CN106715755B - 难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法 - Google Patents

难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106715755B
CN106715755B CN201480082153.3A CN201480082153A CN106715755B CN 106715755 B CN106715755 B CN 106715755B CN 201480082153 A CN201480082153 A CN 201480082153A CN 106715755 B CN106715755 B CN 106715755B
Authority
CN
China
Prior art keywords
titanium
elements
ingot
cast slab
neutral
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201480082153.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106715755A (zh
Inventor
国枝知徳
立泽吉绍
藤井秀树
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN106715755A publication Critical patent/CN106715755A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106715755B publication Critical patent/CN106715755B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/06—Casting non-ferrous metals with a high melting point, e.g. metallic carbides
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D29/00—Removing castings from moulds, not restricted to casting processes covered by a single main group; Removing cores; Handling ingots
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
    • B23K26/352—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring for surface treatment
    • B23K26/354—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring for surface treatment by melting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/013—Arc cutting, gouging, scarfing or desurfacing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C26/00—Coating not provided for in groups C23C2/00 - C23C24/00
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/08—Non-ferrous metals or alloys
    • B23K2103/14—Titanium or alloys thereof

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Optics & Photonics (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)

Abstract

为由钛合金形成的钛铸坯，在作为轧制面的表面，在深度1mm以上的范围内具有熔融再凝固层，所述熔融再凝固层是在作为轧制面的表面添加α相稳定化元素、中性元素中的任意一者或者两者中的一种或二种以上的元素使其熔融并再凝固而得到的，直至深度1mm为止的范围中的α相稳定化元素和中性元素的总浓度的平均值与母材中的α相稳定化元素和中性元素的总浓度相比，以质量％计，高出0.1％以上且不足2.0％的程度。

Description

难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法
技术领域
本发明涉及热轧用钛铸坯及其制造方法，特别是涉及即便省略初轧工序、精整工序也能够良好地保持热轧后的表面性状的热轧用钛铸坯及其制造方法。
背景技术
钛材一般如下制造：利用开坯工序将由熔化工序得到的铸锭制成板坯或钢坯形状，修整表面后，进行热轧，进一步实施退火、冷加工，从而制造。熔化工序中除了广泛使用的真空电弧重熔(VAR：Vacuum Arc Remelting)法之外，还有：在与铸模不同的位置进行熔化并流入至铸模的电子束重熔(EBR：Electron Beam Remelting)法、等离子体熔化法等。对于前者，铸模被限定为圆筒型，因此，板材的制造中需要开坯或锻造工序。对于后者，铸模形状的自由度高，除了圆筒型之外，还可以使用方型的铸模。因此，如果使用前述电子束重熔法、等离子体熔化法，则可以直接浇注方型铸锭、圆柱型铸锭。因此，由方型铸锭制造板材的情况下、由圆柱型铸锭制造棒材、线材的情况下，从铸锭形状的方面出发，可以省略开坯工序。上述情况下，可以省略开坯工序所耗费的成本和时间，因此期待生产效率明显提高。
然而，工业上使用的大型铸锭的保持铸造所得状态不变的组织中，形成晶体粒径达到数十mm的粗晶粒。对这样的铸锭不经过开坯工序而直接进行热轧时，由于由粗大的晶粒所导致的粒内和晶粒间的变形各向异性的影响，因此在表面上产生凹凸而成为表面瑕疵。因此，利用前述电子束重熔、等离子体熔化法直接制造方型铸锭、圆柱型铸锭而省略开坯工序的情况下，之后的热轧中，会产生表面瑕疵。为了去除热轧中产生的表面瑕疵，需要在酸洗工序中增大热轧板表面的火焰清理量，产生使成本、成品率恶化的问题。即，必须新导入用于降低表面瑕疵的精整工序。因此，有通过省略开坯工序而期待的生产效率的提高被这样的精整工序的新导入所抵消的担心。针对这样的问题，提出了，通过热轧用原材料的制造方法、制造后实施加工、热处理，从而降低表面瑕疵的方法。
专利文献1中提出了如下方法：省略开坯工序而将钛材的铸锭直接进行热轧加工的情况下，为了使表层附近的晶粒微细化，对表面层赋予应变后，加热至再结晶温度以上，使距离表面深度为2mm以上再结晶。作为赋予应变的方法，可以举出：锻造、轧缩、喷丸等。
专利文献2中提出了如下方法：将钛材的铸锭加热至Tβ+50℃以上，然后冷却至Tβ-50℃以下，然后进行热轧，从而降低由于粗大的晶粒的变形各向异性而在轧制中形成的表面的波纹、折皱，降低表面瑕疵。
专利文献3中，钛材中，作为经过开坯工序时的轧制制品的表面瑕疵降低方法，提出了如下方法：使开坯工序结束时的温度为α区域，或者，进一步将热轧前的加热在α区域中进行，从而使距离表面60μm以上为等轴晶。由此，可以避免富氧层部分地变深，在脱氧化皮工序中可以去除富氧层，硬度·延性不均匀的部分消失，因此，冷加工后的表面性状得到改善。
专利文献4中列举了如下方法：省略热加工工序而将钛材的铸锭直接进行热轧的情况下，利用高频感应加热、电弧加热、等离子体加热、电子束加热和激光加热等使铸锭的位于轧制面的表面的表层熔融再凝固，从而使距离表层深度为1mm以上细粒化，改善热轧后的表层组织。这是通过对表层部进行骤冷凝固从而形成微细且具有不规则取向的凝固组织，从而防止表面瑕疵的发生。作为使钛板坯的表层组织熔融的方法，可以举出：高频感应加热、电弧加热、等离子体加热、电子束加热和激光加热。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平01-156456号公报
专利文献2：日本特开平08-060317号公报
专利文献3：日本特开平07-102351号公报
专利文献4：日本特开2007-332420号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，专利文献1中记载的方法中，赋予应变的方法中列举了喷丸，但用一般的喷丸赋予的应变的深度为300～500μm左右以下，对形成为了改善品质所需的深度2mm以上的再结晶层是不充分的。因此，实质上必须利用锻造或轧缩，将应变赋予至深的位置为止，为了对热轧用的大型铸锭进行锻造或轧缩而需要大的设备，与通常的开坯工序相比，并未降低成本。
另外，专利文献2中记载的方法有如下效果：通过加热至β区域，粗大的晶粒发生再结晶而微细化。然而，不经过开坯工序的情况下，由于不赋予加工应变因此再结晶核少，由于加热铸锭整体因此加热后的冷却速度慢，晶粒发生粗大化，从而基于再结晶的微细化效果受到限制，变形各向异性的降低不充分。另外，即便发生再结晶，受到原始的粗晶粒的晶体取向的影响也是达不到消除变形各向异性的因素。相反地，由于中等程度的细粒化而成为作为表面的凹凸的基础的晶界增加的结果，成为表面瑕疵的产生增加的结果。
另外，对于专利文献3中记载的方法，以由于经过开坯工序而使铸造组织被破坏、发生细粒化和等轴化为前提，省略开坯工序的情况下是没有意义的。即使假定省略开坯工序而仅通过热处理形成距离表面60μm以上的等轴晶粒，也为单纯的再结晶，其晶体取向受到原始的晶体取向的影响。因此，对于防止由保持铸造所得状态不变的组织的粗晶粒造成的变形各向异性所导致的凹凸而言是不充分的，明确产生由表面瑕疵所导致的问题。
另外，专利文献4中记载的方法进行了铸锭表层部的组织改质，具有使热轧后的表面性状良好的效果。
因此，本发明中，目的在于提供：即便省略开坯工序、精整工序也能够良好地保持热轧后的表面性状的、钛合金铸坯及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等为了达成上述目的而进行了深入研究，结果发现：省略开坯工序、精整工序由铸锭进行热轧而制造钛制品时，作为热轧的前工序，保持铸造所得状态不变地在钛材的轧制面表层放置或散布含有α稳定化元素或中性元素的原材料(粉末、碎片、线、薄膜等)，使板坯表层连同原材料再熔融，从而在板坯表层中含有α稳定化元素或中性元素，由此在热轧加热时也可以将板坯表层部的组织保持得微细，其结果，原始的粗大的凝固组织的变形各向异性的影响所导致的表面瑕疵降低，可以得到与经过开坯工序、精整工序的情况等同的表面性状。
本发明的主旨在于以下方案。
(1)
一种钛铸坯，其特征在于，其为由钛合金形成的钛铸坯，
在作为轧制面的表面，在深度1mm以上的范围内具有熔融再凝固层，所述熔融再凝固层是在作为轧制面的表面添加α相稳定化元素、中性元素中的任意一者或者两者中的一种或二种以上的元素使其熔融并再凝固而得到的，
直至深度1mm为止的范围中的α相稳定化元素和中性元素的总浓度与母材中的α相稳定化元素和中性元素的总浓度相比，以质量％计，高出0.1％以上且不足2.0％的程度。
(2)
根据(1)所述的钛铸坯，其中，α相稳定化元素、中性元素为Al、Sn、Zr。
(3)
根据(1)所述的钛铸坯，其中，在含有α相稳定化元素、中性元素中的任意一者或者两者中的一种或二种以上的元素的层中以质量％计还含有1.5％以下的β相稳定化元素中的一种或二种以上。
(4)
一种钛铸坯的制造方法，其中，使钛铸坯的作为轧制面的表面与含有α相稳定化元素、中性元素中的任意一者或者两者中的一种或二种以上的元素的原材料一起熔融后，使其凝固，将直至深度1mm为止的范围中的α相稳定化元素与中性元素的总浓度与母材中的α相稳定化元素和中性元素的总浓度相比，以质量％计，高出0.1％以上且不足2.0％的程度。
(5)
根据(4)所述的钛铸坯的制造方法，其中，前述含有α相稳定化元素、中性元素中的任意一者或者两者中的一种或二种以上的元素的原材料为粉末、碎片、线、薄膜、切屑中的一种或二种以上。
(6)
根据(4)所述的钛铸坯的制造方法，其中，使用电子束加热、电弧加热、激光加热、等离子体加热和感应加热中的一种或二种以上，使钛铸坯的表面熔融。
(7)
根据(4)所述的钛铸坯的制造方法，其中，在真空或非活性气体气氛中使钛铸坯的表面熔融。
发明的效果
本发明的热轧用钛铸坯及其制造方法即便省略制造钛材时以往必需的开坯、锻造等热加工工序、之后的精整工序，也可以制造具有与经过开坯工序、精整工序的情况等同以上的表面性状的钛材，由于基于热加工工序的省略的加热时间的降低、伴随着板坯表面平滑化的切削修整的减少、基于表面品质提高的酸洗量的降低等而实现了成品率的提高，因此不仅可以削减制造成本，而且对能源效率的提高也有大的效果，产业上的效果不可估量。
附图说明
图1示出熔融再凝固层的浓度变化的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
[熔融再凝固层的厚度]
本发明中，由钛合金形成的钛材的位于轧制面的表面具有1mm以上的熔融再凝固层。对于热轧后的表面瑕疵的产生，如上述那样由具有粗大的晶粒的组织导致产生的钛材表面的凹凸是原因。因此，只要使仅铸锭表层部的晶体粒径尽量细即可。通过添加下述α稳定化元素、中性元素，抑制热轧加热时的晶粒生长，并且，由此抑制表面瑕疵的产生，为此必须使含有下述α稳定化元素、中性元素的熔融再凝固层的厚度大于等于1mm。熔融再凝固层的厚度低于1mm时，受到下部组织的铸造组织的影响而产生表面瑕疵，表面性状不会变好。需要说明的是，对最大深度没有特别限定，但熔融深度变得过深时，有即便在热轧后的抛丸酸洗工序后含有合金元素的层仍残留的担心，优选的是，熔融深度期望至5mm左右为止。需要说明的是，作为要进行热轧的钛材，有铸锭、板坯和钢坯等。
熔融再凝固层是使钛铸坯的表面熔融、在该熔融后进行骤冷再凝固而形成的。从与熔珠(molten bead)的扫描方向垂直的方向的截面观察时，有熔融再凝固层的形状在钛铸坯表层再熔融时的熔珠中央变得最深的倾向，重叠熔珠时，在相邻的熔珠彼此中间变得最浅，成为最深部和最浅部周期性地重复的形态。此时，最深部与最浅部之差大时，热轧时由该差而在变形阻力上产生差异，有时产生由其所导致的瑕疵。因此，理想的是，上述差异低于2mm。需要说明的是，本发明中使熔融再凝固层的深度为1mm以上，该深度是指，从与熔珠的扫描方向垂直的方向的截面观察时的最浅部的深度。
此处钛合金通常利用热轧、冷轧而成形为板材、或者也可以制造线材、棒材等形状的制品。此处钛合金可以使用α型、或α+β型、β型钛合金。由此，本发明中，对钛合金的成分组成没有特别限定。
[α稳定化元素或中性元素的含量]
本发明中，特征在于，钛材的熔融再凝固层含有比母材部多一定程度以上的α稳定化元素或中性元素中的一种以上。本发明中如后述那样，作为使α稳定化元素或中性元素中的一种以上富集的方法，使铸锭表层部与由这些元素中的一种以上形成的原材料一起熔融。不添加这些元素而进行熔融再凝固处理时，熔融部的组成的均匀性得到保持，因此即便保持原样不变也可以根据合金组成而以一定程度使晶粒微细化。另一方面，使表层与包含α稳定化元素、中性元素的原材料一起熔融时，熔融时间短，成分的不均匀性残留，因此，组织发生不均匀化。然而，由于仅以能够利用之后的酸洗工序去除该熔融层的深度的程度进行熔融，因此，不会对最终制品造成影响。通过这样的不均匀性残留，该部位中添加的α稳定化元素、中性元素富集，形成更微细的组织。另外，即便利用熔融再凝固处理使组织微细化也有形成具有相同晶体取向的晶粒聚集而成的晶粒团(colony)的可能性。这样的晶粒团有时比一个一个的晶粒多，因此产生晶粒团时，有时由此导致向热轧瑕疵的发展。然而，由于不均匀性而如上述那样部分生成更微细的组织，从而可以抑制这样的晶粒团产生、之后的热轧加热时的晶粒团的生长，可以保持微细的晶粒不变地进行热轧，因此，可以进一步抑制热轧时的表面瑕疵。进一步添加α稳定化元素、中性元素时，β相变温度基本不变化、或上升，因此，即使将热轧加热温度加热至即将达到β相变点，也可以抑制仅表层部发生β相变。即使仅以α稳定化元素或中性元素的熔融再凝固层的平均浓度与母材部相比总计高0.1％以上的方式进行添加，也可以发挥上述效果，因此，将其设为下限。另一方面，熔融部的平均浓度比母材部高2.0％以上时，在含有合金元素的表层部与内部中产生热加工性的差异，或者即使在表层部中元素富集其添加量也多，因此，热轧加热等热处理时，表层部中含有的合金元素大量在内部扩散，有使制品的材质劣化的担心，因此，将其设为上限。α稳定化元素、中性元素可以组合多个元素而添加，此时的α稳定化元素和中性元素的浓度是各元素的总计的浓度。
[α稳定化元素和中性元素的种类]
本发明中，作为α稳定化元素和中性元素，可以使用Al、Sn、Zr。这些元素在α相中固溶，在热轧时的加热温度区域中抑制晶粒生长。
[β稳定化元素]
本发明中，也可以与α稳定元素、中性元素一起含有β稳定化元素。通过含有β稳定化元素，不仅上述晶粒生长，而且热轧时的加热温度区域中作为第2相的β相容易生成，从而晶粒生长进一步被抑制，因此可以期待进一步的组织微细化。进一步，通过使含有这些合金元素的钛合金废料作为添加原材料，也可以期待成本降低。
[熔融再凝固层的厚度的测定方法]
本发明中，将α稳定化元素或中性元素的合金元素量富集而得到的熔融再凝固层限定为深度1mm以上。对该熔融再凝固层的厚度的测定方法进行说明。对于该富集层，可以利用SEM(扫描电子显微镜；Scaning Electron Microscopy)/EPMA(电子探针显微分析仪；Electron Probe MicroAnalyser)容易地判断截面的埋入研磨试样。图1中示出融再凝固层的浓度变化的测定例。由于添加有α稳定化元素、中性元素，因此，在熔融再凝固层中，与母层部相比，α稳定化元素、中性元素的浓度高，将该厚度作为熔融再凝固层的厚度。需要说明的是，熔融再凝固层大于SEM/EPMA的测定范围时，通过分多次对厚度方向进行测定，并汇总这些结果，从而测定熔液再凝固层厚。
[熔融再凝固层的不均匀性]
本发明中，熔融再凝固层内有不均匀性时，其也可以利用上述SEM/EBSP而容易地确认。如图1所示那样，添加添加元素进行熔融再凝固处理时，如图1所示那样，熔融再凝固部中整体的浓度变高，但是该部位中，与母材部不同，浓度不是均匀的而会产生波动，可以确认产生不均匀性。
[熔融部和母材部的元素浓度的测定方法]
对于熔融再凝固层和母材部的浓度，从上述浓度上升了的部位和原材料的中心部切取分析用的试验片，进行ICP发射分光光度分析从而求出。浓度的测定如下：从钛铸坯的轧制面的任意多处(例如10处)的表层1mm以内采集分析样品，进行ICP发射分光光度分析，可以将它们的平均值作为熔融再凝固层的浓度。另外，作为比较，在将钛铸坯的表层再熔融前，从钛铸坯的轧制面的任意多处(例如3处)的表层20mm以内采集分析样品，同样地进行ICP发射分光光度分析，可以将其平均值作为母材部的浓度。
[添加方法]
本发明中，作为在铸锭的表层部中使α稳定化元素或中性元素中的一种以上富集的方法，使铸锭表层部与由这些元素中的一种以上形成的原材料一起熔融。如此，可以提高铸锭的表层部的这些元素的浓度。进一步，也可以使用含有这些元素的钛合金。如此，也可与这些元素一起简单地添加β稳定化元素。作为原材料，可以使用粉末、碎片、线、薄膜、切屑中的一种或组合使用二种以上。
[表层熔融的方法]
本发明中，特征在于，将钛材表层部与由α稳定化元素或中性元素中的一种以上形成的原材料一起加热，使其熔融再凝固。作为表层部的加热方法，可以使用电子束加热、感应加热、电弧加热、等离子体加热和激光加热中的一种或组合使用二种以上。组合使用上述方法时，例如，可以通过感应加热预热后的激光加热进行表层熔融。考虑成本、钛材的尺寸、处理时间等条件，可以从它们中采用。本发明优选的是，在真空或非活性气体气氛中对钛材表层部进行加热。钛是非常活性的金属，因此，在大气中进行处理时，在熔融再凝固部中会大量混入氧、氮而使品质发生变化。因此，在形成真空或者非活性气氛的容器内进行时，可以得到良好的结果。需要说明的是，本发明中的非活性气体是指氩气和氦气，不包括与钛反应的氮气。理想的是，在真空容器内进行时的真空度为5×10-5Torr左右或更高的真空度。
本发明中，以如下热轧用钛材为特征：在表层中在深度1mm以上的上述范围内具有α稳定化元素或中性元素中的一种以上富集而得到的熔融再凝固层，其他部分为保持铸造所得状态不变的组织或在铸造后加热至β相变点以上后骤冷而得到的组织。通过使用该原材料，即使在省略开坯工序的情况下，也可以得到具有与经过通常的开坯工序的情况等同的表面品质的钛材。
实施例
以下，根据实施例对本发明进行详细说明。表1的No.1～24是以板材作为对象的例子，No.25～31是以线材作为对象的例子。
[表1]
Figure GDA0001907022670000111
表1的No.1至21所示的参考例、实施例和比较例中，钛铸坯的制造利用电子束重熔法进行，利用方型铸模进行铸造。另一方面，表1的No.22至24所示的实施例中，钛铸坯的制造利用等离子体电弧溶解法进行，利用方型铸模进行铸造。铸造后，有铸件表皮的切削修整的情况下，利用切削进行钛铸坯的表层的修整，无切削修整的情况下，不进行利用切削的表层的修理，而进行表层熔融。之后，使用钢铁材料的热轧设备，自厚度250mm×宽度1000mm×长度4500mm的铸锭进行热轧，形成厚度4mm的带状线圈。需要说明的是，表面瑕疵的评价以目视酸洗后的板表层来进行。
对于No.1至6的参考例、实施例和比较例，在铸锭制造后将铸锭(铸坯)的铸件表皮切削去除。另一方面，对于No.7至24的实施例，对铸锭制造后的铸件表皮实施熔融再凝固处理。
表1的“熔融方法”中，记载为“EB”时，利用电子束进行表层的熔融再凝固，记载为“TIG”时，利用TIG焊接进行表层的熔融再凝固，记载为“激光”时，利用激光焊接进行表层的熔融再凝固。利用电子束的表层熔融使用额定输出功率30kW的电子束焊接装置。利用TIG焊接的表层熔融是以200A在不使用焊接材料的条件下进行的。利用激光焊接的表层熔融利用CO2激光。
No.1中记载的参考例是使用Ti-5Al-Fe的钛合金铸锭、利用遵循以往的开坯工序的方法而制造的情况。由于经过开坯工序，因此所制造的板材的表面瑕疵是轻微的。
对于No.2中记载的比较例，对铸锭进行切削修整后，不添加α相稳定化元素、中性元素，而利用EB对铸锭表面实施表层熔融处理。因此，再熔融凝固层的厚度深至1mm以上，瑕疵是轻微的，但是在一部分中产生不轻微的瑕疵，存在恶化倾向。
对于No.3中记载的比较例，对铸锭进行切削修整后，利用EB对铸锭表面与Al粉末一起实施表层熔融处理，再熔融凝固部的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，但厚度浅至0.5mm，因此，观察到部分稍粗大的表面瑕疵。
对于No.4中记载的实施例，对铸锭进行切削修整后，利用EB对铸锭表面与Al碎片一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.5中记载的实施例，对铸锭进行切削修整后，利用激光对铸锭表面与Al箔一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，Al富集层的厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.6中记载的实施例，对铸锭进行切削修整后，利用TIG对铸锭表面与Al箔一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.7中记载的实施例，不切削铸锭，而利用EB对铸锭表面与Al粉末一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.8中记载的实施例，不切削铸锭，而利用EB对铸锭表面与Sn粉末一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Sn的含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.9中记载的实施例，不切削铸锭，而利用EB对铸锭表面与Zr切屑一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Zr的含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.10中记载的实施例，不切削铸锭，而利用TIG对铸锭表面与Al和Zr的切屑一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al和Zr的总计含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.11中记载的实施例，不切削铸锭，而利用TIG对铸锭表面与含有Al和Sn的钛合金的切屑一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al和Sn的含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.12至15中记载的实施例，不切削铸锭，而利用TIG对铸锭表面与含有Al和β相稳定化元素的钛合金的切屑一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，β相稳定化元素的含量也少至1.5％以下。进一步，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
No.16至No.24中记载的实施例是由钛合金形成的铸锭的结果，No.16是Ti-0.06Pd的钛合金，No.17是Ti-0.5Ni-0.05Ru的钛合金，No.18是Ti-1Fe-0.35O的钛合金，No.19是Ti-5Al-1Fe-0.25Si的钛合金，No.20是Ti-3Al-2.5V的钛合金，No.21是Ti-4.5Al-2Fe-2Mo-3V的钛合金，No.22是Ti-1Cu的钛合金，No.23是Ti-1Cu-0.5Nb的钛合金，No.24是Ti-1Cu-1Sn-0.3Si-0.2Nb的钛合金。均不切削铸锭，而利用EB对铸锭表面与Al粉末一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
表1的No.25至No.31所示的参考例、比较例和实施例中，使用由Ti-3Al-2.5V组成的钛合金，钛铸锭的制造利用电子束重熔法进行。利用热轧，自直径170mm×12m长的铸锭制造直径13mm的线材。需要说明的是，表面瑕疵的评价以目视酸洗后的板表层来进行。
对于No.25至29的参考例、比较例和实施例，在铸锭制造后切削去除铸锭的铸件表皮。另一方面，对于No.30、31的实施例，对铸锭制造后的铸件表皮实施熔融再凝固处理。
No.25中记载的参考例是利用遵循以往的开坯工序的方法来制造的情况。
对于No.26中记载的比较例，对铸锭进行切削修整后，不添加α相稳定化元素、中性元素，而利用EB对铸锭表面实施表层熔融处理。因此，再熔融凝固部的厚度深至1mm以上，瑕疵是轻微的，但在一部分中产生，存在恶化倾向。
对于No.27中记载的比较例，对铸锭进行切削修整后，利用EB对铸锭表面与Al箔一起实施表层熔融处理，再熔融凝固部的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，但厚度浅至0.5mm，因此，观察到部分稍粗大的表面瑕疵。
对于No.28中记载的实施例，对铸锭进行切削修整后，利用EB对铸锭表面与Al箔一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.29中记载的实施例，对铸锭进行切削修整后，利用TIG对铸锭表面与Al箔一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.30中记载的实施例，对铸锭进行切削修整后，利用激光对铸锭表面与Sn粉末一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Sn的含量与母材部相比多0.1％以上，Sn富集层的厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。
对于No.31中记载的实施例，对铸锭进行切削修整后，利用EB对铸锭表面与Al箔一起实施表层熔融处理，再熔融凝固层的Al的含量与母材部相比多0.1％以上，Al富集层的厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是轻微的，与遵循开坯工序的情况为等同水平。

Claims (6)

1.一种热轧用钛铸坯，其特征在于，其为由钛合金形成的钛铸坯，
在保持铸造原样的钛铸坯的作为轧制面的表面，在深度1mm以上的范围内具有熔融再凝固层，所述熔融再凝固层是在保持铸造原样的钛铸坯的作为轧制面的表面添加α相稳定化元素、中性元素中的任意一者或者两者中的一种或二种以上的元素使其熔融并再凝固而得到的，
所述α相稳定化元素、中性元素为Al、Sn、Zr，
直至深度1mm为止的范围中的α相稳定化元素和中性元素的总浓度与母材中的α相稳定化元素和中性元素的总浓度相比，以质量％计，高出0.1％以上且不足2.0％的程度。
2.根据权利要求1所述的热轧用钛铸坯，其中，在熔融再凝固层中以质量％计还含有1.5％以下的β相稳定化元素中的一种或二种以上。
3.一种热轧用钛铸坯的制造方法，其中，使由钛合金形成的保持铸造原样的钛铸坯的作为轧制面的表面与含有α相稳定化元素、中性元素中的任意一者或者两者中的一种或二种以上的元素的原材料一起熔融后，使其凝固，将直至深度1mm为止的范围中的α相稳定化元素与中性元素的总浓度与母材中的α相稳定化元素和中性元素的总浓度相比，以质量％计，高出0.1％以上且不足2.0％的程度。
4.根据权利要求3所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，所述含有α相稳定化元素、中性元素中的任意一者或者两者中的一种或二种以上的元素的原材料为粉末、碎片、线、薄膜、切屑中的一种或二种以上。
5.根据权利要求3所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，使用电子束加热、电弧加热、激光加热、等离子体加热和感应加热中的一种或二种以上，使钛铸坯的表面熔融。
6.根据权利要求3所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在真空或非活性气体气氛中使钛铸坯的表面熔融。
CN201480082153.3A 2014-09-30 2014-09-30 难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法 Active CN106715755B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2014/076087 WO2016051505A1 (ja) 2014-09-30 2014-09-30 表面疵の発生し難い熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106715755A CN106715755A (zh) 2017-05-24
CN106715755B true CN106715755B (zh) 2020-02-07

Family

ID=55629603

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480082153.3A Active CN106715755B (zh) 2014-09-30 2014-09-30 难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20180015535A1 (zh)
EP (1) EP3202951A4 (zh)
JP (1) JP6075387B2 (zh)
KR (1) KR20170045273A (zh)
CN (1) CN106715755B (zh)
EA (1) EA201790448A1 (zh)
UA (1) UA115853C2 (zh)
WO (1) WO2016051505A1 (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111278581B (zh) * 2017-10-26 2021-10-01 日本制铁株式会社 钛热轧板的制造方法
CN108486513B (zh) * 2018-03-08 2020-01-24 上海工程技术大学 一种TiBw/TC4复合材料表面纳米重熔层及其制备方法
CN114645195B (zh) * 2020-10-31 2023-01-31 日照宝华新材料有限公司 一种无横折纹缺陷的热轧酸洗薄板带

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105102679A (zh) * 2013-04-01 2015-11-25 新日铁住金株式会社 热轧用钛铸坯以及其制造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6256561A (ja) * 1985-09-06 1987-03-12 Honda Motor Co Ltd ＴｉまたはＴｉ合金の表面硬化方法
JPH0776431B2 (ja) * 1987-12-11 1995-08-16 住友金属工業株式会社 チタン製品の表面硬化方法
JPH05148598A (ja) * 1991-02-20 1993-06-15 Mitsubishi Materials Corp チタン又はチタン合金からなる基材の表面硬化法および表面硬化部材
JPH04272147A (ja) * 1991-02-25 1992-09-28 Sumitomo Metal Ind Ltd チタンの製造方法
JP4414983B2 (ja) * 2006-06-15 2010-02-17 新日本製鐵株式会社 チタン材の製造方法および熱間圧延用素材
JP5093428B2 (ja) * 2011-02-10 2012-12-12 新日本製鐵株式会社 疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材
WO2012144561A1 (ja) * 2011-04-22 2012-10-26 新日本製鐵株式会社 熱間圧延用チタンスラブおよびその製造方法
JP2016128172A (ja) * 2013-04-01 2016-07-14 新日鐵住金株式会社 表面疵の発生し難いチタン熱間圧延用インゴットおよびその製造方法
JP2014233753A (ja) * 2013-06-05 2014-12-15 新日鐵住金株式会社 分塊工程や精整工程を省略しても熱間圧延後の表面性状に優れた工業用純チタンインゴットおよびその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105102679A (zh) * 2013-04-01 2015-11-25 新日铁住金株式会社 热轧用钛铸坯以及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP6075387B2 (ja) 2017-02-08
KR20170045273A (ko) 2017-04-26
EP3202951A1 (en) 2017-08-09
WO2016051505A1 (ja) 2016-04-07
EA201790448A1 (ru) 2017-07-31
US20180015535A1 (en) 2018-01-18
CN106715755A (zh) 2017-05-24
UA115853C2 (uk) 2017-12-26
EP3202951A4 (en) 2018-05-02
JPWO2016051505A1 (ja) 2017-04-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4414983B2 (ja) チタン材の製造方法および熱間圧延用素材
WO2014163086A1 (ja) 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
WO2014163087A1 (ja) 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
JP2014233753A (ja) 分塊工程や精整工程を省略しても熱間圧延後の表面性状に優れた工業用純チタンインゴットおよびその製造方法
JPWO2017018517A1 (ja) 熱間圧延用チタン素材
JP5168434B2 (ja) 熱間圧延用チタンスラブおよびその製造方法
KR101953042B1 (ko) 분괴 공정이나 정정 공정을 생략하여도 열간 압연 후의 표면 성상이 우수한 열간 압연용 티타늄 주조편 및 그 제조 방법
CN106715755B (zh) 难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法
JP6075384B2 (ja) 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
JP6171836B2 (ja) 熱間圧延用チタン合金スラブおよびその製造方法
CN106715756B (zh) 难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法
JP6075385B2 (ja) 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
JP2013104123A (ja) ボルト用アルミニウム合金線及びボルト並びにそれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Applicant after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Applicant before: Nippon Steel Corporation

CB02 Change of applicant information
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant