JP2014233753A - 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 - Google Patents

Abstract

【課題】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を良好に保つことのできる、熱間圧延用のチタン素材及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明は、インゴットの圧延面にあたる面の表層が溶融再凝固されており、その溶融再凝固層の深さ２ｍｍにおけるＦｅ濃度が０．０３ｍａｓｓ％以上、０．１ｍａｓｓ％未満であり、表層の溶融再凝固層の深さが、インゴットの圧延面にあたる面の表層から２ｍｍ以上であることを特徴とする工業用純チタンインゴットである。電子ビーム溶解による溶製された工業用純チタンインゴットとすると好ましい。また、表層の溶融を、電子ビーム加熱、アーク加熱、誘導加熱、プラズマ加熱およびレーザー加熱のうちの一種または二種以上を組み合わせて行うと好ましい。また、溶融部を真空もしくは不活性ガス雰囲気とすると好ましい。【選択図】図１

Description

本発明は、工業用純チタンインゴットおよびその製造方法に関するものであり、特に、分塊圧延工程や精整工程を省略しても熱間圧延後の表面性状を良好に保つことができる工業用純チタンインゴットおよびその製造方法に関する。

チタン材は、一般に、溶解工程から得られるインゴットを分塊工程でスラブまたはビレット形状にして、表面を手入れした後、熱間圧延し、さらに焼鈍や冷間加工を施して製造される。溶解工程には、広く用いられている真空アーク溶解（ＶＡＲ：Vacuum Arc Remelting）法のほか、鋳型とは別の場所で溶解を行い鋳型に流し込む電子ビーム溶解（ＥＢＲ：Electron Beam Remelting）法やプラズマ溶解法等がある。前者では、鋳型が円筒型に限定されるため板材の製造には分塊もしくは鍛造工程が必須である。後者は、鋳型形状の自由度が高く、円筒型の他、角型の鋳型を使用できる。従って、前記電子ビーム溶解法やプラズマ溶解法を用いれば、角型インゴットや円柱型インゴットを直接鋳込むことができる。そのため、角型インゴットから板材を製造する場合や、円柱型インゴットから棒材や線材を製造する場合には、インゴット形状の点からは分塊工程を省略することができる。この場合、分塊工程にかかるコストと時間が省略できるため、生産効率が著しく向上することが期待される。

しかし、工業的に用いられる大型インゴットの鋳造まま組織は、結晶粒径が数十ｍｍにもおよぶ粗大粒が形成される。このようなインゴットを、分塊工程を経ないで直接熱間圧延する場合には、粗大な結晶粒に起因して粒内および結晶粒間の変形異方性の影響により表面に凹凸が生じて表面疵となる。従って、前記電子ビーム溶解や、プラズマ溶解法で、角型インゴットや円柱型インゴットを直接製造し、分塊工程を省略した場合、その後の熱間圧延において、表面疵が発生してしまう。熱間圧延で発生した表面疵を除去するためには、酸洗工程で熱延板表面の溶削量を増やす必要があり、コストや歩留を悪化させる問題が生じる。即ち、表面疵を落とすための精整工程を新たに導入する必要がある。従って、分塊工程を省略することによって期待される生産効率の向上は、このような精整工程の新たな導入によって相殺されてしまう懸念があった。このような問題に対し、熱間圧延用素材の製造方法や製造後に加工や熱処理を施すことによって表面疵を低減する方法が提案されている。

特許文献１では、チタン材のインゴットを、分塊工程を省略して直接熱延加工する場合に、表層付近の結晶粒を微細化するために、表面層にひずみを付与した後、再結晶温度以上に加熱して表面から深さ２ｍｍ以上を再結晶させる方法が提案されている。ひずみを付与する手段としては、鍛造、ロール圧下、ショットブラスト等が挙げられている。

特許文献２では、チタン材のインゴットを、Ｔβ＋５０℃以上に加熱後、Ｔβ−５０℃以下に冷却した後に熱間圧延することで、粗大な結晶粒の変形異方性によって圧延中に形成される表面の波打ちやシワを低減し、表面疵を低減する方法が提案されている。

特許文献３では、チタン材において、分塊工程を経る場合の圧延製品の表面疵低減方法として、分塊工程終了時の温度をα域にする、あるいは、さらに熱間圧延前の加熱をα域で行うことにより、表面から６０μｍ以上を等軸晶とする方法が提案されている。これにより、酸素リッチ層が部分的に深くなることを避けることができ、脱スケール工程で酸素リッチ層を除去できるようになり、硬度・延性の不均一な部分が無くなるため、冷間加工後の表面性状が改善するとしている。

特許文献４では、チタン材のインゴットを、熱間加工工程を省略して直接熱間圧延を行う場合に、インゴットの圧延面にあたる面の表層を高周波誘導加熱、アーク加熱、プラズマ加熱、電子ビーム加熱及びレーザー加熱などで溶融再凝固させることで、表層から深さ１ｍｍ以上を細粒化し、熱間圧延後の表層組織を改善する方法が挙げられている。これは、表層部を急冷凝固により微細で不規則な方位を有する凝固組織を形成することで、表面疵の発生を防止している。チタンスラブの表層組織を溶融させる方法として、高周波誘導加熱、アーク加熱、プラズマ加熱、電子ビーム加熱、及びレーザー加熱が挙げられている。

特許文献５では、熱間圧延用チタン素材を、うねりの輪郭曲線要素の平均高さが０．２〜１．５ｍｍ、平均長さが３〜１５ｍｍのディンプルを冷間で塑性変形によって付与することで、インゴットのブレークダウン工程を省略しても熱間圧延にて生じる表面欠陥を軽微にする方法が提案されている。

特許文献６では、電子ビーム溶解炉で溶製したチタンスラブを、鋳型内から直接引き抜いたスラブの断面組織において、表層から内部に向かう凝固方向とスラブの鋳造方向とのなす角θが４５°〜９０°、もしくは、表層の結晶方位分布において、ｈｃｐのｃ軸とスラブ表層との法線のなす角が、３５°〜９０°である場合に、熱間加工工程を省略しても、鋳肌が良好で且つ熱間圧延後の表面疵が改善できる方法が開示されている。即ち、表面の結晶粒の形状や結晶方位を制御することによってこのような粗大結晶粒に起因する疵の発生を抑制することができる。

特開平０１−１５６４５６号公報 特開平０８−０６０３１７号公報 特開平０７−１０２３５１号公報 特開２００７−３３２４２０号公報 ＷＯ２０１０／０９０３５２ ＷＯ２０１０／０９０３５３

しかしながら特許文献１に記載の方法では、ひずみを付与する手段にショットブラストが挙げられているが、一般的なショットブラストで付与されるひずみの深さは３００〜５００μｍ程度以下であり、品質を改善するために必要としている深さ２ｍｍ以上の再結晶層を形成するには不十分である。従って、実質的には、鍛造もしくはロール圧下により深い位置まで歪を与えることが必要であるが、鍛造もしくはロール圧下を、熱間圧延用の大型インゴットに対して行うには大きな設備が必要で、通常の分塊工程と比較してコスト低下になるものではない。

また、特許文献２に記載の方法は、β域への加熱により粗大な結晶粒が再結晶して微細化する効果がある。しかし、分塊工程を経ない場合には加工歪が与えられていないため再結晶核が少ないことや、インゴット全体を加熱するため加熱後の冷却速度が遅く結晶粒が粗大化することにより、再結晶による微細化効果は限定され、変形異方性の低減は十分ではない。また、再結晶しても元の粗大粒の結晶方位の影響を受けることも、変形異方性の解消に至らない要因である。逆に、中程度の細粒化によって表面の凹凸の元となる粒界は増加する結果となり、表面疵の発生が増加する結果になる。

また、特許文献３に記載の方法は、分塊工程を経ることによって鋳造組織が壊されて細粒化および等軸化することを前提としており、分塊工程を省略する場合には意味をなさない。仮に分塊工程を省略して熱処理のみによって、表面から６０μｍ以上の等軸粒を形成しても、単なる再結晶でありその結晶方位は元の結晶方位の影響を受ける。従って、鋳造まま組織の粗大粒による変形異方性に起因する凹凸を防止するには不十分であり、表面疵による問題が生じることは明らかである。

また、特許文献４に記載の方法は、インゴット表層部の組織改質を行っており、熱延後の表面性状は良くなるが、インゴット表層部のＦｅの含有量が少ないと、組織改質した表層部の結晶粒が粗大化してしまい、表面性状が悪化する可能性が懸念される。また、表層組織改質前にインゴット表層を切削等で精整しており、歩留まりが低下している。

また、特許文献５に記載の方法は、冷間でインゴット表層部の組織改質を行っており、熱延後の表面性状は良くなるが、冷間で表層組織改質を行う場合、鋳造ままの鋳肌に直接行っても、鋳造時に発生した鋳肌割れ等の鋳造欠陥を全て除去することが難しいことが予想され、切削等の精整工程を省略できない可能性が懸念される。

また、特許文献６では、鋳造時の操業条件のばらつきにより、インゴット全面を狙いとしている組織に制御するのは難しく、場合によっては、粗大鋳造組織に起因した表面疵が発生し、表面性状が悪化する可能性が懸念される。

そこで、本発明では、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を良好に保つことのできる、工業用純チタンインゴット及びその製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討した結果、インゴットから分塊工程や精整工程を省略して熱間圧延を行って工業用純チタン製品を製造するに際し、インゴット表層部のＦｅの含有量を特定の範囲内に制御し、かつ、インゴットの表層のみを、高温に加熱もしくは溶融、凝固させることで、表層部分の組織を効率的に微細化することができ、その結果、元の粗大な凝固組織の変形異方性の影響による表面疵が低減し、分塊工程や精整工程を経る場合と同等な表面性状を得ることができることを見出した。

本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）インゴットの圧延面にあたる面の表層がインゴット溶製後に溶融再凝固されており、前記溶融再凝固層の深さが２ｍｍ以上であり、前記表層から深さ２ｍｍにおけるのＦｅ濃度が０．０３ｍａｓｓ％以上、０．１ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする工業用純チタンインゴット。
（２）前記インゴットが、電子ビーム溶解炉により製造されたことを特徴とする、（１）に記載の工業用純チタンインゴット。
（３）電子ビーム溶解炉から直接溶製された工業用純チタンインゴットであって、溶製後にインゴット表層を冷間精整した面もしくは、溶解鋳造ままの面を溶融再凝固させること特徴とする（１）又は（２）に記載の工業用純チタンインゴット。
（４）表層の溶融再凝固への加熱を、電子ビーム加熱、誘導加熱、アーク加熱、およびレーザー加熱のうちの一種また二種以上を組み合わせて行うことを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の工業用純チタンインゴットの製造方法。
（５）真空もしくは不活性ガス雰囲気で表層を加熱することを特徴とする、（４）に記載の工業用純チタンインゴットの製造方法。

本発明の工業用純チタンインゴット及びその製造方法は、チタン材の製造に際し従来必要であった分塊や鍛造などの熱間加工工程やその後の精整工程を省略しても、分塊工程や精整工程を経る場合と同等以上の表面性状を有するチタン材の製造を可能にするものであり、熱間加工工程の省略による加熱時間の低減や表面品質向上による酸洗量の低減によって歩留まりの向上が図られることから、製造コストの削減のみならず、エネルギー効率の向上にも大きな効果があり、産業上の効果は計り知れない。

溶融再凝固処理を施した試料の断面組織観察写真を示す。

本発明者らは、分塊や鍛造工程や精整工程を省略し、インゴットを直接熱延しても、表面疵を低減し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について、鋭意研究を重ねた。その結果、工業用純チタンインゴット表層のＦｅの含有量をある所定内とし、かつ、インゴット表層部のみ溶融再凝固させることにより、粗大結晶粒組織を微細化させることにより、表面疵が低減された表面性状の優れた工業用純チタンが得られることを見出した。

インゴット表層部を溶融再凝固して溶融再凝固層を形成すると、再凝固層の結晶粒が微細なので、熱間圧延時の表面疵を減らすことができる。ただし、従来の方法では、熱間圧延前加熱で溶融再凝固層の結晶粒が粗大化してしまうため、表面疵発生防止効果が十分ではなかった。これに対して本発明においては、インゴット表層部のＦｅ濃度を０．０３％以上とすることにより、熱間圧延前加熱における溶融再凝固層の結晶粒粗大化を防止することができ、熱間圧延後の表面疵を十分に低減できることがわかった。

なお、表層に未溶融の部分があったとしても直ちに疵が発生するというものではなく、隙間なく行うことが必須条件ではない。表層溶融処理中に、溶融のため加熱している部位以外を、送風による空冷や水冷によって冷却する場合もある。表層溶融再凝固の前後には、必要に応じて表層手入れを行う場合もある。熱間圧延前の加熱や圧延の条件は従来と同じでよい。

以下、本発明について詳しく説明する。

本発明の指針を説明する。一般に、工業用純チタンの熱間圧延に際し、β変態点以下加熱され、熱延される。後述するように、表層のみを溶融再凝固させることによりインゴット表層部に組織を微細化した溶融再凝固層を形成し、熱延後の表面疵を低減するとしている。しかしながら、純チタンの場合、β変態点以下のα相単相域、特にその高温域では結晶粒成長が速く、熱間圧延前にたとえ表層部に結晶粒を微細化した溶融再凝固層を形成しても、熱延加熱時に溶融再凝固層の結晶粒が粗大化してしまい、それにより、熱延時に表面疵が発生し、表面性状は悪化する。一方、工業用純チタンでは規格に応じた材料特性を得るため、不純物元素としてＦｅやＯなどの元素を少量添加している。そのため、工業用純チタンではβ変態点より下の温度に僅かながらα粗とβ相からなる二相域が存在する。β変態点以下であって十分にβ相が存在する温度に加熱した場合、β相がα相の結晶粒成長を阻害するため、結晶粒径は粗大化し難い。そのため、熱延加熱時での結晶粒の粗大化が抑制され、その後、α相単相域まで、温度が下がり熱延されても、結晶粒径は十分小さく、表面疵が発生し難くなり、表面性状に優れた純チタン熱延コイルを得ることができる。本発明ではインゴット表層部のＦｅの含有量をある所定範囲とすることで、熱延加熱時に十分な量のβ相が生成することで、α相の結晶粒成長が抑制でき、その結果、インゴット表層を溶融再凝固させて得た微細組織の粗大化を抑制し、熱延後の表面疵を低減した表面性状の優れた工業用純チタンを得ることを指針とした。なお、工業用純チタンの不純物元素として添加されているＯについても、Ｆｅと同様に二相域を広くする効果が得られるが、Ｆｅに比べＯは材質への影響が大きく、工業用純チタンの規格内で制御したとしても、場合によっては、材質特性の規格からの逸脱や、部分的な濃化による材質特性の低下の危険性があることから、本発明ではＦｅの含有量のみを制御することとした。

［Ｆｅの含有量］
上述したように、工業用純チタンでは規格にあった材質を得るべくＦｅを少量添加している。しかしながら、Ｆｅは非常に偏析しやすい元素であり、Ｆｅは溶解時にインゴットの中央部分に偏析し、その結果、インゴット表面に含有しているＦｅの固溶量は添加している元素量に比べ低くなる。その結果、β変態点以下に存在するα相とβ相の二相域が狭くなり、十分にβ相が多い領域で加熱されなった部分ではα相の結晶粒成長を抑制できなくなる。また、ある程度の深さまでＦｅが十分に存在しないと、後述の表層の再溶融凝固処理時に、Ｆｅの濃度が薄まってしまい、十分な効果が得られなくなる。インゴットの圧延面にあたる面の表層から２ｍｍまでに含有するＦｅの含有量が０．０３ｍａｓｓ％以上であれば、溶融再凝固処理後も表層に十分なＦｅを存在させることができ、かつ、熱延加熱温度において、β相を十分に生成させることができ、α相の結晶粒成長を抑制できることからこれを下限とした。一方、表層のＦｅの含有量が高くなると、上述したようにＦｅは中央偏析する。さらに、Ｆｅの含有量が多いほど、インゴット表層と内部のＦｅ濃度差が大きくなる。そのため、たとえ溶解時の添加量が工業用純チタンの規格値内であっても、表層のＦｅ含有量が多い場合は、インゴット内部では規格値を超えている可能性がある。さらに、たとえインゴット全体で規格値内であったとしても、部位によりＦｅの含有量が異なり、結果として、製品特性の均一性を損ねる可能性がある。表層のＦｅの含有量が０．１ｍａｓｓ％未満であれば、インゴット内部においても局部的にＦｅの規格値外れが発生したり、製品特性の均一性を損ねることが無いことから、これを上限とした。なお、表層溶融部のＦｅ濃度については、インゴット溶解時でのＦｅ原料の添加で制御するのみならず、後述するインゴット表層を溶融再凝固させる際に、Ｆｅ原料とともに溶融することで、インゴット表層のＦｅ濃度を制御しても構わない。

また、表層のＦｅ濃度は、溶融再凝固後のインゴット表層のＦｅ濃度を評価した。この時、表層から２ｍｍの範囲内の１０箇所から試料を採取し、その平均濃度を求めて表層から２ｍｍまでの平均Ｆｅ濃度とし、この平均Ｆｅ濃度と、表層から２ｍｍ深さにおけるＦｅ濃度とを比較した。その結果、平均Ｆｅ濃度と表層から２ｍｍ深さにおけるＦｅ濃度とは同じ値を示した。溶融再凝固処理時に溶融・撹拌されるため、溶融再凝固部において表層溶融処理後の表層Ｆｅ濃度は、深さ方向について一様になるからであると考えられる。従って、表層からの深さ２ｍｍまでのＦｅ濃度は、表層から深さ２ｍｍのＦｅ濃度と考えてよいため、本発明では表層から深さ２ｍｍにおけるＦｅ濃度を採用した。

［溶融再凝固層の厚み］
本発明では、溶融再凝固層の厚みを２ｍｍ以上としている。溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ未満だと、結晶粒を微細化した領域が薄く、下部組織の鋳造組織の影響を受け表面疵が発生してしまい、表面性状が良化しない。そのため、２ｍｍを下限とした。

［溶融再凝固層の厚みの測定方法］
溶融再凝固層の厚みの測定方法について説明する。この溶融再凝固層は断面の埋め込み研磨試料を硝フッ酸水溶液でエッチングした光学顕微鏡写真で容易に判別できる。図１に溶融再凝固部の光学顕微鏡写真を示す。なお、図１ではエッチングに硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％の硝フッ酸水溶液を用いる。図１にて実線の矢印で示す領域が溶融再凝固層の厚みである。再溶融凝固処理を施すと、溶融後、下部の母材との金属接触により急冷されるため、図１に示すように母材に比べ非常に微細な針状組織を形成する。この微細な針状組織層の厚みを測定し、これを溶融再凝固層の値とした。

［インゴット溶解方法］
上述したように、工業用純チタンインゴットの溶製方法としては、真空アーク溶解法と電子ビーム溶解法が一般的である。

真空アーク溶解法で溶製する場合、溶解時の溶融プールが大きくなりやすく、偏析が発生しやすい。上述したように、Ｆｅは中央偏析のしやすい元素である。即ち、表面負偏析が生じやすい。そのため、真空アーク溶解で製造した場合、表層のＦｅ濃度はインゴットの平均濃度より低くなる場合がある。このようなことが生じる場合があるが、その場合は、表面負偏析を考慮して、工業用純チタンの範囲内で、平均Ｆｅ濃度を高めとすればよい。ただし、真空アーク溶解法では設備上、円柱形のインゴットしか溶製することが出来ない。

一方、電子ビーム溶解法は、溶融プールの大きさが真空アーク溶解時に比べ小さく、かつ、溶製時の鋳型からの抜熱が速いため凝固が速くなり、偏析し難くなるので、表層のＦｅ濃度をインゴットの平均Ｆｅ濃度とほぼ等しい値にすることができる。また、本手法では円柱型インゴットだけでなく矩形インゴットを製造することができることから、熱間圧延するものについては、矩形インゴットが好適であるため、電子ビーム溶解法で溶製することが好ましい。

［冷間精整の有無］
本発明では、通常の切削等によるインゴット表面手入れ、即ち冷間精整を行った後でも、手入れを行わず、直接、鋳造ままの鋳肌に溶融再凝固処理を行っても良いとしている。表面手入れを行わず、直接、鋳造ままの鋳肌に溶融再凝固処理を行うことで、鋳造時に発生した割れ等の鋳肌欠陥も溶融されることにより消滅させることができる。さらに、なお、インゴットの表層部の切削等による精整工程を省略すれば、工程省略や歩留まり向上による、更なるコスト低減が期待できる。但し、溶融再凝固処理でも取り除くことのできない大きな鋳肌欠陥が存在する場合には、部分的に表面を手入れした後、溶融再凝固処理しても良い。また、全面を手入れした後、溶融再凝固処理をする場合は、既に鋳肌欠陥は取り除かれているので、表層組織改質のみを行えば良く、鋳肌ままに直接行う場合に比べ、溶融再凝固処理速度を速くできることも期待される。

［溶融再凝固］
本発明では、インゴットの表層部を加熱し、溶融再凝固させることを特徴としている。表層部の加熱方法としては、電子ビーム加熱、誘導加熱、アーク加熱、プラズマ加熱およびレーザー加熱のうち一種または二種以上を組み合わせて用いることができる。上記の方法を組み合わせて用いる場合、例えば、誘導加熱で予熱した後の、レーザー加熱によって表層溶融することができる。コスト、インゴットのサイズ、処理時間などの条件を考慮し、これらの中から採用すればよい。

本発明は、真空もしくは不活性ガス雰囲気でインゴット表層部を加熱すると好ましい。チタンは非常に活性な金属であるため、大気中で処理をした場合、溶融再凝固部に酸素や窒素が多量に混入してしまい品質が変化してしまう。そのため、真空あるいは不活性雰囲気とした容器内で行うと良好な結果を得ることができる。なお、本発明における不活性ガスはアルゴンおよびヘリウムを指し、チタンと反応する窒素は含まない。真空容器内で行う場合の真空度は、５×１０^-5Ｔｏｒｒ程度か、より高い真空度であることが望ましい。また、インゴット表層を溶融再凝固する回数については、特に制限はなく、必要に応じて回数を増やしても、インゴット表層のＦｅ量が上記の範囲内であれば問題ない。但し、回数が多くなるほど、処理時間が長くなりコスト増につながるため、１回ないし２回であることが望ましい。

以下、実施例により本発明を詳しく説明する。表１のＮｏ．１〜１４は板材を対象にした例、Ｎｏ．１５〜２３は線材を対象にした例である。表１において、本発明範囲から外れる項目にアンダーラインを付している。

表１に記載したインゴットの表層から２ｍｍにおけるＦｅの濃度の測定は、インゴット表面から深さが２ｍｍの領域から分析用の試験片を採取し、ＩＣＰ発光分光分析を行うことで求めた。溶融再凝固層を有している実施例は溶融再凝固後に試験片を採取し、溶融再凝固層を有していない比較例はインゴット表層から試験片を採取している。なお、一部の実施例インゴットについて、圧延面の任意点１０箇所において、スラブ表面から深さが２ｍｍの領域の間から分析用の試験片を採取し、ＩＣＰ発光分光分析を行うことで、各々の試料に含まれるＦｅの含有量を測定し、１０個の試料の値の平均値を求めた。この平均値を、表層から２ｍｍにおける部分から採取した試料のＦｅ濃度と比較したところ、両者は一致した。即ち、表層から２ｍｍにおけるＦｅ濃度は、表層から２ｍｍまでの部分のＦｅ濃度の平均値と同じであった。また、表層溶融凝固後、再度表層から２ｍｍの部分から試料を採取し、Ｆｅ濃度測定を行ったところ、再溶融前に、表層から２ｍｍの部分から採取した試料のＦｅ濃度と変わらないことを確認した。即ち再溶融の前後で表層から２ｍｍにおけるＦｅ濃度は変化しない。

インゴットの平均Ｆｅ濃度は熱延板の任意の厚みの部分１０箇所から試料を採取し、ＩＣＰ分析を行い、その平均として評価を行った。いくつかの場合について、鋳造ままのインゴットに対して同様にして平均濃度を調べたが、熱延板に対して調べた場合と同じ結果が得られた。

溶融再凝固層の厚みの測定については、インゴット表層付近の断面の埋め込み研磨試料について、硝酸濃度が１２％、フッ酸濃度が１．５％の硝フッ酸水溶液を用いてエッチングを行い、顕微鏡観察によって求めた。図１に示すように、溶融再凝固層は母材に比べ非常に微細な針状組織を形成するので、この微細な針状組織層の厚みを測定し、これを溶融再凝固層の厚みとした。

表１のＮｏ．１から１４に示す参考例、実施例および比較例において、チタンインゴットの製造は、電子ビーム溶解法で行い、角型鋳型にて鋳造した。その後、鋳肌の切削手入れのある場合においては、切削によりスラブ表層の手入れを行い、切削手入れが無い場合は、切削によるスラブ表層の手入れを行わずに、表層溶融を行った。その後、厚さ２５０ｍｍ×幅１０００ｍｍ×長さ４５００ｍｍのインゴットから、鉄鋼材料の熱間圧延設備を用いて、熱間圧延を行い、厚さ４ｍｍの帯状コイルとした。なお、表面疵の評価は、酸洗後の板表層を目視にて行った。

Ｎｏ．１から７の参考例、実施例および比較例は、インゴット製造後にインゴットの鋳肌を切削除去している。一方、Ｎｏ．３から１４の実施例および比較例は、インゴット製造後の鋳肌に溶融再凝固処理を施している。

表１の「溶融方法」に「ＥＢ」と記載したものは電子ビームによって表層の溶融再凝固を行い、「ＴＩＧ」と記載したものはＴＩＧ溶接によって表層の溶融再凝固を行い、「レーザー」と記載したものはレーザー溶接によって表層の溶融再凝固を行っている。電子ビームによる表層溶融は、規定出力１５ｋＷの電子ビーム溶接装置を用いた。ＴＩＧ溶接による表層溶融は、２００Ａで溶加材を用いないで行った。レーザー溶接による表層溶融は、ＣＯ₂レーザーを用いた。

Ｎｏ．１に記載の参考例は工業用純チタンインゴットを用いて、従来の分塊工程をたどる方法で製造した場合である。分塊工程を経るため、製造された板材の表面疵は、軽微である。

Ｎｏ．２に記載の比較例は、表層の溶融再凝固を行わず、分塊工程を省略して熱間圧延を行った場合であり、熱延後酸洗を行った板には粗大な表面疵が観察された。

Ｎｏ．３に記載の比較例は、ＥＢにより溶融再凝固処理を施しているが、インゴット表層部のＦｅの含有量が０．０２％と少ない。そのため、インゴットを切削手入れ後、表層溶融処理を施し、溶融再凝固層の厚みが４ｍｍと十分深いが、部分的にやや粗大な表面疵が観察された。

Ｎｏ．４に記載の比較例は、インゴット表層部のＦｅの含有量が０．０３％と十分多いが、インゴットを切削手入れ後、ＥＢによる表層溶融処理の溶融再凝固層の厚みが１ｍｍと浅いため、部分的にやや粗大な表面疵が観察された。

Ｎｏ．５および６に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴットを切削手入れ後、ＥＢにより表層溶融処理を施しており、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。

Ｎｏ．７に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴットを切削手入れ後、ＴＩＧにより表層溶融処理を施しており、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であった。

Ｎｏ．８に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴット表層を切削せず、鋳造ままの鋳肌を直接、レーザーにより表層溶融処理を施しているが、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。

Ｎｏ．９から１２に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴット表層を切削せず、鋳造ままの鋳肌を直接、ＥＢにより表層溶融処理を施しているが、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。

Ｎｏ．１３に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴット表層を切削せず、鋳造ままの鋳肌を直接、レーザーにより表層溶融処理を施しているが、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であった。

Ｎｏ．１４に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴット表層を切削せず、鋳造ままの鋳肌を直接、ＴＩＧにより表層溶融処理を施しているが、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であった。

表１のＮｏ．１５からＮｏ．２３に示す実施例および比較例において、工業用純チタン２種材を用い、チタンインゴットの製造は電子ビーム溶解法で行い、円筒型鋳型にて鋳造した。直径１７０ｍｍ×１２ｍ長のインゴットから、熱間圧延により直径１３ｍｍの線材を製造した。なお、表面疵の評価は、酸洗後の線材表層を目視にて行った。

Ｎｏ．１５から１９の実施例および比較例は、インゴット製造後にインゴットの鋳肌を切削除去している。一方、Ｎｏ．１７から２３実施例および比較例は、インゴット製造後の鋳肌に溶融再凝固処理を施している。

Ｎｏ．１５に記載の参考例は、従来の分塊工程をたどる方法で製造した場合である。

Ｎｏ．１６に記載の比較例は、分塊工程を省略して熱間圧延を行った場合であり、熱延後酸洗を行った線材には粗大な表面疵が観察された。

Ｎｏ．１７に記載の比較例は、インゴット表層部のＦｅの含有量が０．０５％と十分多いが、インゴットを切削手入れ後、ＥＢによる表層溶融処理の溶融再凝固層の厚みが１ｍｍと浅いため、部分的にやや粗大な表面疵が観察された。

Ｎｏ．１８に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴットを切削手入れ後、ＥＢにより表層溶融処理を施し、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。

Ｎｏ．１９に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴットを切削手入れ後、ＴＩＧにより表層溶融処理を施し、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。

Ｎｏ．２０，２１に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴット表層を切削せず、鋳造ままの鋳肌を直接、表層溶融処理を施しておいるが、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。

Ｎｏ．２２に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴット表層を切削せず、鋳造ままの鋳肌を直接、レーザーにより表層溶融処理を施しているが、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であった。

Ｎｏ．２３に記載の実施例は、インゴット表層部のＦｅ含有量が十分多く、また、インゴット表層を切削せず、鋳造ままの鋳肌を直接、ＴＩＧにより表層溶融処理を施しているが、溶融再凝固層の厚みが２ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であった。

Claims (5)

1. インゴットの圧延面にあたる面の表層がインゴット溶製後に溶融再凝固されており、前記溶融再凝固層の深さが２ｍｍ以上であり、前記表層から深さ２ｍｍにおけるＦｅ濃度が０．０３ｍａｓｓ％以上、０．１ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする工業用純チタンインゴット。
2. 前記インゴットが、電子ビーム溶解炉により製造されたことを特徴とする、請求項１に記載の工業用純チタンインゴット。
3. 電子ビーム溶解炉から直接溶製された工業用純チタンインゴットであって、溶製後にインゴット表層を冷間精整した面もしくは、溶解鋳造ままの面を溶融再凝固させること特徴とする請求項１又は２に記載の工業用純チタンインゴット。
4. 表層の溶融再凝固への加熱を、電子ビーム加熱、誘導加熱、アーク加熱、およびレーザー加熱のうちの一種また二種以上を組み合わせて行うことを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の工業用純チタンインゴットの製造方法。
5. 真空もしくは不活性ガス雰囲気で表層を加熱することを特徴とする、請求項４に記載の工業用純チタンインゴットの製造方法。