JP6372373B2 - α相を主とするチタン材の製造方法およびチタン製熱間圧延用素材 - Google Patents

Description

本発明は、インゴットを分塊や鍛造や圧延など熱間加工する工程、いわゆるブレークダウン（熱間での分塊圧延や鍛造など）の工程を省略しても、熱間圧延後の表面性状を良好に保つことのできるα相を主とするチタン材の製造方法および熱間圧延用素材に関するものである。

まず、チタン材の一般的な製造方法を説明する。消耗電極式アーク溶解法や電子ビーム溶解法で溶解して凝固させたインゴットからスタートし、そのインゴットを分塊や鍛造、圧延などの熱間加工によってブレークダウンしてスラブやビレットなどの熱間圧延用素材とする。熱間圧延用素材は熱間圧延されて、スラブは板（厚板や薄板）に、ビレットは棒線に加工される。その熱間圧延された板や棒線は焼鈍や脱スケールされてそのまま製品になるもの、あるいは更に冷間圧延や冷間伸線などの冷間加工と焼鈍が施されて最終製品となるものがある。なお、熱間圧延後の脱スケール工程で、スケールと表面欠陥を除去するが、表面欠陥が深くなるとその分は表面を深く除去しなければならず、当然ながら、歩留が悪化することになる。

一方で、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法やプラズマアーク溶解法などでは、鋳型形状の自由度が高く、矩形や円柱形の鋳型が使用できる。矩形インゴットから板を製造する場合や、円柱形インゴットから棒線を製造する場合には、インゴット形状の点から考えると、上述のブレークダウン工程を省略することができ製造コストの低下につながる。

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、図１に示すように数十ｍｍに及ぶ粗大な結晶粒からなり、このインゴットを、ブレークダウン工程を経ることなく直接熱間圧延すると、ｈｃｐ（稠密六方格子）からなる粗大な結晶粒に起因して粒内および各結晶粒間の変形異方性によって、熱間圧延の初期に表面に凹凸が生じて、最終的に深い表面欠陥となる。そのために、表面欠陥を除去する脱スケール工程などで相当に歩留を悪化させてしまうことになる。なお、これらの現象は、チタンのα相が変形異方性の大きいｈｃｐであることに起因しており、ｂｃｃ（体心立方格子）であるチタンのβ相からなるβ型チタン合金ではｂｃｃが多くのすべり系を有するために変形異方性は小さく、上述のα相（ｈｃｐ）のような問題はほとんど顕在化しない。

したがって、α相を主とするチタン材において、ブレークダウン工程を省略する場合には、熱間圧延後の表面欠陥をできるだけ軽微にする必要がある。このような問題点を解決するために、インゴットからなる熱間圧延用素材に加工や熱処理を施したり、熱間圧延方法を工夫したりするなどして表面欠陥を軽減する以下の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、「β変態点＋５０℃」以上の温度に２時間以下の間加熱し、次いで「β変態点−５０℃」以下の温度域に冷却した後、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する方法が提案されている。

特許文献２では、チタン材のインゴットを、９３０〜１０００℃で３０分〜２時間の均熱後、８８３℃以上のβ単相域で少なくとも１パス当たり１０％以上で、２パス以上且つ全圧延率４０％以上の圧延を施し、さらに８８３℃以下のα単相域又はα＋β二相域で圧下率２０％以上の圧延を施す熱間圧延方法が提案されている。はじめのβ単相域の加工によってインゴットの鋳造組織を分解して、以降の熱間圧延で生じる表面のシワ疵を低減するものである。

特許文献３では、チタン材のインゴットを直接熱間加工する場合に、表層付近の結晶粒を細粒化するために、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以上を再結晶させた後に、熱間加工す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、ショットブラストなどが挙げられている。

特許文献４では、チタン材製造において、インゴットをブレークダウン（分塊圧延）する場合に、表面疵を低減する熱間圧延方法が提案されている。インゴットを分塊圧延することによって表面から深さ６０μｍ以上を等軸晶とした熱間圧延用素材（スラブなど）を、α単相域またはα＋β二相域で加熱して熱間圧延するものである。これにより、熱間圧延の加熱時に形成される酸素リッチ層が部分的に深くなる現象が回避でき、その後の脱スケール工程で容易に酸素リッチ層を除去でき、その結果、延性の不均一な部分がなくなるため、冷間加工後の表面性状が改善されるとしている。

特開平０８−０６０３１７号公報 特開昭６１−１５９５６２号公報 特開平０１−１５６４５６号公報 特開平０７−１０２３５１号公報

特許文献１に記載の方法は、インゴットをβ単相域（β変態点を超える温度）へ加熱することによって、β相粒の再結晶が起こり細粒化される効果がある。しかし、大型なインゴットをβ単相域から単に放冷や炉冷した場合には、冷却速度は遅いために再結晶して細粒化しても冷却中に粒成長するため平均で５ｍｍ以下の細粒を得ることができず、この５ｍｍを超える粗大粒が有する変形異方性によって熱間圧延中の凹凸が発生してしまい表面欠陥を軽減する効果は十分ではない。冷却速度が遅いこの程度の細粒化では、熱間圧延中の凹凸の元になる粒界が増加するため、かえって表面欠陥の発生頻度が増してしまう結果になる。例えば、工業用純チタンＪＩＳ２種（ＪＩＳ Ｈ ４６００）のインゴットをβ単相域である９５０℃から冷却したものを機械加工で切り出して平滑な表面とした熱間圧延素材を熱間圧延すると、インゴットままを同様に切り出して熱間圧延したものに比べて、有害な表面欠陥の頻度が極めて高くなる結果となった。また、特許文献１のように９００℃を超える「β変態点＋５０℃」以上の高温に大気中で加熱すると厚い酸化層（スケールやαケースや酸素富化層）が形成され、そのまま熱間圧延すると、この厚い酸化層が押し込まれて深い表面欠陥が生じるといった課題もある。

特許文献２に記載の方法は、熱間圧延時の加熱にて、９３０〜１０００℃で３０分〜２時間の均熱をとる必要があり、チタンは酸素と活性に反応するためこのような高温大気加熱を施すと約０．１ｍｍにも及ぶ厚い酸化層が形成される。これをそのまま熱間圧延するため、厚い酸化層が表面に押し込まれて深い表面欠陥が発生してしまう。

特許文献３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形成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。したがって、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ひずみを与える必要があるが、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非常に大きな設備が必要であり、通常の分塊圧延などのブレークダウン工程と比較してコスト低下になるものではない。

特許文献４に記載の方法は、ブレークダウン工程（分塊圧延）を経ることによってインゴットの鋳造組織が分解されて細粒化および等軸化することを前提としており、本発明のようにブレークダウン工程を省略する場合には意味をなさない。

以上の課題を鑑みて、本発明では、変形異方性の大きいα相を主とするチタンにおいてインゴットをブレークダウンする工程（熱間での分塊圧延や鍛造など）を省略しても、その後の熱間圧延で発生する表面欠陥を従来方法よりも軽微にする廉価なチタン材の製造方法とチタン製熱間圧延用素材を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１） インゴットの表面から５ｍｍを超える深さまでを、（β変態点温度＋３０℃）以上、（β変態点温度＋１３０℃）以下の温度に加熱した後、インゴット表面をファン空冷以上の冷却速度で冷却する熱処理を実施し、さらに、表面を算術平均粗さＲａが１〜２０μｍとなるように手入れした後、熱間圧延することを特徴とする、α相を主とするチタン材の製造方法。
（２） 雰囲気加熱にて、インゴットを表面温度（β変態点温度＋３０℃）以上、（β変態点温度＋１３０℃）以下で１〜６０分加熱した後、ファン空冷以上の冷却速度で冷却する熱処理を実施し、さらに、表面を算術平均粗さＲａが１〜２０μｍとなるように手入れした後、熱間圧延することを特徴とする、α相を主とするチタン材の製造方法。
（３） 前記表面を算術平均粗さＲａが１〜２０μｍとなるように行う手入れ手段が、研削、切削、ブラスト処理のうちのいずれか１種または２種以上であることを特徴とする、請求項１または２に記載のα相を主とするチタン材の製造方法。
（４） 表面から少なくとも深さ５ｍｍまでの領域において、チタン六方晶の結晶方位がランダムであり、平均粒径が５ｍｍ以下の金属組織を有し、且つ表面が算術平均粗さＲａで１〜２０μｍであることを特徴とする、α相を主とするチタン製熱間圧延用素材。
（５） 表面が、研削、切削、ブラスト処理のうちのいずれか１種または２種以上で仕上られていることを特徴とする、請求項４に記載のα相を主とするチタン製熱間圧延用素材。

本発明では、ｈｃｐの熱間での変形異方性によって引き起こされる熱間圧延初期の凹凸が表面欠陥の起因となることから、α相を主とするチタンを対象としており、具体的には、ＪＩＳ Ｈ ４６００の１〜４種に代表される工業用純チタンをはじめ、耐食性を高めるために工業用純チタンにＲｕ，Ｐｄ，Ｔａ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｎｉを１種類以上で各１質量％未満添加したもので、例えばＪＩＳ Ｈ ４６００の１１〜２３種、さらにはα型チタン合金やα＋β型チタン合金が対象となる。α＋β型チタン合金は、例えばＪＩＳ Ｈ ４６００の６０種（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ）、６０Ｅ種、６１種（Ｔｉ−３Ａｌ−２．５Ｖ）、６１Ｆ種や、Ｔｉ−１％Ｆｅ−０．３６％ＯなどのＴｉ−Ｆｅ−Ｏ三元系合金などが該当する。

本発明において、α相を主とするとは、β変態点超の温度から空冷した際、α相比率が９０％以上を意味する。このα相の比率は、Ｘ線回折のピーク強度から求めることができる。下記式で規定するＭｏ当量からＡｌ当量を引いた値が４以下であれば、α相を主とするチタン材とすることができる。下記式において、元素記号は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｍｏ当量＝［Ｍｏ］＋［Ｔａ］／５＋［Ｎｂ］／３．６＋［Ｗ］／２．５＋［Ｖ］／１．５＋１．２５［Ｃｒ］＋１．２５［Ｎｉ］＋１．７［Ｍｎ］＋１．７［Ｃｏ］＋２．５［Ｆｅ］
Ａｌ当量＝［Ａｌ］＋［Ｚｒ］／６＋［Ｓｎ］／３＋１０［Ｏ］

本発明によれば、変形異方性の大きいα相を主とするチタン材の製造において、インゴットをブレークダウンする工程（熱間での分塊圧延や鍛造など）を省略しても、その後の熱間圧延で発生する表面欠陥を軽微にすることのできるα相を主とするチタン材の製造方法およびチタン製熱間圧延用素材を提供することができるため、その産業上の効果は計り知れない。

鋳造ままインゴットの金属組織の例を示す図である。 鋳造ままインゴットを（β変態点＋３０℃）〜（β変態点＋１３０℃）の温度域から、ファン空冷以上の冷却速度で冷却した場合の金属組織の例を示す図である。 本発明のチタン材の表層断面をＥＢＳＰ解析したｈｃｐ（０００１）面の極点図であり、（ａ）は本発明例、（ｂ）はブレークダウン材を示す。

本発明者らは、凝固ままで結晶粒が数十ｍｍにも及ぶインゴット組織を細粒化し、熱間圧延による表面欠陥を低減する製造方法と熱間圧延素材について、鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。

まず、ｈｃｐの粗大粒の変形異方性に起因した熱間圧延の初期に形成される凹凸が、表面欠陥の起因となっており、この凹凸を軽減することが重要であることを見出した。インゴットを（β変態点＋３０℃）〜（β変態点＋１３０℃）で加熱してβ単相に変態させた後にファン空冷以上の冷却速度で冷却することによって、図２に示すように平均粒径が５ｍｍ以下になり、単に空冷する場合よりも細粒化される。しかし、熱間圧延で生じる表面欠陥は若干軽減されたが、依然として通常の脱スケール工程であるショット・酸洗後には多くの表面欠陥が観察されており、熱処理による細粒化だけでは表面欠陥の軽減効果は不十分であることがわかった。

上記のようなインゴットへの熱処理に加えて、熱間圧延前の素材表面を手入れして算術平均粗さで１〜２０μｍに荒らすことによって、熱間圧延後のショット・酸洗で無害化できるレベルまで表面欠陥が軽減できることを見出した。これは、熱間圧延前の素材表面を荒らすことによって、被圧延面と熱間圧延ロール面との間の摩擦力が高まり、表面の自由変形が拘束されて、表面欠陥の起因となる熱間圧延初期の凹凸形成が抑制されるためである。さらには、素材表面の荒れが熱間圧延で潰される変形と、ｈｃｐの異方性のある変形とが互いに干渉し合って、熱間圧延初期の凹凸が軽減される作用もある。このように、熱間圧延初期の凹凸形成を抑制できれば、以降の熱間圧延では、ひずみによってパス間で再結晶して細粒化が進むために、最終的に表面欠陥は軽減されることになる。

以下に本発明について詳しく説明する。

インゴットを（β変態点＋３０℃）〜（β変態点＋１３０℃）で加熱してファン空冷以上の冷却速度で冷却することによって、初期は数十ｍｍあった結晶粒が平均粒径で５ｍｍ以下に細粒化されて、特定方位が発達していないランダムな方位を成す金属組織が得られる。当然ながら、β単相域から冷却された組織を呈している。これに対して、通常の熱間加工による分塊、鍛造、圧延などのブレークダウン工程を経た場合には、熱間加工が加わるため結晶の特定方位が発達しており、チタン六方晶がランダムな方位ではない。冷却方法は、強制的に大気や窒素、アルゴンやヘリウムなどのガスを高圧で吹き付けたり、水冷したりするなど、より冷却速度を高めた方が細粒化されることから、好ましい。安定してβ相に変態させるためには、β変態点よりも高い温度に過加熱する必要があり、β変態点よりも３０℃以上高い温度で細粒化が達成されるが、加熱温度がβ変態点よりも１３０℃を超えて高くなると粒径５ｍｍ以下の細粒組織が得られず、かえって粒径が大きくなってしまう。加熱が雰囲気加熱の場合には、加熱時間が１分未満では十分な深さまで細粒化ができず、６０分を超えると大気中の酸素と反応した硬質な酸素富化層が厚く形成され、この後の機械切削やグラインダ研磨による表面の機械手入れの能率を低下させてしまう場合がある。但し、高周波誘導加熱や通電加熱の場合には、外雰囲気からの熱伝導による雰囲気加熱と違い、表層部を内部まで一気に加熱することが可能であることから、１分未満の加熱時間でも比較的深くまで（β変態点＋３０℃）〜（β変態点＋１３０℃）の温度に達すことが可能である。後述するが、熱間圧延時の表面欠陥を抑制するためには、β単相域から冷却された粒径５ｍｍ以下の金属組織が表面から深さ５ｍｍ以上は必要である。

以上のことから、請求項１では、インゴットの表面から５ｍｍを超える深さまでを（β変態点＋３０℃）〜（β変態点＋１３０℃）に加熱した後にインゴット表面をファン空冷以上の冷却速度で冷却することとした。また、請求項２では、雰囲気加熱にて、インゴットを表面温度（β変態点＋３０℃）〜（β変態点＋１３０℃）で１〜６０分加熱してファン空冷以上の冷却速度で冷却することとした。例えば、工業用純チタンのβ変態点は酸素や鉄などの微量元素によって多少上下するが約８８０℃であり、加熱温度は９１０〜１０１０℃の範囲となる。酸素などの雰囲気との反応を抑制するために加熱温度は（β変態点＋３０℃）〜（β変態点＋１００℃）の温度が好ましく、冷却方法はより冷却速度を高めるために、強制的に大気、窒素、アルゴン、ヘリウムの１種以上からなるガスを高圧で吹き付けたり、水冷したりする方が好ましい。ここでは、熱処理の雰囲気を限定していないが、真空もしくは窒素ガスや不活性ガスの雰囲気にした容器内で熱処理を実施することは、インゴット表面の酸化を抑制する意味で有効であり、好ましい。なお、窒素は高温でチタンと反応するが、その反応量は酸素に比べて非常に小さく、質量増加量で１／１０から１／３０程度であり効果的である。加熱方法も限定しないが、通常の加熱炉による雰囲気加熱の他に、窒素ガスやアルゴンなどの不活性ガスを吹き付けながら、高周波誘導加熱や通電加熱を施すことによって、インゴット表面の酸化を抑制しつつ同時に冷却速度を高めることが可能になる。なお、インゴットへの上記熱処理を、複数回実施しても、同様な効果が得られることから、本発明では特に熱処理回数を制限するものではない。

加熱炉で過熱する際のインゴット表面及び深さ５ｍｍ位置の温度については、事前に、インゴットの表面と内部５ｍｍ深さの温度変化を測定し、５ｍｍ深さまでが狙いの温度範囲になることを容易に確認できる。雰囲気加熱であっても表面が狙い温度に達してから１分あれば、５ｍｍ深さまでが狙いの温度に達して本発明の金属組織が得られることを確認した。また、熱間圧延用素材の物性を考慮した計算シミュレーションでも、熱電対を埋め込んだ測定データと合わせ込むことで、雰囲気温度に応じて表面とその内部の温度を精度高く計算することが可能であり、その計算温度を用いて狙いの表面温度になるようにその加熱時間を制御してもかまわない。

以上のように製造した本発明のチタン製熱間圧延用素材は、表面から少なくとも深さ５ｍｍまでの領域において、チタン六方晶の結晶方位がランダムであり、平均粒径が５ｍｍ以下の金属組織を有している。その結果、表面から深さ５ｍｍ以上までの領域において、チタン六方晶の結晶方位がランダムであり、平均粒径が５ｍｍ以下の金属組織を有している。また、熱間圧延用素材の表面付近において、表面に近いほど、加熱後の冷却における冷却速度が速くなることから、表面から深さ５ｍｍ位置においてチタン六方晶の結晶方位がランダムであり、平均粒径が５ｍｍ以下の金属組織であれば、表面から少なくとも深さ５ｍｍまでの領域において、チタン六方晶の結晶方位がランダムであり、平均粒径が５ｍｍ以下の金属組織を有しているといえる。

ここで、チタン六方晶の結晶方位がランダムであるとは、（０００１）面からの最大強度が５以下を意味する。図３に、チタン材の表層断面をＥＢＳＰ（電子後方散乱パターン、Electron Back Scattering Pattern）解析したｈｃｐ（０００１）面の極点図を示す。図３（ａ）は、本発明であるチタン六方晶の結晶方位がランダムな例であり、図３（ｂ）は、ブレークダウン材の例である。図３（ａ）については、（０００１）面が特定方向方位に集積しておらず、様々な方向を向いているのがわかる。図３のＲＤはチタン材の長手方向をとっている。なお、ｓｈｏｔｔｋｙ型ＦＥ-ＳＥＭ（日立製作所製Ｓ−４３００ＳＥ）とＥＢＳＰ装置（ＴＳＬ社製）を用いて加速電圧２０ｋＶで測定し、その解析はＥＢＳＰ解析ソフトＯＩＭを用いた。本発明例の図３（ａ）は、ＥＢＳＰ解析ソフトＯＩＭのデフォルト設定ままで（０００１）面からの最大強度が４であり、ブレークダウン材の図３（ｂ）は（０００１）面からの最大強度が７である。

上述したように、熱処理による細粒化だけでは熱間圧延後の表面欠陥を十分に軽減することができず、上記熱処理後のインゴット表面を機械切削等の切削処理やグラインダ掛けなどの研削処理、ショットブラストやショットピーニング等のブラスト処理などの手入れによって適度に荒らした後に、熱間圧延することが重要である。その手入れ後の表面粗さは、算術平均粗さＲａで１〜２０μｍとすることによって熱間圧延後の表面欠陥を無害化できる。一方、Ｒａが１μｍ未満では有効な効果が得られず、２０μｍを超えると粗大な凹凸が点在する場合があり、かえって熱間圧延によってこのような凹凸が被さってしまい表面欠陥となる場合がある。以上のことから、請求項１と請求項２では、表面が算術平均粗さＲａで１〜２０μｍとなるように表面を手入れした後に、熱間圧延することとした。好ましくは、表面欠陥をより低位に安定して軽減できることから、Ｒａは１．５〜１０μｍの範囲である。この手入れ方法として、フライスなどの機械切削やグラインダ研削がある。機械切削では切削バイトの送りや回転速度およびバイトの種類、グラインダ研削では研削砥石やベルトの表面粗さや種類によって、手入れ後の表面粗さを調整することができる。なお、この表面手入れでは、従来同様に、インゴット表面にある疵や酸素富化層を除去することも含んでおり、これによって、熱間圧延さらにはその後の冷間加工時の表面欠陥を抑制することにつながる。

請求項３では、研削、切削、ブラスト処理が比較的容易に表面粗さを調整できることから、請求項１あるいは請求項２と同様の熱処理を施したインゴットを表面手入れした後、さらに算術平均粗さＲａが１〜２０μｍとなるように研削、切削、ブラスト処理のうちのいずれか１種または２種以上を施し、その後に熱間圧延するものである。好ましくは、表面欠陥をより低位に安定して軽減できることから、Ｒａは１．５〜１０μｍの範囲である。請求項３では、研削、切削、ブラスト処理によって表面粗さを調整するため、研削、切削、ブラスト処理に先立つ表面手入れでは表面粗さを特に調整する必要はなく、従来同様にインゴット表面にある疵さらには酸素富化層を除去するものでもよい。

なお、請求項１、請求項２、請求項３では、熱間圧延条件を特に限定しないが、熱間圧延の加熱時に起きる酸化を抑制するために、加熱温度を（β変態点＋３０℃）以下にすることが好ましい。

請求項４に記載の本発明は、インゴットから熱間加工によるブレークダウン工程を経ていないため、表面から少なくとも深さ５ｍｍまでの領域において、チタン六方晶の結晶方位がランダムであり、平均粒径が５ｍｍ以下の金属組織を有し、且つ表面が算術平均粗さＲａで１〜２０μｍであることを特徴とする、α相を主とするチタン製熱間圧延用素材である。さらに、請求項５に記載の本発明では、請求項４において表面が算術平均粗さＲａで１〜２０μｍの研削、切削、ブラスト処理のうちのいずれか１種または２種以上で仕上げられていることを特徴とする。これらの素材を用いることによって、インゴットのブレークダウン工程を省略しても、通常の分塊圧延などのブレークダウン工程を経た場合と同等の表面品質を有するチタン材を得ることができる。

請求項４と請求項５において、表面欠陥をより安定して軽減する効果があることから、好ましくは、表面から少なくとも深さ１０ｍｍまでの領域において、チタン六方晶の結晶方位がランダムであり、平均粒径が３ｍｍ以下の金属組織を有し、さらに好ましくは平均粒径が２ｍｍ以下である。また、上述したように、Ｒａは好ましくは１．５〜１０μｍの範囲とする。

以上で説明してきた本発明の請求項１乃至請求項５において、表面とは、少なくとも熱間圧延の圧延面である。さらに、板製品となる矩形インゴットの場合には、圧延面の他に側面に本発明を適用することによって、側面の凹凸が低減されて側面の表面性状が改善される効果があることから、本発明の表面とは少なくとも圧延面であり、矩形インゴットの場合には、その側面を含んでもよいものとする。

以下の板材の実施例を用いて、さらに詳細に本発明を説明する。

表１に、製品が板材である場合の、熱間圧延用素材に施した熱間圧延前の処理条件、表２にその表面の算術平均粗さＲａ、表層の金属組織、および熱間圧延後の表面欠陥の発生状況を示す。

熱間圧延用素材の加熱処理は、加熱炉を用いて熱処理を施した。加熱時間は、表面の温度が狙いの雰囲気温度に達してからの時間と定義し、熱間圧延用素材の表面温度は熱電対で測定した。また、事前に、同じ形状の熱間圧延用素材に熱電対を表面と表面から５ｍｍ深さ（埋め込み）に設置し、狙いの雰囲気温度に保持した加熱炉に挿入し、両位置の温度変化を測定した。表面の温度が狙いの雰囲気温度に達してから１分以上（加熱時間が１分以上）で内部の５ｍｍ深さも狙いの温度に達していることを確認した。

インゴットからブレークダウン工程を経ずに熱間圧延用素材としたＮｏ．Ａ２〜Ａ３９は、電子ビーム溶解法で溶解した後に矩形鋳型にて鋳造した厚み２００ｍｍのインゴットを用いて、試験用に幅３００ｍｍ長さ５００ｍｍに切り出した後に、表１の熱間圧延前の処理を施した。また、比較例としてブレークダウン工程を経たＮｏ．Ａ１は、消耗電極式アーク溶解法で溶解した直径７３０ｍｍの円柱形インゴットを分塊圧延した厚み２００ｍｍのスラブを熱間圧延用素材とした。

ここで、粒径の測定方法は、熱間圧延用素材の断面にて表面から５ｍｍ位置で表面と平行な方向に長さ１５０ｍｍあたりの粒界数を測定して平均粒径を求め、「深さ５ｍｍ位置の平均粒径」とした。但し、粒径が１０ｍｍを超えて大きなもの（Ｎｏ．Ａ２，Ａ３，Ａ３２，Ａ３６）は長さ３００ｍｍ当たりの粒界数を測定した。また、粒径が５ｍｍ以下である金属組織の表面からの深さを測定した。表面から深さ５ｍｍ位置における平均粒径５ｍｍ以下であれば、表面から５ｍｍ深さまでの領域においても平均粒径が５ｍｍ以下であることが確認できた。

熱間圧延用素材の表面から深さ５ｍｍ位置における（０００１）面からの最大強度を、ＥＢＳＰによって評価した。表面から深さ５ｍｍ位置における（０００１）面からの最大強度が５以下であれば、表面から５ｍｍ深さまでの領域においても（０００１）面からの最大強度が５以下であることが確認できた。

なお、熱間圧延後の表面欠陥の発生状況は、熱間圧延後の板を、ショットブラスト、硝フッ酸酸洗した後に目視にて評価した。表面欠陥の程度は、熱間圧延後の板の長さ１ｍ当たりに換算して、長さ３ｍｍ以上の表面欠陥が１個以上又は長さ３ｍｍ未満の表面欠陥が１５個を超えるものを「×」、長さ３ｍｍ以上の表面欠陥が無く且つ長さ３ｍｍ未満の表面欠陥が８〜１５個を「△」、長さ３ｍｍ以上の表面欠陥が無く且つ長さ３ｍｍ未満の表面欠陥が３〜７個を「○」、長さ３ｍｍ以上の表面欠陥が無く且つ長さ３ｍｍ未満の表面欠陥が２個未満を「◎」として４段階で評価した。但し、実際に観察した結果、評価「×」の表面欠陥のほとんどが長さ２０ｍｍにも及ぶ粗大なものであったことから、「×」と「△」の間で表面欠陥の程度に雲泥の差があり、「△」でもその改善効果は極めて大きく、硝フッ酸酸洗による溶削量を若干増加させることによって十分に無害化されるレベルである。

なお、ブレークダウン工程を経ているＮｏ．Ａ１は、六方晶の方位集積を後方散乱電子線回折装置（ＥＢＳＰ）で解析した結果、六方晶のＣ軸が圧延面を向いている、いわゆるＢ−ｔｅｘｔｕｒｅが発達しており、（０００１）面からの最大強度は７であった。一方でブレークダウン工程を経ていないＮｏ．Ａ２〜Ａ３１では結晶粒は特定方位に集積しておらず、（０００１）面からの最大強度が５以下であり、比較的ランダムな方位分布を示していた。

まず、工業用純チタンＪＩＳ２種（ＪＩＳ Ｈ ４６００）を用いた例について説明する。

ブレークダウン工程を経ておらず且つ熱処理を施していない比較例Ｎｏ．Ａ２，Ａ３はともに長さ２０ｍｍ以上の粗大な表面欠陥が観察されて評価「×」であり、Ｎｏ．Ａ３のようにＲａを粗くしても表面欠陥を軽減する効果は無かった。ブレークダウン工程を経ておらず９５０℃の熱処理を実施した比較例Ｎｏ．Ａ４〜Ａ７は、冷却速度が高まるに伴い平均粒径は小さくなるものの、いずれもＲａが１μｍ未満と小さいために、やはり長さ２０ｍｍ以上の表面欠陥が多数観察されて評価「×」である。また、熱処理の温度が９００℃と低い比較例Ｎｏ．Ａ２１や１１００℃と高いＮｏ．Ａ２８は平均粒径が８ｍｍ以上と粗大であり、Ｒａを大きくしても粗大な表面欠陥が発生し評価「×」である。１０００℃で１２０分と長時間の熱処理を施した比較例Ｎｏ．Ａ２５は、ファン空冷で冷却速度も大きく平均粒径が４．８ｍｍと細粒化されて、表面欠陥の評価も「○」であるが、熱処理時間が長いために、インゴット表面の手入れの切削時に、切削バイトの折損が何度か発生して機械切削が従来よりも低能率であった。

その一方で、９２０〜１０００℃でファン空冷以上の冷却速度とした、ファン空冷、水冷、または高圧の大気フローや水冷を実施した実施例Ｎｏ．Ａ８〜Ａ２０、Ａ２２〜Ａ２４，Ａ２６，Ａ２７，Ａ２９〜Ａ３１は、平均粒径が５ｍｍ以下でその表面からの深さが５ｍｍ以上となっており、且つＲａも１．３〜１５．９μｍと、本発明の範囲内となっており、表面欠陥の評価は「△」〜「◎」と良好である。また、表面の仕上げ方法が、機械切削、グラインダ研削、ショットブラストのいずれにおいても、１〜２０μｍのＲａが得られた場合には、同様に表面欠陥の軽減効果が得られている。さらに、Ｒａが１．５〜１０μｍで平均粒径が３ｍｍ以下且つその深さが１０ｍｍ以上である実施例Ｎｏ．Ａ１５，Ａ１６，Ａ１８，Ａ２０は、表面欠陥の評価が「◎」と非常に良好である。

次に、α＋β型チタン合金であるＴｉ−１％Ｆｅ−０．３６％ＯとＴｉ−３％Ａｌ−２．５％Ｖを用いた例について説明する。

上述した工業用純チタンＪＩＳ２種同様に、熱処理を施していない比較例Ｎｏ．Ａ３２，Ａ３６では、長さ２０ｍｍ以上の粗大な表面欠陥が観察されて評価「×」であるが、本発明の範囲を適用した実施例Ｎｏ．Ａ３３〜Ａ３５，Ａ３７〜Ａ３９では、表面欠陥の評価が「○」〜「◎」と良好である。

なお、表１、表２に示した例では、いずれもインゴット側面にも圧延面と同様な熱処理および表面手入れを実施しており、ブレークダウン工程を経ていない比較例Ｎｏ．Ａ２，Ａ３，Ａ３２，Ａ３６に比べて、本発明の実施例では熱間圧延後の側面の「しわ」も軽減されて表面性状が改善されていた。

以下の棒線の実施例を用いて、さらに詳細に本発明を説明する。

表３に製品が棒線である場合の、熱間圧延用素材に施した熱間圧延前の処理条件、表４にその表面の算術平均粗さＲａ、表層の金属組織、および熱間圧延後の表面欠陥の発生状況を示す。熱間圧延用素材の加熱処理は、前記実施例１と同様、加熱炉を用いて熱処理を施した。インゴットからブレークダウン工程を経ずに熱間圧延したＮｏ．Ｂ１〜Ｂ２８は、電子ビーム溶解法で溶解した後に円柱形鋳型にて鋳造した直径１７０ｍｍのインゴットを用いて、表３の熱間圧延前の処理を施した。

表面の算術平均粗さＲａ、表層の金属組織の評価方法は、実施例１と同様である。なお、熱間圧延後の表面欠陥の発生状況は、熱間圧延後の棒線を、ソルト処理、硝フッ酸酸洗した後に目視にて評価した。ここで、平均粒径の測定方法や表面欠陥の評価方法は、実施例１と同じである。なお、六方晶の方位集積をＥＢＳＰで解析した結果、ブレークダウン工程を経ていないＢ１〜Ｂ２８は、結晶粒は特定方位に集積しておらず、比較的ランダムな方位分布を示していた。

まず、工業用純チタンＪＩＳ２種を用いた例について説明する。

ブレークダウン工程を経ておらず且つ熱処理を施していない比較例Ｎｏ．Ｂ１，Ｂ２はともに長さ２０ｍｍ以上の粗大な表面欠陥が観察されて評価「×」であり、Ｎｏ．Ｂ２のようにＲａを粗くしても表面欠陥を軽減する効果はなかった。ブレークダウン工程を経ておらず９５０℃の熱処理を実施した比較例Ｎｏ．Ｂ３〜Ｂ５は、冷却速度が高まるに伴い平均粒径は小さくなるものの、いずれもＲａが１μｍ未満と小さいために、やはり長さ２０ｍｍ以上の表面欠陥が多数観察されて評価「×」である。また、熱処理の温度が９００℃と低い比較例Ｎｏ．Ｂ１６や１１００℃と高いＮｏ．Ｂ２１は平均粒径が８ｍｍ以上と粗大であり、Ｒａを大きくしても粗大な表面欠陥が発生し評価「×」である。

その一方で、９２０〜１０００℃でファン空冷以上の冷却速度とした、ファン空冷、水冷、または高圧の水冷を実施した実施例Ｎｏ．Ｂ６〜Ｂ１５、Ｂ１７〜Ｂ２０，Ｂ２２〜Ｂ２４は、平均粒径が５ｍｍ以下でその表面からの深さが５ｍｍ以上となっており、且つＲａも１．３〜９．７μｍと、本発明の範囲内となっており、表面欠陥の評価は「△〜◎」と良好である。また、表面の仕上げ方法が、機械切削、グラインダ研削、ショットブラストのいずれにおいても、１〜２０μｍのＲａが得られた場合には、同様に表面欠陥の軽減効果が得られている。さらに、Ｒａが１．５〜１０μｍで平均粒径が３ｍｍ以下且つその深さが１０ｍｍ以上である実施例Ｎｏ．Ｂ１２〜Ｂ１５は、表面欠陥の評価が「◎」と非常に良好である。

次に、α＋β型チタン合金であるＴｉ−３％Ａｌ−２．５％Ｖを用いた例について説明する。

上述した工業用純チタンＪＩＳ２種同様に、熱処理を施していない比較例Ｎｏ．Ｂ２５では、長さ２０ｍｍ以上の粗大な表面欠陥が観察されて評価「×」であるが、本発明の範囲を適用した実施例Ｎｏ．Ｂ２６〜Ｂ２８では、表面欠陥の評価が「○」〜「◎」で良好である。

以上、実施例１では板材、実施例２では棒線の実施例を用いて説明したように、チタン材において、本発明を適用することによって、インゴットをブレークダウンする工程（熱間での分塊圧延や鍛造など）を省略しても、その後の熱間圧延で発生する表面欠陥を従来方法よりも軽微にできることがわかる。

Claims (5)

1. インゴットの表面から５ｍｍを超える深さまでを、（β変態点温度＋３０℃）以上、（β変態点温度＋１３０℃）以下の温度に加熱した後、インゴット表面をファン空冷以上の冷却速度で冷却する熱処理を実施し、さらに、表面を算術平均粗さＲａが１〜２０μｍとなるように手入れした後、熱間圧延することを特徴とする、α相を主とするチタン材の製造方法。
2. 雰囲気加熱にて、インゴットを表面温度（β変態点温度＋３０℃）以上、（β変態点温度＋１３０℃）以下で１〜６０分加熱した後、ファン空冷以上の冷却速度で冷却する熱処理を実施し、さらに、表面を算術平均粗さＲａが１〜２０μｍとなるように手入れした後、熱間圧延することを特徴とする、α相を主とするチタン材の製造方法。
3. 前記表面を算術平均粗さＲａが１〜２０μｍとなるように行う手入れ手段が、研削、切削、ブラスト処理のうちのいずれか１種または２種以上であることを特徴とする、請求項１または２に記載のα相を主とするチタン材の製造方法。
4. 表面から少なくとも深さ５ｍｍまでの領域において、チタン六方晶の結晶方位がランダムであり、平均粒径が５ｍｍ以下の金属組織を有し、
   且つ表面が算術平均粗さＲａで１〜２０μｍであることを特徴とする、α相を主とするチタン製熱間圧延用素材。
5. 表面が、研削、切削、ブラスト処理のうちのいずれか１種または２種以上で仕上られていることを特徴とする、請求項４に記載のα相を主とするチタン製熱間圧延用素材。