5μm以上就能充分發揮效果。因此，表層的厚度分別較佳為5μm以上，更佳為10μm以上。
另一方面，當表層較厚的情況，雖耐氧化性沒有問題，但因為鈦合金占鈦複合材全體的比例增加，成本優勢變小。因此，表層的厚度相對於鈦複合材之總厚度的比例較佳為在每一面為40%以下，更佳為30%以下。
鈦複合材之表層的厚度是取決於：表層部1a的厚度、之後所實施之熱加工時的加工率。
(空隙率)
表層的空隙率較佳為0.1%以下。若空隙率超過0.1%，實施熱軋時，可能會引起表層的膨脹、剝離等。
空隙率，可將素材剖面利用光學顯微鏡觀察而拍攝相片，將該相片進行影像處理而輕易地測定。觀察剖面之任意的10~20個部位，測定空隙率，取其平均作為全體的空隙率。實施熱軋或冷軋後的材料之空隙率，是與熱軋用鈦材的空隙率相同。
(偏析)
在將表層部所含的元素含量取複數點進行測定時，相對於母材的增加含量之平均值CAVE和在各測定部位之相對於母材的增加含量C0的關係：|CAVE-C0|/CAVE×100為40%以下。其理由在於，當|CAVE-C0|/CAVE×100超過40%的情況，則無法充分發揮所期望的性能，或是造成所期望性能的劣化提早。|CAVE-C0|/CAVE×100較佳為20%以下。
表層部中的特定元素，可使用EPMA或GDS進行測定。具體而言，可測定表層部之任意10~20個部位，取各測定部位之相對於母材的增加含量之平均值作為各測定部位的增加含量C0，取增加含量C0的平均值作為表層部之增加含量的平均值CAVE。
(中間層)
表層是在內層附近具備中間層。亦即，本發明的熱軋用鈦材，係在母材表面具備：例如藉由熔融再凝固處理所形成的表層部，該表層部在之後的熱軋加熱時、及冷軋後的熱處理步驟，在母材和表層部的界面發生擴散，在最後精加工為鈦複合材時，會在來自上述母材的內層和來自上述表層部的表層之間形成中間層。該中間層，會讓上述內層和上述表層進行金屬結合而強固地接合。此外，因為在中間層會產生連續的元素梯度，可緩和上述內層和上述表層的強度差，可抑制加工時的龜裂。該中間層的厚度較佳為0.5μm以上。
中間層的厚度可使用EPMA或GDS進行測定。使用GDS可進行更詳細的測定。在GDS的情況，可將表層經由研磨除去一定程度之後，從表面朝深度方向進行GDS分析而測定中間層的厚度。中間層是指，將相對於母材的增加含量(其為不包含於母材的元素的情況，是該元素含量；其為母材所含的元素的情況，是相對於母材的含量增加量)設為CMID，將表層部之增加含量的平均設為CAVE時，為0<CMID≦0.8×CAVE的區域。
(c)含有顯現耐疲勞性之合金元素的情況
(厚度)
若與外部環境接觸之表層的厚度過薄，無法獲得充分 的耐疲勞性。表層的厚度雖會依製造所使用之素材的厚度、或之後的加工率而改變，但只要在5μm以上就能充分地發揮效果。因此，表層的厚度分別較佳為5μm以上，更佳為10μm以上。此外，表層厚度相對於鈦複合材的總厚度之比例，在每一面較佳為1%以上。
另一方面，當表層較厚的情況，雖耐疲勞性沒有問題，但會造成成形性降低。此外，因為鈦合金占鈦複合材全體的比例增加，成本優勢縮小。因此，表層的厚度分別較佳為100μm以下，更佳為50μm以下。此外，表層厚度相對於鈦複合材的總厚度之比例，在每一面較佳為20%以下，更佳為10%以下。
(空隙率)
表層的空隙率較佳為0.1%以下。若空隙率超過0.1%，在實施熱軋時，可能會引起表層的膨脹、剝離等。
空隙率，可將素材剖面利用光學顯微鏡觀察而拍攝相片，將該相片進行影像處理而輕易地測定。觀察剖面之任意的10~20個部位，測定空隙率，取其平均作為全體的空隙率。實施熱軋或冷軋後的材料之空隙率，是與熱軋用鈦材的空隙率相同。
(偏析)
在將表層部所含的元素含量取複數點進行測定時，相對於母材的增加含量之平均值CAVE和在各測定部位之相 對於母材的增加含量C0的關係：|CAVE-C0|/CAVE×100為40%以下。其理由在於，當|CAVE-C0|/CAVE×100超過40%的情況，則無法充分發揮所期望的性能，或是造成所期望性能的劣化提早。|CAVE-C0|/CAVE×100較佳為20%以下。
表層部中的特定元素，可使用EPMA或GDS進行測定。具體而言，可測定表層部之任意10~20個部位，取各測定部位之相對於母材的增加含量之平均值作為各測定部位的增加含量C0，取增加含量C0的平均值作為表層部之增加含量的平均值CAVE。
(機械特性)
鈦複合材，可維持優異的成形性並兼備高疲勞強度，其疲勞強度比(107次疲勞強度/抗拉強度)為0.65以上。疲勞強度比越高代表疲勞特性越優異的材料，鈦材一般的數值為0.5~0.6，因此0.65以上表示具有比一般鈦材更優異的疲勞特性，0.70以上則表示特別優異。
另外，鈦複合材之與輥軋方向垂直的方向之斷裂伸度為25%以上。在成形加工，伸度的影響很大，伸度越大表示成形性越優異。
(中間層)
表層是在內層附近具備中間層。亦即，本發明的熱軋用鈦材，係在母材表面具備：例如藉由熔融再凝固處理所形成的表層部，該表層部在之後的熱軋加熱時、及冷軋後 的熱處理步驟，在母材和表層部的界面發生擴散，在最後精加工為鈦複合材時，會在來自上述母材的內層和來自上述表層部的表層之間形成中間層。該中間層，會讓上述內層和上述表層進行金屬結合而強固地接合。此外，因為在中間層會產生連續的元素梯度，可緩和上述內層和上述表層的強度差，可抑制加工時的龜裂。該中間層的厚度較佳為0.5μm以上。
中間層的厚度可使用EPMA或GDS進行測定。使用GDS可進行更詳細的測定。在GDS的情況，可將表層經由研磨除去一定程度之後，從表面朝深度方向進行GDS分析而測定中間層的厚度。中間層是指，將相對於母材的增加含量(其為不包含於母材的元素的情況，是該元素含量；其為母材所含的元素的情況，是相對於母材的含量增加量)設為CMID，將表層部之增加含量的平均設為CAVE時，為0<CMID≦0.8×CAVE的區域。
(d)含有顯現耐氫脆化性之合金元素的情況
(厚度)
若與外部環境接觸之表層的厚度過薄，無法獲得充分的耐氫吸收性。另一方面，當表層較厚的情況，雖耐氫吸收性沒有問題，但因為表層占素材全體的比例增加，造成製造成本增高。因此，表層厚度對於鈦複合材的總厚度之比例設定成在每一面為2~20%。
表層的厚度是取決於：表層部1a的厚度、之 後所實施之熱加工時的加工率。
(空隙率)
表層的空隙率較佳為0.1%以下。若空隙率超過0.1%，在實施熱軋時，可能引起表層的膨脹、剝離等。
空隙率，可將素材剖面利用光學顯微鏡觀察而拍攝相片，將該相片進行影像處理而輕易地測定。觀察剖面之任意的10~20個部位，測定空隙率，取其平均作為全體的空隙率。實施熱軋或冷軋後的材料之空隙率，是與熱軋用鈦材的空隙率相同。
(偏析)
在將表層部所含的元素含量取複數點進行測定時，相對於母材的增加含量之平均值CAVE和在各測定部位之相對於母材的增加含量C0的關係：|CAVE-C0|/CAVE×100為40%以下。其理由在於，當|CAVE-C0|/CAVE×100超過40%的情況，則無法充分發揮所期望的性能，或是造成所期望性能的劣化提早。|CAVE-C0|/CAVE×100較佳為20%以下。
表層部中的特定元素，可使用EPMA或GDS進行測定。具體而言，可測定表層部之任意10~20個部位，取各測定部位之相對於母材的增加含量之平均值作為各測定部位的增加含量C0，取增加含量C0的平均值作為表層部之增加含量的平均值CAVE。
(中間層)
表層是在內層附近具備中間層。亦即，本發明的熱軋用鈦材，係在母材表面具備：例如藉由熔融再凝固處理所形成的表層部，該表層部在之後的熱軋加熱時、及冷軋後的熱處理步驟，在母材和表層部的界面發生擴散，在最後精加工為鈦複合材時，會在來自上述母材的內層和來自上述表層部的表層之間形成中間層。該中間層，會讓上述內層和上述表層進行金屬結合而強固地接合。此外，因為在中間層會產生連續的元素梯度，可緩和上述內層和上述表層的強度差，可抑制加工時的龜裂。該中間層的厚度較佳為0.5μm以上。
中間層的厚度可使用EPMA或GDS進行測定。使用GDS可進行更詳細的測定。在GDS的情況，可將表層經由研磨除去一定程度之後，從表面朝深度方向進行GDS分析而測定中間層的厚度。中間層是指，將相對於母材的增加含量(其為不包含於母材的元素的情況，是該元素含量；其為母材所含的元素的情況，是相對於母材的含量增加量)設為CMID，將表層部之增加含量的平均設為CAVE時，為0<CMID≦0.8×CAVE的區域。
(e)含有顯現中子阻隔性之合金元素的情況
(厚度)
若與外部環境接觸之表層的厚度過薄，無法獲得充分的中子線屏蔽效果。另一方面，當表層較厚的情況，中子 線屏蔽效果雖會提昇，但鈦合金占素材全體的比例增加，因此製造成本會上昇。此外，會對加工性造成不良影響。因此，將表層占鈦複合材的總厚度之比例(表層占有率)設定成在每一面為5~40%。
(空隙率)
表層的空隙率，較佳為未達3.0%。B在熔融時或加熱時會以TiB的形式析出，在之後的加工時，會在TiB和母材的界面產生空隙。然而，如果使用本發明的熱軋用鈦材，TiB在熱軋時會分裂而微細化，因此空隙的尺寸變小。然而，若空隙率為3.0%以上，實施熱軋時，可能會引起表層的膨脹、剝離等。
空隙率，可將素材剖面利用光學顯微鏡觀察而拍攝相片，將該相片進行影像處理而輕易地測定。觀察剖面之任意的10~20個部位，測定空隙率，取其平均作為全體的空隙率。實施熱軋或冷軋後的材料之空隙率，是與熱軋用鈦材的空隙率相同。
(偏析)
在將表層部所含的元素含量取複數點進行測定時，相對於母材的增加含量之平均值CAVE和在各測定部位之相對於母材的增加含量C0的關係：|CAVE-C0|/CAVE×100為40%以下。其理由在於，當|CAVE-C0|/CAVE×100超過40%的情況，則無法充分發揮所期望的性能，或是造成所期望 性能的劣化提早。|CAVE-C0|/CAVE×100較佳為20%以下。
表層部中的特定元素，可使用EPMA或GDS進行測定。具體而言，可測定表層部之任意10~20個部位，取各測定部位之相對於母材的增加含量之平均值作為各測定部位的增加含量C0，取增加含量C0的平均值作為表層部之增加含量的平均值CAVE。
(中間層)
表層是在內層附近具備中間層。亦即，本發明的熱軋用鈦材，係在母材表面具備：例如藉由熔融再凝固處理所形成的表層部，該表層部在之後的熱軋加熱時、及冷軋後的熱處理步驟，會在母材和表層部的界面發生擴散，在最後精加工為鈦複合材時，會在來自上述母材的內層和來自上述表層部的表層之間形成中間層。該中間層，會讓上述內層和上述表層進行金屬結合而強固地接合。此外，因為在中間層會產生連續的元素梯度，可緩和上述內層和上述表層的強度差，可抑制加工時的龜裂。該中間層的厚度較佳為0.5μm以上。
中間層的厚度可使用EPMA或GDS進行測定。使用GDS可進行更詳細的測定。在GDS的情況，可將表層經由研磨除去一定程度之後，從表面朝深度方向進行GDS分析而測定中間層的厚度。中間層是指，將相對於母材的增加含量(其為不包含於母材的元素的情況，是該元素含量；其為母材所含的元素的情況，是相對於母材 的含量增加量)設為CMID，將表層部之增加含量的平均設為CAVE時，為0<CMID≦0.8×CAVE的區域。
(用途)
在粒子治療、BNCT(硼中子捕獲治療)等的放射線治療的設備，係使用B含量3.0~4.0質量%、板厚10~100mm之聚乙烯材料。此外，在核能相關設備，是在核燃料保管用架使用B含量0.5~1.5質量%、板厚4.0~6.0mm之不鏽鋼板。藉由使用將表層的B含量及厚度(B濃化層厚度)調整後的鈦複合材，可發揮與上述材料相同或比其更佳的特性。
3.熱軋用鈦材的製造方法
3-1.藉由熔融再凝固之表層部的形成
本發明的熱軋用鈦材，是讓母材表層熔融，同時讓特定的合金元素熔融，使其和來自母材的成分一起凝固，藉此在母材形成含有特定的合金元素之表層部。圖5~7都是顯示熔融再凝固的方法之說明圖。
作為讓熱軋用鈦材之母材表面熔融再凝固的方法，包含雷射加熱、電漿加熱、感應加熱、電子束加熱等，利用任一方法進行皆可。特別是電子束加熱的情況，由於是在高真空中進行，當熔融再凝固處理時，縱使在該層形成氣孔(void)等，因為是真空，能夠藉由隨後的輥軋將其壓接而使其無害化。
再者，因為能量效率高，縱使進行大面積處理也能讓其深入熔融，因此特別適用於鈦複合材的製造。在真空中進行熔融的情況之真空度，宜為3×10-3Torr以下之更高真空度。此外，關於將熱軋用鈦材的表層實施熔融再凝固的次數，並沒有特別限制，可按照需要而將次數增多，只要素材之表層部的合金層厚度、添加元素的添加量在上述範圍內即可。然而，次數越多則處理時間越長而造成成本增加，因此宜為1次至2次。
表層的熔融再凝固法，在矩形扁胚的情況，是如圖5所示般實施。亦即，對在矩形扁胚10的外表面當中至少在熱軋步驟成為輥軋面(與熱軋輥接觸的面)之寬廣的2面10A，10B，照射電子束，僅讓該面之表面層熔融。在此，先對這2面10A，10B當中的一面10A實施。
在此，如圖5所示般，一般而言，一具電子束照射槍12對於矩形鑄片10的面10A之電子束的照射區域14面積，相較於應照射的面10A之整體面積是非常少，於是，實際上，一般是一邊讓電子束照射槍12連續地移動，或一邊讓矩形鑄片10連續地移動，一邊進行電子束照射。其照射區域，是調整電子束的焦點，或是使用電磁透鏡而讓小射線以高頻率振動(振盪，Oscillation)來形成射束，藉此調整形狀、面積。
而且，如圖5中之箭頭A所示般，以讓電子束照射槍12連續移動的形式，進行以下的說明。電子束 照射槍的移動方向並沒有特別的限定，一般是沿著矩形鑄片10的長度方向(通常為鑄造方向D)或寬度方向(通常為與鑄造方向D垂直的方向)連續地移動，以前述照射區域14的寬度W(圓形射線或射束的情況為直徑W)連續地帶狀照射。再者，在與其相鄰之未照射的帶狀區域，是一邊朝相反方向(或是相同方向)讓照射槍12連續地移動一邊呈帶狀地進行電子束照射。又按照情況，使用複數具照射槍而同時對複數個區域進行電子束照射亦可。圖5係顯示，沿著矩形鑄片10的長度方向(通常為鑄造方向D)讓矩形射線連續移動的情況。
藉由如此般的表層加熱處理步驟對矩形鈦鑄片10的表面(面10A)照射電子束，以讓其表面熔融的方式進行加熱，如圖6之中央偏左所示般，矩形鈦鑄片10之面10A的表面層會以對應於入熱量的深度形成最大熔融。然而，與電子束的照射方向垂直的方向之深度，如圖7所示般並非一定而是成為向下凸的彎曲形狀，亦即電子束照射之中央部最深，越靠近帶狀的端部其厚度越小。
在比該熔融層16更靠鑄片內部側的區域也是，受電子束照射的熱影響而使溫度上昇，成為純鈦的β變態點以上的溫度之部分(熱影響層=HAZ層)變態為β相。在如此般表層加熱處理步驟受電子束照射的熱影響而變態為β相的區域也是，與熔融層16的形狀同樣的成為向下凸的彎曲形狀。
藉由和目的之合金元素所構成的素材一起進 行熔融再凝固，將熱軋用素材表層合金化。作為這時所使用的素材，可使用粉末、小片、線材、薄膜、切屑、網狀物當中之1種以上。在熔融前配置之材料的成分及量設定為，使和素材表面一起進行熔融凝固後的元素濃化區域的成分成為目標成分。
然而，若所添加的素材過大，會成為合金成分偏析的原因。而且，若有合金成分的偏析存在，則無法充分發揮所期望的性能，或是造成劣化提早。因此，在鈦母材表面之被加熱部位處於熔融狀態的期間，讓合金素材成為熔融結束的尺寸是很重要的。此外，考慮在特定時間之熔融部的形狀及寬度，將上述合金素材均等配置於鈦母材表面乃是重要的。然而，在使用電子束讓照射位置連續移動的情況，因為熔融部會和熔融後的鈦及合金一起連續地移動而被攪拌，並不一定要將合金素材連續地配置。另外，當然必須避免使用具有比鈦的熔點高非常多的熔點之合金素材。
熔融再凝固處理後，可於100℃以上、未達500℃的溫度保持1小時以上。熔融再凝固後，若急劇冷卻，凝固時的應變可能會在表層部發生微細的龜裂。在其後的熱軋步驟、冷軋步驟中，該微細的龜裂成為起點，可能在發生表層部的剝離、在一部分產生合金層較薄的部位等而造成特性劣化。此外，若因微細的龜裂造成內部氧化，必須經由酸洗步驟將其除去，而使合金層的厚度進一步減少。藉由在上述的溫度進行保持，可抑制表面之微細 的龜裂。此外，只要在此溫度，縱使在大氣中進行保持也幾乎不會發生大氣氧化。
在母材表面具備藉由熔融再凝固處理所形成的表層部之熱軋用鈦材在其後之熱軋加熱時、及冷軋後的熱處理步驟中，在母材和表層部的界面會產生擴散，當最後精加工為鈦複合材時，在來自上述母材的內層和來自上述表層部的表層之間會產生特定元素的濃度梯度而形成中間層。因此，該中間層會讓上述內層和上述表層進行金屬結合而強固地接合。此外，因為在中間層會產生連續的元素梯度，可將上述內層和上述表層之強度差緩和，而能抑制加工時的龜裂。
此外，藉由熔融再凝固處理進行合金化的情況，因為如上述般熔融部的形狀是彎曲的，在最終製品也會持續此形狀。而且，在熱軋加熱時、熱軋後的熱處理時、冷軋後的熱處理時等，合金元素會從其和彎曲後的母材之界面產生擴散而接合，元素的擴散方向不僅是深度方向，連寬度方向也會產生擴散。因此，在母材和合金層的中間部之合金元素的梯度，不僅是深度方向，連寬度方向也會產生。因此，例如添加固溶強化能力不同的元素的情況，不僅是在與深度方向垂直的方向，連與深度方向平行的方向也會發生強度差，因此濃度梯度變得複雜化，強度差所造成的龜裂變得難以發生。
在讓母材表面熔融再凝固而形成的表層部，可進一步貼附含有既定的合金成分之鈦板而製造熱軋用鈦 材。
圖8係示意顯示，將讓母材表面熔融再凝固而形成表層部之鈦矩形鑄片(扁胚)6和鈦板7在真空中藉由熔接而貼合的說明圖。圖9係示意顯示，不僅是鈦矩形鑄片(扁胚)6的表面，連側面也將鈦板7，8熔接而貼合的說明圖。在以下的說明，將讓母材表面熔融再凝固而形成表層部之鈦矩形鑄片(扁胚)6稱為「鈦扁胚6」。
如圖8，9所示般，在鈦扁胚6的表層貼合含有顯現特性的合金元素之鈦板7，8後，藉由熱軋包覆法進行接合，而將鈦複合材的表層3，4合金化。亦即，在鈦扁胚6之作為輥軋面的表面，將含有合金元素的鈦板7貼合後，較佳為在真空容器內，至少將周圍藉由熔接部9進行熔接，藉此將鈦扁胚6和鈦板7之間於真空進行密閉，藉由輥軋而將鈦扁胚6和鈦板7貼合。用於讓鈦扁胚6和鈦板7貼合的熔接，為了避免在鈦扁胚6和鈦板7之間讓大氣侵入，例如，圖8，7所示般將全周熔接。
鈦屬於活性金屬，若放置於大氣中會在表面形成強固的鈍態皮膜。要將該表面部的氧化濃化層除去是不可能的。然而，不同於不鏽鋼等，因為在鈦中氧容易固溶，若在真空中密閉而在未從外部供給氧的狀態下進行加熱，表面的氧會擴散到內部而產生固溶，因此形成於表面之鈍態皮膜會消滅。因此，鈦扁胚6和其表面的鈦板7，能以不在其間發生夾雜物等的方式藉由熱軋包覆法完全地 密合。
再者，作為鈦扁胚6若採用就那樣鑄造的扁胚，因起於凝固時所生成之粗大的結晶粒，在其後的熱軋步驟會發生表面缺陷。相對於此，若像本發明這樣在鈦扁胚6的輥軋面貼合鈦板7，因為所貼合的鈦板7具有微細的組織，還能抑制熱軋步驟的表面缺陷。
在製造圖1所示的鈦複合材的情況，較佳為如圖8所示般僅在鈦扁胚6的一面將鈦板7於真空中貼合，在鈦扁胚6的另一面則不貼合鈦板7而進行熱軋。
如圖9所示般，不僅在鈦扁胚6的一面而是在兩面貼合鈦板7亦可。如此，可抑制如上述般之在熱軋步驟的熱軋缺陷發生。在熱軋中，通常鈦扁胚6被實施壓下，而使鈦扁胚6之側面的至少一部分往熱軋板的表面側包繞。因此，若鈦扁胚6之側面的表層組織粗大、或存在有多數個缺陷，在熱軋板之寬度方向的兩端附近的表面可能發生表面缺陷。因此，如圖9所示般較佳為，在成為熱軋時的邊緣側之鈦扁胚6的側面也是，與輥軋面同樣的貼合同一規格的鈦板8而進行熔接。如此，可有效防止在熱軋板之寬度方向的兩端附近的表面之表面缺陷發生。該熔接較佳為在真空中進行。
在熱軋時，鈦扁胚6的側面之包繞量，雖依製造方法有所不同，通常為20~30mm左右，因此不須在鈦扁胚6的側面全面貼合鈦板8，僅在與依製造方法的包繞量相當的部分貼合鈦板8即可。藉由在熱軋以後進行高 溫長時間退火，可讓來自母材的成分進入鈦複合材的內部。例如可例示於700~900℃進行30小時的熱處理。
將鈦扁胚6和鈦板7，8熔接的方法，包含電子束熔接、電漿熔接等。特別是電子束熔接，因為可在高真空下實施，能夠使鈦扁胚6和鈦板7，8之間成為高真空，因此是理想的。將鈦板7，8於真空中熔接的情況之真空度，較佳為3×10-3Torr等級以下的更高真空度。
鈦扁胚6和鈦板7的熔接，不一定要在真空容器內進行，例如，可在鈦板7的內部設置真空吸引用孔，在將鈦板7和鈦扁胚6重疊之後，一邊使用真空吸引孔將鈦扁胚6和鈦板7之間進行真空吸引一邊將鈦扁胚6和鈦板7熔接，在熔接後將真空吸引孔封閉。
3-2.熱軋用鈦材的母材
熱軋用鈦材的母材，通常，是將錠塊藉由開胚而成為扁胚、小胚形狀之後，實施切削精整而製造出。此外，在近年，也有於錠塊製造時製造可直接熱軋的矩形扁胚而供熱軋的情形。當藉由開胚來製造的情況，因為藉由開胚使表面變得比較平坦，含有合金元素的素材容易較均一地散布，而容易使合金相的元素分布均一。
另一方面，作為素材，當使用在鑄造時直接製造成熱軋用素材的形狀之鑄塊的情況，因為可省略切削精整步驟，可更低成本地製造。此外，在製造鑄塊之後，只要將表面實施切削精整後再使用的話，可期待與經由開 胚而製造的情況同樣的效果。在本發明中，只要在表層形成穩定的合金層即可，可按照狀況選擇適切的素材。因此，對於母材並沒有特別的限定。
例如較佳為，將扁胚組裝並將周圍熔接之後，於700~850℃加熱而進行10~30%的接合輥軋，然後於β區溫度加熱3~10小時而讓母材成分擴散到表層部後，進行熱軋。藉由於β區溫度進行熱軋，變形阻力降低而容易進行輥軋。
4.鈦複合材的製造方法
讓藉由熔融再凝固處理所形成的合金層作為最終製品而殘存是重要的，必須儘量抑制鏽皮損失、表面缺陷所造成的表面層除去。具體的而言，考慮生產所使用的設備之特性、能力，將下述般之熱軋步驟上的手法予以最佳化、適宜地採用而達成。
4-1.加熱步驟
在將熱軋用素材加熱時，藉由進行低溫短時間加熱雖可抑制鏽皮損失，但鈦材的熱傳導性低，若在扁胚內部為低溫狀態下進行熱軋容易在內部發生龜裂，因此是按照所使用的加熱爐之性能、特性實施最佳化而將鏽皮發生抑制到最低。
4-2.熱軋步驟
在熱軋步驟也是，若表面溫度過高，通板時會生成多量鏽皮，而使鏽皮損失變大。另一方面，若溫度過低，雖鏽皮損失變小，但容易發生表面缺陷，必須經由後步驟的酸洗予以除去，因此宜在可抑制表面缺陷的溫度範圍進行熱軋。因此，宜在最佳溫度區進行輥軋。此外，因為在輥軋中鈦材的表面溫度降低，宜將輥軋中之輥子冷卻抑制到最小，而抑制鈦材的表面溫度降低。
4-3.酸洗步驟
熱軋後的板，因為在表面具有氧化層，在其後的步驟包含將氧化層除去的去鏽步驟。一般而言，鈦主要是在珠擊後，藉由使用硝酸．氫氟酸溶液的酸洗而將氧化層除去。此外，按照情況，也會有在酸洗後藉由磨石研磨而將表面實施磨削的情況。只要在去鏽後，成為來自熱軋用鈦材的母材及表層部之由內層及表層所構成的2層或3層構造即可。
因為在熱軋步驟所生成的鏽皮較厚，通常作為酸洗處理的前處理是進行珠擊處理而將表面之鏽皮的一部分除去並在表面讓裂痕形成，藉由其後的酸洗步驟讓酸洗液滲透裂痕，而包含母材的一部分也被除去。這時，為了不在母材表面產生裂痕而進行較弱的珠擊處理是重要的，必須按照鈦材表面的化學成分而選擇最佳的珠擊條件。具體而言，例如將適切的投射材之選擇、投射速度(可利用葉輪的旋轉速度來調整)最佳化，藉此選擇在母 材不致產生裂痕的條件。該等條件的最佳化，因為會依鈦材表面所形成之熔融再凝固層的特性而有不同，只要事先將最佳條件分別決定即可。
以下，依據實施例來更具體地說明本發明，但本發明並不限定於該等的實施例。
[實施例1]
(實施例1-1)
藉由真空電弧熔煉及分解．鍛造(VAR+分解．鍛造)製作既定合金成分的矩形扁胚，作為起始材料。各矩形扁胚的厚度為200mm。以表層的熔煉再凝固區成為既定合金元素含量的方式，將既定量的合金元素素材(切屑、小片等)配置於扁胚表面之後，使用電子束於真空氛圍下對扁胚表層實施熔融再凝固處理。
於熔融再凝固處理後，控制成使表面溫度於100℃以上且未達500℃保持1小時以上。將進行表層的熔融再凝固處理後之素材，於大氣氛圍加熱到850~1050℃後，進行熱軋而成為厚度約5mm的熱軋板。
然後，使用珠擊及硝酸．氫氟酸進行去鏽皮處理，藉此製作出本發明的供試材。
為了與本發明的鈦材進行比較，使用市售的耐蝕鈦合金(ASTM Gr17、Gr19、Gr7)及Ti-6Al-4V之5mm板材。
從該等的供試材切出厚度5mm×寬度30×長度40mm的試驗片，為了避免切剖面及未貼附耐蝕鈦合金板的面曝露於腐蝕環境而被覆防蝕帶之後，於3%沸騰鹽酸(常溫的pH≒0)中浸漬96小時後，根據腐蝕試驗前後的重量改變來算出腐蝕速度。
此外，將所製造的鈦材以能觀察剖面的方式埋入樹脂中，經研磨、腐蝕後利用光學顯微鏡進行觀察，測定表層的厚度。將所測定出之表層的厚度除以鈦複合材的總厚度，而算出表層占有率。
此外，表層3，4之合金元素濃度是利用EPMA進行線分析，求出從表面到合金層的下端之範圍的測定結果之平均值。
這些結果整理於表2。
習知材1，2分別為經由熔煉．分解．鍛造步驟所製造之市售的耐蝕鈦材(Ti-0.06Pd、ASTM Gr.17)及Ti-6Al-4V材，成為後述之本發明的鈦複合材之基準。
本發明例1~15，表層之鈦合金部含有約0.06%的Pd。該等的鈦複合材可獲得，與經由熔煉．分解．鍛造步驟所製造且同樣程度的Pd含量之市售耐蝕鈦材之習知材1同一水準的優異耐蝕性。
(實施例1-2)
藉由真空電弧熔煉及分解．鍛造(VAR+分解．鍛造)、或電子束熔煉及直接鑄造(EBR+DC)、或電漿電弧熔煉及直接鑄造(PAR+DC)而製作Ti-6Al-4V合金扁胚，作為起始材料。各矩形扁胚的厚度為35~250mm。
以表層之熔融再凝固區的Pd含量成為0.06%Pd的方式，將Pd粉末(切屑、小片)配置於扁胚表面，利用電子束於真空氛圍下對扁胚表層實施熔融再凝固處理。熔融再凝固處理後，除一部分的素材以外，控制成使表面溫度於100℃以上且未達500℃保持1小時以上。將進行表層的熔融再凝固處理後之素材，於大氣氛圍加熱到850℃後，進行熱軋而成為厚度約5mm的熱軋板。然後，利用珠擊及硝酸．氫氟酸，對表背面都進行去鏽皮處理。進一步進行冷軋而成為厚度1mm的鈦板，作為退火處理，是於真空或惰性氣體氛圍中加熱到600~750℃，保持240分鐘而進行熱處理，藉此製作出本發明的供試 材。從該供試材切出厚度1mm×寬度30×長度40mm的試驗片，進行與實施例1-1同樣的評價。
為了與本發明的鈦材進行比較，使用市售的耐蝕鈦合金(Ti-0.06%Pd、ASTM Gr17)及Ti-6Al-4V之1mm板材進行前述腐蝕試驗。以上的結果整理於表3。
在表層部雖含有來自扁胚(母材)的元素，但在表中僅顯示不包含於扁胚之元素的含量。
表3之習知材3，4分別為經由熔煉．分解．鍛造步驟所製造之市售耐蝕鈦材(Ti-0.06Pd、ASTM Gr.17)及Ti-6Al-4V材，其等的結果成為後述之本發明的鈦複合材之基準。
本發明例16~24全都顯示，比習知材4所示之經由熔煉．分解．鍛造步驟所製造之市售Ti-6Al-4V材更優異的耐蝕性。這時，不受素材之矩形扁胚的製造方法的影響，不管使用哪個作為起始材料來製造鈦複合材，都能獲得耐蝕性優異的鈦材。
但本發明例16，雖然腐蝕速度沒有問題，但表層部的含有率變大，表層部之耐蝕鈦合金部所占比例相對的大，而使素材成本變高，因此並不理想。
在比較例1，因為表層部的合金層厚較薄，無法充分發揮耐蝕性，在局部會讓內部的Ti-6Al-4V露出，於沸騰鹽酸中浸漬時，內部的Ti-6Al-4V會與腐蝕液接觸而曝露於腐蝕環境下。
(實施例1-3)
藉由電子束熔煉及直接鑄造製作出Ti-6Al-4V矩形扁胚，作為起始材料。矩形扁胚的厚度為200mm。以表層的熔融再凝固區成為既定合金元素含量的方式，將既定量的合金元素素材(切屑、小片等)配置於扁胚表面後，利用 電子束於真空氛圍下對扁胚表層實施熔融再凝固處理。
於熔融再凝固處理後，控制成使表面溫度於100℃以上且未達500℃保持1小時以上。將表層之熔融再凝固處理後的素材於大氣氛圍加熱到850℃後，進行熱軋而成為厚度約5mm的熱軋板。
然後，利用珠擊及硝酸．氫氟酸對表背面都進行去鏽皮處理，而將每一片除去約40μm(兩面為80μm)。從所獲得的熱軋酸洗板切出厚度5×寬度30×長度40mm的試驗片。
試驗評價方法，是採用與實施例1-1，1-2同樣的方法來實施。
為了與本發明的鈦材進行比較，使用市售Ti-6Al-4V及耐蝕鈦合金(ASTM Gr17、Gr19、Gr7)之5mm板材，進行前述的腐蝕試驗。
這些結果整理於表4。
在表層部雖含有來自扁胚(母材)的元素，但在表中僅顯示不包含於扁胚之元素的含量。
習知材1，係經由熔煉．分解．鍛造步驟所製造之市售Ti-6Al-4V材，習知材2，5，6，係經由熔煉．分解．鍛造步驟所製造之市售耐蝕鈦，其等的結果是成為後述之本發明的鈦複合材之基準。
本發明例25~49全都具有，與習知材2，5，6所示之經由熔煉．分解．鍛造步驟所製造之市售耐蝕鈦材相同的耐蝕性，此外，顯示比習知材1所示之經由熔煉．分解．鍛造步驟所製造的市售Ti-6Al-4V材更優異的耐蝕性。
本發明例25~28，藉由於表層部含有鉑族元素之Pd，而顯示優異的耐蝕性。
本發明例29，藉由於表層部含有鉑族元素之Pd及Ru，而顯示優異的耐蝕性。
本發明例30，31，於表層部除了含有鉑族元素之Pd，還含有Co，而顯示優異的耐蝕性。
本發明例32，雖稀土族元素之Y含量較多，但能被賦予優異的耐蝕性。
本發明例33~42，於表層部除了含有鉑族元素之Pd或Ru，還含有稀土族元素之Y、Dy、La、釹鐠合金、Pr、Ce、Mm，而顯示優異的耐蝕性。
本發明例43、44，於表層部除了含有鉑族元素之Pd，還含有稀土族元素之Nd、Sm，進一步含有 Co，而顯示優異的耐蝕性。
本發明例45、46，於表層部除了含有鉑族元素之Ru，還含有Ni，而顯示優異的耐蝕性。
本發明例47，於表層部除了含有鉑族元素之Pd，還含有稀土族元素之Y，進一步含有Ni，而顯示優異的耐蝕性。
本發明例48，於表層部除了含有鉑族元素之Pd，還添加有Co及Ni，而顯示優異的耐蝕性。
本發明例49，於表層部除了含有鉑族元素之Pd，還含有稀土族元素之Y，進一步添加有Co、Ni，而顯示優異的耐蝕性。
[實施例2]
在表5之No.1~3所示的實施例，熱軋用鈦素材是藉由開胚成為矩形形狀之後，將相當於壓延面之面實施切削整精而成為厚度200mm×寬度1000mm×長度4500mm。No.1為Ti-1.0Cu所構成的鈦合金，No.2為Ti-1.0Cu-1.0Sn所構成的鈦合金，No.3為Ti-0.5Cu所構成的鈦合金。
另一方面，在No.4~8及No.13~15所示的實施例，鈦鑄片係進行電子束熔煉，使用方型鑄模進行鑄造之後，將相當於壓延面之面實施切削整精而成為厚度200mm×寬度1000mm×長度4500mm的錠塊表面。此外，在No.9~12所示的實施例，鈦鑄片係進行電子束熔煉， 使用方型鑄模鑄造之後，將相當於壓延面之面實施切削整精而成為厚度50mm×寬度1000mm×長度4500mm的錠塊表面。No.4是Ti-0.5Al所構成的鈦合金，No.5是Ti-0.9Al所構成的鈦合金，No.6是Ti-3Al-2.5V所構成的鈦合金，No.7是Ti-1Fe-0.35O所構成的鈦合金，No.8是Ti-1.5Fe-0.5O所構成的鈦合金，No.9是Ti-5Al-1Fe所構成的鈦合金，No.10是Ti-6Fe-4V所構成的鈦合金，No.11是Ti-0.5Al所構成的鈦合金，No.12是Ti-5Al-1Fe所構成的鈦合金。此外，No.13是JIS1級所構成的工業用純鈦，No.14是JIS2級所構成的工業用純鈦，No.15是JIS3級所構成的工業用純鈦。
在該等的熱軋用鈦素材之表面，與選自Si、Nb、Al及Ta之1種以上所構成的素材一起進行熔融再凝固處理後，將素材表面溫度於200℃的溫度保持1小時以上。然後，將該扁胚加熱到950℃，進行熱軋直到成為厚度5mm後，利用珠擊及硝酸．氫氟酸對表背面都進行去鏽皮處理。關於No.1~8，是進行冷軋而成為厚度1mm的鈦板，作為退火處理，是在真空或惰性氣體氛圍中加熱到600~700℃，保持240分鐘而進行熱處理。關於No.9~11，是在去鏽皮處理後，作為退火處理，是在真空或惰性氣體氛圍中加熱到600~700℃，保持240分鐘而進行熱處理。
將取自該等供試材之20mm×20mm的試驗片之表面、端部用#400的砂紙研磨後，於700，750℃之各 溫度且於大氣中曝露200小時，測定試驗前後的重量變化，求出每單位剖面積的氧化增加量。結果整理於表5。表5之表層部的元素濃度，是使用EPMA進行線分析，將從表面到合金層之下端的範圍平均後的結果。
在表層部會含有來自扁胚(母材)的元素。但在表之「表層部的組成」，關於不包含於扁胚的元素，係顯示其含量；關於扁胚也含有的元素，當含量有增加的情況，係顯示其增加含量，當含量未增加的情況，則用「-」表示。
No.1~15的實施例(本發明例)都是，表層含有選自Si、Nb、Al及Ta之1種以上，且其厚度為5μm以上而具有充分的厚度。再者，於700℃下200小時的加熱後之氧化增加量為25g/m2以下，於750℃下200小時的加熱後之氧化增加量為70g/m2以下，而顯示優異的耐氧化性。
[實施例3]
以下，舉實施例來對本發明做更詳細的說明，但本發明並不限定於此。
(試驗材製作步驟)
以下，作為本發明的實施例係說明試驗材製作步驟。作為熱軋用素材，是按照以下所示的熔煉、開胚、表面處理的條件來製作扁胚。並標示為記號S1，S2，S3，S4，S5。
S1：利用電子束熔煉法所鑄造的扁胚，表面實施機械切削；S2：利用電子束熔煉法所鑄造的扁胚，表面維持鑄造 後的狀態；S3：將利用電子束熔煉法所鑄造之矩形錠塊開胚成扁胚形狀，表面實施機械切削；S4：將利用真空電弧熔煉法所鑄造之圓柱形錠塊開胚成扁胚形狀，表面實施機械切削；S5：利用電漿電弧熔煉法所鑄造的扁胚，表面實施機械切削。
在本實施例顯示，使用以下M1~M10之鈦合金及工業用純鈦作為熱軋用素材的例子。
M1：ASTM Grade 7(Ti-0.15Pd)
M2：ASTM Grade 11(Ti-0.15Pd)
M3：ASTM Grade 16(Ti-0.05Pd)
M4：ASTM Grade 26(Ti-0.1Ru)
M5：ASTM Grade 30(Ti-0.3Co-0.05Pd)
M6：0.02%Pd-0.022%Mm-Ti(O：0.050%、Fe：0.041%)。在此，Mm表示分離精製前之混合稀土族元素(Mischmetal)，其組成為55%Ce，51%La，10%Nd，4%Pr。
M7：0.03%Pd-0.002%Y-Ti(O：0.049%、Fe：0.033%)
M8：0.5%Cu-Ti(O：0.048%、Fe：0.038%)
M9：1.0%Cu-Ti(O：0.048%、Fe：0.033%)
M10：1.0Cu-0.5%Nb-Ti(O：0.044%、Fe：0.040%)
使用該鈦扁胚，如以下所說明般，在扁胚表 面散布合金元素素材，進行熔融再凝固而形成表層部，藉此製作試驗片。亦即，將選自純度98%以上的Fe、Cr、Ni、Al及Zr之1種以上的粉末散布於扁胚表面之後，藉由電子束加熱讓扁胚表面和粉末一起熔融，在扁胚表層全面以1~28mm的深度(表層部厚度)形成讓選自Fe、Cr、Ni、Al及Zr之1種以上固溶後的表層區域。藉由扁胚的厚度和熔融再凝固的深度，來調整讓選自Fe、Cr、Ni、Al及Zr之1種以上固溶後的表層領域相對於扁胚總厚度的比率。將標準的扁胚厚度設定為125mm。一部分，為了調整熔融再凝固深度占總厚度的比例，是使用扁胚的厚度為75mm、40mm等。一部分，在扁胚的側面部並未實施前述的熔融再凝固處理。
將該扁胚加熱到700~900℃，進行熱軋直到成為厚度5mm後，使用珠擊及硝酸．氫氟酸對表背面都進行去鏽皮處理。因為依讓表層熔融再凝固所添加之合金化成分，熱軋加熱時的鏽皮性狀、珠擊所造成之裂痕形成狀態、硝酸．氫氟酸之氣割(scarfing)速度等會有不同，藉由調整熱軋的加熱溫度、珠擊投射條件、硝酸．氫氟酸酸洗的溫度和時間，而讓既定厚度之添加元素濃化區域殘存。然後，進行冷軋，成為厚度0.5~1.0mm的鈦板，於真空或惰性氣體氛圍中實施退火，製作出本發明例的試驗片。
除了製作本發明例的試驗片以外，使用在表層未形成合金添加元素濃化區域之鈦扁胚同樣地進行迄冷 軋為止的步驟，於真空或惰性氣體氛圍中實施退火而製作出比較例。
關於各試驗片，依以下所示的條件評價在各位置之α相結晶粒徑、伸度、抗拉強度、疲勞強度、成形性。
(α相結晶粒徑)
表層的添加元素濃化區域之厚度是利用EPMA進行測定。在利用光學顯微鏡所拍攝之組織相片中，藉由依JIS G 0551(2005)之切斷法，在板厚中央部位置及表層的添加元素濃化區域之厚度內，算出α相的平均結晶粒徑。
(抗拉強度、伸度)
製作出平行部6.25×32mm、標點間25mm、夾頭部寬度10mm、全長80mm的抗拉試驗材(JIS13-B抗拉試驗材的一半尺寸)，到保證應力測定為止是以標點間0.5%/min的拉伸速度進行抗拉試驗，保證應力以後則是以30%/min的拉伸速度進行抗拉試驗。在此，是評價與輥軋方向垂直的方向之抗拉強度、總伸度。
(疲勞強度)
使用圖10所示的平面彎曲疲勞試驗材、東京衡機製平面彎曲試驗機，以應力比R=-1、頻率25Hz的條件進行疲勞試驗。在此，求取在各應力振幅之迄斷裂為止的反覆 次數而作成應力疲勞曲線，評價縱使進行107次反覆彎曲也不會發生斷裂的疲勞極限(疲勞強度)。
(成形性)
使用東京試驗機製、型號SAS-350D的深引伸試驗機、及 40mm的球頭衝頭，對於加工成90mm×90m×0.5mm的形狀之鈦板進行球頭拉伸成形(stretch forming)試驗。拉伸成形試驗，是塗布日本工作油(股)製的高黏性油(#660)，在其上方載置塑膠片而避免衝頭和鈦板直接接觸，藉由比較試驗材斷裂時的拉伸成形高度來進行評價。在球頭拉伸成形試驗之拉伸成形高度，受氧濃度的影響很大，只要在JIS 1級的情況為21.0mm以上、在JIS 2級的情況為19.0mm以上、在JIS 3級的情況為13.0mm以上，可說其成形性更為良好。
(金屬組織)
圖11顯示藉由熔融再凝固法所製作的情況之組織相片的一例。圖11(a)為試驗材No.A1的組織相片，圖11(b)為試驗材No.A8的組織相片，圖11(c)為試驗材No.A14的組織相片，圖11(d)為試驗材No.A29的組織相片。
表6顯示，使用鈦合金M2作為熱軋用素材的情況之結果。
在表層部會含有來自扁胚(母材)的元素，在表之「表層部的組成」，關於不包含於扁胚的元素，係顯示其含量；關於扁胚也含有的元素，係顯示含量的增加量(增加含量)。
在表6中，試驗材No.A6，8，11是在扁胚之側面部未實施熔融再凝固處理的例子。
試驗材No.A1~3，是不具有表層3，4之習知例，疲勞強度比分別為0.63，0.63，0，55，就鈦材而言為一般的值。
本發明例都是，成形性和疲勞強度雙方皆優異。
相對於此，作為比較例之試驗材No.A4，因為偏析過大，其伸度不佳。
作為比較例之試驗材No.A16，因為表層部的厚度低於本發明的範圍，最終製品之表層厚度也變薄，其疲勞強度比就鈦材而言為一般的值。
表7顯示，使用鈦合金M1作為熱軋用素材的情況之結果。
在表層部會含有來自扁胚(母材)的元素，在表之「表層部的組成」，關於不包含於扁胚的元素，係顯示其含量；關於扁胚也含有的元素，係顯示含量的增加量(增加含量)。
在表7中，試驗材No.B4，7，8係在扁胚的側面部未實施熔融再凝固處理的例子。
試驗材No.B1，2，係不具有表層3，4的習知例，其疲勞強度比分別為0.58，0.59，就鈦材而言為一般的值。
本發明例都是，成形性和疲勞強度雙方皆優異。
相對於此，作為比較例之試驗材No.B3，因為偏析過大，其伸度不佳。
表8顯示使用鈦合金M3~10作為熱軋用素材的情況之結果。
在表層部會含有來自扁胚(母材)的元素，在表之「表層部的組成」，關於不包含於扁胚的元素，係顯示其含量；關於扁胚也含有的元素，係顯示含量的增加量(增加含量)。
試驗材No.C1~8係不具有表層3，4之習知例，疲勞強度比為0.61或0.62，就鈦材而言為一般的數值。
本發明例都是，成形性和疲勞強度雙方皆優異。
表9顯示使用純鈦作為熱軋用素材的情況之結果。
在表層部會含有來自扁胚(母材)的元素，在表之「表層部的組成」，關於不包含於扁胚的元素，係顯示其含量；關於扁胚也含有的元素，係顯示含量的增加量(增加含量)。
試驗材No.D1、5、6、16、17係不具有表層3，4之習知例，其疲勞強度比就鈦材而言為一般的數值。
本發明例都是，成形性和疲勞強度雙方皆優異。
[實施例4]
(實施例4-1)
為了製造具有表層3，4(含有既定的合金)之鈦複合材2，作為母材的扁胚是使用：將經由真空電弧熔煉所製造之Ti-5Al-1Fe合金實施熱鍛造後進行切削加工所製作之28~143mm厚的扁胚。在本實施例之鈦鑄塊的化學成分為Al：5%，Fe：1%，O：0.15%。使用該鈦扁胚，於扁胚表面散布Mo，V，Nb的合金元素素材進行熔融再凝固，藉此在扁胚表層全面以1~15mm的深度形成固溶有合金元素的區域(合金層)。
將該扁胚加熱到950℃，進行熱軋直到成為厚度5mm後，於大氣氛圍中進行700℃、2小時的熱處理，接著，使用珠擊及硝酸．氫氟酸將表背面都進行去鏽處 理。
除本發明例以外，使用不具備表層部之鈦扁胚同樣地進行熱軋、熱處理、去鏽的步驟而製作出比較例。
將上述所製造的各鈦板，於氫吸收環境、即1體積%H2+99體積%Ar氛圍下於500℃曝露5小時。
各鈦板之表層3，4的合金元素濃度，係使用EPMA而將從表面到合金濃化部的下端之範圍進行線分析的結果之平均值。其餘部分，除了O、C等的雜質成分，係工業用純鈦所含的成分。
從各鈦板製作出板厚(4.8~5.0mm)×10mm×55mm、2mm之V型缺口的衝擊試驗片。試驗片的長度方向為輥軋方向，缺口方向為板厚貫穿方向。氫脆性是利用衝擊值進行評價。
在表層並未形成熔融層之鈦板，未曝露於氫環境下而評價其衝擊值的結果為20J/cm2。使用比該值低30%以上之14J/cm2以下的情況作為氫脆化的基準而判定為不合格。
將上述結果整理於表10。
在表層部會含有來自扁胚(母材)的元素。但在表之「表層部的組成」，關於不包含於扁胚的元素，係顯示其含量；關於扁胚也含有的元素，當含量有增加的情況，係顯示其增加含量，當含量未增加的情況，則用「-」表示。
No.1係未形成表層部(合金濃化層)的情況，曝露於氫環境後的衝擊值為較低的13J/cm2。
No.2之表層部的厚度雖位於本發明的範圍內，但Mo當量較低，曝露於氫環境後的衝擊值也較低。
No.3之Mo當量雖位於本發明的範圍內，但表層部之偏析在本發明的範圍外，曝露於氫環境後的衝擊值較低。
No.4~8之表層部的厚度及Mo當量都滿足本發明的範圍，衝擊值高達16J/cm2以上。
No.11~14位於本發明的範圍內，曝露於氫環境後的衝擊值高。
(實施例4-2)
作為母材的扁胚，是使用經由真空電弧熔煉、鍛造、切削的步驟所製作之Ti-6Al-4V的70mm厚者。使用該鈦扁胚，於扁胚表面散布Mo，V，Nb的合金元素素材進行熔融再凝固，藉此在扁胚表層全面以3~10mm的深度形成固溶有合金元素的區域(表層部)。
將該扁胚加熱到950℃，進行熱軋直到成為厚 度5mm後，於大氣氛圍中進行700℃、2小時的熱處理，接著，使用珠擊及硝酸．氫氟酸將表背面都進行去鏽處理。
除本發明例以外，使用不具備表層部之鈦扁胚同樣地進行熱軋、熱處理、去鏽的步驟而製作出比較例。
與實施例4-1同樣地利用衝擊值來評價氫脆性。在表層並未形成熔融層之鈦板，未曝露於氫環境下而評價其衝擊值的結果為20J/cm2。使用比該值低30%以上之14J/cm2以下的情況作為氫脆化的基準而判定為不合格。
將上述結果整理於表11。
在表層部會含有來自扁胚(母材)的元素。但在表之「表層部的組成」，關於不包含於扁胚的元素，係顯示其含量；關於扁胚也含有的元素，當含量有增加的情況，係顯示其增加含量，當含量未增加的情況，則用「-」表示。
No.1係未形成表層部(合金濃化層)的情況，曝露於氫環境後的衝擊值為較低的14J/cm2。
No.2~4之表層部的厚度及Mo當量位於本發明的範圍內，曝露於氫環境後的衝擊值仍高達15J/cm2以上。
(實施例4-3)
作為母材的扁胚，係使用經由真空電弧熔煉、鍛造、切削的步驟所製作之純鈦2級的70mm厚者。使用該鈦扁胚，於扁胚表面散布Mo的合金元素素材而進行熔融再凝固，藉此在扁胚表層全面以3~10mm的深度形成固溶有合金元素的區域(表層部)。
將該扁胚加熱到850℃，進行熱軋直到成為厚度4.8~5.0mm後，於真空氛圍，實施600~650℃、4~10小時的退火。接著，使用珠擊及硝酸．氫氟酸將表背面都進行去鏽處理。
將上述所製造的各鈦板於氫吸收環境、即1體積%H2+99體積%Ar氛圍下於500℃曝露5小時。
各鈦板之表層3，4的合金元素濃度，係使用 EPMA而將從表面到合金濃化部的下端之範圍進行線分析的結果之平均值。其餘部分，除了O、C等的雜質成分，係工業用純鈦所含的成分。
從各鈦板製作出板厚(4.8~5.0mm)×10mm×55mm、2mm之V型缺口的衝擊試驗片。試驗片的長度方向為輥軋方向，缺口方向為板厚貫穿方向。氫脆性是利用衝擊值進行評價。
表層並未形成熔融層之鈦板，未曝露於氫環境下而評價其衝擊值的結果為2.7J/cm2。使用比該值低30%以上之1.9J/cm2以下的情況作為氫脆化的基準而判定為不合格。
將上述結果整理於表12。
在表層部會含有來自扁胚(母材)的元素。但在表之「表層部的組成」，關於不包含於扁胚的元素，係顯示其含量；關於扁胚也含有的元素，當含量有增加的情況，係顯示其增加含量，當含量未增加的情況，則用「-」表示。
No.1~3之表層部的厚度及Mo當量位在本發明的範圍內，曝露於氫環境後的衝擊值仍高達15J/cm2以上。
[實施例5]
(實施例5-1)
以下，參照所附圖式及實施例，更具體地說明本發明。
如圖3所示，本發明之二層構造的作為鈦複合材之中子線屏蔽板1，是讓母材之一側表面熔融再凝固後進行熱軋，藉此形成表層3及內層5。此外，如圖4所示，本發明之三層構造的中子線屏蔽板2，是讓母材之兩側表面熔融再凝固後進行熱軋，藉此形成表層3，4及內層5。針對中子線屏蔽板1，2的製造方法具體地說明。
表13中，作為實施例(本發明例)之中子線屏蔽板1，2，是依以下方法製造。
在表層部，雖含有來自扁胚(母材)的元素，但在表之「表層部的組成」，僅顯示不包含於扁胚之元素的含量。
首先，作為素材之鈦錠塊，藉由電子束熔煉(EB熔煉)、電漿電弧熔煉(電漿熔煉)而使用矩形鑄模進行製造，或是藉由VAR熔煉而使用圓筒鑄模進行製造。
錠塊的尺寸，圓柱錠塊為直徑1200mm×長度2500mm，矩形錠塊為厚度100mm×寬度1000mm×長度4500mm，品種包括：Ti-1Fe-0.35O、Ti-0.5Cu、Ti-1Cu、Ti-1Cu-0.5Nb、Ti-5Al-1Fe、Ti-3Al-2.5V、Ti-3Al-5V。
所鑄造的錠塊大部分，是在分塊輥軋後進行切削，實施熔融再凝固。其他的錠塊，在就那樣鑄造後，或是將錠塊表面的表皮予以切削後，進行熔融再凝固。
熔融再凝固處理，是至少對輥軋面之一方進行，按照需要也能對長邊方向的側面實施。該處理，是於約3×10-3Torr的真空氛圍下藉由電子束熔接來進行，熔融時添加TiB2粉末(100μm以下)、Ti-B合金小片(2mm見方、1mm厚)、Ti-B合金線材( 5mm以下)、Ti-B合金薄膜(20μm以下)、Ti-B合金網狀物(將 1mm組合成格子狀)之任一者，使表層部(熔融再凝固層)成為Ti-0.1~3.2%B合金，而製得二層構造或三層構造的鈦扁胚。關於表層部(B濃化層)，占鈦複合材1的總厚度在每一面的比例如表13所示，在三層構造中調整成，使兩 表面之B濃化層成為相同厚度。
在添加各種素材時，為了在扁胚全體均一地添加，是讓含有B之素材均一分散於鈦鑄片之輥軋面全體而進行熔融再凝固處理。在熔融再凝固處理後，於100℃以上、未達500℃保持1小時以上。
對於熔融再凝固後的鈦扁胚，使用製鋼設備，於800℃進行240分鐘加熱後，進行熱軋，製造出厚度約4mm的帶狀捲料。熱軋後的帶狀捲料，通過硝酸．氫氟酸所構成的連續酸洗線進行去鏽處理，然後針對龜裂的發生狀況進行目視觀察。
表層部(B濃化層)之深度的測定方法，是將扁胚的一部分(對於長邊方向的前端、中央、後端這3部位，從寬度方向中央部分別取樣)切出，將其研磨後，進行SEM/EDS分析，求出B濃化層對於板厚的比例、B濃化層的B濃度(採用觀察部位中的平均值)。
此外，對於長邊方向之前端、中央、後端這3部位，從寬度方向中央部取樣L方向的彎曲試驗片共20根，依JIS Z 2248(金屬材料彎曲試驗方法)進行彎曲試驗。試驗溫度設定為室溫，藉由3點彎曲試驗，以到120度為止的彎曲角度進行彎曲試驗，評價是否有龜裂發生，求出龜裂發生率。
此外，中子線屏蔽效果的評價，作為放射源是使用Am-Be(4.5MeV)，在離放射源200mm的位置固定500mm×500mm×4mm厚的試驗片。檢測器設置在離放 射源300mm的位置，對象能量的峰值，是在對照試驗片之Ti-1Fe-0.35O和試驗片分別測定放射線當量，根據其數值的比來評價中子線屏蔽效果(將Ti-1Fe-0.35O之中子線屏蔽效果設定為1，而記載各試驗片的值)。
將結果和試驗條件一起整理於表13。
在表13之No.1~9的比較例及實施例，是將Ti-1Fe-0.35O之VAR錠塊實施分塊輥軋後，將表面切削而予以使用的情況。No.1的比較例，是在熔融再凝固時未添加含有B的素材的情況。在熱軋板未發生龜裂，在彎曲試驗也沒有龜裂發生。
No.3~5的比較例及實施例，係在熔融再凝固時添加TiB2來作為含有B的素材的情況。
No.3的比較例，係表層部的厚度比率超過40%的情況。在熱軋板局部地發生龜裂，連在彎曲試驗的龜裂發生率也提高。
No.4~9的實施例(本發明例)，係在熔融再凝固時使用各種素材作為含有B的素材的情況。再者，是將層構造、表層部的厚度、B濃度分別改變而進行評價的情況。因為表層部的厚度比率為5~40%，且表層部的B濃度為0.1~3.0%，在熱軋板都沒有發生龜裂，連在彎曲試驗也沒有龜裂發生。No.10~15的實施例，係使用Ti-1Fe-0.35O之EB熔煉錠塊的情況，讓錠塊鑄造後的製造歷程改變。此外，在熔融再凝固時，作為含有B的素材是使用各種素材，並將層構造、表層部的厚度、B濃度分別 改變而進行評價。在本實施例，對於長邊方向的側面也是，與輥軋面同樣地進行熔融再凝固處理。因為表層部的厚度比率為5~40%，且表層部的B濃度為0.1~3.0%，在熱軋板都沒有發生龜裂，連在彎曲試驗也沒有龜裂發生。
No.16~21的實施例，是使用Ti-1Fe-0.35O之電漿熔煉錠塊的情況，讓錠塊鑄造後的製造歷程改變。此外，在熔融再凝固時，是使用各種素材作為含有B的素材，將層構造、表層部的厚度、B濃度分別改變而進行評價。因為表層部的厚度比率為5~40%，且表層部的厚度之B濃度為0.1~3.0%，在熱軋板都沒有發生龜裂，連在彎曲試驗也沒有龜裂發生。
No.22~33的實施例，是將各種鈦合金的VAR錠塊實施分塊輥軋之後，將表面切削而予以使用，係在熔融再凝固時使用TiB2粉末作為含有B的素材的情況。再者，作為內層5是使用各種鈦合金，將層構造、表層部的厚度、B濃度分別改變而進行評價。因為表層部的厚度比率為5~40%，且表層部的厚度之B濃度為0.1~3.0%，在熱軋板都沒有發生龜裂，連在彎曲試驗也沒有龜裂發生。
在本發明例，內層5所使用的合金，事先使用1.5mm厚的JIS13B試驗片進行抗拉試驗的結果，其保證應力為1000MPa以下。
此外，在No.4~33的實施例(本發明例)， 中子屏蔽效果皆為1以上，而能確認具有中子線屏蔽效果。
用於核燃料保管用架之B含量為0.5質量%之不鏽鋼板(4mm厚)，中子屏蔽效果為23.7，在No.5，11，15，17，21，23之實施例都獲得比該不鏽鋼板更高的中子線屏蔽效果。
(實施例5-2)
作為素材之鈦錠塊，是藉由VAR熔煉而使用圓筒鑄模進行製造。
錠塊的尺寸為直徑1200mm×長度2500mm，品種包括：Ti-1Fe-0.35O、Ti-0.5Cu、Ti-1Cu、Ti-1Cu-0.5Nb、Ti-5Al-1Fe、Ti-3Al-2.5V、Ti-3Al-5V。
所鑄造的錠塊，實施分塊輥軋後，進行切削，進行熔融再凝固。
熔融再凝固處理，是至少對輥軋面之一方進行，按照需要也對長邊方向的側面實施。該處理，是於約3×10-3Torr的真空氛圍下藉由電子束熔接進行，在熔融時添加TiB2粉末(100μm以下)，使熔融再凝固層成為Ti-0.1~3.7%B合金，而製得二層構造或三層構造的鈦扁胚。關於表層部(B濃化層)，占鈦複合材1的總厚度在每一面的比例如表14所示，在三層構造中調整成，使兩表面的表層部成為相同厚度。
在添加各種素材時，為了在扁胚全體均一地 添加，是讓含有B的素材均一分散於鈦鑄片的輥軋面全體，而進行熔融再凝固處理。在熔融再凝固處理後，於100℃以上、未達500℃保持1小時以上。
對於熔融再凝固後的鈦扁胚，使用製鋼設備，於800℃加熱240分鐘後，進行熱軋，製造出厚度約10mm的帶狀捲料。熱軋後的帶狀捲料，通過硝酸．氫氟酸所構成的連續酸洗線進行去鏽處理，對每一面實施約50μm氣割(scarfing)，然後針對龜裂的發生狀況進行目視觀察。
表層部(B濃化層)之深度的測定方法，是將扁胚的一部分(對於長邊方向的前端、中央、後端這3部位，從寬度方向中央部分別取樣)切出，將其研磨後進行SEM/EDS分析，求出B濃化層對板厚的比例、B濃化層的B濃度(採用觀察部位中的平均值)。
此外，對於長邊方向之前端、中央、後端這3部位，從寬度方向中央部取樣L方向的彎曲試驗片共20根，依JIS Z 2248(金屬材料彎曲試驗方法)進行彎曲試驗。試驗溫度設定為室溫，藉由3點彎曲試驗，以到120度為止的彎曲角度進行彎曲試驗，評價是否有龜裂發生，求出龜裂發生率。
此外，中子線屏蔽效果的評價，作為放射源是使用Am-Be(4.5MeV)，在離放射源200mm的位置固定500mm×500mm×10mm厚的試驗片。檢測器設置在離放射源300mm的位置，對象能量的峰值，是在對照試驗片 之Ti-1Fe-0.35O和試驗片分別測定放射線當量，根據其數值的比來評價中子線屏蔽效果(將Ti-1Fe-0.35O之中子線屏蔽效果設定為1，而記載各試驗片的值)。
將結果和試驗條件一起整理於表14。
在表層部雖含有來自扁胚(母材)的元素，在表之「表層部的組成」，僅顯示不包含於扁胚之元素的含量。
在表14之No.34，36的比較例，係使用Ti-1Fe-0.35O的情況。No.34的比較例，係在熔融再凝固時未添加含有B的素材的情況。在熱軋板未發生龜裂，連在彎曲試驗也沒有龜裂發生。
No.36的比較例，係表層部之厚度比率超過40%的情況。在熱軋板局部地發生龜裂，連在彎曲試驗的龜裂發生率也提高。
此外，在No.37~50的實施例(本發明例)，中子屏蔽效果皆為1以上，可確認具有中子線屏蔽效果。
(實施例5-3)
依與實施例5-2同樣的程序，對於熔融再凝固後的鈦扁胚，使用製鋼設備，於800℃加熱240分鐘後，進行熱軋，製造出厚度約5mm的帶狀捲料。熱軋後的帶狀捲料，通過硝酸．氫氟酸所構成之連續酸洗線進行去鏽處理。進一步進行冷軋，成為厚度4mm的鈦板，作為退火處理，是在真空或惰性氣體氛圍中加熱到600~750℃，保持240分鐘而進行熱處理。冷軋板，是在退火後的表面檢查步驟，利用目視觀察龜裂的發生狀況。
表層部(B濃化層)之深度的測定方法，是將扁胚的一部分(對於長邊方向的前端、中央、後端這3 部位，從寬度方向中央部分別取樣)切出，將其研磨後，進行SEM/EDS分析，求出B濃化層對於板厚的比例、B濃化層的B濃度(採用觀察部位中的平均值)。
此外，對於長邊方向之前端、中央、後端這3部位，從寬度方向中央部取樣L方向的彎曲試驗片共20根，依JIS Z 2248(金屬材料彎曲試驗方法)進行彎曲試驗。試驗溫度設定為室溫，藉由3點彎曲試驗，以到120度為止的彎曲角度進行彎曲試驗，評價是否有龜裂發生，求出龜裂發生率。
此外，中子線屏蔽效果的評價，作為放射源是使用Am-Be(4.5MeV)，在離放射源200mm的位置固定500mm×500mm×4mm厚的試驗片。檢測器設置在離放射源300mm的位置，對象能量的峰值，是在對照試驗片之Ti-1Fe-0.35O和試驗片分別測定放射線當量，根據其數值的比來評價中子線屏蔽效果(將Ti-1Fe-0.35O之中子線屏蔽效果設定為1，而記載各試驗片的值)。
將結果和試驗條件一起整理於表15。
在表層部，雖含有來自扁胚(母材)的元素，但在表之「表層部的組成」，僅顯示不包含於扁胚之元素的含量。
在表15中，No.51的比較例，係在熔融再凝固時未添加含有B的素材的情況。在熱軋板未發生龜裂，連在彎曲試驗也沒有龜裂發生。
No.53的比較例，係表層部的厚度比率超過40%的情況。在熱軋板局部地發生龜裂，連在彎曲試驗的龜裂發生率也提高。
No.54~67的實施例，作為內層5是使用各種鈦合金，讓層構造、表層部的厚度、B濃度分別改變而進行評價。因為表層部的厚度比率為5~40%，且表層部的B濃度為0.1~3.0%，在熱軋板都沒有發生龜裂，連在彎曲試驗也沒有龜裂發生。
此外，在No.54~67的實施例(本發明例)，中子屏蔽效果皆為1以上，可確認具有中子線屏蔽效果。
(實施例5-4)
依與實施例5-2同樣的程序，對於熔融再凝固後的鈦扁胚，使用製鋼設備，於800℃加熱240分鐘後，進行熱軋，製造出厚度約10mm的帶狀捲料。熱軋後的帶狀捲料，通過硝酸．氫氟酸所構成的連續酸洗線進行去鏽處理，對每一面實施約50μm氣割，然後，針對龜裂的發生 狀況進行目視觀察。
表層部(B濃化層)之深度的測定方法，是將扁胚的一部分(對於長邊方向的前端、中央、後端這3部位，從寬度方向中央部分別取樣)切出，將其研磨後，進行SEM/EDS分析，求出B濃化層對於板厚的比例、B濃化層的B濃度(採用觀察部位中的平均值)。
此外，對於長邊方向之前端、中央、後端這3部位，從寬度方向中央部取樣L方向的彎曲試驗片共20根，依JIS Z 2248(金屬材料彎曲試驗方法)進行彎曲試驗。試驗溫度設定為室溫，藉由3點彎曲試驗，以到120度為止的彎曲角度進行彎曲試驗，評價是否有龜裂發生，求出龜裂發生率。
此外，中子線屏蔽效果的評價，作為放射源是使用Am-Be(4.5MeV)，在離放射源200mm的位置固定500mm×500mm×10mm厚的試驗片。檢測器設置在離放射源300mm的位置，對象能量的峰值，是在對照試驗片之Ti-1Fe-0.35O和試驗片分別測定放射線當量，根據其數值的比來評價中子線屏蔽效果(將Ti-1Fe-0.35O之中子線屏蔽效果設定為1，而記載各試驗片的值)。
將結果和試驗條件一起整理於表16。
在表層部，雖含有來自扁胚(母材)的元素，但在表之「表層部的組成」，僅顯示不包含於扁胚之元素的含量。
No.68~70的實施例，作為內層5是使用各種鈦合金，讓層構造、表層部的厚度、B濃度分別改變而進行評價。因為表層部的厚度比率為5~40%，且表層部的B濃度為0.1~3.0%，在熱軋板都沒有發生龜裂，連在彎曲試驗也沒有龜裂發生。
此外，在No.68~70的實施例(本發明例)，中子屏蔽效果皆為1以上，可確認具有中子線屏蔽效果。
1‧‧‧熱軋用鈦材
1a‧‧‧表層部
1b‧‧‧母材

Claims (8)

  1. 一種熱軋用鈦材，係具備：由工業用純鈦或鈦合金所構成的母材、以及形成於前述母材之至少一方的輥軋面且具有與前述母材不同的化學組成之表層部；前述表層部，是作為最終製品之表層而殘存者，其厚度為2.0~20.0mm，且占總厚度的比例在每一面為40%以下，當將前述表層部所含的元素含量取複數點進行測定時，相對於母材的增加含量之平均值CAVE和各測定部位之相對於母材的增加含量C0的關係：|CAVE-C0|/CAVE×100為40%以下。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之熱軋用鈦材，其中，前述表層部的化學組成，以質量%計，係含有鉑族元素：0.01~0.25%、稀土族元素：0~0.2%、Co：0~0.8%、Ni：0~0.6%、其餘部分：鈦及雜質。
  3. 如申請專利範圍第2項所述之熱軋用鈦材，其中，前述鉑族元素為Pd及/或Ru。
  4. 如申請專利範圍第2項所述之熱軋用鈦材，其中，前述化學組成，以質量%計，係含有稀土族元素：0.001~0.2%。
  5. 如申請專利範圍第2項所述之熱軋用鈦材，其中， 前述化學組成，以質量%計，係含有：選自Co：0.05~0.8%、及Ni：0.05~0.6%之1種以上。
  6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項所述之熱軋用鈦材，其中，前述工業用純鈦的化學組成，以質量%計，係含有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：Ti及雜質。
  7. 如申請專利範圍第1至5項中任一項所述之熱軋用鈦材，其中，在前述母材之輥軋面以外的面形成有其他的表層部，前述其他的表層部係具備與前述表層部相同的化學組成及金屬組織。
  8. 如申請專利範圍第6項所述之熱軋用鈦材，其中，在前述母材之輥軋面以外的面形成有其他的表層部，前述其他的表層部係具備與前述表層部相同的化學組成及金屬組織。
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