WO2022185409A1 - 熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊 - Google Patents

熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊 Download PDF

Info

Publication number
WO2022185409A1
WO2022185409A1 PCT/JP2021/007931 JP2021007931W WO2022185409A1 WO 2022185409 A1 WO2022185409 A1 WO 2022185409A1 JP 2021007931 W JP2021007931 W JP 2021007931W WO 2022185409 A1 WO2022185409 A1 WO 2022185409A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
titanium alloy
alloy ingot
type titanium
content
cross
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2021/007931
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
健一 森
利行 奥井
真哉 西山
翔太朗 橋本
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to PCT/JP2021/007931 priority Critical patent/WO2022185409A1/ja
Priority to JP2023503569A priority patent/JP7623611B2/ja
Priority to CN202180091977.7A priority patent/CN116710582A/zh
Publication of WO2022185409A1 publication Critical patent/WO2022185409A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/06—Casting non-ferrous metals with a high melting point, e.g. metallic carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to an ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working.
  • the manufacturing process for ⁇ + ⁇ type titanium alloy bars generally includes the steps of melting and casting sponge titanium, master alloys, titanium scraps, etc. as melting raw materials to produce titanium alloy ingots, and It consists of a blooming process in which forging or rolling is performed by heating to a region and a rolling process in which a bar is formed by heating to a ⁇ region or ⁇ + ⁇ region.
  • a blooming process in which forging or rolling is performed by heating to a region
  • a rolling process in which a bar is formed by heating to a ⁇ region or ⁇ + ⁇ region.
  • Patent Document 1 describes a compression molding process for obtaining titanium briquettes by compression molding one or more selected from sponge titanium and titanium scrap and an auxiliary raw material containing elements necessary for adjusting the chemical composition.
  • a method for producing a titanium ingot is disclosed which includes a melting step of irradiating the surface of the titanium briquette with an electron beam under reduced pressure to melt all of the titanium briquette to form a titanium ingot.
  • the melting step includes a step of irradiating an arbitrary surface of the titanium briquette with an electron beam to melt a part of the surface in the thickness direction, and an arbitrary A step of irradiating the other surface with an electron beam to melt at least the unmelted titanium briquette.
  • a plate-like titanium ingot having a thickness of 7 to 80 mm, or a cylindrical shape having a circular cross section perpendicular to the longitudinal direction with a diameter of 10 to 80 mm, or a circle equivalent diameter Titanium ingots are produced having a columnar shape that is a polygon of pentagon or more with a diameter of 10 to 80 mm.
  • titanium alloy powder made from titanium alloy rods is used as a material for manufacturing objects using 3D printers.
  • Patent Document 2 can be cited as a technique for modeling with a 3D printer using metal powder as a material.
  • Patent Document 1 discloses a preferable manufacturing method for a thin titanium lump having a thickness of 80 mm or less. Then, the molten titanium briquette is solidified to produce a titanium lump. In order to irradiate the surface of a titanium briquette with an electron beam to produce a large titanium lump, it is necessary to increase the melting depth of the titanium briquette by the electron beam. However, when the melting depth of the titanium briquettes by the electron beam is increased, the cooling rate after melting is decreased and the crystal grains become coarse. If the crystal grains are coarse, cracks and voids may occur when the titanium alloy ingot is rolled into a bar, and deep flaws may be formed on the surface of the bar. Thus, the technique described in Patent Document 1 has room for improvement.
  • the film-like ⁇ -phase precipitated at the ⁇ -grain boundary may cause cracks in the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy rod and reduce the yield. Therefore, in order to omit the blooming step, it is necessary to manufacture an ingot in which the depth of surface flaws in a bar obtained by rolling a titanium alloy ingot is reduced.
  • the film-like ⁇ -phase that precipitates at the ⁇ -grain boundary is sometimes referred to as the grain-boundary ⁇ -phase.
  • the removal of the flaws reduces the yield and causes an increase in manufacturing costs.
  • the chemical composition of Raw materials for titanium alloy powder for 3D printers are produced, for example, by melting a titanium alloy bar and using a gas atomization method or the like. Oxidized scale and foreign matter may adhere. If oxide scale or foreign matter adheres to the flawed portion, the titanium alloy powder produced by dissolving the flawed portion will have a different chemical composition from the titanium alloy powder produced from the portion without flaws. . Parts that are formed using titanium alloy powders with different chemical compositions using a 3D printer may have problems such as changes in strength compared to other parts. Therefore, titanium alloy powders for 3D printers preferably have a uniform chemical composition. Therefore, it is desirable that the titanium alloy bar, which is the raw material of the titanium alloy powder for 3D printers, has few large flaws.
  • the present invention provides a bar with good surface properties (with a shallow surface flaw depth) industrially, even when the bar is produced by direct hot rolling without blooming forging.
  • An object of the present invention is to provide an ingot of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy containing Al, Fe and O, which can be produced stably at a low cost.
  • the present inventors have improved the properties of an ⁇ + ⁇ titanium alloy ingot, and directly hot rolled the ⁇ + ⁇ titanium alloy ingot without blooming forging to produce a bar with good surface properties. We have diligently studied how to do this.
  • the crystal grain size of the ⁇ + ⁇ titanium alloy ingot produced by the electron beam melting method or the plasma melting method (hereafter, the crystal grain size may be simply referred to as the grain size) is the same as the size of the ⁇ + ⁇ titanium alloy ingot. to be influenced.
  • the grain size of the cast structure in an ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot having a diameter of 200 mm is generally about 10 to 20 mm.
  • the inventors of the present invention found that, in direct hot rolling without blooming forging, the grain size of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot should be 10 mm or less and , and found that it is effective to refine the grains to 1/100 or less of the circumference of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot.
  • the present invention was made through further studies based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • an ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working comprising, in terms of mass %, Al: 2.5 to 8.0% and Fe: 0.5 to 3.0 %, Sn: 0-3.0%, Zr: 0-3.0%, Mo: 0-3.0%, Si: 0-3.00%, Cu: 0-3.0%, Nb: 0 ⁇ 3.0%, and an amount of O that satisfies the following formula (1), the balance being Ti and impurities, and having a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot
  • the ratio L/S of the peripheral length L (mm) of the cross section to the area S (mm 2 ) of a certain cross section is 0.010 or more, and two end faces in the longitudinal direction of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot From the surface of the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy ingot toward the other end surface, from the surface of the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy ingot to the above-mentioned
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working described in (1) above contains one or more of Sn, Zr, Mo, Cu, and Nb in place of part of the Ti, each having a content of 3.0 % or less, and may contain Si of 3.00% or less.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining a method for measuring an average grain size D of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a diagram for explaining a method of controlling the irradiation ratio of an electron beam or plasma, and is a diagram schematically showing the molten metal inside the mold viewed from the irradiation direction of the electron beam or plasma.
  • FIG. 4 is a diagram for explaining a method of controlling the irradiation ratio of an electron beam or plasma, and is a diagram schematically showing the molten metal inside the mold viewed from the irradiation direction of the electron beam or plasma.
  • the following describes in detail the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to one embodiment of the present invention.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy is a titanium alloy whose main phases are ⁇ phase and ⁇ phase at room temperature (25° C.).
  • Al is an ⁇ -stabilizing element and is included to increase the ⁇ -phase fraction.
  • the content of Al is set to 2.5% or more. If the Al content is too high, the ductility and toughness are lowered, resulting in deterioration of the surface properties of the bar material.
  • the Al content is preferably 2.6% or more, more preferably 2.7% or more, and still more preferably 3.5% or more. Also, the Al content is preferably 7.5% or less, more preferably 7.0% or less, and even more preferably 6.5% or less.
  • Fe 0.5 to 3.0%
  • Fe is an element that stabilizes the ⁇ phase, and when Fe is contained in the titanium alloy ingot, the strength is improved.
  • the Fe content is set to 0.5% or more.
  • the Fe content is 3.0% or less.
  • the Fe content is preferably 0.6% or more, more preferably 0.7% or more.
  • the Fe content is preferably 2.9% or less, more preferably 2.8% or less, and even more preferably 2.5% or less.
  • the titanium alloy ingot of the present invention contains one or more of Sn, Zr, Mo, Cu, and Nb each in a range of 3.0% or less in place of a part of Ti, and 3.0% of Si. It may be contained in the range of 00% or less.
  • Sn, Zr, Si, and Cu are elements effective for solid-solution strengthening of the ⁇ phase and ⁇ phase, and their inclusion in the titanium alloy ingot can improve the strength. Therefore, Sn, Zr, and Cu may each be contained in an amount of 3.0% or less, and Si may be contained in an amount of 3.00% or less.
  • the Sn content may be 2.5% or less, 1.5% or less, or 0.5% or less.
  • the Cu content may be 2.0% or less, or may be 1.5% or less.
  • the Zr content may be 2.8% or less, or may be 2.5% or less. Since Sn, Zr, Si, and Cu may not be contained, the Sn content, Zr content, Si content, and Cu content may each be 0% or more.
  • the Si content may be 1.50% or less, or may be 0.50% or less.
  • the titanium alloy ingot may contain 3.0% or less of Mo or Nb, respectively.
  • the Mo content may be 2.9% or less, or may be 2.8% or less.
  • the Nb content may be 2.5% or less, or may be 2.0% or less. Since Mo and Nb may not be contained, the Mo content and Nb content may each be 0% or more. Mo content may be 0.5% or more. Also, the Nb content may be 1.0% or more.
  • O is an ⁇ -stabilizing element and has the effect of increasing the ⁇ -phase fraction and improving the strength.
  • the O content is less than 0.02%, the refining cost will rise significantly, and the effect of cost reduction cannot be obtained. Therefore, the O content is 0.02% or more.
  • the O content may be 0.03% or more, or may be 0.04% or more.
  • the O content is excessive, the grain boundary ⁇ phase is likely to be generated.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is used as a starting material for a powder used as a metal powder for a 3D printer, it is necessary to ensure the strength of the modeled object modeled by the 3D printer.
  • the O content of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is set slightly lower than the O content necessary for improving the strength.
  • a titanium alloy bar manufactured using a titanium alloy ingot as a starting material is made into a material powder for use in a 3D printer, the ratio of surface area to volume increases, so the effect of the surface oxide film increases and the O content increases. .
  • the O content of this titanium alloy powder becomes the O content of the modeled object manufactured by the 3D printer.
  • the strength of the modeled product manufactured by the 3D printer becomes the strength according to the O content of the modeled product. Therefore, the O content of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is set slightly lower than the O content necessary for improving the strength. Therefore, the O content should be 0.08% or less. The O content may be 0.07% or less.
  • the O content is controlled from the viewpoint of suppressing surface defects.
  • the O content [O] is 0.02% ⁇ [O] ⁇ ([Al] - [Fe] - 0.5 x [Mo] - 0.5 x [Nb] + 1.0 )/100, surface defects in the bar can be suppressed. Therefore, in the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment, the Fe content, the Al content, the Mo content, the Nb content, and the O content are further set to the following (1) must satisfy the formula.
  • the rest of the chemical composition is Ti and impurities.
  • the impurities are specifically V, C, N, Y, Cr, Ni, Mn, B, H, and the like. It is permissible as long as it does not interfere with the effects of the present application, and the content of impurities is less than 0.2% by mass for each element, and there is no problem if the total amount is 0.5% or less. B may form coarse precipitates in the ingot. Therefore, even if it is contained as an impurity, it is preferable to suppress the B content as much as possible.
  • the titanium alloy plate of the present embodiment preferably has a B content of 0.01% or less.
  • the chemical composition of the titanium alloy ingot is analyzed using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • the O content is measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • Titanium alloy ingot Al content, Fe content, Sn content, Zr content, Mo content, Si content, Cu content, Nb content, V content, Y content, Cr content, Ni
  • the content and Mn content are determined according to "JIS H 1632-2:2014 Titanium-ICP emission spectroscopic analysis method-Part 2: palladium, manganese, iron, magnesium, silicon, aluminum, vanadium, nickel, chromium, tin, copper, molybdenum, zirconium, niobium, tantalum, cobalt and yttrium".
  • the O content of the titanium alloy ingot is measured according to "JIS H 1620:1995 Method for quantifying oxygen in titanium and titanium alloys".
  • the N content of the titanium alloy ingot is measured in accordance with "JIS H 1612:1993 Method for quantifying nitrogen in titanium and titanium alloys".
  • the C content in titanium and titanium alloys is measured according to "JIS H 1617:1995 Method for quantifying carbon in titanium and titanium alloys".
  • the H content of the titanium alloy ingot is measured according to "JIS H 1619:2012 Titanium and Titanium Alloys-Hydrogen Determination Method".
  • the B content of the titanium alloy ingot is measured according to "JIS H 1632-3:2014 Titanium-ICP emission spectroscopic analysis method-Part 3: Boron quantification method".
  • the ratio L/S of the peripheral length L (mm) of the cross section to the area S (mm 2 ) of the cross section is 0.010 or more.
  • the titanium alloy ingot In order to improve the surface properties of the bar material, it is effective to refine the casting structure of the titanium alloy ingot. At the time of solidification, if the volume of the titanium alloy ingot is large, it takes time to solidify, so the grain size of the cast structure becomes large. If the grain size is large, recrystallization is difficult to occur, and when the titanium alloy ingot is hot-rolled into a bar, the strain mismatch at the grain boundary during rolling becomes large, and cracks and voids are likely to occur. During hot rolling, the surface is prone to wrinkles and deep flaws.
  • the ratio of the peripheral length L (mm) of the cross section to the area S (mm 2 ) of the cross section (the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the ingot) is The L/S ratio is used to evaluate the magnitude of heat removal and ensure that L/S is 0.010 or greater.
  • L/S is about 0.050 or less, or about 0.030 or less.
  • the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy The average crystal grain size D of the cast structure at a position 10 mm from the surface of the ⁇ + ⁇ titanium alloy ingot toward the central axis in the longitudinal direction in a portion of 20 to 80% of the total length in the longitudinal direction of the ingot is 10 mm.
  • the average crystal grain size D and the circumferential length L of the cross section satisfy D ⁇ L/100.
  • a portion of 20 to 80% of the total length of the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy ingot in the longitudinal direction may be referred to as the longitudinal central portion.
  • the crystal grains constituting the casting structure are equiaxed crystals and columnar crystals. Most of the crystals are columnar crystals at a position 10 mm away from the center, and there is little variation in the cast structure in the longitudinal direction.
  • coarse equiaxed crystals may be formed at a position 10 mm from the surface toward the center of the cross section.
  • the average crystal grain size D of the cast structure at a position 10 mm from the surface toward the center of the cross section may not satisfy D ⁇ 10 mm and D ⁇ L/100. be.
  • the average grain size D is measured in the cross section of the central portion in the longitudinal direction of the titanium alloy ingot.
  • a cross section for calculating the average crystal grain size D is prepared by the following method. First, at the center of the titanium alloy ingot in the longitudinal direction, the cut surface obtained by cutting the titanium alloy ingot in the direction perpendicular to the longitudinal direction is polished with emery polishing paper and buffing. Next, nitric hydrofluoric acid having a nitric acid concentration of 10% by mass and a hydrofluoric acid concentration of 5% by mass is used to corrode the cut surface after polishing. The cut surface after this corrosion is used as the cross section for calculating the average crystal grain size D. In the process of manufacturing the titanium alloy ingot, the surface of the titanium alloy ingot may be removed by grinding (or cutting) by about 5 mm.
  • the average crystal grain size D calculated at a position 10 mm from the surface of the titanium alloy ingot before polishing toward the central axis in the longitudinal direction and the center of the longitudinal direction from the surface of the titanium alloy ingot after polishing by 5 mm The average crystal grain size D calculated at a position of 10 mm toward the axis (a position of 15 mm toward the central axis in the longitudinal direction from the surface of the titanium alloy ingot before polishing) has approximately the same value. Therefore, the average crystal grain size D may be calculated at a position 10 mm from the surface before polishing toward the central axis in the longitudinal direction, or the average crystal grain size D may be calculated from the surface after polishing in the longitudinal direction.
  • the average grain size D may be calculated at a position 10 mm away from the axis.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a method for measuring an average grain size D of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 1 shows one of the semicircles obtained by dividing a titanium alloy ingot having a circular cross section by a straight line passing through the center of the cross section.
  • the average crystal grain size D is calculated from the cross section of the central portion in the longitudinal direction of the titanium alloy ingot. Specifically, in the cross section of the central portion of the titanium alloy ingot in the longitudinal direction, a shape corresponding to the shape of the cross section is defined at a position 10 mm from the surface of the titanium alloy ingot toward the central axis in the longitudinal direction. Calculate the number of grain boundaries intersecting the line l. In FIG. 1, a dashed line l defines a shape corresponding to the shape of the cross section. For example, in FIG. 1, the shape of the cross section A is circular, so the line l for calculating the number of grain boundaries is the line defining the circle. Then, the average grain size D is obtained by dividing the length of the line l by the number of grain boundaries.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to this embodiment has a thickness of 80 mm or more.
  • the hot working ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot according to the present embodiment is manufactured by irradiating the surface of molten titanium poured into a mold with an electron beam or plasma.
  • the surface of a solid titanium material such as a titanium briquette is irradiated with an electron beam or plasma.
  • the surface of a solid titanium material is irradiated with an electron beam or plasma, so the melting depth is limited. If the output of the electron beam is increased in order to deepen the melting depth, the cooling rate after melting slows down and the crystal grains become coarse.
  • the thickness of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is set to 80 mm or more.
  • the thickness of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is preferably 130 mm or more, more preferably 200 mm or more.
  • the upper limit of the thickness of the ⁇ + ⁇ titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the thickness of the ⁇ + ⁇ titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is , 400 mm or less, or 350 mm or less.
  • the thickness here means the length of the short side of the cross section when the cross section is rectangular, and the diameter of the cross section when the cross section is circular.
  • the diameter of the cross section is taken as the circle equivalent diameter of the cross section.
  • Equivalent circle diameter refers to the diameter of a circle corresponding to the area of the cross section.
  • Polygonal cross-sections also include cross-sections obtained by notching at least one of the four corners of a quadrangle such as a rectangle.
  • the cross section of a polygon can have various shapes, and in such cases, the diameter of the cross section is the circle-equivalent diameter of the cross section.
  • the width of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is determined by the size of the mold, and does not need to be specified in particular.
  • the lower limit may be the thickness or more, and the upper limit may be 2 m or less.
  • the width here means the length of the long side of the cross section when the cross section is rectangular.
  • the cross section is a polygon of pentagon or more, the width of the titanium alloy ingot is equal to the thickness.
  • the hot working ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot according to the present embodiment is produced by casting, the lower and upper limits of the length are not specified.
  • the length of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment may be 2 m or longer, or may be 7 m or shorter.
  • a bar manufactured using the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment can be used as a material for a modeled object that is modeled by a 3D printer.
  • the production method of the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot described below is merely an example, and the production method is not limited to the following production method.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment is manufactured by electron beam melting or plasma melting using sponge titanium, master alloy, titanium scrap, or the like as a melting raw material. Since the electron beam melting method and the plasma melting method use a cold hearth, they are also called cold hearth melting methods.
  • the molten raw material is injected into a cold hearth by irradiation with an electron beam or plasma, or the raw material is melted on the cold hearth, poured into a mold, and solidified from the bottom of the mold. It is a method of manufacturing an ingot by drawing out an ingot.
  • the cold hearth melting method In the cold hearth melting method, the molten pool, which is the part where the raw material is melted, is shallow in the mold, which has the advantage of being able to reduce the grain size of the casting structure, and also has a large degree of freedom in the size of the mold. Therefore, the cold hearth melting method is used in the method for manufacturing the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment.
  • the solidification structure morphology of the titanium alloy ingot is affected by heat extraction from the titanium alloy ingot to the side wall of the mold, heat input to the surface of the molten metal by electron beams or plasma, and the temperature of the molten metal injected into the mold. Appropriate control of these can control the solidified tissue morphology.
  • the molten titanium alloy is poured at a temperature of +200° C. or lower when the molten titanium alloy is poured into the mold.
  • the pouring speed when pouring into the mold is 0.05 ton/h or more and 2.00 ton/h or less, and the average irradiation density of the electron beam or plasma within 20 mm from the mold surface is the electron beam or plasma inside 20 mm from the mold surface 50 to 80% of the average plasma irradiation density.
  • the irradiation ratio is defined as the ratio of the average irradiation density of the electron beam or plasma within 20 mm from the mold surface to the average irradiation density of the electron beam or plasma within 20 mm from the mold surface.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the first control method of the electron beam or plasma irradiation ratio.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining the second control method of the electron beam or plasma irradiation ratio.
  • FIGS. 2 and 3 schematically show the molten metal inside the mold viewed from the electron beam or plasma irradiation direction. Region 2 shown in FIGS. 2 and 3 indicates the molten metal within 20 mm from the interface 1 where the molten metal contacts the inner surface of the mold, and Region 3 indicates the molten metal within 20 mm from the mold surface.
  • Solidification is mainly caused by heat transfer to the side wall of the mold.
  • the surface of the molten metal in the mold is heated by an electron beam or plasma to prevent solidification due to heat release.
  • the irradiation area B of the electron beam or plasma is narrower than the mold area, so the entire surface of the molten metal is heated by scanning the electron beam or plasma as indicated by the solid arrow in FIG.
  • the electron beam or plasma that irradiates the molten metal may be one, or two or more.
  • a method of controlling the irradiation ratio when there is one electron beam or plasma and when there are two electron beams or plasmas will be described below.
  • the first control method which is a method of controlling the irradiation ratio when the molten metal is irradiated with one electron beam or plasma.
  • the molten metal located within 20 mm from the inner surface of the mold with respect to the scanning speed of the electron beam or plasma irradiated to the molten metal located inside 20 mm from the mold surface.
  • the scanning speed of the electron beam or plasma irradiated to the substrate is set to 1.25 to 2.00 times.
  • the electron beam or plasma irradiation ratio can be set to 50 to 80%.
  • a second control method which is a method of controlling the irradiation ratio when two electron beams or plasmas are irradiated to the molten metal.
  • the molten metal is irradiated with two electron beams or plasma, one electron beam or plasma is scanned over the entire surface of the molten metal, and another electron beam or plasma is scanned from the mold surface to the molten metal located inside 20 mm. to scan the surface of the
  • the solid line arrows indicate the scanning path of the electron beam or plasma scanned over the entire surface of the molten metal
  • the dashed line arrows indicate the scanning path of the electron beam or plasma scanned over the surface of the molten metal positioned more than 20 mm from the mold surface.
  • the number of scans for each of the two electron beams or plasma is changed according to the irradiation ratio. For example, when the irradiation ratio is 80%, the electron beam or plasma scanned over the entire surface of the molten metal is scanned 80 cycles, and the electron beam or plasma scanned on the surface of the molten metal located inside 20 mm from the mold surface is 20 times. Cycle scanned. One cycle here refers to scanning the electron beam or plasma over the desired area. The scanning speeds of the two electron beams or plasma may be equal to each other. Also, the power of the two electron beams or plasma may be equal to each other. Thereby, the electron beam or plasma irradiation ratio can be set to 50 to 80%.
  • the formation of the grain boundary ⁇ phase of the titanium alloy ingot is controlled, and the titanium alloy ingot is rolled. It becomes possible to reduce the surface flaw depth of the obtained bar.
  • an ingot of an ⁇ + ⁇ type titanium alloy containing Al, Fe and O is directly hot-rolled without blooming forging to produce a bar having good surface properties.
  • a bar is produced using the hot-working ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot according to the present embodiment, blooming forging can be omitted, so that the bar can be produced at an industrially low cost. can.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot for hot working according to the present embodiment since the surface defects of the bar are suppressed, the bar can be stably produced. .
  • the effect of the present invention can be confirmed by the depth of surface flaws in a titanium alloy bar obtained by rolling a titanium alloy ingot.
  • the depth of surface flaws is evaluated by the following method.
  • the bar is cut perpendicular to the axial direction, the cut surface is polished to a mirror finish, and then the depth of the surface flaw is measured using an optical microscope with an observation magnification of 15 times.
  • the flaw depth ratio (%) (maximum surface flaw depth) / (circle of the bar) Converted diameter) ⁇ 100 is obtained and used as an index of surface texture.
  • the flaw depth is examined at five locations where flaws are visually confirmed on the surface of the bar in the central portion of the bar in the longitudinal direction.
  • cross sections perpendicular to the axial direction of the bar are obtained at each of the five locations where flaws were visually confirmed on the surface of the bar in the central portion of the bar in the longitudinal direction.
  • the five cross sections are observed with an optical microscope at a magnification of 15 times, and the arithmetic average value of the maximum depth obtained at each cross section is taken as the maximum surface flaw depth in the above formula. If there are less than five locations where flaws are visually confirmed in the central portion of the bar in the longitudinal direction, the maximum surface flaw depth is calculated based on the locations where flaws are visually confirmed. Also, if there are 6 or more locations where flaws are visually confirmed in the central portion of the bar in the longitudinal direction, the 5 locations from the largest flaws are measured.
  • the depth of the flaw can be calculated by moving the field of view.
  • the unsteady portions such as the ends of the bar in the longitudinal direction excluding the central portion
  • the ductility and toughness are reduced, resulting in surface defects. may occur, or surface defects may occur due to collision with rolling equipment.
  • the calculation of the flaw depth ratio is performed at the center of the bar in the longitudinal direction.
  • the central portion of the bar in the longitudinal direction refers to the entire longitudinal length of the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy bar from one of the two longitudinal end faces of the ⁇ + ⁇ -type titanium alloy bar toward the other end. 20% to 80%.
  • Example 1 Manufacture of titanium alloy ingots and bars
  • Table 1 titanium alloy ingots were produced by the electron beam melting method (EBM).
  • the pouring temperature of the molten titanium alloy poured from the hearth into the mold having the shape shown in Table 1 is set to the melting point +200 ° C. or less (melting point +200 ° C. only for No. 1), the pouring rate is 0.05 to 2.0 tons / h, and the mold surface 0.05 to 0.10 kW/cm 2 , and the average irradiation density of the electron beam within 20 mm from the mold surface is the average irradiation density of the electron beam at the center of 20 mm from the mold surface.
  • Titanium alloy casting having a chemical composition shown in Table 2, a cross-sectional circumference L, a cross-sectional area S, and an average crystal grain size D shown in Tables 3A and 3B at a density of 50 to 100%, that is, an irradiation ratio of 50 to 100%. produced lumps.
  • Table 1 the average irradiation density of the electron beam on the central side from the mold surface of 20 mm is described as "central average irradiation density”, and the average irradiation density of the electron beam within 20 mm from the mold surface is described as "surface side average irradiation Density” is stated.
  • the scanning speed of the electron beam that irradiates the molten metal located inside 20 mm from the mold surface, and the scanning speed of the electron beam that irradiates the molten metal located within 20 mm from the inner surface of the mold was controlled by changing .
  • the titanium alloy ingot was heated to 1200°C and then rolled to ⁇ 100 mm with a reduction rate of 41 to 94%.
  • the cross section of the mold (mold shape) perpendicular to the casting direction of the titanium alloy ingot is 310 mm ⁇ 440 mm.
  • the titanium alloy ingots Nos. 1 to 21 were subjected to a total of 17 passes of reverse rolling until the cross section became 180 mm ⁇ 195 mm.
  • the reduction in area of the titanium alloy ingot after 17 passes of reverse rolling was 74%.
  • 8 passes of caliber rolling were performed until the ingot became ⁇ 100 mm, and a bar was obtained with an area reduction rate of 94% with respect to the titanium alloy ingot before reverse rolling.
  • No. 22 to 28 titanium alloy ingots were subjected to reverse rolling and caliber rolling in the same manner as described above, and no.
  • the titanium alloy ingot No. 29 was subjected to only the groove rolling described above.
  • No. 30 and 31 are reference examples in which titanium alloy ingots were produced according to the conventional technique, blooming forging and hot rolling were performed to produce bars.
  • a ⁇ 750 mm titanium alloy ingot was produced by a consumable electrode vacuum arc melting method (VAR), and the titanium alloy ingot was bloom forged to produce a 310 ⁇ 440 mm billet.
  • VAR vacuum arc melting method
  • No. A titanium alloy ingot was produced in the same manner as in No. 30, and a round bar of ⁇ 300 mm was produced by bloom forging.
  • No. Both No. 30 and No. 31 In the same manner as 1 to 29, after heating to 1200° C., rolling was performed to ⁇ 100 mm.
  • No. Titanium alloy ingots Nos. 30 and 31 were manufactured by VAR. The center average irradiation density, surface side average irradiation density and irradiation ratio of 30 and 31 are not described.
  • the Al content, Fe content, Mo content and Nb content of each titanium alloy ingot are determined according to "JIS H 1632-2:2014 Titanium-ICP emission spectroscopic analysis method-Part 2: Palladium, manganese, iron, magnesium , silicon, aluminum, vanadium, nickel, chromium, tin, copper, molybdenum, zirconium, niobium, tantalum, cobalt and yttrium.
  • the O content of the titanium alloy ingot was measured according to "JIS H 1620:1995 Method for Determining Oxygen in Titanium and Titanium Alloys".
  • Example 1 since there were no elements other than Al, Fe, and O whose content in the titanium alloy ingot was intentionally controlled, elements other than Ti and the elements shown in Table 2 were regarded as impurities. Moreover, since the Mo content and the Nb content were in the range that could be regarded as impurities, each content was regarded as 0%.
  • Table 2 shows the chemical composition of the titanium alloy ingot and the formula (1): 0.02% ⁇ [O] ⁇ ([Al] - [Fe] - 0.5 x [Mo] - 0.5 x [Nb ]+1.0)/100. In the item of "(1) expression pass/fail" in Table 2, the case where the expression (1) is satisfied is indicated as Good, and the case where the expression (1) is not satisfied is indicated as Bad.
  • the average crystal grain size D was measured by the following method. First, from one of the two end faces in the longitudinal direction of each ingot toward the other end face, at a position 50% of the total length in the longitudinal direction of the ingot, with respect to the longitudinal direction The cut surface obtained by cutting the ingot in the vertical direction with a dart was polished with emery abrasive paper and buffing. Next, nitric hydrofluoric acid having a nitric acid concentration of 10% by mass and a hydrofluoric acid concentration of 5% by mass was used to corrode the cut surface after polishing. The number of grain boundaries was measured at a position 5 mm from the short side of the corroded cut surface toward the center.
  • the average crystal grain size D satisfying D ⁇ L/100 is denoted as Good, and the average crystal grain size D is D ⁇ L/100. was described as Bad.
  • the obtained bar was cut perpendicularly to the axial direction of the bar at each of five locations where scratches were visually observed on the surface of the bar, and the cut surface was polished to a mirror finish. After that, the depth of surface flaws was measured using an optical microscope. Specifically, a cross section perpendicular to the axial direction of the bar was obtained at each of five locations where flaws were visually confirmed on the surface of the bar in the central portion of the bar in the longitudinal direction. The five cross sections were observed with an optical microscope at a magnification of 15 times, and the average value of the maximum depths obtained at each cross section was taken as the maximum surface flaw depth in the following formula.
  • the maximum surface flaw depth was calculated based on the locations where flaws were visually confirmed.
  • measurements were taken at 5 locations from the largest flaws.
  • the depth of the flaw was calculated by moving the field of view.
  • the flaw depth ratio (%) (maximum surface flaw depth) / (circle of the bar) Converted diameter) ⁇ 100, when the flaw depth ratio is 3.0% or less, the surface texture is judged to be good (Good), and when the flaw depth ratio is more than 3.0%, the surface texture is It was judged as bad (Bad).
  • Tables 3A and 3B The results are shown in Tables 3A and 3B.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingots of the examples of the present invention were found to have surface properties equivalent to those of conventional examples (No. 30 and No. 31) even when hot rolling was performed without blooming forging. It could be confirmed.
  • the as-cast structure such as the ⁇ + ⁇ type titanium alloy ingot of the present invention and the No. Forged structures such as 30 and 31 can be easily distinguished by observing the structure.
  • the pouring temperature exceeds the melting point + 200 ° C.
  • the irradiation ratio is as high as 100%, and the relationship D ⁇ L / 100 between the average crystal grain size D and the peripheral length L of the cross section is not satisfied, and the average crystal Since the grain size D was out of the range of the present invention, the surface properties after rolling were poor.
  • No. Nos. 5, 6, 11, 17 and 19 did not satisfy the formula (1), resulting in inferior surface properties after rolling.
  • Example 2 Manufacture of titanium alloy ingots and bars
  • the pouring temperature is set to melting point + 200 ° C. or less
  • the pouring speed is 0.5 tons / h
  • the average irradiation of the electron beam on the center side from 20 mm from the mold surface A titanium alloy having a density of 0.10 kW/cm 2 , an electron beam irradiation density within 20 mm from the mold surface of 50 to 80% of the central portion, that is, an irradiation ratio of 70%, and a chemical composition shown in Table 4 and an average crystal grain size D. An ingot was produced.
  • the length of the produced titanium alloy ingot was 4200 mm. Thereafter, in the same manner as in Example 1, each titanium alloy ingot was heated to 1200° C. and then rolled to ⁇ 100 mm with an area reduction rate of 94% by reverse rolling and groove rolling to obtain bars.
  • the chemical composition of the titanium alloy ingot was measured by the following method.
  • the Al content, Fe content, Mo content and Nb content of each titanium alloy ingot were measured in the same manner as in Example 1.
  • the O content of the titanium alloy ingot was measured according to "JIS H 1620:1995 Method for Determining Oxygen in Titanium and Titanium Alloys".
  • Si content, Zr content, Sn content and Cu content are determined according to "JIS H 1632-2:2014 Titanium-ICP emission spectroscopic analysis method-Part 2: Palladium, manganese, iron, magnesium, silicon, aluminum, vanadium, nickel, chromium, tin, copper, molybdenum, zirconium, niobium, tantalum, cobalt and yttrium".
  • Table 4 shows the chemical composition of the titanium alloy ingot and the formula (1): 0.02% ⁇ [O] ⁇ ([Al] - [Fe] - 0.5 x [Mo] - 0.5 x [Nb ]+1.0)/100.
  • (1) expression pass/fail in Table 4, the case where the expression (1) is satisfied is indicated as Good, and the case where the expression (1) is not satisfied is indicated as Bad.
  • "-" in Table 4 indicates that intentional addition was not performed.
  • the average crystal grain size D was measured in the same manner as in Example 1. In the item "D ⁇ L / 100" in Table 5, the average grain size D satisfies D ⁇ L / 100 is indicated as Good, and the average grain size D does not satisfy D ⁇ L / 100 was described as Bad.
  • the flaw depth ratio (%) (maximum surface flaw depth) / (circle of the bar) Converted diameter) ⁇ 100, when the flaw depth ratio is 3.0% or less, the surface texture is judged to be good (Good), and when the flaw depth ratio is more than 3.0%, the surface texture is It was judged as bad (Bad). Table 5 shows the results.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)

Abstract

この熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊は、質量％で、Ａｌ：２．５～８．０％、Ｆｅ：０．５～３．０％、及び、０．０２％≦［Ｏ］≦（［Ａｌ］－［Ｆｅ］－０．５×［Ｍｏ］－０．５×［Ｎｂ］＋１．０）／１００（［Ｘ］は、単位を質量％とした場合の元素Ｘの含有量である）を満たす量のＯを含有し、残部がＴｉ及び不純物である化学組成を有し、長手方向に対し垂直な断面である横断面の面積Ｓ（ｍｍ２）に対する横断面の周長Ｌ（ｍｍ）の比Ｌ／Ｓが０．０１０以上であり、α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向のうちの２つの端面のうちの一方の端面から他の端面に向かって、長手方向の全長に対して２０～８０％の部分において、表面からα＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置での鋳造組織の平均結晶粒径ＤがＤ≦１０ｍｍ、かつＤ≦Ｌ／１００を満たし、α＋β型チタン合金鋳塊の厚さが８０ｍｍ以上である。

Description

熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊
　本発明は、熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊に関する。
　α＋β型チタン合金棒材の製造工程は、一般的には、スポンジチタン、母合金、チタンスクラップなどを溶解原料として溶解・鋳造してチタン合金鋳塊を製造する工程と、チタン合金鋳塊をβ域に加熱して鍛造あるいは圧延を行う分塊工程と、β域あるいはα＋β域に加熱して棒材にする圧延工程からなる。一方、低コスト化のために、分塊工程を省略して、チタン合金鋳塊を直接圧延して棒材を製造することが考えられる。
　例えば、特許文献１には、スポンジチタン及びチタンスクラップから選択される一種以上と、化学組成を調整するために必要な元素を含む副原料とを圧縮成形してチタンブリケットを得る圧縮成形工程、１Ｐａ以下の減圧下で上記チタンブリケットの表面に電子ビームを照射して上記チタンブリケットの全てを溶解してチタン塊とする溶解工程を備えるチタン塊の製造方法が開示されている。特許文献１に記載のチタン塊の製造方法では、上記溶解工程が、上記チタンブリケットの任意の表面に電子ビームを照射し、その表面から厚さ方向の一部を溶解する工程、及び、任意の他の表面に電子ビームを照射し、少なくとも未溶解のチタンブリケットを溶解する工程を備える。特許文献１に記載のチタン塊の製造方法では、厚さが７～８０ｍｍ板状のチタン塊、又は、長手方向に垂直な断面が直径１０～８０ｍｍの円形である円柱形状、又は、円相当直径が１０～８０ｍｍの五角形以上の多角形である柱形状を有するチタン塊が製造される。
　また、チタン合金棒材から作製されるチタン合金の粉末は、３Ｄプリンターを用いた造形物の製造の材料に用いられる。
　金属粉末を材料として３Ｄプリンターにより造形を行う技術として、特許文献２が挙げられる。
国際公開第２０１９／２６２５１号 日本国特開２０１７－２２２８９９号公報
　しかしながら、特許文献１には厚さが８０ｍｍ以下の薄いチタン塊について好ましい製造方法が開示されており、特許文献１に記載の技術は、チタンブリケットの表面に電子ビームを照射してチタンブリケットを溶解し、その後、溶解したチタンブリケットが凝固してチタン塊を製造する技術である。電子ビームをチタンブリケットの表面に照射して大きなチタン塊を製造するには、電子ビームによるチタンブリケットの溶解深さを大きくする必要がある。しかしながら、電子ビームによるチタンブリケットの溶解深さを大きくした場合、溶解後の冷却速度が小さくなり、結晶粒が粗大になる。結晶粒が粗大であると、チタン合金鋳塊を棒材に圧延する際に割れやボイドが発生し、棒材表面に深い疵が形成される場合がある。このように、特許文献１に記載の技術には改善の余地があった。
　分塊工程を省略し、鋳塊を直接熱間圧延して棒材を製造する場合、粗大な鋳造組織に起因して、棒材の表面性状が悪化して歩留りが低下する問題がある。特に、α＋β型チタン合金のうち、α安定化元素としてＡｌとＯ、β安定化元素としてＦｅを含有する合金では、Ｆｅの拡散速度が速く、かつ、Ｆｅのα相への固溶限が小さいために、β相からα＋β相への変態の過程でβ粒界にフィルム状のα相が析出する場合がある。β粒界に析出するフィルム状のα相は、α＋β型チタン合金棒材の割れの起点になって歩留りが低下することがある。そのため、分塊工程を省略するためには、チタン合金の鋳塊を圧延して得られる棒材の表面疵の深さが低減されるような鋳塊を製造する必要がある。なお、以下では、β粒界に析出するフィルム状のα相を粒界α相と呼称することがある。
　また、チタン合金の棒材に深い疵があると、疵を除去するために歩留りが低下して製造コスト増加の要因となるほか、疵が残存したチタン合金棒材から作製されるチタン合金の粉末の化学成分にばらつきが生じることがある。３Ｄプリンター用のチタン合金粉末の原料は、例えば、チタン合金の棒材が溶解され、ガスアトマイズ法等により製造されるが、このチタン合金棒材に大きな疵がある場合、この疵の部分には、酸化スケールや異物が付着することがある。酸化スケールや異物が疵部に付着していると、この疵部が溶解して製造されたチタン合金粉末は、疵のない部分から製造されたチタン合金粉末とは異なる化学成分を有することになる。３Ｄプリンターを用いて異なる化学成分のチタン合金粉末により造形された部分では、他の部分と比較して強度が変化するなどの問題が生じる場合がある。そのため、３Ｄプリンター用のチタン合金粉末は、均一な化学成分を有していることが好ましい。よって、３Ｄプリンター用のチタン合金粉末の原料となるチタン合金棒材は、大きな疵が少ない方が望ましい。
　更に、チタン合金鋳塊の分塊鍛造を省略して直接熱間圧延することで直径８０ｍｍ以上のチタン合金の棒材を製造した場合に、チタン合金の棒材の表面の疵が抑制された例はこれまで知られていない。
　本発明は、上記の事情に鑑み、分塊鍛造を省略して直接熱間圧延して棒材を製造する場合でも、表面性状の良好な（表面疵深さが浅い）棒材を工業的に安価かつ安定して製造可能な、Ａｌ、Ｆｅ及びＯを含むα＋β型チタン合金の鋳塊を提供することを課題とする。
　本発明者らは、α＋β型チタン合金の鋳塊の特性を改善することにより、α＋β型チタン合金鋳塊を分塊鍛造せずに直接熱間圧延して、表面性状の良好な棒材を製造する方法について鋭意検討した。
　棒材の表面性状を向上させるためには、まず、α＋β型チタン合金鋳塊の鋳造組織を細かくすることが考えられる。α＋β型チタン合金鋳塊の鋳造組織を細かくするためには、消耗電極式真空アーク溶解法（ＶＡＲ）よりも、電子ビーム溶解法（ＥＢＭ）又はプラズマ溶解法（ＰＡＭ）で製造する方が、鋳型形状に自由度があり凝固速度を速くできるため、望ましい。
　電子ビーム溶解法又はプラズマ溶解法で製造したα＋β型チタン合金鋳塊の結晶粒径（以降、結晶粒径を単に粒径と呼称することがある。）は、α＋β型チタン合金鋳塊のサイズの影響を受ける。直径２００ｍｍのα＋β型チタン合金鋳塊における鋳造組織の粒径は、一般的に１０～２０ｍｍ程度である。本発明者らは、検討の結果、分塊鍛造を省略した直接の熱間圧延において、棒材の表面疵を抑制するためには、α＋β型チタン合金鋳塊の粒径を、１０ｍｍ以下、かつ、α＋β型チタン合金鋳塊の周長の１／１００以下に細粒化することが有効であることを見出した。
　しかしながら、棒材の表面疵の深さを一定基準以下まで低減するには、上記の対策のみでは十分とはいえなかった。
　本発明者らが検討した結果、チタン合金鋳塊をβ域に加熱して、減面率７４％まで圧延して横断面を観察すると、表層には粒径５ｍｍ程度の再結晶したβ結晶粒が形成され、さらに、当該再結晶β結晶粒の粒界にフィルム状のα相が形成されていることが分かった。更に、再結晶β結晶粒の粒界に形成したフィルム状のα相に沿って割れが生じ、表面まで割れが繋がっていることが分かった。そして、この再結晶β結晶粒の粒界に形成したフィルム状のα相に起因する割れは、深い位置に達することから、棒材において深い疵となり、歩留りを著しく低下させる要因となっていることが分かった。
　本発明者らがさらに検討した結果、Ａｌ、Ｆｅ、及びＯの含有量を一定範囲に制御することが、チタン合金鋳塊の粒界α相の形成を制御して、棒材の表面疵深さを低減するのに有効であることを見出した。
　本発明は、上記の知見に基づきさらに検討を進めてなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
　（１）本発明のある観点によれば、熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊であって、質量％で、Ａｌ：２．５～８．０％、Ｆｅ：０．５～３．０％、Ｓｎ：０～３．０％、Ｚｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｓｉ：０～３．００％、Ｃｕ：０～３．０％、Ｎｂ：０～３．０％、及び下記（１）式を満たす量のＯを含有し、残部がＴｉ及び不純物である化学組成を有し、上記α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向に対し垂直な断面である横断面の面積Ｓ（ｍｍ２）に対する上記横断面の周長Ｌ（ｍｍ）の比Ｌ／Ｓが０．０１０以上であり、上記α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向のうちの２つの端面のうちの一方の上記端面から他の上記端面に向かって、上記α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の全長に対して２０～８０％の部分において、上記α＋β型チタン合金鋳塊の表面から前記α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置での鋳造組織の粒径ＤがＤ≦１０ｍｍ、かつＤ≦Ｌ／１００を満たし、上記α＋β型チタン合金鋳塊の厚さが８０ｍｍ以上であることを特徴とする熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊が提供される。
　０．０２％≦［Ｏ］≦（［Ａｌ］－［Ｆｅ］－０．５×［Ｍｏ］－０．５×［Ｎｂ］＋１．０）／１００　…（１）式
　ここで、［Ｘ］は、単位を質量％とした場合の元素Ｘの含有量を示す。
　（２）上記（１）に記載の熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊は、上記Ｔｉの一部に代えて、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及びＮｂの１種以上を各３．０％以下含有し、Ｓｉを３．００％以下含有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、Ａｌ、Ｆｅ及びＯを含むα＋β型チタン合金の鋳塊を、分塊鍛造を省略して直接熱間圧延した場合でも、表面性状の良好な棒材を、工業的に安価で、かつ安定して製造することができる。
本発明の一実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の平均結晶粒径Ｄの測定方法を説明するための図である。 電子ビーム又はプラズマの照射比率の制御方法を説明するための図であり、電子ビーム又はプラズマの照射方向から見た鋳型内部の溶湯を模式的に示す図である。 電子ビーム又はプラズマの照射比率の制御方法を説明するための図であり、電子ビーム又はプラズマの照射方向から見た鋳型内部の溶湯を模式的に示す図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊について詳細に説明する。α＋β型チタン合金とは、室温（２５℃）でα相とβ相を主相とするチタン合金である。
　はじめに、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の化学成分について説明する。以下、「％」は「質量％」を意味するものとする。
　［Ａｌ：２．５～８．０％］
　Ａｌはα安定化元素であり、α相の分率を増加するために含有させる。本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊においては、Ａｌ含有量が少なすぎると、加熱時の表層酸化が進みやすくスケールや酸化硬化層の厚みが増すこととなり、その結果、棒材にしたときにその表面性状が劣化する。そのため、Ａｌの含有量は２．５％以上とする。Ａｌの含有量が多くなりすぎると、延性、靭性が低下し、その結果、棒材にしたときにその表面性状が劣化するので、Ａｌの含有量は８．０％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは、２．６％以上であり、さらに好ましくは、２．７％以上、より一層好ましくは３．５％以上である。また、Ａｌの含有量は、好ましくは、７．５％以下であり、更に好ましくは、７．０％以下、より一層好ましくは６．５％以下である。
　［Ｆｅ：０．５～３．０％］
　Ｆｅは、β相を安定化する元素であり、Ｆｅがチタン合金鋳塊に含有されると強度が向上する。また、Ｆｅの含有量が０．５％未満であると、β相による粒成長抑制効果が低下して結晶粒が粗大化しやすくなるため、疵が深くなることとなり、その結果、棒材にしたときにその表面性状が劣化する。そのため、Ｆｅの含有量は、０．５％以上とする。一方、Ｆｅの含有量が３．０％超であると、延性、靭性が低下し、その結果、棒材にしたときにその表面性状が劣化するので、Ｆｅの含有量は３．０％以下とする。Ｆｅの含有量は、好ましくは、０．６％以上であり、更に好ましくは、０．７％以上である。また、Ｆｅの含有量は、好ましくは、２．９％以下であり、更に好ましくは、２．８％以下、より一層好ましくは２．５％以下である。
　［Ｓｎ：０～３．０％、Ｚｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．０％、Ｓｉ：０～３．００％、Ｃｕ：０～３．０％、及び、Ｎｂ：０～３．０％］
　本発明のチタン合金鋳塊は、上記Ｔｉの一部に代えて、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及びＮｂの１種以上を、各々３．０％以下の範囲で含有させ、Ｓｉを３．００％以下の範囲で含有させてもよい。
　Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、及びＣｕは、α相及びβ相の固溶強化に有効な元素であり、これらがチタン合金鋳塊に含有することにより強度を向上させることができる。よって、Ｓｎ、Ｚｒ、及びＣｕをそれぞれ３．０％以下含有させ、Ｓｉを３．００％以下含有させてもよい。Ｓｎ含有量は、２．５％以下であってもよいし、１．５％以下であってもよいし、０．５％以下であってもよい。また、Ｃｕ含有量は、２．０％以下であってもよいし、１．５％以下であってもよい。Ｚｒ含有量は、２．８％以下であってもよいし、２．５％以下であってもよい。Ｓｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、及びＣｕは、含有されなくてもよいため、Ｓｎ含有量、Ｚｒ含有量、Ｓｉ含有量、及びＣｕ含有量は、それぞれ０％以上であってよい。Ｓｉ含有量は、１．５０％以下であってもよいし、０．５０％以下であってもよい。
　Ｍｏ、及びＮｂはβ安定化元素であり、固溶強化により強度を向上させるほか、延性、熱間加工性を向上させる。そのため、チタン合金鋳塊にＭｏ又はＮｂをそれぞれ３．０％以下含有させてもよい。Ｍｏ含有量は、２．９％以下であってもよいし、２．８％以下であってもよい。また、Ｎｂ含有量は、２．５％以下であってもよいし、２．０％以下であってもよい。Ｍｏ及びＮｂは、含有されなくてもよいため、Ｍｏ含有量及びＮｂ含有量は、それぞれ０％以上であってよい。Ｍｏ含有量は、０．５％以上であってもよい。また、Ｎｂ含有量は、１．０％以上であってもよい。
　［Ｏ：０．０２～０．０８％］
　Ｏはα安定化元素であり、α相の分率を増加させ、強度を向上させる作用を持つ。また、Ｏ含有量を０．０２％未満とすると、精錬コストの著しい上昇を招き、低コスト化の効果を得ることができない。よって、Ｏ含有量は０．０２％以上である。Ｏ含有量は０．０３％以上であってもよいし、０．０４％以上であってもよい。一方で、Ｏ含有量が過剰であると粒界α相が生成し易くなる。また、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊が３Ｄプリンター用の金属粉末として用いられる粉末の出発原料として用いられる場合、３Ｄプリンターにより造形された造形物の強度を確保するために、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊のＯ含有量は、強度向上のために必要なＯ含有量よりもやや低めの含有量とする。チタン合金鋳塊を出発原料として製造されたチタン合金棒材を３Ｄプリンターに用いられる材料粉末にすると、体積に対する表面積の比率が増加するため、表面酸化皮膜の影響が大きくなりＯ含有量が高くなる。このチタン合金粉末のＯ含有量が３Ｄプリンターで製造された造形物のＯ含有量となる。そして、３Ｄプリンターで製造された造形物の強度は、当該造形物のＯ含有量に応じた強度となる。そのため、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊のＯ含有量は、強度向上のために必要なＯ含有量よりもやや低めの含有量とする。よって、Ｏ含有量は、０．０８％以下とする。Ｏ含有量は、０．０７％以下であってもよい。
　［０．０２％≦［Ｏ］≦（［Ａｌ］－［Ｆｅ］－０．５×［Ｍｏ］－０．５×［Ｎｂ］＋１．０）／１００］
　ただし、α安定化元素としてＡｌとＯ、β安定化元素としてＦｅを含有するα＋β型のチタン合金では、Ｆｅの拡散速度が速く、かつ、Ｆｅのα相への固溶限が小さいために、β相からα＋β域への変態の過程でβ粒界に粒界α相が析出し、割れの起点となる。また、Ｏも粒界α相の形成を促進し、割れの起点となる。Ｍｏ及びＮｂは、Ｆｅと同様に粒界α相の析出を促進する元素である。そのため、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊では、表面疵を抑制する観点から、Ｏ含有量を制御する。本発明者らの検討の結果、Ａｌ含有量、Ｆｅ含有量、Ｍｏ含有量、及びＮｂ含有量に応じて、表面疵が抑制されるＯ含有量の範囲があることがわかった。単位を質量％としたときの、α安定化元素であるＡｌの含有量［Ａｌ］、Ｍｏの含有量［Ｍｏ］、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］、及びβ安定化元素であるＦｅの含有量［Ｆｅ］を用いて、Ｏ含有量［Ｏ］が、０．０２％≦［Ｏ］≦（［Ａｌ］－［Ｆｅ］－０．５×［Ｍｏ］－０．５×［Ｎｂ］＋１．０）／１００を満足することにより、棒材における表面疵を抑制できる。したがって、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊では、さらに、Ｆｅの含有量、Ａｌの含有量、Ｍｏ含有量、Ｎｂ含有量、及びＯの含有量は、下記（１）式を満たす必要がある。
　０．０２％≦［Ｏ］≦（［Ａｌ］－［Ｆｅ］－０．５×［Ｍｏ］－０．５×［Ｎｂ］＋１．０）／１００　…（１）式
　ここで、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（質量％）を示す。なお、Ｍｏ含有量が０の場合は［Ｍｏ］に０を代入し、Ｎｂ含有量が０の場合は［Ｎｂ］に０を代入する。
　化学成分の残部は、Ｔｉ及び不純物である。なお、不純物とは、具体的には、Ｖ、Ｃ、Ｎ、Ｙ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｂ及びＨ等である。本願の作用効果を阻害しない限り許容でき、不純物の含有量は、各元素で０．２質量％未満であり、総量が０．５％以下であれば問題ないレベルである。Ｂは、鋳塊内で粗大な析出物となる懸念がある。そのため、不純物として含有される場合でも、Ｂ含有量は極力抑制することが好ましい。本実施形態のチタン合金板では、Ｂ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。
　チタン合金鋳塊の化学組成は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて分析する。Ｏ含有量は、不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定する。チタン合金鋳塊のＡｌ含有量、Ｆｅ含有量、Ｓｎ含有量、Ｚｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｓｉ含有量、Ｃｕ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｙ含有量、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量、及びＭｎ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６３２－２：２０１４　チタン－ＩＣＰ発光分光分析方法－第２部：パラジウム、マンガン、鉄、マグネシウム、けい素、アルミニウム、バナジウム、ニッケル、クロム、すず、銅、モリブデン、ジルコニウム、ニオブ、タンタル、コバルト及びイットリウム定量方法」に準拠して測定される。チタン合金鋳塊のＯ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６２０：１９９５　チタン及びチタン合金中の酸素定量方法」に準拠して測定される。チタン合金鋳塊のＮ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６１２：１９９３　チタン及びチタン合金中の窒素定量方法」に準拠して測定される。チタン及びチタン合金中のＣ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６１７：１９９５　チタン及びチタン合金中の炭素定量方法」に準拠して測定される。チタン合金鋳塊のＨ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６１９：２０１２　チタン及びチタン合金－水素定量方法」に準拠して測定される。チタン合金鋳塊のＢ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６３２－３：２０１４　チタン－ＩＣＰ発光分光分析方法－第３部：ほう素定量方法」に準拠して測定される。
　次に、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の横断面の周長Ｌ（ｍｍ）と断面積Ｓ（ｍｍ２）の関係について説明する。
　［横断面の面積Ｓ（ｍｍ２）に対する横断面の周長Ｌ（ｍｍ）の比Ｌ／Ｓ：０．０１０以上］
　本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊は、横断面の面積Ｓ（ｍｍ２）に対する横断面の周長Ｌ（ｍｍ）の比Ｌ／Ｓが０．０１０以上である。
　棒材の表面性状を向上させるためには、チタン合金鋳塊の鋳造組織を細かくすることが有効である。凝固の際に、チタン合金鋳塊の体積が大きいと凝固までの時間がかかるため、鋳造組織の粒径が大きくなる。粒径が大きいと、再結晶が生じにくく、チタン合金鋳塊を棒材に熱間圧延する際に、圧延中の粒界でのひずみ不整合が大きくなり、割れやボイドが発生しやすくなり、熱間圧延時に表面にしわが入りやすく、深い疵になりやすい。
　チタン合金鋳塊の体積あたりの表面積が大きければ抜熱が大きくなるため、凝固までの時間が短くなり、組織を小さくすることができる。本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊においては、横断面（鋳塊の長手方向に対し垂直な断面）の面積Ｓ（ｍｍ２）に対する横断面の周長Ｌ（ｍｍ）の比Ｌ／Ｓを用いて、抜熱の大きさを評価し、Ｌ／Ｓが０．０１０以上となるようにする。
　抜熱の観点からは、Ｌ／Ｓは大きいほどよいので上限は特にない。通常の形状であれば、Ｌ／Ｓは０．０５０以下、あるいは０．０３０以下程度である。
　［α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向のうちの２つの端面のうちの一方の端面から他の端面に向かって、α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の全長に対して２０～８０％の部分における、α＋β型チタン合金鋳塊の表面からα＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置での鋳造組織の平均結晶粒径Ｄ：Ｄ≦１０ｍｍ、かつＤ≦Ｌ／１００］
　本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊では、α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向のうちの２つの端面のうちの一方の端面から他の端面に向かって、α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の全長に対して２０～８０％の部分における、α＋β型チタン合金鋳塊の表面から長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置での鋳造組織の平均結晶粒径Ｄが１０ｍｍ以下であり、かつ、平均結晶粒径Ｄと横断面の周長ＬがＤ≦Ｌ／１００を満たす。本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の組織をこのような組織にすることにより、圧延中に鋳塊の周方向に圧縮ひずみが作用する際に、それぞれの結晶粒界におけるひずみが緩和されることとなり、当該チタン合金鋳塊を棒材に熱間圧延する際の割れやボイドの発生が抑えられる。その結果、棒材表面に深い疵が形成されるのを抑えることができる。なお、以下では、α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の２つの端面のうちの一方の端面から他端に向かい、α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の全長に対して２０～８０％の部分を長手方向の中央部と呼称することがある。
　鋳造組織を構成する結晶粒は、等軸晶及び柱状晶であるが、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の中央部における横断面での表面から横断面の中心方向に１０ｍｍの位置では、そのほとんどが柱状晶であり、長手方向において、鋳造組織のばらつきが小さい。一方で、長手方向の中央部を除いた両端部における横断面では、表面から横断面の中心方向に１０ｍｍの位置には、粗大な等軸晶が形成している場合がある。粗大な等軸晶が形成している場合、表面から横断面の中心方向に１０ｍｍの位置における、鋳造組織の平均結晶粒径Ｄが、Ｄ≦１０ｍｍ、かつＤ≦Ｌ／１００を満足しない場合がある。このような非定常部では、鋳造組織に起因するもの以外に、例えば、著しい温度低下によって延性や靭性が低下して表面疵が発生する場合や、あるいは、圧延設備と衝突することによって表面疵が発生する場合がある。そのため、表面性状を良好にして歩留を向上するには、中央部の表面性状を改善することの効果がより大きい。よって、チタン合金鋳塊の長手方向の中央部の横断面での平均結晶粒径Ｄを測定する。
　平均結晶粒径Ｄを算出するための横断面は、以下の方法で準備する。まず、チタン合金鋳塊の長手方向の中央部において、長手方向に対して垂直な方向にチタン合金鋳塊を切断して得られた切断面をエメリー研磨紙及びバフ研磨により研磨する。次いで、硝酸の濃度が１０質量％でありフッ酸の濃度が５質量％である硝フッ酸を用いて研磨後の切断面を腐食する。この腐食後の切断面を、平均結晶粒径Ｄを算出するための横断面とする。なお、チタン合金鋳塊の製造工程において、チタン合金鋳塊の表面が５ｍｍ程度研削（または切削）により除去される場合がある。しかしながら、研磨前のチタン合金鋳塊の表面から長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置で算出された平均結晶粒径Ｄと、５ｍｍ研磨した後のチタン合金鋳塊の表面から長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置（研磨前のチタン合金鋳塊の表面から長手方向の中心軸に向かって１５ｍｍの位置）で算出された平均結晶粒径Ｄは、略同じ値となる。よって、平均結晶粒径Ｄは、研磨される前の表面から長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置で平均結晶粒径Ｄを算出してもよいし、研磨後の表面から長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置で平均結晶粒径Ｄを算出してもよい。
　ここで、図１を参照して、平均結晶粒径Ｄの測定方法を説明する。図１は、本発明の一実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の平均結晶粒径Ｄの測定方法を説明するための図である。図１では、横断面の形状が円形であるチタン合金鋳塊において、当該横断面の中心を通る直線で分割されて得られた半円のうちの一方を示している。
　平均結晶粒径Ｄは、チタン合金鋳塊の長手方向の中央部の横断面により算出される。詳細には、チタン合金鋳塊の長手方向の中央部の横断面において、チタン合金鋳塊の表面から長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置で、横断面の形状に応じた形を画成する線ｌと交差する粒界の数を算出する。図１では、横断面の形状に応じた形を画成する線ｌを破線で示している。例えば、図１では、横断面Ａの形状が円形であるため、粒界の数を算出するための線ｌは円を画成する線である。そして、当該線ｌの長さを粒界の数で除した値を平均結晶粒径Ｄとする。
　［厚さ８０ｍｍ以上］
　本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊は、その厚さが８０ｍｍ以上である。
　詳細は後述するが、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊は、鋳型に流し込まれた溶融状態のチタンの表面に電子ビーム又はプラズマが照射されて製造される。上述した特許文献１に記載の技術では、チタンブリケット等の固体のチタン材の表面へ電子ビーム又はプラズマを照射している。特許文献１に記載の技術では、固体のチタン材の表面へ電子ビーム又はプラズマを照射するため、溶解深さに限りがある。溶解深さを深くしようと電子ビームの出力を高くすると、溶解後の冷却速度が遅くなり、結晶粒が粗大となる。一方、溶融状態のチタンの表面に電子ビーム又はプラズマを適切に制御して照射すれば、粗大な結晶粒の生成が抑制される。そのため、溶融状態のチタンの表面に電子ビーム又はプラズマを照射することで、分塊鍛造を行わずに熱間加工して棒材としたときに表面疵が抑制することが可能なチタン合金鋳塊を、より大きなサイズで製造することができる。よって、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の厚さは、８０ｍｍ以上とする。本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の厚さは、好ましくは、１３０ｍｍ以上であり、更に好ましくは、２００ｍｍ以上である。一方、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の厚さの上限は、特段制限されず、例えば、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の厚さは、４００ｍｍ以下であってもよいし、３５０ｍｍ以下であってもよい。
　ここでいう厚さとは、横断面が矩形である場合は横断面の短辺の長さであり、横断面が円形である場合は横断面の直径をいう。また、横断面が五角形以上の多角形である場合は横断面の円相当径とする。ここでいう円相当径とは、横断面の面積に相当する円の直径を言う。また、多角形の横断面には、長方形などの四角形の四つの角の少なくともいずれかを切り欠いた横断面も含まれる。このように、多角形の横断面には種々の形状があり得るが、このような場合も横断面の直径は、横断面の円相当径とする。
　なお、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の幅は、鋳型の大きさにより決まり、特に規定する必要はない。ただし、その下限は厚さ以上であってもよく、上限は２ｍ以下であってもよい。なお、ここでいう幅とは、横断面が矩形である場合は横断面の長辺の長さである。また、横断面が五角形以上の多角形である場合は、チタン合金鋳塊の幅は、厚さと等しい。
　また、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊は鋳造で作られるため、長さの下限及び上限は規定されない。設備を考慮すると、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の長さは、２ｍ以上であってもよく、７ｍ以下であってもよい。
　ここまで、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊について説明した。本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊を用いて製造された棒材は、３Ｄプリンターで造形される造形物の材料として用いることができる。
　次に、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊を得るための好ましい製造方法について説明する。以下に説明するα＋β型チタン合金鋳塊の製造方法は、あくまでも一例であり、以下の製造方法に限定されるものではない。
　本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊は、スポンジチタン、母合金、又はチタンスクラップなどを溶解原料として、電子ビーム溶解法又はプラズマ溶解法により製造される。電子ビーム溶解法、及びプラズマ溶解法は、コールドハースを用いるため、コールドハース溶解法とも呼ばれる。
　電子ビーム溶解法やプラズマ溶解法は、電子ビーム又はプラズマの照射によって、溶解した原料をコールドハースに注入したり、原料をコールドハース上で溶解するなどした後、鋳型に流し込み、鋳型下部から凝固した鋳塊を引き抜くことで鋳塊を製造する方法である。
　コールドハース溶解法では、鋳型内の原料が溶融した部分である溶融プールが浅く、鋳造組織の粒径を小さくできるメリットがあり、また、鋳型のサイズの自由度が大きい。そのため、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の製造方法ではコールドハース溶解法を用いる。
　チタン合金鋳塊の凝固組織形態には、チタン合金鋳塊から鋳型側壁への抜熱、電子ビーム又はプラズマによる溶湯表面への入熱、及び鋳型内に注入される溶湯の温度等が影響する。これらを適切に制御することで、凝固組織形態を制御することができる。
　本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊の製造方法においては、溶解したチタン合金を鋳型に注入する時の注湯温度を、チタン合金の融点＋２００℃以下、溶融したチタン合金を鋳型に注入する時の注湯速度を０．０５ｔｏｎ／ｈ以上、２．００ｔｏｎ／ｈ以下、鋳型表面から２０ｍｍ以内の電子ビーム又はプラズマの平均照射密度が、鋳型表面から２０ｍｍより内側の電子ビーム又はプラズマの平均照射密度の５０～８０％とする。上記注湯温度、注湯速度及び平均照射密度を上記のとおり制御することで、鋳型内の溶湯温度を下げることができ、チタン合金鋳塊の粒径の粗大化を抑制することができる。ここで、鋳型表面から２０ｍｍより内側の電子ビーム又はプラズマの平均照射密度に対する鋳型表面から２０ｍｍ以内の電子ビーム又はプラズマの平均照射密度の比率を照射比率とする。
　ここで、図２及び図３を参照して、電子ビーム又はプラズマの照射比率の制御方法を説明する。図２は、電子ビーム又はプラズマの照射比率の第一の制御方法を説明するための図である。図３は、電子ビーム又はプラズマの照射比率の第二の制御方法を説明するための図である。図２及び図３では、電子ビーム又はプラズマの照射方向から見た鋳型内部の溶湯を模式的に示している。図２及び図３に示す領域２は、溶湯と鋳型の内面とが接する界面１から２０ｍｍ以内の溶湯を示し、領域３は、鋳型表面から２０ｍｍより内側の溶湯を示している。
　凝固は主に鋳型側壁への抜熱によって生じる。鋳型内溶湯の表面は、放熱による凝固を防ぐために、電子ビーム又はプラズマによって加熱される。図２に示すように、電子ビーム又はプラズマの照射領域Ｂは鋳型面積よりも狭いため、電子ビーム又はプラズマを例えば図２の実線矢印で示すように走査させることで溶湯表面全体を加熱する。
　溶湯に照射される電子ビーム又はプラズマは、１本であってもよいし、２本以上であってもよい。以下では、電子ビーム又はプラズマが１本である場合及び２本である場合のそれぞれにおける照射比率の制御方法を説明する。
　まず、溶湯に照射される電子ビーム又はプラズマが１本である場合の照射比率の制御方法である第１の制御方法を説明する。溶湯に照射される電子ビーム又はプラズマが１本である場合、鋳型表面から２０ｍｍより内側に位置する溶湯に照射する電子ビーム又はプラズマの走査速度に対して、鋳型の内面から２０ｍｍ以内に位置する溶湯に照射する電子ビーム又はプラズマの走査速度を１．２５～２．００倍とする。これにより、電子ビーム又はプラズマの照射比率を５０～８０％にすることができる。
　続いて、溶湯に照射される電子ビーム又はプラズマが２本である場合の照射比率の制御方法である第２の制御方法を説明する。溶湯に照射される電子ビーム又はプラズマが２本である場合、１本の電子ビーム又はプラズマを溶湯表面全域に走査し、もう１本の電子ビーム又はプラズマを鋳型表面から２０ｍｍより内側に位置する溶湯の表面に走査する。図３では、実線矢印が溶湯表面全域に走査される電子ビーム又はプラズマの走査経路を示し、破線矢印が鋳型表面から２０ｍｍより内側に位置する溶湯の表面に走査される電子ビーム又はプラズマの走査経路を示している。２本の電子ビーム又はプラズマそれぞれの走査回数は、照射比率に応じて変更する。例えば、照射比率を８０％とする場合、溶湯表面全域に走査される電子ビーム又はプラズマは８０サイクル走査され、鋳型表面から２０ｍｍより内側に位置する溶湯の表面に走査される電子ビーム又はプラズマは２０サイクル走査される。ここでいう１サイクルは、所望の範囲全体について電子ビーム又はプラズマを走査することをいう。なお、２本の電子ビーム又はプラズマの走査速度は、互いに等しい速度であってよい。また、２本の電子ビーム又はプラズマの出力は、互いに等しい出力であってよい。これにより、電子ビーム又はプラズマの照射比率を５０～８０％にすることができる。
　上述した成分のチタン合金を、このように凝固条件を制御してチタン合金鋳塊を得ることにより、チタン合金鋳塊の粒界α相の形成を制御して、チタン合金鋳塊を圧延して得られる棒材の表面疵深さを低減することが可能となる。
　以上説明したとおり、本発明によれば、Ａｌ、Ｆｅ及びＯを含むα＋β型チタン合金の鋳塊を分塊鍛造せずに直接熱間圧延して、表面性状の良好な棒材を製造することができる。また、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊を用いて棒材を製造する場合、分塊鍛造を省略することができるため、工業的に安価で棒材を製造することができる。さらに、以下に説明するが、本実施形態に係る熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊によれば、棒材の表面疵が抑制されているため、棒材を安定して製造することができる。
　なお、本発明の効果は、チタン合金の鋳塊を圧延して得られるチタン合金棒材の表面疵の深さで確認することができる。表面疵の深さは、以下の方法で評価する。
　棒材を軸方向に対して垂直方向に切断し、切断面を研磨して鏡面性状に仕上げた後、光学顕微鏡を使って、観察倍率を１５倍として表面疵の深さを測定する。観察した視野の内で、表面疵深さが最大である表面疵の深さと、棒材の円換算直径から、疵深さ比（％）＝（最大表面疵深さ）／（棒材の円換算直径）×１００を求め、表面性状の指標とする。疵深さは、長手方向の棒材の中央部における棒材表面に目視で疵が確認された部位の５か所について調べる。詳細には、長手方向の棒材の中央部において、棒材表面に目視で疵が確認された部位の５か所のそれぞれで、棒材の軸方向に対して垂直な断面を得る。５か所の上記断面を光学顕微鏡で観察倍率を１５倍として観察し、各断面で得られた最大深さの算術平均値を上記式における最大表面疵深さとする。長手方向の棒材の中央部において目視で疵が確認された部位が５か所未満である場合は、目視で疵が確認された部位を基に最大表面疵深さを算出する。また、長手方向の棒材の中央部において目視で疵が確認された部位が６か所以上である場合は、大きい疵から５か所を測定する。なお、疵が一視野に収まらない場合は、視野を移動させて疵深さを算出すればよい。また、上記のとおり、長手方向の棒材の中央部を除く両端部のような非定常部では、鋳造組織に起因するもの以外に、例えば、著しい温度低下によって延性や靭性が低下して表面疵が発生する場合や、あるいは、圧延設備と衝突することによって表面疵が発生する場合がある。このような表面疵の影響を除き、結晶粒の大きさに起因する表面疵の発生を評価するために、表面性状の指標とする疵深さ比の算出には、長手方向の棒材の中央部で確認された疵の深さから算出される最大表面疵深さを用いることとする。ここで長手方向の棒材の中央部とは、α＋β型チタン合金棒材の長手方向の２つの端面のうちの一方の端面から他端に向かい、α＋β型チタン合金棒材の長手方向の全長に対して２０～８０％の部分を言う。
　表面疵の深さで本発明の効果を確認した結果は、以下の実施例で説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明のあくまでも一例であって、本発明が、下記の例に限定されるものではない。
　［実施例１］
（チタン合金鋳塊、棒材の製造）
　表１に示すＮｏ．１～２９について、電子ビーム溶解法（ＥＢＭ）にてチタン合金鋳塊を製造した。ハースから表１に示す形状の鋳型に注ぐチタン合金の溶湯の注湯温度を融点＋２００℃以下（Ｎｏ．１のみ融点＋２００℃超）、注湯速度０．０５～２．０ｔｏｎ／ｈ、鋳型表面から２０ｍｍより中央側の電子ビームの平均照射密度を０．０５～０．１０ｋＷ／ｃｍ２、鋳型表面から２０ｍｍ以内の電子ビームの平均照射密度を鋳型表面から２０ｍｍより中央側の電子ビームの平均照射密度の５０～１００％、すなわち照射比率５０～１００％として、表２に示す化学組成及び表３Ａ、３Ｂに示す横断面周長Ｌ及び横断面面積Ｓ並びに平均結晶粒径Ｄを有するチタン合金鋳塊を製造した。なお、表１では、鋳型表面から２０ｍｍより中央側の電子ビームの平均照射密度を「中央部平均照射密度」と記載し、鋳型表面から２０ｍｍ以内の電子ビームの平均照射密度を「表面側平均照射密度」と記載している。電子ビーム銃の出力を一定とした状態で、鋳型表面から２０ｍｍより内側に位置する溶湯に照射する電子ビームの走査速度と、鋳型の内面から２０ｍｍ以内に位置する溶湯に照射する電子ビームの走査速度とを変更することにより、平均照射密度を制御した。
　その後、チタン合金鋳塊を１２００℃に加熱後、φ１００ｍｍまで減面率４１～９４％の圧延を行った。チタン合金鋳塊の鋳抜き方向に対して垂直な鋳型の断面（鋳型形状）が３１０ｍｍ×４４０ｍｍであるＮｏ．１～２１のチタン合金鋳塊については、当該断面が１８０ｍｍ×１９５ｍｍになるまで、リバース圧延を計１７パス行った。１７パスのリバース圧延後のチタン合金鋳塊の減面率は７４％であった。１７パスのリバース圧延後、φ１００ｍｍになるまで８パスの孔型圧延を行い、リバース圧延前のチタン合金鋳塊に対して、減面率を９４％とし、棒材を得た。鋳型形状がφ２００ｍｍ～φ５００ｍｍであるＮｏ．２２～２８のチタン合金鋳塊については、上記と同様にリバース圧延、孔型圧延を行い、鋳型形状がφ１３０ｍｍであるＮｏ．２９のチタン合金鋳塊については、上記の孔型圧延のみを行った。
　なお、表１に示す、Ｎｏ．３０及び３１は、従来技術に沿ってチタン合金鋳塊を製造し、分塊鍛造、熱間圧延を行って棒材を製造した参考例である。Ｎｏ．３０の例では、消耗電極式真空アーク溶解法（ＶＡＲ）によりφ７５０ｍｍのチタン合金鋳塊を製造し、当該チタン合金鋳塊を分塊鍛造して、３１０×４４０ｍｍのビレットを製造した。Ｎｏ．３１の例では、Ｎｏ．３０と同様の方法でチタン合金鋳塊を製造し、分塊鍛造によりφ３００ｍｍの丸棒を製造した。そして、Ｎｏ．３０、３１とも、Ｎｏ．１～２９と同様に、１２００℃に加熱後、φ１００ｍｍまで圧延を行った。なお、Ｎｏ．３０、３１のチタン合金鋳塊は、ＶＡＲで製造されたものであるため、表１のＮｏ．３０、３１の中央部平均照射密度、表面側平均照射密度及び照射比率は記載しなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（チタン合金鋳塊の化学組成）
　各チタン合金鋳塊のＡｌ含有量、Ｆｅ含有量、Ｍｏ含有量及びＮｂ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６３２－２：２０１４　チタン－ＩＣＰ発光分光分析方法－第２部：パラジウム、マンガン、鉄、マグネシウム、けい素、アルミニウム、バナジウム、ニッケル、クロム、すず、銅、モリブデン、ジルコニウム、ニオブ、タンタル、コバルト及びイットリウム定量方法」に準拠して測定された。チタン合金鋳塊のＯ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６２０：１９９５　チタン及びチタン合金中の酸素定量方法」に準拠して測定された。実施例１では、Ａｌ、Ｆｅ及びＯ以外に、チタン合金鋳塊における含有量を意図的に制御した元素は無いため、Ｔｉ及び表２に示した元素以外は、不純物であるとした。また、Ｍｏ含有量及びＮｂ含有量は、不純物と見做せる範囲であったため、それぞれの含有量を０％とみなした。
表２にチタン合金鋳塊の化学組成、及び、（１）式：０．０２％≦［Ｏ］≦（［Ａｌ］－［Ｆｅ］－０．５×［Ｍｏ］－０．５×［Ｎｂ］＋１．０）／１００を満足するか否かを示す。表２の「（１）式合否」の項目に、（１）式を満たす場合をＧｏｏｄと表記し、満たさない場合をＢａｄと表記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（横断面の周長Ｌ及び横断面の面積Ｓ）
　製造された各チタン合金鋳塊の凝固時の収縮は、横断面の面積Ｓに対する横断面の周長Ｌの比Ｌ／Ｓの評価にほとんど影響しない。そのため、各チタン合金鋳塊の横断面の面積Ｓ及び横断面の周長Ｌは、鋳型の断面形状から算出した。
（平均結晶粒径Ｄの測定）
　平均結晶粒径Ｄの測定は以下の方法で行った。まず、各鋳塊の長手方向のうちの２つの端面のうちの一方の端面から他の端面に向かって鋳塊の長手方向の全体の長さに対して５０％の位置において、長手方向に対して垂直な方向に鋳塊を切断して得られた切断面をエメリー研磨紙及びバフ研磨により研磨した。次いで、硝酸の濃度が１０質量％でありフッ酸の濃度が５質量％である硝フッ酸を用いて研磨後の切断面を腐食した。腐食した切断面での短辺から中心方向に５ｍｍの位置において、粒界の数を測定した。
　表３Ａ及び表３Ｂの「Ｄ≦Ｌ／１００」の項目においては、平均結晶粒径ＤがＤ≦Ｌ／１００を満足するものをＧｏｏｄと表記し、平均結晶粒径ＤがＤ≦Ｌ／１００を満足しないものをＢａｄと表記した。
（棒材の表面性状）
　得られた棒材について棒材表面に目視で疵が観察された部位の５か所ずつについて、棒材の軸方向に対して垂直方向に切断し、切断面を研磨して鏡面状に仕上げた後、光学顕微鏡を使って、表面疵の深さを測定した。詳細には、長手方向の棒材の中央部において、棒材表面に目視で疵が確認された部位の５か所のそれぞれで、棒材の軸方向に対して垂直な断面を得た。５か所の上記断面を光学顕微鏡で観察倍率を１５倍として観察し、各断面で得られた最大深さの平均値を下記式における最大表面疵深さとした。長手方向の棒材の中央部において目視で疵が確認された部位が５か所未満である場合は、目視で疵が確認された部位を基に最大表面疵深さを算出した。また、長手方向の棒材の中央部において目視で疵が確認された部位が６か所以上である場合は、大きい疵から５か所を測定した。疵が一視野に収まらない場合は、視野を移動させて疵深さを算出した。
　観察した視野の内で、表面疵深さが最大である表面疵の深さと、棒材の円換算直径から、疵深さ比（％）＝（最大表面疵深さ）／（棒材の円換算直径）×１００を求め、疵深さ比が３．０％以下の場合を、表面性状が良好（Ｇｏｏｄ）と判断し、疵深さ比が３．０％超の場合を、表面性状が不良（Ｂａｄ）と判断した。結果を表３Ａ、表３Ｂに示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明例のα＋β型チタン合金鋳塊は、分塊鍛造を省略して熱間圧延した場合であっても、従来例（Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３１）と同等の表面性状が得られることが確認できた。
　なお、本発明のα＋β型チタン合金鋳塊のような鋳造ままの組織と、Ｎｏ．３０、３１のように鍛造を施した組織は、組織を観察することで区別することは容易である。
　Ｎｏ．１、５、６、１１、１３、１４、１５、１７、１９～２３、２６、２８、２９は比較例である。
　Ｎｏ．１は、注湯温度が融点＋２００℃を超え、照射比率が１００％と高く、かつ、平均結晶粒径Ｄと横断面の周長Ｌの関係Ｄ≦Ｌ／１００を満たしておらず、平均結晶粒径Ｄが本発明の範囲を外れたため、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．５、６、１１、１７、１９は、（１）式を満たしておらず、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．１５、２６は、照射比率が好ましい範囲を外れており、粒径が本発明の範囲を外れたため、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．２２は、照射比率が好ましい範囲を外れ、かつ、横断面の面積Ｓに対する横断面の周長Ｌの比Ｌ／Ｓが本発明の範囲を外れており、粒径が本発明の範囲を外れたため、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．２９は、平均結晶粒径Ｄと横断面の周長Ｌの関係Ｄ≦Ｌ／１００を満たしていないため、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．１３は、チタン合金鋳塊のＦｅ含有量が多く、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．１４は、チタン合金鋳塊のＡｌ含有量が多く、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．２０は、チタン合金鋳塊のＦｅ含有量が少なく、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．２１は、チタン合金鋳塊のＡｌ含有量が少なく、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．２３は、横断面の面積Ｓに対する横断面の周長Ｌの比Ｌ／Ｓが０．０１０未満であり、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　Ｎｏ．２８は、平均結晶粒径Ｄと横断面の周長Ｌの関係Ｄ≦Ｌ／１００を満たしていないため、圧延中に鋳塊の周方向に圧縮ひずみが作用する際に、それぞれの結晶粒界におけるひずみが緩和されず、ボイドが発生し、圧延後の表面性状が劣る結果となった。
　［実施例２］
（チタン合金鋳塊、棒材の製造）
　鋳抜き方向に対して垂直な断面が３１０ｍｍ×４４０ｍｍの鋳型を用いて、注湯温度を融点＋２００℃以下、注湯速度０．５ｔｏｎ／ｈ、鋳型表面から２０ｍｍより中央側の電子ビームの平均照射密度０．１０ｋＷ／ｃｍ２、鋳型表面から２０ｍｍ以内の電子ビーム照射密度を中央部の５０～８０％、すなわち照射比率７０％として、表４に示す化学組成、平均結晶粒径Ｄを有するチタン合金鋳塊を製造した。製造したチタン合金鋳塊の長さは４２００ｍｍであった。その後、実施例１と同様に、各チタン合金鋳塊を１２００℃に加熱後、リバース圧延及び孔型圧延によりφ１００ｍｍまで減面率９４％の圧延を行い、棒材を得た。
（チタン合金鋳塊の化学組成）
　チタン合金鋳塊の化学組成は、以下の方法で測定された。各チタン合金鋳塊のＡｌ含有量、Ｆｅ含有量、Ｍｏ含有量及びＮｂ含有量は、実施例１と同様にして測定された。チタン合金鋳塊のＯ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６２０：１９９５　チタン及びチタン合金中の酸素定量方法」に準拠して測定された。Ｓｉ含有量、Ｚｒ含有量、Ｓｎ含有量及びＣｕ含有量は、「ＪＩＳ　Ｈ　１６３２－２：２０１４　チタン－ＩＣＰ発光分光分析方法－第２部：パラジウム、マンガン、鉄、マグネシウム、けい素、アルミニウム、バナジウム、ニッケル、クロム、すず、銅、モリブデン、ジルコニウム、ニオブ、タンタル、コバルト及びイットリウム定量方法」に準拠して測定された。
　表４にチタン合金鋳塊の化学組成、及び、（１）式：０．０２％≦［Ｏ］≦（［Ａｌ］－［Ｆｅ］－０．５×［Ｍｏ］－０．５×［Ｎｂ］＋１．０）／１００を満足するか否かを示す。表４の「（１）式合否」の項目に、（１）式を満たす場合をＧｏｏｄと表記し、満たさない場合をＢａｄと表記した。また、表４中の「－」は、意図した添加を行っていないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（平均結晶粒径Ｄの測定）
　平均結晶粒径Ｄの測定は、実施例１と同様の方法で行った。表５の「Ｄ≦Ｌ／１００」の項目においては、平均結晶粒径ＤがＤ≦Ｌ／１００を満足するものをＧｏｏｄと表記し、平均結晶粒径ＤがＤ≦Ｌ／１００を満足しないものをＢａｄと表記した。
（棒材の表面性状）
　得られた棒材について棒材表面に目視で疵が観察された部位の５か所ずつについて、棒材の軸方向に対して垂直方向に切断し、切断面を研磨して鏡面状に仕上げた後、光学顕微鏡を使って、表面疵の深さを測定した。
　観察した視野の内で、表面疵深さが最大である表面疵の深さと、棒材の円換算直径から、疵深さ比（％）＝（最大表面疵深さ）／（棒材の円換算直径）×１００を求め、疵深さ比が３．０％以下の場合を、表面性状が良好（Ｇｏｏｄ）と判断し、疵深さ比が３．０％超の場合を、表面性状が不良（Ｂａｄ）と判断した。結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明例のα＋β型チタン合金鋳塊は、分塊鍛造を省略して熱間圧延した場合であっても、良好な表面性状性が得られることが確認できた。Ｎｏ．２、３、６、８、１３は、（１）式を満たしておらず、表面性状が劣る結果となった。
　以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (2)

  1. 　熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊であって、
    　質量％で、
    Ａｌ：２．５～８．０％、
    Ｆｅ：０．５～３．０％、
    Ｓｎ：０～３．０％、
    Ｚｒ：０～３．０％、
    Ｍｏ：０～３．０％、
    Ｓｉ：０～３．００％、
    Ｃｕ：０～３．０％、
    Ｎｂ：０～３．０％、及び、
    下記（１）式を満たす量のＯを含有し、残部がＴｉ及び不純物である化学組成を有し、
    　前記α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向に対し垂直な断面である横断面の面積Ｓ（ｍｍ２）に対する前記横断面の周長Ｌ（ｍｍ）の比Ｌ／Ｓが０．０１０以上であり、
    　前記α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の２つの端面のうちの一方の前記端面から他の前記端面に向かって、前記α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の全長に対して２０～８０％の部分において、前記α＋β型チタン合金鋳塊の表面から前記α＋β型チタン合金鋳塊の長手方向の中心軸に向かって１０ｍｍの位置での鋳造組織の平均結晶粒径ＤがＤ≦１０ｍｍ、かつＤ≦Ｌ／１００を満たし、
    　前記α＋β型チタン合金鋳塊の厚さが８０ｍｍ以上であることを特徴とする、熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊。
    　０．０２％≦［Ｏ］≦（［Ａｌ］－［Ｆｅ］－０．５×［Ｍｏ］－０．５×［Ｎｂ］＋１．０）／１００　…（１）式
    　ここで、［Ｘ］は、単位を質量％とした場合の元素Ｘの含有量を示す。
  2. 　前記Ｔｉの一部に代えて、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及びＮｂの１種以上を各３．０％以下含有し、Ｓｉを３．００％以下含有する、請求項１に記載の熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊。
PCT/JP2021/007931 2021-03-02 2021-03-02 熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊 Ceased WO2022185409A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2021/007931 WO2022185409A1 (ja) 2021-03-02 2021-03-02 熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊
JP2023503569A JP7623611B2 (ja) 2021-03-02 2021-03-02 α＋β型チタン合金鋳塊及び棒材の製造方法
CN202180091977.7A CN116710582A (zh) 2021-03-02 2021-03-02 热加工用α+β型钛合金铸锭

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2021/007931 WO2022185409A1 (ja) 2021-03-02 2021-03-02 熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022185409A1 true WO2022185409A1 (ja) 2022-09-09

Family

ID=83153958

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/007931 Ceased WO2022185409A1 (ja) 2021-03-02 2021-03-02 熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP7623611B2 (ja)
CN (1) CN116710582A (ja)
WO (1) WO2022185409A1 (ja)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
WO2016051511A1 (ja) * 2014-09-30 2016-04-07 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熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
WO2017018511A1 (ja) * 2015-07-29 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 熱間圧延用チタン材

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03285028A (ja) * 1990-03-30 1991-12-16 Daido Steel Co Ltd チタンおよびチタン合金鋳塊の製造方法
JP2004277873A (ja) * 2003-03-12 2004-10-07 Nippon Sangyo Kagaku Kenkyusho ボロンを添加したチタン合金
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
KR20170045273A (ko) * 2014-09-30 2017-04-26 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 표면 결함이 발생하기 어려운 열간 압연용 티타늄 주조편 및 그 제조 방법
JP6933255B2 (ja) * 2017-08-03 2021-09-08 日本製鉄株式会社 チタン塊およびその製造方法、ならびに、チタンスラブ
JP7256385B2 (ja) * 2019-06-14 2023-04-12 日本製鉄株式会社 チタン合金鋳塊の製造方法および製造装置

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
WO2016051511A1 (ja) * 2014-09-30 2016-04-07 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熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
WO2017018511A1 (ja) * 2015-07-29 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 熱間圧延用チタン材

Also Published As

Publication number Publication date
JP7623611B2 (ja) 2025-01-29
JPWO2022185409A1 (ja) 2022-09-09
CN116710582A (zh) 2023-09-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6901049B2 (ja) チタン合金板、チタン合金板の製造方法、銅箔製造ドラム及び銅箔製造ドラムの製造方法
US8668760B2 (en) Method for the production of a β-γ-TiAl base alloy
WO2014163087A1 (ja) 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
CN103459063B (zh) 热轧用钛板坯及其制造方法
JP2014233753A (ja) 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
JPWO2018052135A1 (ja) メタルマスク用素材およびその製造方法
WO2014163086A1 (ja) 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
JP6075384B2 (ja) 熱間圧延用チタン鋳片およびその製造方法
EP3702057A1 (en) Production method for hot-rolled titanium plate
JP5421873B2 (ja) 強度異方性に優れた高強度α＋β型チタン合金板および高強度α＋β型チタン合金板の製造方法
JP6075387B2 (ja) 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
WO2022185409A1 (ja) 熱間加工用α＋β型チタン合金鋳塊
JP5421872B2 (ja) 曲げ加工性および曲げ異方性に優れた高強度α＋β型チタン合金板並びに高強度α＋β型チタン合金板の製造方法
JP2024155480A (ja) 鋳塊
KR101953487B1 (ko) 표면 결함이 발생하기 어려운 열간 압연용 티타늄 주조편 및 그 제조 방법
CN107075688A (zh) 热轧用钛铸坯及其制造方法
JP2007308769A (ja) アルミニウム合金厚板の製造方法およびアルミニウム合金厚板
JP7372532B2 (ja) チタン合金丸棒およびコネクティングロッド
JP2025135880A (ja) 高耐食性Ｎｉ基合金
JP4220825B2 (ja) 純チタン圧延コイル

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21928985

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023503569

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202180091977.7

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 21928985

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1