JP6994392B2 - Ingot made of an alloy containing titanium as the main component, and its manufacturing method - Google Patents
Ingot made of an alloy containing titanium as the main component, and its manufacturing method Download PDFInfo
- Publication number
- JP6994392B2 JP6994392B2 JP2018004902A JP2018004902A JP6994392B2 JP 6994392 B2 JP6994392 B2 JP 6994392B2 JP 2018004902 A JP2018004902 A JP 2018004902A JP 2018004902 A JP2018004902 A JP 2018004902A JP 6994392 B2 JP6994392 B2 JP 6994392B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- ingot
- molten metal
- alloy
- acute angle
- melting
- 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.)
- Active
Links
Images
Description
本発明は、チタンを主成分とする合金からなる鋳塊、および、その製造方法に関する。 The present invention relates to an ingot made of an alloy containing titanium as a main component , and a method for producing the same.
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 refractory active metals such as titanium and zirconium for industrial use and alloys thereof are manufactured by a vacuum arc melting method, an electron beam melting method, a plasma arc melting method, 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。 Examples of the alloying element include elements such as Fe and Cr. While these elements have advantages such as increasing the hardness of the ingot, they may macrosegregate in the ingot and cause bias in the alloy components. In an ingot in which the alloy component is biased, mechanical properties such as strength vary, so that a part that does not satisfy the component standard cannot be suitably used as a product, and the yield may be significantly reduced. Ti-17 alloy (Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr), which is a titanium alloy used as a material for aircraft, is required to have high quality and sufficient reliability. Therefore, there is a demand for ingots with less bias in 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,
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。
Further,
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,
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,
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,
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。
Further,
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,
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 ingots produced by the vacuum arc melting method, the electron beam melting method, the plasma arc melting method, etc., the segregation degree of the alloying elements differs depending on the alloying element, the ingot size, and the melting rate. It is generally known that the larger the ingot size or the faster the melting rate, the larger the segregation amount of the alloying element in the axial and radial directions of the ingot, and the degree of segregation varies depending on the alloying element. ..
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 specifications of the ingot, it is required to clarify the characteristics of the ingot itself so that the segregation degree of the alloying element is equal to or less than the allowable value.
本発明の目的は、合金成分の偏りが少ないチタンを主成分とする合金からなる鋳塊、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 containing titanium as a main component, which has less bias in the alloy components, and a method for producing the ingot.
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、チタンを主成分とする合金からなる鋳塊であって、前記チタン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 an alloy containing titanium as a main component , which is produced by solidifying from the bottom surface side of the molten metal pool while heating the surface of the molten metal pool in which the molten metal obtained by melting the raw materials gathers in the mold. When the equilibrium partition coefficient of the alloying element with respect to the titanium is k 0 [-], the columnar crystals 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 structure and the central axis of the ingot is set to be equal to or less than the threshold θ cr satisfying the following equations (1) and (2).
θ cr = -30.5ln (1-k 0 ) + 21.5 (k 0 <1) ・ ・ ・ Equation (1)
θ cr = -18.9 ln (k 0 -1) + 43.1 (k 0 > 1) ・ ・ ・ Equation (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 by the growth direction of the columnar crystal structure and the central axis of the ingot. The larger the maximum value θ of this acute angle, the larger the change in the solidification rate of the molten metal in the radial direction of the ingot, and the more remarkable the segregation of the alloying elements in the radial direction of the ingot. Therefore, by manufacturing the ingot while making the maximum value θ of this acute angle equal to or less than the threshold value θ cr , the absolute value of the segregation degree of the alloying elements in the radial direction of the ingot is an allowable value of 8.3. It can be less than or equal to%. This makes it possible to obtain an ingot made of an alloy of a refractory active metal with less bias in the 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 refractory active metal)
In the ingot made of an alloy of a refractory active metal according to the embodiment of the present invention, the bottom surface of the molten metal pool is heated while heating the surface of the molten metal pool in which the molten metal formed by melting the raw material containing the alloying element is collected in the mold. Manufactured by solidifying 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 refractory active metal include Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, W and the like. The alloying elements contained therein include Cr, Fe, Mo, Al, O, Zr, Hf, V, Mo, Nb, Ta, Mn, Co, Ni, Cu, Ru, Rh, Pd, Ir and Pt. , Ag, Au, Si, Ge, Sn, B, P, S, C, N, H, etc., depending on the type of refractory active metal and desired properties (eg, corrosion resistance, strength, etc.) 1 It is common to select one type or multiple 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。 Alloy elements are divided into positive segregation elements and negative segregation elements according to the equilibrium partition coefficient with respect to the refractory active metal. When the refractory active metal is titanium, Cr and Fe are examples of elements that positively segregate, and Mo, Al, and O are examples of elements that negatively segregate.
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 refractory active metal is a titanium alloy, but the alloy 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。
(Structure of manufacturing equipment)
As shown in FIG. 1, which is an explanatory diagram, the
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。
Even if the method for producing an
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 1a includes a raw
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
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
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
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 diagram showing the hearth melting furnace 1a, the manufacturing period of the
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 indexes is shown in FIG. The pouring rate of the molten metal is constant in the initial melting phase and the steady phase, and becomes zero in the hot top phase. That is, hot water is not poured during the hot top period. Further, the volume of the solidification phase (ingot 10) increases from the initial stage of melting to the steady stage, and reaches the maximum value when the remaining
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）。 An image diagram of the time change of the concentration of the alloy component is shown in FIG. The concentration of the alloy component to be positively segregated is lower than the target value (target concentration (2)) in the initial stage of dissolution, constant at the target value in the steady phase, and higher than the target value in the hot top phase (positive segregation). ). On the other hand, the concentration of the alloy component to be negatively segregated is higher than the target value (target concentration (1)) in the initial stage of melting, is constant at the target value in the steady 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
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 remelting method, the time change of various solidification indexes is almost the same as that in FIG. In the vacuum arc melting method, since the molten metal surface of the
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
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 melting rate of the raw material (consumable electrode) is high, the volume of the
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 melting rate of the raw material (consumable electrode) is slow, the volume of the
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。 Although the melting / solidification behavior and the segregation behavior in the vacuum arc melting method have been described with reference to FIGS. 5A and 5B, 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。
(Structural morphology in the ingot)
Here, as shown in FIG. 6, which is a schematic view of the cross-sectional structure of the
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 shown by the alternate long and short dash line in the columnar crystal structure CO is the portion that was the interface (solidification interface) between the
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。
By corroding the cross section of the manufactured
（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 steady state)
As shown in FIGS. 7A and 7B, which are diagrams showing the relationship between the casting rate and the solidification rate in the stationary period, consider the case where the solidification interface moves from time t to time t + Δt in the stationary period. In the stationary phase, the
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。
If the rate at which the ingot grows in the axial direction is the casting rate V c [m / sec] and the rate at which the solidification interface moves in the normal direction is the solidification rate R [m / sec], the center of the ingot ( At the solidification interface located at the maximum value θ = 0) of the sharp angle, the casting speed V c and the solidification speed R are the same. On the other hand, the acute angle formed by the casting speed V c and the solidification speed R is the maximum value θ in the columnar crystal region outside the center of the ingot surrounded by the broken line in the figure. The distribution of the solidification rate R is geometrically determined from the shape of the
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
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
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
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 alloy of the refractory active metal is ρ [kg / m 3 ], and the cross-sectional area of the ingot is A [m 2 ], the ingot is cast. 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 dissolution 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
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）
Further, assuming that the diameter of the ingot is d [m], the cross-sectional area A of the ingot is expressed by the following equation (4).
A = πd 2/4・ ・ ・ Equation (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 FIGS. 7A and 7B, the solidification rate R [m / sec] is represented by the following equation (5).
R = V c cos θ ・ ・ ・ Equation (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）
The concentration of the solute (alloy component) distributed in the solid phase is CS [%], the concentration of the solute (alloy component) contained in the molten metal pool is C L [ %], and the effectiveness of the alloying element for the refractory active metal. Assuming that the partition coefficient is ke [-], 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 partition coefficient k e is a function of the solidification rate R.
C S = ke (R) C L ... Equation (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）
Assuming that the equilibrium partition coefficient of the alloying element with respect to the refractory active metal is k 0 [−] and the material constant of the alloying element is α [sec / m], the effective partition coefficient k e is expressed by the following equation (7). The equilibrium partition coefficient k 0 is the effective partition 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 FIGS. 7A and 7B, if the ratio of the concentration of the solute (alloy component) distributed in the center (θ = 0) of the ingot and the columnar crystal region surrounded by the broken line is β [−], β is It is expressed by the following equation (8) using the equation (5) and the equation (7).
β = [k 0 / {k 0 + (1-k 0 ) exp (-αV c cos θ)}] / [k 0 / {k 0 + (1-k 0 ) exp (-αV c )}]
= {K 0 + (1-k 0 ) exp (-αV c )} / {k 0 + (1-k 0 ) exp (-αV c cos θ)} ... Equation (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）
The closer β is to 1, the smaller the amount of segregation of alloying elements in the radial direction of the ingot. The segregation degree γ [%] of the alloying element in the radial direction of the ingot can be expressed by the following equation (9) using β.
γ = abs (1-β) × 100 [%] ・ ・ ・ Equation (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)
FIG. 11 shows the relationship between the dissolution rate index and the maximum acute angle θ [deg] in the typical alloy element A that segregates positively. Further, FIG. 12 shows the relationship between the casting speed index and the maximum acute angle θ [deg] in the representative alloy element A that segregates positively. Here, the dissolution rate index [-] is a standardization of the dissolution rate M with a predetermined value. The casting speed index [−] is a standardized casting speed V c with 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 FIGS. 11 and 12, relationships are derived for each of the four types of ingot diameter indexes. Here, the ingot diameter index [-] is a standardized ingot diameter d with 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), respectively. In FIG. 12, the four curves are overlapped with each other.
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 acute angle θ [deg] in the representative alloy element B that segregates negatively. Further, FIG. 14 shows the relationship between the casting speed index and the maximum acute angle θ [deg] in the representative alloy element B that segregates negatively. In FIGS. 13 and 14, relationships are derived for each of the four types of ingot diameter indexes. 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), respectively. In FIG. 14, four curves are overlapped with each other.
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, in determining the above relationship, a separate experiment was conducted to determine the equilibrium partition coefficient k 0 of the alloy element A, the equilibrium partition coefficient k 0 of the alloy element B, the material constant α of the alloy element A, and the material constant α of the alloy element B. Are required respectively. 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 FIGS. 11 and 12, it can be seen that in the typical alloy element A for positive segregation, the lower limit of the maximum acute angle θ is almost constant regardless of the diameter d of the ingot.
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, from the relationship of FIGS. 13 and 14, it can be seen that the lower limit of the maximum value θ of the acute angle is almost constant regardless of the diameter d of the ingot even 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 standards for various titanium alloys)
Table 2 shows the component specifications of various titanium alloys. In Table 2, "nominal" represents the nominal composition [%] of the alloying elements. Further, in Table 2, the "lower limit" represents the lower limit value [%] of the nominal composition, and the "upper limit" represents the upper limit value [%] of the nominal composition. Further, in Table 2, "lower limit [%]" is a percentage of the value obtained by subtracting the value of the nominal composition from the lower limit of the nominal composition and dividing by the value of the nominal composition, and is the lower limit of the allowable segregation amount. Represents. Further, in Table 2, "upper limit [%]" is a percentage of the value obtained by subtracting the value of the nominal composition from the upper limit of the nominal composition and dividing by the value of the nominal composition, and is the upper limit of the allowable value of the segregation amount. 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 permissible segregation amount is allowed for alloying elements such as Al in Ti-6-4 ELI and Al and Mo in Ti-6246, which have the strictest upper and lower limit conditions for the nominal composition value. 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 partition coefficient and maximum acute angle)
FIG. 15 shows the relationship between the equilibrium partition coefficient k 0 and the lower limit value θ min [deg] of the maximum acute angle value θ for a plurality of types of alloying elements to be positively segregated. Here, the permissible value of the segregation amount is set to 8.3%. The value of the equilibrium partition coefficient k 0 differs depending on the type of alloying element to be positively segregated. For each of the multiple types of alloying elements, 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 segregation amount is 8.3%. By deriving, the lower limit value θ min of the maximum value θ of the acute angle is obtained. By plotting this for each of a plurality of types of alloying 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 can be seen that the following equation (10) holds between the equilibrium partition coefficient k 0 and the lower limit value θ min of the maximum acute angle value θ for the alloy element to be positively segregated.
θ min = -30.5ln (1-k 0 ) + 21.5 (k 0 <1) ・ ・ ・ Equation (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 partition coefficient k 0 and the lower limit value θ min [deg] of the maximum acute angle value θ for a plurality of types of alloying elements to be negatively segregated. Here, the permissible value of the segregation amount is set to 8.3%. The value of the equilibrium partition coefficient k 0 differs depending on the type of element to be negatively segregated. For each of the multiple types of alloying elements, 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 segregation amount is 8.3%. By deriving, the lower limit value θ min of the maximum value θ of the acute angle is obtained. By plotting this for each of a plurality of types of alloying 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 can be seen that in the alloy element to be negatively segregated, the following equation (11) holds between the equilibrium partition coefficient k 0 and the lower limit value θ min of the maximum acute angle value θ.
θ min = -18.9 ln (k 0 -1) + 43.1 (k 0 > 1) ・ ・ ・ Equation (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。
(Dissolution conditions and characteristics of the ingot itself)
Therefore, the ingot of the present embodiment has the maximum 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 set to be equal to or less than the threshold value θ cr that satisfies the following equations (1) and (2). Further, in the manufacturing method for producing 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 are defined. The ingot is manufactured while setting the maximum value θ of the acute angle formed by the tongue to be equal to or less than the threshold value θ cr satisfying the following equations (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 = -30.5ln (1-k 0 ) + 21.5 (k 0 <1) ・ ・ ・ Equation (1)
θ cr = -18.9 ln (k 0 -1) + 43.1 (k 0 > 1) ・ ・ ・ Equation (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 partition coefficient of the alloying element with respect to the refractory active metal. Equation (1) is a relational expression between the equilibrium partition coefficient k 0 and the threshold value θ cr of the maximum acute angle θ in the element to be positively segregated. Equation (2) is a relational expression between the equilibrium partition coefficient k 0 and the threshold value θ cr of the maximum acute angle θ in the element to be negatively segregated.
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 so that the maximum value θ of the acute angle is equal to or less than the threshold value θ cr , the absolute value of the segregation degree γ of the alloying element in the radial direction of the ingot is 8.3% or less, which is an allowable value. Can be. This makes it possible to obtain an ingot made of an alloy of a refractory active metal with less bias in the 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 alloy of the refractory active metal 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 set to be equal to or less than the threshold value θ cr . The deeper the
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。 Further, since the alloy of the refractory active metal is a titanium alloy, it is possible to obtain a titanium alloy having less bias in the alloy components and having an excellent 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。 Further, according to the method for producing an ingot made of an alloy of a refractory active metal 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 was used. By the electron beam melting method, an ingot made of an alloy of a refractory active metal with less bias in the alloy component 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。 Although the embodiments of the present invention have been described above, the present invention is merely exemplified, and the present invention is not particularly limited, and the specific configuration and the like can be appropriately redesigned. Further, the actions and effects described in the embodiments of the present invention merely list the most suitable 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 has been 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 equipment 1a
Claims (2)
前記チタン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、チタンを主成分とする合金からなる鋳塊。
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 containing titanium as a main component , which is produced 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 obtained by melting the raw materials gathers in the mold. And
Assuming that the equilibrium partition coefficient of the alloying element with respect to titanium 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 the following equation (1). ) And (2), an ingot made of an alloy containing titanium as a main component , characterized in that the threshold value is θ cr or less.
θ cr = -30.5ln (1-k 0 ) + 21.5 (k 0 <1) ・ ・ ・ Equation (1)
θ cr = -18.9 ln (k 0 -1) + 43.1 (k 0 > 1) ・ ・ ・ Equation (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チタンを主成分とする合金からなる鋳塊の製造方法。 The method for producing an ingot made of an alloy containing titanium as a main component, according to claim 1, wherein the ingot made of an alloy containing titanium as a main component is produced.
The raw material is melted and the surface of the molten metal pool is heated by 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. A method for manufacturing an ingot made of an alloy containing titanium as a main component .
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 JP2019122980A (en) | 2019-07-25 |
| JP6994392B2 true 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) |
Families Citing this family (1)
| 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 | Method for processing Pt-10Ir-15Ag alloy foil |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0297625A (en) * | 1988-10-04 | 1990-04-10 | Nippon Steel Corp | Production of ingot by consumable electrode-type arc melting and electrode therefor |
| JP2963268B2 (en) * | 1992-01-31 | 1999-10-18 | 日本鋼管株式会社 | Melting method of titanium alloy ingot by VAR method |
-
2018
- 2018-01-16 JP JP2018004902A patent/JP6994392B2/en active Active
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2019122980A (en) | 2019-07-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2490350C2 (en) | METHOD FOR OBTAINING BASIC β-γ-TiAl-ALLOY | |
| US4190404A (en) | Method and apparatus for removing inclusion contaminants from metals and alloys | |
| US4830084A (en) | Spray casting of articles | |
| RU2280702C2 (en) | Method of refining and casting and device for realization of this method | |
| EP0218536A2 (en) | A method of forming a fine-grained equiaxed casting | |
| WO2007122736A1 (en) | Casting method and apparatus | |
| JP6994392B2 (en) | Ingot made of an alloy containing titanium as the main component, and its manufacturing method | |
| RU2729246C1 (en) | Casting method for active metal | |
| JP6396247B2 (en) | Ingot manufacturing method and manufacturing apparatus made of high melting point active metal alloy | |
| JP7132717B2 (en) | Method for producing ingot made of titanium alloy | |
| JPH06263B2 (en) | Continuous casting method | |
| JP5822519B2 (en) | Melting furnace for metal melting | |
| JP7406073B2 (en) | Manufacturing method for titanium ingots | |
| WO2021024704A1 (en) | METHOD FOR CASTING Ti-AL BASED ALLOY | |
| JP7406074B2 (en) | Titanium ingot manufacturing method and titanium ingot manufacturing mold | |
| JP7376790B2 (en) | Equipment for titanium casting | |
| WO2021192875A1 (en) | Graphite nozzle for bottom tapping and ti-al alloy casting method | |
| 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 | |
| JP7417056B2 (en) | titanium alloy ingot | |
| JP7406075B2 (en) | Titanium ingot manufacturing method and titanium ingot manufacturing mold | |
| RU2286398C2 (en) | Method for metal casting with the use of lining slag as consumable electrode | |
| Chatterjee et al. | Processing of Aerospace Metals and Alloys: Part 1—Special Melting Technologies | |
| JPH0970656A (en) | Production of metal and alloy cast block | |
| JP2003164946A (en) | Manufacturing method for nickel-group superalloy ingot |
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 |