CN111278581A - 钛热轧板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

对使用电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法直接制造的钛板坯进行热轧来制造钛板的方法，其中，将前述钛板坯在热轧时被轧制的面作为被轧制面，将与轧制方向平行并且与被轧制面垂直的面作为侧面时，〔1〕不朝前述被轧制面照射电子束或等离子体而朝前述侧面照射电子束或等离子体，从而将前述钛板坯的在前述侧面中的至少前述被轧制面侧的一部分熔融，然后使其再凝固，在前述侧面形成圆当量粒径为1.5mm以下并且距前述侧面的深度为3.0mm以上的组织层，〔2〕对形成有前述细粒组织层的钛板坯的前述被轧制面进行精整处理，使板坯平坦度指标X为3.0以下，〔3〕在第1道次粗轧的辊接触弧长L为230mm以上的条件下，对前述精整处理后的钛板坯进行热轧。

Description

钛热轧板的制造方法
技术领域
本发明涉及钛热轧板的制造方法。
背景技术
钛热轧板通常利用以下所示的制造方法来制造。首先，将由克罗尔法得到的海绵钛、钛废料熔炼，使其凝固，制成铸锭(熔炼工序)。接着，对铸锭在热条件下实施初轧或锻造，加工为适于用于制造钛热轧板的热轧的形状、尺寸的板坯(初轧工序)。接着，将板坯热轧，制成钛热轧板。
作为在熔炼工序中使用的熔炼方法，使用非消耗电极式电弧熔炼法(VAR)、电子束熔炼法(EBR)、等离子体电弧熔炼法(PAM)。
作为熔炼方法，使用非消耗电极式电弧熔炼法的情况下，铸模形状并不限于圆柱状，因此初轧工序是必须的。作为熔炼方法，使用电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法的情况下，由于将在与铸模不同的场所进行熔炼而成的金属熔液流入到铸模中，因此，铸模形状的自由度高。因此，能够铸造适于用于制造钛热轧板的热轧的尺寸的矩形柱状的铸锭。使用这样的矩形柱状的铸锭，制造钛热轧材的情况下，可以省略初轧工序。
作为不经过初轧工序而制造钛热轧板的方法，例如，具有专利文献1～专利文献3中记载的技术。
专利文献1中记载了将“宽度/厚度≥3.5”的纯钛矩形铸锭加热至900～1000℃的温度，在轧制开始时以表面温度880℃以上施加压下率为10％以上且小于40％的压下，然后，在表面温度小于880℃、最终轧制刚刚终止之后的表面温度不低于650℃的温度区域进行总压下率为70％以上的轧制的方法。在专利文献1中记载的方法中，将在β相稳定温度区域的压下量抑制为特定值以下，从而抑制材料的宽度变宽。由此，在专利文献1中，抑制在热轧板侧面产生的折皱由于宽度变宽从而在表面移动而成为焊缝瑕疵的情况。
专利文献2中提出了，使用具有曲率半径为3～30mm的前端形状的钢制工具或者半径为3～30mm的钢制球将矩形的铸锭表面在冷条件下使其塑性变形，赋予起伏的轮廓曲线要素的平均高度为0.2～1.5mm、平均长度为3～15mm的浅凹。在专利文献2中，利用前述的钢制工具或者钢制球，对矩形铸锭的表面在冷的条件下赋予应变，从而在热轧的铸锭加热时使表层部再结晶，减少由于粗大的凝固组织导致的表面缺陷。
专利文献3中记载了组合高频感应加热、电弧加热、等离子体加热、电子束加热以及激光加热之中的一种或二种以上使铸锭的位于被轧制面的面的表层熔融再凝固，作为距表层深度1mm以上发生熔融再凝固而成的组织的钛的热轧轧制用坯料。专利文献3中，使铸锭的表层熔融再凝固，得到具有极其微细且不规则取向的凝固组织，从而减少由粗大的凝固组织的影响导致的表面瑕疵。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开平7-251202号公报
专利文献2:国际公开第2010/090352号
专利文献3:日本特开2007-332420号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，以往的钛热轧板的制造方法中，有时在钛热轧板的被轧制面宽度方向端部产生称为边缘结疤瑕疵的表面缺陷。对于边缘结疤瑕疵的产生，特别是在省略初轧工序而制造的钛热轧板中显著。这是因为在铸锭表面存在的细孔(针孔)通过初轧工序中的压接未被无害化。被热轧的钛板坯中存在细孔时，在热轧时，在被轧制面存在的细孔开口，或在侧面存在的细孔由于轧制而产生的塑性流动而流动到被轧制面，在被轧制面开口，成为边缘结疤瑕疵。
在钛热轧板产生边缘结疤瑕疵时，需要增加在酸洗工序去除钛热轧板表面的量(溶削量)或裁切去除存在有边缘结疤瑕疵的被轧制面宽度方向端部，生产率降低。
本发明的目的在于，提供抑制边缘结疤瑕疵的产生，制造表面性状良好的钛热轧板的方法。
用于解决问题的方案
本发明人等认为为了抑制钛热轧板中的边缘结疤瑕疵，若抑制在钛板坯的被轧制面和侧面的被轧制面附近存在的细孔在热轧时开口的情况即可。本发明人的研究结果，发现对热加工前的钛板坯进行满足下述〔1〕的条件的熔融再凝固处理、满足下述〔2〕的条件的精整处理以及满足下述〔3〕的条件的热加工，从而能够抑制源自钛板坯的被轧制面的表面附近细孔的边缘结疤瑕疵，想到本发明。本发明的主旨如以下所述。
(1)一种钛热轧板的制造方法，其为对使用电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法直接制造的钛板坯进行热轧来制造钛板的方法，其中，
将前述钛板坯在热轧时被轧制的面作为被轧制面，将与轧制方向平行并且与被轧制面垂直的面作为侧面时，所述方法具备如下工序：
工序〔1〕，不朝前述被轧制面照射电子束或等离子体而朝前述侧面照射电子束或等离子体，从而将前述钛板坯的前述侧面中的至少前述被轧制面侧的一部分熔融，然后使其再凝固，在前述侧面形成圆当量粒径为1.5mm以下、并且距前述侧面的深度为3.0mm以上的组织层；
工序〔2〕，对形成有前述组织层的钛板坯的前述被轧制面进行精整处理，使由下述(1)式所定义的X为3.0以下；以及，
工序〔3〕，在由下述(2)所定义的L为230mm以上的条件下，对前述精整处理后的钛板坯进行热轧。
X＝(H0、H1以及H2的最大值)-(H0、H1以及H2的最小值)···(1)
L＝{R(H0-H3)}1/2···(2)
其中，上述式中符号的含义如下所述。
X：板坯平坦度指标
H0：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向中央部的厚度(mm)
H1：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向端部(1/8宽度位置)的厚度(mm)
H2：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向端部(1/4宽度位置)的厚度(mm)
L：第1道次粗轧的辊接触弧长(mm)
R：第1道次粗轧的轧辊的半径(mm)
H3：在第1道次粗轧输出侧的前述钛板坯的宽度方向中央部的厚度(mm)
(2)根据上述(1)的钛热轧板的制造方法，其中，在前述工序〔1〕中，在前述侧面的整面形成前述组织层。
(3)根据上述(1)的钛热轧板的制造方法，其中，在前述工序〔1〕中，在从前述侧面的前述被轧制面起到至少前述钛板坯厚度的1/6位置为止的区域形成前述细粒组织层。
(4)根据权利要求3记载的钛热轧板的制造方法，其中，在前述工序〔1〕中，在前述侧面，在从前述被轧制面起到至少前述钛板坯厚度的1/3位置为止的区域形成前述细粒组织层。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项钛热轧板的制造方法，其中，在前述工序〔2〕中，使前述被轧制面的表面粗糙度(Ra)为0.6μm以上。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项钛热轧板的制造方法，其中，在前述工序〔3〕中，前述第1道次粗轧的轧辊的半径超过650mm。
(7)根据上述(1)～(6)中任一项钛热轧板的制造方法，其中，在前述工序〔3〕中，前述第1道次粗轧的压下率为30％以上。
(8)根据上述(1)～(7)中任一项钛热轧板的制造方法，其中，在前述工序〔3〕中，前述轧辊的表面粗糙度(Ra)为0.6μm以上。
发明的效果
根据本发明的钛热轧板的制造方法，能够抑制在钛板坯的侧面存在的细孔在热轧时流到被轧制面而在被轧制面开口导致的边缘结疤瑕疵的产生，并且，即便在钛板坯的被轧制面存在细孔，也能够抑制在被轧制面存在的细孔开口导致的边缘结疤瑕疵的产生。因此，根据本发明的钛热轧板的制造方法，可以得到表面性状良好的钛热轧板。其结果，能够减少在酸洗工序去除钛热轧板的表面的溶削量。此外，能够减少由边缘结疤瑕疵导致的被轧制面宽度方向端部的裁切去除宽度，生产率提高。
附图说明
图1为示出由电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法制造的钛板坯的截面的示意图。
图2为用于说明本实施方式的钛热轧板的制造方法中的熔融再凝固工序的一个例子的图。
图3为用于说明熔融再凝固工序的一个例子的图。
图4为用于说明熔融再凝固工序的一个例子的图。
图5为用于说明本实施方式的钛热轧板的制造方法中的热轧工序的一个例子的图。
图6为用于说明本实施方式的钛热轧板的制造方法中的熔融再凝固工序的另一个例子的图。
具体实施方式
在本实施方式中所述的钛热轧板的制造方法中，对使用电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法直接制造的钛板坯进行熔融再凝固处理以及精整处理，然后进行热轧来制作钛板。以下，参照图1～图6，对于各个工序进行说明。
1.钛板坯的制造条件
制造本实施方式所述的钛热轧板时，使用利用电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法直接制造的钛板坯。
在此，作为钛板坯，能够使用适于用于制造钛热轧板的热轧的尺寸的矩形柱状的铸锭或者板坯，可以使用使用各种方法来制造的钛板坯。具体而言，作为钛板坯，能够使用利用电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法制造的矩形柱状的铸锭。
高合金组成的钛的情况下，在α相域或α+β相域的温度条件下，轧制反作用力变大。因此，制造仅由α相或由α相与β相形成的高合金组成的钛热轧板并不容易。因此，在高压下将高合金组成的钛热轧的情况，优选在β相域进行。然而，在β相域将高合金组成的钛热轧的情况下，边缘结疤瑕疵的产生少。因此，在本实施方式中使用的钛板坯优选具有由Ti含量为99质量％以上的钛(也称为工业用纯钛)或主构成层为α相的低合金组成的钛(也称为钛合金)形成的组成。然而，根据需要，作为钛板坯，即便使用由α相和β相形成的钛以及β相的钛也没有关系。
钛板坯的化学组成可以根据用作原料的海绵钛和/或钛废料的化学组成、其的重量比例、添加的副原料的化学组成和其的重量比例来决定。因此，为了得到作为目标的钛板坯的化学组成，预先，根据化学分析等把握海绵钛以及钛废料、副原料的化学组成，根据其的化学组成，求出必要的各个原料的重量。需要说明的是，通过电子束重熔而挥发去除的元素(例如氯、镁)即便包含在原料中，在钛板坯中也不会含有。以下，对于各元素的含量的“％”意味着“质量％”。
本发明的钛板坯的化学组成例如为O：0～1.0％、Fe：0～5.0％、Al：0～5.0％、Sn：0～5.0％、Zr：0～5.0％、Mo：0～2.5％、Ta：0～2.5％、V：0～2.5％、Nb：0～2％、Si：0～2.5％、Cr：0～2.5％、Cu：0～2.5％、Co：0～2.5％、Ni：0～2.5％、铂族元素：0～0.2％、REM：0～0.1％、B：0～3％、N：0～1％、C：0～1％、H：0～0.015％、余量为钛以及杂质。
铂族元素具体而言，为选自Ru、Rh、Pd、Os、Ir以及Pt中的一种以上，铂族元素的含量意味着上述元素的总含量。此外，REM为Sc、Y以及镧系元素的总计17种元素的总称，REM的含量意味着上述元素的总量。
O、Fe、Al、Sn、Zr、Mo、Ta、V、Nb、Si、Cr、Cu、Co、Ni、铂族元素、REM、以及B的含有并非必须的，各个含量的下限为0％。根据需要，O、Fe、Al、Sn、Zr、Mo、Ta、V、Nb、Si、Cr、Cu、Co、Ni、铂族元素、REM、以及B的各个含量的下限均可以为0.01％、0.05％、0.1％、0.2％或0.5％。
O的上限可以为0.80％、0.50％、0.30％或0.10％。Fe的上限可以为3％、2％或1％。Al的含量的上限可以为3％、2％或1％。Sn的含量的上限可以为3％、2％或1％。Zr的含量的上限可以为3％、2％或1％。Mo的含量的上限可以为2％、1.5％、1％或0.5％。Ta的含量的上限可以为2％、1.5％、1％或0.5％。V的含量的上限可以为2％、1.5％、1％或0.5％。Nb的含量的上限可以为1.5％、1％、0.5％或0.3％。Si的含量的上限可以为2％，1.5％、1％或0.5％。Cr的含量的上限可以为2％、1.5％、1％或0.5％。Cu的上限可以为2％、1.5％、1％或0.5％。Co的含量的上限可以为2％、1.5％、1％或0.5％。Ni的含量的上限可以为2％、1.5％、1％或0.5％。铂族元素的含量的上限可以为0.4％、0.3％、0.2％或0.1％。REM的含量的上限可以为0.05％、0.03％或0.02％。B的含量的上限可以为2％、1％、0.5％或0.3％。N的上限可以为0.08％、0.05％、0.03％或0.01％。C的上限可以为0.08％、0.05％、0.03％或0.01％。H的上限可以为0.012％、0.010％、0.007％或0.005％。
本发明所述的钛板坯优选以满足各种规定中所规定的化学组成范围来制造。在以下，也具有ASTM规格、AMS规格，但作为代表性的规格，主要以JIS规格为中心而例示出。本发明可以用于这些规格的钛的制造。
作为钛的规格，例如，可以列举出由JIS H4600(2012)所规定的第1种～4种、以及与其相对应的由ASTM B265规定的Grade1～4、由DIN 17850规定的由3·7025、3·7035、3·7055所规定的钛。
作为主构成相为α相的低合金组成的钛，例示出合金元素总计为5.0％以下、余量为Ti以及杂质的钛。在此，作为合金元素，例示出作为α稳定化元素的Al等、作为中性元素的Sn、Zr等、作为β稳定化元素的Fe、Cr、Cu、Ni、V、Mo、Ni、Si、Co、Ta等、作为铂族元素的Pd、Ru等、作为稀土元素的Mm(混合稀土金属)、Y等、作为气体元素的O、C、N等。α稳定化元素或中性元素的优选含量分别为0～5.0％，β稳定化元素的优选含量为0～2.5％。此外，稀土元素的优选含量为0～0.5％，O、C、N等气体元素的优选含量为0～1.0％。任意含量在添加多种元素的情况下均意味着总含量。
例如有：在Ti中含有0.02～0.2％的作为铂族元素的Pd、Ru的耐腐蚀合金；进而，含有0.02～0.2％的作为铂族元素的Pd、Ru，此外含有0.001～0.1％的由稀土元素形成的Mm、Y的耐腐蚀合金等；此外，分别含有0.1～2.5的向α相的固溶量大的Al、Cu、Sn的耐热合金等。
如图2所示，作为钛热轧板的坯料的钛板坯10为大致矩形柱状。钛板坯10的与厚度方向大致垂直的面(换言之，法线相对于钛板坯的厚度方向大致平行的2个面)称为热轧时的成为被轧制面的被轧制面10C、10D。如图2所示，钛板坯的被轧制面10C、10D大致为长方形。
此外，将与钛板坯10的厚度方向大致平行的面(换言之，法线相对于钛板坯的厚度为大致垂直的面)称为侧面。钛板坯10的侧面具有2种。一个侧面为与被轧制面10C、10D形成的长方形的长边大致平行的侧面(换言之，法线与被轧制面所形成长方形的短边大致平行的侧面)。将这样的侧面称为长侧面(在图2中，用符号10A、10B表示)。即，在热轧工序与轧制方向D平行的侧面为长侧面。对于另一侧面，与被轧制面10C、10D形成的长方形的短边大致平行的侧面(换言之，法线与被轧制面所形成的长方形的长边大致平行的侧面)。将这样的侧面称为短侧面。
需要说明的是，在本实施方式中，与使用的钛板坯10的轧制方向D平行的侧面10A、10B意味着上述的“长侧面”。以下的说明中，记载为钛板坯的“侧面”的情况，若无特别规定，则意味着钛板坯“长侧面”。
2.熔融再凝固处理的条件
钛板坯中进行的熔融再凝固处理需要满足下述〔1〕的条件。
〔1〕通过不向前述被轧制面照射电子束或等离子体而向前述侧面照射电子束或等离子体，从而将钛板坯的侧面中的至少前述被轧制面侧的一部分熔融，然后使其再凝固，从侧面的表面起到至少深度3.0mm的位置为止形成以圆当量粒径计为1.5mm以下的组织层。该组织层为在再熔融凝固时从β相向α相相变而形成的组织，与母相相比为微细的组织，以下，称为细粒组织层。
需要说明的是，使用电子束或等离子体电弧熔炼法直接制造的钛板坯在真空中缓慢地冷却，因此，未进行熔融再凝固处理的母相的圆当量粒径为几mm，是非常大的铸造组织。另一方面，这样的钛板坯的侧面通过熔融再凝固处理而暂时熔融之后，在发生再凝固时，通过自板坯的排热而比较快速地被冷却。因此，细粒组织层与母相相比成为微细的组织。细粒组织层的圆当量粒径优选为1.2mm以下，更优选为1.0mm以下。细粒组织层中的圆当量粒径即便小也没有阻碍，但5μm为实质的下限。细粒组织层的圆当量粒径的下限可以为1μm。通过形成这样的细粒组织层，从而能够使在钛板坯的侧面存在的细孔无害化。
此外，对于细粒组织层的晶体粒径，研磨钛板坯的T截面(与钛板坯的厚度方向平行、且与侧面垂直的截面)，能够通过EBSD(Electron backscattered diffractionpattern)来测定。在该测定中，邻接的测定点间的晶体取向差为5°以上时看作不同的晶粒，求出各晶粒的面积A，能够从A＝π×(L/2)2算出圆当量粒径L。
将钛板坯热轧时，通过中央部的宽度变宽，从而侧面的一部分流动到被轧制面。因此，在侧面部存在缺陷时，在板幅端部经常发生边缘结疤瑕疵，必须将该部分大幅裁切，因此，成为生产率降低的原因。对于该流动，即便流动大的情况下，也为板坯的厚度的大致1/3～1/6左右。例如，板坯厚度为200～260mm左右的情况下，为几十mm左右。因此，流动到被轧制面的部分即便在侧面之中也为接近被轧制面的部分(被轧制面附近)，即便不使侧面整面熔融再凝固也能够抑制被轧制面的边缘结疤瑕疵的产生。因此，若在侧面的至少被轧制面侧的一部分形成细粒组织层即可。更具体而言，优选将侧面的至少被轧制面侧的一部分熔融再凝固的情况下，将钛板坯厚度设为t时，在从前述被轧制面开始至1/3t位置为止的区域形成细粒组织层。即，优选至少将从上端以及下端开始至1/3t为止的范围熔融再凝固。即，即便在板厚中央存在1/3t以下的未实施熔融再凝固的区域，也能够抑制被轧制面的边缘结疤瑕疵。此外，通过将侧面的熔融再凝固仅设置成一部分，从而能够缩短处理时间，提高生产率。其中，即便在过窄的范围中设置细粒组织层，也有时不能得到足够的边缘结疤瑕疵的抑制效果，因此，设置于侧面的至少被轧制面侧的一部分的情况下的细粒组织层可以在从前述被轧制面开始至1/6t位置为止的区域形成。
另一方面，也可以使侧面整面熔融再凝固。此时，在抑制上述的向被轧制面的流动所导致的边缘结疤瑕疵的基础上，能够抑制板端部的裂边。裂边使生产率恶化。此外，利用强度比较高的钛材在热轧后进行冷轧的情况下，有时以裂边为起点而产生板破裂。将侧面整面熔融再凝固，从而可以抑制上述情况。是将侧面的至少被轧制面侧的仅一部分熔融再凝固、或是将整面熔融再凝固，可以根据制品尺寸(厚度)、制造工序(有无冷轧等)来决定。
在该工序中，不对钛板坯的被轧制面进行熔炼。其理由在于，在钛板坯的被轧制面进行熔融再凝固时，有时在表面产生凹凸。特别是，本发明中实施热轧以使接触弧长增长到230mm以上，因此，容易在板宽度方向上大幅产生热轧时的塑性流动。因此，将被轧制面熔融再凝固时，在表面产生直线状的热轧瑕疵。因此，本申请中未进行被轧制面的熔融再凝固。
图2为用于说明本实施方式的钛热轧板的制造方法中的熔融再凝固工序的一个例子的图。在熔融再凝固工序中，不进行向被轧制面10C、10D照射电子束或等离子体的熔融再凝固处理，而向侧面10A，10B照射电子束或等离子体，从而使钛板坯10的与轧制方向D平行的侧面10A、10B中的至少被轧制面10C、10D侧的一部分熔融再凝固，形成与母材组织相比微细的组织。此时，距细粒组织层的侧面10A、10B的深度为3.0mm以上。在对于侧面10A、10B的熔融再凝固处理中，有时邻接于侧面10A、10B的被轧制面10C、10D的端部区域的一部分(例如从端部开始至10mm为止或至5mm为止的区域)熔融再凝固，形成与细粒组织层类似的组织层，这是允许的。
在本实施方式中，作为使钛板坯10的与轧制方向D平行的侧面10A、10B熔融再凝固时使用的加热方法，可以使用电弧加热(TIG(Tungsten Inert Gas))、二氧化碳激光等激光加热、等离子体加热、等离子体电弧加热、感应加热、电子束加热等。特别是，使用等离子体加热以及电子束加热的情况下，能够增大输入热量，因此，能够容易地使保持铸造原样的矩形柱状的铸锭的铸造表面的凹凸平滑化。此外，使用等离子体加热以及电子束加热的情况下，能够容易地使熔融再凝固工序在非氧化性气氛中进行。因此，等离子体加热以及电子束加热作为使由活性的金属形成的钛板坯10熔融再凝固的方法是适宜的。为了抑制钛板坯10的表面的氧化，期望在真空中进行熔融再凝固工序的情况，将进行熔融再凝固处理的炉内的真空度设为3×10-3Torr以下的高真空度。
本实施方式的熔融再凝固工序可以仅进行1次，也可以根据需要增加次数。其中，熔融再凝固工序的次数越多，熔融再凝固工序中需要的处理时间越长，带来生产率的降低以及成本增加。因此，熔融再凝固工序的次数期望为1次～2次。
在本实施方式中，使钛板坯10的与轧制方向D平行的侧面10A、10B中的至少被轧制面10C、10D侧的一部分熔融再凝固，从而形成细粒组织层。在本实施方式的具有细粒组织层的钛板坯10中，细粒组织层与母材的组织的大小存在巨大不同，因此，对与轧制方向垂直的截面进行显微镜观察，从而能够容易地区別。细粒组织层由在熔融再凝固工序中熔融、再凝固的熔融再凝固层和在熔融再凝固工序中的热影响层(HAZ层)形成。
在本实施方式中，通过进行熔融再凝固工序，从而在侧面10A、10B中的至少被轧制面10C、10D侧的一部分形成深度3.0mm以上的细粒组织层。细粒组织层的深度优选为4.0mm以上。通过将细粒组织层的深度设为3.0mm以上，从而能够使在钛板坯10的侧面存在的细孔无害化。此外，将细粒组织层的深度设为3.0mm以上，从而作为钛板坯10，使用保持铸造原样的矩形柱状的铸锭的情况下，能够减轻钛板坯10的侧面中的铸造表面的凹凸。与之相对，细粒组织层的深度小于3.0mm时，能够充分地抑制在钛板坯10的侧面存在的细孔由于热轧导致的塑性流动而流到被轧制面，在被轧制面开口而产生的边缘结疤瑕疵。
对于细粒组织层的深度，为了更有效地进行熔融再凝固工序，期望设为20.0mm以下，更期望设为10.0mm以下。
本实施方式中的细粒组织层的深度意味着由以下所示的方法测定的深度。从熔融再凝固工序后的钛板坯采取在与侧面垂直的截面中，将侧面侧的区域作为观察面的样品。将所得到的样品埋入到根据需要的树脂中，利用机械研磨将观察面制成镜面，利用硝氟酸溶液进行蚀刻，对30×30mm以上的视野进行显微镜观察，测定细粒组织层的深度。需要说明的是，细粒组织层深的情况下，在深度方向增加视野，连接显微镜写真，测定细粒组织层的深度。并且，根据任意的5个位置的细粒组织层的深度算出其的平均值，作为细粒组织层的深度。
接着，作为本实施方式的熔融再凝固工序的一个例子，列举使用电子束加热，使钛板坯10的与轧制方向D平行的侧面10A、10B熔融再凝固的情况作为例子来说明。
首先，如图2所示，将钛板坯10以侧面10A、10B为大致水平的方式设置。接着，钛板坯10的侧面10A、10B之中，对向上设置的面(在图2中，以符号10A表示)从作为加热装置的一台电子束照射枪12照射电子束，将表面加热，使侧面10A的至少被轧制面10D侧的一部分熔融再凝固。
电子束相对于钛板坯10的侧面10A的照射区域14的面积以及形状能够根据调整电子束的焦点的方法、和/或使用电磁透镜使小电子束以高频振动(振荡Oscillation)，形成电子束的方法等来调整。
电子束对于钛板坯10的侧面10A的照射区域14的面积与作为熔融再凝固对象的侧面10A的总面积相比，非常小。因此，优选边使电子束照射枪12相对于钛板坯10的侧面10A连续地移动、或者边使钛板坯10的侧面10A相对于电子束照射枪12连续地移动边照射电子束。
电子束照射枪12相对于侧面10A的移动方向没有特别限定。例如，如图2所示，可以边使电子束照射枪12沿钛板坯10的轧制方向D(钛板坯10的长度方向)移动(在图2中，由箭头A所示)边照射电子束。由此，以宽度W(圆形电子束或电子束的情况下的直径W)连续地以带状对侧面10A进行加热。电子束照射枪12在达到钛板坯10的长度方向端部之后，使电子束照射枪12在钛板坯10的厚度方向上移动规定的尺寸量。并且，对于在侧面10A上的以带状加热的区域的旁边所配置的未加热区域，边使电子束照射枪12在与前次的向长度方向的移动相反方向上移动边连续地以带状对侧面10A进行加热。
如此，重复进行电子束照射枪12的、向钛板坯10的长度方向的移动、以及向钛板坯10的厚度方向的规定尺寸量的移动，将侧面10A中的至少被轧制面10D侧的一部分或整体加热。
对钛板坯10的侧面10A照射电子束并进行加热，从而侧面10A的表面温度成为钛的熔点(通常为1670℃左右)以上时，侧面10A的表层熔融。由此，如图3所示，使在钛板坯10的侧面10A存在的铸造表面的凹凸10P、细孔等缺陷10Q无害化。
并且，在熔融后通过来自母材(钛板坯10的内部)的排热从而被冷却，达到凝固温度以下时，发生凝固而成为熔融再凝固层16。如此操作，在侧面10A形成由对应电子束的输入热量的深度的熔融再凝固层16与热影响层(HAZ层)18形成的细粒组织层20。利用形成熔融再凝固层16时的加热，使熔融再凝固层16的母材侧的区域成为β相变点以上的温度，相变为β相因此而形成热影响层(HAZ层)18。
需要说明的是，如图3以及图4所示，使用电子束加热而形成的熔融再凝固层16以及热影响层(HAZ层)18的深度(细粒组织层20的深度)并不固定。对于熔融再凝固层16以及热影响层(HAZ层)18，电子束的照射区域14的中央部深度最大，照射区域14的越到端部深度越浅，通过截面观察，母材侧呈凸的弯曲形状。因此，为了将使用电子束加热而形成的熔融再凝固层16以及热影响层(HAZ层)18的深度(细粒组织层20的深度)设为3.0mm以上，从而有时需要调整以带状照射的电子束的间隔。
例如，如上所述地，重复进行电子束照射枪12向钛板坯的长度方向的移动以及向钛板坯10的厚度方向的规定尺寸量的移动，连续地加热侧面整体的情况下，通过使电子束照射枪12向钛板坯10的厚度方向的移动设为熔融宽度的1/2以下的尺寸量，从而可以使细粒组织层20的深度大致固定。
即，本实施方式中，优选以细粒组织层20的深度为3.0mm以上的方式，控制基于电子束的输入热量和电子束的照射间隔，使侧面10A熔融再凝固。优选每个观察视野中，细粒组织层20的最大深度与最小深度之差为1.0mm以下。
接着，以侧面10B朝上的方式设置钛板坯10，与侧面10A同样地操作，从一台电子束照射枪12照射电子束，使表面熔融再凝固。
通过以上的工序，在钛板坯10的与轧制方向D平行的侧面10A、10B形成由与母材组织相比更微细的组织形成的深度3.0mm以上的细粒组织层20。
3.精整处理的条件
对熔融再凝固处理后的钛板坯进行的精整处理需要满足下述的〔2〕。
〔2〕对形成有细粒组织层的钛板坯的被轧制面进行精整处理，使由下述(1)式所定义的X为3.0以下。
X＝(H0、H1以及H2的最大值)-(H0、H1以及H2的最小值)···(1)
其中，上述式中符号的含义如下所述。
X：板坯平坦度指标
H0：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向中央部的厚度(mm)
H1：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向端部(1/8宽度位置)的厚度(mm)
H2：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向端部(1/4宽度位置)的厚度(mm)
图1是利用电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法而制造的钛板坯的截面的示意图。在电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法中，使钛金属熔液流入到铸模，向下方拉拔，从而制造钛板坯。此时，钛板坯由于在铸模内来自四周的拘束而为与铸模形状同等的形状，但从铸模脱出时所受拘束消失。此时，在钛板坯中央部残存金属熔液池，由于从内部向外部的压力在钛板坯的中央部产生凸起。因此，如图1所示，钛板坯10成为在宽度方向上，中央部11a与端部11b相比稍微膨胀的鼓状形状。因此，在保持原样的形状下进行热轧时，在中央11a部与端部11b，轧辊的接触弧长发生变化，在端部11b的接触弧长变短。如此，在端部11b附近细孔开口，产生边缘结疤瑕疵。中央部11a与端部11b的厚度差最大若为3.0mm以下，则能够稳定地确保接触弧长。因此，使由上述(1)式所定义的平坦度指标X为3.0以下。平坦度指标X优选设为2.8以下，更优选设为2.6以下。平坦度指标X越小越优选，但考虑到制造性的情况下，0.5为实质的下限。
在本实施方式中，作为对被轧制面10C、10D进行精整处理的方法，可以列举出进行研磨机加工等研削加工和/或铣削加工、平刨加工等切削加工的方法。研削加工区分为铣削加工、平刨加工等切削加工。作为精整处理工序，在进行切削加工之后，可以利用研磨机加工等研削加工进行最终加工。
本实施方式中，对具有细粒组织层20的钛板坯10的被轧制面10C、10D进行精整处理，优选使表面粗糙度(Ra)为0.6μm以上，更优选设为0.8μm以上。通过将被轧制面10C、10D的表面粗糙度(Ra)设为0.6μm以上，从而，在热轧工序中，由夹持钛板坯10的轧辊产生的钛板坯10的拘束力变高，更进一步抑制边缘结疤瑕疵的产生。表面粗糙度Ra过大时，担心由于凹凸，导致产生热轧瑕疵，使表面性状劣化，因此，优选设为100μm以下。更优选为50μm以下。
4.热轧的条件
对精整处理后的钛板坯进行的热轧需要满足下述的〔3〕。
〔3〕在由下述(2)所定义的L为230mm以上的条件下，对前述精整处理后的钛板坯进行热轧。
L＝{R(H0-H3)}1/2···(2)
其中，上述式中符号的意义如下所述。
L：第1道次粗轧的辊接触弧长(mm)
R：第1道次粗轧的轧辊的半径(mm)
H0：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向中央部的厚度(mm)
H3：在第1道次粗轧输出侧的前述钛板坯的宽度方向中央部的厚度(mm)
此时，在第1道次粗轧中，充分地确保轧辊与钛板坯的接触面积。因此，充分地得到由夹持钛板坯的轧辊产生的钛板坯的拘束力。其结果，即便在钛板坯的被轧制面存在细孔，也抑制在被轧制面存在的细孔开口，抑制边缘结疤瑕疵的产生。
以下，对于本发明的钛热轧板的制造方法更详细地进行说明。
作为热轧工序中的热轧的方式，可以使用公知的方式，没有特别限定，但将钛热轧板的薄板制成制品的情况下，通常应用卷材轧制。此外，将薄板制成制品的情况下，钛热轧板的板厚通常为3～8mm左右。
热轧工序中的加热条件可以设为公知的条件。例如，与通常的钛热轧同样地，以720～920℃的温度加热60～420分钟，在该温度范围内开始热轧，根据热轧机的能力等，在室温以上的温度下终止热轧即可。
图5为用于说明本实施方式的钛热轧板的制造方法中的热轧工序的一个例子的图。图5为示出利用在第1道次粗轧的工作辊内的轧制机的轧辊24、24轧制具有细粒组织层20的钛板坯10的状态的示意性截面图。本实施方式的热轧工序中，将辊接触弧长L设为230mm以上来进行具有细粒组织层20的钛板坯10的第1道次粗轧的热轧。
辊接触弧长L为对轧制机的轧辊24、24进行截面观察时的、轧辊24与钛板坯10的接触部分的长度，由上述式(2)所示。
钛热轧板的边缘结疤瑕疵由于热轧而使钛板坯10向侧面突出从而产生。因此，边缘结疤瑕疵容易在压下率大的粗轧初期产生。特别是，边缘结疤瑕疵容易在第1道次粗轧中产生，再第2道次以后几乎不产生边缘结疤瑕疵。因此，仅第1道次粗轧，将辊接触弧长L设为230mm以上即可。
将辊接触弧长L设为230mm以上来进行钛板坯10的第1道次粗轧的热轧，充分地确保轧辊24、24与钛板坯10的接触面积。因此，充分得到由夹持钛板坯10的轧辊24、24产生的钛板坯10的拘束力，能够减轻在被轧制面10C、10D产生的凹凸。其结果，即便在钛板坯10的被轧制面10C、10D存在细孔，也抑制在被轧制面10C、10D存在的细孔开口，抑制边缘结疤瑕疵的产生。辊接触弧长L为了提高由轧辊24、24产生的钛板坯10的拘束力，更优选为250mm以上。此外，辊接触弧长L过大时，每单位面积的负载变小，拘束力变弱。因此，辊接触弧长L优选为400mm以下。
如上述的式(2)所示，通过正大轧辊的半径R以及压下率而使辊接触弧长L变长。
为了确保辊接触弧长L，轧辊24的半径R优选超过650mm，更优选为750mm以上。然而，轧辊24的半径R大时，轧制设备变为大规模，因此，轧辊24的半径R优选为1200mm以下。
第1道次粗轧的压下率优选设为30％以上，更优选设为35％以上，进一步优选设为40％以上。通过将第1道次粗轧的压下率设为30％以上，从而，容易确保辊接触弧长L，并且，抑制在钛板坯10的被轧制面10C、10D附近存在的细孔开口，更进一步抑制边缘结疤瑕疵的产生然而，为了将第1道次粗轧的压下率设为超过50％，需要能够施加较大的负载的轧制设备，轧制设备成为大规模。因此，优选将第1道次粗轧的压下率设为50％以下。
轧辊24的表面粗糙度(Ra)优选为0.6μm以上，更优选为0.8μm以上。轧辊24的表面粗糙度(Ra)为0.6μm以上时，由夹持钛板坯10的轧辊24、24产生的钛板坯10的拘束力变高，更进一步抑制边缘结疤瑕疵的产生。然而，轧辊24的表面粗糙度(Ra)过大时，存在热轧板的表面性状恶化的情况下。因此，轧辊24的表面粗糙度(Ra)优选为1.5μm以下。
本实施方式的钛热轧板的制造方法中，使与钛板坯10的轧制方向D平行的侧面10A、10B熔融再凝固，在侧面10A、10B形成深度3.0mm以上的细粒组织层20，因此，能够使在钛板坯10的侧面10A、10B存在的细孔无害化。因此，抑制在钛板坯10的侧面10A、10B存在的细孔在热轧时流到被轧制面10C、10D并且在被轧制面10C、10D开口由此导致边缘结疤瑕疵的产生。
此外，本实施方式的钛热轧板的制造方法中，将辊接触弧长L设为230mm以上来进行具有细粒组织层20的钛板坯10的第1道次粗轧的热轧。因此，充分地得到由夹持钛板坯10的轧辊24、24产生的钛板坯10的拘束力。其结果，即便在钛板坯10的被轧制面10C、10D存在细孔，也抑制在被轧制面10C、10D存在的细孔开口，抑制边缘结疤瑕疵的产生。
因此，根据本实施方式的钛热轧板的制造方法，能够得到表面性状良好的钛热轧板。其结果，对钛热轧板进行酸洗时，能够减少去除表面的溶削量。此外，从钛热轧板裁切去除导致边缘结疤瑕疵的被轧制面宽度方向端部的情况下，能够减少裁切去除宽度。因此，钛热轧板中使用的材料的生产率提高。
此外，根据本实施方式的钛热轧板的制造方法，即便省略初轧工序来制造也能得到表面性状良好的钛热轧板，因此，能够省略初轧工序题号生产率。并且，本实施方式的钛热轧板的制造方法中，即便为作为钛板坯10使用保持铸造原样的矩形柱状的铸锭的情况下，通过进行熔融再凝固工序，从而能够减轻钛板坯10的侧面10A、10B中的铸造表面的凹凸10P。因此，在熔融再凝固工序之外，不需要进行用于使钛板坯10的侧面10A、10B中的铸造表面平滑化的工序。
如此，本实施方式的钛热轧板的制造方法对于制造成本的削减是极其有效的，产业上的效果不可预计。
需要说明的是，本发明的钛热轧板的制造方法并不限于上述的实施方式的制造方法。
例如，上述的实施方式中，列举出以钛板坯10的侧面10A、10B成为大致水平的方式设置，使其熔融再凝固的情况的例子进行说明，但如图6所示，可以以钛板坯10的侧面10A、10B相对于地面大致垂直的方式设置，使其熔融再凝固。
在上述的实施方式中，列举出边使电子束照射枪12沿钛板坯10的轧制方向D(钛板坯10的长度方向)移动边照射电子束的情况的例子进行说明，也可以边沿着与轧制方向D垂直的方向(钛板坯10的厚度方向)连续地移动边照射电子束。
在上述的实施方式中，列举出对钛板坯10的侧面10A、10B，作为加热装置使用一台电子束照射枪12，照射电子束的情况的例子进行说明，加热装置可以为1个也可以为多个，使用多个加热装置，可以同时加热多个区域。
实施例
以下，利用实施例具体地说明本发明。
制造利用电子束熔炼法(EBM)或等离子体电弧熔炼法(PAM)将具有表1、表4以及表7中示出的各种化学组成的钛熔炼，使其凝固而得到的保持铸造原样的矩形柱状的铸锭，制成钛板坯(宽度1000mm)。接着，对钛板坯的侧面(与轧制方向平行并且与被轧制面垂直的面)在各种条件下进行熔融再凝固处理。之后，在各种条件下实施精整处理，进行热轧，得到钛热轧板。
在上述熔融再凝固处理中，侧面的加热分别利用以下所示的方法来进行。边使加热装置在钛板坯的长度方向上移动边以连续地带状加热侧面。加热装置达到钛板坯的长度方向端部之后，使加热装置在钛板坯的厚度方向上移动熔融宽度的1/2尺寸量。并且，对于在侧面上的以带状加热的区域旁边所配置的未加热区域，边使加热装置在与前次的向长度方向的移动相反方向上移动边连续地以带状加热侧面。如此，重复进行加热装置的、向钛板坯的长度方向的移动以及向钛板坯的厚度方向的熔融宽度的1/2尺寸量的移动，将侧面的规定区域(整体或轧制面侧的一部分)加热。
对于上述熔融再凝固处理后的钛板坯，分别在距轧制方向端部(在热轧时位于后端的部分)200mm的位置在与轧制方向垂直的方向上裁切，采取将与轧制方向垂直的裁切面作为观察面的样品。将所得到的样品埋入树脂，利用机械研磨将观察面制成镜面，利用硝氟酸溶液进行蚀刻，对30×30mm视野进行显微镜观察。其结果，在全部全钛板坯中，确认到在侧面的至少被轧制面侧的一部分形成由与母材组织相比更微细的组织形成的细粒组织层。此外，研磨各样品的观察面，利用EBSD(Electron backscattered diffraction pattern)测定细粒组织层的深度以及圆当量粒径。对于圆当量粒径的测定，在邻接的测定点间的晶体取向差为5°以上时视为不同的晶粒，求出各晶粒的面积A，从A＝π×(L/2)2算出圆当量粒径L。并且，从任意的5个位置的细粒组织层深度以及圆当量粒径算出其的平均值，作为细粒组织层的深度以及圆当量粒径。
接着，利用精整处理方法(研削加工(研磨机加工)或者切削加工(铣削加工))精整熔融再凝固工序后的钛板坯的被轧制面，将厚度制成200～300mm。之后，使用表面粗糙度计测定钛板坯的轧制面中的任意5个位置的表面粗糙度(Ra)，求出其的平均值。此外，测定精整处理后的钛板坯的宽度方向中央部与端部的厚度，求出板坯平坦度指数。
接着，将所得到的精整处理后的钛板坯在820℃的温度下加热240分钟，然后，进行包含在各个种条件下的粗轧的热轧，制造钛热轧板(带状卷材)。
轧辊的表面粗糙度(Ra)通过以下所示的方法而求出。使用表面粗糙度计测定在轧辊的表面的任意5个位置的表面粗糙度(Ra)，求出其的平均值。此外，从原板厚与第1道次粗轧的轧制后板厚算出第1道次粗轧的压下率。从轧辊的半径、原板厚、第1道次粗轧的轧制后板厚，使用上述的式(2)，算出第1道次粗轧的辊接触弧长。
接着，使带状卷材通过包含硝氟酸的连续酸洗生产线，进行酸洗，每单面溶削约50μm。之后，对于带状卷材的轧制面的宽度方向端部，实施表面瑕疵的目視观察，基于下述的基准，对于带状卷材全长评价边缘结疤瑕疵的程度。
轻微(评价A)：未观察到边缘结疤瑕疵。或观察到小于5mm的边缘结疤瑕疵。(评价：良好)
稍大的瑕疵(评价B)：观察到5mm以上且小于10mm的边缘结疤瑕疵。
(评价：良好)
很深的瑕疵(评价C)：观察到10mm以上的边缘结疤瑕疵。(评价：不良)
在表2以及表3中示出对于表1中示出的热轧用坯料的制造条件以及评价，在表5以及表6中示出对于在表4中示出的热轧用坯料的制造条件以及评价，在表8以及表9中示出对于在表7中示出的热轧用坯料的制造条件以及评价。
[表1]
表1
Figure BDA0002464795050000221
[表2]
表2
Figure BDA0002464795050000231
[表3]
表3
Figure BDA0002464795050000241
[表4]
表4
Figure BDA0002464795050000251
[表5]
表5
Figure BDA0002464795050000252
[表6]
表6
Figure BDA0002464795050000253
[表7]
Figure BDA0002464795050000261
[表8]
表8
Figure BDA0002464795050000271
[表9]
表9
Figure BDA0002464795050000272
需要说明的是，在表3、6以及9中，“辊的表面粗糙度”意味着“第1道次粗轧的轧辊的表面粗糙度”，“辊半径”意味着“第1道次粗轧的轧辊的半径”，“原板厚”意味着“精整处理后的钛板坯的宽度方向中央部的厚度”，“轧制后板厚”意味着“在第1道次粗轧输出侧的前述钛板坯的宽度方向中央部的厚度”，“辊接触弧长”意味着“第1道次粗轧的辊接触弧长”。
如表1～9所示，No.1以及2的细粒组织层的深度不足，细粒组织层的深度小于3mm。No.4的细粒组织层的圆当量粒径过大为1.60mm。No.8的精整处理后的轧制面的平坦度指数X高达4.0。No.9以及10的第1道次粗轧的辊接触弧长小。
其结果，No.1以及2、4、8～10在钛热轧板的轧制面的宽度方向端部存在很深的瑕疵，钛热轧板的品质差。与之相对，对于满足本发明中所规定的条件的No.3、5～7、11～51，钛热轧板的轧制面的宽度方向端部的瑕疵均为“轻微”或“稍大的瑕疵”，钛热轧板的表面性状良好。
附图标记说明
10 钛板坯，
10A、10B 侧面，
10C、10D 被轧制面，
10P 铸造表面的凹凸，
10Q 缺陷，
12 电子束照射枪，
14 照射区域，
16 熔融再凝固层，
18 热影响层(HAZ层)，
20 细粒组织层，
24 轧辊，
D 轧制方向，
L 辊接触弧长。

Claims (8)

1.一种钛热轧板的制造方法，其为对使用电子束熔炼法或等离子体电弧熔炼法直接制造的钛板坯进行热轧来制造钛板的方法，其中，
将所述钛板坯在热轧时被轧制的面作为被轧制面，将与轧制方向平行并且与被轧制面垂直的面作为侧面时，所述方法具备如下工序：
工序〔1〕，不朝所述被轧制面照射电子束或等离子体而朝所述侧面照射电子束或等离子体，从而将所述钛板坯的所述侧面中的至少所述被轧制面侧的一部分熔融，然后使其再凝固，在所述侧面的至少一部分中，从所述侧面的表面起到至少深度为3.0mm的位置为止形成圆当量粒径为1.5mm以下的组织层；
工序〔2〕，对形成有所述组织层的钛板坯的所述被轧制面进行精整处理，使由下述(1)式所定义的X为3.0以下；以及，
工序〔3〕，在由下述(2)所定义的L为230mm以上的条件下，对所述精整处理后的钛板坯进行热轧，
X＝(H0、H1以及H2的最大值)-(H0、H1以及H2的最小值)···(1)
L＝{R(H0-H3)}1/2···(2)
其中，上述式中符号的含义如下：
X：板坯平坦度指标
H0：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向中央部的厚度、单位为mm
H1：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向端部即1/8宽度位置的厚度、单位为mm
H2：所述精整处理后的钛板坯的宽度方向端部即1/4宽度位置的厚度、单位为mm
L：第1道次粗轧的辊接触弧长、单位为mm
R：第1道次粗轧的轧辊的半径、单位为mm
H3：在第1道次粗轧输出侧的所述钛板坯的宽度方向中央部的厚度、单位为mm。
2.根据权利要求1所述的钛热轧板的制造方法，其中，在所述工序〔1〕中，
在所述侧面的整面形成所述组织层。
3.根据权利要求1所述的钛热轧板的制造方法，其中，在所述工序〔1〕中，
在所述侧面，在从所述被轧制面起到至少所述钛板坯厚度的1/6位置为止的区域形成所述细粒组织层。
4.根据权利要求3所述的钛热轧板的制造方法，其中，在所述工序〔1〕中，
在所述侧面，在从所述被轧制面起到至少所述钛板坯厚度的1/3位置为止的区域形成所述细粒组织层。
5.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的钛热轧板的制造方法，其中，在所述工序〔2〕中，
使所述被轧制面的表面粗糙度Ra为0.6μm以上。
6.根据权利要求1～权利要求5中任一项所述的钛热轧板的制造方法，其中，在所述工序〔3〕中，
所述第1道次粗轧的轧辊的半径超过650mm。
7.根据权利要求1～权利要求6中任一项所述的钛热轧板的制造方法，其中，在所述工序〔3〕中，
所述第1道次粗轧的压下率为30％以上。
8.根据权利要求1～权利要求7中任一项所述的钛热轧板的制造方法，其中，在所述工序〔3〕中，
所述轧辊的表面粗糙度Ra为0.6μm以上。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113560345B (zh) * 2021-07-14 2023-10-20 鞍钢股份有限公司 一种采用直接轧制工艺生产tc4钛合金超宽板的方法
CN113857247B (zh) * 2021-10-19 2023-11-21 攀钢集团攀枝花钢钒有限公司 热连轧钛合金板的生产方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103459063A (zh) * 2011-04-22 2013-12-18 新日铁住金株式会社 热轧用钛板坯及其制造方法
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
JP5888432B1 (ja) * 2014-09-30 2016-03-22 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熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
WO2017018511A1 (ja) * 2015-07-29 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 熱間圧延用チタン材
CN106715755A (zh) * 2014-09-30 2017-05-24 新日铁住金株式会社 难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法
CN107034382A (zh) * 2016-06-25 2017-08-11 上海大学 含Fe、Cr、Zr合金元素的α+β钛合金及其板材和棒材的制备方法
CN107075689A (zh) * 2014-09-30 2017-08-18 新日铁住金株式会社 热轧用钛铸坯及其制造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07251202A (ja) 1994-03-11 1995-10-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 純チタン熱間圧延板材の製造方法
JP2001087801A (ja) 1999-09-21 2001-04-03 Nkk Corp 連続鋳造ビレット鋳片の圧延割れを防止する圧延方法
JP2002137008A (ja) * 2000-10-31 2002-05-14 Hitachi Ltd オンラインロール研削設備，オンラインロール研削方法，圧延設備及び圧延方法
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
EP2394752B1 (en) 2009-02-09 2018-04-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Titanium material for hot rolling and manufacturing method thereof
US20140212688A1 (en) * 2013-01-31 2014-07-31 Ametek, Inc. High grade titanium alloy sheet and method of making same
JP5639216B2 (ja) * 2013-03-27 2014-12-10 株式会社神戸製鋼所 燃料電池セパレータ用チタン板材およびその製造方法
TWI632959B (zh) * 2015-07-29 2018-08-21 日商新日鐵住金股份有限公司 Titanium composite and titanium for hot rolling

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103459063A (zh) * 2011-04-22 2013-12-18 新日铁住金株式会社 热轧用钛板坯及其制造方法
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
JP5888432B1 (ja) * 2014-09-30 2016-03-22 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熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
CN106715755A (zh) * 2014-09-30 2017-05-24 新日铁住金株式会社 难以产生表面瑕疵的热轧用钛铸坯及其制造方法
CN107075689A (zh) * 2014-09-30 2017-08-18 新日铁住金株式会社 热轧用钛铸坯及其制造方法
WO2017018511A1 (ja) * 2015-07-29 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 熱間圧延用チタン材
CN107034382A (zh) * 2016-06-25 2017-08-11 上海大学 含Fe、Cr、Zr合金元素的α+β钛合金及其板材和棒材的制备方法

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