JP2019122980A - Ingot made of high melting point active metal alloy, and method for producing the same - Google Patents
Ingot made of high melting point active metal alloy, and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- JP2019122980A JP2019122980A JP2018004902A JP2018004902A JP2019122980A JP 2019122980 A JP2019122980 A JP 2019122980A JP 2018004902 A JP2018004902 A JP 2018004902A JP 2018004902 A JP2018004902 A JP 2018004902A JP 2019122980 A JP2019122980 A JP 2019122980A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- ingot
- alloy
- melting point
- high melting
- molten metal
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
Abstract
Description
本発明は、高融点活性金属の合金からなる鋳塊、および、その製造方法に関する。 The present invention relates to an ingot made of an alloy of a high melting point active metal and a method for producing the ingot.
一般に、工業用のチタンやジルコニウムなどの高融点活性金属やそれらの合金からなるインゴット（鋳塊）は、真空アーク溶解法や電子ビーム溶解法、プラズマアーク溶解法などで製造されている。 In general, ingots (ingots) made of industrial high melting point active metals such as titanium and zirconium and alloys thereof are manufactured by vacuum arc melting, electron beam melting, plasma arc melting, or the like.
合金元素としては、ＦｅやＣｒなどの元素が挙げられる。これら元素は、インゴットの硬度を高めるなどの利点がある反面、インゴット内でマクロ偏析し、合金成分に偏りを生じさせることがある。合金成分の偏りが生じたインゴットにおいては、強度などの機械的特性にバラツキが生じるため、成分規格を満足しない部分は製品として好適に使用できず、歩留まりが著しく低下してしまうことがある。航空機の材料として使用されるチタン合金であるＴｉ−１７合金（Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ）などでは、品質が高く、十分な信頼性を備えた合金であることが求められており、合金成分の偏りが少ないインゴットが求められている。 As an alloying element, elements such as Fe and Cr can be mentioned. These elements have the advantage of increasing the hardness of the ingot, etc. However, they may macrosegregate in the ingot and cause deviation in alloy components. In an ingot in which a bias occurs in alloy components, variations occur in mechanical characteristics such as strength. Therefore, a portion which does not satisfy the component specification can not be suitably used as a product, and the yield may be significantly reduced. In titanium-17 alloy (Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr) which is a titanium alloy used as a material of aircraft, it is sought that the alloy is high in quality and has sufficient reliability. There is a need for an ingot with less deviation of alloy components.
そこで、特許文献１には、消耗電極の偏析しやすい成分を予め調整する真空アーク溶解方法が開示されている。この調整により、成分偏析のない均一な鋳塊を得ることができる。 Therefore, Patent Document 1 discloses a vacuum arc melting method in which a component which tends to segregate in the consumable electrode is adjusted in advance. By this adjustment, a uniform ingot without component segregation can be obtained.
また、特許文献２には、溶解終了時に電極の断面積が小になるようにするとともに、アーク電流を減少させる鋳塊の溶製方法が開示されている。断面積が小さい電極を溶解することで溶湯プールの深さが浅くなり、鋳塊の欠陥を最上部に限定することができる。 In addition, Patent Document 2 discloses a method of ingot making, which reduces the arc current while reducing the cross-sectional area of the electrode at the end of melting. By melting the electrode having a small cross-sectional area, the depth of the molten metal pool becomes shallow, and the defect of the ingot can be limited to the top.
また、特許文献３には、溶解プールの深さが０．１４〜０．３５ｍを満足するように溶解速度を制御するチタン合金インゴットのＶＡＲ法による溶解方法が開示されている。このように溶解速度を制御することで、偏析が少ない合金インゴットを得ることができる。 Further, Patent Document 3 discloses a VAR method of melting a titanium alloy ingot in which the dissolution rate is controlled such that the depth of the dissolution pool satisfies 0.14 to 0.35 m. By controlling the dissolution rate in this manner, an alloy ingot with less segregation can be obtained.
また、特許文献４には、溶解電流を段階的に変化させる工業用純チタンインゴットの製造方法が開示されている。溶解電流を段階的に変化させることで、偏析が軽微な工業用純チタンインゴットを製造することができる。 Further, Patent Document 4 discloses a method of manufacturing a pure titanium ingot for industrial use, in which a dissolution current is changed stepwise. By changing the dissolution current stepwise, it is possible to produce an industrial pure titanium ingot having slight segregation.
また、特許文献５には、長さ方向に合金成分の濃度が異なる消耗電極が開示されている。このような消耗電極を用いることで、成分偏析が少ない高融点活性合金を得ることができる。 Further, Patent Document 5 discloses a consumable electrode in which the concentration of an alloy component varies in the longitudinal direction. By using such a consumable electrode, a high melting point active alloy with less component segregation can be obtained.
また、特許文献６には、消耗電極下端から溶湯面までの距離であるアークギャップを、溶製されるチタンインゴットの種類によって変更するチタンインゴットの溶製方法が開示されている。溶製する金属の種類によって異なったアークギャップを選択することにより、合金成分の偏析を効率よく回避できる。 In addition, Patent Document 6 discloses a method for producing a titanium ingot in which the arc gap, which is the distance from the lower end of the consumable electrode to the surface of the molten metal, is changed according to the type of titanium ingot to be produced. By selecting different arc gaps depending on the type of metal to be melted, segregation of alloy components can be efficiently avoided.
また、特許文献７には、鋳型内に溶製されたインゴットと鋳型との間の空間にヘリウムガスを流しつつ溶解操業を行う金属の真空アーク溶解方法が開示されている。インゴットと鋳型との間の空間にヘリウムガスを流すことで、成分偏析の少ない合金インゴットを溶製することができる。 Further, Patent Document 7 discloses a vacuum arc melting method of metal in which a melting operation is performed while flowing helium gas into a space between an ingot and a mold melted in a mold. By flowing helium gas into the space between the ingot and the mold, an alloy ingot with less component segregation can be melted.
ところで、真空アーク溶解法や電子ビーム溶解法、プラズマアーク溶解法などで製造される鋳塊では、合金元素や鋳塊サイズ、溶解速度に応じて合金元素の偏析度に差が生じる。一般に、鋳塊サイズが大きいほど、もしくは溶解速度が速いほど、鋳塊の軸方向および半径方向における合金元素の偏析量は大きくなり、その偏析度合いは合金元素に応じて異なることが知られている。 By the way, in the ingot manufactured by a vacuum arc melting method, an electron beam melting method, a plasma arc melting method etc., a difference arises in the segregation degree of an alloy element according to an alloy element, an ingot size, and a dissolution rate. Generally, it is known that the larger the ingot size, or the faster the dissolution rate, the greater the amount of segregation of alloying elements in the axial and radial directions of the ingot, and the degree of segregation varies depending on the alloying elements .
そこで、合金元素の種類や鋳塊のスペックに関わらず、合金元素の偏析度が許容値以下になるような鋳塊自身の特徴を明確にしておくことが求められる。 Therefore, regardless of the type of alloying element and the specification of the ingot, it is required to clarify the characteristics of the ingot itself such that the degree of segregation of the alloying element is less than the allowable value.
本発明の目的は、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊、および、その製造方法を提供することである。 An object of the present invention is to provide an ingot made of an alloy of a high melting point active metal with less deviation of alloy components, and a method for producing the same.
本発明は、原料を溶解させてなる溶湯が鋳型内に集まってなる溶湯プールの湯面を加熱しながら、前記溶湯プールの底面側から凝固させることで製造される、高融点活性金属の合金からなる鋳塊であって、前記高融点活性金属に対する前記合金元素の平衡分配係数をｋ0［−］とすると、前記鋳塊の内部であって、前記鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、前記鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にされていることを特徴とする。
θcr＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５ （ｋ0＜１） ・・・式（１）
θcr＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１ （ｋ0＞１） ・・・式（２）
The present invention is made of an alloy of a high melting point active metal which is manufactured by solidifying from the bottom side of the molten metal pool while heating the surface of the molten metal pool in which molten metal formed by melting raw materials is collected in a mold. The ingot, wherein the equilibrium distribution coefficient of the alloying element to the high melting point active metal is k 0 [−], it is formed inside the ingot and outside the center of the ingot The maximum value θ of the acute angle formed by the growth direction of the columnar crystal structure and the central axis of the ingot is set to be equal to or less than the threshold value θ cr satisfying the following formulas (1) and (2).
θ cr = −30.5 ln (1−k 0 ) +21.5 (k 0 <1) formula (1)
θ cr = −18.9 ln (k 0 −1) +43.1 (k 0 > 1) formula (2)
本発明によれば、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、閾値θcr以下にされている。鋳造中の溶湯プールの深さが深いほど、柱状晶組織の成長方向と、鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析が顕著になる。そこで、この鋭角の最大値θが、閾値θcr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度の絶対値を、許容値である８．３％以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。 According to the present invention, the maximum value θ of the acute angle formed between the growth direction of the columnar crystal structure formed inside the ingot and outside the center of the ingot and the central axis of the ingot is the threshold value θ It is below cr . The deeper the molten metal pool during casting, the larger the maximum value θ of the acute angle formed between the growth direction of the columnar crystal structure and the central axis of the ingot. The larger the acute angle maximum value θ, the larger the change in solidification speed of the molten metal in the radial direction of the ingot, and the segregation of the alloy elements in the radial direction of the ingot becomes remarkable. Therefore, by manufacturing the ingot while making the maximum value θ of the acute angle be equal to or less than the threshold value θ cr , the absolute value of the degree of segregation of the alloy elements in the radial direction of the ingot can be 8.3. It can be less than%. This makes it possible to obtain an ingot made of an alloy of a high melting point active metal with less deviation of alloy components.
以下、本発明の好適な実施の形態について、図面を参照しつつ説明する。 Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
（高融点活性金属の合金からなる鋳塊）
本発明の実施形態による高融点活性金属の合金からなる鋳塊は、合金元素を含む原料を溶解させてなる溶湯が鋳型内に集まってなる溶湯プールの湯面を加熱しながら、溶湯プールの底面側から凝固させることで製造される。
(Ingot made of alloy of high melting point active metal)
An ingot made of an alloy of a high melting point active metal according to an embodiment of the present invention is a bottom surface of a molten metal pool while heating the surface of the molten metal pool formed by collecting molten metal formed by melting raw materials containing alloy elements in a mold. It is manufactured by coagulating from the side.
高融点活性金属としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗなどが挙げられる。また、これに含有させる合金元素としては、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃ、Ｎ、Ｈなどの中から、高融点活性金属の種類や所望する特性（例えば、耐食性や強度など）に応じて、１種類または複数種類選択するのが一般的である。 Examples of the high melting point active metal include Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W and the like. Further, as alloying elements to be contained therein, Cr, Fe, Mo, Al, O, Zr, Hf, V, Mo, Nb, Ta, Mn, Co, Ni, Cu, Ru, Rh, Pd, Ir, Pt Of Ag, Au, Si, Ge, Sn, B, P, S, C, N, H, etc., depending on the type of high melting point active metal and desired characteristics (eg, corrosion resistance, strength, etc.) It is common to select one or more types.
合金元素は、高融点活性金属に対する平衡分配係数により、正偏析する元素と、負偏析する元素とに分けられる。高融点活性金属がチタンの場合、正偏析する元素としてＣｒやＦｅ、負偏析する元素としてＭｏ、Ａｌ、Ｏなどが挙げられる。 The alloying elements are divided into positively segregated elements and negatively segregated elements according to the equilibrium distribution coefficient to the high melting point active metal. In the case where the high melting point active metal is titanium, Cr and Fe can be mentioned as positively segregated elements, and Mo, Al, O and the like can be cited as negatively segregated elements.
本実施形態において、高融点活性金属の合金はチタン合金であるが、これに限定されない。 In the present embodiment, the alloy of the high melting point active metal is a titanium alloy, but is not limited thereto.
（製造装置の構成）
高融点活性金属の合金からなる鋳塊を製造する製造装置１は、説明図である図１に示すように、ハース３を用いた鋳塊の製造方法を実施するハース溶解炉１ａと、真空アーク溶解法により鋳塊１６を製造する真空アーク溶解炉１ｂと、を有している。
(Configuration of manufacturing equipment)
A manufacturing apparatus 1 for manufacturing an ingot made of an alloy of a high melting point active metal includes a hearth melting furnace 1a for carrying out a method for manufacturing an ingot using a hearth 3, and a vacuum arc, as shown in FIG. And a vacuum arc melting furnace 1b for producing the ingot 16 by a melting method.
ハース３を用いた鋳塊の製造方法は、電子銃からの電子ビームにより溶湯プールの湯面を加熱する電子ビーム溶解法であっても、プラズマトーチからのプラズマアークにより溶湯プールの湯面を加熱するプラズマアーク溶解法であってもよい。本実施形態においては、プラズマアーク溶解法で鋳塊（１次鋳塊）１０を製造する。 The method of manufacturing ingots using Hearth 3 heats the surface of the molten metal pool by the plasma arc from the plasma torch, even if it is an electron beam melting method in which the surface of the molten metal pool is heated by the electron beam from the electron gun. It may be a plasma arc melting method. In the present embodiment, the ingot (primary ingot) 10 is manufactured by a plasma arc melting method.
ハース溶解炉１ａは、原料投入装置２と、ハース３と、プラズマトーチ４と、鋳型５と、スターティングブロック６と、プラズマトーチ７と、コントローラ８と、を有している。ハース溶解炉１ａのまわりは、アルゴンガスやヘリウムガス等からなる不活性ガス雰囲気にされている。 The hearth melting furnace 1 a has a raw material feeding device 2, a hearth 3, a plasma torch 4, a mold 5, a starting block 6, a plasma torch 7 and a controller 8. The periphery of the hearth melting furnace 1a is in an inert gas atmosphere composed of argon gas, helium gas and the like.
原料投入装置２は、ハース３内に原料を投入する。プラズマトーチ４は、ハース３の上方に設けられており、プラズマアークを発生させてハース３内の原料を溶融させる。ハース３は、原料が溶融した溶湯を所定の流量で鋳型５内に注入する。鋳型５は、銅製であって、無底で断面形状が円形に形成されており、円筒状の壁部の少なくとも一部の内部を循環する水によって冷却されるようになっている。 The raw material feeding device 2 feeds the raw material into the hearth 3. The plasma torch 4 is provided above the hearth 3 to generate a plasma arc to melt the material in the hearth 3. The hearth 3 injects the molten metal in which the raw material is melted into the mold 5 at a predetermined flow rate. The mold 5 is made of copper and has a bottom, a circular cross-sectional shape, and is cooled by water circulating inside at least a part of the cylindrical wall.
プラズマトーチ７は、鋳型５の上方に設けられており、鋳型５内の溶湯が集まってなる溶湯プールの湯面をプラズマアークで加熱する。スターティングブロック６は、図示しない駆動部によって上下動され、鋳型５の下側開口部を塞ぐことが可能である。コントローラ８は、プラズマトーチ７による湯面への入熱量や、スターティングブロック６の上下動を制御する。 The plasma torch 7 is provided above the mold 5 and heats the surface of the molten metal pool in which the molten metal in the mold 5 is collected by plasma arc. The starting block 6 can be moved up and down by a drive unit (not shown) to close the lower opening of the mold 5. The controller 8 controls the amount of heat input to the hot water surface by the plasma torch 7 and the vertical movement of the starting block 6.
以上の構成において、鋳型５内に注入された溶湯は、水冷式の鋳型５との接触面から凝固していく。そして、鋳型５の下側開口部を塞いでいたスターティングブロック６を所定の速度で下方に引き下ろしていくことで、溶湯が凝固した円柱状の鋳塊（１次鋳塊）１０が下方に引抜かれながら連続的に鋳造される。ハース３を介して溶湯を鋳型５内に供給することで、溶湯内の介在物を除去することができる。 In the above configuration, the molten metal injected into the mold 5 solidifies from the contact surface with the water-cooled mold 5. Then, by pulling down the starting block 6 which has closed the lower opening of the mold 5 at a predetermined speed, the columnar ingot (primary ingot) 10 in which the molten metal is solidified is pulled downward. It is continuously cast while being pulled out. By supplying the molten metal into the mold 5 through the hearth 3, inclusions in the molten metal can be removed.
ここで、ハース溶解炉１ａを示す模式図である図２に示すように、鋳塊１０の製造期間は、大きく分けて溶解初期と、定常期と、ホットトップ期とに分けられる。溶解初期においては、溶湯プール９の大きさは徐々に大きくなっていく。定常期においては、溶湯プール９の大きさは所定の大きさに達し、ほぼその大きさを維持する。ホットトップ期においては、溶湯プール９の大きさは徐々に小さくなっていき、最終的にはゼロになる。 Here, as shown in FIG. 2 which is a schematic view showing the hearth melting furnace 1a, the production period of the ingot 10 is roughly divided into the initial stage of melting, the stationary phase, and the hot top phase. At the beginning of melting, the size of the molten metal pool 9 gradually increases. In the stationary phase, the size of the molten metal pool 9 reaches a predetermined size, and substantially maintains that size. In the hot top period, the size of the molten metal pool 9 gradually decreases and eventually becomes zero.
各種凝固指標の時間変化を図３に示す。溶湯の注湯速度は、溶解初期と定常期において一定であり、ホットトップ期においてゼロとなる。即ち、ホットトップ期においては注湯を行わない。また、凝固相（鋳塊１０）の体積は、溶解初期から定常期にかけて増加していき、ホットトップ期において、残りの溶湯プール９が凝固することで最大値となる。溶湯プール９の体積は、溶解初期に増加し、定常期においてほぼ一定となる。そして、ホットトップ期において減少していき、最終的にゼロとなる。なお、電子銃からの電子ビームにより溶湯プールの湯面を加熱する電子ビーム溶解法においても、各種凝固指標の時間変化は同じである。 The time change of various coagulation indicators is shown in FIG. The pouring speed of the molten metal is constant in the initial stage of melting and in the stationary phase, and becomes zero in the hot top phase. That is, no pouring is performed in the hot top period. In addition, the volume of the solidified phase (ingot 10) increases from the initial stage of melting to the stationary phase, and reaches the maximum value by solidifying the remaining molten metal pool 9 in the hot top period. The volume of the molten metal pool 9 increases at the beginning of melting and becomes almost constant in the stationary phase. And it decreases in the hot top period and finally becomes zero. In the electron beam melting method in which the surface of the molten metal pool is heated by the electron beam from the electron gun, the time change of various solidification indexes is the same.
合金成分の濃度の時間変化のイメージ図を図４に示す。正偏析する合金成分の濃度は、溶解初期において目標値（目標濃度（２））よりも低くなり、定常期において目標値で一定であり、ホットトップ期において目標値よりも高くなる（正偏析する）。一方、負偏析する合金成分の濃度は、溶解初期において目標値（目標濃度（１））よりも高くなり、定常期において目標値で一定であり、ホットトップ期において目標値よりも低くなる（負偏析する）。 The image figure of the time change of the density | concentration of an alloy component is shown in FIG. The concentration of positively segregated alloy components is lower than the target value (target concentration (2)) in the early stage of melting, is constant at the target value in the stationary phase, and is higher than the target value in the hot top phase (positive segregation ). On the other hand, the concentration of negatively segregated alloy components is higher than the target value (target concentration (1)) in the early stage of melting, is constant at the target value in the stationary phase, and is lower than the target value in the hot top phase (negative Segregate).
図１に戻って、真空アーク溶解炉１ｂは、鋳型１２と、電極支持体１３と、コントローラ１４と、を有している。電極支持体１３は、鋳型１２内に昇降可能に配置されており、その下部には、ハース溶解炉１ａで製造された鋳塊１０が原料（消耗電極）として取り付けられる。真空アーク溶解法においては、原料（消耗電極）と鋳型１２との間に所定の電圧を印加することで、原料と鋳型１２との間にアーク放電が発生する。アーク放電により原料が溶解して滴下し、滴下した溶滴が集まって鋳型１２内に溶湯プール１５が形成される。そして、電極支持体１３を上昇させながら、溶湯プール１５を底面側から凝固させていくことで、鋳型１２内に円柱状の鋳塊（２次鋳塊）１６が製造される。コントローラ１４は、電極支持体１３の昇降や、溶湯プール１５の湯面への入熱量を制御する。 Returning to FIG. 1, the vacuum arc melting furnace 1 b has a mold 12, an electrode support 13, and a controller 14. The electrode support 13 is disposed in the mold 12 so as to be movable up and down, and the ingot 10 manufactured by the hearth melting furnace 1 a is attached to the lower part thereof as a raw material (consumable electrode). In the vacuum arc melting method, an arc discharge is generated between the raw material and the mold 12 by applying a predetermined voltage between the raw material (consumable electrode) and the mold 12. The raw materials are dissolved and dropped by arc discharge, and the dropped droplets are collected to form a molten metal pool 15 in the mold 12. Then, while raising the electrode support 13, the molten metal pool 15 is solidified from the bottom side, whereby a cylindrical ingot (secondary ingot) 16 is produced in the mold 12. The controller 14 controls the elevation of the electrode support 13 and the amount of heat input to the surface of the molten metal pool 15.
真空アーク溶解法において、各種凝固指標の時間変化は、図３とほぼ同じである。真空アーク溶解法では、ホットトップ期において溶湯プール１５の湯面をアーク放電で加熱するために、ホットトップ期においてもアーク放電による原料の溶解は継続される。よって、真空アーク溶解法では、ホットトップ期に注湯は停止しない。なお、真空アーク溶解法において、合金成分の濃度の時間変化は、図４と同じである。 In the vacuum arc melting method, the time change of various coagulation indexes is almost the same as FIG. In the vacuum arc melting method, melting of the raw material by the arc discharge is continued even in the hot top period in order to heat the surface of the molten metal pool 15 by the arc discharge in the hot top period. Therefore, in the vacuum arc melting method, pouring does not stop in the hot top period. In the vacuum arc melting method, the time change of the concentration of the alloy component is the same as FIG.
ここで、真空アーク溶解炉１ｂを示す模式図である図５Ａ、図５Ｂに示すように、真空アーク溶解法においても、鋳塊１６の製造期間は、大きく分けて溶解初期と、定常期と、ホットトップ期とに分けられる。 Here, as shown in FIGS. 5A and 5B which are schematic views showing the vacuum arc melting furnace 1b, the production period of the ingot 16 is roughly divided into the melting initial stage and the stationary phase also in the vacuum arc melting method. It is divided into the hot top period.
ここで、原料（消耗電極）の溶解速度が速い場合、図５Ａに示すように、溶湯プール１５の体積が大きくなり、溶湯プール１５の深さは深くなる。そのため、溶湯プール１５の体積が一定でない溶解初期およびホットトップ期が長くなり、相対的に、溶湯プール１５の体積が一定である定常期が短くなる。定常期が短いと、鋳塊１６の軸方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の軸方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が大きくなる傾向となる。また、溶湯プール１５の深さが深いと、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が大きくなる傾向となる。 Here, when the dissolution rate of the raw material (consumable electrode) is fast, as shown in FIG. 5A, the volume of the molten metal pool 15 is increased, and the depth of the molten metal pool 15 is increased. Therefore, the initial stage of melting and the hot top period become longer where the volume of the molten metal pool 15 is not constant, and the stationary period, where the volume of the molten metal pool 15 is constant, becomes shorter relatively. When the stationary phase is short, the change in solidification rate of the molten metal in the axial direction of the ingot 16 increases, and the segregation degree of the alloy elements in the axial direction of the ingot 16 (change in concentration of alloy components) tends to increase. Further, when the depth of the molten metal pool 15 is deep, the change in solidification speed of the molten metal in the radial direction of the ingot 16 becomes large, and the segregation degree of the alloy elements (change in concentration of alloy components) in the radial direction of the ingot 16 It tends to become large.
一方、原料（消耗電極）の溶解速度が遅い場合、図５Ｂに示すように、溶湯プール１５の体積が小さくなり、溶湯プール１５の深さは浅くなる。そのため、溶湯プール１５の体積が一定でない溶解初期およびホットトップ期が短くなり、相対的に、溶湯プール１５の体積が一定である定常期が長くなる。定常期が長いと、鋳塊１６の軸方向における溶湯の凝固速度の変化が小さくなり、鋳塊１６の軸方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が小さくなる傾向となる。また、溶湯プール１５の深さが浅いと、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が小さくなり、鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が小さくなる傾向となる。 On the other hand, when the dissolution rate of the raw material (consumable electrode) is low, as shown in FIG. 5B, the volume of the molten metal pool 15 becomes smaller, and the depth of the molten metal pool 15 becomes shallower. Therefore, the initial stage of melting and the hot top period become short, where the volume of the molten metal pool 15 is not constant, and the steady phase, where the volume of the molten metal pool 15 is constant, becomes relatively long. When the stationary phase is long, the change in solidification rate of the molten metal in the axial direction of the ingot 16 decreases, and the segregation degree of the alloy elements (change in concentration of the alloy components) in the axial direction of the ingot 16 tends to decrease. In addition, when the depth of the molten metal pool 15 is small, the change in solidification speed of the molten metal in the radial direction of the ingot 16 becomes small, and the segregation degree of alloy elements (change in concentration of alloy components) in the radial direction of the ingot 16 It tends to be smaller.
なお、図５Ａ、図５Ｂを用いて、真空アーク溶解法における溶融・凝固挙動および偏析挙動について説明したが、電子ビーム溶解法およびプラズマアーク溶解法においてもその傾向は同様である。 The melting and solidification behavior and the segregation behavior in the vacuum arc melting method have been described with reference to FIGS. 5A and 5B, but the tendency is the same in the electron beam melting method and the plasma arc melting method.
（鋳塊内の組織形態）
ここで、２次鋳塊１６の断面組織形態の模式図である図６に示すように、鋳型１２の底面および側面に接していた部分は、鋳型１２による急冷によってチル層と呼ばれる急冷等軸粒組織ＣＨとなっている。また、鋳塊１６の中央における軸方向に沿った部分は、等軸粒組織ＥＡとなっている。鋳塊１６のその他の部分は、柱状晶組織ＣＯとなっている。１次鋳塊１０についても同様である。なお、図６の出典は、Hayakawa,H.,et al.,ISIJ Int.,Vol.31,No.8,pp.775-784(1991)である。
(Structure form in the ingot)
Here, as shown in FIG. 6 which is a schematic view of the cross-sectional structure of the secondary ingot 16, portions which were in contact with the bottom and side of the mold 12 are quenched equiaxed grains called chill layers by quenching by the mold 12. It is an organization CH. Further, a portion along the axial direction at the center of the ingot 16 has an equiaxed grain structure EA. The other part of the ingot 16 has a columnar crystal structure CO. The same applies to the primary ingot 10. The source of FIG. 6 is Hayakawa, H., et al., ISIJ Int., Vol. 31, No. 8, pp. 775-784 (1991).
柱状晶組織ＣＯ内に一点鎖線で示した部分は、溶湯プール１５と凝固シェル１７（図１参照）との界面（凝固界面）であった部分である。矢印で示す凝固界面の法線方向は、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの凝固方向であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向である。鋳造中に溶湯プール１５の深さが深いほど、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊１６の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の半径方向における合金成分（溶質）の濃度差が大きくなる（鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度が顕著になる）。 The portion indicated by the alternate long and short dash line in the columnar crystal structure CO is the portion (solidification interface) between the molten metal pool 15 and the solidified shell 17 (see FIG. 1). The normal direction of the solidification interface indicated by the arrow is the solidification direction of the columnar crystal structure CO formed outside the center of the ingot, and the growth of the columnar crystal structure CO formed outside the center of the ingot It is a direction. As the depth of the molten metal pool 15 becomes deeper during casting, the maximum value θ of the acute angle formed by the growth direction of the columnar crystal structure CO and the central axis O of the ingot 16 becomes larger. As the acute angle maximum value θ is larger, the change in solidification speed of the molten metal in the radial direction of the ingot 16 is larger, and the difference in concentration of alloy components (solute) in the radial direction of the ingot 16 is larger (see FIG. The degree of segregation of alloying elements in the radial direction becomes remarkable).
なお、製造した鋳塊１６の断面を腐蝕させることで、柱状晶組織ＣＯの成長方向を知ることができる。これにより、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊１６の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θを知ることができる。 The growth direction of the columnar crystal structure CO can be known by etching the cross section of the manufactured ingot 16. Thereby, the maximum value θ of the acute angle formed by the growth direction of the columnar crystal structure CO and the central axis O of the ingot 16 can be known.
（定常期における鋳造速度と凝固速度との関係）
定常期における鋳造速度と凝固速度との関係を示す図である図７Ａ、図７Ｂに示すように、定常期において凝固界面が時間ｔから時間ｔ＋Δｔの間で移動する場合を考える。なお、定常期で評価するのは、定常期に溶湯プール１５が最も大きくなり、その結果として、溶解初期やホットトップ期といった非定常期において、偏析や鋳塊の半径方向における合金成分の濃度差が大きくなるためである。
(Relationship between casting speed and solidification speed in stationary phase)
As shown in FIGS. 7A and 7B showing the relationship between the casting speed and the solidification speed in the stationary phase, consider the case where the solidification interface moves between time t and time t + Δt in the stationary phase. In the stationary phase, the molten metal pool 15 is the largest during the stationary phase, and as a result, the concentration difference of alloy components in the radial direction of segregation or ingot during the non-stationary phase such as the initial stage of melting or hot top phase The reason is because
鋳塊がその軸方向に成長する速度を鋳造速度Ｖc［ｍ／秒］とし、凝固界面がその法線方向に移動する速度を凝固速度Ｒ［ｍ／秒］とすると、鋳塊の中央（鋭角の最大値θ＝０）に位置する凝固界面において、鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとは同じになる。一方、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとがなす鋭角は最大値θとなる。なお、凝固速度Ｒの分布は、溶湯プール１５の形状と鋳造速度Ｖcから幾何学的に決定している。 Assuming that the speed at which the ingot grows in the axial direction is the casting speed V c [m / sec] and the speed at which the solidification interface moves in the normal direction is the solidification speed R [m / sec] At the solidification interface located at the acute angle maximum value θ = 0), the casting speed V c and the solidification speed R are the same. On the other hand, in the columnar crystal region outside the center of the ingot surrounded by the broken line in the figure, the acute angle formed by the casting speed Vc and the solidification speed R becomes the maximum value θ. Incidentally, the distribution of the solidification rate R is geometrically determined from the shape and the casting speed V c of the molten metal pool 15.
図７Ａに示すように、溶湯プール１５の深さが深いと、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。つまり、柱状晶領域での鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとの差が大きく、鋳塊の半径方向における凝固速度の変化が大きい。 As shown in FIG. 7A, when the depth of the molten metal pool 15 is deep, an acute angle formed by the casting speed V c and the solidification speed R in the columnar crystal region outside the center of the ingot surrounded by the broken line in the figure. The maximum value θ increases. That is, the difference between the casting speed Vc and the solidification speed R in the columnar crystal region is large, and the change in the solidification speed in the radial direction of the ingot is large.
一方、図７Ｂに示すように、溶湯プール１５の深さが浅いと、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとがなす鋭角の最大値θが小さくなる。つまり、柱状晶領域での鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとの差が小さく、鋳塊の半径方向における凝固速度の変化が小さい。 On the other hand, as shown in FIG. 7B, when the depth of the molten metal pool 15 is shallow, the casting speed V c and the solidification speed R are in the columnar crystal region outside the center of the ingot surrounded by the broken line in the figure. The acute angle maximum value θ decreases. That is, the difference between the casting speed Vc and the solidification speed R in the columnar crystal region is small, and the change in the solidification speed in the radial direction of the ingot is small.
溶湯プール１５の形状を図８に示す。鋳塊の中央を原点とし、半径方向の座標をｒ、軸方向の座標をｚとすると、溶湯プール１５の深さが深い場合と、溶湯プール１５の深さが浅い場合とで、溶湯プール１５の形状はそれぞれ図示する形状になっている。溶湯プール１５の半径方向ｒにおける鋭角の最大値θの変化を図９に示す。溶湯プール１５の深さが深い場合、鋭角の最大値θの変化量が大きくなる。溶湯プール１５の半径方向ｒにおける凝固速度Ｒと鋳造速度Ｖcとの比の変化を図１０に示す。溶湯プール１５の深さが浅い場合、比（Ｒ／Ｖc）の変化量はわずかであるが、溶湯プール１５の深さが深い場合、比の変化量は大きくなっている。 The shape of the molten metal pool 15 is shown in FIG. Assuming that the center of the ingot is the origin, the coordinate in the radial direction is r, and the coordinate in the axial direction is z, the molten metal pool 15 is deep when the molten metal pool 15 is deep and when the molten metal pool 15 is shallow. The shapes of each are as illustrated. The change of the maximum value θ of the acute angle in the radial direction r of the molten metal pool 15 is shown in FIG. When the depth of the molten metal pool 15 is deep, the amount of change of the maximum value θ of the acute angle becomes large. The change of the ratio of the solidification rate R and the casting speed V c in the radial direction r of the molten metal pool 15 is shown in FIG. 10. When the depth of the molten metal pool 15 is shallow, the change amount of the ratio (R / V c ) is small, but when the depth of the molten metal pool 15 is deep, the change amount of the ratio is large.
ここで、原料の溶解速度をＭ［ｋｇ／秒］、高融点活性金属の合金の密度をρ［ｋｇ／ｍ3］、鋳塊の断面積をＡ［ｍ2］とすると、鋳塊の鋳造速度Ｖc［ｍ／秒］は次式（３）で表される。
Ｖc＝Ｍ／ρＡ ・・・式（３）
Here, assuming that the melting rate of the raw material is M [kg / sec], the density of the high melting point active metal alloy is ρ [kg / m 3 ], and the cross section of the ingot is A [m 2 ], casting of the ingot The velocity V c [m / sec] is expressed by the following equation (3).
V c = M / ρA equation (3)
ここで、原料の溶解速度Ｍ［ｋｇ／秒］とは、単位時間当たりの原料の溶解量である。図１に示すハース溶解炉１ａにおいて、溶解速度Ｍとは、原料投入装置２からハース３内に投入されて溶融される原料の単位時間当たりの質量であり、溶湯の注湯速度とほぼ同じである。また、図１に示す真空アーク溶解炉１ｂにおいて、溶解速度Ｍとは、鋳塊１０から鋳型１２内に滴下する溶滴の単位時間当たりの質量である。 Here, the dissolution rate M [kg / sec] of the raw material is the dissolved amount of the raw material per unit time. In the hearth melting furnace 1a shown in FIG. 1, the melting rate M is the mass per unit time of the raw material charged into the hearth 3 from the raw material charging device 2 and melted, and is substantially the same as the pouring speed of molten metal. is there. Further, in the vacuum arc melting furnace 1b shown in FIG. 1, the dissolution rate M is the mass per unit time of the droplets dropped from the ingot 10 into the mold 12.
また、鋳塊の直径をｄ［ｍ］とすると、鋳塊の断面積Ａは次式（４）で表される。
Ａ＝πｄ2／４ ・・・式（４）
Moreover, when the diameter of an ingot is set to d [m], the cross-sectional area A of an ingot is represented by following Formula (4).
A = πd 2/4 ··· formula (4)
また、図７Ａおよび図７Ｂから、凝固速度Ｒ［ｍ／秒］は次式（５）で表される。
Ｒ＝Ｖcｃｏｓθ ・・・式（５）
Further, from FIG. 7A and FIG. 7B, the coagulation rate R [m / sec] is expressed by the following formula (5).
R = V c cos θ formula (5)
また、固相に分配される溶質（合金成分）の濃度をＣS［％］、溶湯プールに含まれる溶質（合金成分）の濃度をＣL［％］、高融点活性金属に対する合金元素の実効分配係数をｋe［−］とすると、Ｂｕｒｔｏｎの式は、次式（６）で表される。ここで、Ｂｕｒｔｏｎの式とは、固相と液相とに溶質元素が分配される量と凝固速度Ｒとの関係を定量的に表現したモデルである。実効分配係数ｋeは、凝固速度Ｒの関数である。
ＣS＝ｋe（Ｒ）ＣL ・・・式（６）
Also, the concentration of the solute (alloy component) distributed to the solid phase is C S [%], the concentration of the solute (alloy component) contained in the molten metal pool is C L [%], and the effect of the alloying element on the high melting point active metal Assuming that the distribution coefficient is k e [−], Burton's equation is expressed by the following equation (6). Here, Burton's equation is a model that quantitatively expresses the relationship between the amount of solute elements distributed between the solid phase and the liquid phase and the solidification rate R. The effective distribution coefficient k e is a function of solidification rate R.
C S = k e (R) C L formula (6)
高融点活性金属に対する合金元素の平衡分配係数をｋ0［−］、合金元素の材料定数をα［秒／ｍ］とすると、実効分配係数ｋeは次式（７）で表される。平衡分配係数ｋ0は、Ｒ＝０のときの実効分配係数ｋeである。
ｋe＝ｋ0／｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＲ）｝ ・・・式（７）
Refractory active equilibrium distribution coefficient of alloying elements to metal k 0 [-], When the material constant of the alloy elements alpha [sec / m], the effective distribution coefficients k e is expressed by the following equation (7). The equilibrium distribution coefficient k 0 is the effective distribution coefficient k e when R = 0.
k e = k 0 / {k 0 + (1−k 0 ) exp (−αR)} equation (7)
図７Ａ、図７Ｂにおいて、鋳塊の中央（θ＝０）と、破線で囲んだ柱状晶領域とに分配される溶質（合金成分）の濃度の比をβ［−］とすると、βは、式（５）と式（７）とを用いて次式（８）で表される。
β＝［ｋ0／｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＶcｃｏｓθ）｝］／［ｋ0／｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＶc）｝］
＝｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＶc）｝／｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＶcｃｏｓθ）｝ ・・・式（８）
In FIG. 7A and FIG. 7B, assuming that the ratio of the concentration of the solute (alloy component) distributed to the center (θ = 0) of the ingot and the columnar crystal region surrounded by the broken line is β [−], β is It is represented by following Formula (8) using Formula (5) and Formula (7).
β = [k 0 / {k 0 + (1−k 0 ) exp (−α v c cos θ)}] / [k 0 / {k 0 + (1−k 0 ) exp (−α v c )}]
= {K 0 + (1-k 0 ) exp (-α V c )} / {k 0 + (1-k 0 ) exp (-α V c cos θ)} (8)
βが１に近づくほど、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析量は少なくなる。鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度γ［％］は、βを用いて次式（９）で表すことができる。
γ＝ａｂｓ（１−β）×１００[％] ・・・式（９）
As β approaches 1, the segregation amount of alloying elements in the radial direction of the ingot decreases. The segregation degree γ [%] of the alloy elements in the radial direction of the ingot can be expressed by the following equation (9) using β.
γ = abs (1−β) × 100 [%] formula (9)
（溶解速度と鋭角の最大値との関係、および、鋳造速度と鋭角の最大値との関係）
正偏析する代表的な合金元素Ａにおける、溶解速度指標と鋭角の最大値θ［ｄｅｇ］との関係を図１１に示す。また、正偏析する代表的な合金元素Ａにおける、鋳造速度指標と鋭角の最大値θ［ｄｅｇ］との関係を図１２に示す。ここで、溶解速度指標［−］とは、溶解速度Ｍを所定値で規格化したものである。また、鋳造速度指標［−］とは、鋳造速度Ｖcを所定値で規格化したものである。
(Relationship between melting rate and maximum acute angle, and relationship between casting speed and maximum acute angle)
The relationship between the dissolution rate index and the maximum value θ [deg] of the acute angle in a typical alloy element A that is positively segregated is shown in FIG. Further, FIG. 12 shows the relationship between the casting speed index and the maximum value θ [deg] of the acute angle in a typical alloy element A which is positively segregated. Here, the dissolution rate index [-] is the dissolution rate M normalized with a predetermined value. Moreover, the casting speed index [-] and is obtained by normalizing the casting speed V c by a predetermined value.
図１１、図１２では、４種類の鋳塊直径指標に対して、それぞれ関係を導出している。ここで、鋳塊直径指標［−］とは、鋳塊の直径ｄを所定値で規格化したものである。これらの関係は、式（９）に偏析度γ＝５を代入し、式（３）、式（４）、式（５）、および、式（８）を用いることでそれぞれ導出される。なお、図１２では、４つの曲線が１つに重なっている。 In FIG. 11 and FIG. 12, the relationship is derived for each of the four types of ingot diameter indicators. Here, the ingot diameter index [-] is obtained by normalizing the diameter d of the ingot by a predetermined value. These relationships are derived by substituting the segregation degree γ = 5 into the equation (9) and using the equations (3), (4), (5), and (8). In FIG. 12, four curves overlap one.
また、負偏析する代表的な合金元素Ｂにおける、溶解速度指標と鋭角の最大値θ［ｄｅｇ］との関係を図１３に示す。また、負偏析する代表的な合金元素Ｂにおける、鋳造速度指標と鋭角の最大値θ［ｄｅｇ］との関係を図１４に示す。図１３、図１４でも、４種類の鋳塊直径指標に対して、それぞれ関係を導出している。これらの関係もまた、式（９）に偏析度γ＝５を代入し、式（３）、式（４）、式（５）、および、式（８）を用いることでそれぞれ導出される。なお、図１４では、４つの曲線が１つに重なっている。 Further, FIG. 13 shows the relationship between the dissolution rate index and the maximum value of the acute angle θ [deg] in the representative alloy element B which is negatively segregated. Further, FIG. 14 shows the relationship between the casting speed index and the maximum value θ [deg] of the acute angle in a typical alloy element B which is negatively segregated. Also in FIG. 13 and FIG. 14, the relationship is derived for each of the four types of ingot diameter indicators. These relationships are also derived by substituting the segregation degree γ = 5 into the equation (9) and using the equations (3), (4), (5), and (8). In FIG. 14, four curves overlap one.
ここで、上記関係を求めるにあたり、別途実験により、合金元素Ａの平衡分配係数ｋ0、合金元素Ｂの平衡分配係数ｋ0、合金元素Ａの材料定数α、および、合金元素Ｂの材料定数αをそれぞれ求めている。これらの値を表１に示す。 Here, when finding the relationship, by a separate experiment, the equilibrium distribution coefficient k 0 alloying elements A, the equilibrium distribution coefficient k 0 alloying elements B, the material constants of the alloy elements A alpha, and the material constants of the alloying element B alpha Seeking each These values are shown in Table 1.
図１１、図１２の関係から、正偏析する代表的な合金元素Ａにおいて、鋭角の最大値θの下限値は、鋳塊の直径ｄに依らず、ほぼ一定であることがわかる。 From the relationship of FIG. 11 and FIG. 12, it is understood that the lower limit value of the maximum value θ of the acute angle is substantially constant regardless of the diameter d of the ingot in the representative alloy element A in positive segregation.
また、図１３、図１４の関係から、負偏析する代表的な合金元素Ｂにおいても、鋭角の最大値θの下限値は、鋳塊の直径ｄに依らず、ほぼ一定であることがわかる。 Further, it is understood from the relationship between FIG. 13 and FIG. 14 that the lower limit value of the maximum value θ of the acute angle is substantially constant regardless of the diameter d of the ingot also in the representative alloy element B which is negatively segregated.
（各種チタン合金の成分規格）
各種チタン合金の成分規格を表２に示す。表２において、「公称」は、合金元素の公称組成［％］を表している。また、表２において、「下限」は公称組成の下限値［％］を、「上限」は公称組成の上限値［％］を、それぞれ表している。また、表２において、「下限［％］」は、公称組成の下限値から公称組成の値を引いた値を公称組成の値で割った値のパーセンテージであり、偏析量の許容値の下限値を表している。また、表２において、「上限［％］」は、公称組成の上限値から公称組成の値を引いた値を公称組成の値で割った値のパーセンテージであり、偏析量の許容値の上限値を表している。なお、表２の出典は、ＡＳＭ ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ社の「Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ Ｈａｎｄｂｏｏｋ：Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙｓ」（Rodney Boyer,Gerhard Welsch,and E.W.collings、1994)である。
(Component standard of various titanium alloys)
The component specifications of various titanium alloys are shown in Table 2. In Table 2, "nominal" represents the nominal composition [%] of the alloying element. In Table 2, "lower limit" represents the lower limit value [%] of the nominal composition, and "upper limit" represents the upper limit value [%] of the nominal composition. Further, in Table 2, “lower limit [%]” is a percentage of a value obtained by subtracting the value of the nominal composition from the lower limit value of the nominal composition by the value of the nominal composition, and the lower limit value of the segregation amount allowable value Represents Further, in Table 2, “upper limit [%]” is a percentage of a value obtained by subtracting the value of the nominal composition from the upper limit value of the nominal composition and divided by the value of the nominal composition, and the upper limit value of the segregation amount tolerance Represents The source of Table 2 is "Materials Properties Handbook: Titanium Alloys" (Rodney Boyer, Gerhard Welsch, and EWcollings, 1994) of ASM international.
表２から、Ｔｉ−６−４ ＥＬＩ中のＡｌや、Ｔｉ−６２４６中のＡｌとＭｏのように、公称組成の値に対する上限値および下限値の条件が最も厳しい合金元素において、偏析量の許容値が±８．３％であることがわかる。 From Table 2, the tolerance of the segregation amount in the alloy element where the conditions for the upper limit value and the lower limit value with respect to the value of the nominal composition are the strictest like Al in Ti-6-4 ELI and Al and Mo in Ti-6246 It can be seen that the value is ± 8.3%.
（平衡分配係数と鋭角の最大値との関係）
正偏析する複数種類の合金元素を対象とした、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θmin［ｄｅｇ］との関係を図１５に示す。ここで、偏析量の許容値を８．３％としている。平衡分配係数ｋ0の値は、正偏析する合金元素の種類で異なる。複数種類の合金元素ごとに、偏析量の許容値が８．３％のときの、溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係、および、鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を導出することで、鋭角の最大値θの下限値θminを求める。これを、複数種類の合金元素ごとにプロットすることで、図１５に示す関係が導出される。
(Relationship between equilibrium distribution coefficient and maximum value of acute angle)
The relationship between the equilibrium distribution coefficient k 0 and the lower limit value θ min [deg] of the maximum value θ of the acute angle for a plurality of types of alloy elements positively segregated is shown in FIG. Here, the allowable value of the segregation amount is 8.3%. The value of the equilibrium distribution coefficient k 0 differs depending on the type of alloy element that is positively segregated. The relationship between the dissolution rate index and the maximum acute angle θ and the relationship between the casting rate index and the maximum acute angle θ when the allowable amount of segregation is 8.3% for each of the plurality of alloy elements By deriving, the lower limit value θ min of the maximum value θ of the acute angle is determined. By plotting this for each of a plurality of types of alloy elements, the relationship shown in FIG. 15 is derived.
図１５から、正偏析する合金元素においては、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θminとの間に、以下の式（１０）が成り立つことがわかる。
θmin＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５ （ｋ0＜１） ・・・式（１０）
From FIG. 15, it is understood that the following equation (10) is established between the equilibrium distribution coefficient k 0 and the lower limit value θ min of the maximum value θ of the acute angle in the alloy elements positively segregated.
θ min = −30.5 ln (1−k 0 ) +21.5 (k 0 <1) (10)
また、負偏析する複数種類の合金元素を対象とした、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θmin［ｄｅｇ］との関係を図１６に示す。ここで、偏析量の許容値を８．３％としている。平衡分配係数ｋ0の値は、負偏析する元素の種類で異なる。複数種類の合金元素ごとに、偏析量の許容値が８．３％のときの、溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係、および、鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を導出することで、鋭角の最大値θの下限値θminを求める。これを、複数種類の合金元素ごとにプロットすることで、図１６に示す関係が導出される。 Further, FIG. 16 shows the relationship between the equilibrium distribution coefficient k 0 and the lower limit value θ min [deg] of the maximum value θ of the acute angle for a plurality of types of alloying elements which are negatively segregated. Here, the allowable value of the segregation amount is 8.3%. The value of the equilibrium distribution coefficient k 0 differs depending on the type of negatively segregating element. The relationship between the dissolution rate index and the maximum acute angle θ and the relationship between the casting rate index and the maximum acute angle θ when the allowable amount of segregation is 8.3% for each of the plurality of alloy elements By deriving, the lower limit value θ min of the maximum value θ of the acute angle is determined. By plotting this for each of a plurality of types of alloy elements, the relationship shown in FIG. 16 is derived.
図１６から、負偏析する合金元素においては、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θminとの間に、以下の式（１１）が成り立つことがわかる。
θmin＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１ （ｋ0＞１） ・・・式（１１）
From FIG. 16, it is understood that the following equation (11) is established between the equilibrium distribution coefficient k 0 and the lower limit value θ min of the maximum value θ of the acute angle in the alloy elements which are negatively segregated.
θ min = −18.9 ln (k 0 −1) +43.1 (k 0 > 1) (11)
（溶解条件および鋳塊自身の特徴）
そこで、本実施形態の鋳塊は、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にされている。また、本実施形態の鋳塊を製造する製造方法では、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θを、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にしながら鋳塊を製造している。
(Melt conditions and characteristics of the ingot itself)
Therefore, the ingot of the present embodiment is a maximum of an acute angle formed by the growth direction of the columnar crystal structure CO formed inside the ingot and outside the center of the ingot and the central axis O of the ingot. The value θ is less than or equal to the threshold θ cr which satisfies the following equations (1) and (2). Further, in the manufacturing method of manufacturing the ingot of the present embodiment, the growth direction of the columnar crystal structure CO formed inside the ingot and outside the center of the ingot, and the central axis O of the ingot The ingot is manufactured while setting the maximum value θ of the acute angle formed by to be equal to or less than the threshold value θ cr satisfying the following formulas (1) and (2).
θcr＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５ （ｋ0＜１） ・・・式（１）
θcr＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１ （ｋ0＞１） ・・・式（２）
θ cr = −30.5 ln (1−k 0 ) +21.5 (k 0 <1) formula (1)
θ cr = −18.9 ln (k 0 −1) +43.1 (k 0 > 1) formula (2)
ここで、ｋ0［−］は、高融点活性金属に対する合金元素の平衡分配係数である。式（１）は、正偏析する元素における、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの閾値θcrとの関係式である。式（２）は、負偏析する元素における、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの閾値θcrとの関係式である。 Here, k 0 [−] is the equilibrium distribution coefficient of the alloying element to the high melting point active metal. Expression (1) is a relational expression between the equilibrium distribution coefficient k 0 and the threshold θ cr of the maximum value θ of the acute angle in an element which is positively segregated. Expression (2) is a relational expression between the equilibrium distribution coefficient k 0 and the threshold θ cr of the maximum value θ of the acute angle in an element which negatively segregates.
鋭角の最大値θが、閾値θcr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度γの絶対値を、許容値である８．３％以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。 By manufacturing the ingot while making the maximum value θ of the acute angle be equal to or less than the threshold value θ cr , the absolute value of the degree of segregation γ of the alloy elements in the radial direction of the ingot is 8.3% or less, which is the allowable value Can be This makes it possible to obtain an ingot made of an alloy of a high melting point active metal with less deviation of alloy components.
（効果）
以上に述べたように、本実施形態に係る高融点活性金属の合金からなる鋳塊によると、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが、閾値θcr以下にされている。鋳造中の溶湯プール１５の深さが深いほど、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析が顕著になる。そこで、この鋭角の最大値θが、閾値θcr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度の絶対値を、許容値である８．３％以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。
(effect)
As described above, according to the ingot made of the high melting point active metal alloy according to the present embodiment, the growth of the columnar crystal structure CO formed inside the ingot and outside the center of the ingot. The maximum value θ of the acute angle formed by the direction and the central axis O of the ingot is made equal to or less than the threshold value θ cr . As the depth of the molten metal pool 15 during casting becomes deeper, the maximum value θ of the acute angle formed by the growth direction of the columnar crystal structure CO and the central axis O of the ingot becomes larger. The larger the acute angle maximum value θ, the larger the change in solidification speed of the molten metal in the radial direction of the ingot, and the segregation of the alloy elements in the radial direction of the ingot becomes remarkable. Therefore, by manufacturing the ingot while making the maximum value θ of the acute angle be equal to or less than the threshold value θ cr , the absolute value of the degree of segregation of the alloy elements in the radial direction of the ingot can be 8.3. It can be less than%. This makes it possible to obtain an ingot made of an alloy of a high melting point active metal with less deviation of alloy components.
また、高融点活性金属の合金がチタン合金であるので、合金成分の偏りが少なく、歩留まりに優れたチタン合金を得ることができる。 In addition, since the alloy of the high melting point active metal is a titanium alloy, it is possible to obtain a titanium alloy which is less in deviation of alloy components and excellent in yield.
また、本実施形態に係る高融点活性金属の合金からなる鋳塊の製造方法によると、アーク放電を用いた真空アーク溶解法、プラズマアークを用いたプラズマアーク溶解法、または、電子ビームを用いた電子ビーム溶解法により、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を好適に製造することができる。 Moreover, according to the method of manufacturing an ingot made of an alloy of high melting point active metals according to the present embodiment, a vacuum arc melting method using an arc discharge, a plasma arc melting method using a plasma arc, or an electron beam By the electron beam melting method, an ingot made of an alloy of a high melting point active metal with less deviation of alloy components can be suitably produced.
以上、本発明の実施形態を説明したが、具体例を例示したに過ぎず、特に本発明を限定するものではなく、具体的構成などは、適宜設計変更可能である。また、発明の実施の形態に記載された、作用及び効果は、本発明から生じる最も好適な作用及び効果を列挙したに過ぎず、本発明による作用及び効果は、本発明の実施の形態に記載されたものに限定されるものではない。 As mentioned above, although embodiment of this invention was described, only the specific example was illustrated and it does not specifically limit this invention, and a design change can be suitably carried out for a specific structure. Further, the actions and effects described in the embodiments of the invention merely list the most preferable actions and effects resulting from the present invention, and the actions and effects according to the present invention are described in the embodiments of the present invention. It is not limited to what was done.
１ 製造装置
１ａ ハース溶解炉
１ｂ 真空アーク溶解炉
２ 原料投入装置
３ ハース
４ プラズマトーチ
５ 鋳型
６ スターティングブロック
７ プラズマトーチ
８ コントローラ
９ 溶湯プール
１０ １次鋳塊
１２ 鋳型
１３ 電極支持体
１４ コントローラ
１５ 溶湯プール
１６ ２次鋳塊
１７ 凝固シェル
1 manufacturing apparatus 1a hearth melting furnace 1b vacuum arc melting furnace 2 raw material feeding device 3 hearth 4 plasma torch 5 mold 6 starting block 7 plasma torch 8 controller 9 molten metal pool 10 primary ingot 12 mold 13 electrode support 14 controller 15 molten metal Pool 16 Secondary ingot 17 Solidifying shell
Claims (3)
前記高融点活性金属に対する前記合金元素の平衡分配係数をｋ0［−］とすると、
前記鋳塊の内部であって、前記鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、前記鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にされていることを特徴とする、高融点活性金属の合金からなる鋳塊。
θcr＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５ （ｋ0＜１） ・・・式（１）
θcr＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１ （ｋ0＞１） ・・・式（２） An ingot made of an alloy of high melting point active metals manufactured by solidifying from the bottom side of the molten metal pool while heating the surface of the molten metal pool in which the molten metal formed by melting the raw materials is collected in the mold. There,
Assuming that the equilibrium distribution coefficient of the alloying element to the high melting point active metal is k 0 [−],
The maximum value θ of the acute angle formed between the growth direction of the columnar crystal structure formed inside the ingot and outside the center of the ingot and the central axis of the ingot is represented by the following equation (1 2.) An ingot made of an alloy of a high melting point active metal, wherein the ingot is set to a threshold θ cr or less that satisfies (2).
θ cr = −30.5 ln (1−k 0 ) +21.5 (k 0 <1) formula (1)
θ cr = −18.9 ln (k 0 −1) +43.1 (k 0 > 1) formula (2)
前記原料と前記鋳型との間に発生させたアーク放電、プラズマトーチからのプラズマアーク、または、電子銃からの電子ビームで、前記原料を溶解させるとともに、前記溶湯プールの湯面を加熱することを特徴とする高融点活性金属の合金からなる鋳塊の製造方法。 A method for producing an ingot comprising an alloy of a high melting point active metal according to claim 1 or 2, wherein the ingot is made of an alloy of a high melting point active metal,
Melting the raw material with an arc discharge generated between the raw material and the mold, a plasma arc from a plasma torch, or an electron beam from an electron gun, and heating the surface of the molten metal pool The manufacturing method of the ingot which consists of an alloy of the high melting point active metal characterized by the above.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018004902A JP6994392B2 (en) | 2018-01-16 | 2018-01-16 | Ingot made of an alloy containing titanium as the main component, and its manufacturing method |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018004902A JP6994392B2 (en) | 2018-01-16 | 2018-01-16 | Ingot made of an alloy containing titanium as the main component, and its manufacturing method |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2019122980A true JP2019122980A (en) | 2019-07-25 |
| JP6994392B2 JP6994392B2 (en) | 2022-02-04 |
Family
ID=67397173
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2018004902A Active JP6994392B2 (en) | 2018-01-16 | 2018-01-16 | Ingot made of an alloy containing titanium as the main component, and its manufacturing method |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6994392B2 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114250350A (en) * | 2021-12-28 | 2022-03-29 | 有研亿金新材料有限公司 | Processing method of Pt-10Ir-15Ag alloy foil |
| JP2022076856A (en) * | 2020-11-10 | 2022-05-20 | 株式会社神戸製鋼所 | Ingot of pure titanium or titanium alloy |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0297625A (en) * | 1988-10-04 | 1990-04-10 | Nippon Steel Corp | Method for producing ingots using consumable electrode type arc melting and electrodes for the same |
| JPH05214458A (en) * | 1992-01-31 | 1993-08-24 | Nkk Corp | Method for melting titanium alloy ingot by var process |
| JP2007291453A (en) * | 2006-04-25 | 2007-11-08 | Kobe Steel Ltd | Consumable electrode |
| JP2016185562A (en) * | 2015-03-27 | 2016-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | Method and apparatus for manufacturing ingot comprising alloy of high melting point active metal |
-
2018
- 2018-01-16 JP JP2018004902A patent/JP6994392B2/en active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0297625A (en) * | 1988-10-04 | 1990-04-10 | Nippon Steel Corp | Method for producing ingots using consumable electrode type arc melting and electrodes for the same |
| JPH05214458A (en) * | 1992-01-31 | 1993-08-24 | Nkk Corp | Method for melting titanium alloy ingot by var process |
| JP2007291453A (en) * | 2006-04-25 | 2007-11-08 | Kobe Steel Ltd | Consumable electrode |
| JP2016185562A (en) * | 2015-03-27 | 2016-10-27 | 株式会社神戸製鋼所 | Method and apparatus for manufacturing ingot comprising alloy of high melting point active metal |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2022076856A (en) * | 2020-11-10 | 2022-05-20 | 株式会社神戸製鋼所 | Ingot of pure titanium or titanium alloy |
| CN114250350A (en) * | 2021-12-28 | 2022-03-29 | 有研亿金新材料有限公司 | Processing method of Pt-10Ir-15Ag alloy foil |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6994392B2 (en) | 2022-02-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4830084A (en) | Spray casting of articles | |
| RU2490350C2 (en) | METHOD FOR OBTAINING BASIC β-γ-TiAl-ALLOY | |
| JP2004523359A (en) | Refining and casting apparatus and method | |
| US20060230876A1 (en) | Method for producing alloy ingots | |
| US5263689A (en) | Apparatus for making alloy power | |
| JP6994392B2 (en) | Ingot made of an alloy containing titanium as the main component, and its manufacturing method | |
| JP5703414B1 (en) | Method for producing platinum group base alloy | |
| JP7132717B2 (en) | Method for producing ingot made of titanium alloy | |
| Qi et al. | Analysis of external and internal defects of molybdenum deposited via wire arc additive manufacturing | |
| RU2413595C2 (en) | Method of producing spherical granules of refractory and chemically active metals and alloys, device to this end and device to fabricate initial consumable billet to implement said method | |
| US4558729A (en) | Method for high vacuum casting | |
| JP6396247B2 (en) | Ingot manufacturing method and manufacturing apparatus made of high melting point active metal alloy | |
| EP3556487B1 (en) | Casting method for active metal | |
| JP5822519B2 (en) | Melting furnace for metal melting | |
| JP5770156B2 (en) | Continuous casting method of ingot made of titanium or titanium alloy | |
| JP2009167511A (en) | Ingot manufacturing method by electroslag remelting method | |
| WO2020059090A1 (en) | Method and device for manufacturing titanium alloy ingot | |
| JP7406074B2 (en) | Titanium ingot manufacturing method and titanium ingot manufacturing mold | |
| US20220250141A1 (en) | METHOD FOR CASTING Ti-Al BASED ALLOY | |
| US5974075A (en) | Method of Magnetically-controllable, electroslag melting of titanium and titanium-based alloys and apparatus for carrying out same | |
| JP2022076856A (en) | Ingot of pure titanium or titanium alloy | |
| JP7406073B2 (en) | Manufacturing method for titanium ingots | |
| JP7376790B2 (en) | Equipment for titanium casting | |
| JP7417056B2 (en) | titanium alloy ingot | |
| WO2021192875A1 (en) | Graphite nozzle for bottom tapping and ti-al alloy casting method |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20201130 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20210915 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20211102 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20211119 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20211207 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20211213 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6994392 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |