CN105102679A - 热轧用钛铸坯以及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种包含工业用纯钛的热轧用钛铸坯，作为轧制面的表面中，最表面具有包含针状组织的组织微细化层，前述组织微细化层的内侧具有包含针状组织的内侧组织微细化层，与前述内侧组织微细化层相比更内侧为铸造凝固组织，前述组织微细化层与前述内侧组织微细化层相比为更微细的组织，前述组织微细化层为自表面至深度1mm以上且不足6mm的范围，前述内侧组织微细化层在前述组织微细化层的内侧、为自表面至深度3mm以上且20mm以下的范围。

Description

热轧用钛铸坯以及其制造方法
技术领域
本发明涉及包含工业用纯钛的热轧用钛铸坯、以及其制造方法，尤其涉及用于制造表面品质优异的热轧板的热轧用钛铸坯以及其制造方法。本申请主张基于2013年4月1日在日本提出的日本特愿2013-075886号的优先权，将其内容援引于此。
背景技术
通常工业用纯钛较常见的是将利用克罗尔法而得到的海绵钛、钛废料作为熔炼原料，由真空电弧熔炼(VAR)、电子束熔炼(EBR)等进行熔炼而制成大型的铸坯(铸锭)。在此，作为铸坯形状，真空电弧熔炼的情况下限于圆柱状的铸坯，而电子束熔炼的情况下能够铸造成矩形状的铸坯、即板坯。
进而，将这样的大型铸坯作为原材料制造钛薄板等钛材料时，对于大型铸坯，根据需要进行表面的切削修整之后，实施热初轧或锻造，加工为适于之后的热轧的形状、尺寸的板坯。在此将基于这些初轧或锻造的热加工工序称为开坯(breakdown)工序。然后进而为了去除形成于开坯后的板坯表面的氧化物层、富氧层，较常见的是利用切削加工实施将表面削磨几mm左右的切削修整之后供于热轧。
然而，这样的以往通常的方法中，用于由大型铸坯加工为适于热轧的形状、尺寸的通过初轧或锻造的开坯工序需要极大的时间和成本，其对于钛薄板制造的生产率提高、成本降低成为巨大的瓶颈。
然而，时至最近，逐渐确立了采用DC板坯铸造法(直接浇铸法)作为铸造板坯状的铸坯的方法来制造较薄的板坯状铸坯、即具有可以直接供于热轧的形状、尺寸的钛铸坯以替代如前述的大型铸锭铸造的技术，所述DC板坯铸造法如下：将利用电子束熔炼等在炉床(hearth)内熔炼的钛熔液连续地注入到真空气氛下保持的水冷铜铸模内，并且将在该水冷铜铸模内凝固的部分从铸模的下端侧连续地拔出而得到规定长度的板坯状铸坯。
若应用这样的电子束熔炼等在真空下的DC板坯铸造法，则可以省略以往需要的开坯工序，其结果可以提高钛薄板制造的生产率、降低制造成本。
进而，对于上述那样应用由电子束熔炼等在真空下的DC板坯铸造法而得到的板坯(省略开坯工序)，即便在供于热轧的情况下，也存在热轧后的热轧板的表面性状未必良好的问题。即，存在热轧板表面产生许多几mm至10mm左右的长度以及大小的覆盖状瑕疵的问题。将这样的表面的许多覆盖状瑕疵在此称为表面瑕疵。认为这样的热轧板的表面瑕疵源自铸造的板坯的粗大铸造组织。即，认为未经过作为热加工的开坯工序的板坯具有铸造状态(ascast；“铸造状态”)的包含粗大晶粒的铸造组织，即便对其表面实施切削加工而减小表面的凹凸，切削后的表面层中也存在粗大的组织，由于这样的粗大的表面的铸造组织导致在热轧板上产生表面瑕疵。
在此，作为由于粗大的铸造组织导致在热轧板上产生表面瑕疵的具体的因素，认为由于在热轧初期产生的粗大热孪晶，导致母相与孪晶之间的大的取向差，从而在母相与孪晶的边界部产生较大的凹陷，随着之后的热轧的进行，在该凹陷上覆盖金属成为表面瑕疵。
然而，对于未经开坯工序而得到的热轧用钛板坯，为了防止出现在热轧后的热轧板表面的表面瑕疵的产生，已提出了几个在热轧前对板坯表面层实施改性处理的方法。
例如，在专利文献1中，提出利用具有曲率半径为3～30mm的前端形状的钢制工具、或半径为3～30mm的钢球对热轧用钛板坯的表面进行冷锻(塑性加工)，由此赋予波纹度轮廓单元的平均高度为0.2～1.5mm、平均宽度为3～15mm的浅凹。该提案的方法中，利用上述那样的钢制工具或钢球对钛板坯的表面层通过冷加工先赋予规定的塑性应变，从而在之后的热轧前的加热时使表面层再结晶、生成微细组织，从而可以防止由前述那样的粗大组织导致的凹陷的产生，因此，即便省略开坯工序，也可以减轻热轧板的表面瑕疵。
此外，在专利文献2中提出了如下方法：在热轧用钛板坯的表面、尤其是作为热轧时的轧制面一侧的表面，通过高频感应加热、电弧加热、等离子体加热、电子束加热以及激光加热等赋予高能量，仅使其表面层至1mm以上的深度熔融、立刻骤冷再凝固。需要说明的是，该提案的方法的情况下，钛的熔点自然为β相变点以上的温度，因此随着使表面熔融，在表面的熔融层下侧(母材侧)的热影响区域(HAZ)层也被加热至β相变点以上、发生β相变。而且，在该提案的方法中，热轧用钛板坯的表面层熔融，从而表面被平滑化，进而通过在此后从母材侧的排热使熔融层骤冷而凝固，同时下侧的HAZ层(β相)骤冷，从而熔融层以及HAZ层成为微细的相变组织(通常为微细针状组织)。而且，如此操作而微细化的表面层在之后的热轧前的加热时发生再结晶，成为微细且具有不规则的取向的粒状组织(等轴粒组织)。因此，可以防止由粗大组织导致的凹陷的产生，也可以消除热轧后热轧板的表面瑕疵。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开2010/090352
专利文献2：日本特开2007-332420号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明人等通过实验确认了，若采用如专利文献1所示通过冷加工对热轧用钛板坯的表层赋予塑性应变的表面层改性处理方法、以及如专利文献2所示对热轧用钛板坯的表面赋予高能量而仅将表面层熔融、使其骤冷再凝固的表面层改性处理方法，则即便为未经过开坯工序的热轧用钛板坯，根据其表面状况也可有效地对表面层进行改性，能够防止热轧板表面瑕疵的产生。即确认了，如上所述，对于通过在真空下的DC板坯铸造而得到的板坯，铸造状态的铸坯的表面层也通常为凹凸严重且缺陷多的层，通过切削加工将这样的板坯的表面层去除掉几mm左右的深度，之后若实施如专利文献1或专利文献2所示的表面层改性处理，则可以抑制之后的热轧后的热轧板的表面瑕疵的产生。
然而，如上所述的表面改性处理前的表面切削加工需要极大的劳力和时间，成品率也大幅降低。因此，若即便省略这样的表面切削加工也可以通过表面改性处理抑制热轧板的表面瑕疵产生，则可以以高生产率且低成本地制造表面性状优异的钛薄板。然而可知，在表面改性处理前不实施如上所述的切削加工，对表面存在氧化皮层的铸造状态的铸坯实施表面改性处理时，不能可靠并且稳定地抑制热轧板表面的表面瑕疵产生。
因此，本发明的课题在于提供不仅省略开坯工序而且也不需要表面改性处理前的切削加工，但能够可靠地避免之后的在热轧后的热轧板表面产生表面瑕疵，由此使钛热轧板制造的生产率提高、并且可以实现成本降低的热轧用钛铸坯、以及其制造方法。
用于解决问题的方案
为了解决上述的课题，对于如前述的专利文献2所示的表面层改性技术进行反复深入实验/研究，结果得到如下的见解。
即，利用电子束等高能量密度的加热方法将铸坯的表面加热而仅使表面层熔融之后的冷却通常是通过从母材侧的排热来进行的。此时，熔融层的厚度越薄、铸坯表面的每单位面积的输入热量(以下涉及输入热量时单位面积是指1cm2)越少，因此刚刚加热之后的冷却速度变大，由此冷却而凝固的表面层(熔融再凝固层)成为更微细的组织，之后实施用于热轧的加热时的表面层组织也进一步微细化，其结果，能够可靠地抑制在热轧初期产生的较大的凹陷、并抑制热轧板的表面瑕疵的产生。
然而，熔融深度浅的情况下，存在于距表面有一定深度的位置的空隙、皱褶等缺陷(源自铸造)不会消失。即认识到，虽然通过实验确认了为了利用熔融后的再凝固充分地使表面层的组织微细化，有时需要将熔融深度抑制为几mm左右以下，但源自铸造的空隙较多存在于更深的位置、即自表面跨越几mm至深度5～8mm左右的位置，因此，仅使几mm左右熔融时，这些较深的位置的空隙不会消失，因而在热轧时以这些空隙为起点而产生裂纹、表面出现较大的凹部、产生表面瑕疵。
为了解决上述的问题，认为将利用电子束等高能量密度的加热方法加热铸坯的表面而使表面层熔融时的熔融深度增大即可。然而，此时与前述的情况相反，铸坯表面的每单位面积的输入热量变大、刚刚加热之后的利用从母材侧的排热的冷却速度变小，因此，冷却而凝固的表面层(熔融再凝固层)的组织未充分地微细化，之后实施用于热轧的加热时的表面层的组织也未充分地微细化，其结果热轧初期产生的较大的凹陷、热轧板的表面瑕疵未充分降低。
基于这样的新见解，本发明人等反复深入实验/研究，结果发现通过进一步改良专利文献2所示的表面改性技术，能够可靠地抑制在热轧初期产生的较大的凹陷、热轧板的表面瑕疵，尤其是发现即便为未预先实施切削加工的铸造状态的铸造外观，也能够抑制在热轧初期产生的较大的凹陷、热轧板的表面瑕疵。
即，利用电子束照射等使作为热轧用板坯的原材料的铸坯的表面层熔融、再凝固之后，再次对熔融再凝固层的表面照射电子束等，将熔融再凝固层之中的表面区域(比熔融再凝固层的深度浅的区域)加热至β相变点以上的温度、使其骤冷凝固。通过进行2次这样的利用电子束等照射的表面层加热，从而发现能够可靠地防止在热轧初期产生的较大的凹陷、热轧板的表面瑕疵，并且即便为未预先实施切削加工的铸造状态的铸造外观，也能够可靠地抑制之后的热轧后的热轧板的表面瑕疵的产生，以至完成本发明。
根据本发明提供一种热轧用钛铸坯，其为包含工业用纯钛的热轧用钛铸坯，作为轧制面的表面中，最表面具有包含针状组织的组织微细化层、前述组织微细化层的内侧具有包含针状组织的内侧组织微细化层、与前述内侧组织微细化层相比更内侧为铸造凝固组织，前述组织微细化层为与前述内侧组织微细化层相比更微细的组织，前述组织微细化层为自表面至深度1mm以上且不足6mm的范围，前述内侧组织微细化层在前述组织微细化层的内侧、为自表面至深度3mm以上且20mm以下的范围。
对于这样的本发明的热轧用钛铸坯，在进行热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理而再结晶的状态下，如后面对于制造方法进行说明的那样，处于最表面的组织微细化层成为不规则取向的等轴微细粒状组织。顺便一说，本发明中，热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理意味着820℃×240分钟的加热处理。即钛板坯的热轧一般常见地是于720～920℃左右进行60～420分钟左右加热。因此，本发明中采用居中的热轧时加热条件，作为微细化层的微细化的指标，规定了实施820℃×240分钟的热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理时的粒径。
此外，根据本发明提供热轧用钛铸坯的制造方法，其具有：第1段表层加热处理工序，对于包含工业用纯钛的铸坯原材料，加热作为热轧的轧制面的表面，将自表面至深度6mm以上且20mm以下的区域加热至β相变点以上，使自表面至深度3mm以上～10mm的范围熔融；第1段冷却工序，前述第1段表层加热处理后，冷却至低于β相变点的温度；第2段表层加热处理工序，对经过前述第1段表层加热处理和前述第1段冷却工序的表面进行再加热，将自表面至深度1mm以上且不足6mm的区域加热至β相变点以上；和第2段冷却工序，前述第2段表层加热处理后，冷却至低于β相变点的温度。
需要说明的是，此处β相变点是指，在该温度以上β相为稳定相、且在该温度以下实质上α相成为稳定相的温度，对于工业用纯钛来说为880～920℃。
根据这样的本发明，铸造后的铸造外观中存在的严重凹凸通过熔融被消除而平滑化，同时源自铸造时的内部空隙等缺陷消失，另外粗大的铸造组织也消失。并且，最表面由于再加热/骤冷而成为组织微细化层。因此，将本发明的热轧用钛铸坯供于热轧时，能够将源自铸造时的皱褶、内部空隙导致的表面瑕疵的产生防患于未然，与此同时也能够可靠地将组织微细化的不充分导致的热轧初期的较大的凹部的产生、热轧板的表面瑕疵的产生防患于未然。
即，第1段的熔融而再凝固的过程中被加热至熔融且β相变点以上的内侧组织微细化层具有自最外表面至6mm以上且20mm以下的位置的足够的厚度，熔融再凝固达至比利用以往的方法的切削程度(几mm左右)深的位置，因此存在于比距表面几mm左右的位置深的位置的空隙(超过通常的切削程度的深度位置的空隙)也充分消失，与此同时最外表面的严重凹凸也被消除。
另一方面，第2段的表面侧的再加热/骤冷的组织微细化层在自最外表面至1mm以上且不足6mm的位置、为薄层，由此通过利用从再加热后的母材排热的高速骤冷效果而成为包含充分微细的组织的层。因此，也能够可靠地防止组织微细化的不充分导致的热轧初期的较大的凹部的产生、热轧板的表面瑕疵的产生。
并且，对于上述各作用，即便为在铸造后未经过作为热加工的初轧、锻造等开坯工序的状态的铸坯也能够得到，并且即便为未预先对表面实施切削加工的铸造状态的所谓氧化皮铸坯也能够得到。
在本发明的热轧用钛铸坯中，在距表面深度4mm以下的范围，可以以质量％总计为0％以上且不足2.0％含有α相稳定化元素、中性元素中的1种或2种以上。此外，在距表面深度4mm以下的范围，可以以质量％总计为1.5％以下含有β相稳定化元素中的一种或两种以上。进而，在距表面深度4mm以下的范围，可以以质量％总计为0％以上且不足2.0％含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上，以质量％总计为1.5％以下含有β相稳定化元素中的一种或两种以上。
此外，对于本发明的热轧用钛铸坯，理想的是，在进行820℃×240分钟的加热处理之后的室温下的状态下，晶体粒径为3mm以上的晶粒的个数为每1m2表面为5个以下。
此外，对于本发明的热轧用钛铸坯的制造方法，使前述第2段表层加热处理工序中的每单位面积的输入热量小于前述第1段表层加热处理工序中的每单位面积的输入热量。
在此，使前述第2段表层加热处理工序的输入热量小于第1段表层加热处理工序的输入热量，这是由于需要使在第2段的输入热时所形成的熔融层或者HAZ层的厚度比在第1段所形成的熔融层或者HAZ层的厚度薄。
进而，本发明的热轧用钛铸坯的制造方法可以在前述第1段表层加热处理工序以及第2段表层加热处理工序的各工序中边使电子束的照射枪在与铸坯原材料表面平行的方向连续地移动边进行电子束照射。
此外，前述第1段冷却工序以及第2段冷却工序可以通过从铸坯原材料的母材侧的排热来进行。其中，在前述第2段冷却工序中，以60℃/min以上的冷却速度通过β相变点。
在此，第2段冷却工序的冷却速度不足60℃/min时，担心晶粒的细粒化不充分。
此外，也可以多次进行前述第2段表层加热处理工序和前述第2段冷却工序。
此外，在前述第2段表层加热处理工序中，也可以使含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。此外，在前述第2段表层加热处理工序中，也可以使含有β相稳定化元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。此外，在前述第2段表层加热处理工序中，也可以使含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上的原材料以及含有β相稳定化元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。
此外，本发明的热轧用钛铸坯的制造方法在前述第2段表层加热处理工序中也可以使表面熔融。此时，在前述第2段表层加热处理工序中，也可以使含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。此外，在前述第2段表层加热处理工序中，也可以使含有β相稳定化元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。此外，在前述第2段表层加热处理工序中，也可以使含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上的原材料以及含有β相稳定化元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。
此外，在本发明的热轧用钛铸坯的制造方法中，前述铸坯原材料可以任意为利用DC板坯铸造法而铸造的铸坯、将利用电子束等熔炼法得到的熔液通过DC板坯铸造法而铸造的铸坯、具有铸造状态的铸造外观的铸坯。这样的矩形铸坯为未经过包含初轧或锻造的开坯工序而得到的铸坯，对其熔炼法没有特别限定，可以应用电子束熔炼法、等离子弧熔炼法等。在电子束熔炼法中，由于为高真空中的熔炼，因此熔炼后残存于板坯表面附近的空隙内部为真空，因此具有在热轧时容易将该空隙压合而无害化的优点。
发明的效果
对于基于本发明的热轧用钛铸坯，表面平坦并且表面下方的内部的微小空隙也少并且最表面成为明显的微细组织。因此，将其供于热轧时，能够可靠并且稳定地防止在热轧初期在表面产生较大的凹部、或在热轧板上产生表面瑕疵。并且，即便作为用于制造热轧用钛铸坯的原材料的铸坯使用未经初轧、锻造等开坯工序并且未实施基于切削加工的表面修整的铸坯，也可以得到这样的效果。因此，可以省略开坯工序以及基于切削加工的表面修整、与以往相比能够显著地实现成本降低。
附图说明
图1为表示本发明的热轧用钛铸坯的制造方法的实施方式的流程的简单示意图。
图2为示出供于本发明的热轧用钛铸坯的制造方法的实施方式的原材料(矩形钛铸坯)的一个例子的概要以及对其的电子束照射状况的示意性的立体图。
图3为分步示出在本发明的热轧用钛铸坯的制造方法的实施方式中原材料的矩形钛铸坯的表面层的变化的一个例子的示意性的截面图。
图4为示出本发明的热轧用钛铸坯表面附近的截面组织的一个例子的示意图。
图5为示出对本发明的热轧用钛铸坯施加热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理的状态的表面附近的截面组织的一个例子的示意图。
图6为示出本发明的热轧用钛铸坯表层部分中的微细化层、内侧微细化层和铸造凝固组织的截面观察照片。
具体实施方式
以下对于本发明的实施方式参照附图进行详细地说明。
图1粗略地示出本发明的一个实施方式中所述的热轧用钛铸坯的制造方法中的整个工艺的各工序P1～P4。需要说明的是，在该图1中还一并示出作为前工序P0的作为原材料的矩形钛铸坯的制造工序的一个例子。此外，图2在示出供于本发明的热轧用钛铸坯的制造方法的实施方式的原材料(矩形钛铸坯)的概要的同时，示出对于该矩形钛铸坯的电子束照射状况。进而，图3分步示出图1中示出的制造方法的一个实施方式中的、基于各工序的矩形钛铸坯表面附近的截面状况的变化。
[前工序P0]
在制造本发明的热轧用钛铸坯时，如在图1中作为前工序P0而示出的那样，将工业用纯钛的熔炼原料例如由克罗尔法得到的海绵钛、钛废料在炉床内利用电子束熔炼按规定量熔炼。将所得到的钛熔液连续地浇注到DC板坯铸造用的水冷铜铸模即上下开放、水平截面呈矩形状(包括在角部形成倒角的情况)的水冷铜铸模内。进而，将在该铸模内凝固的铸坯向下方连续地拔出，由此得到具有铸造状态的形状、尺寸以及适于热轧的厚度、宽度和长度的矩形(板坯状)的钛铸坯。如此，在铸坯的角部赋予倒角的情况也宽泛地称为“矩形”。需要说明的是，上述的利用电子束加热的炉床内的熔炼以及铸造时的气氛保持为真空。
在此，工业用纯钛包含由JIS标准的1类～4类、以及与之相对应的ASTM标准的Grade1～4、DIN标准的3·7025，3·7035、3·7055规定的工业用纯钛。即，可以说本发明中作为对象的工业用纯钛以质量％计包含C：0.1％以下、H：0.015％以下、O：0.4％以下、N：0.07％以下、Fe：0.5％以下、余量Ti。进而，在它们之中添加些许铂族元素、称为改进(改良)纯钛的高耐腐蚀性合金(ASTMGrade7、11、16、26、13、30、33或者与它们对应的JIS类、进一步少量地含有各种元素的钛材料)在本发明中也被视为包含在工业用纯钛之内。
需要说明的是，在制作本发明的热轧用钛铸坯时，作为其原材料的矩形钛铸坯基本上可以为由任意的熔炼法、任意的铸造法而得到的铸坯。为了可以最有效地发挥本发明的效果，如按照本实施方式所说明的那样，利用电子束熔炼使海绵钛、钛废料等原料在真空下熔炼，将其的钛熔液利用在真空下的DC板坯铸造法铸造成截面呈长方形形状的矩形(板坯状)的矩形钛铸坯。根据这样的DC板坯铸造法，能够容易地得到适于热轧的形状、尺寸的截面矩形状的矩形钛铸坯，因此可以省略利用初轧、锻造等热加工的开坯工序。
此外，矩形钛铸坯的尺寸若为可以直接供于热轧的尺寸，则没有特别限定。作为热轧应用成卷轧制(coilrolling)、制造板厚3mm～8mm左右的热轧成卷薄中板的情况下，作为矩形钛铸坯制成厚度150mm～280mm左右、长度3m～10m左右、宽度600mm～1500mm左右即可。
进而，即便对供于热轧用的中小型坯(billet)、大方坯(bloom)等的相当于轧制面的部分如本发明那样地进行热处理、进行热轧，也会发挥同样的效果。作为原材料的钛铸坯不限于矩形(板坯状)，也包含中小型坯、大方坯。
如前所述，对于利用电子束熔炼等的通过DC板坯铸造而得到的矩形钛铸坯，在原样的状态下如图1所示依次供于第1段表层加热处理工序P1、第1段冷却工序P2、第2段表层加热处理工序P3、以及第2段冷却工序P4。在此，矩形钛铸坯以原样的状态供于各工序P1～P4是指，不经过基于初轧、锻造等热加工的开坯工序，并且不经过用于表面修整的切削工序，作为用于制造钛热轧板制造用板坯的原材料以铸造状态(ascast)的材料方式供于各工序P1～P4。因此作为热轧用钛铸坯的原材料的矩形钛铸坯通常作为表面性状具有源自铸造的粗大凹凸且同时具有粗大的铸造组织、并且自表面至8mm～10mm左右的深度的部分大量存在源自铸造的空隙等缺陷。
此外，矩形钛铸坯的外表面之中、在除了DC板坯铸造时的前端面(相当于铸造开始面的下端面)以及后端面(相当于铸造结束面的上端面)的4个面之中对于至少作为热轧工序中的轧制面(接触热轧辊的面)的2个面(即宽度宽的2个面)实施以下所述的各工序P1～P4。需要说明的是，具有倒角的矩形铸坯的情况下，倒角面成为上述宽度宽的2个面的一部分。
具体而言，例如如图2中所示，在具有倒角11的矩形钛铸坯10中沿其铸造方向(DC板坯铸造中的铸坯拔出方向)D的4个面10A～10D之中的宽度宽的2个面10A、10B(包含倒角11的面)作为热轧时的轧制面。因此，至少对于该包含倒角11的宽度宽的2个面10A、10B实施各工序P1～P4。
需要说明的是，对上述宽度宽的2个面10A、10B实施各工序P1～P4的情况下，作为各面和各工序的顺序存在如下的A和B这两种方案。在该实施方式中，为了说明的简略化，以应用B的方案的方式进行说明。需要说明的是，多次进行第2段表层的熔炼处理的情况，也可以混在上述A、B的工序中或混在A、B这两工序中。
A方案：2个面10A、10B之中，对于一侧的面10A实施第1段表层加热处理工序P1～第1段冷却工序P2之后，对于另一侧的面10B，同样地实施第1段表层加热处理工序P1～第1段冷却工序P2。然后，对于它们中的任意一侧的面(例如10A)实施第2段表层加热处理工序P3～第2段冷却工序P4，进而对于另一侧的面(例如10B)实施第2段表层加热处理工序P3～第2段冷却工序P4。
B方案：2个面10A、10B之中，对于一侧的面10A实施第1段表层加热处理工序P1～第1段冷却工序P2之后，接着对于相同的面10A实施第2段表层加热处理工序P3～第2段冷却工序P4。然后，对于另一侧的面10B实施第1段表层加热处理工序P1～第1段冷却工序P2，接着对于同样的面10B实施第2段表层加热处理工序P3～第2段冷却工序P4。
进而，不仅对于沿着铸造方向D的4个面10A～10D之中的宽度宽的2个面(作为热轧时的轧制面的面)10A、10B，而且对于宽度窄的2个面(作为热轧时的边缘侧的面)10C、10D也可以实施各工序P1～P4。该情况的对于边缘侧的2个面10C、10D的各工序P1～P4可以在对于作为热轧面的宽度宽的2个面10A、10B的各工序P1～P4结束之后再实施。或者在上述A方案中，对于作为热轧面的宽度宽的2个面10A、10B实施第1段表层加热处理工序P1～第1段冷却工序P2之后，接着对于边缘侧的2个面10C、10D同样地实施第1段表层加热处理工序P1～第1段冷却工序P2，然后对于作为热轧面的宽度宽的2个面10A、10B以及边缘侧的2个面10C、10D依次实施第2段表层加热处理工序P3～第2段冷却工序P4即可。其中，在本实施方式中，为了说明的简略化，省略对边缘侧的2个面10C、10D的各工序P1～P4。
以下，进一步分别对于各工序P1～P4详细地说明。
[第1段表层加热处理工序P1]～[第1段冷却工序P2]
如前所述，利用电子束熔炼和DC板坯铸造而得到的矩形钛铸坯原样供于第1段表层加热处理工序P1。该第1段表层加热处理工序P1如图2所示为如下工序：在矩形钛铸坯10的外表面之中，至少对于作为热轧工序中的轧制面(接触热轧辊的面)的宽度宽的2个面10A、10B，仅加热该面中的表面层而使其熔融。在此，首先，对于该2个面10A、10B之中的一侧的面10A来实施。需要说明的是，表面层的加热例如照射电子束来进行。以下，作为加热方法的一个例子以电子束照射为例进行说明。
在此，如图2所示，对于矩形铸坯10的面10A利用一只电子束照射枪12的电子束的照射区域14的面积通常与需要照射的面10A的总面积相比格外小，因此实际上，通常一边连续地移动电子束照射枪12、或者一边连续地移动矩形铸坯10，一边进行电子束照射。该照射区域可以通过调整电子束的焦点、或者通过使用电磁透镜使小射线以高频率振动(振荡Oscillation)而形成射线束，从而调整其形状、面积。并且，在本实施方式的说明中，如图2中的箭头A所示，以使电子束照射枪12连续地移动的方式进行以下的说明。需要说明的是，电子束照射枪的移动方向没有特别限定，通常使其沿着矩形铸坯10的长度方向(通常为铸造方向D)或宽度方向(通常为与铸造方向D垂直的方向)连续地移动，以前述照射区域14的宽度W(圆形射线或射线束的情况为直径W)连续地进行带状地照射。进而，对于其旁边未照射的区域边在逆方向(或相同方向)上连续地移动照射枪12边进行带状地电子束照射。此外，根据情况，也可以使用多只照射枪，同时地对于多个区域同时地进行电子束照射。图2中示出沿矩形铸坯10的长度方向(通常为铸造方向D)连续地移动矩形射线的情况。此外，在射线通过与已照射一次的部位邻接的部位时，以对之前已照射部位的1/2～1/4左右再次照射的方式进行处理使得所有区域实现了期望的处理深度，从而可以充分地发挥本发明的效果。
若采用这样的第1段表层加热处理工序P1对矩形钛铸坯10的表面(面10A)照射电子束，将该表面加热到工业用纯钛的熔点(通常为1670℃左右)以上的温度，则如图3(A)的中央偏左所示，矩形钛铸坯10的面10A的表面层可熔融与输入热量相应的深度d1的程度。即，在自表面沿厚度方向至深度d1的位置的区域成为熔融层(第1段熔融层)16。此外，与该第1段熔融层16相比铸坯内部侧的区域也受到电子束照射产生的热影响而温度上升，达到纯钛的β相变点以上的温度的部分(热影响层＝HAZ层)相变为β相。将如此受到第1段表层加热处理工序P1中的电子束照射产生的热影响而相变为β相的区域在本说明书中称为第1段β相变层18。需要说明的是，将该第1段β相变层18的厚度设为d2。
在此，基于第1段表层加热处理工序P1的第1段熔融层16以及β相变层18的深度d1+d2设为6mm～20mm的范围内。需要说明的是，第1段熔融层16的厚度d1没有特别限定。d1+d2的深度设为前述深度即可，通常d1期望设为3mm～10mm的范围内。
基于电子束照射的熔融深度主要与输入热量相关，因此以达到可得到上述的熔融深度+β相变层的d1+d2(6mm～20mm)的输入热量的方式选定电子束照射条件。实际上，根据铸坯的厚度(热容量)、母材温度、母材侧的冷却条件等需要的输入热量不同，因此用于得到上述的熔融厚度的输入热量不能一概而论，但通常将每单位面积(每1cm2)的输入热量设为80～300J左右即可。此外，在此，作为影响每单位面积的输入热量的电子束照射条件，有照射枪的输出以及射线直径、进而如前所述边连续地移动照射枪边进行照射的情况的枪移动速度(照射位置移动速度)等，恰当地设定它们以确保上述的输入热量即可。
若边连续地移动照射枪边进行电子束的照射，结束照射的部分的第1段熔融层16以及β相变层18如图3(A)的中央附近所示通过从母材(铸坯10的内部)的排热而冷却、达到凝固温度以下，则凝固成为再凝固层(以下将其记作第1段熔融再凝固层)20。此外，基于电子束照射的第1段熔融层的下侧的热影响层(第1段β相变层18)被加热至高于β相变点的温度之后，冷却至低于β相变点的温度，从而逆相变为α相。并且，在这样的已β相变的层进一步逆相变为α相的过程中，粗大的铸造组织消失、成为微细的针状组织(以下，将其记作第1段HAZ层)。将如此第1段β相变层18冷却而逆相变为α相的层在图3中表示为第1段HAZ层22。这样的冷却过程相当于第1段冷却工序P2。在此，边连续地移动照射枪12边对矩形钛铸坯10的表面照射电子束的本实施方式的情况下，在对矩形钛铸坯10的板面10A的某个位置照射电子束进行第1段表层加热处理工序P1期间，在其它的位置(已经结束照射的位置)进行冷却至低于β相变点的温度的第1段冷却工序P2。
需要说明的是，虽未特别图示，但当在进行对于矩形钛铸坯的表面的电子束照射而实施第1段表层加热处理工序P1之后实施第1段冷却工序P2时，也可以先将矩形钛铸坯载放在由不锈钢、铜、铝等导热材料(金属)制成的水冷基台上，以便矩形钛铸坯不因电子束的照射而整体升温。并且，在实施第1段表层加热处理工序P1之后，采取立刻快速地进行从母材侧的排热来实施第1段冷却工序P2。由此，能够进一步提高本发明的效果。
在从如上所述的第1段表层加热处理工序P1至第1段冷却工序P2的过程中，利用电子束照射而熔融的矩形钛铸坯的表面(第1段熔融层16)由于表面张力而平坦化、消除铸造外观表面的粗大凹凸10P。此外，由于表面(第1段熔融层16)的熔融，存在于该表面内部的源自铸造的空隙10Q也消失。因此，使第1段熔融层16冷却凝固的第1段熔融再凝固层20成为表面凹凸少、并且内部的空隙也少的层。此外，由于熔融使粗大的铸造组织消失，通过此后的冷却过程中的凝固、进而从β相相变为α相而生成微细的针状组织。该冷却/凝固通过从母材侧的排热来进行，而基于从母材侧的排热的冷却速度相当大，因此，凝固、相变后的针状组织成为微细的组织。
此外，第1段β相变层18被加热至高于β相变点的温度之后，以基于从母材侧的排热的大的冷却速度冷却、逆相变为α相、成为第1段HAZ层22。因此，第1段HAZ层22也成为微细的针状组织。
其中，第1段熔融再凝固层20+第1段HAZ层22的厚度为6mm以上是比较大的，因此如在后面再说明的那样，需要注意的是第1段冷却工序P2中的冷却速度小于第2段冷却工序P4中的冷却速度。
需要说明的是，向第1段的熔融深度(深度d1)的熔炼是为了消除存在于一定程度的深度位置的空隙、皱褶等缺陷(源自铸造)而进行的工序。通常，通过目视观察铸造外观的表面可以一定程度地预测具有何种程度的缺陷，所以根据目视观察结果来决定第1段熔融再凝固层20的厚度即可。
在此，第1段表层加热处理工序P1中的熔融层(第1段熔融层16)的深度d1若小于3mm，则不能使铸坯(矩形钛铸坯10)中存在于距表面3mm～10mm附近的源自铸造的空隙消失。其结果，担心表面层改性效果变得不充分、在热轧板中产生源自上述空隙的表面瑕疵。此外，铸坯的表面层内部的空隙等缺陷通常在距表面超过10mm深度的位置减少到基本可以忽略的程度，即便存在也可在热轧工序压合而无害化。因此，熔融层的深度d1即便大于10mm，也不能期待上述以上的改性效果的提高。另一方面，为了使熔融深度深于10mm，需要使处理速度(照射枪移动速度)变慢、或增大照射枪的电子束输出，因此，担心导致处理效率的降低、成本增加。在此，第1段表层加热处理工序中的熔融深度(第1段熔融层的深度)d1优选设为3mm～10mm。然而，关于熔融深度d1和位于其下部的β相变层(第1段β相变层18)的深度d2，由于在第1段冷却过程P2中从β相相变为α相从而生成微细的针状组织，因此有时难以明确地区分d1和d2。另一方面，在深度d2下部的母材部28为铸造状态的粗大组织(铸造凝固组织)，因此可以辨别。可知将d1+d2的总计的厚度设为6mm～20mm时d1的厚度大致为3～10mm，因此将d1+d2设为6～20mm的范围内。需要说明的是，第1段熔融层16通过第1段冷却工序P2再凝固而成的第1段熔融再凝固层20的厚度实质上与第1段熔融层16的熔融深度d1相同。进而，第1段β相变层18通过第1段冷却工序P2冷却至β相变点以下而成的第1段HAZ层22的厚度实质上与第1段β相变层18的深度d2同样。因此，第1段熔融再凝固层20以及第1段HAZ层22的厚度在此也设为d1以及d2，将它们总计设为6mm～20mm的范围内。当然实际上，由于原材料铸坯(矩形钛铸坯10)表面的凹凸的影响、凝固收缩以及表面层内的空隙的消失等的影响，第1段熔融层16、第1段β相变层18的深度与第1段熔融再凝固层20、第1段HAZ层22的厚度存在些许不同，但其差别只要不过度，则可以称为实质上相同。需要说明的是，第1段表层加热处理工序中的第1段熔融深度与第1段HAZ层深度d1+d2在上述范围内，也特别优选下限为8mm以上，此外上限为16mm以下、进一步优选为13mm以下。
[第2段表层加热处理工序P3]～[第2段冷却工序P4]
根据如前所述的第1段表层加热处理工序P1以及第1段冷却工序P2，对于矩形钛铸坯10中的作为轧制面的宽度宽的2个面之中的一个面10A，在自表面至6mm～20mm的深度形成第1段熔融再凝固层20以及第1段HAZ层22之后，如图3(B)的中央偏左所示，作为第2段表层加热处理工序P3，对第1段熔融再凝固层20的表面再次照射电子束，快速加热第1段熔融再凝固层20的表面层。该第2段表层加热处理工序P3中的电子束照射与第1段表层加热处理工序P1中的电子束照射同样地、边使照射枪12相对于矩形板坯相对地连续移动边对表面照射电子束，从而对面10A的几乎整面进行再加热，并且通过从母材侧的排热而将该再加热层24骤冷，形成组织微细化层26。
在此，第2段表层加热处理工序P3中的电子束照射如下进行，将矩形钛铸坯10的表面(第1段熔融再凝固层20的表面)10A再加热，以使从该最表面开始在厚度方向上至1mm以上且不足6mm的深度位置的区域(厚度d3的区域)为β相变点以上，从而产生β相变。如此，将再加热至β相变点以上的区域在此称为再加热层24。该再加热层24在冷却后成为组织微细化层26。
如此，以1mm以上的深度范围为β相变点以上的方式进行基于电子束照射的加热时，多数情况下最表面的薄层(0.5～2mm程度以下：标记24A的区域)被加热至熔点以上的温度，最表面层再次熔融。如此，最表面层即便熔融也没有特殊的问题，总之，制成从最表面在厚度方向上至1mm以上且不足6mm的深度位置的区域加热至β相变点以上的再加热层24即可。当然，也可以是从最表面至1mm以上且不足6mm的深度位置被加热至β相变点以上而最表面不熔融，该再加热层24整体成为β相变层。因此，第2段表层加热处理工序P3产生的再加热层24存在包含最表面的熔融层(本说明书中记为第2段熔融层24A)及其下侧的β相变层24B的情况、以及厚度方向整体范围仅由β相变层24B构成的情况。而且，本实施方式中，示出再加热层24的最表面熔融而成为第2段熔融层24A的情况。
第2段表层加热处理工序P3中的电子束照射的输入热量以至1mm以上且不足6mm的深度位置的区域为β相变点以上的方式设定即可。即以再加热层24的厚度d3为1mm以上且不足6mm的方式进行控制即可。
在此，第1段表层加热处理工序P1中的电子束照射以使熔融深度(即被加热至熔点以上的深度)d1为3mm～10mm、以使d1和HAZ层d2的总计为6mm～20mm输入热量，与之相对，第2段表层加热处理工序P3中的电子束的照射以使被加热至β相变点以上的深度d3为1mm以上且不足6mm地控制输入热量。β相变点为与熔点相比格外低的温度，并且由第2段表层加热处理工序P3规定的自表面起的β相变点以上的加热深度与第1段表层加热处理工序P1中的熔融深度相比浅。因此，第2段表层加热处理工序P3中的电子束照射的输入热量(每单位时间、单位面积)控制为小于第1段表层加热处理工序P1中的电子束照射的输入热量即可。作为用于该控制的具体方法，例如，存在下述等方法：将照射枪的输出抑制为比第1段表层加热处理工序P1小、或者使照射枪的射线直径大于第1段表层加热处理工序P1、进而使枪移动速度(照射位置移动速度)比第1段表层加热处理工序P1大。可以应用这些方法的任一种、或组合应用2以上的方法。需要说明的是，第2段表层加热处理工序P3中的电子束照射的具体的输入热量没有特别限定，通常可以设为每单位面积(每1cm2)15～80J左右。
第2段表层加热处理工序P3也与第1段表层加热处理工序P1同样地，为了遍及铸坯(矩形钛铸坯10)的面10A的几乎全部区域进行处理，边使照射枪相对于铸坯相对地连续移动边进行电子束的照射。此时，射线通过与已照射一次的部位邻接的部位时，以对之前已照射部位的1/2～1/4左右再次照射的方式进行处理使得所有区域实现了期望的处理深度，从而能够充分地发挥本发明的效果。在其间，结束照射部分的再加热层24通过从母材(铸坯内部)的排热而骤冷。在此，再加热层的最表面熔融、第2段熔融层24A存在的情况下，该第2段熔融层24A由于骤冷而凝固，进而被骤冷至β相变点以下而成为α相组织的第2段熔融再凝固层26A。此外，其下侧的第2段β相变层24B也被加热至高于β相变点的温度之后，被骤冷至低于β相变点的温度，成为α相组织的第2段HAZ层26B，这些层26A、26B的整体构成后述的组织微细化层26。这样的冷却过程相当于第2段冷却工序P4。
需要说明的是，第2段表层加热处理工序P3～第2段冷却工序P4也与第1段表层加热处理工序P1～第1段冷却工序P2同样地，通过先将矩形钛铸坯10载置于由良导热材料(金属)制成的水冷基台上，以便矩形钛铸坯10不因电子束的照使射而整体升温，此外第2段冷却工序P4中采取快速进行从母材侧的排热，从而能够进一步提高本发明的效果。
需要说明的是，此外，在第2段表层加热处理工序P3中，边使照射枪相对于铸坯相对地并且连续地移动边对矩形钛铸坯的表面照射电子束的本实施方式的情况下，与第1段表层加热处理工序P1～第1段冷却工序P2同样地，在矩形钛铸坯表面的某个位置照射电子束而进行第2段表层加热处理工序P3时，在其它位置(已经结束照射的位置)进行第2段冷却工序P4。
在此，第2段表层加热处理工序P3中的电子束照射的每单位时间、单位面积的输入热量与第1段表层加热处理工序P1中的电子束照射的输入热量相比小，因此利用从电子束照射后的母材侧的排热的第2段冷却工序P4中的冷却速度比第1段冷却工序P2中的冷却速度大。即，再加热层24的最表面熔融产生第2段熔融层24A时的、第2段冷却工序P4中的第2段熔融层24A的凝固速度比第1段冷却工序P2中的第1段熔融层16的凝固速度大，进而，之后的冷却速度也比第2段冷却工序P4大。此外，在第2段冷却工序P4中，第2段β相变层24B被冷却至低于β相变点的温度的冷却速度也比第1段冷却工序P2中的第1段β相变层24B的冷却速度大。因此，由第2段冷却工序P4而凝固/冷却的再加热层24的组织与由第1段冷却工序P2而冷却/凝固的组织(第1段熔融再凝固层20以及第1段HAZ层22的组织)相比变为足够微细的组织(微细针状组织)。如此，将再加热层24的组织微细化的层称为组织微细化层26。
此外，在该组织微细化层26的内侧，在第1段表层加热处理工序P1以及第1段冷却工序P2中形成的第1段熔融再凝固层20和第1段HAZ层22残留。如此，在组织微细化层26的内侧残留的第1段熔融再凝固层20和第1段HAZ层22与组织微细化层26相比时为比较粗大的针状组织。本发明中，将如此在组织微细化层26的内侧残留的第1段熔融再凝固层20与第1段HAZ层22统称为“内侧组织微细化层”。需要说明的是，此处所谓“比较粗大的”意味着“与组织微细化层26相比时，第1段HAZ层22与组织微细化层26相比微细化的程度少”，通常的基准中“内侧组织微细化层”也为微细的针状组织。
在此，通过第2段表层加热处理工序P3中的电子束的照射而被加热至β相变点以上的深度d3不足1mm时，组织微细化层26过薄，因此不能得到由于组织微细化产生的可靠地防止热轧板表面的瑕疵产生的效果。另一方面，该深度d3若为6mm以上，则利用从电子束照射后的母材的排热的冷却速度变慢，不足以实现组织微细化。因此，第2段表层加热处理工序P3中的电子束的照射控制为使被加热到β相变点以上的深度d3为1mm以上且不足6mm。即，将自表面至1mm以上且不足6mm的位置作为β相变点以上的再加热层24。
需要说明的是，通过第2段表层加热处理工序P3中的电子束的照射而被加热至β相变点以上的深度(再加热层24的厚度)d3期望为上述的1mm以上且不足6mm的范围内、特别是下限为2mm以上且上限为5mm以下的范围内。
此外，可以多次进行第2段表层热处理，但对于任意一次的热处理来说重要的是至少比在第1段表面热处理中组织被改性的深度浅。
在此，为了定量地表示通过第2段冷却工序(也包括多次进行的情况)冷却再加热层24而得到的组织微细化层26中的晶体组织(针状组织)的微细化的程度，能够以进行热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理而使其再结晶的状态而不是以原样的状态来表示。即，在成为不规则取向的微细再结晶粒状组织的状态下，粒径3mm以上的晶粒的个数为每1m2板坯表面为5个以下即可。即，由再加热/骤冷产生的针状组织的微细化程度难以以原样来规定。因此，为了定量地表示由再加热/骤冷产生的组织微细化层26的微细化，使用热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理后的状态的粒径。需要说明的是，热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理意味着820℃×240分钟的加热处理。
对于组织微细化层26中的组织(针状组织)，在进行热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理而使其再结晶的状态、即成为不规则取向的等轴微细粒状组织的状态下，粒径3mm以上的晶粒的个数超过每1m2板坯表面5个的情况下，与未进行第2段表层加热处理工序～第2段冷却工序的情况(即通过第1段表层加热处理工序～第1段冷却工序而制成制品的热轧用板坯的情况)相比不能说显著地实现微细化，难以可靠并且稳定地防止在热轧初期产生的较大的凹陷、热轧板的表面瑕疵的产生。需要说明的是，关于热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理后的组织微细化层26中粒径3mm以上的晶粒的个数每1m2板坯表面为5个以下，其中特别优选为1个以下。这些晶体粒径可以通过进行将自表面至深度1mm以上且不足6mm的区域加热至β相变点以上的第2段表层加热处理工序从而可靠地得到。
需要说明的是，晶体粒径意味着在板坯的厚度方向截面的该区域中的晶体粒径。具体而言为如下的晶体粒径，例如在相对于板坯的长度方向(轧制方向D)正交的截面(厚度方向截面)中，测定宽度宽的面(轧制面)10A、10B的、从外表面出发至在板坯的厚度方向上包含该区域整体的深度为止的所有晶粒的粒径，并且跨越板坯的宽度方向的规定距离对其进行测定。在此，为了求出可靠性高的粒径，期望跨越板坯的宽度的1/2左右(半宽)的距离进行测定。
进而，在第2段表层加热处理工序P3中，使α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上存在于矩形钛铸坯的表面，使矩形钛铸坯的表层部熔融时，可以使α相稳定化元素、中性元素一起熔融，使α相稳定化元素、中性元素在表层部富集。作为α相稳定化元素、中性元素的原材料，可以组合使用粉末、片、线、薄膜、切屑之中的一种或两种以上。α相稳定化元素以及中性元素期望设为Al、Sn、Zr。在钛中含有这些元素时，在α单相区域可以抑制晶粒成长。因此，即便在热轧时加热至α相高温域，也可以将晶粒保持为微细。为了抑制晶粒成长，需要一定程度以上的浓度。在热轧用钛铸坯的距表面深度4mm以下的范围，期望含有以质量％总计为0％以上且不足2.0％的α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上。
此外，在第2段表层加热处理工序P3中，使β相稳定化元素中的一种或两种以上存在于矩形钛铸坯的表面，使矩形钛铸坯的表层部熔融时，可以使β相稳定化元素一起熔融、使β相稳定化元素在表层部富集。作为β相稳定化元素的原材料，可以组合使用粉末、片、线、薄膜、切屑中的一种或两种以上。作为β相稳定化元素，可以列举出V、Mo、Fe、Cr、Mn、Ta、Nb、Ni、Cr、Co、Cu、W等。然而，对于钛来说，熔点高的W等元素成为HDI(高密度夹杂物)的原因，不熔融、扩散不充分地直接残留在钛材料中时，成为疲劳破坏的起点，因此在使用中需要注意。β稳定化元素能够分为V、Mo、Ta、Nb等完全固溶型和Fe、Cr、Mn、Co、Ni、Cu等共析型，共析型中各β稳定化元素的固溶度小、但β稳定化能力大，因此共析型的β稳定化元素即便少量添加也是有效的。在第2段表层加热处理工序P3中，通过使β稳定化元素一起熔融，从而在矩形钛铸坯的表层含有β稳定化元素。其结果，通过基于β稳定化元素添加的淬透性提高，从而可以制成更微细的组织。在此，所谓“淬透性提高”是指通过使钛铸坯的表层含有β稳定化元素从而使CCT曲线的冷却时的相变端向长时间侧移动、从而在低温下使其相变。通过在低温下使其相变，从而能够使成核位点增加、使晶粒微细化。在热轧加热时成为α+β的二相域的状态，在α相的晶界生成β相，从而抑制α相的粒成长。因此，由于热轧时的晶粒保持微细晶粒状态，因此可制造不产生表面瑕疵的钛热轧材。期望在热轧用钛铸坯的距表面深度4mm以下的范围含有以质量％总计为1.5％以下的β相稳定化元素中的一种或两种以上。
或者，在第2段表层加热处理工序P3中，使α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上以及β相稳定化元素中的一种或两种以上存在于矩形钛铸坯的表面，使矩形钛铸坯的表层部熔融时，可以使α相稳定化元素、中性元素以及β相稳定化元素一起熔融，使α相稳定化元素、中性元素以及β相稳定化元素在表层部富集。此时，在热轧用钛铸坯的距表面深度4mm以下的范围，期望含有以质量％总计为0％以上且不足2.0％的α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上，并且期望含有以质量％总计为1.5％以下的β相稳定化元素中的一种或两种以上。
需要说明的是，多次进行第2段表层热处理的情况下，期望如此使α相稳定化元素、中性元素、β相稳定化元素在表层部富集的操作在最终的热处理时进行。
此外，含有β相稳定化元素的情况下，在820℃、240分钟的热处理下不产生再结晶，存在针状组织状态的情况，难以准确地测定此时的晶体粒径。然而，通常针状组织比再结晶组织微细，因此在热轧后也能够抑制表面瑕疵产生。
如前所述，矩形钛铸坯10的宽度宽的2个面(热轧时的轧制面)10A、10B之中，对于一侧的面10A，在实施第1段表层加热处理工序～第1段冷却工序～第2段表层加热处理工序～第2段冷却工序之后，例如使矩形钛铸坯10翻转，对于另一侧的面10B，与前述同样地实施第1段表层加热处理工序～第1段冷却工序～第2段表层加热处理工序～第2段冷却工序。需要说明的是，根据情况，也可以对于一侧的面10A实施第1段表层加热处理工序～第1段冷却工序之后，对于另一侧的面10B实施第1段表层加热处理工序～第1段冷却工序，然后，对于各面10A、10B，依次实施第2段表层加热处理工序～第2段冷却工序。
需要说明的是，以上的实施方式中，虽然设定为对于沿铸造方向(DC板坯铸造中的铸坯拔出方向)D的4个面10A～10D之中宽度宽的2个面(热轧时的轧制面，其中包括存在倒角11的情况：参照图2)10A、10B进行处理，但也可以对于前述4个面之中宽度窄的面(成为热轧时的边缘侧的面)10C、10D(参照图2)实施与对于宽度宽的2个面10A、10B的处理同样的处理。
即，在热轧中，对热轧原材料的板坯施加压下，从而原材料边缘侧的面的至少一部分通常卷向热轧板的板面侧。因此，若矩形铸坯边缘侧的面的表面层的组织粗大、或存在大量缺陷，则有可能在接近热轧板的宽度方向两端的表面产生凹陷等表面瑕疵。与之相对，通过对矩形铸坯边缘侧的面也预先实施前述同样的改性处理，从而可以有效地防止这样的事态发生。
如此，对于边缘侧的2个面10C、10D也与前述同样地实施第1段表层加热处理工序～第1段冷却工序～第2段表层加热处理工序～第2段冷却工序的情况下，对于边缘侧的2个面10C、10D的各工序可以在对于宽度宽的2个面10A、10B的各工序结束之后实施。或者可以在对于宽度宽的2个面10A、10B的各工序之间适宜实施。
在图4中示意性地示出如以上操作而得到的热轧用钛铸坯、即对于矩形钛铸坯实施了改性处理的热轧用钛铸坯的表面附近(例如板面10A附近)的截面组织状态组织。进而，在图5中示意性地示出对该热轧用钛铸坯进行了热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理的状态的组织。图6为示出相当于图4的热轧用钛铸坯的表层部分中的微细化层、内侧微细化层和铸造凝固组织的截面观察照片。
图4中示出的热轧用钛铸坯30相当于第2段冷却工序结束后的状态(图3(B)的右侧的状态)。该热轧用钛铸坯30的母材部分28(与第1段HAZ层22相比靠板坯内侧的部分)为铸造状态的粗大组织(铸造凝固组织)，与之相比靠表面侧的部分在最表面具有包含针状组织的组织微细化层26、在组织微细化层的内侧具有包含针状组织的内侧组织微细化层27。需要说明的是，如上所述，内侧组织微细化层27为在实施第2段表层加热处理工序P3与第2段冷却工序P4之后残留在组织微细化层26的内侧的第1段熔融再凝固层20和第1段HAZ层22。
图6(照片)示出相当于第2段冷却工序结束后的状态(图3(B)的右侧的状态)的热轧用钛铸坯的表层部分。该热轧用钛铸坯30的母材部分28(与内侧组织微细化层27(第1段HAZ层22)相比靠板坯内侧的部分)为铸造状态的粗大组织。热轧用钛铸坯30的表层成为最表面的组织微细化层26及与其相比靠内侧的内侧组织微细化层27的2层微细针状组织。需要说明的是，内侧组织微细化层27根据第1段表层加热处理工序P1和第1段冷却工序P2的条件而存在可观察为2层的情况。此外，组织微细化层26根据第2段表层加热处理工序P3和第2段冷却工序P4的条件而存在可观察为2层的情况。因此，这些组织微细化层26和内侧组织微细化层27存在可观察为3层或4层的情况。
如图5所示，进行了热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理(820℃×240分钟的加热处理)的状态下，这些组织微细化层26和内侧组织微细化层27的微细针状组织再结晶时，特别是最外表面侧的组织微细化层26(第2段熔融再凝固层26A以及第2段HAZ层26B)成为粒径3mm以上的晶粒的个数为每1m2板坯表面为5个以下的显著地微细的再结晶等轴组织。此外，与组织微细化层26相比靠板坯内侧的第1段熔融再凝固层20以及第1段HAZ层22的组织(内侧组织微细化层27)的微细化的程度虽然小于组织微细化层26，但在第1段熔融再凝固层20中，通过第1段表层加热处理工序中的熔融，从而使源自铸造的空隙几乎消失。一部分中也会有少量残存的空隙10Q，但这些空隙10Q的内部为真空，因此在热轧时被压合而无害化于热轧板制品。进而，板面10A的最表面通过第1段表层加热处理工序中的熔融而成为比较平滑的面。
需要说明的是，再结晶温度根据钛板坯中含有的杂质的种类、浓度、前组织而存在差异。通常，热轧前的加热处理时加热温度若为700℃以上，则在热轧前的加热处理时可以进行再结晶，但含有β相稳定化元素时的第2段的熔炼层d4存在作为微细的针状组织不发生再结晶而残存的情况。然而，组织为微细，因此，在之后的热轧中成为瑕疵的缺陷与发生再结晶的情况相比为接近的水平
实际使用如此操作而得到的热轧用钛铸坯时，实施热轧、制成期望板厚的热轧板。热轧的方式没有特别限定，制成薄板热轧板制品时，通常应用成卷轧制。此外，该情况的热轧最终板厚没有特别限定，通常为3mm～8mm左右。热轧条件没有特别限定，与通常的钛热轧同样地于720℃～920℃进行60分～420分钟左右加热，该范围内的温度下开始热轧，根据轧机的能力在室温以上的温度下结束热轧即可。
需要说明的是，热轧后的热轧板的板面10A附近的截面组织状态除因热轧使晶粒向轧制方向伸展的点以外，实质上等同于图5中示出的进行了热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理的状态的组织。即，在热轧前通过熔融处理而微细化的组织微细化层26和内侧组织微细化层27虽然在热轧后组织自身也被加工而延伸，但与母材部分28相比仍保持被充分地微细化的状态。
需要说明的是，以上的实施方式中，将通过电子束熔炼-DC板坯铸造而得到的矩形钛铸坯以原样的状态即不经过基于初轧、锻造等热加工的开坯工序并且不经过用于表面修整的切削工序地作为用于制造热轧用钛铸坯的原材料，以铸造状态(ascast)的原材料供于各工序。即，使用具有铸造状态的铸造外观(由在表面存在源自铸造的严重的凹凸、在表层部具有大量空隙等铸造缺陷即所谓氧化皮状态的表面形成的铸造外观)的原材料。本发明的效果在应用于这样的铸造状态的铸坯的情况下可以最有效地发挥，根据情况，也允许对于为了去除铸造外观表面的凹凸、表面附近的空隙而通过切削加工去除从最表面至几mm左右的层的情况、即所谓白皮显露状态的铸坯来应用。进而，也允许对于通过切削加工去除在铸造后放空熔炼炉、冷却炉将铸坯取出到大气中时因高温下取出而在表面生成的富氧层(最大1mm左右)的一部分从而呈现所谓半白皮的铸坯来应用。
实施例
以下基于表1、表2(表2A以及表2B)、表3(表3A以及表3B)、表4(表4A以及表4B)、表5(表5A以及表5B)、表6(表6A以及表6B)、表7(表7A以及表7B)中示出的试验编号1～38的实验，将本发明的实施例与利用以往方法的参考例(＝初轧板坯)、比较例(完全未实施本发明的处理的比较例、以及进行偏离本发明的条件的处理的比较例)一同进行说明。
〔试验编号1～3(表1)〕
对于表1中示出的试验编号1为基于使用初轧板坯的以往方法的参考例，所述初轧板坯为：将截面约1300mm宽×约400mm厚×约7500mm长的JIS1类纯钛的电子束熔炼铸坯通过初轧制成约1210mm宽×约260mm厚，进而，切取约7000mm长的板坯，对整面进行约5mm左右切削加工，以上下面与侧面所成的角度45度切削加工30mm宽的倒角。尺寸为约1200mm宽×约250mm厚×约7000mm长。
表1中示出的试验编号2为使用DC板坯的比较例，所述DC板坯为：利用电子束熔炼DC铸造截面为约1220mm宽×270mm厚×7000mm长的JIS1类纯钛板坯，对整面进行约10mm左右切削加工，以上下面与侧面所成的角度45度切削加工30mm宽的倒角。尺寸为约1200mm宽×约250mm厚×约7000mm长。
表1中示出的试验编号3为使用DC板坯的比较例，所述DC板坯为：利用电子束熔炼DC铸造截面为1220mm宽×270mm厚×7000mm长的JIS1类纯钛板坯，不进行上下面的切削加工，以上下面与侧面所成的角度45度切削加工30mm宽的倒角。尺寸为保持DC板坯铸造状态的铸坯。
对于这些板坯，插入到820℃的炉中之后，进行约240分钟加热，用连续热轧带材轧机制造5mm厚的热轧板带卷，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗生产线，每一面溶削了约50μm。然后，目视观察两侧的板面，测定表面瑕疵的数目。需要说明的是，表面瑕疵的数目如下，观察10～15个视场的在1平方米的框中表面瑕疵产生的个数，将其平均。此外，观察部位的长度未达到1m的情况下，以观察到的热轧板的表面积为1m2的方式进行换算，将其作为每1m2表面瑕疵的数目。
需要说明的是，在此，作为热轧板表面瑕疵的评价基准，将表面瑕疵的数目为每1m2为0.3个以下视为合格、将每1m2超过0.3个的情况评价为不合格。该评价基准对于后述的各试验编号4～38也是同样的。
如表1所示，试验编号1的初轧材的瑕疵的密度低于合格线的0.3个/m2、为良好的表面状态，试验编号2、3都大量产生热轧板表面瑕疵、是不合格的。
需要说明的是，试验编号1的初轧材所得到的良好的表面状态是通过经由初轧这一费工夫的工序而得到的，不是基于本发明的效果。
〔试验编号4～15(表2A、表2B)〕
对于经过与试验编号3同样的制造工序而制造的相同尺寸的JIS1类纯钛的DC板坯，通过使板坯移动，从而在长度方向照射电子束，通过重复使其往复的工序，从而对轧制面整面进行电子束照射。对板坯的侧面也实施照射。
试验编号4为仅实施第1段表层加热处理而不实施第2段表层加热处理的比较例。试验编号5～试验编号15如下，对外侧的面实施第1段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第1段表层加热处理，进而再次使板坯翻转，对外侧的面实施第2段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第2段表层加热处理。然后对侧面也进行同样的电子束照射。此时，使照射条件发生各种变化。电子束使用电磁透镜使其振荡而形成矩形的射线形状。此外，对邻接部进行照射时，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/3左右再次熔融。电子束照射后的冷却时的温度变化通过辐射温度计来测量，算出通过β相变点时的冷却速度。
这些板坯插入到820℃的炉中之后，进行约240分钟加热，用连续热轧带材轧机制造5mm厚的热轧板带卷，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗生产线，每一面溶削了约50μm。之后，目视观察两侧的板面，测定表面瑕疵的数目。
试验编号5、6、7、8、10、11、12、14均为本发明的实施例，如表2A、表2B所示，均具有本发明所规定的表层部的形态(至少2层的针状组织)，在热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理后，呈现包含本发明所规定的晶体粒径的组织，热轧后的表面瑕疵也少、超过合格线。
另一方面，试验编号4、9、13、15为不满足本发明所规定的表层部的形态、施工条件的比较例，它们如表2A、表2B所示，热轧后的表面瑕疵多、热轧板的表面状态不合格。
〔试验编号16～18(表3A、表3B)〕
对于经过与试验编号3同样的制造工序而制造的相同尺寸的JIS1类纯钛的DC板坯，通过使板坯移动，从而照射电子束，通过重复使其往复的工序，从而对轧制面整面进行电子束照射。对于板坯的侧面也实施照射。
试验编号16、17、18为在与试验编号5同样的施工条件下改变照射的方向、顺序的情况的实施例。
对于试验编号16，在板坯的宽度方向反复照射，对外侧的面实施第1段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第1段表层加热处理，进而再次使板坯翻转，对外侧的面实施第2段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第2段表层加热处理。然后对侧面也进行同样的电子束照射。
对于试验编号17，在板坯的长度方向反复照射，对外侧的面实施第1段表层加热处理，之后对同一面实施第2段表层加热处理，进而使板坯翻转，对内侧的面实施第1段表层加热处理，之后对内侧的面实施第2段表层加热处理。然后对于侧面也进行同样的电子束照射。
对于试验编号18，在板坯的宽度方向反复照射，对外侧的面实施第1段表层加热处理，之后对于同一面实施第2段表层加热处理，进而使板坯翻转，对内侧的面实施第1段表层加热处理，之后对内侧的面实施第2段表层加热处理。然后对于侧面也进行同样的电子束照射。
这些电子束照射中，电子束使用电磁透镜使其振荡而形成矩形的射线形状，对邻接部进行照射时，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/3左右再次熔融。
这些板坯插入到820℃的炉中之后，进行约240分钟加热，用连续热轧带材轧机制造5mm厚的热轧板带卷，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗生产线，每一面溶削了约50μm。之后，目视观察两侧的板面，测定表面瑕疵的数目。
这些试验编号16、17、18均为本发明的实施例，它们如表3A、表3B所示均具有本发明所规定的表层部的形态，在热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理后，呈现包含本发明所规定的晶体粒径的组织，热轧后的表面瑕疵也少、达成合格线。
〔试验编号19～23(表4A、表4B)〕
对于经过与试验编号3同样的制造工序而制造的相同尺寸的各种JIS等级或ASTM等级的工业用纯钛或改进纯钛(低合金钛)的DC板坯，通过使板坯移动，从而在长度方向上照射电子束，通过重复使其往复的工序，从而对轧制面整面进行电子束照射。对板坯的侧面也实施照射。
试验编号19为JIS2类纯钛、试验编号20为JIS3类纯钛、试验编号21为JIS4类纯钛、试验编号22为ASTMGr.17的钛合金、试验编号23为ASTMGr.13的钛合金。试验编号22、23为添加有合金元素的钛合金、但添加量很少，为可视作纯钛的改进纯钛。
对于这些板坯，对外侧的面实施第1段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第1段表层加热处理，进而再次使板坯翻转，对外侧的面实施第2段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第2段表层加热处理。然后，对于侧面也进行同样的电子束照射。此时，使照射条件发生各种变化。电子束使用电磁透镜使其振荡而形成圆形的射线形状。此外，在照射邻接部时，在第1段的表层加热处理中，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/2左右再次熔融，在第2段的表层加热处理中，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/4左右再次熔融。
这些板坯插入到820℃的炉中之后，进行约240分钟加热，用连续热轧带材轧机制造5mm厚的热轧板带卷，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗生产线，每一面溶削了约50μm。之后，目视观察两侧的板面、测定表面瑕疵的数目。
这些试验编号19～23的例子均为本发明的实施例，如表4A、表4B所示均具有本发明所规定的表层部的形态，在热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理后，呈现包含本发明所规定的晶体粒径的组织、热轧后的表面瑕疵也少、达成合格线。
〔试验编号24～26(表5A、表5B)〕
试验编号24为将截面为1000mm宽×190mm厚×5000mm长的JIS1类纯钛板坯利用电子束熔炼而进行DC铸造的铸坯，试验编号25为将截面为950mm宽×165mm厚×4500mm长的JIS1类纯钛板坯利用电子束熔炼而进行DC铸造的铸坯，试验编号26为以与试验编号24相同的尺寸利用等离子弧熔炼而进行DC板坯铸造的铸坯。
对于这些板坯，对外侧的面实施第1段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第1段表层加热处理，进而再次使板坯翻转，对外侧的面实施第2段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第2段表层加热处理。然后，对于侧面也进行同样的电子束照射。此时，使照射条件发生各种变化。电子束使用电磁透镜使其振荡而形成矩形的射线形状。此外，对邻接部进行照射时，在第1段的表层加热处理中，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/2左右再次熔融，在第2段的表层加热处理中，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/3左右再次熔融。
这些板坯插入到820℃的炉中之后，进行约240分钟加热，用连续热轧带材轧机制造5mm厚的热轧板带卷，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗生产线，每一面溶削了约50μm。之后，目视观察两侧的板面、测定表面瑕疵的数目。
这些试验编号24～26中，与试验编号5等相比尺寸小，因此热容量也小，因此，冷却速度变慢，有热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理后的粒径变大的倾向，但呈现包含本发明所规定的晶体粒径的组织，热轧后的表面瑕疵也少、达成合格线。
〔试验编号27～34(表6A、表6B)〕
对于经过与试验编号3相同的制造工序而制造的相同尺寸的JIS1类纯钛的DC板坯，通过使板坯移动，从而照射电子束，通过重复使其往复的工序，从而对轧制面整面进行电子束照射。对板坯的侧面也实施照射。
对于这些板坯，对外侧的面实施第1段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第1段表层加热处理。进而再次使板坯翻转，试验编号27为将Al粉、试样编号28为将Sn粉、试样编号29为将Fe粉、试验编号30为将Cr片、试验编号31为将V片、试验编号32～34为将钛合金的切屑散布于板坯表面之后，对外侧的面实施第2段表层加热处理，之后使板坯翻转，在内侧的面撒布Fe粉之后，实施第2段表层加热处理。然后，对于侧面也进行同样的电子束照射。此时，使照射条件发生各种变化。电子束使用电磁透镜使其振荡而形成圆形的射线形状。此外，在照射于邻接部时，第1段的表层加热处理中，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/2左右再次熔融，在第2段的表层加热处理中，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/4左右再次熔融。
这些板坯插入到820℃的炉中之后，进行约240分钟加热，用连续热轧带材轧机制造5mm厚的热轧板带卷，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗生产线，每一面溶削了约50μm。之后，目视观察两侧的板面、测定表面瑕疵的数目。
这些试验编号27～34的例子均为本发明的实施例，如表6A、表6B中外侧面的结果所示均具有本发明所规定的表层部的形态，在热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理后，呈现包含本发明所规定的晶体粒径的组织，热轧后的表面瑕疵也少、达成合格线。另外，散布了Fe粉的内表面的每1m2热轧板的划痕数也为0.02左右、达到合格线。
〔试验编号35～38(表7A、表7B)〕
对于经过与试验编号3同样的制造工序而制造的相同尺寸的JIS1类纯钛的DC板坯，通过使板坯移动，从而照射电子束，通过重复使其往复的工序，从而对轧制面整面进行电子束照射。对板坯的侧面也实施照射。
对于这些板坯，试验编号35中，对外侧的面实施第1段表层加热处理，之后使板坯翻转，对内侧的面实施第1段表层加热处理，进而再次使板坯翻转，对外侧的面实施第2段表层加热处理，之后使板坯翻转，实施第2段表层加热处理。进而，使板坯反转，将Fe粉撒布于外侧的面之后，对外侧的面实施第3阶段表层加热处理，之后使板坯翻转，将Fe粉撒布于内侧的面之后，实施第3阶段表层加热处理。此外，试样编号37、38为在第3段的表层加热处理前将Al粉以及Fe粉散布于板坯表面，对于板坯的外侧及内侧的面实施表层加热处理。此外，试样编号36与试样编号35同样地进行表层加热处理之后，进而使板坯翻转，对板坯的外侧以及内侧的面实施第4段的表层加热处理。然后，对于侧面也进行同样的电子束照射。进而，此时使照射条件发生各种变化。电子束使用电磁透镜使其振荡而形成圆形的射线形状。此外，对邻接部进行照射时，在第1段的表层加热处理中，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/2左右再次熔融，第2段的表层加热处理中，调整电子束的位置以使之前已照射熔融的部分的1/4左右再次熔融。
这些板坯插入到820℃的炉中之后，进行约240分钟加热，用连续热轧带材轧机制造5mm厚的热轧板带卷，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗生产线，每一面溶削了约50μm。之后，目视观察两侧的板面、测定表面瑕疵的数目。
这些试验编号35～38的例子均为本发明的实施例，如表7A、表7B所示均具有本发明所规定的表层部的形态，在热轧前所实施的加热处理或与其相当的处理后，呈现包含本发明所规定的晶体粒径的组织，热轧后的表面瑕疵也少、达成合格线。
[表1]
[表2A]
[表2B]
[表3A]
[表3B]
[表4A]
[表4B]
[表5A]
[表5B]
※均基于试样编号5
[表6A]
[表6B]
[表7A]
[表7B]
以上，对于本发明的优选实施方式、实施例进行了说明，但实施方式以及实施例归根结底仅仅是本发明主旨范围内的例子，只要在不超出本发明的主旨的范围内，则可以对构成进行添加、省略、置换以及其它的变更。即本发明并不限于前述的说明，只是通过随附的权利要求的范围进行限定，自然也可在该范围内进行适宜的变更。
附图标记说明
10矩形钛铸坯
10A～10D面
12电子束照射枪
16第1段熔融层
20第1段熔融再凝固层
24再加热层
26组织微细化层
30钛热轧板制造用铸坯
40热轧板
P1第1段表层加热处理工序
P2第1段冷却工序
P3第2段表层加热处理工序
P4第2段冷却工序

Claims (21)

1.一种热轧用钛铸坯，其为包含工业用纯钛的热轧用钛铸坯，作为轧制面的表面中，最表面具有包含针状组织的组织微细化层、所述组织微细化层的内侧具有包含针状组织的内侧组织微细化层、与所述内侧组织微细化层相比更内侧为铸造凝固组织，所述组织微细化层为与所述内侧组织微细化层相比更微细的组织，所述组织微细化层为自表面至深度1mm以上且不足6mm的范围，所述内侧组织微细化层在所述组织微细化层的内侧、为自表面至深度3mm以上且20mm以下的范围。
2.根据权利要求1所述的热轧用钛铸坯，其中，在距表面深度4mm以下的范围，以质量％总计为0％以上且不足2.0％含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1所述的热轧用钛铸坯，其中，在距表面深度4mm以下的范围，以质量％总计为1.5％以下含有β相稳定化元素中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1所述的热轧用钛铸坯，其中，在距表面深度4mm以下的范围，以质量％总计为0％以上且不足2.0％含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上，以质量％总计为1.5％以下含有β相稳定化元素中的一种或两种以上。
5.根据权利要求1所述的热轧用钛铸坯，其中，在820℃×240分钟的加热处理后的室温下的状态下，晶体粒径为3mm以上的晶粒的个数为每1m2表面为5个以下。
6.一种热轧用钛铸坯的制造方法，其具有：第1段表层加热处理工序，对于包含工业用纯钛的铸坯原材料，加热作为热轧的轧制面的表面，将自表面至深度6mm以上且20mm以下的区域加热至β相变点以上，使自表面至深度3mm以上～10mm的范围熔融；第1段冷却工序，所述第1段表层加热处理后，冷却至低于β相变点的温度；第2段表层加热处理工序，对经过所述第1段表层加热处理和所述第1段冷却工序的表面进行再加热，将自表面至深度1mm以上且不足6mm的区域加热至β相变点以上；和第2段冷却工序，所述第2段表层加热处理后，冷却至低于β相变点的温度。
7.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，使所述第2段表层加热处理工序中的每单位面积的输入热量小于所述第1段表层加热处理工序中的每单位面积的输入热量。
8.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第1段表层加热处理工序以及第2段表层加热处理工序的各工序中，边使电子束的照射枪在与铸坯原材料的表面平行的方向连续地移动边进行电子束照射。
9.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，所述第1段冷却工序以及第2段冷却工序通过从铸坯原材料的母材侧的排热来进行。
10.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第2段冷却工序中，以60℃/min以上的冷却速度通过β相变点。
11.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，多次进行所述第2段表层加热处理工序和所述第2段冷却工序。
12.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第1段表层加热处理工序中，使含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。
13.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第1段表层加热处理工序中，使含有β相稳定化元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。
14.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第1段表层加热处理工序中，使含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上的原材料以及含有β相稳定化元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。
15.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第2段表层加热处理工序中，使表面熔融。
16.根据权利要求15所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第2段表层加热处理工序中，使含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。
17.根据权利要求15所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第2段表层加热处理工序中，使含有β相稳定化元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。
18.根据权利要求15所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在所述第2段表层加热处理工序中，使含有α相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上的原材料以及含有β相稳定化元素中的一种或两种以上的原材料与表面一同熔融。
19.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，所述铸坯原材料为通过DC板坯铸造法而铸造成的。
20.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，所述铸坯原材料为将利用电子束熔炼法得到的熔液通过DC板坯铸造法而铸造成的。
21.根据权利要求6所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，所述铸坯原材料具有铸造状态的铸造外观。
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