CN116710582A - 热加工用α+β型钛合金铸锭 - Google Patents

热加工用α+β型钛合金铸锭 Download PDF

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Abstract

该热加工用α+β型钛合金铸锭具有如下化学组成：以质量％计，含有Al：2.5～8.0％、Fe：0.5～3.0％、以及满足0.02％≤[O]≤([Al]‑[Fe]‑0.5×[Mo]‑0.5×[Nb]+1.0)/100([X]表示将单位设为质量％时的元素X的含量)的量的O，余量为Ti和杂质，垂直于长度方向的截面即横截面的周长L(mm)相对于横截面的面积S(mm2)之比L/S为0.010以上，在从α+β型钛合金铸锭的长度方向的2个端面中的一个端面朝向另一端面且相对于长度方向的总长为20～80％的部分中，从表面朝向α+β型钛合金铸锭的长度方向的中心轴为10mm的位置处的铸造组织的平均晶粒直径D满足D≤10mm且D≤L/100，α+β型钛合金铸锭的厚度为80mm以上。

Description

热加工用α+β型钛合金铸锭
技术领域
本发明涉及热加工用α+β型钛合金铸锭。
背景技术
α+β型钛合金棒材的制造工序一般包括：以海绵钛、母合金、钛废料等作为熔融原料进行熔融、铸造而制造钛合金铸锭的工序；将钛合金铸锭加热至β域而进行锻造或者轧制的开坯工序；以及加热至β域或α+β域而制成棒材的轧制工序。另一方面，为了低成本化，可考虑省略开坯工序，直接对钛合金铸锭进行轧制而制造棒材。
例如，专利文献1中公开了一种钛锭的制造方法，其具备：压缩成形工序，将选自海绵钛和钛废料中的1种以上与包含用于调整化学组成的必要元素的副原料进行压缩成形而得到钛压块；以及熔融工序，在1Pa以下的减压下对上述钛压块的表面照射电子束，使上述钛压块全部熔融而制成钛锭。在专利文献1所记载的钛锭的制造方法中，上述熔融工序具备：对上述钛压块的任意表面照射电子束，将从其表面起厚度方向的一部分熔融的工序；以及对任意其他表面照射电子束，至少使未熔融的钛压块熔融的工序。在专利文献1所记载的钛锭的制造方法中，制造出厚度7～80mm板状的钛锭、或者具有与长度方向垂直的截面为直径10～80mm的圆形的圆柱形状或当量圆直径10～80mm的五边形以上的多边形的柱形状的钛锭。
此外，由钛合金棒材制作的钛合金的粉末被用于使用3D打印机来制造造型物的材料。
作为将金属粉末作为材料并利用3D打印机进行造型的技术，可举出专利文献2。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2019/26251号
专利文献2：日本国特开2017-222899号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，专利文献1中针对厚度为80mm以下的薄钛锭公开了优选的制造方法，专利文献1所记载的技术是对钛压块的表面照射电子束而使钛压块熔融后，熔融的钛压块凝固而制造钛锭的技术。当对钛压块的表面照射电子束来制造大的钛锭时，就需要增大钛压块利用电子束所产生的熔融深度。然而，在增大钛压块利用电子束所产生的熔融深度的情况下，熔融后的冷却速度变小，晶粒变得粗大。当晶粒粗大时，有时在将钛合金铸锭轧制成棒材时会产生裂纹或空隙，棒材表面会形成深的缺陷。由此，专利文献1所记载的技术还有改善的余地。
在省略开坯工序并直接对铸锭进行热轧来制造棒材的情况下，会存在因粗大的铸造组织而导致棒材的表面性状变差而成品率降低的问题。在α+β型钛合金之中，特别是含有Al和O作为α稳定化元素且含有Fe作为β稳定化元素的合金中，由于Fe的扩散速度快，且Fe在α相中的固溶度极限小，因此有时在从β相向α+β相的相变过程中膜状α相会在β晶界析出。在β晶界析出的膜状α相有时会成为α+β型钛合金棒材的裂纹的起点而导致成品率降低。因此，要想省略开坯工序，就需要制造类似于对钛合金的铸锭进行轧制而得到的棒材的表面缺陷的深度被降低的铸锭。需要说明的是，下面有时将在β晶界析出的膜状α相称为晶界α相。
另外，当钛合金的棒材存在深的缺陷时，除了为了去除缺陷而导致成品率降低并成为制造成本增加的主要原因之外，由残留有缺陷的钛合金棒材制作而成的钛合金的粉末的化学成分有时也会产生偏差。3D打印机用钛合金粉末的原料例如可使钛合金的棒材熔融并利用气体雾化法等来制造，但在该钛合金棒材存在较大缺陷的情况下，该缺陷的部分有时会附着氧化皮、异物。当氧化皮、异物附着于缺陷部时，该缺陷部熔融而制造的钛合金粉末会具有与由不存在缺陷部分而制造的钛合金粉末不同的化学成分。而在使用3D打印机并利用不同化学成分的钛合金粉末造型而成的部分中，有时会产生与其它部分相比强度变化等问题。因此，3D打印机用钛合金粉末优选具有均匀的化学成分。因此，作为3D打印机用钛合金粉末的原料的钛合金棒材优选较大缺陷少。
进而，在省略钛合金铸锭的开坯锻造并直接进行热轧来制造直径80mm以上的钛合金的棒材的情况下，钛合金的棒材的表面缺陷得到抑制的例子仍是至今未知的。
本发明鉴于上述情况，课题在于：提供一种包含Al、Fe和O的α+β型钛合金的铸锭，其即使在省略开坯锻造并直接进行热轧来制造棒材的情况下，也能够在工业上廉价且稳定地制造表面性状良好(表面缺陷深度浅)的棒材。
用于解决问题的方案
本发明人等对于通过改善α+β型钛合金的铸锭的特性从而直接对α+β型钛合金铸锭进行热轧而不进行开坯锻造，制造表面性状良好的棒材的方法进行了深入研究。
为了提高棒材的表面性状，可首先考虑使α+β型钛合金铸锭的铸造组织变细。对于使α+β型钛合金铸锭的铸造组织变细而言，与自耗电极式真空电弧熔炼法(VAR)相比，利用电子束熔炼法(EBM)或等离子熔炼法(PAM)进行制造时在铸模形状方面具有自由度，能够使凝固速度加快，因而优选。
通过电子束熔炼法或等离子熔炼法制造的α+β型钛合金铸锭的晶粒直径(下面有时将晶粒直径简称为粒径。)会受到α+β型钛合金铸锭的尺寸的影响。直径200mm的α+β型钛合金铸锭的铸造组织的粒径通常为10～20mm左右。本发明人等经研究结果发现，在省略开坯锻造并直接热轧时，对于抑制棒材的表面缺陷而言，将α+β型钛合金铸锭的粒径细粒化至10mm以下且α+β型钛合金铸锭的周长的1/100以下是有效的。
但是，要想将棒材的表面缺陷的深度减少至一定基准以下，仅采用上述对策并不能认为是足够的。
本发明人等经研究的结果可知，将钛合金铸锭加热至β域，轧制至截面收缩率74％并对横截面进行观察时，在表层形成粒径5mm左右的再结晶β晶粒，在该再结晶β晶粒的晶界进一步形成膜状α相。进而可知，沿着再结晶β晶粒的晶界处形成的膜状α相产生裂纹，裂纹贯连至表面。而且可知，形成于该再结晶β晶粒的晶界处的膜状α相所引起的裂纹到达较深位置，因此其成为棒材中形成较深缺陷且成品率显著降低的主要原因。
本发明人等进行进一步研究，结果发现，对于控制钛合金铸锭的晶界α相的形成并降低棒材的表面缺陷深度，将Al、Fe和O的含量控制在一定范围是有效的。
本发明是基于上述见解进一步研究而做出的，其要旨如下。
(1)根据本发明的某一观点，提供一种热加工用α+β型钛合金铸锭，其特征在于，其具有如下化学组成：以质量％计，含有Al：2.5～8.0％、Fe：0.5～3.0％、Sn：0～3.0％、Zr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Si：0～3.00％、Cu：0～3.0％、Nb：0～3.0％、以及满足下述(1)式的量的O，余量为Ti和杂质，上述α+β型钛合金铸锭的垂直于长度方向的截面即横截面的周长L(mm)相对于上述横截面的面积S(mm2)之比L/S为0.010以上，在从上述α+β型钛合金铸锭的长度方向的2个端面中的一个上述端面朝向另一上述端面且相对于上述α+β型钛合金铸锭的长度方向的总长为20～80％的部分中，从上述α+β型钛合金铸锭的表面朝向前述α+β型钛合金铸锭的长度方向的中心轴为10mm的位置处的铸造组织的粒径D满足D≤10mm且D≤L/100，上述α+β型钛合金铸锭的厚度为80mm以上。
0.02％≤[O]≤([Al]-[Fe]-0.5×[Mo]-0.5×[Nb]+1.0)/100…(1)式
其中，[X]表示将单位设为质量％时的元素X的含量。
(2)上述(1)所述的热加工用α+β型钛合金铸锭也可以含有各3.0％以下的Sn、Zr、Mo、Cu和Nb中的1种以上来代替上述Ti的一部分，且含有3.00％以下的Si。
发明的效果
根据本发明的上述方式，即使在省略开坯锻造并直接对包含Al、Fe和O的α+β型钛合金的铸锭进行热轧的情况下，也能够在工业上廉价且稳定地制造表面性状良好的棒材。
附图说明
图1是用于说明本发明的一实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的平均晶粒直径D的测定方法的图。
图2是用于说明电子束或等离子的照射比率的控制方法的图，是示意性地示出从电子束或等离子的照射方向观察到的铸模内部的金属熔液的图。
图3是用于说明电子束或等离子的照射比率的控制方法的图，是示意性地示出从电子束或等离子的照射方向观察到的铸模内部的金属熔液的图。
具体实施方式
下面，对本发明的一实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭进行详细说明。α+β型钛合金是指，室温(25℃)下以α相和β相为主相的钛合金。
首先，对本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的化学成分进行说明。下面，“％”是指“质量％”。
[Al：2.5～8.0％]
Al为α稳定化元素，为了增加α相的分率而含有。在本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭中，如果Al含量过少，则加热时容易进行表层氧化，氧化皮、氧化硬化层的厚度增加，其结果，制成棒材时其表面性状劣化。因此，Al的含量设为2.5％以上。如果Al的含量过多，则延展性、韧性降低，其结果，制成棒材时其表面性状劣化，因此Al的含量设为8.0％以下。Al的含量优选为2.6％以上、进一步优选为2.7％以上、更进一步优选为3.5％以上。另外，Al的含量优选为7.5％以下、进一步优选为7.0％以下、更进一步优选为6.5％以下。
[Fe：0.5～3.0％]
Fe是使β相稳定化的元素，当Fe包含在钛合金铸锭中时强度提高。另外，如果Fe的含量低于0.5％，由于β相所产生的晶粒生长抑制效果降低，晶粒容易粗大化，因而缺陷变深，其结果，制成棒材时其表面性状劣化。因此，Fe的含量设为0.5％以上。而另一方面，如果Fe的含量超过3.0％，则延展性、韧性降低，其结果，制成棒材时其表面性状劣化，因此Fe的含量设为3.0％以下。Fe的含量优选为0.6％以上、进一步优选为0.7％以上。另外，Fe的含量优选为2.9％以下、进一步优选为2.8％以下、更进一步优选为2.5％以下。
[Sn：0～3.0％、Zr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Si：0～3.00％、Cu：0～3.0％、及Nb：0～3.0％]
本发明的钛合金铸锭也可以以各3.0％以下的范围含有Sn、Zr、Mo、Cu和Nb中的1种以上来代替上述Ti的一部分，以3.00％以下的范围含有Si。
Sn、Zr、Si和Cu是对α相和β相的固溶强化而言有效的元素，通过使它们包含在钛合金铸锭中，从而能够提高强度。因此，可以含有各3.0％以下的Sn、Zr和Cu，并含有3.00％以下的Si。Sn含量可以为2.5％以下，也可以为1.5％以下，还可以为0.5％以下。另外，Cu含量可以为2.0％以下，也可以为1.5％以下。Zr含量可以为2.8％以下，也可以为2.5％以下。由于可以不含有Sn、Zr、Si和Cu，因此，Sn含量、Zr含量、Si含量和Cu含量可以分别为0％以上。Si含量可以为1.50％以下，也可以为0.50％以下。
Mo和Nb为β稳定化元素，除了通过固溶强化来提高强度以外，还会提高延展性、热加工性。因此，钛合金铸锭中可以含有各3.0％以下的Mo或Nb。Mo含量可以为2.9％以下，也可以为2.8％以下。另外，Nb含量可以为2.5％以下，也可以为2.0％以下。由于可以不含有Mo和Nb，因此，Mo含量和Nb含量可以分别为0％以上。Mo含量也可以为0.5％以上。另外，Nb含量也可以为1.0％以上。
[O：0.02～0.08％]
O是α稳定化元素，具有增加α相的分率并提高强度的作用。另外，如果使O含量小于0.02％，则会导致精炼成本显著上升，无法获得低成本化的效果。因此，O含量为0.02％以上。O含量可以为0.03％以上，也可以为0.04％以上。而另一方面，如果O含量过量，则容易生成晶界α相。另外，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭在作为用作3D打印机用金属粉末的粉末的起始原料而使用的情况下，为了确保利用3D打印机造型而成的造型物的强度，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的O含量设为比提高强度所需的O含量稍低的含量。在将以钛合金铸锭作为起始原料而制造的钛合金棒材制成用于3D打印机的材料粉末时，由于表面积相对于体积的比率增加，因而表面氧化皮膜的影响变大，O含量变高。该钛合金粉末的O含量达到用3D打印机制造的造型物的O含量。并且利用3D打印机制造的造型物的强度达到与该造型物的O含量相应的强度。因此，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的O含量设为比提高强度所需的O含量稍低的含量。因此，O含量设为0.08％以下。O含量也可以为0.07％以下。
[0.02％≤[0]≤([Al]-[Fe]-0.5×[Mo]-0.5×[Nb]+1.0)/100]
不过，在含有Al和O作为α稳定化元素并含有Fe作为β稳定化元素的α+β型钛合金中，由于Fe的扩散速度快，且Fe在α相中的固溶度极限小，因此在从β相向α+β域的相变过程中晶界α相会在β晶界析出，成为裂纹的起点。另外，O也促进晶界α相的形成，成为裂纹的起点。Mo和Nb与Fe同样是促进晶界α相析出的元素。因此，在本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭中，从抑制表面缺陷的观点出发来控制O含量。经本发明人等的研究，结果可知，根据Al含量、Fe含量、Mo含量和Nb含量的不同，存在表面缺陷被抑制的O含量的范围。在将单位设为质量％时，通过使用作为α稳定化元素的Al的含量[Al]、Mo的含量[Mo]、Nb含量[Nb]、以及作为β稳定化元素的Fe的含量[Fe]，并使O含量[O]满足0.02％≤[O]≤([Al]-[Fe]-0.5×[Mo]-0.5×[Nb]+1.0)/100，从而能够抑制棒材的表面缺陷。因此，在本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭中，Fe的含量、Al的含量、Mo含量、Nb含量和O的含量需要进一步满足下述(1)式。
0.02％≤[O]≤([Al]-[Fe]-0.5×[Mo]-0.5×[Nb]+1.0)/100…(1)式
其中，[X]表示元素X的含量(质量％)。需要说明的是，在Mo含量为0的情况下在[Mo]中代入0，在Nb含量为0的情况下在[Nb]中代入0。
化学成分的余量为Ti和杂质。需要说明的是，杂质具体为V、C、N、Y、Cr、Ni、Mn、B和H等。只要不阻碍本申请的作用效果即可允许，杂质的含量为只要以各元素计低于0.2质量％、总量为0.5％以下就不存在问题的水平。B可能在铸锭内形成粗大的析出物。因此，即使在作为杂质含有的情况下，也优选极力抑制B含量。在本实施方式的钛合金板中，优选将B含量设为0.01％以下。
钛合金铸锭的化学组成使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry)进行分析。O含量使用惰性气体熔融-热导法来测定。钛合金铸锭的Al含量、Fe含量、Sn含量、Zr含量、Mo含量、Si含量、Cu含量、Nb含量、V含量、Y含量、Cr含量、Ni含量和Mn含量依照“JIS H 1632-2：2014钛-ICP发射光谱分析方法-第2部分：钯、锰、铁、镁、硅、铝、钒、镍、铬、锡、铜、钼、锆、铌、钽、钴和钇定量方法”来测定。钛合金铸锭的O含量依照“JIS H 1620：1995钛及钛合金中的氧定量方法”来测定。钛合金铸锭的N含量依照“JIS H1612：1993钛和钛合金中的氮定量方法”来测定。钛和钛合金中的C含量依照“JIS H 1617：1995钛和钛合金中的碳定量方法”来测定。钛合金铸锭的H含量依照“JIS H 1619：2012钛和钛合金-氢定量方法”来测定。钛合金铸锭的B含量依照“JIS H 1632-3：2014钛-ICP发射光谱分析方法-第3部分：硼定量方法”来测定。
接下来，对本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的横截面的周长L(mm)与截面积S(mm2)的关系进行说明。
[横截面的周长L(mm)相对于横截面的面积S(mm2)之比L/S：0.010以上]
本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的横截面的周长L(mm)相对于横截面的面积S(mm2)之比L/S为0.010以上。
对于提高棒材的表面性状而言，使钛合金铸锭的铸造组织变细是有效的。在凝固时，如果钛合金铸锭的体积大，则直到凝固会耗费时间，因而铸造组织的粒径变大。当粒径大时，难以发生再结晶，将钛合金铸锭热轧成棒材时，轧制中晶界处的应变不匹配变大，容易产生裂纹、空隙，热轧时表面容易出现褶皱，容易形成深的缺陷。
钛合金铸锭的单位体积的表面积越大则排热越大，因此直至凝固的时间变短，能够使组织变小。在本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭中，使用横截面(垂直于铸锭长度方向的截面)的周长L(mm)相对于横截面的面积S(mm2)之比L/S来评价排热的大小，设定L/S为0.010以上。
从排热的观点出发，L/S越大越好，因此上限不特别限定。如果是通常的形状，则L/S为0.050以下、或者0.030以下左右。
[在从α+β型钛合金铸锭的长度方向的2个端面中的一个端面朝向另一端面且相对于α+β型钛合金铸锭的长度方向的总长为20～80％的部分中，从α+β型钛合金铸锭的表面朝向α+β型钛合金铸锭的长度方向的中心轴为10mm的位置处的铸造组织的平均晶粒直径D：D≤10mm，且D≤L/100]
对于本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭，在从α+β型钛合金铸锭的长度方向的2个端面中的一个端面朝向另一端面且相对于α+β型钛合金铸锭的长度方向的总长为20～80％的部分中，从α+β型钛合金铸锭的表面朝向长度方向的中心轴为10mm的位置处的铸造组织的平均晶粒直径D为10mm以下，并且，平均晶粒直径D与横截面的周长L满足D≤L/100。通过使本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的组织成为这样的组织，由此，当轧制中压缩应变作用于铸锭的周向时，各晶界处的应变得以缓和，该钛合金铸锭热轧成棒材时的裂纹、空隙的产生得到抑制。其结果，能够抑制在棒材表面形成深的缺陷。需要说明的是，下面，有时将α+β型钛合金铸锭的长度方向的2个端面中的一个端面朝向另一端且相对于α+β型钛合金铸锭的长度方向的总长为20～80％的部分称为长度方向的中央部。
构成铸造组织的晶粒为等轴晶和柱状晶，而本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的长度方向的中央部的横截面中的从表面起向横截面的中心方向为10mm的位置处几乎都为柱状晶，在长度方向上，铸造组织的偏差小。另一方面，在除长度方向的中央部以外的两端部的横截面中，有时在从表面起向横截面的中心方向为10mm的位置会形成有粗大的等轴晶。在形成有粗大的等轴晶的情况下，存在从表面起向横截面的中心方向为10mm的位置处的铸造组织的平均晶粒直径D不满足D≤10mm且D≤L/100的情况。在这样的非正常部中，除了由铸造组织引起的情况以外，例如还存在：由于温度显著下降导致延展性、韧性下降而产生表面缺陷的情况；或者由于与轧制设备碰撞而产生表面缺陷的情况。因此，为了使表面性状良好从而提高成品率，改善中央部的表面性状的效果更大。因此，对钛合金铸锭的长度方向的中央部的横截面处的平均晶粒直径D进行测定。
用于算出平均晶粒直径D的横截面通过以下的方法来准备。首先，在钛合金铸锭的长度方向的中央部，沿着与长度方向垂直的方向切断钛合金铸锭，利用金刚石砂纸和抛光研磨对所得到的切断面进行研磨。接着，使用硝酸浓度为10质量％且氢氟酸浓度为5质量％的硝氟酸对研磨后的切断面进行腐蚀。将该腐蚀后的切断面作为用于算出平均晶粒直径D的横截面。需要说明的是，在钛合金铸锭的制造工序中，存在钛合金铸锭的表面被磨削(或切削)除去5mm左右的情况。但是，在从研磨前的钛合金铸锭的表面朝向长度方向的中心轴为10mm的位置算出的平均晶粒直径D与在从研磨5mm后的钛合金铸锭的表面朝向长度方向的中心轴为10mm的位置(从研磨前的钛合金铸锭的表面朝向长度方向的中心轴为15mm的位置)算出的平均晶粒直径D为大致相同的值。因此，平均晶粒直径D既可以在从研磨前的表面朝向长度方向的中心轴为10mm的位置算出平均晶粒直径D，也可以在从研磨后的表面朝向长度方向的中心轴为10mm的位置算出平均晶粒直径D。
其中，参照图1并对平均晶粒直径D的测定方法进行说明。图1是用于说明本发明的一实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的平均晶粒直径D的测定方法的图。图1中示出了，在横截面的形状为圆形的钛合金铸锭中，以通过该横截面中心的直线进行分割而得到的半圆之中的一者。
平均晶粒直径D从钛合金铸锭的长度方向的中央部的横截面算出。详细而言，在钛合金铸锭的长度方向的中央部的横截面中，在从钛合金铸锭的表面朝向长度方向的中心轴为10mm的位置，画定出与横截面形状对应的形状的线I，算出与该线I交叉的晶界的数量。图1中，用虚线表示画定出与横截面形状对应的形状的线I。例如，在图1中，由于横截面A的形状为圆形，因此用于算出晶界数量的线I是画定出圆的线。并且，将该线I的长度除以晶界的数量而得到的值作为平均晶粒直径D。
[厚度80mm以上]
本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的厚度为80mm以上。
详细情况将在后叙述，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭是通过向流入铸模内的熔融状态的钛的表面照射电子束或等离子来制造。上述专利文献1所记载的技术是对钛压块等固体钛材料的表面照射电子束或等离子。在专利文献1所记载的技术中，由于向固体钛材料的表面照射电子束或等离子，因此熔融深度有限。如果为了加深熔融深度而提高电子束的功率，则熔融后的冷却速度变慢，晶粒变得粗大。而适当地控制电子束或等离子并对熔融状态的钛的表面进行照射的话，则粗大晶粒的生成可得到抑制。因此，通过对熔融状态的钛的表面照射电子束或等离子，从而能够以更大的尺寸制造在不进行开坯锻造的情况下进行热加工来制成棒材时可抑制表面缺陷的钛合金铸锭。因此，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的厚度设为80mm以上。本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的厚度优选为130mm以上、进一步优选为200mm以上。另一方面，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的厚度的上限没有特别限制，例如，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的厚度既可以为400mm以下，也可以为350mm以下。
对于其中所说的厚度，在横截面为矩形的情况下是指横截面的短边的长度，在横截面为圆形的情况下是指横截面的直径。另外，在横截面为五边形以上的多边形的情况下，则设为横截面的当量圆直径。其中所说的当量圆直径是指，与横截面的面积相当的圆的直径。另外，多边形的横截面也包括将长方形等四边形的四个角中的至少任一个切掉而成的横截面。由此，虽然多边形的横截面可能存在各种形状，但在这样的情况下，横截面的直径也设为横截面的当量圆直径。
需要说明的是，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的宽度由铸模的大小决定，无需特别规定。不过，其下限可以大于等于厚度，上限可以是2m以下。需要说明的是，对于其中所说的宽度，在横截面为矩形的情况下是指横截面的长边的长度。另外，在横截面为五边形以上的多边形的情况下，钛合金铸锭的宽度与厚度相等。
另外，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭是通过铸造制作的，因此对长度的下限和上限不作规定。考虑到设备的话，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的长度既可以为2m以上，也可以为7m以下。
至此，对本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭进行了说明。使用本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭制造的棒材可以作为利用3D打印机造型而成的造型物的材料来使用。
接下来，对用于得到本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的优选制造方法进行说明。以下说明的α+β型钛合金铸锭的制造方法只不过是一个例子，并不限定于以下的制造方法。
本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭以海绵钛、母合金或钛废料等作为熔融原料，通过电子束熔炼法或等离子熔炼法来制造。电子束熔炼法和等离子熔炼法中会使用冷床炉，因此也被称为冷床炉熔炼法。
电子束熔炼法、等离子熔炼法是将通过电子束或等离子的照射而熔融的原料注入冷床炉、或者使原料在冷床炉上熔融等，然后流入铸模，将凝固了的铸锭从铸模下部拉出从而制造铸锭的方法。
冷床炉熔炼法具有如下优点：铸模内的原料发生熔融的部分即熔池浅，能够减小铸造组织的粒径，另外，铸模尺寸的自由度大。因此，本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的制造方法中使用冷床炉熔炼法。
钛合金铸锭的凝固组织形态会受到自钛合金铸锭向铸模侧壁的排热、利用电子束或等离子向金属熔液表面的热输出、以及注入到铸模内的金属熔液的温度等的影响。通过适当地控制这些，能够控制凝固组织形态。
在本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭的制造方法中，将熔融钛合金注入铸模时的浇注温度设为钛合金的熔点+200℃以下、将熔融钛合金注入铸模时的浇注速度设为0.05吨/小时以上且2.00吨/小时以下、将距铸模表面20mm以内的电子束或等离子的平均照射密度设为比距铸模表面20mm更靠内侧的电子束或等离子的平均照射密度的50～80％。通过如上所述控制上述浇注温度、浇注速度以及平均照射密度，能够降低铸模内的金属熔液温度，能够抑制钛合金铸锭的粒径的粗大化。其中，将距铸模表面20mm以内的电子束或等离子的平均照射密度相对于比距铸模表面20mm更靠内侧的电子束或等离子的平均照射密度的比率作为照射比率。
其中，参照图2和图3，对电子束或等离子的照射比率的控制方法进行说明。图2是用于说明电子束或等离子的照射比率的第1控制方法的图。图3是用于说明电子束或等离子的照射比率的第2控制方法的图。在图2和图3中，示意性地示出从电子束或等离子的照射方向观察到的铸模内部的金属熔液。图2和图3所示的区域2表示距金属熔液与铸模内表面相接的界面1为20mm以内的金属熔液，区域3表示比距铸模表面20mm更靠内侧的金属熔液。
凝固主要是由于向铸模侧壁的排热而产生的。为了防止散热导致的凝固，铸模内金属熔液的表面通过电子束或等离子加热。如图2所示，电子束或等离子的照射区域B比铸模面积窄，因此，通过使电子束或等离子以例如图2的实线箭头所示方式进行扫描，从而对整个金属熔液表面进行加热。
照射至金属熔液的电子束或等离子可以是1条，也可以是2条以上。以下，对电子束或等离子为1条时和为2条时各自的照射比率的控制方法进行说明。
首先，对照射至金属熔液的电子束或等离子为1条时的照射比率的控制方法即第1控制方法进行说明。在照射至金属熔液的电子束或等离子为1条时，相对于照射至位于比距铸模表面20mm更靠内侧的金属熔液的电子束或等离子的扫描速度，将照射至位于距铸模内表面20mm以内的金属熔液的电子束或等离子的扫描速度设为1.25～2.00倍。由此，能够使电子束或等离子的照射比率达到50～80％。
接着，对照射至金属熔液的电子束或等离子为2条时的照射比率的控制方法即第2控制方法进行说明。在照射至金属熔液的电子束或等离子为2条时，使1条电子束或等离子在金属熔液表面的整个区域进行扫描，使另1条电子束或等离子在位于比距铸模表面20mm更靠内侧的金属熔液的表面进行扫描。图3中，实线箭头表示在金属熔液表面的整个区域进行扫描的电子束或等离子的扫描路径，虚线箭头表示在位于比距铸模表面20mm更靠内侧的金属熔液的表面进行扫描的电子束或等离子的扫描路径。2条电子束或等离子各自的扫描次数可根据照射比率进行改变。例如，在将照射比率设为80％的情况下，在金属熔液表面的整个区域进行扫描的电子束或等离子会扫描80个循环，在位于比距铸模表面20mm更靠内侧的金属熔液的表面进行扫描的电子束或等离子会扫描20个循环。此处所说的1个循环是指，对所希望的范围整体扫描电子束或等离子。需要说明的是，2条电子束或等离子的扫描速度可以是彼此相等的速度。另外，2条电子束或等离子的功率可以是彼此相等的功率。由此，能够使电子束或等离子的照射比率达到50～80％。
上述成分的钛合金以这种方式控制凝固条件而得到钛合金铸锭，由此，能够控制钛合金铸锭的晶界α相的形成，降低轧制钛合金铸锭得到的棒材的表面缺陷深度。
如以上说明，根据本发明，能够直接对包含Al、Fe和O的α+β型钛合金的铸锭进行热轧而不进行开坯锻造，并制造表面性状良好的棒材。另外，在使用本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭来制造棒材的情况下，能够省略开坯锻造，因此，能够在工业上廉价地制造棒材。进而，以下也将进行说明，根据本实施方式的热加工用α+β型钛合金铸锭，由于棒材的表面缺陷得到抑制，因此能够稳定地制造棒材。
需要说明的是，本发明的效果可以利用对钛合金的铸锭进行轧制而得到的钛合金棒材的表面缺陷的深度来确认。表面缺陷的深度用以下的方法进行评价。
将棒材在与轴向垂直的方向进行切断，对切断面进行研磨而精加工成镜面性状，然后使用光学显微镜，将观察倍率设为15倍，测定表面缺陷的深度。根据观察视野中表面缺陷深度最大的表面缺陷的深度以及棒材的圆换算直径，求出缺陷深度比(％)＝(最大表面缺陷深度)/(棒材的圆换算直径)×100，作为表面性状的指标。缺陷深度是在长度方向的棒材的中央部的棒材表面对通过目视确认到缺陷的5处部位进行调查。详细而言，在长度方向的棒材的中央部，在棒材表面通过目视确认到缺陷的5处部位分别获得与棒材轴向垂直的截面。用光学显微镜将观察倍率设为15倍并对5处上述截面进行观察，将在各截面得到的最大深度的算术平均值作为上述式中的最大表面缺陷深度。在长度方向的棒材的中央部通过目视确认到缺陷的部位小于5处的情况下，基于通过目视确认到缺陷的部位而算出最大表面缺陷深度。另外，在长度方向的棒材的中央部通过目视确认到缺陷的部位为6处以上的情况下，从大的缺陷开始测定5处。需要说明的是，在缺陷不落在一个视野内的情况下，移动视野并算出缺陷深度即可。另外，如上所述，在长度方向的棒材的除中央部以外的两端部这样的非正常部中，除了由铸造组织引起的情况以外，例如还存在：由于温度显著下降导致延展性、韧性下降而产生表面缺陷的情况；或者由于与轧制设备碰撞而产生表面缺陷的情况。为了去除这种表面缺陷的影响并对由晶粒大小引起的表面缺陷的产生进行评价，在计算作为表面性状指标的缺陷深度比时，使用的是基于在长度方向的棒材的中央部确认到的缺陷的深度而算出的最大表面缺陷深度。其中，长度方向的棒材的中央部是指，从α+β型钛合金棒材的长度方向的2个端面中的一个端面朝向另一端且相对于α+β型钛合金棒材的长度方向的总长为20～80％的部分。
在以下的实施例中，对利用表面缺陷的深度确认本发明效果的结果进行说明。需要说明的是，以下所示的实施例只是本发明的一例，本发明并不限定于下述例子。
实施例
[实施例1]
(钛合金铸锭、棒材的制造)
对于表1所示的No.1～29，通过电子束熔炼法(EBM)制造钛合金铸锭。将从炉床注入表1所示形状的铸模中的钛合金的金属熔液的浇注温度设为熔点+200℃以下(仅No.1中超过熔点+200℃)、将浇注速度设为0.05～2.0吨/小时、将比距铸模表面20mm更靠中央侧的电子束的平均照射密度设为0.05～0.10kW/cm2、将距铸模表面20mm以内的电子束的平均照射密度设为比距铸模表面20mm更靠中央侧的电子束的平均照射密度的50～100％，即照射比率50～100％，从而制造具有表2所示的化学组成及表3A、3B所示的横截面周长L和横截面面积S以及平均晶粒直径D的钛合金铸锭。需要说明的是，表1中，将比距铸模表面20mm更靠中央侧的电子束的平均照射密度记为“中央部平均照射密度”，将距铸模表面20mm以内的电子束的平均照射密度记为“表面侧平均照射密度”。在使电子束枪的功率恒定的状态下，改变照射至位于比距铸模表面20mm更靠内侧的金属熔液的电子束的扫描速度和照射至位于距铸模内表面20mm以内的金属熔液的电子束的扫描速度，从而控制平均照射密度。
其后，将钛合金铸锭加热至1200℃后，进行截面收缩率41～94％的轧制直至φ100mm。对于与钛合金铸锭的拉铸方向垂直的铸模的截面(铸模形状)为310mm×440mm的No.1～21的钛合金铸锭，在该截面达到180mm×195mm之前，进行共17道次反向轧制。17道次反向轧制后的钛合金铸锭的截面收缩率为74％。在17道次反向轧制后，进行8道次的孔型轧制直至达到φ100mm，截面收缩率相对于反向轧制前的钛合金铸锭设为94％，得到棒材。对于铸模形状为φ200mm～φ500mm的No.22～28的钛合金铸锭，与上述同样地进行反向轧制、孔型轧制，对于铸模形状为φ130mm的No.29的钛合金铸锭，仅进行上述孔型轧制。
需要说明的是，表1所示的No.30和No.31是按照现有技术制造钛合金铸锭并进行开坯锻造、热轧而制造棒材的参考例。在No.30的例子中，通过自耗电极式真空电弧熔炼法(VAR)制造φ750mm的钛合金铸锭，对该钛合金铸锭进行开坯锻造，制造310×440mm的小方坯。在No.31的例子中，采用与No.30同样的方法制造钛合金铸锭，通过开坯锻造制造φ300mm的圆棒。而且，与No.1～29同样地，No.30、31也在加热至1200℃后进行轧制直至φ100mm。需要说明的是，No.30、31的钛合金铸锭是通过VAR制造的，因此，未记载表1的No.30、31的中央部平均照射密度、表面侧平均照射密度以及照射比率。
[表1]
(钛合金铸锭的化学组成)
各钛合金铸锭的Al含量、Fe含量、Mo含量和Nb含量依照“JIS H 1632-2：2014钛-ICP发射光谱分析方法-第2部分：钯、锰、铁、镁、硅、铝、钒、镍、铬、锡、铜、钼、锆、铌、钽、钴和钇定量方法”进行测定。钛合金铸锭的O含量依照“JIS H 1620：1995钛及钛合金中的氧定量方法”进行测定。在实施例1中，除Al、Fe和O以外，不存在有意控制钛合金铸锭中的含量的元素，因此Ti及表2所示的元素以外则作为杂质。另外，Mo含量和Nb含量处于可看作杂质的范围，因此将各自的含量视为0％。
表2中示出钛合金铸锭的化学组成、以及是否满足(1)式：0.02％≤[O]≤([Al]-[Fe]-0.5×[Mo]-0.5×[Nb]+1.0)/100。在表2的“是否符合(1)式”项目中，将满足(1)式的情况记为Good，将不满足的情况记为Bad。
[表2]
(横截面的周长L和横截面的面积S)
所制造的各钛合金铸锭在凝固时的收缩几乎不会影响横截面的周长L相对于横截面的面积S之比L/S的评价。因此，基于铸模的截面形状算出各钛合金铸锭的横截面的面积S以及横截面的周长L。
(平均晶粒直径D的测定)
平均晶粒直径D的测定通过下述方法进行。首先，在从各铸锭的长度方向的2个端面中的一个端面朝向另一个端面且相对于铸锭的长度方向的整体长度为50％的位置处，沿着与长度方向垂直的方向切断铸锭而得到切断面，利用金刚石砂纸和抛光研磨对所得到的切断面进行研磨。接着，使用硝酸浓度为10质量％且氢氟酸浓度为5质量％的硝氟酸对研磨后的切断面进行腐蚀。在腐蚀后的切断面从短边朝向中心方向为5mm的位置处测定晶界的数量。
在表3A和表3B的“D≤L/100”项目中，将平均晶粒直径D满足D≤L/100的情况记为Good，将平均晶粒直径D不满足D≤L/100的情况记为Bad。
(棒材的表面性状)
对于在所得到的棒材在棒材表面通过目视观察到缺陷的5处部位，分别在与棒材的轴向垂直的方向进行切断，对切断面进行研磨而精加工成镜面状，然后使用光学显微镜测定表面缺陷的深度。详细而言，在长度方向的棒材的中央部，在棒材表面通过目视确认到缺陷的5处部位分别获得与棒材轴向垂直的截面。用光学显微镜将观察倍率设为15倍并对5处上述截面进行观察，将在各截面得到的最大深度的平均值作为下述式中的最大表面缺陷深度。在长度方向的棒材的中央部通过目视确认到缺陷的部位小于5处的情况下，基于通过目视确认到缺陷的部位而算出最大表面缺陷深度。另外，在长度方向的棒材的中央部通过目视确认到缺陷的部位为6处以上的情况下，从大的缺陷开始测定5处。在缺陷不落在一个视野内的情况下，移动视野并算出缺陷深度。
根据观察视野中表面缺陷深度最大的表面缺陷的深度以及棒材的圆换算直径，求出缺陷深度比(％)＝(最大表面缺陷深度)/(棒材的圆换算直径)×100，将缺陷深度比为3.0％以下的情况判断为表面性状良好(Good)，将缺陷深度比超过3.0％的情况判断为表面性状不良(Bad)。将结果示于表3A、表3B。
[表3A]
[表3B]
本发明例的α+β型钛合金铸锭即使在省略开坯锻造并进行热轧的情况下，也能够确认得到了与以往例(No.30、No.31)同等的表面性状。
需要说明的是，通过观察组织，可以容易地区别出如本发明的α+β型钛合金铸锭那样的铸造状态的组织与如No.30、No.31那样实施锻造而得到的组织。
No.1、5、6、11、13、14、15、17、19～23、26、28、29是比较例。
No.1由于浇注温度超过熔点+200℃，照射比率高达100％，并且不满足平均晶粒直径D与横截面的周长L的关系D≤L/100，平均晶粒直径D在本发明的范围外，结果轧制后的表面性状差。
No.5、6、11、17、19不满足(1)式，结果轧制后的表面性状差。
No.15、26由于照射比率在优选范围外，粒径在本发明的范围外，结果轧制后的表面性状差。
No.22由于照射比率在优选范围外，且横截面的周长L相对于横截面的面积S之比L/S在本发明的范围外，粒径在本发明的范围外，结果轧制后的表面性状差。
No.29由于不满足平均晶粒直径D与横截面的周长L的关系D≤L/100，结果轧制后的表面性状差。
No.13的钛合金铸锭的Fe含量多，结果轧制后的表面性状差。
No.14的钛合金铸锭的Al含量多，结果轧制后的表面性状差。
No.20的钛合金铸锭的Fe含量少，结果轧制后的表面性状差。
No.21的钛合金铸锭的Al含量少，结果轧制后的表面性状差。
No.23的横截面的周长L相对于横截面的面积S之比L/S小于0.010，结果轧制后的表面性状差。
No.28由于不满足平均晶粒直径D与横截面的周长L的关系D≤L/100，结果，在轧制中压缩应变作用于铸锭的周向时，各晶界处的应变未得到缓和，产生空隙，轧制后的表面性状变差。
[实施例2]
(钛合金铸锭、棒材的制造)
使用与拉铸方向垂直的截面为310mm×440mm的铸模，将浇注温度设为熔点+200℃以下、将浇注速度设为0.5吨/小时、将比距铸模表面20mm更靠中央侧的电子束的平均照射密度设为0.10kW/cm2、将距铸模表面20mm以内的电子束照射密度设为中央部的50～80％，即照射比率70％，从而制造具有表4所示的化学组成、平均晶粒直径D的钛合金铸锭。所制造的钛合金铸锭的长度为4200mm。之后，与实施例1同样地，将各钛合金铸锭加热至1200℃，然后通过反向轧制和孔型轧制进行截面收缩率94％的轧制直至φ100mm，得到棒材。
(钛合金铸锭的化学组成)
钛合金铸锭的化学组成通过以下的方法进行测定。各钛合金铸锭的Al含量、Fe含量、Mo含量和Nb含量与实施例1同样地进行测定。钛合金铸锭的O含量依照“JIS H 1620：1995钛及钛合金中的氧定量方法”进行测定。Si含量、Zr含量、Sn含量和Cu含量依照“JIS H1632-2：2014钛-ICP发射光谱分析方法-第2部分：钯、锰、铁、镁、硅、铝、钒、镍、铬、锡、铜、钼、锆、铌、钽、钴和钇定量方法”进行测定。
表4中示出钛合金铸锭的化学组成、以及是否满足(1)式：0.02％≤[O]≤([Al]-[Fe]-0.5×[Mo]-0.5×[Nb]+1.0)/100。在表4的“是否符合(1)式”项目中，将满足(1)式的情况记为Good，将不满足的情况记为Bad。另外，表4中的“-”表示未进行有意添加。
[表4]
(平均晶粒直径D的测定)
平均晶粒直径D的测定采用与实施例1同样的方法进行。在表5的“D≤L/100”项目中，将平均晶粒直径D满足D≤L/100的情况记为Good，将平均晶粒直径D不满足D≤L/100的情况记为Bad。
(棒材的表面性状)
对于所得到的棒材在棒材表面通过目视观察到缺陷的5处部位，分别在与棒材的轴向垂直的方向进行切断，对切断面进行研磨而精加工成镜面状，然后使用光学显微镜测定表面缺陷的深度。
根据观察视野中表面缺陷深度最大的表面缺陷的深度以及棒材的圆换算直径，求出缺陷深度比(％)＝(最大表面缺陷深度)/(棒材的圆换算直径)×100，将缺陷深度比为3.0％以下的情况判断为表面性状良好(Good)，将缺陷深度比超过3.0％的情况判断为表面性状不良(Bad)。将结果示于表5。
[表5]
本发明例的α+β型钛合金铸锭即使在省略开坯锻造并进行热轧的情况下，也能够确认得到了良好的表面性状性。No.2、3、6、8、13不满足(1)式，结果表面性状差。
以上，对本发明的优选实施方式进行了详细说明，但本发明并不限定于该例子。只要是本发明所属的技术领域中具有通常知识的人，就显然可以在权利要求书所记载的技术思想的范围内想到各种变更例或修正例，对此，应理解为显然属于本发明的技术范围。

Claims (2)

1.一种热加工用α+β型钛合金铸锭，其特征在于，
其具有如下化学组成：
以质量％计，含有
Al：2.5～8.0％、
Fe：0.5～3.0％、
Sn：0～3.0％、
Zr：0～3.0％、
Mo：0～3.0％、
Si：0～3.00％、
Cu：0～3.0％、
Nb：0～3.0％、以及
满足下述(1)式的量的O，余量为Ti和杂质，
所述α+β型钛合金铸锭的垂直于长度方向的截面即横截面的周长L(mm)相对于所述横截面的面积S(mm2)之比L/S为0.010以上，
在从所述α+β型钛合金铸锭的长度方向的2个端面中的一个所述端面朝向另一所述端面且相对于所述α+β型钛合金铸锭的长度方向的总长为20～80％的部分中，从所述α+β型钛合金铸锭的表面朝向所述α+β型钛合金铸锭的长度方向的中心轴为10mm的位置处的铸造组织的平均晶粒直径D满足D≤10mm且D≤L/100，
所述α+β型钛合金铸锭的厚度为80mm以上，
0.02％≤[O]≤([Al]-[Fe]-0.5×[Mo]-0.5×[Nb]+1.0)/100…(1)式
其中，[X]表示将单位设为质量％时的元素X的含量。
2.根据权利要求1所述的热加工用α+β型钛合金铸锭，其含有各3.0％以下的Sn、Zr、Mo、Cu和Nb中的1种以上来代替所述Ti的一部分，且含有3.00％以下的Si。
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