WO2016051505A1 - 表面疵の発生し難い熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法 - Google Patents

表面疵の発生し難い熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法 Download PDF

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知徳 國枝
吉紹 立澤
藤井　秀樹
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新日鐵住金株式会社
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    • B23K2103/08—Non-ferrous metals or alloys
    • B23K2103/14—Titanium or alloys thereof

Definitions

  • the present invention relates to a titanium slab for hot rolling and a method for producing the same, and in particular, heat that can maintain a good surface property after hot rolling even if the partial rolling step and the finishing step are omitted.
  • the present invention relates to a titanium cast for hot rolling and a method for producing the same.
  • Titanium materials are generally manufactured by making an ingot obtained from a melting process into a slab or billet shape in a lump process, cleaning the surface, hot rolling, and further annealing and cold working.
  • a melting process in addition to the widely used vacuum arc melting (VAR) method, an electron beam melting (EBR) method in which the molten metal is melted at a location different from the mold and poured into the mold, or plasma is used.
  • VAR vacuum arc melting
  • EBR electron beam melting
  • the former since the mold is limited to a cylindrical shape, a block or forging process is essential for producing the plate material. The latter has a high degree of freedom in the shape of the mold, and a square mold can be used in addition to a cylindrical mold.
  • a square ingot or a cylindrical ingot can be directly cast. Therefore, when manufacturing a board
  • Patent Document 1 in the case where a titanium material ingot is directly hot-rolled by omitting the lump process, in order to refine the crystal grains in the vicinity of the surface layer, a strain is applied to the surface layer, and then the recrystallization temperature.
  • a method for recrystallization at a depth of 2 mm or more from the surface by heating as described above.
  • means for imparting strain include forging, roll reduction, and shot blasting.
  • Patent Document 2 a titanium material ingot is formed during rolling by deformation anisotropy of coarse crystal grains after being heated to T ⁇ + 50 ° C. or higher and then cooled to T ⁇ 50 ° C. or lower and then hot-rolled. A method of reducing surface waviness and wrinkles and reducing surface wrinkles has been proposed.
  • Patent Document 3 as a method for reducing surface flaws of a rolled product in a titanium material through a bundling process, the temperature at the end of the bundling process is set to the ⁇ range, or further, heating before hot rolling is performed in the ⁇ range.
  • Patent Document 4 when direct hot rolling is performed on an ingot of a titanium material while omitting the hot working process, the surface layer corresponding to the rolling surface of the ingot is subjected to high frequency induction heating, arc heating, plasma heating, and electron beam heating.
  • high frequency induction heating, arc heating, plasma heating, and electron beam heating there is a method of improving the surface layer structure after hot rolling by refining at a depth of 1 mm or more from the surface layer by melting and re-solidifying by laser heating or the like. This prevents the formation of surface flaws by forming a solidified structure having a fine and irregular orientation in the surface layer portion by rapid solidification.
  • high-frequency induction heating, arc heating, plasma heating, electron beam heating, and laser heating are cited.
  • Patent Document 2 has an effect of recrystallizing coarse crystal grains by heating to the ⁇ region and refining.
  • the processing strain is not given, so there are few recrystallized nuclei, and because the whole ingot is heated, the cooling rate after heating is slow and the crystal grains become coarse.
  • the effect of miniaturization by crystals is limited, and the reduction of deformation anisotropy is not sufficient.
  • recrystallization is affected by the crystal orientation of the original coarse grains, it is a factor that does not lead to the elimination of deformation anisotropy.
  • the grain boundary that is the source of the surface irregularities increases due to the medium refinement, resulting in an increase in the occurrence of surface defects.
  • Patent Document 3 is based on the premise that the cast structure is broken through the lump process and is made finer and equiaxed. Absent. Even if an equiaxed grain of 60 ⁇ m or more is formed from the surface only by heat treatment without the lump process, the crystal orientation is simply affected by the original crystal orientation. Therefore, it is not sufficient to prevent unevenness due to deformation anisotropy due to coarse grains in the structure as cast, and it is clear that a problem due to surface flaws arises.
  • Patent Document 4 has an effect of improving the surface properties after hot rolling by modifying the structure of the surface portion of the ingot.
  • the present invention aims to provide a titanium alloy slab and a method for producing the same, which can maintain a good surface property after hot rolling even if the bundling step and the refining step are omitted. It is.
  • the inventors of the present invention have omitted the bundling process and the refining process from the ingot and performing the hot rolling to produce a titanium product.
  • a raw material powder, chip, wire, thin film, etc.
  • an ⁇ -stabilizing element or neutral element on the rolled surface of the titanium material as cast, and remelting the slab surface with each material.
  • the microstructure of the slab surface layer can be kept fine even during hot rolling heating, and as a result, deformation anisotropy of the original coarse solidified structure It was found that surface wrinkles due to the influence of the property were reduced, and surface properties equivalent to those obtained through the lump process and the refining process could be obtained.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the total concentration of the ⁇ -phase stabilizing element and the neutral element in the range up to a depth of 1 mm is 0% by mass, compared with the total concentration of the ⁇ -phase stabilizing element and the neutral element in the base material.
  • a titanium slab for hot rolling characterized by being 1% or more and less than 2.0%.
  • the material containing one or more of the ⁇ -phase stabilizing element and / or neutral element is one or more of powder, chip, wire, thin film, and cutting powder.
  • the titanium slab for hot rolling according to the present invention and the method for producing the same can be obtained by omitting a hot working step such as agglomeration and forging and a subsequent refining step, which were conventionally required for producing a titanium material.
  • a hot working step such as agglomeration and forging and a subsequent refining step
  • This makes it possible to produce titanium materials with surface properties equivalent to or better than those undergoing processes and refining processes, reducing the heating time by omitting the hot working process, and reducing the cutting care associated with smoothing the slab surface. Since the yield can be improved by reducing the pickling amount by improving the surface quality, not only the manufacturing cost is reduced but also the energy efficiency is greatly improved, and the industrial effect is immeasurable.
  • the surface corresponding to the rolling surface of a titanium material made of a titanium alloy has a melt-resolidified layer of 1 mm or more.
  • the generation of surface defects after hot rolling is caused by unevenness on the surface of the titanium material generated due to the structure having coarse crystal grains. Therefore, what is necessary is just to make the crystal grain diameter of only an ingot surface layer part as fine as possible.
  • the following ⁇ -stabilizing element or neutral The thickness of the molten resolidified layer containing the element needs to be 1 mm.
  • the thickness of the melt resolidified layer is less than 1 mm, surface flaws are generated due to the influence of the cast structure of the lower structure, and the surface properties are not improved.
  • the maximum depth is not particularly specified, there is a concern that a layer containing an alloy element may remain after the shot pickling step after hot rolling if the melt depth becomes too deep. Is preferably up to about 5 mm.
  • examples of the titanium material that is hot-rolled include ingots, slabs, and billets.
  • the melt resolidification layer is formed by melting the surface of the titanium cast slab and then rapidly cooling and resolidifying after melting. Looking at the cross section in the direction perpendicular to the scanning direction of the molten bead, the shape of the molten resolidified layer tends to be deepest at the center of the molten bead when the titanium slab surface layer is remelted, and when the molten beads are stacked, It becomes the shallowest in the middle between adjacent molten beads, and takes the form that the deepest part and the shallowest part are repeated periodically. At this time, if the difference between the deepest part and the shallowest part is large, the difference in deformation resistance is caused by this difference during hot rolling, and wrinkles resulting from this may occur.
  • the difference is desirably less than 2 mm.
  • the depth of the melt-resolidified layer is 1 mm or more, and this depth refers to the depth of the shallowest portion when viewed in a cross section perpendicular to the scanning direction of the molten bead. .
  • the titanium alloy is usually formed into a plate material by hot rolling or cold rolling, and a product having a shape such as a wire rod or bar is also manufactured.
  • a product having a shape such as a wire rod or bar
  • the titanium alloy ⁇ -type, ⁇ + ⁇ -type, and ⁇ -type titanium alloys are applicable. Therefore, in this invention, the component composition of a titanium alloy is not specifically limited.
  • the present invention is characterized in that the molten and re-solidified layer of titanium material contains a certain amount or more of ⁇ -stabilizing element or neutral element more than a certain amount as compared with the base material part.
  • the ingot surface layer portion is melted together with a material composed of one or more of these elements.
  • the structure becomes non-uniform because the melting time is short and component non-uniformity remains.
  • the molten layer is melted only to such a depth that can be removed in the subsequent pickling process, the final product is not affected.
  • the ⁇ -stabilizing element or neutral element added at that site is concentrated, and a finer structure is formed.
  • the structure is refined by melt resolidification treatment, there is a possibility that a colony in which crystal grains having the same crystal orientation are gathered is formed.
  • Such colonies may be larger than individual crystal grains, so that when colonies are generated, they may develop into hot rolling due to the colonies.
  • by partially generating a finer structure as described above due to non-uniformity it is possible to suppress the generation of such colonies and the subsequent growth of the colonies during hot rolling, and the fine crystals Since it can be hot-rolled with grains, surface flaws during hot rolling can be further suppressed.
  • the addition of an ⁇ -stabilizing element or neutral element causes little or no increase in the ⁇ transformation temperature, so that only the surface layer portion undergoes ⁇ transformation even when the hot rolling heating temperature is heated to just below the ⁇ transformation point. Can be suppressed.
  • the ⁇ -stabilizing element or neutral element in the melt-resolidified layer so that the average concentration is 0.1% or more higher than that of the base material, this is the lower limit. It was. On the other hand, when the average concentration of the melted portion is 2.0% or more higher than the base material portion, there may be a difference in hot workability between the surface layer portion containing the alloy element and the inside, or even if the element is concentrated in the surface layer portion. Since the amount of addition is large, there is a concern that a large amount of alloy elements contained in the surface layer portion may diffuse into the interior during heat treatment such as hot rolling heating, and the material quality of the product may be deteriorated.
  • the ⁇ -stabilizing element and the neutral element may be added in combination of a plurality of elements, and the concentration of the ⁇ -stabilizing element and the neutral element in that case is the total concentration of each element.
  • ⁇ -stabilizing elements and neutral elements [Types of ⁇ -stabilizing elements and neutral elements]
  • Al, Sn, and Zr can be used as the ⁇ stabilizing element and the neutral element. These elements are dissolved in the ⁇ phase and suppress the growth of crystal grains in the heating temperature range when hot rolling.
  • a ⁇ -stabilizing element may be contained together with an ⁇ -stable element or a neutral element.
  • a ⁇ -stabilizing element not only the above-mentioned crystal grain growth, but also the ⁇ phase as the second phase is easily generated in the heating temperature range when hot rolling, thereby further suppressing the crystal grain growth. Therefore, further refinement of the structure can be expected. Furthermore, cost reduction can also be expected by using titanium alloy scrap containing these alloy elements as an additive material.
  • the melted and resolidified layer in which the amount of alloying element of ⁇ -stabilizing element or neutral element is concentrated is 1 mm or more deep.
  • a method for measuring the thickness of the melt-resolidified layer will be described.
  • This concentrated layer can easily discriminate the cross-section embedded polishing sample by SEM (Scanning Electron Microscopy) / EPMA (Electron Probe MicroAnalyzer).
  • FIG. 1 shows a measurement example of the concentration change of the melt-resolidified layer.
  • the concentration of ⁇ -stabilizing element and neutral element is higher in the melt-resolidified layer than in the mother layer, and this thickness is The thickness was taken.
  • the thickness direction was divided into several times and the results were combined to measure the melt re-solidified layer thickness.
  • Non-uniformity of melt-resolidified layer In the present invention, it is assumed that there is non-uniformity in the melt-resolidified layer, which can also be easily confirmed by the SEM / EBSP. As shown in FIG. 1, when an additional element is added and the melt resolidification process is performed, the concentration in the melt resolidification part increases as a whole as shown in FIG. It is not uniform but fluctuates, and it can be confirmed that non-uniformity occurs.
  • an analysis sample is taken from a surface layer of 20 mm or less at any multiple locations (for example, 3 locations) on the rolled surface of the titanium slab, and the ICP emission spectroscopic analysis is similarly performed.
  • the average value can be used as the concentration of the base material portion.
  • the ingot surface layer portion is melted together with a material composed of one or more of these elements.
  • concentration of these elements of the surface layer part of an ingot can be raised.
  • a titanium alloy containing these elements may be used.
  • a ⁇ -stabilizing element can be easily added together with these elements.
  • a raw material it can be used combining 1 type, or 2 or more types in powder, a chip
  • the present invention is characterized in that the surface layer of the titanium material is heated together with a material composed of one or more of an ⁇ -stabilizing element or a neutral element, and melted and re-solidified.
  • a method for heating the surface layer portion one or a combination of two or more of electron beam heating, induction heating, arc heating, plasma heating and laser heating can be used.
  • the surface layer can be melted by laser heating after preheating by induction heating. In consideration of conditions such as cost, titanium material size, and processing time, these may be adopted.
  • the inert gas in this invention points out argon and helium, and does not contain the nitrogen which reacts with titanium.
  • the degree of vacuum when performed in a vacuum vessel is desirably about 5 ⁇ 10 ⁇ 5 Torr or higher.
  • the surface layer has a melt-resolidified layer in which one or more of ⁇ -stabilizing elements or neutral elements are concentrated in the above-mentioned range having a depth of 1 mm or more, and other parts are as-cast or ⁇ -transformed after casting. It is characterized by a titanium material for hot rolling, which is a structure that is rapidly cooled after heating. By using this material, it is possible to obtain a titanium material having a surface quality equivalent to that when the normal block process is performed even when the block process is omitted.
  • the titanium cast pieces were produced by the electron beam melting method and cast in a square mold.
  • the titanium slab was manufactured by a plasma arc melting method and cast in a square mold.
  • the surface layer of the titanium slab was cared for by cutting, and when there was no cut cared for, the surface layer was melted without caring for the surface layer.
  • hot rolling was performed from an ingot having a thickness of 250 mm, a width of 1000 mm, and a length of 4500 mm using a hot rolling facility for steel material to obtain a strip coil having a thickness of 4 mm.
  • evaluation of the surface flaw performed visually the board
  • EB EB
  • TIG melt resolidification of the surface layer by TIG welding
  • the surface layer is melted and re-solidified by laser welding.
  • an electron beam welding apparatus having a specified output of 30 kW was used.
  • Surface melting by TIG welding was performed at 200 A without using a filler material.
  • CO2 laser was used for surface layer melting by laser welding.
  • No. The reference example described in No. 1 is a case where a Ti-5Al—Fe titanium alloy ingot is used and manufactured by a method that follows a conventional block process. Since the bulking process is performed, the surface defect of the manufactured plate material is slight.
  • the surface of the ingot is subjected to surface layer melting treatment by EB without adding an ⁇ -phase stabilizing element or a neutral element after the ingot is cut and cared for. Therefore, the thickness of the remelted solidified layer is as deep as 1 mm or more, and the wrinkles are slight, but some of the wrinkles that are not light are generated and tend to deteriorate.
  • the ingot surface is subjected to surface layer melting treatment by EB after cutting and cleaning the ingot, but the Al content in the remelted solidified part is 0.1% compared to the base metal part.
  • the thickness was as shallow as 0.5 mm, a slightly coarse surface defect was observed.
  • the ingot surface is subjected to surface layer melting treatment with EB after cutting and cleaning the ingot, and the Al content of the remelted solidified layer is 0.1% compared to the base metal part.
  • the thickness is as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight, and the level was the same as that in the case of following the lump process.
  • the ingot surface is subjected to surface melting treatment with laser after the ingot is cut and treated, and the Al content of the remelted solidified layer is 0.1% compared to the base metal part. Since the thickness of the Al-concentrated layer is as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight, and the level was the same as when following the lump process.
  • the ingot surface was subjected to surface melting treatment from TIG after the ingot was cut and carved, and the Al content of the remelted solidified layer was 0.1% of the base metal part.
  • the thickness is as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight and were at the same level as when following the lump process.
  • Example 7 the ingot is not cut, the surface of the ingot together with the Al powder is subjected to a surface layer melting treatment by EB, and the Al content of the remelted solidified layer is 0.1% compared to the base metal part.
  • the thickness is as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight, and the level was the same as that in the case of following the lump process.
  • the ingot surface is subjected to surface layer melting treatment by EB without cutting the ingot, and the Sn content of the remelted solidified layer is 0.1% of the base metal part.
  • the thickness is as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight, and the level was the same as that in the case of following the lump process.
  • the ingot surface is subjected to surface layer melting treatment with EB without cutting the ingot, and the Zr content is 0.1% compared to the base metal part. Since the thickness was as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight and were at the same level as when following the lump process.
  • Example 10 the ingot is not cut, the surface of the ingot is subjected to surface melting treatment by TIG together with Al and Zr chips, and the total content of Al and Zr in the remelted solidified layer is the base material. Compared to the part, it was as much as 0.1% or more, and the thickness was as deep as 1 mm or more.
  • the ingot surface is subjected to a surface layer melting treatment by TIG together with the titanium alloy chips containing Al and Sn without cutting the ingot, and the remelted solidified layer contains Al and Sn. Since the amount was as large as 0.1% or more compared with the base material part and the thickness was as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight and were at the same level as in the case of following the lump process.
  • the ingot surface is subjected to a surface layer melting treatment by TIG on the surface of the ingot together with the cutting powder of the titanium alloy containing the Al and ⁇ -phase stabilizing elements without cutting the ingot.
  • the content of Al is as high as 0.1% or more compared to the base metal part, and the content of ⁇ -phase stabilizing element is also as low as 1.5% or less.
  • the thickness was as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight and were at the same level as in the case of following the lump process.
  • No. 16 to No. The example described in No. 24 is the result of an ingot made of a titanium alloy.
  • 16 is a Ti-0.06Pd titanium alloy
  • No. 17 is a titanium alloy of Ti-0.5Ni-0.05Ru.
  • No. 18 is a Ti-1Fe-0.35O titanium alloy, No. 18 19, Ti-5Al-1Fe-0.25Si titanium alloy
  • No. No. 20 is a Ti-3Al-2.5V titanium alloy
  • No. 20 21 is a titanium alloy of Ti-4.5Al-2Fe-2Mo-3V
  • No. 21 No. 22 is a Ti-1Cu titanium alloy
  • No. 22 No. 23 is a Ti-1Cu-0.5Nb titanium alloy
  • 24 is a titanium alloy of Ti-1Cu-1Sn-0.3Si-0.2Nb.
  • No. The reference example described in No. 25 is a case of manufacturing by a method that follows a conventional block-blowing process.
  • the surface of the ingot is subjected to surface layer melting treatment with EB without adding an ⁇ -phase stabilizing element or a neutral element after the ingot is cut and cared for. For this reason, the thickness of the remelted solidified part is as deep as 1 mm or more, and the wrinkles are slight, but are partially generated and tend to deteriorate.
  • the ingot surface was subjected to surface melting treatment with EB after cutting and cleaning the ingot, and the Al content of the remelted solidified layer was 0.1% compared to the base metal part.
  • the thickness is as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight, and the level was the same as that in the case of following the lump process.
  • Example 29 the ingot surface was subjected to surface melting treatment with TIG after the ingot was cut and treated, and the content of Al in the remelted solidified layer was as high as 0.1% or more. However, the surface flaws were slight and the level was the same as in the case of following the lump process.
  • the surface of the ingot together with the Sn powder was subjected to surface layer melting treatment by laser after cutting and cleaning the ingot, and the Sn content of the remelted solidified layer was 0.1% compared to the base metal part. Since the thickness of the Al-concentrated layer is as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight, and the level was the same as when following the lump process.
  • the ingot surface was subjected to surface melting treatment with EB after cutting and cleaning the ingot, and the Al content of the remelted solidified layer was 0.1% of the base metal part. Since the thickness of the Al-concentrated layer is as deep as 1 mm or more, the surface flaws were slight, and the level was the same as when following the lump process.

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Abstract

　チタン合金からなるチタン鋳片であって、圧延面となる表面に、α相安定化元素、中性元素の何れか一方、もしくは、両方のうち一種または二種類以上の元素を添加して溶融させ、再凝固させた溶融再凝固層を深さ１ｍｍ以上の範囲に有し、深さ１ｍｍまでの範囲におけるα相安定化元素と中性元素の合計の濃度の平均値が、母材中のα相安定化元素と中性元素の合計の濃度に比較して、質量％で、０．１％以上、２．０％未満高くなっている。

Description

表面疵の発生し難い熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
　本発明は、熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法に関するものであり、特に、分塊圧延工程や精整工程を省略しても熱間圧延後の表面性状を良好に保つことができる熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法に関する。
　チタン材は、一般に、溶解工程から得られるインゴットを分塊工程でスラブまたはビレット形状にして、表面を手入れした後、熱間圧延し、さらに焼鈍や冷間加工を施して製造される。溶解工程には、広く用いられている真空アーク溶解（ＶＡＲ：Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）法のほか、鋳型とは別の場所で溶解を行い鋳型に流し込む電子ビーム溶解（ＥＢＲ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂｅａｍ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）法やプラズマ溶解法等がある。前者では、鋳型が円筒型に限定されるため板材の製造には分塊もしくは鍛造工程が必須である。後者は、鋳型形状の自由度が高く、円筒型の他、角型の鋳型を使用できる。従って、前記電子ビーム溶解法やプラズマ溶解法を用いれば、角型インゴットや円柱型インゴットを直接鋳込むことができる。そのため、角型インゴットから板材を製造する場合や、円柱型インゴットから棒材や線材を製造する場合には、インゴット形状の点からは分塊工程を省略することができる。この場合、分塊工程にかかるコストと時間が省略できるため、生産効率が著しく向上することが期待される。
　しかし、工業的に用いられる大型インゴットの鋳造まま組織は、結晶粒径が数十ｍｍにもおよぶ粗大粒が形成される。このようなインゴットを、分塊工程を経ないで直接熱間圧延する場合には、粗大な結晶粒に起因して粒内および結晶粒間の変形異方性の影響により表面に凹凸が生じて表面疵となる。従って、前記電子ビーム溶解や、プラズマ溶解法で、角型インゴットや円柱型インゴットを直接製造し、分塊工程を省略した場合、その後の熱間圧延において、表面疵が発生してしまう。熱間圧延で発生した表面疵を除去するためには、酸洗工程で熱延板表面の溶削量を増やす必要があり、コストや歩留を悪化させる問題が生じる。即ち、表面疵を落とすための精整工程を新たに導入する必要がある。従って、分塊工程を省略することによって期待される生産効率の向上は、このような精整工程の新たな導入によって相殺されてしまう懸念があった。このような問題に対し、熱間圧延用素材の製造方法や製造後に加工や熱処理を施すことによって表面疵を低減する方法が提案されている。
　特許文献１では、チタン材のインゴットを、分塊工程を省略して直接熱延加工する場合に、表層付近の結晶粒を微細化するために、表面層にひずみを付与した後、再結晶温度以上に加熱して表面から深さ２ｍｍ以上を再結晶させる方法が提案されている。ひずみを付与する手段としては、鍛造、ロール圧下、ショットブラスト等が挙げられている。
　特許文献２では、チタン材のインゴットを、Ｔβ＋５０℃以上に加熱後、Ｔβ―５０℃以下に冷却した後に熱間圧延することで、粗大な結晶粒の変形異方性によって圧延中に形成される表面の波打ちやシワを低減し、表面疵を低減する方法が提案されている。
　特許文献３では、チタン材において、分塊工程を経る場合の圧延製品の表面疵低減方法として、分塊工程終了時の温度をα域にする、あるいは、さらに熱間圧延前の加熱をα域で行うことにより、表面から６０μｍ以上を等軸晶とする方法が提案されている。これにより、酸素リッチ層が部分的に深くなることを避けることができ、脱スケール工程で酸素リッチ層を除去できるようになり、硬度・延性の不均一な部分が無くなるため、冷間加工後の表面性状が改善するとしている。
　特許文献４では、チタン材のインゴットを、熱間加工工程を省略して直接熱間圧延を行う場合に、インゴットの圧延面にあたる面の表層を高周波誘導加熱、アーク加熱、プラズマ加熱、電子ビーム加熱及びレーザー加熱などで溶融再凝固させることで、表層から深さ１ｍｍ以上を細粒化し、熱間圧延後の表層組織を改善する方法が挙げられている。これは、表層部を急冷凝固により微細で不規則な方位を有する凝固組織を形成することで、表面疵の発生を防止している。チタンスラブの表層組織を溶融させる方法として、高周波誘導加熱、アーク加熱、プラズマ加熱、電子ビーム加熱、及びレーザー加熱が挙げられている。
特開平０１－１５６４５６号公報 特開平０８－０６０３１７号公報 特開平０７－１０２３５１号公報 特開２００７－３３２４２０号公報
　しかしながら特許文献１に記載の方法では、ひずみを付与する手段にショットブラストが挙げられているが、一般的なショットブラストで付与されるひずみの深さは３００～５００μｍ程度以下であり、品質を改善するために必要としている深さ２ｍｍ以上の再結晶層を形成するには不十分である。従って、実質的には、鍛造もしくはロール圧下により深い位置まで歪を与えることが必要であるが、鍛造もしくはロール圧下を、熱間圧延用の大型インゴットに対して行うには大きな設備が必要で、通常の分塊工程と比較してコスト低下になるものではない。
　また、特許文献２に記載の方法は、β域への加熱により粗大な結晶粒が再結晶して微細化する効果がある。しかし、分塊工程を経ない場合には加工歪が与えられていないため再結晶核が少ないことや、インゴット全体を加熱するため加熱後の冷却速度が遅く結晶粒が粗大化することにより、再結晶による微細化効果は限定され、変形異方性の低減は十分ではない。また、再結晶しても元の粗大粒の結晶方位の影響を受けることも、変形異方性の解消に至らない要因である。逆に、中程度の細粒化によって表面の凹凸の元となる粒界は増加する結果となり、表面疵の発生が増加する結果になる。
　また、特許文献３に記載の方法は、分塊工程を経ることによって鋳造組織が壊されて細粒化および等軸化することを前提としており、分塊工程を省略する場合には意味をなさない。仮に分塊工程を省略して熱処理のみによって、表面から６０μｍ以上の等軸粒を形成しても、単なる再結晶でありその結晶方位は元の結晶方位の影響を受ける。従って、鋳造まま組織の粗大粒による変形異方性に起因する凹凸を防止するには不十分であり、表面疵による問題が生じることは明らかである。
　また、特許文献４に記載の方法は、インゴット表層部の組織改質を行っており、熱延後の表面性状を良くする効果がある。
　そこで、本発明では、分塊工程や精整工程を省略しても熱間圧延後の表面性状を良好に保つことのできる、チタン合金鋳片及びその製造方法を提供することを目的とするものである。
　本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討した結果、インゴットから分塊工程や精整工程を省略して熱間圧延を行ってチタン製品を製造するに際し、熱間圧延の前工程として、鋳造ままチタン材の圧延面表層にα安定化元素もしくは中性元素を含有する素材（粉末、チップ、ワイヤー、薄膜等）を据えるもしくは散布し、素材ごとスラブ表層を再溶融することで、スラブ表層にα安定化元素もしくは中性元素を含有させることで、熱間圧延加熱時においてもスラブ表層部の組織を微細に保つことができ、その結果、元の粗大な凝固組織の変形異方性の影響による表面疵が低減し、分塊工程や精整工程を経る場合と同等な表面性状を得ることができることを見出した。
　本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）
　チタン合金からなるチタン鋳片であって、
　圧延面となる表面に、α相安定化元素、中性元素の何れか一方もしくは両方のうち一種または二種類以上の元素を添加して溶融させ再凝固させた溶融再凝固層を深さ１ｍｍ以上の範囲に有し、
　深さ１ｍｍまでの範囲におけるα相安定化元素と中性元素の合計の濃度が、母材中のα相安定化元素と中性元素の合計の濃度に比較して、質量％で、０．１％以上、２．０％未満高いことを特徴とする、熱間圧延用チタン鋳片。
（２）
　α相安定化元素、中性元素がＡｌ，Ｓｎ，Ｚｒである、（１）に記載の熱間圧延用チタン鋳片。
（３）
　さらに、溶融再凝固相にβ相安定化元素の一種もしくは二種類以上を質量％で１．５％以下含有する、（１）に記載の熱間圧延用チタン鋳片。
（４）
　前記再溶融凝固層よりも内側は、鋳造ままの組織もしくは鋳造後にβ域に加熱され、その後冷却された組織である、（１）に記載の熱間圧延用チタン鋳片。
（５）
　チタン鋳片の圧延面となる表面を、α相安定化元素、中性元素の何れか一方もしくは両方のうち一種または二種類以上の元素を含有する素材とともに溶融させた後、凝固させる、熱間圧延用チタン鋳片の製造方法。
（６）
　前記α相安定化元素、中性元素の何れか一方もしくは両方のうち一種または二種類以上の元素を含有する素材が、粉末、チップ、ワイヤー、薄膜、切り粉のうちの一種または二種以上である、（５）に記載の熱間圧延用チタン鋳片の製造方法。
（７）
　チタン鋳片の表面を、電子ビーム加熱、アーク加熱、レーザー加熱、プラズマ加熱、および誘導加熱のうちの一種または二種以上を用いて溶融させる、（５）に記載の熱間圧延用チタン鋳片の製造方法。
（８）
　真空もしくは不活性ガス雰囲気でチタン鋳片の表面を溶融させる、（５）に記載の熱間圧延用チタン鋳片の製造方法。
　本発明の熱間圧延用チタン鋳片及びその製造方法は、チタン材の製造に際し従来必要であった分塊や鍛造などの熱間加工工程やその後の精整工程を省略しても、分塊工程や精整工程を経る場合と同等以上の表面性状を有するチタン材の製造を可能にするものであり、熱間加工工程の省略による加熱時間の低減、スラブ表面平滑化に伴う切削手入れの低減、表面品質向上による酸洗量の低減等によって歩留まりの向上が図られることから、製造コストの削減のみならず、エネルギー効率の向上にも大きな効果があり、産業上の効果は計り知れない。
溶融再凝固層の濃度変化の模式図を示す。
以下、本発明について詳しく説明する。
[溶融再凝固層の厚み]
　本発明では、チタン合金からなるチタン材の圧延面にあたる面に１ｍｍ以上の溶融再凝固層を有している。熱延後の表面疵の発生は、上述したように、粗大な結晶粒を有する組織に起因して発生するチタン材表面の凹凸が原因である。そのため、インゴット表層部のみの結晶粒径をなるべく細かくすればよい。下記のα安定化元素や中性元素を添加することで熱延加熱時の結晶粒成長を抑制し、かつ、それにより表面疵の発生を抑制するには、下記のα安定化元素や中性元素を含有した溶融再凝固層の厚みを１ｍｍとする必要である。溶融再凝固層の厚みが１ｍｍ未満だと、下部組織の鋳造組織の影響を受け表面疵が発生してしまい、表面性状が良化しない。なお、最大深さについて特に規定しないが、溶融深さが深くなりすぎると、熱延後のショット酸洗工程後にも合金元素を含有した層が残存する懸念があるので、好ましくは、溶融深さは５ｍｍ程度までが望ましい。なお、熱間圧延されるチタン材としては、インゴット、スラブ及びビレットなどがある。
　溶融再凝固層は、チタン鋳片の表面を溶融させ、この溶融後に急冷再凝固されて形成される。溶融ビードの走査方向と垂直方向の断面で見ると、溶融再凝固層の形状は、チタン鋳片表層の再溶融時の溶融ビード中央で一番深くなる傾向があり、溶融ビードを重ねた際、隣接した溶融ビード同士の中間で一番浅くなり、最深部と最浅部が周期的に繰り返される形態をとる。この際、最深部と最浅部の差が大きいと、熱間圧延時にこの差により変形抵抗に差異が生じ、これに起因した疵が生じることがある。そのため、上記の差異は２ｍｍ未満であることが望ましい。なお、本発明では溶融再凝固層の深さを１ｍｍ以上としているが、この深さとは、溶融ビードの走査方向と垂直方向の断面で見た際の最浅部の深さを指すものとする。
　ここでチタン合金は、通常、熱間圧延や冷間圧延により板材に成形されたり、線材や棒材などの形状の製品も製造されている。ここでチタン合金とは、α型、あるいはα＋β型、β型チタン合金が適用可能である。よって、本発明では、チタン合金の成分組成はとくに限定するものではない。
[α安定化元素もしくは中性元素の含有量]
　本発明では、チタン材の溶融再凝固層がα安定化元素もしくは中性元素の内一種類以上を母材部に比べある一定以上多く含有していることを特徴としている。本発明では後述するようにα安定化元素もしくは中性元素の内一種類以上を濃化させる手法として、これら元素の内一種類以上からなる素材とともにインゴット表層部を溶融させることとしている。これら元素を添加せずに溶融再凝固処理を行うと、溶融部の組成は均一性が保たれるため、そのままでも合金組成に応じてある程度、結晶粒を微細化することは可能である。一方、α安定化元素や中性元素を含む素材と共に表層を溶融させると、溶融時間が短く成分の不均一性が残存するために、組織は不均一化する。しかし、その後の酸洗工程でこの溶融層が除去可能な深さ程度しか溶融しないため、最終製品に影響を及ぼすことはない。このような不均一性が残存することで、その部位で添加したα安定化元素や中性元素が濃化し、より微細な組織が形成される。また、溶融再凝固処理により組織を微細化しても同じ結晶方位を有した結晶粒が集合したコロニーを形成す可能性がある。このようなコロニーは一つ一つの結晶粒に比べ多くなることがあり、そのためコロニーが発生すると、それに起因し熱延疵へと進展する場合がある。しかしながら、不均一性により上記したようにより微細な組織を部分的に発生させることで、このようなコロニーの発生やその後の熱延加熱時でのコロニーの成長を抑制させることができ、微細な結晶粒のまま熱延することができるため、熱延時の表面疵をより抑制することができる。さらに、α安定化元素や中性元素を添加すると、β変態温度は殆ど変化しない、もしくは上昇するため、熱延加熱温度をβ変態点直下まで加熱しても表層部のみがβ変態することを抑制することができる。α安定化元素もしくは中性元素の溶融再凝固層の平均濃度が、母材部に比べ合計で０．１％以上高くなるように添加するだけでも、上記の効果が発揮できることから、これを下限とした。一方、溶融部の平均濃度が２．０％以上母材部より高くなると、合金元素を含有した表層部と内部で熱間加工性の差を生じたり、表層部に元素が濃化していても添加量が多いため、熱延加熱等の熱処理時に、表層部に含有した合金元素が多量に内部に拡散し、製品の材質を劣化させる懸念があることから、これを上限とした。α安定化元素や中性元素は複数の元素を組み合わせて添加しても良く、その場合のα安定化元素と中性元素の濃度は、各元素の合計の濃度である。
[α安定化元素および中性元素の種類]
　本発明では、α安定化元素および中性元素として、Ａｌ、Ｓｎ、Ｚｒを用いることができる。これら元素はα相中に固溶し、熱延する際の加熱温度域において結晶粒成長を抑制する。
[β安定化元素]
　本発明では、α安定元素や中性元素とともに、β安定化元素を含有しても良い。β安定化元素を含有することで、上記の結晶粒成長だけでなく、熱延する際の加熱温度域において第２相であるβ相が生成しやすくなることで、さらに結晶粒成長が抑制されるため、更なる組織微細化が期待できる。さらに、これら合金元素を含有するチタン合金スクラップを添加素材とすることで、コスト低減も期待できる。
［溶融再凝固層の厚みの測定方法］
本発明では、α安定化元素もしくは中性元素の合金元素量が濃化した溶融再凝固層が深さ１ｍｍ以上であることを規定している。この溶融再凝固層の厚みの測定方法について説明する。この濃化層は断面の埋め込み研磨試料をＳＥＭ（Ｓｃａｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）／ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）により容易に判別できる。図１に融再凝固層の濃度変化の測定例を示す。α安定化元素や中性元素を添加しているため、溶融再凝固層では母層部に比べてα安定化元素や中性元素の濃度が高くなっており、この厚みを溶融再凝固層の厚みとした。なお、溶融再凝固層がＳＥＭ／ＥＰＭＡの測定範囲より大きい場合は、厚み方向を何回かに分けて測定し、それら結果を付け合わせることで溶湯再凝固層厚を測定した。
[溶融再凝固層の不均一性]
　本発明では溶融再凝固層内に不均一性があることとしているが、これも上記のＳＥＭ/ＥＢＳＰにより容易に確認できる。図１に示すように、添加元素を添加して溶融再凝固処理すると、図１に示すように、溶融再凝固部では全体で濃度が高くなるものの、その部位では母材部と異なり、濃度が均一ではなく揺らいでおり、不均一性が発生していることが確認できる。
［溶融部および母材部の元素濃度の測定方法］
　溶融再凝固層および母材部の濃度については、上記の濃度が上昇した部位および素材の中心部より分析用の試験片を切りだし、ＩＣＰ発光分光分析を行うことで求めた。濃度の測定は、チタン鋳片の圧延面の任意の複数箇所（例えば１０箇所）の表層１ｍｍ以内から分析サンプルを採取し、ＩＣＰ発光分光分析を行い、それらの平均値を溶融再凝固層の濃度とすることができる。また、比較として、チタン鋳片の表層を再溶融する前にチタン鋳片の圧延面の任意の複数箇所（例えば３箇所）の表層２０ｍｍ以内から分析サンプルを採取して、同様にＩＣＰ発光分光分析を行い、その平均値を母材部の濃度とすることができる。
[添加方法]
　本発明では、インゴットの表層部にα安定化元素もしくは中性元素の内一種類以上を濃化させる手法として、これら元素の内一種類以上からなる素材とともにインゴット表層部を溶融させることとしている。こうすることで、インゴットの表層部のこれら元素の濃度を高めることができる。さらに、これら元素を含有するチタン合金を使用してもよい。そうすることで、これら元素とともにβ安定化元素も簡単に添加することができる。素材としては、粉末、チップ、ワイヤー、薄膜、切り粉のうちの一種または二種以上を組み合わせて用いることとができる。
［表層溶融の方法］
　本発明では、α安定化元素もしくは中性元素の内一種類以上からなる素材とともにチタン材表層部を加熱し、溶融再凝固させることを特徴としている。表層部の加熱方法としては、電子ビーム加熱、誘導加熱、アーク加熱、プラズマ加熱およびレーザー加熱のうち一種または二種以上を組み合わせて用いることができる。上記の方法を組み合わせて用いる場合、例えば、誘導加熱で予熱した後の、レーザー加熱によって表層溶融することができる。コスト、チタン材のサイズ、処理時間などの条件を考慮し、これらの中から採用すればよい。本発明は、真空もしくは不活性ガス雰囲気でチタン材表層部を加熱すると好ましい。チタンは非常に活性な金属であるため、大気中で処理をした場合、溶融再凝固部に酸素や窒素が多量に混入してしまい品質が変化してしまう。そのため、真空あるいは不活性雰囲気とした容器内で行うと良好な結果を得ることができる。なお、本発明における不活性ガスはアルゴンおよびヘリウムを指し、チタンと反応する窒素は含まない。真空容器内で行う場合の真空度は、５×１０-5Ｔｏｒｒ程度か、より高い真空度であることが望ましい。
　本発明では、表層に深さ１ｍｍ以上の上記範囲でα安定化元素もしくは中性元素の内一種類以上が濃化した溶融再凝固層を有し、その他の部分が鋳造ままもしくは鋳造後β変態点以上に加熱後急冷した組織である熱間圧延用チタン材を特徴としている。この素材を用いることで、分塊工程を省略した場合でも、通常の分塊工程を経る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。
　以下、実施例により本発明を詳しく説明する。表１のＮｏ．１～２４は板材を対象にした例、Ｎｏ．２５～３１は線材を対象にした例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１のＮｏ．１から２１に示す参考例、実施例および比較例において、チタン鋳片の製造は、電子ビーム溶解法で行い、角型鋳型にて鋳造した。一方、表１のＮｏ．２２から２４に示す実施例において、チタン鋳片の製造は、プラズマアーク溶解法で行い、角型鋳型にて鋳造した。鋳造後、鋳肌の切削手入れのある場合においては、切削によりチタン鋳片の表層の手入れを行い、切削手入れが無い場合は、切削による表層の手入れを行わずに、表層溶融を行った。その後、厚さ２５０ｍｍ×幅１０００ｍｍ×長さ４５００ｍｍのインゴットから、鉄鋼材料の熱間圧延設備を用いて、熱間圧延を行い、厚さ４ｍｍの帯状コイルとした。なお、表面疵の評価は、酸洗後の板表層を目視にて行った。
　Ｎｏ．１から６の参考例、実施例および比較例は、インゴット製造後にインゴット（鋳片）の鋳肌を切削除去している。一方、Ｎｏ．７から２４の実施例は、インゴット製造後の鋳肌に溶融再凝固処理を施している。
　表１の「溶融方法」に「ＥＢ」と記載したものは電子ビームによって表層の溶融再凝固を行い、「ＴＩＧ」と記載したものはＴＩＧ溶接によって表層の溶融再凝固を行い、「レーザー」と記載したものは、レーザー溶接によって表層の溶融再凝固を行っている。電子ビームによる表層溶融は、規定出力３０ｋＷの電子ビーム溶接装置を用いた。ＴＩＧ溶接による表層溶融は、２００Ａで溶加材を用いないで行った。レーザー溶接による表層溶融は、ＣＯ２レーザーを用いた。
　Ｎｏ．１に記載の参考例はＴｉ－５Ａｌ－Ｆｅのチタン合金インゴットを用いて、従来の分塊工程をたどる方法で製造した場合である。分塊工程を経るため、製造された板材の表面疵は、軽微である。
　Ｎｏ．２に記載の比較例は、インゴットを切削手入れ後、α相安定化元素や中性元素を添加せずにインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施している。そのため、再溶融凝固層の厚みは１ｍｍ以上と深く、疵は軽微であるが、一部で軽微ではない疵が発生しており悪化傾向にある。
　Ｎｏ．３に記載の比較例は、インゴットを切削手入れ後、Ａｌ粉末と共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しているが、再溶融凝固部のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多いが、厚みが０．５ｍｍと浅いため、部分的にやや粗大な表面疵が観察された。
　Ｎｏ．４に記載の実施例は、インゴットを切削手入れ後、Ａｌチップと共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．５に記載の実施例は、インゴットを切削手入れ後、Ａｌ箔と共にインゴット表面を、レーザーにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、Ａｌ濃化層の厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．６に記載の実施例は、インゴットを切削手入れ後、Ａｌ箔と共にインゴット表面を、TIGより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．７に記載の実施例は、インゴットを切削せず、Ａｌ粉末と共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．８に記載の実施例は、インゴットを切削せず、Ｓｎ粉末と共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＳｎの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．９に記載の実施例は、インゴットを切削せず、Ｚｒ切り粉と共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＺｒの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．１０に記載の実施例は、インゴットを切削せず、Ａｌ及びＺｒの切り粉と共にインゴット表面を、ＴＩＧにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌとＺｒの合計含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．１１に記載の実施例は、インゴットを切削せず、ＡｌとＳｎを含有するチタン合金の切り粉と共にインゴット表面を、ＴＩＧにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌとＳｎの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．１２から１５に記載の実施例は、インゴットを切削せず、Ａｌ及びβ相安定化元素を含有するチタン合金の切り粉と共にインゴット表面を、ＴＩＧにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、β相安定化元素の含有量も１．５％以下と少ない。さらに、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．１６からＮｏ．２４に記載の実施例はチタン合金からなるインゴットの結果であり、Ｎｏ．１６は、Ｔｉ－０．０６Ｐｄのチタン合金、Ｎｏ．１７はＴｉ－０．５Ｎｉ－０．０５Ｒｕのチタン合金、Ｎｏ．１８は、Ｔｉ－１Ｆｅ－０．３５Ｏのチタン合金、Ｎｏ．１９、Ｔｉ－５Ａｌ－１Ｆｅ－０．２５Ｓｉのチタン合金、Ｎｏ．２０は、Ｔｉ－３Ａｌ－２．５Ｖのチタン合金、Ｎｏ．２１はＴｉ－４．５Ａｌ－２Ｆｅ－２Ｍｏ－３Ｖのチタン合金、Ｎｏ．２２は、Ｔｉ－１Ｃｕのチタン合金、Ｎｏ．２３は、Ｔｉ－１Ｃｕ－０．５Ｎｂのチタン合金、Ｎｏ．２４は、Ｔｉ－１Ｃｕ－１Ｓｎ－０．３Ｓｉ－０．２Ｎｂのチタン合金である。いずれもインゴットを切削せず、Ａｌ粉末と共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　表１のＮｏ．２５からＮｏ．３１に示す参考例、比較例および実施例において、Ｔｉ－３Ａｌ－２．５Ｖからなるチタン合金を用い、チタンインゴットの製造は電子ビーム溶解法で行った。直径１７０ｍｍ×１２ｍ長のインゴットから、熱間圧延により直径１３ｍｍの線材を製造した。なお、表面疵の評価は、酸洗後の板表層を目視にて行った。
　Ｎｏ．２５から２９の参考例、比較例および実施例は、インゴット製造後にインゴットの鋳肌を切削除去している。一方、Ｎｏ．３０、３１の実施例は、インゴット製造後の鋳肌に溶融再凝固処理を施している。
　Ｎｏ．２５に記載の参考例は、従来の分塊工程をたどる方法で製造した場合である。
　Ｎｏ．２６に記載の比較例は、インゴットを切削手入れ後、α相安定化元素や中性元素を添加せずにインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施している。そのため、再溶融凝固部の厚みは１ｍｍ以上と深く、疵は軽微であるが、一部で発生しており悪化傾向にある。
　Ｎｏ．２７に記載の比較例は、インゴットを切削手入れ後、Ａｌ箔と共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しているが、再溶融凝固部のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多いが、厚みが０．５ｍｍと浅いため、部分的にやや粗大な表面疵が観察された。
　Ｎｏ．２８に記載の実施例は、インゴットを切削手入れ後、Ａｌ箔と共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．２９に記載の実施例は、インゴットを切削手入れ後、Ａｌ箔と共にインゴット表面を、ＴＩＧにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が０．１％以上と多く、厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．３０に記載の実施例は、インゴットを切削手入れ後、Ｓｎ粉末と共にインゴット表面を、レーザーにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＳｎの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、Ａｌ濃化層の厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。
　Ｎｏ．３１に記載の実施例は、インゴットを切削手入れ後、Ａｌ箔と共にインゴット表面を、ＥＢにより表層溶融処理を施しており、再溶融凝固層のＡｌの含有量が母材部に比べ０．１％以上と多く、Ａｌ濃化層の厚みが１ｍｍ以上と深いため、表面疵は軽微であり、分塊工程をたどる場合と同等レベルであった。

Claims (8)

  1. 　チタン合金からなるチタン鋳片であって、
    　圧延面となる表面に、α相安定化元素、中性元素の何れか一方もしくは両方のうち一種または二種類以上の元素を添加して溶融させ再凝固させた溶融再凝固層を深さ１ｍｍ以上の範囲に有し、
    　深さ１ｍｍまでの範囲におけるα相安定化元素と中性元素の合計の濃度が、母材中のα相安定化元素と中性元素の合計の濃度に比較して、質量％で、０．１％以上、２．０％未満高いことを特徴とする、熱間圧延用チタン鋳片。
  2. 　α相安定化元素、中性元素がＡｌ，Ｓｎ，Ｚｒである、請求項１に記載の熱間圧延用チタン鋳片。
  3. 　さらに、溶融再凝固相にβ相安定化元素の一種もしくは二種類以上を質量％で１．５％以下含有する、請求項１に記載の熱間圧延用チタン鋳片。
  4. 　前記再溶融凝固層よりも内側は、鋳造ままの組織もしくは鋳造後にβ域に加熱され、その後冷却された組織である、請求項１に記載の熱間圧延用チタン鋳片。
  5. 　チタン鋳片の圧延面となる表面を、α相安定化元素、中性元素の何れか一方もしくは両方のうち一種または二種類以上の元素を含有する素材とともに溶融させた後、凝固させる、熱間圧延用チタン鋳片の製造方法。
  6. 　前記α相安定化元素、中性元素の何れか一方もしくは両方のうち一種または二種類以上の元素を含有する素材が、粉末、チップ、ワイヤー、薄膜、切り粉のうちの一種または二種以上である、請求項５に記載の熱間圧延用チタン鋳片の製造方法。
  7. 　チタン鋳片の表面を、電子ビーム加熱、アーク加熱、レーザー加熱、プラズマ加熱、および誘導加熱のうちの一種または二種以上を用いて溶融させる、請求項５に記載の熱間圧延用チタン鋳片の製造方法。
  8. 　真空もしくは不活性ガス雰囲気でチタン鋳片の表面を溶融させる、請求項５に記載の熱間圧延用チタン鋳片の製造方法。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EA039472B1 (ru) * 2017-10-26 2022-01-31 Ниппон Стил Корпорейшн Способ производства горячекатаной титановой плиты
CN108486513B (zh) * 2018-03-08 2020-01-24 上海工程技术大学 一种TiBw/TC4复合材料表面纳米重熔层及其制备方法
CN112501489B (zh) * 2020-10-31 2022-05-13 日照宝华新材料有限公司 一种无横折缺陷的300MPa级低碳热轧钢生产方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007332420A (ja) * 2006-06-15 2007-12-27 Nippon Steel Corp チタン材の製造方法および熱間圧延用素材
WO2012108319A1 (ja) * 2011-02-10 2012-08-16 新日本製鐵株式会社 疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材
WO2014163086A1 (ja) * 2013-04-01 2014-10-09 新日鐵住金株式会社 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6256561A (ja) * 1985-09-06 1987-03-12 Honda Motor Co Ltd ＴｉまたはＴｉ合金の表面硬化方法
JPH0776431B2 (ja) * 1987-12-11 1995-08-16 住友金属工業株式会社 チタン製品の表面硬化方法
JPH05148598A (ja) * 1991-02-20 1993-06-15 Mitsubishi Materials Corp チタン又はチタン合金からなる基材の表面硬化法および表面硬化部材
JPH04272147A (ja) * 1991-02-25 1992-09-28 Sumitomo Metal Ind Ltd チタンの製造方法
EP2700458B1 (en) * 2011-04-22 2018-12-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Titanium slab for hot rolling and process for producing same
EP2982777B1 (en) * 2013-04-01 2018-12-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Titanium slab for hot rolling and method for manufacturing same
JP2014233753A (ja) * 2013-06-05 2014-12-15 新日鐵住金株式会社 分塊工程や精整工程を省略しても熱間圧延後の表面性状に優れた工業用純チタンインゴットおよびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007332420A (ja) * 2006-06-15 2007-12-27 Nippon Steel Corp チタン材の製造方法および熱間圧延用素材
WO2012108319A1 (ja) * 2011-02-10 2012-08-16 新日本製鐵株式会社 疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材
WO2014163086A1 (ja) * 2013-04-01 2014-10-09 新日鐵住金株式会社 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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