WO2021038662A1 - チタン材、該チタン材を加工してなるチタン製品及び該チタン材の製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、α－Ｔｉ相の結晶を含み、室温下や低温下における延性ができるだけ大きいチタン材を低コストで得ることを目的とする。　本発明に係るチタン材は、α－Ｔｉ相の結晶からなる集合組織を有し、該結晶の結晶格子の面（１０－１０）が延伸方向に優先配向し、該結晶の結晶格子の面（０００１）が表面に対して略平行になっている。このようなチタン材は、α－Ｔｉ相の結晶を含むチタン材を、該α－Ｔｉ相の結晶がα－Ｔｉ相を維持することができる温度下で延伸させ、この延伸によって得られたチタン材を焼鈍させることにより製造することができる。

Description

チタン材、該チタン材を加工してなるチタン製品及び該チタン材の製造方法

　本発明は、延性に優れたチタン材、該チタン材を加工してなるチタン製品及び該チタン材の製造方法に関するものである。

　金属チタンは、鉄やアルミニウム等の一般的な金属材料と比較すると、耐食性に優れ、軽くて強度が大きい上に、耐熱性にも優れている。このため、金属チタンは、航空宇宙分野、化学プラント分野、海洋土木分野、建築分野、医療分野又は民生分野で広く使用されている。

　航空宇宙分野では、例えば航空機の機体構造材やエンジン部品等の材料、ロケットの部品や燃料タンク等の材料として使用されている。化学プラント分野では、例えば電極、貯蔵槽、配管・バルブ、熱交換器、タンクローリー等の材料として使用されている。海洋土木分野では、例えば鋼管杭防食カバー、海上橋脚、金具（密閉用ハンドル、キャッチクリップ）等の材料として使用されている。

　建築分野では、例えば屋根材、内外壁、床材、発色建材、モニュメント、手摺等の材料として使用されている。医療分野では、例えば人工骨、心臓弁、心臓ペースメーカー、手術用器具、歯根等の材料として使用されている。民生分野では、例えばメガネフレーム、時計、ゴルフ用品、カメラ、装飾品、中華鍋、自転車、登山用具、剣道面等の材料として使用されている。

　金属チタンは一般にクロール法という精錬法によって製造されている。クロール法は熔融している金属マグネシウム中に熔融している四塩化チタンを滴下させ、滴下させた四塩化チタンを金属マグネシウムで還元させて金属チタンを得る方法である。

　クロール法によって得られた金属チタンは塊状のスポンジチタンである。この塊状のスポンジチタン中には、塩化マグネシウムや未反応の金属マグネシウムが含まれている。この塊状のスポンジチタン中に含まれている塩化マグネシウムや未反応の金属マグネシウムは、この塊状のスポンジチタンを１０^－１～１０^－４Torrの減圧下で１０００℃以上に加熱することによって分離・除去している。

　塩化マグネシウムや未反応の金属マグネシウムを分離・除去した後の塊状のスポンジチタンは粉砕機で粉砕し、得られた金属チタン粉末は棒状の一次電極ブリケットに圧縮成形し、これを消耗電極アーク熔解法により再熔解させてインゴット状の金属チタンとしている。そして、このインゴット状の金属チタンを鍛造・圧延により成形加工し、所望の形状のチタン材を得ている。

特開２０１０－１５０６０７号公報 特開２００４－2８５４５７号公報 特開２０１２－２４１２４１号公報 国際公開第２０１５／1０５０２４号

YU Qian, QI Liang, TRAYLOR Rachel, MORRIS J. W., Jr., ASTA　Mark, CHRZAN D. C., MINOR Andrew M., MINOR Andrew M., TSURU Tomohito, RUGG David著"Origin of dramatic oxygen solute strengthening effect in titanium. "Science : Vol. 347 No. 6222 Page. 635-639 (2015.2.6)

盛田元彰　著「酸素固溶チタンの組織制御とその変形モードに関する研究」科学研究費助成事業　２０１４年度研究成果報告書｛若手研究（B）｝(2016.6.3)

　チタン材は固溶している酸素（Ｏ）の濃度が高くなるに従って延性が小さくなり、加工性が悪くなる。チタン材の原料であるスポンジチタンにはある程度の量の酸素（Ｏ）が固溶している。このため、延性の大きなチタン材をスポンジチタンから得ることは容易でなかった。

　ただ、スポンジチタンは外皮部に比して中心部の酸素（Ｏ）の濃度が低いので、スポンジチタンの中心部だけをチタン材の原料として使用すれば、延性の大きなチタン材を得ることができる。しかし、そのようにして延性の大きなチタン材を得ると、得られたチタン材がコスト高になるという問題があった。

　固溶している酸素（Ｏ）の濃度が高いチタン材の延性を大きくすることができれば、スポンジチタンの外皮部もチタン材の原料として使用することができるので、延性の大きなチタン材を低コストで得ることができる。そこで、固溶している酸素（Ｏ）の濃度が高くても延性の大きいチタン材の開発が望まれていた。

　また、一般に、金属は低温の環境で使用された場合、延性が小さくなり、脆性破壊を起こすおそれがある。チタン材も低温の環境で使用された場合、延性が小さくなり、脆性破壊を起こすおそれがある。そこで、低温の環境で使用されても、延性が小さくならず、脆性破壊を起こすおそれがないチタン材の開発が望まれていた。

　本発明に係るチタン材は、α－Ｔｉ相の結晶からなる集合組織を有し、該α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（１０－１０）が特定方向に優先配向している。そして、該α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（０００１）がチタン材の表面に対して略平行になっている。ここで、特定の方向に優先配向しているとは、該α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（１０－１０）がチタン材の特定の方向に向いている傾向にあることをいう。特定の方向とは、チタン材が板材や膜材の場合はその表裏面に沿った特定の方向、チタン材が棒材、管材、線材の場合は長手方向となる。

　なお、該α－Ｔｉ相の結晶は稠密六方格子構造（ＨＣＰ構造）をしている。また上記の説明で使用している（１０－１０）と（０００１）はＨＣＰ構造の結晶格子の面を示すミラー・ブラベー指数である。本明細書及び請求の範囲においては、使用できる文字の制限上、ミラー・ブラベー指数の表示で採用されているアッパーバー付き数字が使用できないので、ミラー・ブラベー指数の表示においては、数字の前に「－」（マイナス記号）をつけて、アッパーバー付き数字の代わりの表記とした。

　本発明に係るチタン材としては粗チタン材を展延加工して延伸形成した展延材を挙げることができる。該展延材は、該α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（１０－１０）が延伸方向に優先配向している。該展延材としては圧延材、押し出し材、引き抜き材又は鍛造材を挙げることができる。

　該展延材が圧延材の場合、該α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（１０－１０）は圧延方向（ＲＤ方向）に優先配向している。この場合、該α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（０００１）は圧延面に対して略平行になっている。

　本発明に係るチタン材は、純チタン又はチタン合金（α型、α＋β型）のいずれかからなる。純チタン又はチタン合金はα－Ｔｉ相の結晶を含む。該α－Ｔｉ相の結晶はα相安定型元素を含んでいる。該α相安定型元素としては、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、スズ（Ｓｎ）、炭素（Ｃ）又はガリウム（Ｇａ）から選択された１種又は２種以上を挙げることができる。

　該α相安定型元素が酸素（Ｏ）で、α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．５５質量％以上から０．８５質量％未満の範囲の場合、極密度は１．４以上が好ましい。固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．５５質量％以上から０．８５質量％未満の範囲の場合、極密度が１であれば、室温における延性が２０％未満と小さくなってしまうが、極密度を１．４以上とすれば、室温における延性を２０％以上と大きくすることができるからである。ここで、極密度とは優先配向の強度を示す単位である。

　低温で使用するチタン材の場合、該α相安定型元素が酸素（Ｏ）で、α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．２５質量％未満の場合、極密度は１．４以上が好ましい。極密度を１．４以上とすれば、低温（７７Ｋ）における延性を大きくすることができるからである。

　該α相安定型元素が酸素（Ｏ）で、α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．２質量％以上の場合、極密度は１．４以上が好ましい。極密度を１．４以上とすれば、室温における延性を２０％以上と大きくすることができるからである。

　α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度（質量％）と極密度を、酸素（Ｏ）の濃度（質量％）と極密度との関係を示すグラフにおいて、酸素（Ｏ）の濃度が０．１質量％で極密度が１．０５である点Ａと、酸素（Ｏ）の濃度が０．７質量％で極密度が１．５である点Ｂと、酸素（Ｏ）の濃度が０．７７質量％で極密度が２．１である点Ｃと、酸素（Ｏ）の濃度が０．８９質量％で極密度が３．５である点Ｄとをこの順に結ぶ線より左上の領域にあるのが好ましい。

　α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度と極密度を、酸素（Ｏ）の濃度と極密度との関係を示すグラフにおいて、点Ａ，点Ｂ，点Ｃ，点Ｄをこの順に結ぶ線より左上の領域にすれば、室温における延性を２０％以上と大きくすることができるからである。

　該α－Ｔｉ相の結晶の結晶粒の平均粒径φは１μｍ以上が好ましい。平均粒径φが１μｍ以上であれば、チタン材を延伸させたときにα－Ｔｉ相の結晶が優先配向するが、平均粒径φが１μｍ未満になると、チタン材を延伸させたときに、α－Ｔｉ相の結晶が優先配向し難くなるからである。

　該α－Ｔｉ相の結晶は、平均粒径φが１μｍ以上であれば結晶粒の粒内で変形するが、平均粒径φが１μｍ未満になると、結晶粒の粒界で滑って変形してしまう。該α－Ｔｉ相の結晶は、粒径φが１μｍ未満になるとこのように変形機構が大きく変わってしまうので、優先配向し難くなるものと思われる。該α－Ｔｉ相の結晶の平均粒径φの上限は、多結晶体を維持することができる粒径範囲の上限（１ｍｍ程度）である。該展延材としては板材、棒材、管材、線材又は膜材を挙げることができる。

　本発明に係るチタン材はβ－Ｔｉ相の結晶を含み、該β－Ｔｉ相の結晶がβ相安定型元素を含んでいてもよい。該β相安定型元素としてはモリブデン（Ｍｏ），ニオブ（Ｎｂ），タンタル（Ｔａ），バナジウム（Ｖ）又はレニウム（Ｒｅ）から選択された１種又は２種以上を挙げることができる。本発明に係るチタン材は不可避不純物を含んでいる。本発明には上述したチタン材を加工してなるチタン製品も含まれる。

　本発明に係るチタン材の製造方法は、粗チタン材を展延して展延チタン材を得る展延工程と、該展延工程で得られた該展延チタン材を加熱保持して該展延チタン材の内部歪みを除去する焼鈍工程とを有し、該展延工程における展延を５５０℃以上の温度からβ変態点温度未満の温度範囲で、一方向に複数回行い、該焼鈍工程における加熱保持を５５０℃以上の温度からβ変態点温度未満の温度範囲で行うものである。

　ここで、５５０℃以上の温度からβ変態点温度未満の温度範囲で圧延（温間圧延）したのは、粗Ｔｉ板を５５０℃以上の温度からβ変態点温度未満の温度範囲で圧延すれば、圧延方向（ＲＤ方向）に優先配向させて、延性を高めることができるからである。すなわち、５５０℃以上の温度からβ変態点温度未満の温度範囲であればチタンの結晶はα相になっており、α相になっておれば、圧延Ｔｉ板に優先配向させながら圧延することができるからである。

　圧延時の下限温度を５５０℃としたのは、純チタン材においては５５０℃未満では、回復・再結晶が起こらず加工硬化によりチタン材の圧延が困難になるからである。圧延時の上限温度をチタンのβ変態点温度未満としたのは、チタンの結晶をα相（稠密六方晶）の状態に保っておけば、優先配向を保持させたまま、圧延することができるが、チタンの結晶がβ相の状態になってしまうと、優先配向を保持させたまま、圧延することができなくなるからである。チタンのβ変態点温度は固溶している酸素（Ｏ）量の増大により高温側に上昇するが、圧延設備の熱負荷等を考慮すれば、１３００℃程度が上限である。

　該展延工程における１回の展延当たりの減面率は１０％～２０％が好ましい。減面率が２０％を超えると、形成された優先配向を壊してしまうおそれがあるからである。また、該展延工程における総減面率は８０％～９９．５％が好ましい。優先配向を効果的に付与させるためである。

　該粗チタン材に溶体化処理を施す溶体化処理工程を該展延工程の前に設けるのが好ましい。粗チタン材を展延する前に、粗チタン材中に含まれている元素の偏析をなくしておきたいからである。該展延工程における展延としては圧延、押し出し、引き抜き又は鍛造を挙げることができる。該粗チタン材としては純チタン又はチタン合金（α型、α＋β型）を使用することができる。

　本発明は、α－Ｔｉ相の結晶からなる集合組織を有し、該結晶の結晶格子の面（１０－１０）が優先配向しているので、固溶しているα相安定型元素の濃度の高いチタン材の延性（室温）を大きくすることができ、従って、所望の延性を有するチタン材やチタン製品を低コストで得ることができる。

　また、本発明は、固溶しているα相安定型元素の濃度の高いチタン材の延性（室温）を大きくすることができるので、固溶しているα相安定型元素の濃度の高いチタン材を加工してチタン製品を製造することができ、従って、固溶しているα相安定型元素の濃度が高くて強度の高いチタン製品を製造することができる。

　また、本発明は、α－Ｔｉ相の結晶からなる集合組織を有し、該結晶の結晶格子の面（１０－１０）が優先配向しているので、固溶しているα相安定型元素の濃度が低い場合には、低温における延性が大きくなり、従って、低温の環境で使用されても脆性破壊を起こすおそれが低いチタン材やチタン製品を得ることができる。

図１は本発明に係るチタン板を製造する際の各工程を示す工程図である。 図２は本発明に係るチタン板の圧延面の結晶状態を示す顕微鏡写真である。 図３は本発明に係るチタン板から切り抜く試験片の説明図である。 図４はα－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の状態を示す説明図である。 図５は本発明に係るチタン板の面（０００１）と面（１０－１０）の極点図である。 図６は室温における延性（％）と酸素濃度（質量％）との関係を示すグラフである。 図７は低温（７７Ｋ）におけ延性（％）と酸素濃度（質量％）との関係を示すグラフである。 図８は室温における延性（％）と極密度との関係を示すグラフである。 図９は酸素濃度（質量％）と極密度との関係を示すグラフである。 図１０は室温における引張強度（ＭＰａ）と酸素濃度（質量％）との関係を示すグラフである。 図１１は室温における０．２％耐力（ＭＰａ）と酸素濃度（質量％）との関係を示すグラフである。 図１２は低温（７７Ｋ）における引張強度（ＭＰａ）と酸素濃度（質量％）との関係を示すグラフである。

　延性のより大きなチタン材を製造するという目的を、固溶している酸素の濃度を低下させるという困難な手段を用いることなく、圧延と焼鈍という容易な手段を用いて実現した。

　図１は本発明に係るチタン板を製造する際の各工程を示す工程図である。以下、この工程図を参照しながら各工程について説明する。

（１）試験片の作成
　（Ａ）Ｔｉインゴットの鋳造
　市販されている工業用純チタン（ＣＰ－Ｔｉ）と酸化チタン（ＴｉＯ_２）を、最終的に固溶して含まれることになる酸素（Ｏ）の量が後述の組成範囲となるように、各々秤量して各組成チタン原料を調製した。この各組成チタン原料を、不活性ガス雰囲気下で、高周波誘導溶解炉を用いて各々溶解し、各組成のチタン熔湯を得た。そして、このチタン熔湯を型に入れて冷却し、各組成のＴｉインゴットを得た。各組成のＴｉインゴットは、酸素（Ｏ）を０．０５８質量％～１．０質量％の範囲で含み、残部がチタン（Ｔｉ）と不可避的不純物である。

　（Ｂ）粗Ｔｉ板の製造
　次に、上記のようにして得られたＴｉインゴットを加熱炉に入れ、１２７３Ｋで１時間加熱し、加熱されたＴｉインゴットを加熱炉から取り出し、鍛造機で鍛造し、粗圧延して、厚さ２０ｍｍの粗Ｔｉ板を得た。

　（Ｃ）圧延Ｔｉ板の製造
　次に、上記のようにして得た粗Ｔｉ板を１２７３Ｋ（１０００℃）で１時間加熱して溶体化処理した後、水冷した。この粗Ｔｉ板を、８７３Ｋ（６００℃）の温度下で、圧延機により一方向にのみ複数回圧延して、板厚１．５ｍｍの圧延Ｔｉ板を得た。１回の圧延における狙い圧下率は、評価精度を担保するため、１０～２０％の一定とし、圧延回数は１５～３０回とした。圧延中は、温度降下しないように追加加熱して、８７３Ｋ（６００℃）の温度を保った。

　（ニ）Ｔｉ板の焼鈍
　次に、上記圧延で得られた圧延Ｔｉ板を８７３Ｋ（６００℃）の温度下で、０．５時間～４８時間、保持して圧延Ｔｉ板を焼鈍処理し、圧延により生じた内部歪みを除去した試験Ｔｉ板を得た。圧延Ｔｉ板を保持した時間は圧延Ｔｉ板内のα－Ｔｉ相の結晶の平均粒径が２０μｍ前後になるのに要する時間である。α－Ｔｉ相の結晶の平均粒径φを２０μｍ前後としたのは、圧延によって生じる優先配向の強度に対する粒径φの違いによる影響を排除するためである。

　圧延Ｔｉ板のα－Ｔｉ相の平均結晶粒径φは圧延Ｔｉ板の表面を光学顕微鏡で観察して確認した。最終的に得られた試験Ｔｉ板の組織は図２に示す通りであり、試験Ｔｉ板の組織のα－Ｔｉ相の平均結晶粒径φは２０μｍ前後であった。

　（ホ）試験片の作成
　次に、上記のようにして得られた試験Ｔｉ板の一部を、図３に示すように、ダンベル型（平行部の長さ３６ｍｍ）に切り取り、これを試験片とした。試験Ｔｉ板を切り取る方向は、ＲＤ方向（圧延方向）、ＴＤ方向（圧延方向と直角な方向）、これらと４５°をなす方向の３方向である。後述する比較例(Non control)の試験片は従来材(Conventional material)で作成した。従来材は本発明のような温間圧延は施してない。

（２）試験片の分析
　（イ）延性と強度
　　（ａ）延性
　上記のようにして作成した試験片を引張試験機にかけ、クロスヘッド速度０．５ｍｍ／ｍｉｎ、初期ひずみ速度２．３１×１０^－４（ｓ^－１）で引張試験を行い、延性（％）を測定した。延性（％）の測定は室温（２９８Ｋ）と低温（７７Ｋ）の２通りで行った。

　　（ｂ）強度
　また、上記のようにして作成した試験片を引張試験機にかけ、クロスヘッドスピード０．５ｍｍ／ｍｉｎ、初期ひずみ速度２．３１×１０^－４で引張試験を行い、この引張試験で得られた応力－ひずみ曲線から０．２％耐力（ＭＰａ）と引張強さ（ＭＰａ）を求めた。この引張試験は室温（２９８Ｋ）と低温（７７Ｋ）の２通りで行った。

　（ロ）結晶方位と極密度
　　（ａ）結晶方位
　試験Ｔｉ板のα－Ｔｉ相の結晶の（０００１）面と（１０－１０）面についてSchulzの反射法により回折Ｘ線の強度を測定して正極点図を得た。

　α－Ｔｉ相は、図４に示す結晶格子１０のような稠密六方構造をしている。同図に示すように、結晶格子１０の底面１２はミラー・ブラベー指数で（０００１）となり、結晶格子１０の柱面１４はミラー・ブラベー指数で（１０－１０）となる。矢印Ａは試験Ｔｉ板の長手方向を示す。

　Schulzの反射法によって得た正極点図は図５に示す通りとなった。図５に示された正極点図から、試験Ｔｉ板に含まれているα－Ｔｉ相の結晶は該結晶の結晶格子の（１０－１０）面が圧延方向（ＲＤ方向）に優先配向していることが判る。

　また、図５に示された正極点図から、試験Ｔｉ板に含まれているα－Ｔｉ相の結晶は該結晶の結晶格子の（０００１）面が圧延面に対して略平行になっていることが判る。

　　（ｂ）極密度
　集合組織測定はCuKα 線を用いたSchulzの反射法により行った。｛１０－１０｝，｛０００１｝，｛１０－１１｝，｛１０－１２｝の４種類の正極点図を計測した。また，それらの正極点図をもとに，Dahms-Bunge 法により結晶方位分布関数ODF(Orientation Distribution Function)を定めた。ODFをもとに逆極点図を描いて集合組織の主成分ならびに発達度（極密度）を決定した。極密度は、平均極密度を１とした時の倍数として表現した。

（３）極密度と延性と酸素濃度との関係
　（イ）延性と酸素濃度との関係
　　（ａ）室温の場合　前記のようにして求めた、各試験片の極密度と、延性（室温）と、酸素濃度のデータから、延性（％）と酸素濃度（質量％）との関係を示すグラフを極密度毎に作成したところ、図６に示す通りとなった。
　ここで、グラフは、極密度が２．５を超えている試験片と、極密度が１．４以上で２．５以下の試験片と、比較例(Non control)の試験片とについて各々作成した。

　図６に示された結果から、比較例(Non control)の試験片は、酸素（Ｏ）の濃度が０．５５質量％以上になると延性（％）が低下することがわかる。

　これに対し、極密度が２．５を超えている試験片は、酸素（Ｏ）の濃度（質量％）が０．５５質量％～０．８質量％になっても２０％以上の延性を有することがわかる。

　また、極密度が１．４以上の試験片は、酸素濃度が０．５５質量％～０．７質量％になっても２０％以上の延性を有することがわかる。

　　（ｂ）低温の場合　前記のようにして求めた各試験片の、極密度と、延性（７７Ｋ）と、酸素濃度のデータから、延性（％）と酸素濃度（質量％）との関係を示すグラフを作成したところ、図７に示す通りとなった。

　ここで、グラフは、極密度が２．５を超えている試験片と、極密度が１．４以上で２．５以下の試験片と、比較例(Non control)の試験片について各々作成した。

　図７に示された結果から、極密度が２．５を超えている試験片と、極密度が１．４以上で２．５以下の試験片は、低温（７７Ｋ）における延性が、固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．２５質量％未満では、室温における延性（％）と比べて、著しく大きくなっていることがわかる。

　（ロ）極密度と延性との関係
　前記のようにして求めた、各試験片の極密度と延性（％）と酸素濃度（質量％）とのデータから、極密度と延性（％）との関係を示すグラフを作成したところ、図８に示す通りとなった。

　ここで、極密度と延性（％）のデータは固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．２質量％以上の試験片のものである。また、延性（％）のデータは室温で測定して得たものである。

　図８に示された結果から、固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．２質量％以上の場合、極密度(Pole density)を１．４以上とすれば、２０％以上の延性(Elongation)を得ることができるということがわかる。

　（ハ）極密度と酸素濃度との関係
　前記のようにして求めた、各試験片の極密度と、酸素濃度のデータから、極密度と酸素濃度との関係を示すグラフを作成したところ、図９に示す通りとなった。

　ここで、極密度のデータは室温下の試験片について測定して得たものを使用した。
　また、図９のグラフは、延性が０％以上で１０％以下の試験片と、延性が１０％を超えて２０％以下の試験片と、延性が２０％を超えて３０％以下の試験片と、延性が３０％を超える試験片について各々作成した。

　また、延性が１０％以上で２０％未満の点▲と延性が２０％以上で３０％未満の点□との間で、延性が２０％以上になる限界点（酸素濃度：極密度）を求めた。図９の点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄが延性２０％以上になる限界点（酸素濃度：極密度）であった。点Ａは（０．１質量％：１．０５）、点Ｂは（０．７質量％：１．５）、点Ｃは（０．７７質量％：２．１）、点Ｄ（０．８９質量％：３．５）である。

　図９に示された結果から、固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．１質量％で極密度が１．０５である点Ａと、固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．７質量％で極密度が１．５である点Ｂと、固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．７７質量％で極密度が２．１である点Ｃと、固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．８９質量％で極密度が３．５である点Ｄとを結ぶ線より左上の領域にあれば、延性が２０％以上になることがわかる。

　（ニ）酸素濃度と引張強度との関係
　　（ａ）室温における引張強度
　前記のようにして求めた、各試験片の酸素濃度と引張強度とのデータから、酸素濃度（質量％）と引張強度(Tensile strength)（ＭＰａ）との関係を示すグラフを作成したところ、図１０に示す通りとなった。

　ここで、引張強度のデータは室温下の試験片について測定して得たものを使用した。また、図１０のグラフは、極密度が１．４以上で２．５以下の試験片と、極密度が２．５を超える試験片と、比較例(Non control)の試験片について各々作成した。

　図１０に示された結果から、いずれの試験片も、固溶している酸素（Ｏ）の濃度（質量％）が大きくなると、引張強度(Tensile strength)が大きくなることがわかる。

　　（ａ）室温における０．２%引張応力
　前記のようにして求めた、各試験片の酸素濃度と０．２%引張応力とのデータから、酸素濃度（質量％）と０．２%引張応力との関係を示すグラフを作成したところ、図１１に示す通りとなった。

　ここで、０．２%引張応力のデータは室温下の試験片について測定して得たものを使用した。また、図１１のグラフは、極密度が１．４以上で２．５以下の試験片と、極密度が２．５を超える試験片と、比較例(Non control)の試験片について各々作成した。

　図１１に示された結果から、いずれの試験片も、固溶している酸素（Ｏ）の濃度（質量％）が大きくなると、０．２%引張応力(0.2 proof stress)が大きくなることがわかる。

　　（ｃ）低温における引張強度(Tensile strength)
　前記のようにして求めた、各試験片の酸素濃度と引張強度とのデータから、低温（７７Ｋ）における酸素濃度（質量％）と引張強度(Tensile strength)（ＭＰａ）との関係を示すグラフを作成したところ、図１２に示す通りとなった。

　ここで、引張強度のデータは低温（７７Ｋ）下の試験片について測定して得たものを使用した。また、図１２のグラフは、極密度が１．４以上で２．５以下の試験片と、極密度が２．５を超える試験片と、比較例(Non control)の試験片について各々作成した。

　図１２に示された結果から、いずれの試験片も、固溶している酸素（Ｏ）の濃度が大きくなると、引張強度(Tensile strength)が大きくなることがわかる。

　また、優先配向している試験片は、低温（７７Ｋ）下において、引張強度(Tensile strength)が室温の場合より高くなることがわかる。

　チタン材は産業界において業として製造され、使用されている材料である。本発明に係るチタン材の製造方法の中で使用されている圧延や焼鈍も産業界において業として使用されている技術である。従って、本発明は産業上の利用可能性を有するものである。

１０　結晶格子
１２　柱面（１０－１０）
１４　底面（０００１）
　Ａ　延伸方向

Claims (25)

1. 　α－Ｔｉ相の結晶からなる集合組織を有し、該α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（１０－１０）が優先配向していることを特徴とするチタン材。
2. 　前記α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（０００１）が表面に対して略平行になっていることを特徴とする請求項１に記載のチタン材。
3. 　展延材からなり、前記α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（１０－１０）が延伸方向に優先配向していることを特徴とする請求項１又は２に記載のチタン材。
4. 　前記展延材が圧延材、押し出し材、引き抜き材又は鍛造材であることを特徴とする請求項３に記載のチタン材。
5. 　圧延材からなり、前記α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（１０－１０）が圧延方向（ＲＤ方向）に優先配向していることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のチタン材。
6. 　圧延材からなり、前記α－Ｔｉ相の結晶の結晶格子の面（０００１）が圧延面に対して略平行になっていることを特徴とする請求項５に記載のチタン材。
7. 　純チタン又はチタン合金（α型、α＋β型）からなることを特徴とする請求項１～６のいずれかに記載のチタン材。
8. 　前記α－Ｔｉ相の結晶がα相安定型元素を固溶していることを特徴とする請求項１～７のいずれかに記載のチタン材。
9. 　前記α相安定型元素が酸素（Ｏ），窒素（Ｎ），アルミニウム（Ａｌ），スズ（Ｓｎ），炭素（Ｃ）又はガリウム（Ｇａ）から選択された１種又は２種以上であることを特徴とする請求項８に記載のチタン材。
10. 　前記α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．２質量％以上で、優先配向の強度が極密度で１．４以上であることを特徴とする請求項５又は６に記載のチタン材。
11. 　前記α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．５５質量％以上から０．８５質量％未満の範囲にあり、極密度が１．４以上であることを特徴とする請求項５又は６に記載のチタン材。
12. 　前記α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度が０．２５質量％未満で、極密度が１．４以上であることを特徴とする請求項５又は６に記載のチタン材。
13. 　前記α－Ｔｉ相の結晶に固溶している酸素（Ｏ）の濃度と極密度が、酸素（Ｏ）の濃度と極密度との関係を示すグラフにおいて、酸素（Ｏ）の濃度が０．１質量％で極密度が１．０５である点Ａと、酸素（Ｏ）の濃度が０．７質量％で極密度が１．５である点Ｂと、酸素（Ｏ）の濃度が０．７７質量％で極密度が２．１である点Ｃと、酸素（Ｏ）の濃度が０．８９質量％で極密度が３．５である点Ｄとをこの順に結ぶ線より左上の領域にあることを特徴とする請求項５又は６に記載のチタン材。
14. 　前記α－Ｔｉ相の結晶の結晶粒の平均粒径φが１μｍ以上であることを特徴とする請求項１～１３のいずれかに記載のチタン材。
15. 　前記展延材が板材、棒材、管材、線材又は膜材であることを特徴とする請求項３に記載のチタン材。
16. 　β－Ｔｉ相の結晶を含み、該β－Ｔｉ相の結晶がβ相安定型元素を含んでいることを特徴とする請求項１～１５のいずれかに記載のチタン材。
17. 　前記β相安定型元素がモリブデン（Ｍｏ），ニオブ（Ｎｂ），タンタル（Ｔａ），バナジウム（Ｖ）又はレニウム（Ｒｅ）から選択された１種又は２種以上であることを特徴とする請求項１６に記載のチタン材。
18. 　不可避不純物を含んでいることを特徴とする請求項１～１７のいずれかに記載のチタン材。
19. 　前記請求項１～１８のいずれかに記載のチタン材を加工してなるチタン製品。
20. 　粗チタン材を展延して展延チタン材を得る展延工程と、該展延工程で得られた該展延チタン材を加熱保持して該展延チタン材の内部歪みを除去する焼鈍工程とを有し、該展延工程における展延を５５０℃以上の温度からβ変態点温度未満の温度範囲で、一方向に複数回行い、該焼鈍工程における加熱保持を５５０℃以上の温度からβ変態点温度未満の温度範囲で行うことを特徴とするチタン材の製造方法。
21. 　前記展延工程における１回の展延当たりの減面率が１０％以上から２０％未満の範囲にあることを特徴とする請求項２０に記載のチタン材の製造方法。
22. 　前記展延工程における総減面率が９０％以上から９９．５％未満の範囲にあることを特徴とする請求項２０又は２１に記載のチタン材の製造方法。
23. 　前記粗チタン材に溶体化処理を施す溶体化処理工程を前記展延工程の前に有していることを特徴とする請求項２０に記載のチタン材の製造方法。
24. 　前記展延工程における展延が圧延、押し出し、引き抜き又は鍛造であることを特徴とする請求項２０に記載のチタン材の製造方法。
25. 　前記粗チタン材が純チタン又はチタン合金（α型、α＋β型）であることを特徴とする請求項２０に記載のチタン材の製造方法。

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