WO2024100802A1 - チタン材、化学装置部品、及び化学装置 - Google Patents

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WO2024100802A1
WO2024100802A1 PCT/JP2022/041712 JP2022041712W WO2024100802A1 WO 2024100802 A1 WO2024100802 A1 WO 2024100802A1 JP 2022041712 W JP2022041712 W JP 2022041712W WO 2024100802 A1 WO2024100802 A1 WO 2024100802A1
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titanium material
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compound particles
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Inventor
浩史 神尾
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日本製鉄株式会社
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  • the present invention relates to titanium materials, chemical equipment parts, and chemical equipment.
  • Industrially pure titanium exhibits excellent corrosion resistance even in seawater, where general-purpose stainless steels such as SUS304 would corrode. Taking advantage of this high corrosion resistance, industrially pure titanium is used in seawater desalination plants, etc.
  • Patent Document 1 discloses an alloy to which a platinum group element such as Pd has been added.
  • Patent Document 2 and Non-Patent Document 1 disclose alloys to which a platinum group element has been added and in which an intermetallic compound has been precipitated.
  • titanium alloys use rare elements such as Pd, which increases the material cost. This means that there is an economic challenge of improving the corrosion resistance of titanium without using expensive rare elements. As a result, several proposals have been made regarding titanium alloys that do not require the use of rare elements and utilize general-purpose elements.
  • Patent Document 3 discloses an invention in which the corrosion resistance and strength of Ti are improved by adding C.
  • Non-Patent Document 2 describes a technology for manufacturing steel in which carbides with an average particle diameter of several hundred nm or less are precipitated by adding small amounts of elements that easily form carbides, such as Ti, Cr, V, and Nb, to the steel.
  • Non-Patent Document 3 describes a technology for precipitating carbides (TiC) with an average particle diameter of several hundred nm or less on the surface layer of commercially pure titanium.
  • the titanium material described in Patent Document 3 has precipitated titanium and carbon-containing compound particles with an average diameter of several ⁇ m or more.
  • the diameter of the titanium and carbon-containing compound particles is as large as several ⁇ m or more, the titanium and carbon-containing compound particles themselves and the interface between the titanium and carbon-containing compound particles and the parent phase are likely to become the starting point of cracks. Therefore, the titanium material described in Patent Document 3 has problems with ductility (total elongation), workability, and strength-ductility balance.
  • the ductility of the titanium material described in Patent Document 3 is less than 30%.
  • general-purpose industrial titanium plates used in heat exchangers and plant components require a total elongation of 30% or more.
  • titanium material is subjected to heat treatment that does not form compound particles that contain titanium and carbon and have a large average diameter, which are likely to become the starting point of cracks, the issues of ductility, workability, and strength-ductility balance may be resolved.
  • there is a problem that localized corrosion occurs in the titanium material as shown in Figure 3B.
  • the occurrence of localized corrosion not only significantly deteriorates corrosion resistance and increases the corrosion rate, but also induces stress corrosion cracking with the localized corrosion as the starting point. For this reason, titanium materials that are prone to localized corrosion may have poor stress corrosion cracking resistance.
  • erosion due to general corrosion may become a problem.
  • Non-Patent Document 2 describes a technique for manufacturing steel in which carbides with an average particle diameter of several hundred nm or less are precipitated by adding small amounts of elements that easily form carbides, such as Ti, Cr, V, and Nb, to the steel.
  • carbides with an average particle diameter of several hundred nm or less are precipitated by adding small amounts of elements that easily form carbides, such as Ti, Cr, V, and Nb, to the steel.
  • titanium materials contain Ti atoms that easily form carbides throughout, it is not possible to manufacture titanium materials in which carbides with an average particle diameter of several hundred nm or less are precipitated using a similar method.
  • Non-Patent Document 3 describes a technology for forming compound particles containing titanium and carbon with an average diameter of several hundred nanometers or less on the surface layer of commercially pure titanium, but the compound particles containing titanium and carbon are only formed on the surface layer, and it is not possible to form compound particles containing titanium and carbon with an average diameter of several hundred nanometers or less in bulk titanium metal using a similar method.
  • the objective of the present invention is to provide titanium materials, chemical equipment parts, and chemical equipment that have improved ductility, workability, strength-ductility balance, corrosion resistance, localized corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • the gist of the present invention is as follows:
  • a titanium material according to one embodiment of the present invention has, by mass%, C: 0.100-0.300%, N: 0.000-0.030%, Si: 0.000-0.100%, Fe: 0.000-0.300%, S: 0.0300% or less, P: 0.0300% or less, H: 0.000-0.015%, O: 0.000-0.250%, B: 0.000-0.300%, and Al: 0.
  • the contents, by mass, of S are preferably 0.0001 to 0.0300% and P is preferably 0.0001 to 0.0300%.
  • the A value calculated by substituting the results of an analysis of the titanium and carbon-containing compound particles by X-ray diffraction into the following formula is 0.10 or more.
  • I TiC is a representative value of the integrated intensity of TiC, which is a type of compound particle containing titanium and carbon
  • I Ti2C is a representative value of the integrated intensity of Ti 2 C, which is a type of compound particle containing titanium and carbon
  • I TiC(hkl) is the integrated intensity measured at each Miller index of the TiC
  • I Ti2C(hkl) is the integrated intensity measured at each Miller index of the Ti 2 C
  • R TiC(hkl) is a coefficient corresponding to each Miller index of the TiC
  • R Ti2C(hkl) is a coefficient corresponding to each Miller index of the Ti 2 C
  • n is 5, and the correspondence between R TiC(hkl) and R Ti2C(hkl) and each Miller index is as shown in the table below.
  • the titanium material according to any one of (1) to (3) above preferably contains Ti 3 C 2 .
  • a chemical equipment part according to another aspect of the present invention includes the titanium material according to any one of (1) to (4) above.
  • a chemical equipment according to another aspect of the present invention includes the chemical equipment part described in (5) above.
  • the present invention makes it possible to provide titanium materials that have excellent ductility, workability, strength-ductility balance, corrosion resistance, localized corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • FIG. 1 is an example of a metal structure photograph of a titanium material produced by the production method according to this embodiment. This is an example of a metal photograph of a titanium material manufactured by a conventional manufacturing method.
  • the black contrast area is TiC.
  • Figure 2A is a quote from Patent Document 3. This is an example of a metal photograph of a titanium material manufactured by a conventional manufacturing method.
  • the black contrast area is TiC.
  • 1 is an example of a surface SEM image of a titanium material manufactured by the manufacturing method according to this embodiment after a corrosion resistance test in a hydrochloric acid aqueous solution.
  • 1 is an example of a surface SEM image of a titanium material manufactured by a conventional manufacturing method after a corrosion resistance test in a hydrochloric acid solution, where the arrows indicate pitting corrosion.
  • 1A to 1C are schematic diagrams illustrating a method for annealing a titanium material according to an embodiment of the present invention.
  • 1 is a diagram showing the relationship between the average diameter of compound particles containing titanium and carbon and the strength-ductility balance.
  • 1 is a diagram showing the relationship between the average diameter of compound particles containing titanium and carbon and the total elongation.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the A value (an index value of the proportion of Ti 2 C in the formed titanium and carbon-containing compound particles) and corrosion resistance.
  • the inventors have found that in order to improve the ductility, workability, strength-ductility balance, corrosion resistance, localized corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance of titanium material, it is effective to mainly (1) set the C content to 0.10 to 0.30%, and (2) set the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon formed in the titanium material to 400 nm or less.
  • FIG. 1 is an example of a metal structure photograph of a titanium material produced by the production method according to this embodiment.
  • FIG. 2A and FIG. 2B are examples of metal structure photographs of titanium materials produced by conventional production methods.
  • FIG. 2A is a citation from Patent Document 3.
  • the black contrast areas are TiC.
  • FIG. 3A is an example of a surface SEM image of the titanium material according to this embodiment after a corrosion resistance test in a hydrochloric acid solution.
  • FIG. 3B is an example of a surface SEM image of a conventional titanium material after a corrosion resistance test in a hydrochloric acid solution. Localized corrosion has occurred on the surface of the conventional titanium material.
  • the area marked with an arrow in FIG. 3B is the area where localized corrosion has occurred.
  • the corrosion resistance and localized corrosion resistance of the titanium material according to this embodiment have been greatly improved.
  • the inventors have confirmed that the titanium material according to this embodiment is also very excellent in other characteristics.
  • the inventors have found that it is preferable to set the index value (value A described later) of the ratio of TiC to Ti2C in the compound particles containing titanium and carbon to 0.10 or more in order to further improve various properties.
  • the inventors have found that it is more preferable for the compound particles containing titanium and carbon to contain Ti3C2 .
  • the titanium and carbon-containing compound particles play an important role in order to realize excellent ductility, workability, strength-ductility balance, corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • the type of the titanium and carbon-containing compound particles is not particularly limited as long as the size of the titanium and carbon-containing compound particles is within the above-mentioned range, but for the above-mentioned reasons, Ti2C or Ti3C2 is more preferable.
  • the inventors have discovered that by subjecting a titanium alloy containing C to cold working at a working rate of 10% or more, followed by a specific heat treatment, the average diameter of the titanium and carbon-containing compound particles formed in the titanium material can be reduced to 400 nm or less.
  • the following describes the heat treatment applied to one example of the manufacturing method for titanium material according to this embodiment.
  • the titanium material according to this embodiment can be obtained, for example, by cold working a semi-finished titanium material containing C with a processing rate of 10% or more, followed by heat treatment.
  • the residence time or holding time at a relatively low temperature of 200 to 590°C is ensured to be longer than in conventional heat treatments.
  • the diffusion rate of elements contained in titanium or titanium material is not sufficient, so recrystallization and phase transformation do not proceed sufficiently. Therefore, the above temperature range has not been utilized in the prior art.
  • the present inventors have found that by cold working a titanium material semi-finished product containing a predetermined amount of C, and then subjecting it to a heat treatment or a heating before heat treatment at a specific average heating rate in the above temperature range, small compound particles containing titanium and carbon can be formed, and further, these compound particles containing titanium and carbon can be made into Ti2C or Ti3C2 , which are metastable phases.
  • Ti 2 C and Ti 3 C 2 are metastable phases that are unstable in terms of thermodynamic equilibrium and mechanics compared to TiC.
  • the residence time or holding time at 200 to 590 ° C is secured longer than in the past, and Ti 2 C or Ti 3 C 2 may be formed during this thermal history.
  • the formed Ti 2 C and Ti 3 C 2 have a slow particle growth rate compared to TiC, so the average particle diameter can be 400 nm or less.
  • the average particle diameter of Ti 2 C and Ti 3 C 2 before transformation is small, the average particle diameter can be 400 nm or less even after transformation to TiC.
  • titanium material having the above-mentioned characteristics is used as one of the materials for chemical equipment components or chemical equipment, it exhibits excellent contact resistance, hydrogen overvoltage, and oxygen overvoltage.
  • the main features of the titanium material according to this embodiment are the chemical composition of the titanium material and the state of the compound particles containing titanium and carbon contained in the titanium material. Therefore, the shape of the titanium material is not particularly limited.
  • the titanium material is made into a titanium plate, titanium foil, titanium strip, or titanium coil, it is preferable to set the plate thickness to 0.1 to 6.0 mm, for example, but other plate thicknesses can also be appropriately adopted.
  • the titanium material may have other shapes such as a rod shape.
  • the diameter When the titanium material is made into a rod wire shape, it is preferable to set the diameter to 1 to 10 mm, for example, but other diameters can also be appropriately adopted.
  • the titanium material When the titanium material is made into a tube shape, it is preferable to set the diameter to 10 to 300 mm, for example, but other diameters can also be appropriately adopted.
  • a titanium material whose chemical composition and the state of the compound particles containing titanium and carbon are within the ranges described below is considered to be the titanium material according to this embodiment. Since the titanium material according to this embodiment has improved corrosion resistance, oxides and hydrates that function as protective layers are easily formed on the surface layer of the titanium material. In addition, the titanium material according to this embodiment may react with sulfuric acid contained in the environment during use in a corrosive environment to form sulfides on the surface. Even when such a protective layer or sulfides are formed on the surface, the titanium material according to this embodiment is still considered to be the titanium material according to this embodiment.
  • C plays an important role in improving ductility, workability, strength-ductility balance, corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance. As the C content increases, the corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance improve. The effect of improving corrosion resistance due to the C content is significantly expressed when the C content is 0.100% or more.
  • the preferred C content is 0.280% or less, and more preferably 0.250% or less.
  • the C content is set to 0.300% or less.
  • the C content is preferably 0.120% or more, and more preferably 0.150% or more.
  • N has a strength improving effect, but in the titanium material according to this embodiment, the strength is ensured by another means. Therefore, the lower limit of the N content may be 0.000%. The lower limit of the N content may be 0.005%, more preferably 0.010%.
  • N is an interstitial solid solution element, just like C, which plays an important role in improving the corrosion resistance of the titanium material according to this embodiment. Therefore, an increase in the N content may cause a decrease in the solid solution content of C and may adversely affect the formation behavior of compound particles containing titanium and carbon. Therefore, the N content is set to 0.030% or less.
  • the preferred N content is 0.025% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • Si is a relatively inexpensive element and is effective in improving heat resistance (oxidation resistance, high-temperature strength).
  • the lower limit of the Si content may be 0.000%.
  • a more preferable lower limit of the Si content is 0.003%, and a more preferable upper limit of the Si content is 0.080%.
  • the Si content is set to 0.100% or less. More preferable upper limits of the Si content are 0.080%, 0.060%, or 0.040%.
  • the lower limit of the Fe content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Fe content is preferably 0.020%, and more preferably 0.030%.
  • the Fe content is set to 0.300% or less.
  • the preferred upper limit of the Fe content is 0.250%, and more preferably 0.200%.
  • the Fe content may be less than 0.100%, or 0.080% or less.
  • the lower limit of the S content may be 0.0000%.
  • S has a strength improving effect.
  • S is an element effective in improving the interface contact resistance.
  • the titanium material according to this embodiment is contained in a chemical equipment part and a chemical equipment, and is used in an aqueous solution for a long time and a passive film grows, S contained in the titanium material has a large effect of suppressing the increase in the interface contact resistance.
  • the lower limit of the S content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and even more preferably 0.0010%.
  • the S content is set to 0.0300% or less.
  • the preferred upper limit for S content is 0.0250%, and more preferably 0.0200%.
  • P is not essential in the titanium material according to this embodiment. Therefore, the lower limit of the P content may be 0.0000%.
  • P is an element effective in improving strength.
  • P is an element effective in improving the interfacial contact resistance.
  • the titanium material according to this embodiment is contained in a chemical equipment part and a chemical equipment, and is used in an aqueous solution for a long time, and a passive film grows, the P contained in the titanium material has a large effect of suppressing the increase in the interfacial contact resistance.
  • the lower limit of the P content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and even more preferably 0.0010%.
  • the P content increases, the ductility and toughness deteriorate. Furthermore, the inclusion of P in compound particles containing titanium and carbon may adversely affect the formation behavior of the compound particles. In particular, the amount of compound particles containing titanium and carbon may become excessive. Therefore, the P content is set to 0.0300% or less.
  • the preferred upper limit of the P content is 0.0250%, and more preferably 0.0200%.
  • H is an element that forms titanium hydride and deteriorates the ductility and toughness of the material. Therefore, the lower the H content, the better. Therefore, the H content may be 0.000%.
  • the H content is limited to 0.015% or less.
  • the preferred upper limit of the H content is 0.013% or 0.010%.
  • commercially available sponge titanium can be used as the melting raw material.
  • high purity titanium can be used as the melting raw material.
  • the H content of the titanium material according to this embodiment is preferably 0.001% or more.
  • a more preferable lower limit for the H content is 0.005%.
  • O is an element effective for improving strength, but is not essential in the titanium material according to this embodiment.
  • O content increases, the ductility and toughness of the titanium material deteriorate.
  • O is an interstitial solid solution element, just like C, which plays an important role in improving corrosion resistance in the titanium material according to this embodiment. Therefore, an increase in the O content may reduce the solid solution content of C and adversely affect the formation behavior of compound particles containing titanium and carbon. In particular, the amount of compound particles containing titanium and carbon may become excessive. Therefore, the O content may be 0.000%.
  • the O content is 0.250% or less.
  • the preferred upper limit of the O content is 0.200%, more preferably 0.180%.
  • a high-purity titanium sponge can be used from among commercially available titanium sponges.
  • high-purity titanium can be used as the melting raw material.
  • the lower limit of the O content is preferably 0.020%, and more preferably 0.030%.
  • the lower limit of the B content may be 0.000%.
  • the lower limit of the B content may be 0.005%, more preferably 0.010%.
  • B is an interstitial solid solution element, just like C, which plays an important role in improving the corrosion resistance of the titanium material according to this embodiment. Therefore, an increase in the B content may cause a decrease in the solid solution content of C or may adversely affect the formation behavior of compound particles containing titanium and carbon. Therefore, the B content is set to 0.300% or less.
  • the preferred B content is 0.100% or less, more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the Al content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.010%, more preferably 0.020%.
  • the Al content is set to 0.000 to 0.500%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.350%, more preferably 0.200%.
  • Ca has the effect of improving local corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance, but in the titanium material according to this embodiment, local corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance are ensured by another means. Therefore, the lower limit of the Ca content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.002%, more preferably 0.005%.
  • the Ca content is set to 0.000 to 0.200%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.100%, more preferably 0.040%.
  • the lower limit of the Sc content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Sc content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%.
  • the Sc content is set to 0.000 to 0.100%.
  • the upper limit of the Sc content is preferably 0.060%, more preferably 0.030%.
  • the lower limit of the V content may be 0.000%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.010%, more preferably 0.020%.
  • V is a strong ⁇ -stabilizing element. If the V content is large, it becomes difficult to obtain a structure mainly composed of ⁇ phase. Therefore, the V content is set to 0.500% or less.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.200%, more preferably 0.100%.
  • the lower limit of the Co content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Co content is preferably 0.010%, more preferably 0.020%.
  • Co is an element that can form a compound with Ti. If the Co content is large, a compound of Co and Ti is formed, and the ductility and workability of the titanium material are deteriorated. Therefore, the Co content is set to 0.600% or less.
  • the upper limit of the Co content is preferably 0.100%, more preferably 0.050%.
  • Ni has the effect of improving corrosion resistance and local corrosion resistance, but in the titanium material according to this embodiment, the corrosion resistance and local corrosion resistance are ensured by another means. Therefore, the lower limit of the Ni content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.002%, more preferably 0.005%.
  • Ni is an element that can form a compound with Ti. If the Ni content is large, a compound of Ni and Ti is formed, and the ductility and workability of the titanium material are deteriorated. Therefore, the Ni content is set to 0.400% or less.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.200%, more preferably 0.150%.
  • the lower limit of the Zn content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Zn content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
  • the Zn content is set to 0.000 to 0.300%.
  • the upper limit of the Zn content is preferably 0.150%, more preferably 0.050%.
  • Ga has the effect of improving local corrosion resistance, but in the titanium material according to this embodiment, local corrosion resistance is ensured by another means. Therefore, the lower limit of the Ga content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Ga content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%.
  • the Ga content is set to 0.000 to 0.200%.
  • the upper limit of the Ga content is preferably 0.100%, more preferably 0.050%.
  • Ge has the effect of improving local corrosion resistance, but in the titanium material according to this embodiment, local corrosion resistance is ensured by another means. Therefore, the lower limit of the Ge content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Ge content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%.
  • the Ge content is set to 0.000 to 0.200%.
  • the upper limit of the Ge content is preferably 0.100%, more preferably 0.050%.
  • Y has the effect of improving local corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance
  • the lower limit of the Y content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Y content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
  • the Y content is set to 0.000 to 0.300%.
  • the upper limit of the Y content is preferably 0.120%, more preferably 0.060%.
  • Nb has the effect of improving corrosion resistance, but in the titanium material according to this embodiment, corrosion resistance is ensured by another means. Therefore, the lower limit of the Nb content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.050%, more preferably 0.070%.
  • the Nb content is set to 0.000 to 0.150%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.130%, more preferably 0.100%.
  • the lower limit of the Mo content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.005%, more preferably 0.010%.
  • the Mo content is set to 0.250% or less.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.200%, more preferably 0.100%.
  • the lower limit of the Ag content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Ag content is preferably 0.010%, more preferably 0.015%.
  • the ductility of the titanium material deteriorates with increasing Ag content. Therefore, the Ag content is set to 0.000 to 0.100%.
  • the upper limit of the Ag content is preferably 0.080%, more preferably 0.060%.
  • the lower limit of the Cd content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Cd content is preferably 0.005%, more preferably 0.010%.
  • the ductility of the titanium material deteriorates with an increase in the Cd content. Therefore, the Cd content is set to 0.000 to 0.200%.
  • the upper limit of the Cd content is preferably 0.120%, more preferably 0.080%.
  • the lower limit of the In content may be 0.000%.
  • the lower limit of the In content is preferably 0.005%, more preferably 0.008%.
  • the In content is set to 0.000 to 0.100%.
  • the upper limit of the In content is preferably 0.070%, more preferably 0.050%.
  • the lower limit of the Sb content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Sb content is preferably 0.002%, more preferably 0.005%.
  • the Sb content is set to 0.000 to 0.100%.
  • the upper limit of the Sb content is preferably 0.060%, more preferably 0.050%.
  • the lower limit of the Bi content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Bi content is preferably 0.002%, more preferably 0.005%.
  • the Bi content is set to 0.000 to 0.180%.
  • the upper limit of the Bi content is preferably 0.150%, more preferably 0.080%.
  • the lower limit of the Hf content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Hf content is preferably 0.002%, more preferably 0.004%.
  • the Hf content is set to 0.000 to 0.300%.
  • the upper limit of the Hf content is preferably 0.240%, more preferably 0.140%.
  • Ta has the effect of improving corrosion resistance, but in the titanium material according to this embodiment, corrosion resistance is ensured by another means. Therefore, the lower limit of the Ta content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Ta content is preferably 0.020%, more preferably 0.050%.
  • the Ta content is set to 0.000 to 0.300%.
  • the upper limit of the Ta content is preferably 0.250%, more preferably 0.220%.
  • W has the effect of improving corrosion resistance, but in the titanium material according to this embodiment, corrosion resistance is ensured by another means. Therefore, the lower limit of the W content may be 0.000%.
  • the lower limit of the W content is preferably 0.050%, more preferably 0.080%.
  • the W content is set to 0.000 to 0.600%.
  • the upper limit of the W content is preferably 0.500%, more preferably 0.450%.
  • Re has the effect of improving corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance, but in the titanium material according to this embodiment, strength is ensured by another means. Therefore, the lower limit of the Re content may be 0.000%.
  • the lower limit of the Re content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%.
  • the Re content is set to 0.000 to 0.300%.
  • the upper limit of the Re content is preferably 0.100%, more preferably 0.050%.
  • the lower limit of the Au content may be 0.000%.
  • the lower limit of the total Au content is preferably 0.005%, more preferably 0.010%.
  • the ductility of the titanium material deteriorates with increasing Au content. Therefore, the Au content is set to 0.000 to 0.100%.
  • the upper limit of the Au content is preferably 0.080%, more preferably 0.040%.
  • Pt, Pd, Ru, Ir, Rh, and Os 0.000 to 0.200% in total>
  • Pt, Pd, Ru, Ir, Rh, and Os have the effect of improving corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance
  • the strength of the titanium material according to this embodiment is ensured by another means. Therefore, the lower limit of the total content of Pt, Pd, Ru, Ir, Rh, and Os may be 0.000%.
  • the lower limit of the total content of Pt, Pd, Ru, Ir, Rh, and Os is preferably 0.002%, more preferably 0.004%.
  • the total content of Pt, Pd, Ru, Ir, Rh, and Os is 0.200% or less.
  • the preferred upper limit of the total content of Pt, Pd, Ru, Ir, Rh, and Os is 0.080%, more preferably 0.060%.
  • ⁇ Total content of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr 0.00 to 0.20%>
  • Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr have little effect in improving corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • the present inventors have found that by adding a small amount of one or more of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr to a titanium material containing 0.10 to 0.30% C, and then performing cold working at a rolling reduction of 10% or more, and then performing heat treatments of patterns A, B, and C described below, it is possible to further improve corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • titanium materials that contain C such as the titanium material according to this embodiment, by containing one or more of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr in a total of 0.01% or more, the passive film mainly composed of titanium oxide is made more difficult to dissolve, and the corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance are further improved.
  • Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr are not essential, and the total content of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr may be 0.00% or less than 0.01%.
  • the total content of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr is 0.01% or more, the effect of improving corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance can be further improved. Therefore, when one or more of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr are contained, the lower limit of the total content of these elements may be 0.01%, 0.02%, or 0.05%.
  • the upper limit of the total content of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr is set to 0.20% or less.
  • the preferred upper limit of the total content of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr is preferably 0.10%, more preferably 0.08%. Note that Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr may be contained alone or in combination of two or more kinds.
  • the remainder of the chemical composition of the titanium material according to this embodiment is Ti and impurities.
  • Impurities refer to components that are mixed into the titanium material due to various factors in the raw materials or manufacturing process, for example, when the titanium material is manufactured industrially, and are acceptable within a range that does not adversely affect the titanium material according to this embodiment.
  • the titanium material according to this embodiment contains particles such as inclusions and precipitates whose main components are titanium and carbon.
  • the particles contained in titanium material improve the strength of the titanium material, but reduce the ductility and workability of the titanium material. Therefore, in conventional titanium materials that ensured strength by using compound particles containing titanium and carbon, the ductility was not necessarily sufficient.
  • the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon is set to 400 nm or less. This makes it possible to achieve a high level of strength, ductility, and workability of the titanium material, thereby achieving an excellent balance of strength and ductility.
  • the compound particles containing titanium and carbon improve the corrosion resistance of the titanium material.
  • the size of the compound particles containing titanium and carbon is inappropriate, the improvement in localized corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance is not sufficient. For this reason, in this embodiment, the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon is controlled.
  • the preferred lower limit of the average diameter of the titanium and carbon-containing compound particles is 1 nm, and more preferably 2 nm.
  • the preferred upper limit of the average diameter of the titanium and carbon-containing compound particles is 200 nm, and more preferably 150 nm, and even more preferably 100 nm, and even more preferably 10 nm.
  • the other configurations of the metal structure are not particularly limited. Preferred examples of the metal structure are shown below.
  • ⁇ Maximum particle diameter preferably 5 ⁇ m (5000 nm) or less> Coarse particles are permitted in the titanium material as long as the average diameter of the titanium and carbon-containing compound particles is within the above-mentioned range.
  • the maximum particle size of the particles contained in the titanium material may be specified as 5 ⁇ m or less.
  • the A value which is an index value of the ratio of Ti 2 C, is 0.10 or more>
  • the type of main carbide constituting the titanium and carbon-containing compound particles is not particularly limited. As long as the average diameter of the titanium and carbon-containing compound particles is 400 nm or less, good characteristics can be obtained regardless of the type of carbide contained in the particles.
  • the various carbides that can be formed in titanium materials are mainly TiC.
  • Ti 2 C is preferred for further improving the properties of titanium materials. Therefore, in the titanium material according to the present embodiment, the amount of Ti 2 C may be specified via the A value calculated by the following formula:
  • I TiC is a representative value of the integrated intensity of TiC, which is a type of compound particle containing titanium and carbon
  • I Ti2C is a representative value of the integrated intensity of Ti 2 C, which is a type of compound particle containing titanium and carbon
  • I TiC(hkl) is the integrated intensity measured at each Miller index of TiC
  • I Ti2C(hkl) is the integrated intensity measured at each Miller index of Ti 2 C
  • R TiC(hkl) is a coefficient corresponding to each Miller index of TiC
  • R Ti2C(hkl) is a coefficient corresponding to each Miller index of Ti 2 C
  • n is 5.
  • the correspondence between R TiC(hkl) and R Ti2C(hkl) and each Miller index is as follows:
  • the A value is an index value of the ratio of TiC and Ti 2 C in the compound particles containing titanium and carbon formed on the titanium material. A specific method for measuring the A value will be described later.
  • the type of carbide is not limited, and therefore the A value may be 0.
  • the compound particles containing titanium and carbon contain almost no Ti 2 C.
  • Ti 2 C is a metastable phase that is unstable both in terms of thermodynamic equilibrium and mechanically compared to TiC.
  • the critical resolved shear stress of Ti 2 C is smaller than that of TiC. Therefore, the titanium material containing Ti 2 C is easy to plastically deform.
  • titanium materials formed with TiC or compound particles containing titanium and carbon
  • the strength of the titanium material can be improved without impairing ductility or workability. Therefore, it is preferable to make the A value 0.10 or more.
  • the ductility and workability of the titanium material can be further improved, and the strength-ductility balance can be further improved.
  • the titanium material formed with Ti2C is more excellent in terms of corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • Ti2C has a higher cathodic reaction promotion ability than TiC, and can promote the potential nobleness of not only the compound particles containing titanium and carbon, but also the titanium material itself containing the compound particles.
  • Titanium materials have a wide passivation region in the noble potential region. Therefore, the potential of the titanium material itself becomes noble, and passivation is promoted, resulting in more excellent corrosion resistance. That is, by making the A value 0.10 or more and increasing the proportion of Ti2C , passivation of titanium is further promoted, and corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance are improved.
  • the preferred lower limit of the A value is 0.40, more preferably 0.60, and even more preferably 0.80.
  • Ti3C2 ⁇ Type of compound particles containing titanium and carbon: More preferably, containing Ti3C2 > The energy state of the electrons derived from the C atoms constituting Ti3C2 is different from that of TiC and Ti2C .
  • the titanium material according to this embodiment includes Ti3C2 .
  • Ti3C2 is a metastable phase that is unstable both thermodynamically and mechanically compared to TiC.
  • the critical resolved shear stress of Ti3C2 is smaller than that of TiC. Therefore, titanium materials containing Ti3C2 are easily plastically deformed. In titanium materials, it is usually difficult to achieve strength, ductility, and workability at the same time.
  • Ti3C2 which is easily plastically deformed, is formed in a titanium material, the strength can be improved without impairing ductility or workability. That is, by containing Ti2C3 in a titanium material, the ductility such as elongation and workability can be further improved, and further the strength-ductility balance can be further improved. This effect is the same as that of Ti2C .
  • the effect of Ti3C2 in improving the interface contact resistance, hydrogen overvoltage, and oxygen overvoltage of the titanium material is greater than that of Ti2C .
  • the titanium material formed by Ti3C2 is even more excellent. This is because the electrical conductivity, hydrogen and oxygen generating ability of Ti3C2 are higher than those of other titanium and carbon-containing compound particles such as TiC.
  • the titanium material may contain both Ti2C and Ti3C2 . It is most preferable that the A value in the titanium material is 0.10 or more and the titanium material contains Ti3C2 .
  • the critical shear decomposition stress of Ti2C and Ti3C2 with an average diameter of 400 nm or less is smaller than the critical shear decomposition stress of TiC. Therefore, by using Ti2C and Ti3C2 , it is possible to obtain a titanium material that is more excellent in various corrosion resistances described below, and that has higher levels of ductility such as high elongation, workability, and strength-ductility balance.
  • the ratio of TiC and Ti 2 C in the titanium and carbon-containing compound particles, and the presence or absence of Ti 3 C 2 in the compound particles are affected by the heat treatment pattern and heat treatment conditions. Specifically, the state of these compound particles depends on the residence time and holding time at a relatively low temperature of 200 to 590°C. The longer the residence time or holding time at 200 to 590°C at which metastable Ti 2 C or Ti 3 C 2 is formed, the larger the ratio of Ti 2 C present in the final material can be, and further, Ti 3 C 2 can be formed.
  • the index value of the ratio of TiC and Ti2C in the formed titanium and carbon-containing compound particles can be made 0.10 or more, and Ti3C2 can be further formed .
  • the titanium material formed by Ti2C and Ti3C2 is significantly superior to the titanium material formed by TiC.
  • Ti2C and Ti3C2 have a higher cathodic reaction promotion ability than TiC, and can promote the potential ennoblement of not only the compound particles containing titanium and carbon, but also the titanium material itself containing the compound particles. Titanium has a wide passive region in the high potential region. Therefore , by increasing the index value of the ratio of TiC and Ti2C in the compound particles containing titanium and carbon to be formed, passivation is promoted, and the corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance can be improved. Furthermore, when the titanium material contains Ti3C2 , these properties can be further improved.
  • Ti 2 C and Ti 3 C 2 in the titanium material according to this embodiment do not have to have a stoichiometric composition of Ti atoms and C atoms. That is, Ti carbide in which the diffraction angle (2 ⁇ ) determined from the crystal lattice structure of Ti 2 C coincides with the diffraction peak in X-ray diffraction measurement is considered to be Ti 2 C. Carbide in which the ratio of Ti atoms to C atoms in the carbide is not completely 2:1 and, for example, contains atomic vacancies, is also judged to be Ti 2 C as long as the above-mentioned requirements are satisfied.
  • the (spectral intensity at 282.0 eV)/(spectral intensity at 281.5 eV) of the C1s orbital of Ti 3 C 2 is used as a criterion for determining whether or not Ti 3 C 2 is present.
  • the unit of the spectral intensity is counts/second. When this measurement is performed at three points, if the average value of (spectral intensity at 282.0 eV)/(spectral intensity at 281.5 eV) is 0.60 or more, it is determined that the titanium material contains Ti3C2 .
  • the volume ratio of the titanium and carbon-containing compound particles in the titanium material is not particularly limited. At the very least, the ratio of the total X-ray diffraction peak integrated intensity of the titanium and carbon-containing compound particles to the X-ray diffraction peak integrated intensity of the ⁇ phase should be 0.01 or more.
  • the titanium material according to this embodiment has a metal structure mainly composed of ⁇ phase due to the above-mentioned chemical composition.
  • ⁇ phase may be included in the metal structure.
  • the proportion of ⁇ phase in the titanium material may be less than 1 Vol.
  • the proportion of the total amount of ⁇ phase and compound particles containing titanium and carbon in the titanium material may be 96 Vol.% or more.
  • Titanium hydride may be formed in the titanium material due to the usage environment of the titanium material.
  • the inclusion of titanium hydride is also permitted.
  • the proportion of the amount of titanium hydride in the titanium material may be less than 3 Vol. Note that "Vol.%" means the proportion by volume.
  • the metal structure of the titanium material in this embodiment can be specified by the following method.
  • the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon can be measured by observing the cross section of the titanium material with SEM and TEM.
  • the data to be adopted differs depending on the size of the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon.
  • the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon is measured using SEM. If the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon is 400 nm or more as a result of SEM observation, the SEM data is adopted. If the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon obtained using SEM is less than 400 nm, further measurement is performed using TEM, and the TEM data is adopted.
  • the two cross sections are an arbitrary cross section (cross section 1) parallel to the thickness direction of the titanium material, and a cross section (cross section 2) that is parallel to the thickness direction of the titanium material and perpendicular to cross section 1.
  • cross section 1 is an L cross section of the titanium material
  • cross section 2 will be a T cross section of the titanium material.
  • An L cross section is a cross section that is parallel to the rolling direction of the titanium material and perpendicular to the rolling surface
  • a T cross section is a cross section that is perpendicular to the rolling direction of the titanium material and perpendicular to the rolling surface.
  • the cross sections are polished using a colloidal silica-containing liquid as a polishing liquid, and the resulting surfaces are observed. These cross sections are observed at magnifications of 1000x, 3000x, 5000x, and 10000x with a scanning electron microscope. The magnification that gives an image containing 5 to 20 particles in the observation field is then used to determine the average diameter. If 5 to 20 particles are present at two or more magnifications observed, the observation result at the higher magnification is used.
  • the average diameter of the particles in each of the 10 fields is then calculated. If the particles are observed as ellipses, the average of the long axis length and short axis length of the particle is regarded as the particle diameter. The arithmetic mean of the average particle diameters calculated in each of the 10 fields is then calculated. This is the average diameter of the particles contained in the titanium material. Note that when calculating the average particle diameter by scanning electron microscope observation, particles with a diameter of less than 100 nm are excluded from observation. If the particles are observed as ellipses, particles with a long axis length of less than 100 nm are excluded from observation.
  • the particles are analyzed by point analysis using an EDS equipped in a scanning electron microscope.
  • XRD X-ray diffraction
  • Characteristic X-rays CoK ⁇ rays Voltage: 30 kV Current: 100mA Measurement range: 10° ⁇ 2 ⁇ 110° Step: 0.04° Measurement method: ⁇ -2 ⁇ method
  • the alpha phase, the beta phase, Ti2C , and TiC can be identified. Phases with diffraction peak intensities below background are considered not detected.
  • Particles that satisfy the following two conditions are considered to be compound particles containing titanium and carbon.
  • the average diameter of the particles calculated by the above SEM observation is regarded as the average diameter of the compound particles containing Ti and C. If some or all of the particles visible in the above SEM observation do not contain either or both of Ti and C, the average diameter is measured again for only the particles containing both Ti and C.
  • the two cross sections are an arbitrary cross section (cross section 1) parallel to the thickness direction of the titanium material described above, and a cross section (cross section 2) that is parallel to the thickness direction of the titanium material and perpendicular to cross section 1.
  • Samples are taken from cross sections 1 and 2 by FIB processing and used for TEM observation. They are observed with a transmission electron microscope at magnifications of 5,000x, 20,000x, 50,000x, 100,000x, and 300,000x, and the magnification that gives pixels containing 5 to 20 particles in the observation field is used to determine the average diameter.
  • the total number of fields of view observed is 10.
  • the average diameter of particles in each of the 10 fields of view is then calculated. If the particles are observed as ellipses, the average of the long axis length and short axis length of the particle is regarded as the particle diameter.
  • the arithmetic mean of the average particle diameters calculated in each of the 10 fields of view is then calculated. This is the average diameter of particles contained in the titanium material. Note that when calculating the average particle diameter by observation with a transmission electron microscope, particles with a diameter of less than 1 nm are excluded from observation. If the particles are observed as ellipses, particles with a long axis length of less than 1 nm are excluded from observation.
  • the particles are subjected to point analysis by EDS equipped in the transmission electron microscope, and in addition, XRD analysis is also performed under the above-mentioned conditions. Particles that satisfy the following two conditions are considered to be compound particles containing titanium and carbon. (1) As a result of point analysis by TEM-EDS, both Ti and C were detected. (2) As a result of XRD analysis, one or both of TiC and Ti 2 C are detected.
  • This confirmation process makes it possible to determine whether the particles contain Ti and C. If it is confirmed that all particles visually observed in the above-mentioned TEM observation contain both Ti and C, the average diameter of the particles calculated by the above-mentioned TEM observation is regarded as the average diameter of the compound particles containing Ti and C. If some or all of the particles visually observed in the above-mentioned TEM observation do not contain either or both of Ti and C, the average diameter is measured again for only the particles containing both Ti and C. In addition, it may be confirmed that the particles have a carbide crystal structure by using the electron beam diffraction pattern or fast Fourier transform pattern of a transmission electron microscope.
  • the A value is calculated from the integrated diffraction peak intensities of Ti 2 C and TiC measured by X-ray diffraction performed under the above-mentioned conditions.
  • I TiC(h k l) is the measured integrated intensity
  • R TiC(hkl) is the coefficient as noted above
  • n 5.
  • I Ti2C(hkl) is the measured integrated intensity
  • R Ti2C(hkl) is the coefficient as defined above
  • n 5.
  • ⁇ Method of identifying Ti3C2 The presence or absence of Ti3C2 is confirmed by XPS.
  • the X-rays used are Al K ⁇ rays.
  • the diameter of the analysis area is 10 ⁇ m ⁇ .
  • the measurement sample is sputtered to a depth of 20 nm. This removes surface contamination and oxides from the measurement sample.
  • narrow scan spectrum analysis is performed on the measurement sample in the range including 280.00 to 284.00 eV. The narrow scan is performed with a measurement pitch of binding energy of 0.05 eV or less. Three measurements are taken at each measurement point, and the average data of the three measurements is calculated.
  • the spectral intensities of 282.00 eV and 281.50 eV in the calculated data are used as the criterion for determining the presence or absence of Ti3C2 .
  • (Spectral intensity at 282.00 eV)/(Spectral intensity at 281.50 eV) is used as a criterion for determining whether Ti3C2 is present.
  • the unit of spectrum intensity is counts/second. When this measurement is performed at three points, if the average value of (spectral intensity at 282.00 eV)/(spectral intensity at 281.50 eV) is 0.60 or more, it is determined that the titanium material contains Ti3C2 .
  • a preferred manufacturing method for the titanium material according to this embodiment will be described. According to this manufacturing method, a titanium material having the above-mentioned characteristics can be obtained.
  • the manufacturing method for the titanium material according to this embodiment is not particularly limited. Even if a titanium material is obtained under manufacturing conditions different from those described below, it is still the titanium material according to this embodiment as long as its chemical composition and the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon are within the above-mentioned ranges. In the following description, "s" means seconds.
  • a preferred example of a method for producing the titanium material according to this embodiment is as follows: (S1) a step of melting an ingot, slab, billet, or bloom having the same chemical composition as the titanium material according to this embodiment; (S2) a step of blooming or hot forging the ingot, slab, billet, or bloom to obtain a semi-finished product; (S3) a step of hot working the semi-finished product obtained in the above step S2 to obtain a hot-worked material; (S4) If necessary, a step of intermediate annealing the hot worked material; (S5) cold working the hot worked material to obtain a cold worked material; (S6) a step of additionally annealing the cold-worked material;
  • the step of blooming or hot forging the ingot, slab, billet or bloom described in (S2) may be omitted if the shape of the ingot, slab, billet or bloom does not interfere with the implementation of (S3).
  • Steps S5 and S6 may be repeated multiple times. Steps S3 to S6 are performed under the conditions shown in the table below. Before or after these steps, surface preparation by grinding and cutting may be performed. Before or after these steps, blasting, pickling, and the like may be performed as necessary.
  • melting S1 (Slabbing or hot forging S2) First, an ingot or slab having the above-mentioned composition range is melted. If necessary, a billet or bloom may be melted.
  • the melting method is not particularly limited. Various known melting methods such as vacuum arc melting, electron beam melting, and plasma melting can be used.
  • the ingot or slab is bloomed or hot forged. If the shape of the ingot, slab, billet, or bloom does not interfere with the implementation of the hot working (S3), blooming and hot forging may be omitted.
  • the blooming or hot forging method is not particularly limited. Before or after these steps, surface treatment by grinding and cutting may be performed.
  • Hot working S3 A semi-finished product, ingot, slab, billet or bloom that has been bloomed or hot forged is hot worked to obtain a hot-rolled material.
  • the hot working temperature and hot working ratio are not particularly limited.
  • by suitably controlling the cooling rate after hot working it is possible to obtain a state in which the titanium material has fewer compound particles containing titanium and carbon during the manufacturing process.
  • the cooling rate of the hot-rolled material after hot working is set to 0.1° C./sec or more.
  • intermediate annealing S4 can be performed on the hot-rolled material after hot working to achieve a state in which the amount of titanium and carbon-containing compound particles is small during the manufacturing process.
  • intermediate annealing is performed after hot working, intermediate annealing is performed in the range of 600 to 850 ° C.
  • the average heating rate, holding time, and cooling rate in annealing after hot working may be general conditions, and intermediate annealing may be performed.
  • holding may be performed for 10 s or more at a holding temperature in the range of 600 to 850 ° C.
  • the average heating rate may be 0.1 ° C./s or more and 100 ° C./s or less, and the cooling rate may be 1 ° C./s or more and 100 ° C./s or less.
  • the average heating rate in intermediate annealing is the time required to raise the temperature from room temperature to the holding temperature divided by the difference between room temperature and the holding temperature.
  • Cold working S5 Next, the hot worked material or the hot worked material that has been subjected to intermediate annealing is cold worked to obtain a cold worked material having a final required shape.
  • the degree of cold working is set to 10% or more. The technical significance of the degree of cold working will be described later.
  • the "degree of cold working” is the degree of working calculated based on the rate of change in the dimensions of the titanium material after cold working and final heat treatment, relative to the dimensions of the hot worked material, or the hot worked material that has been subjected to intermediate annealing.
  • the degree of cold working is the total degree of working from the end of hot working S3 or intermediate annealing S4 after hot working to the end of additional annealing S6, which will be described later. Cold working for the purpose of shape correction, etc., after the completion of additional annealing S6 is not included in the degree of cold working.
  • the cold-worked material is subjected to additional annealing with a thermal profile of, for example, one of the four patterns A, B, C1, and C2 shown in FIG. 5.
  • Pattern A includes heat treatment II performed at a high temperature.
  • Patterns B, C1, and C2 include heat treatment I performed at a low temperature and heat treatment II performed at a high temperature. These patterns provide a titanium material that satisfies the above-mentioned metal structure.
  • heat treatment I and heat treatment II are described, and then patterns A, B, C1, and C2, which are combinations of these, are described.
  • the heat treatment patterns shown below are merely preferred examples of the manufacturing method for the titanium material according to this embodiment. Even if a titanium material is obtained by a method other than the heat treatment patterns shown below, it is considered to be a titanium material according to this embodiment as long as it satisfies the above-mentioned requirements.
  • Heat Treatment I the residence or holding time at 200 to 590° C. is extended to form compound particles containing titanium and carbon having an average diameter of 400 nm or less.
  • ⁇ Heat Treatment II> In the heat treatment II, additional annealing is performed in a temperature range of 600 to 850° C.
  • the cooling rate after the heat treatment II is not particularly limited.
  • the cooling rate after the heat treatment II may be 0.001° C./s or more. More preferably, the cooling rate is 0.005° C./s or more and 100° C./s or less.
  • the average heating rate before heat treatment II is not limited. However, when heat treatment I is not performed, that is, in the case of heat treatment of pattern A described below, it is preferable that the average heating rate between 200 and 590°C, which corresponds to heat treatment I, is at least 1°C/s or less.
  • the average heating rate between 200 and 590°C is more preferably 0.001°C/s or more and 0.800°C/s or less.
  • the average heating rate in pattern A is the difference between 200°C and 590°C divided by the time required to heat from 200°C to 590°C.
  • the average heating rate is the difference between 200°C and the holding temperature divided by the time required to heat from 200°C to the holding temperature.
  • the key points of these thermal profiles are: (1) By adjusting the average heating rate in pattern A or by holding the heat treatment I in patterns B and C at a relatively low temperature, Ti 2 C or Ti 3 C 2 is formed; (2) The ⁇ is recrystallized by the subsequent heat treatment II. In this embodiment, the Ti 2 C and Ti 3 C 2 once formed are transformed from Ti 2 C to TiC or from Ti 3 C 2 to TiC at a slow rate, and Ti 2 C or Ti 3 C 2 is not completely transformed into TiC by the heat treatment II.
  • the average heating rate and holding time for heat treatment I and heat treatment II vary depending on the thermal history pattern used. The respective conditions are explained below.
  • Pattern A is a thermal profile in which heat treatment I is omitted and instead the average heating rate before the holding temperature of heat treatment II is slowed down. Note that the average heating rate in pattern A is the difference between 200° C. and 590° C. divided by the time required to heat from 200° C. to 590° C.
  • the average heating rate in heat treatment II (lower holding temperature 600°C, upper holding temperature 850°C) from 200 to 590°C is set to 1°C/s or less, and the holding time is set to 10 seconds or more. More preferably, the holding time in heat treatment II in pattern A is 30 seconds or more.
  • FIG. 4 shows an example of a heat treatment pattern according to pattern A.
  • pattern A heat treatment I is omitted.
  • the average heating rate in heat treatment II is slowed down to lengthen the residence time at 200 to 590° C.
  • compound particles containing titanium and carbon with an average diameter of 400 nm or less are formed, and the index value of the ratio of TiC to Ti 2 C in the compound particles containing titanium and carbon is set to 0.10 or more, which is the main point of the heat treatment of pattern A.
  • the temperature reached after heating is 600 to 850° C.
  • ⁇ grains metal structure containing crystal grains (hereinafter referred to as ⁇ grains) made of ⁇ phase and compound particles containing titanium and carbon formed with an average diameter of 400 nm or less, and having an A value of 0.10 or more.
  • pattern A if the average heating rate in the range of 200 to 590°C is too fast before the holding temperature of heat treatment II is reached, the residence time in the same temperature range becomes short, Ti2C or Ti3C2 is not sufficiently formed, and the value A is not satisfied. Also, if the average heating rate in the range of 200 to 590°C is too fast before the holding temperature of heat treatment II is reached, TiC forms and grows at a stage when Ti2C or Ti3C2 has not yet been formed, and the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon becomes large.
  • the average heating rate between 200 and 590°C before reaching the holding temperature of heat treatment II is slowed to 1°C/s or less, and the holding time of heat treatment II is set to 10 s or more.
  • the cold working performed before the additional annealing is performed at a working ratio of 10% or more .
  • the working ratio is more preferably 15% or more. This is expected to increase the number of Ti2C and Ti3C2 particles during heat treatment.
  • Pattern B is a thermal profile in which heat treatment I and heat treatment II are performed consecutively.
  • the holding time in heat treatment I (lower holding temperature 200° C., upper holding temperature 590° C.) is 100 s or more
  • the holding time in heat treatment II (lower holding temperature 600° C., upper holding temperature 850° C.) is 10 s or more.
  • a two-stage heat treatment is performed.
  • the temperature is maintained in a range of 200 to 590°C. This allows compound particles containing titanium and carbon with an average diameter of 400 nm or less to be formed, and furthermore, the index value of the ratio of TiC and Ti 2 C in the compound particles containing titanium and carbon to be 0.10 or more.
  • heat treatment II heat treatment II
  • the temperature is held in the range of 600°C to 850°C to eliminate distortion and unrecrystallized grains remaining after heat treatment I.
  • the holding time in the heat treatment I of the pattern B is preferably 300 s or more, more preferably 1000 s or more.
  • the holding time in the heat treatment II of the pattern B is 1 s or more, preferably 30 s or more, more preferably 1000 s or more.
  • the titanium alloy of this embodiment can be manufactured according to the two types of manufacturing condition ranges shown below. These two types of patterns are further divided into patterns C1 and C2. In either case, it is similar to pattern B in that both heat treatment I and heat treatment II are performed. However, unlike pattern B in which the temperature is raised again after heat treatment I is completed, in patterns C1 and C2, the titanium material is cooled once after heat treatment I is completed and then heated again.
  • cooling is performed after the first heat treatment (heat treatment I), and then the second heat treatment (heat treatment II) is performed. Between the heat treatment I and the heat treatment II, not only cooling but also processing such as cold rolling may be performed.
  • the holding temperature of the heat treatment I is in the range of 200 to 590° C.
  • the holding temperature of the heat treatment II is in the range of 600 to 850° C.
  • the holding temperature of the heat treatment II is in the range of 600 to 850° C.
  • the temperature range of the heat treatment I is not particularly limited.
  • the heat treatment of the pattern C like the pattern B, it is possible to form compound particles containing titanium and carbon with an average diameter of 400 nm or less, and to make the index value of the ratio of TiC and Ti 2 C in the compound particles containing titanium and carbon 0.10 or more.
  • Ti 3 C 2 can be formed by any of heat treatment patterns A to C, but in order to form even more Ti 3 C 2 , it is effective to carry out heat treatment by pattern C and to carry out cold working immediately before the final heat treatment.
  • heat treatment II is the final heat treatment. Therefore, it is effective to perform cold working between heat treatment I and heat treatment II. If the degree of cold working before the final heat treatment is too large, it promotes the formation of compound particles containing titanium and carbon other than Ti3C2 . Therefore, it is desirable to set the degree of cold working before the final heat treatment to 70% or less.
  • the holding time in heat treatment I (lower holding temperature 200°C, upper holding temperature 590°C) is 100 s or more
  • the holding time in heat treatment II (lower holding temperature 600°C, upper holding temperature 850°C) is 10 s or more.
  • the holding time in heat treatment I is 30 seconds or more
  • the average heating rate between 200 and 590°C (200 to holding temperature if the holding temperature is less than 590°C) before the holding temperature in heat treatment II is reached is 1°C/s or less
  • the holding time in heat treatment II is 10 seconds or more.
  • patterns A and B are methods using a batch annealing furnace
  • pattern C both C1 and C2 is a method using a continuous annealing furnace for one or more heat treatments.
  • continuous annealing is used for both heat treatment I and heat treatment II.
  • C2 a continuous annealing furnace is used only for heat treatment I, and a batch annealing furnace is used for heat treatment II.
  • cooling and cold rolling are not essential after heat treatment I (before heat treatment II).
  • cold rolling may or may not be performed after heat treatment I (before heat treatment II).
  • Pattern C1 The difference between Pattern C1 and Pattern C2 is the holding time of Heat Treatment I and the average heating rate before reaching the holding temperature of Heat Treatment II.
  • Pattern C1 is a condition for forming Ti2C by utilizing both the holding of heat treatment I and the temperature rise before reaching the holding temperature of heat treatment II, and it is possible to shorten the holding time of heat treatment I. Therefore, the holding time of heat treatment I may be 30 seconds or more. In other words, according to pattern C1, it is possible to shorten the time required for manufacturing a titanium material.
  • the holding time of heat treatment I is shorter than that of pattern C1. Also, in pattern C2, the average heating rate before reaching the holding temperature of heat treatment II is maintained at 1° C./s or less. In pattern C2, in addition to the formation of Ti 2 C and Ti 3 C 2 during the holding of heat treatment I, the conditions for forming Ti 2 C and Ti 3 C 2 are also formed during the heating process of heat treatment II. Therefore, the time of heat treatment I in pattern C2 may be shorter than that of pattern C1.
  • heat treatment I through heat treatment II are counted as one set, and this set may be repeated multiple times.
  • the cooling rate after the heat treatment I and the heat treatment II is not limited, and the atmosphere of the heat treatment is also not limited.
  • the annealing may be performed in an atmosphere of air, Ar, N2 , a mixed gas of N2 and H2 , or the like.
  • the titanium material may be descaled or subjected to shape correction using a tension leveler, etc., if necessary.
  • the reduction rate in the cold working after the completion of the additional annealing is not included in the cold working rate of the above-mentioned cold working process.
  • the average diameter of the titanium and carbon-containing compound particles in the titanium material of this embodiment can be controlled to 400 nm or less, improving ductility, workability, strength-ductility balance, corrosion resistance, localized corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • the inventors have found that the titanium material according to this embodiment achieves low interfacial contact resistance, low hydrogen overvoltage, and low oxygen overvoltage, and therefore is excellent in energy efficiency when used as a constituent material for chemical equipment parts and chemical equipment. Therefore, the chemical equipment parts according to this embodiment include the titanium material according to this embodiment.
  • the chemical equipment according to this embodiment includes the chemical equipment parts according to this embodiment. However, it is not necessary that all of the chemical equipment parts and chemical equipment are manufactured from the titanium material having the above-mentioned characteristics.
  • the following description uses bipolar plates, gas diffusion layers, and electrodes as examples of chemical equipment parts, and a PEM (Proton Exchange Membrane) electrolytic cell as an example of chemical equipment.
  • PEM Protein Exchange Membrane
  • the following description does not limit the uses of the titanium material of this embodiment or the uses of the chemical equipment parts.
  • the following description does not limit the chemical equipment of this embodiment to a specific chemical equipment.
  • a PEM electrolyzer is a chemical device that produces hydrogen gas at the cathode and oxygen gas at the anode.
  • Bipolar plates also known as separators, are components that separate the electrolytes in the electrolytic cell. They also form flow paths for the hydrogen and oxygen gases that are generated. Bipolar plates are required to have high sulfuric acid corrosion resistance as well as low interfacial contact resistance. Gas diffusion layers are components that efficiently separate the hydrogen and oxygen gases that are generated from the electrodes, and are required to have high sulfuric acid corrosion resistance as well as low interfacial contact resistance. The components where hydrogen and oxygen gases are generated are also called electrodes or current collecting bands, and are required to have high sulfuric acid corrosion resistance as well as low interfacial contact resistance, low hydrogen overvoltage, and low oxygen overvoltage.
  • the bipolar plate is formed into a shape suitable for forming flow paths for hydrogen gas and oxygen gas.
  • the bipolar plate can be formed by mechanical pressing, hydroforming, etc.
  • Gas diffusion layers need to have pores or spaces that perform the same function in order to efficiently diffuse the generated gas.
  • the method of forming these pores or spaces is not limited to the chemical equipment parts of this embodiment.
  • gas diffusion layers can be formed by forming titanium material into a mesh shape using lath processing or laser processing and combining these, or by forming titanium material into fibers using a coil cutting method or the like and sintering the titanium fibers to form a porous body.
  • any one of the treatments A, B, or C described in the preferred example of the manufacturing method for the titanium material according to this embodiment may be used as the treatment for forming the sintered body. This allows a porous body to be formed from the titanium material having compound particles containing titanium and carbon according to this embodiment.
  • the electrodes can be made in the same way as the gas diffusion layers, by forming a mesh of titanium material using lath processing or laser processing, for example.
  • the electrodes can also be combined with an ion exchange membrane to form an MEA (Membrane Electrode Assembly) or a zero-gap electrode.
  • MEA Membrane Electrode Assembly
  • Titanium ingots with the chemical compositions shown in Tables 4A, 4B, 4C, and 4D were cast by electron beam melting using molten raw materials containing titanium sponge, scrap, and specified added elements. Note that the content of elements not intentionally added to the titanium ingots is indicated by the symbol "-" in Table 1.
  • the cast titanium ingot was heated at a heating temperature of 750°C to 1000°C, and then forged and hot rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 5.0 mm.
  • the hot-rolled sheet was descaled, and then intermediate sheet annealing (hot-rolled sheet annealing), cold rolling, and additional annealing were performed under the conditions shown in Tables 5A, 5B, and 5C.
  • the additional annealing was performed in an Ar atmosphere.
  • the manufacturing conditions not disclosed in the tables were as follows.
  • Cooling temperature control after hot rolling None Average heating rate from room temperature to the holding temperature of intermediate annealing (hot-rolled sheet annealing): 0.1°C/s or more and 100°C/s or less Holding time of intermediate annealing (hot-rolled sheet annealing): 10s or more Cooling rate after holding of intermediate annealing (hot-rolled sheet annealing): 0.1°C/s or more and 50°C/s or less
  • Nos. 32, 34 to 37, and 64 in Table 5B were cold worked between heat treatment I and heat treatment II.
  • Test pieces were prepared from the manufactured titanium plates and the metal structure, workability, ductility, strength-ductility balance, corrosion resistance, localized corrosion resistance, stress corrosion cracking resistance, interfacial contact resistance, hydrogen overvoltage, and oxygen overvoltage were investigated.
  • Metal structure investigations include investigations 1 to 5 listed below. 1. Measurement of the average diameter of the titanium and carbon-containing compound particles 2. Measurement of the A value 3. Confirmation of the presence or absence of Ti3C2 4. Measurement of the maximum particle diameter 5. Ratio of the X-ray peak integrated intensity of the titanium and carbon-containing compound particles to the X-ray peak integrated intensity of the ⁇ phase Investigations 1, 2, and 3 were carried out by the methods described above. The methods of Investigations 4 and 5 are described below.
  • the maximum particle diameter of the compound particles containing titanium and carbon was measured by observing the cross section of the titanium material with a SEM and a TEM. The data used differs depending on the maximum diameter of the compound particles containing titanium and carbon.
  • the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon is measured using a SEM. If the results of SEM observation show that the maximum diameter of the compound particles containing titanium and carbon is 400 nm or more, the SEM data is used. If the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon obtained using the SEM is less than 400 nm, further measurement is performed using a TEM, and the TEM data is used.
  • the two cross sections are an arbitrary cross section (cross section 1) parallel to the thickness direction of the titanium material, and a cross section (cross section 2) that is parallel to the thickness direction of the titanium material and perpendicular to cross section 1.
  • cross section 1 is an L cross section of the titanium material
  • cross section 2 will be a T cross section of the titanium material.
  • An L cross section is a cross section that is parallel to the rolling direction of the titanium material and perpendicular to the rolling surface
  • a T cross section is a cross section that is perpendicular to the rolling direction of the titanium material and perpendicular to the rolling surface.
  • Cross sections 1 and 2 are mirror-polished. Next, the cross sections are further polished using a colloidal silica-containing liquid as a polishing liquid. The surfaces obtained are observed using an SEM. These cross sections are observed at magnifications of 100x, 500x, 1000x, 3000x, 5000x, and 10000x using a scanning electron microscope. The magnification that gives an image containing 5 to 20 particles in the observation field is then used to determine the maximum particle diameter. If 5 to 20 particles are present at two or more magnifications observed, the observation results at the lower magnification are used.
  • the largest value among the 10 maximum particle diameters calculated is adopted and regarded as the maximum particle diameter. If the measured value of the maximum particle diameter is 400 nm or more, the data obtained by SEM observation is used.
  • the particles are subjected to point analysis using an EDS equipped with a scanning electron microscope. Particles in which both Ti and C are detected are considered to be compound particles containing titanium and carbon.
  • the two cross sections are an arbitrary cross section (cross section 1) parallel to the thickness direction of the titanium material described above, and a cross section (cross section 2) that is parallel to the thickness direction of the titanium material and perpendicular to cross section 1.
  • Samples are taken from cross sections 1 and 2 by FIB processing and used for TEM observation.
  • Observation is performed at magnifications of 1000x, 5000x, 20000x, 50000x, 100000x, and 300000x with a transmission electron microscope. The magnification that gives an image containing 5 to 20 particles in the observation field is used to identify the maximum particle diameter. If 5 to 20 particles are included at two or more magnifications observed, the observation result at the lower magnification is used.
  • the largest value among the 10 maximum particle diameters calculated for each of the 10 visual fields is adopted and regarded as the maximum particle diameter. If the maximum particle diameter is less than 400 nm, the TEM data is adopted.
  • the particles are subjected to point analysis by EDS equipped in a transmission electron microscope. Particles in which both Ti and C are detected are considered to be compound particles containing titanium and carbon.
  • the particles may be confirmed to have a carbide crystal structure by the electron beam diffraction pattern or fast Fourier transform pattern of the transmission electron microscope.
  • the ratio of the integrated intensity of the X-ray diffraction peak of a compound particle containing titanium and carbon to the integrated intensity of the X-ray diffraction peak of the ⁇ phase is calculated using the following method.
  • the diffraction peak integral intensities of Ti 2 C, TiC, and the ⁇ phase measured by X-ray diffraction are measured. From the measured X-ray diffraction peak integral intensities, five diffraction planes corresponding to each crystal structure are selected. Specifically, five diffraction planes (1 1 1), (2 0 0), (2 2 0), (3 1 1), and (2 2 2) were selected for TiC , five diffraction planes (1 1 1), (2 2 2), (4 0 0), (4 4 0), and (6 2 0) were selected for Ti 2 C, and five diffraction planes (0 0 2), (1 0 1), (1 0 2), (1 1 0), and (1 0 3) were selected for the ⁇ phase.
  • the numbers in parentheses are the Miller indices (h k l) of the crystal. These X-ray diffraction peak integrated intensities are added and divided by the following formula to calculate the B value, which is an index of the ratio of the X-ray diffraction peak integrated intensity of the titanium and carbon-containing compound particles to the X-ray diffraction peak integrated intensity of the ⁇ phase. Note that if no diffraction peaks corresponding to the above Miller indices are identified, the B value is calculated by substituting zero for each term of formula 6.
  • I TiC is a representative value of the integrated intensity of TiC, which is a type of compound particle containing titanium and carbon
  • I Ti2C is a representative value of the integrated intensity of Ti 2 C, which is a type of compound particle containing titanium and carbon
  • I ⁇ is a representative value of the integrated intensity of the ⁇ phase.
  • I TiC(hkl) is the integrated intensity measured at each Miller index of TiC
  • I Ti2C(hkl) is the integrated intensity measured at each Miller index of Ti 2 C
  • I ⁇ is the integrated intensity measured in the ⁇ phase.
  • R TiC(hkl) is a coefficient corresponding to each Miller index of TiC
  • R Ti2C(hkl) is a coefficient corresponding to each Miller index of Ti 2 C
  • R ⁇ (hkl) is a coefficient corresponding to each Miller index of the ⁇ phase.
  • n is 5.
  • the correspondence between R TiC(hkl) , R Ti2C(hkl) and R ⁇ (hkl) and each Miller index is as follows.
  • test specimens The workability of the test specimens was determined according to the push-bending method described in JIS Z 2248:2014 "Method of bending test for metallic materials.” The bending angle was set to 105°. After the bending test, the appearance of the test specimens was observed with the naked eye, and test specimens without cracks or other defects were judged to pass (GOOD) in terms of workability. Test specimens with confirmed cracks or other defects were judged to fail (POOR) in terms of workability.
  • the ductility and strength-ductility balance were evaluated by performing a tensile test according to JIS Z 2241:2011 "Metallic Material Tensile Test Method".
  • the tensile test measured the tensile strength (TS) and the fracture elongation (EL%).
  • the fracture elongation was measured by butting the fractured test pieces together.
  • the fracture elongation was used as an index of ductility.
  • the product of the tensile strength and the fracture elongation was used as an index of strength-ductility balance.
  • the test piece shape was JIS No. 13B, and the strain rate after the proof stress measurement was controlled to (0.002 ⁇ 0.0004) s -1 with the crosshead displacement.
  • Titanium materials with a product of tensile strength (TS) and elongation at break (EL%) of 15,000 MPa ⁇ % or more were evaluated as having an excellent balance of strength and ductility. It is even more preferable that the product of tensile strength (TS) and elongation at break (EL%) is 16,000 MPa ⁇ % or more, 17,000 MPa ⁇ % or more, 18,000 MPa ⁇ % or more, or 19,000 MPa ⁇ % or more.
  • test pieces The corrosion resistance of the test pieces was evaluated by both sulfuric acid immersion tests and hydrochloric acid immersion tests. Two test pieces were prepared for one example, one of which was immersed in a 2 mass% hydrochloric acid aqueous solution, and the other was immersed in a 4 mass% sulfuric acid aqueous solution. In both tests, the aqueous solution temperature was 80°C, and the immersion time was 240 h. The weights of the test pieces were measured immediately before and after the immersion test. The corrosion rate was calculated based on the following formula.
  • the localized corrosion resistance was evaluated in two ways.
  • the first evaluation of local corrosion resistance was performed by observing the surface of the test piece after the above-mentioned corrosion resistance evaluation test with an electron microscope at a magnification of 50 to 5000 times to confirm the presence or absence of pitting corrosion. Test pieces in which pitting corrosion with a diameter of 20 ⁇ m or more was confirmed were judged to have failed the corrosion resistance test.
  • the second evaluation of localized corrosion resistance was performed using the crevice corrosion test method described in ASTM G78-15.
  • a crevice corrosion test method a crevice forming jig is attached to the test piece, and multiple crevices are formed between the test piece and the jig. After the immersion test, the crevice forming jig is removed and the presence or absence of corrosion in the crevice is confirmed.
  • the test time was 720 hours, the test temperature was 80°C, and two types of test solutions were used: a 2 mass% hydrochloric acid solution and a 25% NaCl solution. After the test, the test pieces were observed with an optical microscope. Corrosion with a depth of 20 ⁇ m or more was determined to be crevice corrosion.
  • Test pieces in which crevice corrosion occurred were determined to fail the localized corrosion resistance test.
  • the probability of crevice corrosion occurrence was measured from the ratio of the total number of places where crevice was formed to the number of places where crevice corrosion occurred.
  • Stress corrosion cracking resistance was evaluated in accordance with Method A "42% magnesium chloride stress corrosion cracking test method" described in JIS G 0576:2001 "Stress corrosion cracking test method for stainless steels.” This evaluation method is intended for stainless steels, but it can also be used as an evaluation method for titanium.
  • a U-bend test according to Method A was performed for up to 240 hours to measure the time to macrocrack generation.
  • the time to macrocrack generation is the time required from the start of the test until cracks are observed with a magnifying glass.
  • the magnifying glass had a magnification of 5 to 15 times.
  • Two types of test solutions were used. One was a 42% magnesium chloride aqueous solution used in Method A of JIS G 0576:2001. The other was a 2 mass% hydrochloric acid aqueous solution. These tests were performed at a test temperature of 80°C.
  • the time to macrocrack generation is listed in the table. For samples that did not develop cracks after 240 hours, the time to macrocrack generation was recorded as "240 or more.”
  • the interfacial contact resistance was measured according to the following procedure. First, two sheets of 20 mm x 20 mm carbon paper are prepared, and the resistance value of each sheet of carbon paper is measured using the following procedure. The top and bottom of each sheet of carbon paper are sandwiched between copper-plated conductors. The contact area between the conductors and the carbon paper is 20 mm x 20 mm. A current of 4.00 A (1.00 A/cm 2 ) is passed through the carbon paper sandwiched between the conductors with a load of 90 kgf applied, and the resistance value between the conductors at this time is measured. The resistance values measured for the two sheets of carbon paper are resistance value 1 (m ⁇ /cm 2 ) and resistance value 2 (m ⁇ /cm 2 ), respectively.
  • a disk-shaped test piece with a diameter of 15 mm is prepared.
  • the top and bottom of this test piece are sandwiched between 20 mm x 20 mm carbon paper.
  • the top and bottom of the test piece are sandwiched with copper-plated conductors.
  • the contact area between the conductors and the carbon paper is 20 mm x 20 mm.
  • a current of 1.76 A (1.00 A/cm 2 ) is passed through the test piece sandwiched between the conductors with a load of 90 kgf, and the resistance between the conductors at this time is measured as a resistance value of 3 (m ⁇ /cm 2 ).
  • Interface contact resistance (m ⁇ /cm 2 ) ⁇ resistance value 3-(resistance value 1+resistance value 2)/2 ⁇ /2
  • the hydrogen overvoltage was measured according to the following procedure.
  • a cathodic current of -0.5 A/ cm2 is applied to the test piece for 5 minutes in a 0.5 M sulfuric acid aqueous solution at 80°C, and the potential at that time is measured.
  • the test piece is a disk with a diameter of 15 mm.
  • the test area is 1 cm2.
  • the reference electrode is a saturated silver/silver chloride electrode.
  • the counter electrode is a platinum plate.
  • the oxygen overvoltage was measured according to the following procedure. In a 0.5 M sulfuric acid aqueous solution at 80° C., an anodic current of +0.5 A/cm 2 is applied to the test piece for 5 minutes, and the potential at that time is measured.
  • the test piece is a disk with a diameter of 15 mm. The test area is 1 cm 2.
  • the reference electrode is a saturated silver/silver chloride electrode.
  • the counter electrode is a platinum plate.
  • Tables 7A, 7B, and 7C show the results of the structural investigation.
  • Tables 8A, 8B, and 8C show the results of the investigation of workability, ductility, strength-ductility balance, corrosion resistance, localized corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • Tables 9A, 9B, and 9C show the results of the investigation of interfacial contact resistance, hydrogen overvoltage, and oxygen overvoltage.
  • the evaluation results disclosed in Tables 8A to 9C are the effects achieved by the chemical compositions disclosed in Tables 4A to 4C and the metal structures disclosed in Tables 7A to 7C and Tables 8A to 8C.
  • Inventive Examples 1 to 64 the chemical composition and the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon were within the predetermined ranges. These inventive examples had compound particles containing titanium and carbon, and a metal structure containing the ⁇ phase. These examples of the invention were excellent in all respects of ductility, workability, strength-ductility balance, corrosion resistance, localized corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance. On the other hand, Comparative Examples 65 to 90, in which either or both of the chemical composition and the average diameter of the compound particles containing titanium and carbon were outside the specified range, were deficient in one or more of ductility, workability, strength-ductility balance, corrosion resistance, local corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • Comparative Example 76 had a metal structure of a single ⁇ phase
  • Comparative Example 83 had a metal structure containing an intermetallic compound.
  • the other Comparative Examples had compound particles containing titanium and carbon, and a metal structure containing an ⁇ phase.
  • Comparative Example 65 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably because the additional annealing was based on Pattern A, and heat treatment I was not performed, while the average heating rate in heat treatment II was excessive.
  • Comparative Example 66 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably because the degree of cold working in the cold working prior to the additional annealing was insufficient.
  • Comparative Example 67 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably because the cooling temperature after hot rolling was not controlled and the intermediate annealing temperature was insufficient.
  • Comparative Example 68 had a chemical composition within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably due to the intermediate annealing temperature being excessive.
  • Comparative Example 69 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably due to an insufficient holding temperature in Heat Treatment II.
  • Comparative Example 70 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably due to insufficient holding time in Heat Treatment II.
  • Comparative Example 71 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably due to insufficient holding time in Heat Treatment II.
  • Comparative Example 72 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably because the holding temperature in Heat Treatment I was too low.
  • Comparative Example 74 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably because the holding time in heat treatment I was too short.
  • Comparative Example 75 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles was too large. This is presumably due to insufficient holding time in Heat Treatment II.
  • Comparative Example 76 had an insufficient C content. Therefore, in Comparative Example 76, compound particles containing Ti and carbon were not produced.
  • Comparative Example 77 had an excessive C content. As a result, the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was excessive in Comparative Example 77.
  • Comparative Example 78 had an excessive Fe content. As a result, the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was excessive in Comparative Example 78.
  • Comparative Example 79 had an excessive S content. As a result, the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was excessive in Comparative Example 79.
  • Comparative Example 80 had an excessive P content. As a result, the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was excessive in Comparative Example 80.
  • Comparative Example 81 had an excessive Si content. Therefore, in Comparative Example 81, the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was excessive.
  • Comparative Example 82 had an excessive O content. As a result, the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was excessive in Comparative Example 82.
  • Comparative Example 83 had an excessive total content of Mn, Cu, Cr, Sn, and Zr. Therefore, in Comparative Example 83, intermetallic compounds were formed.
  • Comparative Example 84 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was too large. This is presumably because the degree of cold working in the cold working before the additional annealing was insufficient.
  • Comparative Example 85 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was too large. This is presumably because no cold working was performed in the cold working before the additional annealing.
  • Comparative Example 86 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was too large. This is presumably due to an insufficient holding temperature in Heat Treatment II.
  • Comparative Example 87 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was too large. This is presumably due to an insufficient holding temperature in Heat Treatment II.
  • Comparative Example 88 the holding time in Heat Treatment I was 80 seconds, so the additional annealing corresponds to Pattern C2.
  • the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was too large. Comparative Example 88 was heated using a salt bath, but here the average heating rate in Heat Treatment II was excessive. It is presumed that this was the reason why the compound particles containing Ti and carbon were too large.
  • Comparative Example 90 the chemical composition was within the specified range, but the average diameter of the compound particles containing Ti and carbon was too large. This is presumably due to an insufficient heating rate and soaking temperature during heat treatment II.

Landscapes

  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本発明の一態様に係るチタン材は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．３００％を含有し、平均直径４００ｎｍ以下の、チタンと炭素を含む化合物粒子が含まれる。本発明の一態様に係るチタン材では、好ましくは、チタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値であるＡ値が０．１０以上である。本発明の一態様に係るチタン材は、好ましくは、Ｔｉ３Ｃ２を含む。本発明の別の態様に係る化学装置部品は、本実施形態に係るチタン材を含む。本発明の別の態様に係る化学装置は、本実施形態に係る化学装置部品を含む。

Description

チタン材、化学装置部品、及び化学装置
　本発明は、チタン材、化学装置部品、及び化学装置に関する。
　工業用純チタンは、ＳＵＳ３０４などの汎用ステンレス鋼では腐食してしまう海水においても優れた耐食性を示す。この高い耐食性を活かして、工業用純チタンは海水淡水化プラント等で使用されている。
　一方で、工業用純チタンは、化学装置部品用の材料として、塩酸等の海水以上に腐食性の高い環境下で使用される場合がある。このような環境下では、工業用純チタンも顕著に腐食する場合がある。
　このような腐食性の厳しい環境下での使用を想定して、腐食性の高い環境下での耐食性が工業用純チタンよりも優れた、耐食チタン合金が開発されてきた。
　特許文献１には、Ｐｄなどの白金族元素を添加した合金が開示されている。特許文献２及び非特許文献１には、白金族元素添加に加えて金属間化合物を析出させた合金が開示されている。
　しかし、これらのチタン合金は、Ｐｄ等の希少元素を使用するため、素材コストを向上させる。そのため、高価な希少元素を使用せず、チタンの耐食性を向上させるという経済的課題を有している。そこで、希少元素の使用を必須とせず、汎用元素を活用したチタン合金に関して、いくつかの提案がなされている。
　特許文献３には、Ｃを添加してＴｉの耐食性と強度を向上させた発明が開示されている。非特許文献２には鋼中にＴｉ、Ｃｒ、Ｖ，Ｎｂなど炭化物を形成しやすい元素を微量添加することで、平均粒子直径が数百ｎｍ以下の炭化物を析出させた鋼を製造する技術が記載されている。非特許文献３には工業用純チタン表層に平均粒子直径が数百ｎｍ以下の炭化物（ＴｉＣ）を析出させた技術が記載されている。
国際公開第２００７／０７７６４５号 日本国特開２０１２－０１２６３６号公報 日本国特表第２００９－５０９０３８号公報
「鉄と鋼」、ｖｏｌ．８０，Ｎｏ．４（１９９４），Ｐ３５３－３５８ 「日本金属学会誌」、ｖｏｌ．８１，Ｎｏ．１０（２０１７），Ｐ４４７－４５７ 「鉄と鋼」、ｖｏｌ．１０４，Ｎｏ．５（２０１８），Ｐ２６４－２７３
　しかしながら、図２Ａ（特許文献３の図２）に示す通り、特許文献３に記載のチタン材には、平均直径が数μｍ以上のチタンと炭素を含む化合物粒子が析出している。チタンと炭素を含む化合物粒子の直径が数μｍ以上と大きな場合、チタンと炭素を含む化合物粒子そのものや、チタンと炭素を含む化合物粒子と母相との界面が割れの起点となりやすい。そのため、特許文献３に記載のチタン材には、延性（全伸び）、加工性および強度延性バランスに課題がある。特許文献３に記載のチタン材の延性は３０％を切っている。これに対して、熱交換器やプラント部材で使用されている工業用チタンの汎用の板では、３０％以上の全伸びが求められる。加えて、工業用チタンの汎用の板では、部品形状に成形するため例えば曲げ等の加工性が求められる。更に、これらの用途では軽量化や小型化を追求するに当たり、優れた強度延性バランスが求められ、３０％以上の全伸びを前提として引張強度と全伸びの積が１５０００ＭＰａ・％以上となることが求められる。延性（全伸び）において特許文献３のチタン材は十分ではなく、実際に熱交換器や化学装置部材に適用する場合に問題となる。
　割れの起点となりやすい、チタンと炭素を含み且つ平均直径が大きい化合物粒子を形成させない熱処理をチタン材に施した場合は、延性、加工性および強度延性バランスの課題は解消される場合がある。しかしこの場合、図３Ｂに示すとおり局部腐食がチタン材に発生してしまうという課題がある。局部腐食の発生は、著しく耐食性を劣化させ、腐食速度を増大させるのみならず、発生した局部腐食を起点として応力腐食割れを誘発する。そのため、局部腐食が発生しやすいチタン材は、耐応力腐食割れ性に劣る場合がある。また、耐食性が十分でないチタン材においては、局部腐食や応力腐食割れ以外にも、全面腐食による浸食が問題となる場合がある。
　このような課題を解決するためには、形成するチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を数百ｎｍ以下まで小さくすることに加えて、形成したチタンと炭素を含む化合物粒子が十分な耐食性向上効果を発揮する必要があるが、従来のチタン材においてこれらを満足する技術はなかった。
　例えば、非特許文献２には鋼中にＴｉ、Ｃｒ、Ｖ，Ｎｂなど炭化物を形成しやすい元素を微量添加することで、平均粒子直径が数百ｎｍ以下の炭化物を析出させた鋼を製造する技術が記載されているが、チタン材では炭化物を形成しやすいＴｉ原子が随所に存在するため、同様の方法で平均粒子直径が数百ｎｍ以下の炭化物を析出させたチタン材を製造することはできない。
　非特許文献３には、上述の通り、工業用純チタン表層に平均直径が数百ｎｍ以下のチタンと炭素を含む化合物粒子を形成させた技術が記載されているが、あくまでチタンと炭素を含む化合物粒子が形成する箇所は表層のみであり、同様の方法で金属チタンバルク中にも平均直径が数百ｎｍ以下のチタンと炭素を含む化合物粒子を形成させることはできない。
　本発明は、高い延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性を向上させたチタン材、化学装置部品及び化学装置を提供することを課題とする。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るチタン材は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．３００％、Ｎ：０．０００～０．０３０％、Ｓｉ：０．０００～０．１００％、Ｆｅ：０．０００～０．３００％、Ｓ：０．０３００％以下、Ｐ：０．０３００％以下、Ｈ：０．０００～０．０１５％、Ｏ：０．０００～０．２５０％、Ｂ：０．０００～０．３００％、Ａｌ：０．０００～０．５００％、Ｃａ：０．０００～０．２００％、Ｓｃ：０．０００～０．１００％、Ｖ：０．０００～０．５００％、Ｃｏ：０．０００～０．６００％、Ｎｉ：０．０００～０．４００％、Ｚｎ：０．０００～０．３００％、Ｇａ：０．０００～０．２００％、Ｇｅ：０．０００～０．２００％、Ｙ：０．０００～０．３００％、Ｎｂ：０．０００～０．１５０％、Ｍｏ：０．０００～０．２５０％、Ａｇ：０．０００～０．１００％、Ｃｄ：０．０００～０．２００％、Ｉｎ：０．０００～０．１００％、Ｓｂ：０．０００～０．１００％、Ｂｉ：０．０００～０．１８０％、Ｈｆ：０．０００～０．３００％、Ｔａ：０．０００～０．３００％、Ｗ：０．０００～０．６００％、Ｒｅ：０．０００～０．３００％、Ａｕ：０．０００～０．１００％、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓの１種又は２種以上：合計で０．０００～０．２００％、並びにＭｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの１種又は２種以上：合計で０．００～０．２０％を含有し、残部がＴｉ及び不純物であり、平均直径４００ｎｍ以下の、チタンと炭素を含む化合物粒子が含まれる。
（２）上記（１）に記載のチタン材では、好ましくは、質量％で、Ｓ：０．０００１～０．０３００％、及びＰ：０．０００１～０．０３００％、である。
（３）上記（１）又は（２）に記載のチタン材では、好ましくは、Ｘ線回折による、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の分析結果を下記式に代入することによって算出されるＡ値が０．１０以上である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 　ここで、ＩＴｉＣは、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の一種であるＴｉＣの積分強度の代表値であり、ＩＴｉ２Ｃは、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の一種であるＴｉ２Ｃの積分強度の代表値であり、ＩＴｉＣ（ｈｋｌ）は、前記ＴｉＣの各ミラー指数における測定した積分強度であり、ＩＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は、前記Ｔｉ２Ｃの各ミラー指数における測定した積分強度であり、ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）は、前記ＴｉＣの各ミラー指数に対応する係数であり、ＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は、前記Ｔｉ２Ｃの各ミラー指数に対応する係数であり、ｎは５であり、ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）及びＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）と各ミラー指数の対応は下表の通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 （４）上記（１）～（３）の何れか一項に記載のチタン材は、好ましくは、Ｔｉ３Ｃ２を含む。
（５）本発明の別の態様に係る化学装置部品は、上記（１）～（４）の何れか一項に記載のチタン材を含む。
（６）本発明の別の態様に係る化学装置は、上記（５）に記載の化学装置部品を含む。
　本発明により、延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性に優れるチタン材を提供することができる。
本実施形態に係る製造方法で製造したチタン材の金属組織写真の一例である。 従来の製造方法で製造したチタン材の金属写真の一例である。黒色コントラスト部がＴｉＣ。図２Ａは特許文献３からの引用である。 従来の製造方法で製造したチタン材の金属写真の一例である。黒色コントラスト部がＴｉＣ。 本実施形態に係る製造方法で製造したチタン材の塩酸水溶液中での耐食性試験後の表面ＳＥＭ像の一例である。 従来の製造方法で製造したチタン材の塩酸水溶液中での耐食性試験後の表面ＳＥＭ像の一例である。矢印部が孔食を示している。 本実施形態に係るチタン材の焼鈍方法を例示する模式図。 チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径と強度延性バランスの関係を示す図。 チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径と全伸びの関係を示す図。 Ａ値（形成するチタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉ２Ｃの割合の指標値）と耐食性の関係を示す図。
（１．本実施形態に係るチタン材の概要）
　上記課題を解決するため、本発明者らは、チタン及び炭素を含む化合物粒子の形成サイズと、チタン材の延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性、及び耐応力腐食割れ性との関係について研究を進めた。
　その結果、チタン材の延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性、及び耐応力腐食割れ性を向上させるためには、主に
（１）Ｃ含有量を０．１０～０．３０％とすること、及び
（２）チタン材に形成するチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を４００ｎｍ以下とすること
が有効である旨を本発明者らは知見した。
　図１は、本実施形態に係る製造方法で製造したチタン材の金属組織写真の一例である。図２Ａ、及び図２Ｂは、いずれも従来の製造方法で製造したチタン材の金属組織写真の一例である。なお、図２Ａは特許文献３からの引用図である。これら写真において、黒色コントラスト部がＴｉＣである。図３Ａは、本実施形態に係るチタン材の塩酸水溶液中での耐食性試験後の表面ＳＥＭ像の一例である。図３Ｂは、従来のチタン材の塩酸水溶液中での耐食性試験後の表面ＳＥＭ像の一例である。従来のチタン材の表面には、局部腐食が発生している。図３Ｂにおいて矢印が付された箇所が局部腐食発生部である。このように、本実施形態に係るチタン材においては、耐食性及び耐局部腐食性が大きく改善した。その他の特性についても、本実施形態に係るチタン材が非常に優れることを本発明者は確認した。
　さらに本発明者は、チタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値（後述するＡ値）を０．１０以上とすることが、種々の特性の一層の向上のために好ましいことを見出した。加えて、チタンと炭素を含む化合物粒子にＴｉ３Ｃ２を含むことが一層好ましいことを本発明者は見出した。
　本実施形態に係るチタン材においては、優れた延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性を実現させるために、チタンと炭素を含む化合物粒子が重要な役割を果たす。本実施形態に係るチタン材においては、チタンと炭素を含む化合物粒子のサイズが上述の範囲内である限り、化合物粒子の種類は特に限定されないが、上述の理由により、Ｔｉ２ＣやＴｉ３Ｃ２が一層望ましい。
　さらに、Ｃを含有させたチタン合金に、１０％以上の加工度で冷間加工を施した後に、特定の熱処理を施すことで、チタン材に形成するチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を４００ｎｍ以下とできる旨も本発明者は知見した。
　本実施形態に係るチタン材の製造方法の一例に適用される熱処理について説明する。本実施形態にかかるチタン材は例えば、Ｃを含有させたチタン材半製品に、１０％以上の加工度で冷間加工を施した後に、熱処理を施すことにより得られる。熱処理では、２００～５９０℃の比較的低温での滞在時間や保持時間を、従来の熱処理よりも長く確保する。
　上記の温度域では、チタンやチタン材に含まれる元素の拡散速度が十分ではないことから、再結晶や相変態が十分に進まない。そのため、上記の温度域は従来技術では活用されていなかった。しかし本発明者らは、所定量のＣを含有させたチタン材半製品に冷間加工を施してから、上記の温度域で熱処理又は熱処理前の昇温として特定の平均昇温速度で経ることにより、チタンと炭素を含む小さな化合物粒子を形成し、さらに、このチタンと炭素を含む化合物粒子を準安定な相であるＴｉ２ＣやＴｉ３Ｃ２とすることができる旨を知見した。
　チタンと炭素を含む化合物粒子にはいくつかの種類があるが、Ｔｉ２Ｃ及びＴｉ３Ｃ２は、ＴｉＣと比べて熱力学平衡論的にも力学的にも不安定な、準安定相である。チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を４００ｎｍ以下とするために、２００～５９０℃での滞在時間や保持時間を従来よりも長く確保するが、この熱履歴において、Ｔｉ２Ｃ又はＴｉ３Ｃ２を形成させてもよい。この時、形成したＴｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２はＴｉＣに比べて粒子の成長速度が遅いため平均粒子径は４００ｎｍ以下とすることができる。その後の昇温や６００～８５０℃での保持により、一部ＴｉＣに変態するが、変態前のＴｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２の平均粒子径が小さいため、ＴｉＣに変態した後であっても平均粒子径４００ｎｍ以下とすることができる。
　さらに、上述の特徴を有するチタン材を化学装置部品や化学装置の材料のひとつとして使用した際、優れた接触抵抗、水素過電圧、酸素過電圧を発揮することを本発明者らは見出した。
（２．本実施形態に係るチタン材の具体的態様）
　次に、本実施形態に係るチタン材の具体的な態様について説明する。なお、本実施形態に係るチタン材の特徴は、主に、チタン材の化学組成、及びチタン材に含まれるチタンと炭素を含む化合物粒子の状態にある。従ってチタン材の形状等は特に限定されない。チタン材をチタン板又はチタン箔又はチタンストリップ又はチタンコイルとする場合、例えばその板厚を０．１～６．０ｍｍにすることが好適であるが、その他の板厚を適宜採用することもできる。チタン材が棒形状などの他の形状を有してもよい。チタン材を棒線形状とする場合、例えばその径を１～１０ｍｍにすることが好適であるが、その他の径を適宜採用することもできる。チタン材を管形状とする場合、例えばその径を１０～３００ｍｍにすることが好適であるが、その他の径を適宜採用することもできる。化学組成、及びチタンと炭素を含む化合物粒子の状態が以下に説明する範囲内であるチタン材は、本実施形態に係るチタン材であるとみなされる。本実施形態に係るチタン材は耐食性を向上させているため、保護層として機能する酸化物や水和物がチタン材表層に容易に形成する。また、本実施形態に係るチタン材においては、腐食環境下にて使用中に環境中に含まれる硫酸などと反応して硫化物などを表面に形成し得る。このような保護層あるいは硫化物などを表層に形成した場合でも、本実施形態に係るチタン材であるとみなされる。
（２．１．本実施形態に係るチタン材の化学組成）
　まず、本実施形態のチタン材の化学組成について説明する。以下の化学組成に関する説明では、「質量％」を単に「％」と略記する。
　＜Ｃ：０．１００～０．３００％＞
　Ｃは、本実施形態において延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性向上に重要な役割を果たす。Ｃの含有量の増大に伴い、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性が向上する。Ｃ含有による耐食性向上効果は、０．１００％以上の場合に顕著に発現する。好ましいＣの含有量は０．２８０％以下、より好ましくは０．２５０％以下である。
　一方、後述するように、本実施形態に係るチタン材に含有されるＣの一部は、チタンと炭素を含む化合物粒子として存在する。チタンと炭素を含む化合物粒子を形成する場合、Ｃ含有量が過剰になると、チタンと炭素を含む化合物粒子が過剰に形成されて、延性、加工性および強度延性バランスに悪影響を及ぼす。よって、Ｃの含有量は０．３００％以下とする。なお、好ましくはＣの含有量は０．１２０％以上、より好ましくは０．１５０％以上である。
　＜Ｎ：０．０００～０．０３０％＞
　Ｎは、強度向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ｎ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。Ｎの含有量の下限を０．００５％、より好ましくは０．０１０％としてもよい。
　一方、Ｎ含有量の増大にしたがい、延性及び靭性が劣化する。また、Ｎは、本実施形態に係るチタン材において耐食性向上に重要な役割を果たすＣと同じく、侵入型固溶元素である。そのため、Ｎ含有量の増加が、Ｃの固溶含有量の低下を引き起こしたり、チタンと炭素を含む化合物粒子の形成挙動に悪影響を及ぼしたりするおそれがある。したがって、Ｎの含有量は０．０３０％以下とする。好ましいＮの含有量は０．０２５以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
　＜Ｓｉ：０．０００～０．１００％＞
　Ｓｉは比較的安価な元素であり、耐熱性（耐酸化性、高温強度）向上に有効な元素である。ただし、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ｓｉ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。より好ましいＳｉの含有量の下限は０．００３％、より好ましいＳｉの含有量の上限は０．０８０％である。
　一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、Ｓｉ化合物析出が促されるおそれがある。また、チタンと炭素を含む化合物粒子中にＳｉが混入することで、当該化合物粒子の形成挙動に悪影響を及ぼすおそれがある。特に、チタンと炭素を含む化合物粒子の量が過剰となるおそれがある。この場合、チタン材の延性及び靭性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は０．１００％以下とする。より好ましいＳｉ含有量の上限は０．０８０％、０．０６０％、又は０．０４０％である。
　＜Ｆｅ：０．０００～０．３００％＞
　Ｆｅは強度向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ｆｅ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＦｅの下限含有量は０．０２０％、より好ましくは０．０３０％である。
　一方、Ｆｅ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。また、チタンと炭素を含む化合物粒子の近傍にＦｅが多く分布することで、当該化合物粒子の形成挙動に悪影響を及ぼすおそれがある。特に、チタンと炭素を含む化合物粒子の量が過剰となるおそれがある。したがって、Ｆｅの含有量は０．３００％以下とする。好ましいＦｅの上限含有量は０．２５０％、より好ましくは０．２００％である。Ｆｅの含有量を０．１００％未満、又は０．０８０％以下としてもよい。
　＜Ｓ：０．００００～０．０３００％＞
　Ｓは本実施形態に係るチタン材において必須ではない。従って、Ｓ含有量の下限値は０．００００％であってもよい。しかし、Ｓは強度向上効果を有する。また、Ｓは界面接触抵抗の向上に有効な元素である。例えば本実施形態に係るチタン材が化学装置部品及び化学装置などに含まれており、水溶液中にて長時間にわたって使用されて、不働態皮膜が成長した場合に、チタン材に含まれるＳは界面接触抵抗増大を抑制する効果が大きい。化学装置部品や化学装置の構成材料として用いられるチタン材の界面接触抵抗増大を抑制することで、化学装置部品及び化学装置等のエネルギーロスの小さい運転が可能となる。この効果を得るために、好ましくはＳの下限含有量は０．０００１％、より好ましくは０．０００５％、さらに好ましくは０．００１０％である。
　一方、Ｓ含有量の増大にしたがい、延性及び靭性が劣化する。また、チタンと炭素を含む化合物粒子中にＳが混入することで、当該化合物粒子の形成挙動に悪影響を及ぼすおそれがある。特に、チタンと炭素を含む化合物粒子の量が過剰となるおそれがある。したがって、Ｓの含有量は０．０３００％以下とする。なお、好ましいＳの上限含有量は０．０２５０％、より好ましくは０．０２００％である。
　＜Ｐ：０．００００～０．０３００％＞
　Ｐは本実施形態に係るチタン材において必須ではない。従って、Ｐ含有量の下限値は０．００００％であってもよい。しかし、Ｐは強度向上に有効な元素である。また、Ｐは界面接触抵抗の向上に有効な元素である。例えば本実施形態に係るチタン材が化学装置部品及び化学装置などに含まれており、水溶液中にて長時間にわたって使用されて、不働態皮膜が成長した場合に、チタン材に含まれるＰは界面接触抵抗増大を抑制する効果が大きい。化学装置部品及び化学装置等の構成材料として用いられるチタン材の界面接触抵抗増大を抑制することで、化学装置部品及び化学装置等のエネルギーロスの小さい運転が可能となる。従って、好ましくはＰの下限含有量は０．０００１％、より好ましくは０．０００５％、さらに好ましくは０．００１０％である。
　一方、Ｐ含有量の増大にしたがい、延性及び靭性が劣化する。また、チタンと炭素を含む化合物粒子中にＰが混入することで、当該化合物粒子の形成挙動に悪影響を及ぼすおそれがある。特に、チタンと炭素を含む化合物粒子の量が過剰となるおそれがある。したがって、Ｐの含有量は０．０３００％以下とする。なお、好ましいＰの上限含有量は０．０２５０％、より好ましくは０．０２００％である。
　＜Ｈ：０．０００～０．０１５％以下＞
　Ｈは、チタン水素化物を形成して、素材の延性及び靭性を劣化させる元素である。そのためＨ含有量は少ない方がよい。従って、Ｈ含有量は０．０００％であってもよい。また、Ｈの含有量は０．０１５％以下に制限する。好ましいＨの上限含有量は０．０１３％、又は０．０１０％である。このような低Ｈのチタン材を得る場合は、商用されているスポンジチタンを溶解原料に用いればよい。一層低Ｈのチタン材を得る場合は、高純度チタンを溶解原料に用いればよい。
　ただし、商用されているスポンジチタンにも様々なグレードがあるが、高純度のスポンジチタンを使用しすぎると、コスト増となる。本実施形態に係るチタン材において、コスト面からは、Ｈ含有量は０．００１％以上が好ましい。より好ましいＨの含有量の下限は０．００５％である。
　＜Ｏ：０．０００～０．２５０％以下＞
　Ｏは、強度向上に有効な元素であるが、本実施形態に係るチタン材において必須ではない。また、Ｏ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。また、Ｏは、本実施形態に係るチタン材において耐食性向上に重要な役割を果たすＣと同じく、侵入型固溶元素である。そのため、Ｏ含有量の増加により、Ｃの固溶含有量の低下や、チタンと炭素を含む化合物粒子の形成挙動に悪影響を及ぼすおそれがある。特に、チタンと炭素を含む化合物粒子の量が過剰となるおそれがある。したがって、Ｏ含有量は０．０００％であってもよい。また、Ｏの含有量は０．２５０％以下とする。好ましいＯの上限含有量は０．２００％、より好ましくは０．１８０％である。
　Ｏ含有量が低いチタン合金を得る場合は、商用されているスポンジチタンの中で高純度スポンジチタンを用いればよい。一層低Ｏのチタン材を得る場合は、高純度チタンを溶解原料に用いればよい。
　ただし、高純度のスポンジチタンを使用しすぎると、コスト増となる。本実施形態に係るチタン材において、好ましくはＯの下限含有量は０．０２０％、より好ましくは０．０３０％である。
　＜Ｂ：０．０００～０．３００％＞
　Ｂは、強度向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ｂ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。Ｂの含有量の下限を０．００５％、より好ましくは０．０１０％としてもよい。一方、Ｂ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。また、Ｂは、本実施形態に係るチタン材において耐食性向上に重要な役割を果たすＣと同じく、侵入型固溶元素である。そのため、Ｂ含有量の増加が、Ｃの固溶含有量の低下を引き起こしたり、チタンと炭素を含む化合物粒子の形成挙動に悪影響を及ぼしたりするおそれがある。したがって、Ｂの含有量は０．３００％以下とする。好ましいＢの含有量は０．１００以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
　＜Ａｌ：０．０００～０．５００％＞
　Ａｌは強度向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ａｌ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＡｌの下限含有量は０．０１０％、より好ましくは０．０２０％である。一方、Ａｌ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。したがって、Ａｌの含有量は０．０００～０．５００％とする。なお、好ましいＡｌの上限含有量は０．３５０％、より好ましくは０．２００％である。
　＜Ｃａ：０．０００～０．２００％＞
　Ｃａは耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性が確保されている。従って、Ｃａ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＣａの下限含有量は０．００２％、より好ましくは０．００５％である。一方、Ｃａ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。したがって、Ｃａの含有量は０．０００～０．２００％とする。なお、好ましいＣａの上限含有量は０．１００％、より好ましくは０．０４０％である。
　＜Ｓｃ：０．０００～０．１００％＞
　Ｓｃは耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性が確保されている。従って、Ｓｃ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＳｃの下限含有量は０．００１％、より好ましくは０．００３％である。一方、Ｓｃ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。したがって、Ｓｃの含有量は０．０００～０．１００％とする。なお、好ましいＳｃの上限含有量は０．０６０％、より好ましくは０．０３０％である。
　＜Ｖ：０．０００～０．５００％＞
　Ｖは強度向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ｖ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＶの下限含有量は０．０１０％、より好ましくは０．０２０％である。一方、Ｖは、強力なβ安定化元素である。Ｖ量が多量であると、α相を主体とした組織を得にくくなる。したがって、Ｖの含有量は０．５００％以下とする。好ましいＶの上限含有量は０．２００％、より好ましくは０．１００％である。
　＜Ｃｏ：０．０００～０．６００％＞
　Ｃｏは耐食性および耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐食性および局部腐食性が確保されている。従って、Ｃｏ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＣｏの下限含有量は０．０１０％、より好ましくは０．０２０％である。一方、Ｃｏは、Ｔｉとの化合物を形成し得る元素である。Ｃｏ量が多量であると、ＣｏとＴｉとの化合物が形成し、チタン材の延性と加工性が劣る。したがって、Ｃｏの含有量は０．６００％以下とする。好ましいＣｏの上限含有量は０．１００％、より好ましくは０．０５０％である。
　＜Ｎｉ：０．０００～０．４００％＞
　Ｎｉは耐食性および耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐食性および耐局部腐食性が確保されている。従って、Ｎｉ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＮｉの下限含有量は０．００２％、より好ましくは０．００５％である。一方、Ｎｉは、Ｔｉとの化合物を形成し得る元素である。Ｎｉ量が多量であると、ＮｉとＴｉとの化合物が形成し、チタン材の延性と加工性が劣る。したがって、Ｎｉの含有量は０．４００％以下とする。好ましいＮｉの上限含有量は０．２００％、より好ましくは０．１５０％である。
　＜Ｚｎ：０．０００～０．３００％＞
　Ｚｎは耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性が確保されている。従って、Ｚｎ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＺｎの下限含有量は０．００１％、より好ましくは０．００２％である。一方、Ｚｎ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。したがって、Ｚｎの含有量は０．０００～０．３００％とする。なお、好ましいＺｎの上限含有量は０．１５０％、より好ましくは０．０５０％である。
　＜Ｇａ：０．０００～０．２００％＞
　Ｇａは耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性が確保されている。従って、Ｇａ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＧａの下限含有量は０．００１％、より好ましくは０．００５％である。一方、Ｇａ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。したがって、Ｇａの含有量は０．０００～０．２００％とする。なお、好ましいＧａの上限含有量は０．１００％、より好ましくは０．０５０％である。
　＜Ｇｅ：０．０００～０．２００％＞
　Ｇｅは耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性が確保されている。従って、Ｇｅ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＧｅの下限含有量は０．００１％、より好ましくは０．００５％である。一方、Ｇｅ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。したがって、Ｇｅの含有量は０．０００～０．２００％とする。なお、好ましいＧｅの上限含有量は０．１００％、より好ましくは０．０５０％である。
　＜Ｙ：０．０００～０．３００％＞
　Ｙは耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性が確保されている。従って、Ｙ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＹの下限含有量は０．００１％、より好ましくは０．００２％である。一方、Ｙ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性及び靭性が劣化する。したがって、Ｙの含有量は０．０００～０．３００％とする。なお、好ましいＹの上限含有量は０．１２０％、より好ましくは０．０６０％である。
　＜Ｎｂ：０．０００～０．１５０％＞
　Ｎｂは耐食性向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐食性が確保されている。従って、Ｎｂ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＮｂの下限含有量は０．０５０％、より好ましくは０．０７０％である。一方、Ｎｂ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｎｂの含有量は０．０００～０．１５０％とする。なお、好ましいＮｂの上限含有量は０．１３０％、より好ましくは０．１００％である。
　＜Ｍｏ：０．０００～０．２５０％＞
　Ｍｏは強度向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ｍｏ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＭｏの下限含有量は０．００５％、より好ましくは０．０１０％である。一方、Ｍｏ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｍｏの含有量は０．２５０％以下とする。好ましいＭｏの上限含有量は０．２００％、より好ましくは０．１００％である。
　＜Ａｇ：０．０００～０．１００％＞
　Ａｇは耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性が確保されている。従って、Ａｇ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＡｇの下限含有量は０．０１０％、より好ましくは０．０１５％である。一方、Ａｇ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ａｇの含有量は０．０００～０．１００％とする。なお、好ましいＡｇの上限含有量は０．０８０％、より好ましくは０．０６０％である。
　＜Ｃｄ：０．０００～０．２００％＞
　Ｃｄは耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性が確保されている。従って、Ｃｄ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＣｄの下限含有量は０．００５％、より好ましくは０．０１０％である。一方、Ｃｄ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｃｄの含有量は０．０００～０．２００％とする。なお、好ましいＣｄの上限含有量は０．１２０％、より好ましくは０．０８０％である。
　＜Ｉｎ：０．０００～０．１００％＞
　Ｉｎは耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性が確保されている。従って、Ｉｎ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＩｎの下限含有量は０．００５％、より好ましくは０．００８％である。一方、Ｉｎ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｉｎの含有量は０．０００～０．１００％とする。なお、好ましいＩｎの上限含有量は０．０７０％、より好ましくは０．０５０％である。
　＜Ｓｂ：０．０００～０．１００％＞
　Ｓｂは耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性が確保されている。従って、Ｓｂ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＳｂの下限含有量は０．００２％、より好ましくは０．００５％である。一方、Ｓｂ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｓｂの含有量は０．０００～０．１００％とする。なお、好ましいＳｂの上限含有量は０．０６０％、より好ましくは０．０５０％である。
　＜Ｂｉ：０．０００～０．１８０％＞
　Ｂｉは耐局部腐食性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐局部腐食性が確保されている。従って、Ｂｉ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＢｉの下限含有量は０．００２％、より好ましくは０．００５％である。一方、Ｂｉ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｂｉの含有量は０．０００～０．１８０％とする。なお、好ましいＢｉの上限含有量は０．１５０％、より好ましくは０．０８０％である。
　＜Ｈｆ：０．０００～０．３００％＞
　Ｈｆは耐食性向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐食性が確保されている。従って、Ｈｆ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＨｆの下限含有量は０．００２％、より好ましくは０．００４％である。一方、Ｈｆ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｈｆの含有量は０．０００～０．３００％とする。なお、好ましいＨｆの上限含有量は０．２４０％、より好ましくは０．１４０％である。
　＜Ｔａ：０．０００～０．３００％＞
　Ｔａは耐食性向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐食性が確保されている。従って、Ｔａ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＴａの下限含有量は０．０２０％、より好ましくは０．０５０％である。一方、Ｔａ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｔａの含有量は０．０００～０．３００％とする。なお、好ましいＴａの上限含有量は０．２５０％、より好ましくは０．２２０％である。
　＜Ｗ：０．０００～０．６００％＞
　Ｗは耐食性向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって耐食性が確保されている。従って、Ｗ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＷの下限含有量は０．０５０％、より好ましくは０．０８０％である。一方、Ｗ含有量の増大にしたがい、延性が劣化する。したがって、Ｗの含有量は０．０００～０．６００％とする。なお、好ましいＷの上限含有量は０．５００％、より好ましくは０．４５０％である。
　＜Ｒｅ：０．０００～０．３００％＞
　Ｒｅは耐食性、耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ｒｅ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＲｅの下限含有量は０．００１％、より好ましくは０．００２％である。一方、Ｒｅ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｒｅの含有量は０．０００～０．３００％とする。なお、好ましいＲｅの上限含有量は０．１００％、より好ましくは０．０５０％である。
　＜Ａｕ：０．０００～０．１００％＞
　Ａｕは耐食性、耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ａｕ含有量の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくはＡｕの含有量合計値の下限含有量は０．００５％、より好ましくは０．０１０％である。一方、Ａｕ含有量の増大にしたがい、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ａｕの含有量は０．０００～０．１００％とする。なお、好ましいＡｕの上限含有量は０．０８０％、より好ましくは０．０４０％である。
　＜Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓの１種又は２種以上：合計で０．０００～０．２００％＞
　Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓは、耐食性、耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性の向上作用を有するが、本実施形態に係るチタン材においては別の手段によって強度が確保されている。従って、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓの含有量の合計値の下限値は０．０００％であってもよい。なお、好ましくは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓの下限合計含有量は０．００２％、より好ましくは０．００４％である。一方、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓの合計含有量が多量であると、チタン材の延性が劣化する。したがって、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓの合計含有量は０．２００％以下とする。Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓの好ましい上限合計含有量は０．０８０％、より好ましくは０．０６０％である。
　＜Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの合計含有量：０．００～０．２０％＞
　Ｃを含有しないチタン材において、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒは、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性を向上させる効果は乏しい。しかしながら本発明者らは、０．１０～０．３０％のＣを含有させたチタン材中にＭｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒのうち１種以上を微量添加し、さらに１０％以上の圧下率で冷間加工を施した後に、後述するパターンＡ、Ｂ、Ｃの熱処理を施すことで、更なる耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性の向上効果を発揮できることを本発明者らは見出した。本実施形態に係るチタン材のように、Ｃを含有するチタン材においては、合計０．０１％以上のＭｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの一種以上を含有させることで、チタン酸化物を主な構成物質とする不動態皮膜をより溶解し難くし、耐食性、耐局部腐食性、及び耐応力腐食割れ性を一層向上させる効果が得られる。
　本実施形態に係るチタン材において、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒは必須ではなく、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの合計含有量が０．００％であってもよいし、０．０１％未満でも良い。ただし、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの合計含有量が０．０１％以上の場合は、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性の向上効果をさらに向上させることができる。従って、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの１種又は２種以上を含有させる場合、これら元素の合計含有量の下限値を０．０１％、０．０２％、又は０．０５％としてもよい。
　ただし、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの合計含有量が過剰だと、Ｔｉ２Ｃｕ等の、本実施形態に係るチタン材に不必要な金属組織、及び金属間化合物等が形成してしまう場合があるので、望ましくない。そのため、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの合計含有量上限を、０．２０％以下とする。Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの好ましい上限合計含有量は、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．０８％である。なお、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒは、単独で含有させてもよく、２種以上を含有させてもよい。
　本実施形態に係るチタン材の化学組成の残部はＴｉ及び不純物である。不純物とは、例えばチタン材を工業的に製造する際に、原料、又は製造工程の種々の要因によってチタン材に混入する成分であって、本実施形態に係るチタン材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（２．２．本実施形態に係るチタン材の金属組織）
　次に、本実施形態のチタン材の金属組織について説明する。
＜チタン材に含まれる、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径：４００ｎｍ以下＞
　本実施形態に係るチタン材は、チタンと炭素を主な成分とする介在物及び析出物等の粒子を含有する。
　一般的に、チタン材に含まれる粒子は、チタン材の強度を向上させるものの、チタン材の延性や加工性を低下させる。そのため、従来技術において、チタンと炭素を含む化合物粒子を用いて強度を確保したチタン材では、延性は必ずしも十分ではなかった。
　しかしながら、本実施形態に係るチタン材では、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を４００ｎｍ以下とする。これにより、チタン材の強度と、チタン材の延性及び加工性とを、高い水準で両立させて、優れた強度延性バランスを達成することができる。
　また、チタンと炭素を含む化合物粒子は、チタン材の耐食性を向上させる。しかし、チタンと炭素を含む化合物粒子の大きさが不適切である場合は、耐局部腐食性や耐応力腐食割れ性の向上は十分ではない。そのため、本実施形態では、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を制御している。
　また、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が小さい方が、チタン材の延性、加工性、強度延性バランス、及び耐局部食性の向上効果が大きい。母相と、チタンと炭素を含む化合物粒子との界面におけるミスフィットが大きい場合は、当該界面が、チタン材の加工時の割れや局部腐食の起点となり得る。しかし、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を小さくすることで、母相と、チタンと炭素を含む化合物粒子との界面における割れや局部腐食が抑制される。この効果は、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が４００ｎｍ以下の場合に顕著に発揮される。
　なお、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径の好ましい下限は１ｎｍ、より好ましくは２ｎｍである。チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径の好ましい上限は２００ｎｍ、より好ましくは１５０ｎｍ、さらに好ましくは１００ｎｍ、より一層望ましくは１０ｎｍである。
　本実施形態に係るチタン材では、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が上述の範囲内である限り、その他の金属組織の構成は特に限定されない。以下に、金属組織の好適な例を示す。
＜粒子の最大直径：好ましくは５μｍ（５０００ｎｍ）以下＞
　チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が上述の範囲内であれば、粗大な粒子がチタン材に含まれることは許容される。この「粒子」とは、チタンと炭素を含む化合物粒子のことである。
　一方、粗大な粒子の形成を抑制し、チタン材に含まれる粒子の最大粒子径を５μｍ以下とすることにより、チタン材の機械特性が一層向上する。従って、チタン材に含まれる粒子の最大粒子径を５μｍ以下と規定してもよい。
＜チタンと炭素を含む化合物粒子の種類と割合：好ましくは、Ｔｉ２Ｃの割合の指標値であるＡ値が０．１０以上＞
　本実施形態に係るチタン材においては、チタンと炭素を含む化合物粒子を構成する主な炭化物の種類は、特に限定されない。チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を４００ｎｍ以下とすれば、当該粒子に含まれる炭化物の種類にかかわらず、良好な特性が得られる。
　チタン材に形成されうる種々の炭化物は、主にＴｉＣであると一般的には認識されている。一方、Ｔｉ２Ｃが、チタン材の諸特性の一層の向上のために好ましい。そのため、本実施形態に係るチタン材においては、以下の式によって算出されるＡ値を介して、Ｔｉ２Ｃの量を規定してもよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 　ここで、ＩＴｉＣは、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の一種であるＴｉＣの積分強度の代表値であり、ＩＴｉ２Ｃは、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の一種であるＴｉ２Ｃの積分強度の代表値であり、ＩＴｉＣ（ｈｋｌ）は、前記ＴｉＣの各ミラー指数における測定した積分強度であり、ＩＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は、前記Ｔｉ２Ｃの各ミラー指数における測定した積分強度であり、ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）は、前記ＴｉＣの各ミラー指数に対応する係数であり、ＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は、前記Ｔｉ２Ｃの各ミラー指数に対応する係数であり、ｎは５である。ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）及びＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）と各ミラー指数の対応は以下の通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 　Ａ値は、チタン材に形成するチタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値である。Ａ値の具体的な測定方法は後述する。
　本実施形態に係るチタン材では、炭化物の種類は限定されず、従ってＡ値が０であってもよい。この場合、チタンと炭素を含む化合物粒子にはＴｉ２Ｃがほとんど含まれないと推定される。一方、チタン材にＴｉ２Ｃを生じさせることにより、Ａ値を０．１０以上とすることが好ましい。Ｔｉ２Ｃは、ＴｉＣと比べて熱力学平衡論的にも力学的にも不安定な準安定相である。Ｔｉ２Ｃの臨界分解せん断応力は、ＴｉＣのそれより小さい。従って、Ｔｉ２Ｃを含むチタン材は、塑性変形が容易である。ＴｉＣ（又は、チタンと炭素を含む化合物粒子）を形成したチタン材においては通常、強度と、延性及び加工性とは両立しがたい。しかしながら、塑性変形が容易なＴｉ２Ｃをチタン材に形成させた場合は、延性や加工性を損なわずに、チタン材の強度を向上させることができる。そのため、Ａ値を０．１０以上とすることが好ましい。ＴｉＣに対するＴｉ２Ｃの割合を増大させることにより、チタン材の延性、及び加工性を一層向上させ、さらに、強度延性バランスを一層向上させることができる
　加えて、耐食性、耐局部腐食性、及び耐応力腐食割れ性に関しても、Ｔｉ２Ｃが形成されたチタン材は一層優れる。何故ならＴｉ２Ｃは、ＴｉＣよりもカソード反応促進能が高く、チタンと炭素を含む化合物粒子だけでなく、この化合物粒子を含むチタン材そのものの電位貴化を促進できるからである。チタン材は、貴な電位領域において、広い不動態領域を有する。そのため、チタン材そのものの電位が貴化することで、不動態化が促進され、一層優れた耐食性を発揮する。即ち、Ａ値を０．１０以上にして、Ｔｉ２Ｃの割合を多くすることにより、チタンの不動態化がより促進され、耐食性、耐局部腐食性、及び耐応力腐食割れ性が向上する。
　Ａ値が０．１０以上の場合に、これらの効果が顕著に得られる。好ましいＡ値の下限は０．４０、より好ましくは０．６０、更に好ましくは０．８０である。
＜チタンと炭素を含む化合物粒子の種類：さらに好ましくは、Ｔｉ３Ｃ２を含むこと＞
　Ｔｉ３Ｃ２を構成するＣ原子由来の電子のエネルギー状態は、ＴｉＣやＴｉ２Ｃのそれとは異なる。チタン材がＴｉ３Ｃ２を含むことで、チタン材の界面接触抵抗、水素過電圧、及び酸素過電圧を一層向上させることができる。従って本実施形態に係るチタン材は、Ｔｉ３Ｃ２を含むことが好ましい。
　Ｔｉ３Ｃ２は、ＴｉＣと比べて熱力学平衡論的にも力学的にも不安定な準安定相である。Ｔｉ３Ｃ２の臨界分解せん断応力は、ＴｉＣのそれより小さい。従って、Ｔｉ３Ｃ２を含むチタン材は、塑性変形が容易である。チタン材においては通常、強度と、延性及び加工性とは両立しがたい。しかし、塑性変形が容易なＴｉ３Ｃ２をチタン材に形成させた場合は、延性や加工性を損なわずに、強度を向上させることができる。即ち、チタン材がＴｉ２Ｃ３を含むことにより、伸びなどの延性、及び加工性を一層向上させ、さらに、強度延性バランスを一層向上させることができる。この効果は、Ｔｉ２Ｃと同様である。
　加えて、Ｔｉ３Ｃ２がチタン材の界面接触抵抗、水素過電圧、及び酸素過電圧を向上させる効果は、Ｔｉ２Ｃのそれよりも大きい。Ｔｉ３Ｃ２が形成したチタン材は、一層優れる。Ｔｉ３Ｃ２の電気伝導性、水素および酸素発生能は、ＴｉＣ等の他のチタンと炭素を含む化合物粒子のそれよりも高いためである。当然のことながら、チタン材がＴｉ２Ｃ及びＴｉ３Ｃ２の両方を含んでもよい。チタン材におけるＡ値が０．１０以上であり、かつチタン材がＴｉ３Ｃ２を含むことが最も好ましい。
　平均直径が４００ｎｍ以下のＴｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２の臨界せん断分解応力は、ＴｉＣの臨界せん断分解応力よりも小さい。そのため、Ｔｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２を利用することで、後述する種々耐食性に一層優れているともに、高い伸び等の延性、加工性、強度延性バランスの全てを一層高い水準とするチタン材を得ることができる。
　チタンと炭素を含む化合物粒子を上述の通り制御する方法の一例について説明する。チタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合、及び当該化合物粒子におけるＴｉ３Ｃ２の有無は、熱処理パターンや熱処理条件に影響される。具体的には、これらの化合物粒子の態様は、２００～５９０℃の比較的低温での滞在時間及び保持時間に依存する。準安定なＴｉ２Ｃ又はＴｉ３Ｃ２が形成する２００～５９０℃での滞在時間や保持時間が長いほど、最終的に素材中に存在するＴｉ２Ｃの割合を大きくすることができ、さらに、Ｔｉ３Ｃ２を形成することが出来る。その後の昇温、及び６００～８５０℃での保持により、Ｔｉ２Ｃ及びＴｉ３Ｃ２の一部はＴｉＣに変態するが、２００～５９０℃での滞在時間や保持時間を長くすることで、形成するチタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値を０．１０以上とすることができ、さらにＴｉ３Ｃ２を形成することができる。
　耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性に関しては、Ｔｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２が形成したチタン材は、ＴｉＣが形成したチタン材よりも顕著に優れる。Ｔｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２は、ＴｉＣよりもカソード反応促進能が高く、チタンと炭素を含む化合物粒子だけでなく、この化合物粒子を含むチタン材そのものの電位貴化を促進できる。チタンは高電位領域に広い不動態領域を有する。そのため、形成するチタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値を高くすることで、不動態化が促進され、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。さらに、チタン材がＴｉ３Ｃ２を含む場合は、これらの特性一層向上させることができる。
　なお、様々な化合物が、任意の組成比の範囲内で存在するのと同様に、本実施形態に係るチタン材におけるＴｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２でも、Ｔｉ原子とＣ原子とが化学量論的組成とならなくともよい。すなわち、Ｔｉ２Ｃの結晶格子構造から決定される回折角度（２θ）と、Ｘ線回折測定における回折ピークとが一致するＴｉ炭化物は、Ｔｉ２Ｃとみなされる。炭化物中のＴｉ原子とＣ原子との比が完全に２：１ではなく、例えば、原子空孔を含んでいる炭化物も、上述の要件が満たされる限りＴｉ２Ｃと判定される。また、Ｔｉ３Ｃ２のＣ１ｓ軌道の（２８２．０ｅＶにおけるスペクトル強度）／（２８１．５ｅＶにおけるスペクトル強度）を、Ｔｉ３Ｃ２有無の判断基準とする。スペクトル強度の単位はカウント数／秒である。この測定を３点で行った際の（２８２．０ｅＶにおけるスペクトル強度）／（２８１．５ｅＶにおけるスペクトル強度）の平均値が、０．６０以上の場合に、チタン材にＴｉ３Ｃ２が含まれると判断する。
　炭化物中のＴｉ原子とＣ原子の比が完全に３：２ではなく、例えば原子空孔を含んでいる炭化物も、上述の要件が満たされる限りＴｉ３Ｃ２と判定される。
　チタン材に占める、チタンと炭素を含む化合物粒子の体積割合は特に限定されない。少なくとも、チタンと炭素を含む化合物粒子合計のＸ線回折ピーク積分強度の、α相のＸ線回折ピーク積分強度に対する割合が０．０１以上であればよい。
　本実施形態に係るチタン材は、上述した化学組成に起因して、α相を主体とした金属組織を有する。α相の他に、β相が金属組織に含まれてもよい。例えば、チタン材に占めるβ相の割合を１Ｖｏｌ％未満としてもよい。また、チタン材に占めるα相及びチタンと炭素を含む化合物粒子の合計量の割合を９６Ｖｏｌ％以上としてもよい。チタン材の使用環境に起因して、チタン水素化物がチタン材に形成される場合がある。本実施形態に係るチタン材においては、チタン水素化物の含有も許容される。例えば、チタン材に占めるチタン水素化物の量の割合を３Ｖｏｌ％未満としてもよい。なお、「Ｖｏｌ％」は体積の割合を意味する。
（２．３．本実施形態に係るチタン材の金属組織の評価方法）
　なお、本実施形態におけるチタン材の金属組織は、以下のような方法により特定することが可能である。
＜チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径の特定方法＞
　チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径は、チタン材の断面をＳＥＭ及びＴＥＭで観察することにより測定することができる。チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径の大きさに応じて、採用するデータは異なる。まずＳＥＭを用いてチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を測定する。ＳＥＭ観察の結果、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が４００ｎｍ以上の場合は、ＳＥＭデータを採用する。ＳＥＭを用いて得られたチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が４００ｎｍ未満の場合は、さらにＴＥＭを用いた測定を行い、ＴＥＭデータを採用する。
　ＳＥＭ観察では、まず、２通りの観察面を決定する。２通りの断面は、チタン材の板厚方向に平行な任意の断面（断面１）、及びチタン材の板厚方向に平行かつ断面１と垂直な関係を満足する断面（断面２）とする。例えば、断面１がチタン材のＬ断面である場合、断面２はチタン材のＴ断面となる。Ｌ断面とはチタン材の圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面であり、Ｔ断面とは、チタン材の圧延方向に垂直かつ圧延面に垂直な断面である。
　断面１と断面２を鏡面研磨した後、コロイダルシルカ含有液を研磨液として当該断面に研磨を行って得られた面を、観察する。走査型電子顕微鏡で１０００倍、３０００倍、５０００倍、及び１００００倍の倍率で、これらの断面を観察する。そして、観察視野中に５個以上２０個以下の粒子を含む画像が得られる倍率を、平均直径の特定のために採用する。観察した２通り以上の倍率で５個以上２０個以下の粒子を含む場合は、より高い倍率での観察結果を採用する。
　採用した倍率で、断面１において５視野を観察し、断面２においても５視野を観察する。観察する視野の数は、合計で１０となる。そして、１０視野それぞれにおける、粒子の平均直径を算出する。粒子が楕円として観察される場合は、粒子の長軸長さ及び短軸長さの平均値を、粒子の直径とみなす。そして、１０視野それぞれにおいて算出した粒子の平均直径の、相加平均値を算出する。これを、チタン材に含まれる粒子の平均直径とする。なお、走査型電子顕微鏡観察により粒子の平均直径を算出する場合、直径が１００ｎｍ未満の粒子は観察対象外とする。粒子が楕円として観察される場合は、長軸長さが１００ｎｍ未満の粒子は、観察対象外とする。
　併せて、走査型電子顕微鏡に備わるＥＤＳにより粒子を点分析する。加えて、ＸＲＤ（Ｘ線回折）分析も行う。Ｘ線回折の条件は以下の通りとする。
・特性Ｘ線：ＣｏＫα線
・電圧：３０ｋＶ
・電流：１００ｍＡ
・測定範囲：１０°≦２θ≦１１０°
・ステップ：０．０４°
・測定方法：θ－２θ法
　Ｘ線回折ピークの位置に基づいて、α相、β相、Ｔｉ２Ｃ、及びＴｉＣを同定することができる。回折ピーク強度がバックグランド以下である相は、検出されなかったものとみなされる。
　以下の２つの条件を満足する粒子は、チタンと炭素を含む化合物粒子であるとみなされる。
（１）ＳＥＭ－ＥＤＳで点分析した結果、Ｔｉ及びＣの両方が検出される。
（２）ＸＲＤ分析の結果、ＴｉＣ及びＴｉ２Ｃの一方、又は両方が検出される。
　上述のＳＥＭ観察において視認された粒子が全て、Ｔｉ及びＣの両方を含むことが確認された場合は、上述のＳＥＭ観察によって算出された粒子の平均直径を、Ｔｉ及びＣを含む化合物粒子の平均直径とみなす。上述のＳＥＭ観察において視認された粒子の一部又は全部が、Ｔｉ及びＣの一方又は両方を含まない場合は、Ｔｉ及びＣの両方を含む粒子のみを対象とした、平均直径の測定を再度実施する。
　ＴＥＭ観察でも、まず、２通りの観察面を決定する。２通りの断面は、上述したチタン材の板厚方向に平行な任意の断面（断面１）、及びチタン材の板厚方向に平行かつ断面１と垂直な関係を満足する断面（断面２）とする。
　断面１と断面２からＦＩＢ加工によりサンプルを採取し、これをＴＥＭ観察に用いる。透過型電子顕微鏡で５０００倍、２００００倍、５００００倍、１０００００倍、３０００００倍の倍率で観察し、観察視野中に５個以上２０個以下の粒子を含む画素が得られる倍率を、平均直径の特定のために採用する。
　採用した倍率で、断面１において５視野を観察し、断面２において５視野を観察する。観察する視野の数は、合計で１０となる。そして、１０視野それぞれにおける、粒子の平均直径を算出する。粒子が楕円として観察される場合は、粒子の長軸長さ及び短軸長さの平均値を、粒子の直径とみなす。そして、１０視野それぞれにおいて算出した粒子の平均直径の、相加平均値を算出する。これを、チタン材に含まれる粒子の平均直径とする。なお、透過型電子顕微鏡観察により粒子の平均直径を算出する場合、直径が１ｎｍ未満の粒子は観察対象外とする。粒子が楕円として観察される場合は、長軸長さが１ｎｍ未満の粒子は観察対象外とする。
　なお、併せて、透過型電子顕微鏡に備わるＥＤＳにより粒子を点分析し、加えて、上述した条件でＸＲＤ分析も行う。以下の２つの条件を満足する粒子は、チタンと炭素を含む化合物粒子であるとみなされる。
（１）ＴＥＭ－ＥＤＳで点分析した結果、Ｔｉ及びＣの両方が検出される。
（２）ＸＲＤ分析の結果、ＴｉＣ及びＴｉ２Ｃの一方、又は両方が検出される。
　この確認作業によって、粒子がＴｉ及びＣを含むか否かを判定することができる。上述のＴＥＭ観察において視認された粒子が全て、Ｔｉ及びＣの両方を含むことが確認された場合は、上述のＴＥＭ観察によって算出された粒子の平均直径を、Ｔｉ及びＣを含む化合物粒子の平均直径とみなす。上述のＴＥＭ観察において視認された粒子の一部又は全部が、Ｔｉ及びＣの一方又は両方を含まない場合は、Ｔｉ及びＣの両方を含む粒子のみを対象とした、平均直径の測定を再度実施する。加えて、透過型電子顕微鏡の電子線回折パターン又は高速フーリエ変換パターンにより、炭化物の結晶構造を有することを確認してもよい。
＜Ａ値の特定方法＞
　Ａ値は、上述の条件で行われるＸ線回折により測定される、Ｔｉ２Ｃ及びＴｉＣの回折ピーク積分強度から算出する。
　Ａ値の算出方法の一例を説明する。ＴｉＣにおいては（１　１　１）（２　０　０）（２　２　０）（３　１　１）（２　２　２）の５つの回折面を採用した。Ｔｉ２Ｃにおいては（１　１　１）（２　２　２）（４　０　０）（４　４　０）（６　２　０）の５つの回折面をＴｉ２Ｃ（２　２　２）を採用した。なお、括弧内の数値は結晶のミラー指数（ｈ　ｋ　ｌ）である。測定した２θ範囲の積分強度と以下の係数を用いて、式３、式４、式５からＡ値を算出する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　まず、上記した回折面の積分強度と係数を以下の式に代入して、ＩＴｉＣとＩＴｉ２Ｃを算出する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
 　ここで、ＩＴｉＣ（ｈ　ｋ　ｌ）は測定した積分強度であり、ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）は上記記した係数であり、ｎ＝５である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
 　ここで、ＩＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は測定した積分強度であり、ＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は上記した係数であり、ｎ＝５である。
　次に、算出したＩＴｉＣ及びＩＴｉ２Ｃを用いて、以下の式からＡ値を算出する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
＜Ｔｉ３Ｃ２の特定方法＞
　Ｔｉ３Ｃ２の有無は、ＸＰＳによって確認する。使用するＸ線は、Ａｌ　Ｋα線とする。分析領域の直径は、１０μｍφとする。まず、測定サンプルに対して、２０ｎｍの深さまでスパッタリングを行う。これにより、測定サンプルの表面汚染および酸化物を除去する。次に、２８０．００～２８４．００ｅＶを含む範囲で、測定サンプルにナロースキャンスペクトル分析を行う。ナロースキャンは、結合エネルギーを０．０５ｅＶ以下の測定ピッチとして行う。各測定点での測定回数は３回とし、３回測定の平均データを算出する。算出したデータにおける２８２．００ｅＶと２８１．５０ｅＶのスペクトル強度を、Ｔｉ３Ｃ２の有無の判断基準として採用する。具体的には、
（２８２．００ｅＶにおけるスペクトル強度）／（２８１．５０ｅＶにおけるスペクトル強度）
を、Ｔｉ３Ｃ２有無の判断基準とする。スペクトル強度の単位はカウント数／秒である。この測定を３点で行った際の（２８２．００ｅＶにおけるスペクトル強度）／（２８１．５０ｅＶにおけるスペクトル強度）の平均値が、０．６０以上の場合に、チタン材にＴｉ３Ｃ２が含まれると判断する。
（３．本実施形態に係るチタン材の製造方法の一例）
　次に、本実施形態に係るチタン材の好適な製造方法について説明する。この製造方法によれば、上述した特徴を有するチタン材を得ることができる。ただし、本実施形態に係るチタン材においては、その製造方法は特に限定されない。以下に説明されるものとは異なる製造条件で得られたチタン材であっても、その化学組成、及びチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が上述の範囲内であれば、本実施形態に係るチタン材である。以下の説明では、「ｓ」は秒を意味する。
　本実施形態に係るチタン材の好適な製造方法の例は、
（Ｓ１）本実施形態に係るチタン材と同一の化学組成を有するインゴット又はスラブ又はビレット又はブルームを溶製する工程と、
（Ｓ２）インゴット又はスラブ又はビレット又はブルームを分塊圧延又は熱間鍛造し半製品を得る工程と、
（Ｓ３）上記Ｓ２工程で得た半製品を熱間加工して熱間加工材を得る工程と、
（Ｓ４）必要に応じて、熱間加工材を中間焼鈍する工程と、
（Ｓ５）熱間加工材を冷間加工して冷間加工材を得る工程と、
（Ｓ６）冷間加工材を追加焼鈍する工程と、
を備える。（Ｓ２）に記載したインゴット又はスラブ又はビレット又はブルームを分塊圧延又は熱間鍛造する工程は、インゴット又はスラブ又はビレット又はブルームの形状が（Ｓ３）の実施に支障がない場合は、省略しても構わない。工程Ｓ５とＳ６は複数回繰り返してもよい。工程Ｓ３～Ｓ６は、下表に示す条件で行われる。これらの工程の前後に、研削および切削による表面手入を行ってもよい。これら工程の前後に、必要に応じて、ブラスト、及び酸洗処理などを行ってもよい。
（溶製Ｓ１）
（分塊圧延又は熱間鍛造Ｓ２）
　まず、上記の成分範囲としたインゴットやスラブを溶製する。必要に応じビレットやブルームを溶製しても構わない。溶製の方法は特に限定されない。真空アーク溶解、電子ビーム溶解、プラズマ溶解など公知の種々の溶製方法を用いることができる。次に、インゴット又はスラブを分塊圧延、又は熱間鍛造する。インゴット又はスラブ又はビレット又はブルームの形状が（Ｓ３）熱間加工の実施に支障がない場合は、分塊圧延と熱間鍛造は省略しても構わない。分塊圧延又は熱間鍛造の方法は特に限定されない。これらの工程の前後に、研削および切削による表面手入を行ってもよい。
（熱間加工Ｓ３）
　分塊圧延又は熱間鍛造された半製品あるいはインゴット又はスラブ又はビレット又はブルームを、熱間加工して、熱延加工材を得る。熱間加工温度及び熱間加工率は特に限定されない。一方、熱間加工後の冷却速度を好適に制御することにより、製造途中段階におけるチタン材のチタンと炭素を含む化合物粒子が少ない状態を得ることができる。製造途中段階においてチタンと炭素を含む化合物粒子が少ない状態とすることで、最終製品におけるチタンと炭素を含む化合物粒子を多くすることが容易となるため、望ましい。具体的には、この状態とするためには、熱間加工後の熱延加工材の冷却速度を０．１℃／ｓｅｃ以上とする。
（中間焼鈍Ｓ４）
　熱間加工後の冷却速度を制限する代わりに、熱間加工後の熱延加工材に中間焼鈍を施すことでも、製造途中段階におけるチタンと炭素を含む化合物粒子が少ない状態を実現できる。熱間加工後に中間焼鈍を施す場合は、６００～８５０℃の範囲で中間焼鈍を行う。熱間加工後の焼鈍における平均昇温速度、保持時間、冷却速度は一般的な条件で、中間焼鈍を実施して構わない。一方、保持温度６００～８５０℃の範囲で保持時間１０ｓ以上の保持を行ってもよい。平均昇温速度は０．１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下、冷却速度は１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で行ってもよい。特にＴｉ３Ｃ２の形成量を多くするためには、熱間加工後の中間焼鈍における保持時間を５０ｓ以上とすることが有効である。なお、中間焼鈍における平均昇温速度とは、室温から保持温度までの昇温に要する時間で、室温と保持温度との差を割った値である。
（冷間加工Ｓ５）
　次に、熱間加工材、又は中間焼鈍を施した熱間加工材を冷間加工して、最終的に必要な形状を有する冷間加工材を得る。冷間加工では、冷間加工度を１０％以上とする。冷間加工度の技術意義は後述する。
　なお、「冷間加工度」とは、熱間加工材、又は中間焼鈍を施した熱間加工材の寸法に対する、冷間加工及び最終熱処理後のチタン材の寸法の変化率に基づいて算出される加工度である。即ち、冷間加工度とは、熱間加工Ｓ３の終了時又は熱間加工後の中間焼鈍Ｓ４の終了時から、後述する追加焼鈍Ｓ６の終了時までの合計の加工度である。追加焼鈍Ｓ６の完了後の、形状矯正等を目的とした冷間加工は、冷間加工の加工度には含まれない。
（追加焼鈍Ｓ６）
　冷間加工材に、例えば図５に示す４つのパターンＡ、Ｂ、Ｃ１及びＣ２のいずれかの熱プロファイルの追加焼鈍を施す。パターンＡは、高温で行われる熱処理ＩＩを含む。パターンＢ、Ｃ１、及びＣ２は、低温で行われる熱処理Ｉ、及び、高温で行われる熱処理ＩＩを含む。これらにより、上記した金属組織を満足するチタン材が得られる。まず、熱処理Ｉ及び熱処理ＩＩについて説明し、次いで、これらを組み合わせたパターンＡ、Ｂ、Ｃ１及びＣ２について説明する。ただし、以下に示される熱処理パターンは、本実施形態に係るチタン材の製造方法の好適な一例にすぎない。以下に示される熱処理パターン以外の方法で得られたチタン材であっても、上述された要件を満たすのであれば、本実施形態に係るチタン材であるとみなされる。
＜熱処理Ｉ＞
　熱処理Ｉでは、２００～５９０℃における滞在時間又は保持時間を長くして、平均直径４００ｎｍ以下のチタンと炭素を含む化合物粒子を形成する。
＜熱処理ＩＩ＞
　熱処理ＩＩでは、６００～８５０℃の温度域で追加焼鈍を施す。熱処理ＩＩを施した後の冷却速度は、特に限定されない。熱処理ＩＩを施した後の冷却速度は０．００１℃／ｓ以上であればよい。更に好ましくは、０．００５℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下である。
　なお、熱処理Ｉを行う場合、熱処理ＩＩを行う前の平均昇温速度は限定されない。しかし、熱処理Ｉを行わない場合、即ち後述のパターンＡの熱処理の場合、少なくとも、熱処理Ｉに相当する２００～５９０℃の間の平均昇温速度を１℃／ｓ以下とすることが好ましい。２００～５９０℃の間の平均昇温速度は、更に好ましくは、０．００１℃／ｓ以上０．８００℃／ｓ以下である。なお、パターンＡにおける平均昇温速度とは、２００℃から５９０℃までの昇温に要する時間で、２００℃と５９０℃との差を割った値である。保持温度が５９０℃未満の場合、平均昇温速度は、２００℃と保持温度までの昇温に要する時間で、２００℃と保持温度との差を割った値である。
　これらの熱プロファイルの要点は、
（１）パターンＡにおける平均昇温速度の調整や、パターンＢおよびＣにおける熱処理Ｉの保持を比較的低温で施すことで、Ｔｉ２Ｃ又はＴｉ３Ｃ２を形成させ、
（２）その後の熱処理ＩＩによってαを再結晶させる
ことである。なお、本実施形態において一旦形成したＴｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２は、Ｔｉ２ＣからＴｉＣ又はＴｉ３Ｃ２からＴｉＣに変態する速度が遅く、熱処理ＩＩによりＴｉ２Ｃ又はＴｉ３Ｃ２が完全にＴｉＣに変態することはない。
　熱処理Ｉおよび熱処理ＩＩの平均昇温速度と保持時間は、採用する熱履歴パターンにより異なる。以下で、それぞれの条件について説明する。
＜＜パターンＡ＞＞
　パターンＡは、熱処理Ｉを省略し、その代わりに熱処理ＩＩの保持温度到達前の平均昇温速度を遅くする熱プロファイルである。なお、パターンＡにおける平均昇温速度とは、２００℃から５９０℃までの昇温に要する時間で、２００℃と５９０℃との差を割った値である。
　冷間加工後に、パターンＡにより熱処理を施す場合、熱処理ＩＩ（保持下限温度６００℃、保持上限温度８５０℃）の２００～５９０℃における平均昇温速度を１℃／ｓ以下とした上で、保持時間を１０ｓ以上とする。更に好ましくは、パターンＡにおける熱処理ＩＩの保持時間は３０ｓ以上である。
　図４の上段に、パターンＡに従った熱処理パターンの例を示す。パターンＡでは、熱処理Ｉを省略する。熱処理ＩＩにおける平均昇温速度を遅くすることで、２００～５９０℃における滞在時間を長くする。これにより、平均直径４００ｎｍ以下のチタンと炭素を含む化合物粒子を形成し、且つ、チタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値を０．１０以上とすることが、パターンＡの熱処理の要点である。パターンＡの熱処理ＩＩにおける、昇温後の到達温度は６００～８５０℃とする。この温度で保持することで、α相からなる結晶粒（以降α粒）と、平均直径４００ｎｍ以下で形成するチタンと炭素を含む化合物粒子とを含み、Ａ値が０．１０以上となる金属組織を得ることが可能である。
　パターンＡでは、熱処理ＩＩの保持温度到達前において２００～５９０℃における平均昇温速度が速すぎると、同温度域での滞在時間が短くなり、Ｔｉ２Ｃ又はＴｉ３Ｃ２が十分に形成されなくなり、Ａ値を満足しない。また、熱処理ＩＩの保持温度到達前において２００～５９０℃における平均昇温速度が速すぎると、Ｔｉ２Ｃ又はＴｉ３Ｃ２が未形成である段階でＴｉＣが形成し成長してしまい、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が大きくなってしまう。
　また、パターンＡでは、熱処理ＩＩの保持時間が短すぎると、αの再結晶が十分ではない。そのため、熱処理ＩＩの保持温度到達前において２００～５９０℃における平均昇温速度を１℃／ｓ以下と遅くし、熱処理ＩＩの保持時間を１０ｓ以上とする。
　パターンＡでは、追加焼鈍の前に行われる冷間加工では、加工率を１０％以上とする。加工率は、更に好ましくは１５％以上である。これにより、熱処理時のＴｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２の粒子数の増加が期待される。
＜＜パターンＢ＞＞
　パターンＢは、熱処理Ｉ及び熱処理ＩＩを連続的に行う熱プロファイルである。冷間加工後に、パターンＢにより熱処理を施す場合、熱処理Ｉ（保持下限温度２００℃、保持上限温度５９０℃）における保持時間を１００ｓ以上とし、熱処理ＩＩ（保持下限温度６００℃、保持上限温度８５０℃）における保持時間を１０ｓ以上とする。
　図４の中段に例示されるパターンＢの熱プロファイルでは、２段階の熱処理を施す。パターンＢの１段目の熱処理（熱処理Ｉ）では、２００～５９０℃の温度域で保持を施す。これにより、平均直径４００ｎｍ以下のチタンと炭素を含む化合物粒子を形成させ、さらに、チタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値を０．１０以上とする。
　その後、連続的に２段目の熱処理（熱処理ＩＩ）を施す。パターンＢにおける熱処理ＩＩでは、６００℃～８５０℃の温度域で保持を施すことで、熱処理Ｉの後に残存したひずみや未再結晶粒を解消する。
　このような２段階の熱処理を施すことで、α粒と、平均直径４００ｎｍ以下のチタンと炭素を含む化合物粒子とを含み、かつＡ値が０．１０以上となる金属組織を得ることが可能である。
　パターンＢの熱処理Ｉにおける保持時間が短すぎると、Ｔｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２が十分に形成しない。熱処理Ｉにおける保持時間は、好ましくは、３００ｓ以上、更に好ましくは、１０００ｓ以上である。また、パターンＢの熱処理ＩＩにおける保持時間を１ｓ以上とする。好ましくは３０ｓ以上、更に好ましくは１０００ｓ以上である。
＜＜パターンＣ１、パターンＣ２＞＞
　冷間加工後に、パターンＣにより熱処理を施す場合、例示する２種類の製造条件範囲により本実施形態のチタン合金が製造できる。この２種類のパターンをパターンＣ１およびパターンＣ２と細分する。いずれの場合も、熱処理Ｉ及び熱処理ＩＩの両方を行う点で、パターンＢと類似する。ただし、熱処理Ｉが終了した後で再び昇温するパターンＢとは異なり、パターンＣ１及びＣ２では、熱処理Ｉが終了した後でチタン材を一旦冷却し、再び昇温する。
　図４の下段に例示されるパターンＣ（即ち、パターンＣ１及びＣ２）では、パターンＢとは異なり、１段目の熱処理（熱処理Ｉ）の後に冷却を施し、その後に２段目の熱処理（熱処理ＩＩ）を施す。熱処理Ｉと熱処理ＩＩの間では、冷却のみならず、冷間圧延などの加工を施してもよい。パターンＣ１において、熱処理Ｉの保持温度は２００～５９０℃の範囲、熱処理ＩＩの保持温度は６００～８５０℃の範囲である。パターンＣ２における、熱処理ＩＩの保持温度は６００～８５０℃の範囲であり、熱処理Ｉの温度範囲は、特に制限を受けない。パターンＣの熱処理により、パターンＢと同様に、平均直径４００ｎｍ以下のチタンと炭素を含む化合物粒子を形成し、且つ、チタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値を０．１０以上とすることが可能である。
　なお、熱処理Ｉと熱処理ＩＩの間に施す処理次第では、パターンＡやパターンＢよりもチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径をより小さくすることが可能であり、さらに、チタンと炭素を含む化合物粒子におけるＴｉＣとＴｉ２Ｃの割合の指標値を、より大きくすることが可能である。Ｔｉ３Ｃ２は、熱処理パターンＡ～Ｃのいずれによっても形成可能であるが、一層多くのＴｉ３Ｃ２を形成させるためには、パターンＣにより熱処理を施し、且つ、最終熱処理の直前に冷間加工を施すことが効果的である。
　例えばパターンＣを１セット施す工程の場合は、熱処理ＩＩが最終熱処理となる。そのため、熱処理Ｉと熱処理ＩＩとの間に冷間加工を施すことが効果的である。最終熱処理前の冷間加工度が大きすぎると、Ｔｉ３Ｃ２以外のチタンと炭素を含む化合物粒子の形成を促してしまう。そのため、最終熱処理前の冷間加工度は７０％以下にすることが望ましい。
　パターンＣ１により熱処理を施す場合、熱処理Ｉ（保持下限温度２００℃、保持上限温度５９０℃）における保持時間を１００ｓ以上とし、熱処理ＩＩ（保持下限温度６００℃、保持上限温度８５０℃）における保持時間を１０ｓ以上とする。パターンＣ１により熱処理を施す場合、熱処理Ｉの保持温度到達前の平均昇温速度および熱処理ＩＩの保持温度到達前の平均昇温速度を限定する必要はない。
　パターンＣ２により熱処理を施す場合、熱処理Ｉにおける保持時間を３０ｓ以上とし、熱処理ＩＩの保持温度到達前の２００～５９０℃（保持温度が５９０℃未満の場合は２００～保持温度）の間の平均昇温速度を１℃／ｓ以下とし、熱処理ＩＩにおける保持時間を１０ｓ以上とする。パターンＣ２により熱処理を施す場合、熱処理Ｉの保持温度到達前の平均昇温速度は限定する必要はない。
　一例として説明すると、本実施形態に係るチタン材の製造方法を実施する製造設備として、パターンＡおよびパターンＢはバッチ焼鈍炉を使用する方法であり、パターンＣ（Ｃ１、Ｃ２のどちらも）は１つ以上の熱処理に連続焼鈍炉を使用する方法である。Ｃ１では、熱処理Ｉおよび熱処理ＩＩのどちらも連続焼鈍を使用する。Ｃ２では、熱処理Ｉのみ連続焼鈍炉を使用し、熱処理ＩＩはバッチ焼鈍炉を使用する。パターンＣ１では、熱処理Ｉの後（熱処理ＩＩの前）に、冷却、冷間圧延は必須ではない。パターンＣ１とパターンＣ２のどちらでも、熱処理Ｉの後（熱処理ＩＩの前）に冷間圧延を施してもよいし施さなくてもよい。
　パターンＣ１とパターンＣ２の違いは、熱処理Ｉの保持時間と熱処理ＩＩの保持温度到達前の平均昇温速度にある。
　パターンＣ１では、パターンＣ２に比べて熱処理Ｉの保持時間が長い。一方、パターンＣ１では、熱処理ＩＩの平均昇温速度制限はない。パターンＣ１は、熱処理Ｉの保持と熱処理ＩＩの保持温度到達前の昇温をともに活用してＴｉ２Ｃを形成させる条件であり、熱処理Ｉの保持時間を短縮することができる。そのため、熱処理Ｉの保持時間は３０ｓ以上でよい。すなわち、パターンＣ１によれば、チタン材の製造に要する時間の短縮が可能となる。
　パターンＣ２では、パターンＣ１に比べて、熱処理Ｉの保持時間が短い。また、パターンＣ２では、熱処理ＩＩの保持温度到達前の平均昇温速度を１℃／ｓ以下に維持する。パターンＣ２は、熱処理Ｉ保持でのＴｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２の形成に加えて、熱処理ＩＩの昇温過程においてもＴｉ２ＣとＴｉ３Ｃ２を形成させる条件である。そのためパターンＣ１に比べて、パターンＣ２の熱処理Ｉの時間は短くてよい。
　なお、パターンＢやパターンＣの様に２工程の熱処理を行う場合は、熱処理Ｉから熱処理ＩＩまでを１セットとして、これを複数回のセット繰り返しても構わない。
　なお、パターンＡ、Ｂ、Ｃのいずれにおいても、熱処理Ｉと熱処理ＩＩの後の冷却速度は限定されず、熱処理の雰囲気も限定しない。例えば大気、Ａｒ、Ｎ２、Ｎ２とＨ２の混合ガスなどの雰囲気で、焼鈍を実施すればよい。
　また、パターンＡ、Ｂ、Ｃの追加焼鈍を施した後に、必要に応じて脱スケールやテンションレベラーなどによる形状矯正をチタン材に施しても構わない。ただし、上述したように、追加焼鈍完了後の冷間加工における加工率は、上述の冷間加工工程の冷間加工率には含まれない。
　以上説明した方法により、本実施形態のチタン材は、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が４００ｎｍ以下に制御され、延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。
（４．本実施形態に係る化学装置部品および化学装置）
　本発明の態様に係る化学装置部品、及び化学装置について説明する。
　本発明者らは、本実施形態に係るチタン材は低い界面接触抵抗、低い水素過電圧、低い酸素過電圧を達成することから、化学装置部品や化学装置の構成材料とすることでエネルギー効率に優れることを見出した。従って、本実施形態に係る化学装置部品は、本実施形態に係るチタン材を含む。本実施形態に係る化学装置は、本実施形態に係る化学装置部品を含む。ただし当然のことながら、化学装置部品、及び化学装置の全てが、上述の特徴を有するチタン材から製造されている必要はない。
　以下、化学装置部品としてバイポーラプレート、ガス拡散層および電極、化学装置としてＰＥＭ（Ｐｒｏｔｏｎ　Ｅｘｃｈａｎｇｅ　Ｍｅｍｂｒａｎｅ）電解槽を例に用いて説明する。しかし、以下の説明は、本実施形態のチタン材の用途や化学装置部品の用途を限定するものではない。また、以下の説明は本実施形態に係る化学装置を、特定の化学装置に限定するものではない。
　ＰＥＭ電解槽は、陰極で水素ガスを発生させ、陽極で酸素ガスを発生させるための化学装置である。
　バイポーラプレートは、セパレータとも呼ばれる、電解槽中の電解質を隔てる部品である。バイポーラプレートは、発生する水素ガスと酸素ガスの流路を形成する役割も持つ。バイポーラプレートには、高い硫酸耐食性に加えて、低い界面接触抵抗が求められる。ガス拡散層は発生する水素ガスと酸素ガスを電極から効率よく分離するための部材であり、高い硫酸耐食性に加えて、低い界面接触抵抗が求められる。水素ガスと酸素ガスが発生する部材は電極や集電帯とも呼ばれ、高い硫酸耐食性に加えて、低い界面接触抵抗、低い水素過電圧、低い酸素過電圧が求められる。
　バイポーラプレート、ガス拡散層および電極にこれらの特性を発揮させるために、従来はＰｔやＩｒを含むコーティングが用いられていた。一方、本実施形態のチタン材をバイポーラプレート、ガス拡散層および電極の構成材料とすることで、ＰｔやＩｒを含むコーティング無しに、低い界面接触抵抗、低い水素過電圧、低い酸素過電圧を達成できる。
　バイポーラプレートは、水素ガスと酸素ガスの流路形成に適した形状に成形される。本実施形態に係る化学装置部品において、成形方法は限定されない。例えば、機械的プレスやハイドロフォーミング等によってバイポーラプレートを成形可能である。
　ガス拡散層は、発生したガスを効率的に拡散させる必要があるため、ポア、あるいは同じ役割を有する空間が必要となる。このポア又は空間を形成する方法は、本実施形態に係る化学装置部品において限定されない。例えば、ラス加工やレーザー加工によりチタン材をメッシュ状にしてこれらを組み合わせる方法、又は、コイル切削法などによりチタン材を繊維状にし、このチタン繊維を焼結することで多孔質体とする方法などによって、ガス拡散層を形成可能である。
　なお、チタン繊維を焼結することで多孔質体とする場合は、焼結体の形成時の処理として、本実施形態に係るチタン材の好適な製造方法例において説明したパターンＡ、Ｂ、Ｃのいずれかの処理を施してもよい。これにより、本実施形態に係るチタンと炭素を含む化合物粒子を有するチタン材から、多孔質体を形成できる。
　電極は、ガス拡散層と同じく、例えば、ラス加工やレーザー加工によりチタン材をメッシュ状にして作製することができる。なお、電極をイオン交換膜と組み合わせてＭＥＡ（Ｍｅｍｂｒａｎｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ　Ａｓｓｅｍｂｌｙ、膜電極複合体）やゼロギャップ電極としても構わない。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合する範囲で適宜変更を加えて実施することが可能であり、かかる変更例についても本発明の技術範囲に含まれる。
　スポンジチタン、スクラップおよび所定の添加元素を含有する溶解原料を用いて、電子ビーム溶解により表４Ａ、表４Ｂ、表４Ｃおよび表４Ｄに示す化学組成のチタンインゴットを鋳造した。なお、チタンインゴットに意図的に添加されていない元素の含有量は、表１において、記号「－」で示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　鋳造したチタンインゴットを７５０℃以上１０００℃以下の加熱温度で加熱してから、鍛造及び熱間圧延を行い、厚さ５．０ｍｍの熱延板を得た。熱延板に脱スケールを施した後、表５Ａ、表５Ｂおよび表５Ｃに示す条件で中間板焼鈍（熱延板焼鈍）、冷間圧延および追加焼鈍を施した。なお追加焼鈍はＡｒ雰囲気で実施した。なお、表に開示されていない製造条件は以下の通りとした。
・熱間圧延後の冷却温度制御：なし
・室温から中間焼鈍(熱延板焼鈍)の保持温度に至るまでの平均昇温速度：０．１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下
・中間焼鈍（熱延板焼鈍）の保持時間：１０ｓ以上
・中間焼鈍(熱延板焼鈍)の保持終了後の冷却速度：０．１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　なお、表５ＢのＮｏ．３２、３４～３７、及び６４では、熱処理Ｉと熱処理ＩＩの間で冷間加工をした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
　製造されたチタン材の板から試験片を作製し、金属組織調査、加工性、延性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性、界面接触抵抗、水素過電圧、酸素過電圧を調査した。
　金属組織調査とは、以下に挙げる調査１～５である。
１．チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径の測定
２．Ａ値の測定
３．Ｔｉ３Ｃ２の有無の確認
４．最大粒子直径の測定
５．チタンと炭素を含む化合物粒子のＸ線ピーク積分強度の、α相のＸ線ピーク積分強度に対する割合
　調査１、調査２、調査３は、上述した方法によって行った。調査４及び調査５の方法を、以下に説明する。
　チタンと炭素を含む化合物粒子の最大粒子直径は、チタン材の断面をＳＥＭ及びＴＥＭで観察することにより測定した。チタンと炭素を含む化合物粒子の最大直径の大きさに応じて、採用するデータは異なる。
　まずＳＥＭを用いて、チタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径を測定する。ＳＥＭ観察の結果、チタンと炭素を含む化合物粒子の最大直径が４００ｎｍ以上の場合は、ＳＥＭデータを採用する。ＳＥＭを用いて得られたチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が４００ｎｍ未満の場合は、さらにＴＥＭを用いた測定を行い、ＴＥＭデータを採用する。
　ＳＥＭ観察では、まず、２通りの観察面を決定する。２通りの断面は、チタン材の板厚方向に平行な任意の断面（断面１）、及びチタン材の板厚方向に平行かつ断面１と垂直な関係を満足する断面（断面２）とする。例えば、断面１がチタン材のＬ断面である場合、断面２はチタン材のＴ断面となる。Ｌ断面とはチタン材の圧延方向に平行かつ圧延面に垂直な断面であり、Ｔ断面とは、チタン材の圧延方向に垂直かつ圧延面に垂直な断面である。
　断面１と断面２を鏡面研磨する。次いで、コロイダルシルカ含有液を研磨液として、当該断面にさらに研磨を行う。これにより得られた面を、ＳＥＭ観察する。走査型電子顕微鏡で１００倍、５００倍、１０００倍、３０００倍、５０００倍、及び１００００倍の倍率で、これらの断面を観察する。そして、観察視野中に５個以上２０個以下の粒子を含む画像が得られる倍率を、最大粒子直径の特定のために採用する。観察した２通り以上の倍率で５個以上２０個以下の粒子を含む場合は、より低い倍率での観察結果を採用する。
　採用した倍率で、断面１において５視野を観察し、断面２においても５視野を観察する。観察する視野の数は、合計で１０視野となる。そして、１０視野それぞれにおける、最大粒子直径を算出する。粒子が楕円として観察される場合は、粒子の長軸直径長さと及び短軸直径長さの相加平均値を、粒子の直径とみなす。
　算出した１０の最大粒子直径の中で、最も大きい数値を採用し、最大粒子直径とみなす。最大粒子直径の測定値が４００ｎｍ以上の場合は、ＳＥＭ観察によって得られたデータを採用する。
　併せて、走査型電子顕微鏡に備わるＥＤＳにより粒子を点分析する。ＴｉおよびＣの両方が検出される粒子は、チタンと炭素を含む化合物粒子であるとみなされる。
　ＴＥＭ観察でも、まず、２通りの観察面を決定する。２通りの断面は、上述したチタン材の板厚方向に平行な任意の断面（断面１）、及びチタン材の板厚方向に平行かつ断面１と垂直な関係を満足する断面（断面２）とする。断面１と断面２からＦＩＢ加工によりサンプルを採取し、これをＴＥＭ観察に用いる。透過型電子顕微鏡で１０００倍、５０００倍、２００００倍、５００００倍、１０００００倍、３０００００倍の倍率で観察する。観察視野中に５個以上２０個以下の粒子を含む画像が得られる倍率を、最大粒子直径の特定のために採用する。観察した２通り以上の倍率で５個以上２０個以下の粒子を含む場合は、より低い倍率での観察結果を採用する。
　採用した倍率で、断面１において５視野を観察し、断面２においても５視野を観察する。観察する視野の数は、合計で１０視野となる。そして、１０視野それぞれにおける、粒子の最大粒子直径を算出する。粒子が楕円として観察される場合は、粒子の長軸直径長さ及び短軸直径長さの相加平均値を、粒子の直径とみなす。
　そして、１０視野それぞれにおいて算出した１０の最大粒子直径の中で、最も大きい数値を採用し、最大粒子直径とみなす。最大粒子直径が４００ｎｍ未満の場合は、ＴＥＭデータを採用する。
　併せて、透過型電子顕微鏡に備わるＥＤＳにより粒子を点分析する。ＴｉおよびＣの両方が検出される粒子は、チタンと炭素を含む化合物粒子であるとみなされる。加えて、透過型電子顕微鏡の電子線回折パターン又は高速フーリエ変換パターンにより、粒子が炭化物の結晶構造を有することを確認してもよい。
　チタンと炭素を含む化合物粒子のＸ線回折ピーク積分強度の、α相のＸ線回折ピーク積分強度に対する割合は、以下の方法により算出する。
　まず、Ｘ線回折により測定される、Ｔｉ２Ｃ、ＴｉＣおよびα相の回折ピーク積分強度を測定する。測定したＸ線回折ピーク積分強度から、各結晶構造に対応する５つの回折面を選択する。具体的には、ＴｉＣにおいては（１　１　１）（２　０　０）（２　２　０）（３　１　１）（２　２　２）の５つの回折面を選択し、Ｔｉ２Ｃにおいては（１　１　１）（２　２　２）（４　０　０）（４　４　０）（６　２　０）の５つの回折面を選択し、α相においては（０　０　２）（１　０　１）（１　０　２）（１　１　０）（１　０　３）の５つの回折面を選択した。なお、括弧内の数値は結晶のミラー指数（ｈ　ｋ　ｌ）である。これらのＸ線回折ピーク積分強度を以下の式で加算および除すことで、チタンと炭素を含む化合物粒子のＸ線回折ピーク積分強度の、α相のＸ線回折ピーク積分強度に対する割合の指標であるＢ値を算出する。なお、上記のミラー指数に対応する回折ピークが確認されない場合は、式６の各項にゼロを代入してＢ値を算出する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000018
 　ここで、ＩＴｉＣは、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の一種であるＴｉＣの積分強度の代表値であり、ＩＴｉ２Ｃは、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の一種であるＴｉ２Ｃの積分強度の代表値であり、Ｉαは、α相の積分強度の代表値である。ＩＴｉＣ（ｈｋｌ）は、前記ＴｉＣの各ミラー指数における測定した積分強度であり、ＩＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は、前記Ｔｉ２Ｃの各ミラー指数における測定した積分強度であり、Ｉαは、α相における測定した積分強度である。ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）は、前記ＴｉＣの各ミラー指数に対応する係数であり、ＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は、前記Ｔｉ２Ｃの各ミラー指数に対応する係数であり、Ｒα（ｈｋｌ）は、α相の各ミラー指数に対応する係数である。ｎは５である。ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）、ＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）及びＲα（ｈｋｌ）と各ミラー指数の対応は以下の通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
　試験片の加工性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０１４「金属材料曲げ試験方法」に記載されている押曲げ法に従った。曲げ角度は１０５°として試験した。曲げ試験後の試験片の外観を肉眼で観察し、裂けきずおよびその他の欠陥の無い試験片を、加工性に関して合格（ＧＯＯＤ）と判定した。裂けきずおよびその他の欠陥の確認された試験片を、加工性に関して不合格（ＰＯＯＲ）と判定した。
　延性および強度延性バランスは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１「金属材料引張試験方法」に従った引張試験を行うことによって評価した。引張試験によって、引張強度（ＴＳ）と破断伸び（ＥＬ％）を測定した。破断伸びは、破断した試験片を突き合わせて測定する方法で測定した。破断伸びを、延性の指標として用いた。引張強度と破断伸びの積を、強度延性バランスの指標とした。本実施例に行われた引張試験において、試験片形状はＪＩＳ　１３Ｂ号とし、耐力測定後のひずみ速度をクロスヘッド変位で（０．００２±０．０００４）ｓ－１に制御した。
　引張強度（ＴＳ）と破断伸び（ＥＬ％）の積が１５０００ＭＰａ・％以上のチタン材を、強度延性バランスに優れたチタン材と評価した。なお、引張強度（ＴＳ）と破断伸び（ＥＬ％）の積が１６０００ＭＰａ・％以上、１７０００ＭＰａ・％以上、１８０００ＭＰａ・％以上、又は１９０００ＭＰａ・％以上であることが一層好ましい。
　試験片の耐食性は、硫酸浸漬試験及び塩酸浸漬試験の両方によって評価した。１つの例に関して２枚の試験片を準備し、これらのうち一方を２ｍａｓｓ％の塩酸水溶液に浸漬し、他方を４ｍａｓｓ％の硫酸水溶液に浸漬した。いずれの試験においても、水溶液温度を８０℃とし、浸漬時間を２４０ｈとした。浸漬試験の直前及び浸漬試験の終了直後に、試験片の重量を測定した。そして、以下の数式に基づいて腐食速度を算出した。
　（腐食減量（ｇ））＝（試験前重量（ｇ））－（試験後重量（ｇ））
　（腐食速度（ｍｍ／ｙｅａｒ））＝３６．５×１０×（腐食減量（ｇ））÷４．５０６÷（試験片表面積（ｃｍ２））
　なお、上記式における「３６．５」は、時間単位を日から年に換算するための係数であり、以下の式によって得られる値である。
　３６５（日）×２４（時間／日）÷試験時間（時間）
　上記式における「１０」は、長さ単位をｃｍからｍｍに換算するための係数である。
　上記式における「４．５０６」は、重量と体積に関する係数である。
　硫酸浸漬試験、及び塩酸浸漬試験の両方において腐食速度が０．１０ｍｍ／ｙｅａｒ以下の試験片を、十分な耐食性を示すと判断した。
　耐局部腐食性は、２通りの方法で評価した。
　一つ目の耐局部腐食性評価は、上記した耐食性評価試験後の試験片表面を、電子顕微鏡で５０～５０００倍の倍率で観察し、孔食の有無を確認することにより行った。直径２０μｍ以上の孔食が確認された試験片を、耐食性に関して不合格と判定した。
　二つ目の耐局部腐食性評価は、ＡＳＴＭ　Ｇ７８－１５に記載されているすきま腐食試験法により行った。すきま腐食試験法では、すきま形成治具を試験片に取り付けて、試験片と治具との間に複数のすきまを形成する。そして、浸漬試験後にすきま形成治具を取り外し、すきまにおける腐食の有無を確認する。試験時間は７２０ｈとし、試験温度は８０℃とし、試験溶液の種類は２ｍａｓｓ％塩酸水溶液と２５％ＮａＣｌ水溶液の２種類とした。試験後の試験片を光学顕微鏡で観察した。２０μｍ以上の深さの浸食を、すきま腐食と判定した。すきま腐食が発生した試験片を、耐局部腐食性に関して不合格と判定した。また、すきま腐食が発生した試験片においては、すきまを形成した箇所の合計数と、すきま腐食が発生した箇所の個数の比から、すきま腐食発生確率を測定した。
　耐応力腐食割れ性は、ＪＩＳ　Ｇ　０５７６：２００１「ステンレス鋼の応力腐食割れ試験方法」に記載されたＡ法「４２％塩化マグネシウム応力腐食割れ試験方法」に準拠して評価した。この評価方法はステンレス鋼を対象としているが、チタンの評価方法として用いることも可能である。
　Ａ法に従ったＵ字曲げ試験を、最長で２４０ｈ行い、マクロ割れ発生時間を測定した。マクロ割れ発生時間とは、試験開始から、拡大鏡で割れが認められるまでの所要時間である。拡大鏡の倍率は５～１５倍とした。２種類の試験溶液を用いた。一方はＪＩＳ　Ｇ　０５７６：２００１のＡ法で用いられる４２％塩化マグネシウム水溶液とした。もう一方は、２ｍａｓｓ％塩酸水溶液とした。試験温度は８０℃とし、これらの試験を実施した。マクロ割れ発生時間を表に記載した。２４０時間後に割れが発生しなかった試料に関しては、マクロ割れ発生時間を「２４０以上」と記載した。
　界面接触抵抗の測定方法は、以下の手順とした。
　まず、２０ｍｍｘ２０ｍｍのカーボンペーパーを２枚準備し、カーボンペーパー１枚ずつの抵抗値を、以下の手順で測定する。カーボンペーパー１枚の上下を、銅メッキした伝導体で挟む。伝導体とカーボンペーパーとの接触面積は２０ｍｍｘ２０ｍｍとする。伝導体で挟んだカーボンペーパーに、９０ｋｇｆの荷重を付与した状態で４．００Ａ（１．００Ａ／ｃｍ２）の電流を流し、この際の伝導体間の抵抗値を計測する。２枚のカーボンペーパーにて計測した抵抗値を、それぞれ抵抗値１（ｍΩ／ｃｍ２）、抵抗値２（ｍΩ／ｃｍ２）とする。
　次に、直径１５ｍｍの円盤状試験片を準備する。この試験片の上下を、２０ｍｍｘ２０ｍｍのカーボンペーパーで挟む。カーボンペーパーで挟んだ後、その上下を銅メッキした伝導体で挟む。伝導体とカーボンペーパーの接触面積は２０ｍｍｘ２０ｍｍとする。伝導体で挟んだ試験片に、９０ｋｇｆの荷重を付与した状態で、１．７６Ａ（１．００Ａ／ｃｍ２）の電流を流し、この際の伝導体間の抵抗値を、抵抗値３（ｍΩ／ｃｍ２）として計測する。
　計測した抵抗値１、抵抗値２、抵抗値３を、下記式に代入して、界面接触抵抗を算出する。
　界面接触抵抗（ｍΩ／ｃｍ２）＝｛抵抗値３－（抵抗値１＋抵抗値２）／２｝／２
　水素過電圧の測定方法は、以下の手順とした。
　８０℃、０．５Ｍの硫酸水溶液中にて、試験片に－０．５Ａ／ｃｍ２のカソード電流を５分間流し、その際の電位を計測する。試験片は、直径１５ｍｍの円盤状である。試験面積は、１ｃｍ２である。参照電極は、飽和銀／塩化銀電極とする。対極は、白金板とする。
　上記の電流密度で電流を５分間流した際の電位を計測する。計測した電位を以下の式に代入することにより、水素過電圧を算出する。なお、水素過電圧は絶対値である。
　水素過電圧（Ｖ）＝｜［計測した電位（Ｖ）］＋０．１９９｜
　酸素過電圧の測定方法は、以下の手順とした。
　８０℃、０．５Ｍの硫酸水溶液中にて、試験片に＋０．５Ａ／ｃｍ２のアノード電流を５分間流し、その際の電位を計測する。試験片は、直径１５ｍｍの円盤状である。試験面積は、１ｃｍ２である。参照電極は、飽和銀／塩化銀電極とする。対極は、白金板とする。
　上記の電流密度で電流を５分間流した際の電位を計測する。計測した電位を以下の式に代入することにより、酸素過電圧を算出する。なお、酸素過電圧は絶対値である。
　酸素過電圧（Ｖ）＝｜［計測した電位（Ｖ）］＋０．１９９－１．２３０｜
　酸素過電圧を測定した後、上記と同じ手順で界面接触抵抗を測定した。
　表７Ａ、表７Ｂおよび表７Ｃに、組織調査結果を示す。表８Ａ、表８Ｂおよび表８Ｃに、加工性、延性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性の調査結果を示す。表９Ａ、表９Ｂおよび表９Ｃに界面接触抵抗、水素過電圧、酸素過電圧の調査結果を示す。なお、表８Ａ～表９Ｃに開示された評価結果は、表４Ａ～表４Ｃに開示された化学組成、及び表７Ａ～表７Ｃと表８Ａ～表８Ｃに開示された金属組織が奏する作用効果である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
　発明例１～６４は、化学組成、及びチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径が所定範囲内にあった。なお、これら発明例は、チタンと炭素を含む化合物粒子、及びα相を含む金属組織を有していた。
　これらの発明例は、延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性の全てに関して優れた。
　一方、化学組成、及びチタンと炭素を含む化合物粒子の平均直径の一方又は両方が所定範囲外にあった比較例６５～９０は、延性、加工性、強度延性バランス、耐食性、耐局部腐食性および耐応力腐食割れ性のうち１つ以上が不足した。なお、これら比較例のうち比較例７６はα単相の金属組織を有し、比較例８３は金属間化合物を含有する金属組織を有していた。その他の比較例は、チタンと炭素を含む化合物粒子、及びα相を含む金属組織を有していた。
　比較例６５は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、追加焼鈍がパターンＡに基づいており、熱処理Ｉが実施されなかった一方で、熱処理ＩＩにおける平均昇温速度が過剰であったからであると推定される。
　比較例６６は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、追加焼鈍の前の冷間加工において、冷間加工度が不足していたからであると推定される。
　比較例６７は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱間圧延後の冷却温度制御が行われず、且つ中間焼鈍温度が不足したからであると推定される。
　比較例６８は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、中間焼鈍温度が過剰であったからであると推定される。
　比較例６９は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理ＩＩにおける保持温度が不足したからであると推定される。
　比較例７０は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理ＩＩにおける保持時間が不足したからであると推定される。
　比較例７１は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理ＩＩにおける保持時間が不足したからであると推定される。
　比較例７２は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理Ｉにおける保持温度が低すぎたからであると推定される。
　比較例７３は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理Ｉにおける平均昇温速度及び保持温度が高すぎたからであると推定される。
　比較例７４は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理Ｉにおける保持時間が短すぎたからであると推定される。
　比較例７５は、化学組成が所定範囲内にあったが、化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理ＩＩにおける保持時間が不足したからであると推定される。
　比較例７６は、Ｃ含有量が不足した。そのため、比較例７６では、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子が生成されなかった。
　比較例７７は、Ｃ含有量が過剰であった。そのため、比較例７７では、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が過剰となった。
　比較例７８は、Ｆｅ含有量が過剰であった。そのため、比較例７８では、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が過剰となった。
　比較例７９は、Ｓ含有量が過剰であった。そのため、比較例７９では、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が過剰となった。
　比較例８０は、Ｐ含有量が過剰であった。そのため、比較例８０では、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が過剰となった。
　比較例８１は、Ｓｉ含有量が過剰であった。そのため、比較例８１では、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が過剰となった。
　比較例８２は、Ｏ含有量が過剰であった。そのため、比較例８２では、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が過剰となった。
　比較例８３は、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの合計含有量が過剰であった。そのため、比較例８３では、金属間化合物が形成した。
　比較例８４は、化学組成が所定範囲内にあったが、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、追加焼鈍の前の冷間加工において、冷間加工度が不足していたからであると推定される。
　比較例８５は、化学組成が所定範囲内にあったが、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、追加焼鈍の前の冷間加工において、冷間加工がなされなかったからであると推定される。
　比較例８６は、化学組成が所定範囲内にあったが、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、これは、熱処理ＩＩにおける保持温度が不足したからであると推定される。
　比較例８７は、化学組成が所定範囲内にあったが、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、これは、熱処理ＩＩにおける保持温度が不足したからであると推定される。
　比較例８８では、熱処理Ｉにおける保持時間が８０秒であるので、追加焼鈍はパターンＣ２に該当する。この比較例８８は、化学組成が所定範囲内にあったが、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が大きすぎた。比較例８８はソルトバスを用いて昇温されたものであるが、ここでは熱処理ＩＩにおける平均昇温速度が過剰であった。そのため、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子が大きすぎたと推定される。
　比較例８９は、化学組成が所定範囲内にあったが、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理Ｉにおける保持温度が低すぎたからであると推定される。
　比較例９０は、化学組成が所定範囲内にあったが、Ｔｉと炭素を含む化合物粒子の平均直径が大きすぎた。これは、熱処理ＩＩにおける昇温速度と均熱保持温度保持温度が不足したからであると推定される。
　以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１００～０．３００％、
    　Ｎ：０．０００～０．０３０％、
    　Ｓｉ：０．０００～０．１００％、
    　Ｆｅ：０．０００～０．３００％、
    　Ｓ：０．０３００％以下、
    　Ｐ：０．０３００％以下、
    　Ｈ：０．０００～０．０１５％、
    　Ｏ：０．０００～０．２５０％、
    　Ｂ：０．０００～０．３００％、
    　Ａｌ：０．０００～０．５００％、
    　Ｃａ：０．０００～０．２００％、
    　Ｓｃ：０．０００～０．１００％、
    　Ｖ：０．０００～０．５００％、
    　Ｃｏ：０．０００～０．６００％、
    　Ｎｉ：０．０００～０．４００％、
    　Ｚｎ：０．０００～０．３００％、
    　Ｇａ：０．０００～０．２００％、
    　Ｇｅ：０．０００～０．２００％、
    　Ｙ：０．０００～０．３００％、
    　Ｎｂ：０．０００～０．１５０％、
    　Ｍｏ：０．０００～０．２５０％、
    　Ａｇ：０．０００～０．１００％、
    　Ｃｄ：０．０００～０．２００％、
    　Ｉｎ：０．０００～０．１００％、
    　Ｓｂ：０．０００～０．１００％、
    　Ｂｉ：０．０００～０．１８０％、
    　Ｈｆ：０．０００～０．３００％、
    　Ｔａ：０．０００～０．３００％、
    　Ｗ：０．０００～０．６００％、
    　Ｒｅ：０．０００～０．３００％、
    　Ａｕ：０．０００～０．１００％、
    　Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、及びＯｓの１種又は２種以上：合計で０．０００～０．２００％、並びに
    　Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、及びＺｒの１種又は２種以上：合計で０．００～０．２０％を含有し、
    　残部がＴｉ及び不純物であり、
    　平均直径４００ｎｍ以下の、チタンと炭素を含む化合物粒子が含まれる
    ことを特徴とするチタン材。
  2. 　質量％で、
    　Ｓ：０．０００１～０．０３００％、及び
    　Ｐ：０．０００１～０．０３００％、
    であることを特徴とする請求項１に記載のチタン材。
  3. 　Ｘ線回折による、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の分析結果を下記式に代入することによって算出されるＡ値が０．１０以上であることを特徴とする請求項１に記載のチタン材。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　ここで、
    　ＩＴｉＣは、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の一種であるＴｉＣの積分強度の代表値であり、
    　ＩＴｉ２Ｃは、前記チタンと炭素を含む化合物粒子の一種であるＴｉ２Ｃの積分強度の代表値であり、
    　ＩＴｉＣ（ｈｋｌ）は、前記ＴｉＣの各ミラー指数における測定した積分強度であり、
    　ＩＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は、前記Ｔｉ２Ｃの各ミラー指数における測定した積分強度であり、
    　ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）は、前記ＴｉＣの各ミラー指数に対応する係数であり、
    　ＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）は、前記Ｔｉ２Ｃの各ミラー指数に対応する係数であり、
    　ｎは５であり、
    　ＲＴｉＣ（ｈｋｌ）及びＲＴｉ２Ｃ（ｈｋｌ）と各ミラー指数の対応は下表の通りである。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  4. 　Ｔｉ３Ｃ２を含むことを特徴とする請求項１に記載のチタン材。
  5. 　請求項１～４の何れか一項に記載のチタン材を含む化学装置部品。
  6. 　請求項５に記載の化学装置部品を含む化学装置。
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011153350A (ja) * 2010-01-27 2011-08-11 Kobe Steel Ltd 冷間圧延性に優れた高強度チタン板
JP2011195884A (ja) * 2010-03-19 2011-10-06 Kobe Steel Ltd 高強度で強度安定性に優れたチタンコイル
JP2015063720A (ja) * 2013-09-24 2015-04-09 株式会社神戸製鋼所 チタン板
JP2017190480A (ja) * 2016-04-12 2017-10-19 株式会社神戸製鋼所 チタン板
WO2019198147A1 (ja) * 2018-04-10 2019-10-17 日本製鉄株式会社 チタン合金およびその製造方法
JP2021017611A (ja) * 2019-07-17 2021-02-15 国立大学法人東北大学 チタン部材およびチタン部材の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011153350A (ja) * 2010-01-27 2011-08-11 Kobe Steel Ltd 冷間圧延性に優れた高強度チタン板
JP2011195884A (ja) * 2010-03-19 2011-10-06 Kobe Steel Ltd 高強度で強度安定性に優れたチタンコイル
JP2015063720A (ja) * 2013-09-24 2015-04-09 株式会社神戸製鋼所 チタン板
JP2017190480A (ja) * 2016-04-12 2017-10-19 株式会社神戸製鋼所 チタン板
WO2019198147A1 (ja) * 2018-04-10 2019-10-17 日本製鉄株式会社 チタン合金およびその製造方法
JP2021017611A (ja) * 2019-07-17 2021-02-15 国立大学法人東北大学 チタン部材およびチタン部材の製造方法

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