CN102307685A - 热轧用钛板坯、其熔炼方法以及轧制方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种热轧用钛板坯、其熔炼方法以及轧制方法，该热轧用钛板坯能够在不经开坯轧制等初轧工序以及进一步的矫正工序的情况下，被送入生产带状卷材的通用的热轧机，且能够抑制热轧的带状卷材的表面缺陷，其特征在于：在铸造的钛板坯中，具有从表层朝内部的结晶生长方向(凝固方向)和与板坯的铸造方向(长度方向)平行的方向所成的角θ为45～90°、进而10mm以上的θ为70～90°的表层组织。另外，其特征还在于：将从板坯被轧制面侧看到的钛α相的C轴方向的倾角相对于被轧制面的法线方向在35～90°的范围的晶粒的层形成为10mm以上。该钛板坯可以通过采用电子束熔化炉、且以1.0cm/分钟以上的拉制速度进行铸造来熔炼。

Description

热轧用钛板坯、其熔炼方法以及轧制方法

技术领域

本发明涉及热轧用钛板坯、该钛板坯的熔炼方法及其轧制方法，特别涉及利用电子束熔化炉直接制造对所述钛板坯的热轧适合的钛板坯的方法。详细地说，涉及即使省略对金属锭进行开坯、锻造或轧制等热加工的工序，即所谓初轧工序，也能够良好地保持热轧的带状卷材的表面性状的由电子束熔化炉直接制造的热轧用钛板坯、其熔炼方法及其轧制方法。

背景技术

以下对钛制带状卷材的一般的制造方法进行说明。从用消耗电极式电弧熔炼法或电子束熔炼法熔炼并凝固而成的大型金属锭开始。该大型金属锭的形状在用消耗电极式电弧熔炼法时制造成直径大约1m的圆柱形，在采用电子束熔炼法时制造成矩形形状，一边具有大约0.5～1m的断面。由于是如此大的断面，因此该大型金属锭通过实施开坯、锻造或轧制等热加工(以下有时称为“初轧(breaking down)工序”)，形成为可用热轧机进行轧制的板坯形状。

在所述初轧工序后，再经由用于提高平整度的矫正工序、用于除去表面的氧化皮或缺陷的修料工序，成为热轧用板坯。该热轧用板坯在被加热至规定的温度后，用钢铁等通用的热轧机进行热轧，从而被加工成带状卷材(薄板)。

该被热轧的带状卷材有的随后经过退火或脱氧化皮而直接成为制品，有的通过进一步实施冷轧等冷加工和退火而成为制品。在热轧后的脱氧化皮工序中，除去表面的氧化皮和缺陷，但如果表面缺陷较深，则必须相应较深地除去表面，从而使成品率恶化。

另一方面，在采用炉床的电子束熔炼法或等离子弧熔炼法等中，原料的熔炼在与铸型独立地被控制的炉床中进行，因此与真空电弧熔炼相比，铸型形状的自由度高，能够使用矩形的铸型，其结果是，具有能够熔炼断面为矩形的金属锭的特征。

在从用电子束熔炼法或等离子弧熔炼法熔炼的矩形锭制造板材或带状卷材时，如果从锭形状方面考虑，则能够将上述的初轧工序省略，关系到制造成本的降低。因此，为了熔炼薄到能够直接送入热轧机这种程度的矩形金属锭(以下有时称为“铸造原状板坯”)，一直在研究相关的技术。

在熔炼如上述那样薄的钛板坯时，需要比以往更薄的矩形铸型，构成这样的铸型本身并不难，但是铸件表面性状以及铸造组织严重受铸型的厚度或宽度以及铸造条件的影响。

关于铸造原状板坯的铸件表面性状，在具有凹凸或折皱等深的缺陷时，即使通过切削等进行修料，从而使铸造原状板坯的表面光滑，如果稍微地残留缺陷的底部，则有时在热轧后成为表面缺陷并显著化。为了避免其发生，需要将铸造原状板坯的表面修料除去到相当厚度的工序。

另外，铸造原状组织如图2、图3所示，由粗达几十毫米的粗大晶粒构成，如果不经初轧工序而直接对其热轧，则起因于粗大的晶粒而产生不均质的变形，从而有时发展到大的表面缺陷。因此，在热轧后采用除去表面缺陷的脱氧化皮工序以及制品检查等，使成品率相当恶化。

因此，对于钛材，在省略初轧工序的情况下，需要尽量使热轧后的表面缺陷变得轻微。为了解决此问题，提出了使板坯的铸件表面平滑化的方法。

作为改善铸件表面的技术，公开了在将由电子束熔化炉熔炼的钛板坯从铸型拉出后，立即送入表面整形辊，使铸造板坯的表面平滑化的方法(专利文献1)、以及在对从构成电子束熔化炉的铸型拉出的钛板坯的表面照射电子束而使表层部熔化后，用表面成形辊制造板坯，由此改善铸造板坯的铸件表面的方法(专利文献2)。

即使通过专利文献1、专利文献2所述的手段使由电子束熔化炉熔炼的钛板坯的铸件表面平滑化，也如上所述，起因于成为根源的钛板坯的铸造组织，在热轧的板的表面多发生缺陷。

再者，在专利文献1、专利文献2中，需要在从铸型拉出后的表面成形辊或电子束熔化炉的内部另外准备钛板坯加热用电子枪，在成本方面残留课题。

作为与电子束熔炼法不同的熔炼方法，有时采用真空等离子熔化炉。在非专利文献1和非专利文献2中，公开了通过对用真空等离子熔化炉熔炼的钛板坯直接热轧而形成带状卷材(薄板)的技术。

在所述非专利文献1和非专利文献2所公开的技术中，熔炼速度为5.5kg/分钟，因铸型的断面形状，板坯的拉制速度非常慢，大约为0.38cm/分钟，热轧后的卷材穿过研磨线(以下有时称为“CG线”)。

由此可以认为，热轧后的卷材存在表面缺陷，通过CG线除去缺陷。这样，与用电子束熔化炉熔炼的钛板坯同样，有在热轧的板的表面发生缺陷的课题。

另外，真空等离子熔炼法(等离子弧)由于不像电子束熔炼的电子射线那样可以偏向，因而熔化炉内的照射位置以及热供给量平衡的调整难以做好，因此铸件表面以及铸造组织的控制不容易。

这样，用电子束熔化炉等熔炼的钛板坯起因于铸件表面缺陷的残存和铸造组织两者，通过热轧成带状卷材(板)，发生表面缺陷，因此一直期待着熔炼适合热轧的钛板坯的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭63-165054号公报

专利文献2：日本特开昭62-050047号公报

非专利文献

非专利文献1：村濑系三、铃木敏夫、小林俊二，“用等离子束炉熔炼的钛金属锭的品质及其特性”，日本ステンレス技報(日本不锈钢技报)，15号，105～117页，1980年发行

非专利文献2：永井元彦、村濑系三、铃木敏夫、木岛忠彦，“用真空等离子炉制造钛金属锭真空等离子炉的介绍”，日本ステンレス技報(日本不锈钢技报)10号，65～81页，1973年发行

发明内容

发明要解决的课题

如上所述，用电子束熔化炉等熔炼的钛板坯有在热轧成带状卷材(板)时发生表面缺陷的课题。本发明的目的在于：提供热轧用钛板坯、该钛板坯的熔炼方法以及轧制方法，特别地，提供能够将用电子束熔化炉熔炼的钛板坯在不经由开坯轧制等初轧工序以及进一步的矫正工序的情况下，送入生产带状卷材的钢铁等所采用的通用的热轧机，且能够抑制热轧后的带状卷材(板)的表面缺陷的发生的钛板坯、采用所述电子束熔化炉的该钛板坯的熔炼方法、以及该热轧用钛板坯的轧制方法。

用于解决课题的手段

为解决上述课题，对用电子束熔化炉熔炼的钛板坯的凝固组织和该钛板坯的轧制方向之间的关系进行了详细的调查，结果发现：在铸造的钛板坯中，从表层朝内部的结晶生长方向即凝固方向与钛板坯的铸件表面以及热轧时的表面缺陷发生频率具有强的相关关系，进而发现：通过控制板坯熔炼时的凝固方向，能够使铸件表面良好，且能够使热轧时的表面缺陷变得轻微，以至完成了本申请发明。

也就是说，(1)本申请发明的热轧用钛板坯的特征在于：在与所述钛板坯的铸造方向平行的断面组织中，铸造方向和凝固方向所成的角在45～90°的范围。

这里，本发明进行了如下的定义：所谓铸造方向，意味着在构成电子束熔化炉的铸型内生成的钛板坯的拉制方向，所谓凝固方向，意味着在钛板坯的显微组织中形成的构成凝固组织的结晶的生长方向，是从板坯的厚度表面朝厚度中央的结晶的生长方向。

(2)本申请发明的所述热轧用钛板坯优选的方式为：在钛板坯的表层部，具有铸造方向和凝固方向所成的角在70～90°的范围且厚度为10mm以上的表层组织。

再者，(3)本申请发明的热轧用钛板坯优选的方式为：在采用电子束熔化炉铸造的钛制板坯中，将晶粒的层形成为10mm以上，其中，所述晶粒是从板坯的被热轧面侧看到的钛α相即密排六方晶的C轴方向的倾角相对于被轧制面的法线方向(在ND方向设定为0°时)在35～90°的范围的晶粒。

另外，(4)本申请发明的所述热轧用钛板坯优选的方式为：所述热轧用钛板坯的厚度为225～290mm、宽度W和厚度T之比即W/T为2.5～8.0。

(5)本申请发明的所述热轧用钛板坯优选的方式为：所述热轧用钛板坯的长度L和宽度W之比即L/W为5以上，L为5000mm以上。

(6)本申请发明的所述热轧用钛板坯优选的方式为：所述热轧用钛板坯由工业用纯钛构成。

(7)本申请发明的所述热轧用钛板坯优选的方式为：所述热轧用钛板坯采用电子束熔化炉进行铸造。

另外，(8)本申请发明的所述热轧用钛板坯的熔炼方法，是采用电子束熔化炉的热轧用钛板坯的熔炼方法，其特征在于：所述钛板坯的拉制速度在1.0cm/分钟以上的范围。

再者，(9)本申请发明的热轧用钛板坯的轧制方法的特征在于：将所述热轧用钛板坯送入热轧机，热轧成带状卷材。

此外，本申请发明的所述铸造原状钛板坯在热轧前，在通过切削等进行修料、从而将位于铸件表面的凹凸等缺陷除去后，或者在铸件表面平滑、良好时将所述修料省略后，供给热轧机。因此，所述热轧用钛板坯的断面组织为热轧前的状态，在通过切削等对铸件表面进行修料的情况下，意味着为修料后的断面组织。

发明效果

根据本发明，在被热轧成板的钛板坯、特别是用电子束熔化炉熔炼的钛板坯中，具有如下的效果：能够在不对熔炼后的铸造板坯实施开坯轧制等初轧工序以及进一步的矫正工序的情况下，直接送入生产带状卷材的钢铁等通用的热轧机。另外，还具有能够使通过所述热轧形成的带状卷材(板)的表面缺陷变得轻微的效果。

附图说明

图1是表示凝固时的晶粒的生长方向和与被轧原材料的热轧方向(长度方向)平行的方向所成的角、与热轧后的表面缺陷发生率之间的关系的图示。

图2是表示本申请发明的热轧用钛板坯的与铸造方向平行的断面的凝固组织、与其凝固方向(晶粒生长方向)和与铸造方向平行的方向所成的角(θ)之间的关系的图示。

图3是表示θ小时的热轧用钛板坯的与铸造方向平行的断面的凝固组织、与其凝固方向(晶粒生长方向)和与铸造方向平行的方向所成的角(θ)的图示。

图4是表示观察钛板坯的凝固组织的断面的立体图。

图5是表示电子束熔化炉的概略的图示。

具体实施方式

以下参照附图对本发明的最佳实施方式进行说明。

图1中示出了凝固时的晶粒的生长方向和与被轧原材料的热轧方向(长度方向)平行的方向所成的角(以下表示为Φ)、与将被轧原材料热轧后的表面缺陷发生率之间的关系。该Φ相当于钛板坯的凝固方向和与铸造方向平行的方向所成的角(θ)。

铸造的钛板坯具有如图2、图3所示的铸造组织，为了使Φ达到0～90°的多种角度，按每个试验水准，从工业用纯钛JIS 2种(JIS H 4600)铸造板坯上切取加工各2块被轧原材料(厚度为50mm、宽度为130、长度为170mm)。在将被轧原材料在800、850、900℃下加热后，热轧到厚度为5mm。

然后，对该热轧板实施喷丸，在发生的表面缺陷上做好标记，以评价发生率。此外，表面缺陷通过喷丸卷起，通过戴上劳动用手套，并用手触摸表面，便能够容易地检测表面缺陷。将热轧板的前后端的非稳定部除去，按100mm的间隔划分热轧板，将检测出表面缺陷的部分的区段数除以总的区段数(2块热轧板合计30个区段)所得到的比例作为表面缺陷发生率。

如图1所示，在所有加热温度下，在Φ较小、为30°以下时，表面缺陷发生率非常高、超过60％，而Φ达到45°以上时，表面缺陷发生率降低到20％以下，进而在Φ为70°以上时，表面缺陷发生率稳定在10％以下的低位。

所述图1的数据表明：为了抑制热轧时的表面缺陷的发生，控制晶粒的生长方向(凝固方向)和相当于铸造方向的钛板坯的长度方向所成的角在实施本申请发明方面是极其重要的。此外，在图1中如上所述，观察了喷丸清理原样的表面(没有实施利用硝氟酸(氢氟酸和硝酸的混合液)的酸洗气刨的表面)，更严格地评价了表面缺陷的发生状态。

接着对本申请发明的热轧用钛板坯的凝固组织进行说明。

图2示出了本申请发明的热轧用钛板坯的与铸造方向平行的断面的凝固组织、其凝固方向和与铸造方向平行的方向所成的角(以下表示为θ)。该θ相当于在图1中说明的所述Φ。

在图2所示的钛板坯的品种为工业用纯钛的JIS 2种(JIS H 4600)时，为了易于通过按下述要领得到的板坯断面的显微组织理解凝固方向(晶粒生长方向)，对晶粒进行了描绘。

另外，图3作为偏离本申请发明的例子(比较例)，示出了钛板坯的与铸造方向平行的断面的凝固组织、其凝固方向和与铸造方向平行的方向所成的角度θ。在图3所示的凝固组织中，为了易于通过板坯断面的显微组织理解凝固方向(晶粒生长方向)，对晶粒进行了描绘。

图4是表示观察凝固组织的断面的立体图。从由电子束熔化炉熔炼的钛板坯上切出与铸造方向即板坯拉制方向平行的板坯长度方向的断面(图4的用斜线表示的四方的面)，在研磨后，通过腐蚀显微地观察凝固组织(铸造组织)，便能够测定所述θ。

具体地说，对于所述断面，在与平行于铸造方向的板坯厚度的1/4的位置(大约60～70mm深)的直线交叉的晶粒中，任意选出50个，通过图像分析求出主轴角度θ(相当于本申请发明的θ)的平均值。

也就是说，在与一个个晶粒对应的近似椭圆(面积与所述晶粒相等的椭圆)中，利用最小二乘法确定该近似椭圆的长轴径a、短轴径b以及主轴角度θ(θ：板坯厚度的1/4的位置的直线和该近似椭圆的通过长轴径的主轴所成的角，取0～90°内的值)，以便该近似椭圆和成为对象的晶粒的轮廓的距离的平方和达到最小。

其结果是，得到的图2和图3中的凝固组织的主轴角度θ的平均值分别为61°和22°。

图5中示出了电子束熔化炉的概略。本申请发明的钛板坯6具有在铸型4内的冷却过程中生成的凝固组织。作为所述凝固组织，为了使其相对于钛板坯6的凝固方向呈大致一定的角度而形成，可根据电子枪1的供热量或其照射位置、铸造速度(拉制速度)、铸型4的冷却能等进行控制。

本申请发明的(1)的发明如图2的凝固组织那样，将与所述凝固方向平行的方向和铸造方向所成的角θ规定在45～90°的范围，从而具有抑制铸件表面的凹凸等表面缺陷，且减轻热轧后的表面缺陷的效果。

如图3的凝固组织所示，在θ较小而低于45°的情况下，在板坯的拉制方向即板坯的长度方向成为更加延伸的形态。这样的凝固组织容易产生于凝固速度相对较低、图5的熔池5浅的条件时。

如果对所述板坯进行热轧，则在轧制的初期阶段在表面产生成为缺陷的起点的凹坑，随着其后的热轧的进行而变化为表面缺陷，因而是不优选的。

该凹坑的发生机理也有不明确的地方，但可以认为其原因在于：在从板坯的表面侧(图3的上侧)看时，凝固组织向长度方向延伸，因而表观的晶粒较大，对于来自上下方向的压下(剪切变形)容易产生大的皱褶。除了粗大的晶粒以外，还可考虑如隆脊(ridging)现象或麻纹(roping)现象那样干预结晶方位的发生机理。

与此相对照，图2所示的本发明的凝固组织的θ为45～90°，为相对于板坯表面更接近于垂直的凝固方向，可抑制热轧初期的凹坑发生，其结果是，具有热轧后的表面缺陷得以减轻的效果。

可以推测其原因在于：在从板坯的表面侧(图2的上侧)看时，表观的晶粒与图3时相比减小。优选的是如图1所示，从极其轻微地形成热轧后的表面缺陷的角度考虑，θ为70～90°，在本申请发明的(2)中，规定在板坯的表层具有厚度为10mm以上的θ为70～90°的表层组织。

所谓所述θ为70～90°的表层组织，是指图2所示的板坯表面正下方的用(S)的点点表示的晶粒所占有的层。在该表层组织的晶粒中的任意50个晶粒的距表层的深度的平均低于10mm时，由于表层中存在的层较薄，因此往往不能充分得到表面缺陷的抑制效果。

为了对上述的结晶方位的干预进行研究，从极其轻微地形成热轧后的表面缺陷的角度考虑，在采用电子束熔化炉铸造的钛板坯中，对θ为70～90°的板坯的表层部和θ偏离上述范围的板坯的表层部，用X射线劳厄法测定了由密排六方晶构成的钛的α相的结晶方位，并比较了该结晶方位的分布。

结果新近明确了：在θ为70～90°的表层部，从板坯被轧制面侧看到的钛α相(密排六方晶)的C轴方向的倾角(简称为ψ)相对于被轧制面的法线方向(在ND方向设定为0°时)分布在35°以上到接近90°的位置，ψ完全不分布在0～低于35°的区域。另一方面，在θ不满70°时，ψ也分布在0～35°的区域，结果ψ可分布在0～90°内的整个区域。再者，在θ不满45°时，ψ更无偏斜地随机地分布在0～90°内的整个区域，ψ多数分布在低于35°的区域。也就是说，ψ低于35°的α相为其C轴相对于板坯被轧制面接近垂直的结晶方位，表示通过使θ在70～90°可抑制这样的结晶方位。相反，在θ不满70°时，也就是说，ψ也分布在低于35°的区域可以认为成为热轧后发生表面缺陷的要因。

此外，在X射线劳厄测定中，采用求出上述θ时所用的显微组织观察用试样(切取与铸造方向即板坯拉制方向平行的板坯长度方向断面，并进行研磨、腐蚀)。在距板坯的被热轧表面深10mm的位置，就一试样的40～50点，分别对晶粒内照射W对阴极X射线束(束直径为0.5mm)，用利用反射法的X射线劳厄法测定钛α相(密排六方晶)的劳厄衍射斑点，从该劳厄衍射斑点中采用劳厄分析程序(株式会社ノルム工学制“劳厄分析系统”Ver.5.1.1：未注册商标)求出钛α相(密排六方晶)的结晶方位。从求出的α相的结晶方位得到各测定点的ψ的值。该ψ由于是相对于板坯的被轧制面的法线方向(在ND方向设定为0°时)的C轴方向的倾角，因此最小为0°、最大为90°。

这里，业已确认即使在距本发明的板坯的被热轧表面深5mm的位置，也显示出与上述深10mm的位置相同的ψ的分布，由于直到深10mm如图2的晶粒描绘图所示那样都在表层的第1段的晶粒内，因此可以说从被热轧表面到深10mm以内ψ分布在35°以上。

由以上得出，本申请发明的(3)的特征在于：在采用电子束熔化炉铸造的钛板坯中，将由从板坯的被热轧面侧看到的钛α相即密排六方晶的C轴方向的倾角ψ在全部测定点、相对于被热轧面的法线方向(在ND方向设定为0°时)在35～90°的范围的晶粒构成的层形成为10mm以上。

为了工业上更稳定地抑制热轧后的表面缺陷，优选的是由ψ的范围为40～90°的晶粒构成的表面层。要将ψ的范围设定在40～90°，可以认为能通过调整铸造条件来实现，从而使至少θ为75～90°的表层组织的厚度为10mm以上。

由于电子束能够通过偏光使光束集中，因此即使在铸型和熔化钛之间的狭窄的区域也容易供给热，因而能够良好地控制铸件表面和凝固组织。

在通过电子束熔化炉将θ控制在45～90°时，熔化钛急速凝固，在热收缩的作用下，钛在比较早的阶段从铸型表面分离，因此具有抑制铸型和钛的烧接，从而改善铸件表面性状的效果。

另一方面，真空等离子熔炼(等离子弧)不像电子束熔炼的电子射线那样可以偏向，因而熔化炉内的照射位置以及热供给量平衡的调整难以做好，因此难以得到本发明的热轧用钛板坯的凝固组织。

以上是通过对铸造的板坯的表面进行机械切削，在将铸件表面的凹凸等表面缺陷除去后，热轧到大约3～6mm厚，然后实施喷丸、硝氟酸酸洗的脱氧化皮工序，用肉眼评价表面缺陷的结果。

本申请发明的热轧用钛板坯优选将该钛板坯的厚度设定为225～290mm，将宽度W和厚度T之比即W/T设定为2.5～8.0。在钛板坯的厚度超过290mm、W/T超过8.0时，因板坯的截面积增大而使轧制负荷过大，在轧制辊上钛发生烧接，往往使热轧后的表面品质降低，而且往往超过通用的热轧机的容许负荷极限。另外，往往不容易较高地维持凝固速度，从而难以将θ控制在45～90°。

相反，在厚度薄到低于225mm、W/T小于2.5时，在板坯的边缘近旁的表面(上下面)，容易受到来自铸型的角部以及侧面的吸热的影响，因此有时难以将边缘部表面侧的凝固方向即θ控制在45～90°。

除此以外，如果厚度薄至低于225mm，则在提高铸造时的拉制速度时，对凝固坯壳的负荷增大，产生凝固坯壳破裂等不良情况，从这点出发也是不优选的。另外，如果W/T低于2.5，则在热轧初期因胀形加工形成的展宽增大，有时向边缘裂纹或疤伤方向发展。

从用电子束熔化炉熔炼所述热轧用钛板坯时的生产效率、用钢铁等通用的热轧机轧制成带状卷材时的卷材穿过稳定性这两方面出发，优选所述热轧用钛板坯的长度L和宽度W之比即L/W为5以上，板坯的长度为5000mm以上。如果板坯的L/W小、长度短，则因钛的密度轻，为钢的60％，因而板坯因来自传送辊等的反作用而容易抖动，有时因该影响而在热轧后的表面发生缺陷。

如上所述，板坯的长度优选为5000mm以上，更优选为5600mm以上，进一步优选为6000mm，更进一步优选为7000mm以上。

接着，以下对所述热轧用钛板坯的制造方法的优选的方式进行说明。

如图5所示，将用于制造本申请发明的钛板坯的熔炼原料投入到炉床3中，同时接受从配置在炉床上方的电子枪1照射的电子束2而使原料熔化，与保持在炉床3内的熔液合为一体，注入到配置在炉床3的下游的铸型4内的内部。

注入到铸型4的内部的熔液9与形成于铸型4内部的钛熔池5合为一体，同时所述钛熔池5的底部根据钛板坯6的拉制速度向下方拉制，依次凝固而熔炼钛板坯。钛板坯一边由设在拉制轴8的顶部的台座7支持一边进行拉制。此外，该拉制方向为铸造方向。

将熔炼到规定长度的钛板坯6从电子束熔化炉中取出到大气中。电子束熔化炉内保持规定的真空度，使熔化钛或熔炼后的高温的板坯处于几乎不会被氧化的减压气氛中。然后，根据需要，通过切削等对板坯的表面以及侧面进行修料，从而成为热轧用的钛板坯，供给热轧工序。

在本申请发明中，对于用电子束熔化炉熔炼的所述热轧用钛板坯，采用矩形铸型，同时将从所述铸型拉制的钛板坯的拉制速度规定为1cm/分钟以上。

在所述钛板坯的拉制速度低于1.0cm/分钟时，因铸造速度慢而使钛熔池5变浅，因铸型和钛熔池间的热流的影响，难以将θ控制在45～90°。另外，有时在钛熔池5的上方部的铸型4的壁面上附着形成有从钛熔池5蒸发而形成的析出物。

另外，如果拉制速度慢到低于1.0cm/分钟，则因铸造需要长时间而使所述附着物生长增大，以致在钛熔池5和铸型4的壁面之间落下，同时被卷入至所述钛熔池5凝固形成的钛板坯6的表面，其结果是，有时熔炼的钛板坯6的铸件表面恶化，是不优选的。1.5cm/分钟以上的拉制速度可稳定地得到铸造组织和铸件表面优选的状态，因而是更优选的范围。

从得到铸造组织的控制和良好的铸件表面的观点出发，没有规定拉制速度的上限的根据，但所述钛板坯6的拉制速度如果超过10cm/分钟，则钛板坯6被以完全不凝固的状态从铸型4向下方拉制，从而有时未凝固的熔液拉漏，是不优选的。

另一方面，在钢铁的情况下，板坯的铸造速度大约为100～300cm/分钟，比本发明的钛的情况要快，但在钛的情况下，为了抑制熔化时以及刚凝固后的氧化，需要控制在非氧化气氛中，结构上制约铸造速度(拉制速度)的因素较强。

因此，在本申请发明中，从铸型4拉制的钛板坯的拉制速度更优选在1.5～10cm/分钟的范围。

在所述条件下制造的钛板坯的铸件表面非常好，因此具有能够显著减轻热轧工序前进行的切削等表面修料的效果。再者，根据铸件表面性状的不同，也可不需要表面修料。其结果是，能够有效地抑制板坯表面修料带来的成品率的下降。

在本申请发明中，以所述方式熔炼的钛板坯显著地抑制了热轧时的表面缺陷的发生，且形成了适合送入通用的热轧机的形状，因此能够省略以往的将金属锭初轧成适合热轧的板坯的工序以及其后的矫正工序。

因此，用上述方法熔炼的钛板坯具有能够在不经由上述的预处理工序的情况下，不经过初轧工序等直接送入钢铁等使用的通用热轧机的效果。

另外，在所述热轧前，用电子束熔化炉熔炼的钛板坯为热轧而进行加热。为降低变形阻力，优选将其加热温度规定在800℃～950℃的范围。再者，为了对板坯加热时产生的氧化皮进行抑制，加热温度优选低于β相变点。此外，通过对本申请发明的钛板坯进行上述的热轧，能够高效率地制造大约2～10mm厚的带状卷材。

这样，按照本申请发明制造的钛板坯具有不仅适合供给热轧，而且通过热轧而制造的钛板显著地抑制了表面缺陷，且其后即使实施冷轧也能够制造健全的薄板的效果。

实施例

实施例1

采用以下的实施例，更详细地说明本发明。

1.熔炼原料：海绵钛

2.熔炼装置：电子束熔化炉

1)电子束功率

炉床侧：最大1000kW

铸型侧：最大400kW

2)方形断面的铸型

断面的尺寸：厚270mm×宽1100mm

构成：被水冷的铜板

3)拉制速度

0.2～11.0cm/分钟

4)其它

为了适当地控制铸件表面以及凝固组织，对照射在铸型周边部的电子束的照射位置(扫描图形)进行调整。

采用上述的装置构成以及原料，熔炼5600、6000、7000、8000以及9000mm的多种长度的工业用纯钛JIS 2种的板坯。对该熔炼的钛板坯的表面进行切削修理，以除去铸件表面的凹凸等表面缺陷。然后，从断面组织(凝固组织)上用上述方法测定θ。

一部分通过改变切削修理量，对θ为70～90°的表层组织的厚度进行了调整。采用钢铁的热轧设备将这些钛板坯热轧成厚度为5mm左右的带状卷材。该带状卷材在经过喷丸以及硝氟酸酸洗后，用肉眼观察表面缺陷，以1m的卷材长度单位判定合格与否，求出作为表面缺陷发生状况的合格率。

关于表面缺陷发生状况(合格率)，按1m的长度单位区段对经过喷丸以及硝氟酸酸洗后的卷材确认表面缺陷的有无来求出。将没有表面缺陷的区段作为合格，合格率设定为没有表面缺陷的合格区段数/总区段数×100(％)。将合格率低于90％时规定为不合格(×)，将90％以上且低于95％时规定为良好(○)，将95％以上时规定为非常好(◎)。

表1对于长度为8000mm的板坯、品种为工业用纯钛JIS 2种的情况，示出了铸造板坯的铸件表面性状、长度方向断面的凝固组织(厚度四分之一位置的θ、θ为70～90°的表层组织的厚度)、热轧的带状卷材的表面缺陷发生状况。

在拉制速度为1.0～5.0cm/分钟的本发明例1～10中，熔炼的钛板坯的铸件表面良好，没有观察到飞溅痕等的附着。另一方面，在所述下限即低于1cm/分钟的拉制速度的比较例1、比较例2中，在熔炼的钛板坯的表面，观察到从钛熔池5飞溅形成的飞溅痕等附着物。在将拉制速度设定在最高的11cm/分钟的比较例3的情况下，从铸型4拉出的钛板坯6的表面温度显示出异常的高温，因此中断熔炼。

关于板坯的长度方向断面的凝固组织，在拉制速度为1.0～5.0cm/分钟的本发明例1～10中，厚度的四分之一位置的θ为47～79°和45°以上，热轧后的表面缺陷的合格率为91％以上，抑制了表面缺陷。再者，在θ为70～90°的表层组织的厚度为10mm以上的本发明例3和本发明例6～10中，热轧后的表面缺陷的合格率稳定在97％以上的高位。

此外，在拉制速度为1.2cm/分钟的本发明例2和本发明例3、拉制速度为1.5cm/分钟的本发明例4～7中，通过改变熔炼的板坯表面的切削量，调整了θ为70～90°的表层组织的厚度。

另一方面，在拉制速度为0.2和0.5cm/分钟的比较例1和比较例2中，厚度的四分之一位置的θ分别为22°和31°，都小到低于45°，因此热轧后的表面缺陷的合格率非常低，低于70％，观察到了粗大的缺陷。

其次，表2中同样地示出了工业用纯钛JIS 1种、作为钛合金的Ti-1％Fe-0.36％O(％为质量％)和Ti-3％Al-2.5％V(％为质量％)的例子。在所述熔炼条件中，配合熔炼原料以便达到目标的品种成分。在品种为工业用纯钛JIS1种、Ti-1％Fe-0.36％O、Ti-3％Al-2.5％V时，也可以得到与表1的工业用纯钛JIS 2种相同的效果。

在拉制速度为1.0～4.0cm/分钟的本发明例11～17中，熔炼的钛板坯的铸件表面良好，没有观察到飞溅痕等的附着。即使是不同的品种，在规定的拉制速度下也得到了良好的铸件表面。另一方面，在所述下限即低于1cm/分钟的拉制速度的比较例4～6中，在熔炼的钛板坯的表面观察到从钛熔池5飞溅形成的飞溅痕等附着物。

关于板坯的长度方向断面的凝固组织，在拉制速度为1.0～4.0cm/分钟的本发明例11～17中，厚度的四分之一位置的θ为46～74°，都在45°以上，热轧后的表面缺陷的合格率为92％以上，抑制了表面缺陷。再者，在θ为70～90°的表层组织的厚度为10mm以上的本发明例12～17中，热轧后的表面缺陷的合格率稳定在97％以上的高位。

另一方面，在拉制速度慢到0.5cm/分钟的比较例4～6中，厚度的四分之一位置的θ小到大约30°和低于45°，因此表面缺陷的合格率非常低，低于75％，观察到了粗大的缺陷。

此外，本发明例1～10、本发明例11～17处于在热轧后的带状卷材的边缘有极微细的裂纹、或者几乎没有裂纹的状态，然后，即使冷轧到0.5mm左右的厚度，边缘裂纹也完全不成问题。

这样，在按照本申请发明实施的本发明例1～17中，确认能够有效地制造铸件表面优良的钛板坯以及抑制了热轧时的表面缺陷的钛板。

接着，在距板坯表面深10mm的位置，就一试样在大约40点，根据X射线劳厄法，用上述方法求出了钛α相(密排六方晶)的结晶方位。表3中根据这些结晶方位，将从板坯的被轧制面侧看到的钛α相(密排六方晶)的C轴方向的倾角作为相对于被轧制面的法线方向(在ND方向设定为0°时)的角度ψ，示出了其分布范围。

在热轧后的表面缺陷的合格率稳定在97％以上的高位的本发明例3、本发明例6～10、本发明例12～17中，如表3所示，ψ在35～90°的范围。

另一方面，在表面缺陷发生状况为“○(合格率为90％以上且低于95％)”的本发明例2、4、11或为“×(合格率低于90％)”的比较例1、2、4、5、6中，ψ也分布在4～21°和低于35°的范围。另外还得知：在比较例1、2、4、5、6中，ψ分布在4～7°以上，甚至到更小的范围。

产业上的可利用性

本发明涉及采用电子束熔化炉熔炼的钛板坯以及高效率地制造该板坯的方法，根据本发明，能够有效地提供用于热轧成带状卷材或板材的钛板坯，特别是用电子束熔化炉熔炼、制造的钛板坯，能够在不对铸造板坯实施开坯轧制等初轧工序以及进一步的矫正工序的情况下，直接送入生产带状卷材的钢铁等的通用的热轧机中，通过热轧制造带状卷材或板材。另外，根据本发明的板坯，还能够抑制带状卷材或板材的表面缺陷的发生。因此，可大幅度降低能源以及作业成本，可有效地得到带状卷材或板材。

符号说明：

1  电子枪

2  电子束

3  炉床

4  铸型

5  钛熔池

6  钛板坯

7  台座

8  拉制轴

9  熔液

Claims (9)

1.一种热轧用钛板坯，其是钛的铸造板坯，其特征在于：在所述钛板坯的断面组织中，铸造方向和凝固方向所成的角在45～90°的范围。

2.根据权利要求1所述的热轧用钛板坯，其特征在于：在所述钛板坯的表层部，具有铸造方向和凝固方向所成的角在70～90°的范围且厚度为10mm以上的表层组织。

3.一种热轧用钛板坯，其特征在于：在采用电子束熔化炉铸造的钛制板坯中，将晶粒的层形成为10mm以上，其中，所述晶粒是从板坯的被热轧面侧看到的钛α相即密排六方晶的C轴方向的倾角相对于被热轧面的法线方向、在ND方向设定为0°时在35～90°的范围的晶粒。

4.根据权利要求1～3中的任一项所述的热轧用钛板坯，其特征在于：所述热轧用钛板坯的厚度为225～290mm、宽度W和厚度T之比即W/T为2.5～8.0。

5.根据权利要求1～3中的任一项所述的热轧用钛板坯，其特征在于：所述热轧用钛板坯的长度L和宽度W之比即L/W为5以上，L为5000mm以上。

6.根据权利要求1～3中的任一项所述的热轧用钛板坯，其特征在于：所述热轧用钛板坯由工业用纯钛构成。

7.根据权利要求1～3中的任一项所述的热轧用钛板坯，其特征在于：所述热轧用钛板坯采用电子束熔化炉进行铸造。

8.权利要求1～3中的任一项所述的热轧用钛板坯的熔炼方法，其是采用电子束熔化炉的热轧用钛板坯的熔炼方法，其特征在于：所述钛板坯的拉制速度在1.0cm/分钟以上的范围。

9.一种热轧用钛板坯的轧制方法，其特征在于：将权利要求1～3中的任一项所述的热轧用钛板坯送入热轧机，热轧成带状卷材。

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