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CN107075688A - 热轧用钛铸坯及其制造方法 - Google Patents

热轧用钛铸坯及其制造方法 Download PDF

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CN107075688A CN201480082171.1A CN201480082171A CN107075688A CN 107075688 A CN107075688 A CN 107075688A CN 201480082171 A CN201480082171 A CN 201480082171A CN 107075688 A CN107075688 A CN 107075688A
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Abstract

在利用电子束熔炼法、等离子体电弧熔炼法制造的包含钛合金的钛铸坯的成为轧制面的表面处，在深度1mm以上的范围内具有熔融再凝固层，所述熔融再凝固层是添加一种或二种以上的β相稳定化元素并使其熔融和再凝固而得到的，至深度1mm为止的范围内的β相稳定化元素的浓度的平均值以质量％计比母材中的β相稳定化元素的浓度高出0.08质量％以上且1.50质量％以下。作为含有β相稳定化元素的原材料，使用粉末、碎片、线、箔。另外，作为使表层熔融的手段，利用电子束加热和等离子体电弧加热。

Description

热轧用钛铸坯及其制造方法
技术领域
本发明涉及包含钛合金的热轧用钛铸坯的制造方法，特别是涉及即使省略初轧、锻造等开坯工序也能够良好地保持热轧后的表面性状的钛铸坯及其制造方法。
背景技术
钛材料通常以海绵钛、钛废料作为原料，利用非消耗电极式电弧熔炼法、电子束熔炼法、等离子体电弧熔炼法等进行熔炼，从而形成钛铸锭(钛铸坯)。非消耗式电弧熔炼法中，以将海绵钛加压成形而得到的坯块作为电极，使电极和铸模进行电弧放电，使电极本身熔解，并在铸模内进行铸造，从而得到铸锭。因此，必须均匀地进行铸模与电极的放电，从而使铸模形状被限定为圆筒型，铸造后的铸锭形状成为圆柱状。另一方面，电子束熔炼法、等离子体电弧熔炼法中分别使用电子束和等离子体电弧，虽然熔炼法不同，但在熔炼时，将在炉床上熔炼的钛熔液注入至铸模，因此，铸模形状的选择是自由的，不限定于圆柱状，可以制造矩形、钢坯状等各种形状的铸锭。
目前的钛材料制造工序中，在之后经过铸锭的被称为开坯工序的初轧、锻造等热加工工序后，实施热轧，开坯工序是必需的。然而认为，从其形状出发，利用矩形铸锭(板坯状铸锭)制造板材时可以省略开坯工序，利用圆柱状和钢坯状铸锭制造棒材、线材时可以省略开坯工序，研究了省略开坯工序地进行热轧的技术。如果确立该技术，则可以期待通过省略工序和提高成品率来改善成本。
然而，利用电子束熔炼法、等离子体电弧熔炼法制造的钛铸坯由于保持了铸造时的状态，因此存在达到数十mm的粗颗粒。对于这样的钛铸坯，省略开坯工序地进行热轧时，由于由粗颗粒导致的晶粒内和各晶粒间的变形各向异性的影响，在表面产生凹凸，其成为表面瑕疵。为了去除热轧中产生的表面瑕疵，必须利用作为后续工序的酸洗工序来增加热轧材料表面的熔削量，成品率相应地恶化，担心成本增加。
因此，对于利用电子束熔炼法、等离子体电弧熔炼法制造的钛铸锭，一方面期待通过省略初轧、锻造等开坯工序来改善成本，另一方面担心因表面瑕疵的增加而导致成本增加，妨碍了省略开坯工序的钛铸坯的实用化。
专利文献1中公开了如下方法：在电子束熔炼炉中进行熔炼，从铸模内直接取出的钛板坯的截面组织中，从表层朝向内部的凝固方向与板坯的铸造方向所成的角度θ为45°～90°的情况下，或者在表层的晶体取向分布中，hcp的c轴与板坯表层的法线所成的角度为35°～90°的情况下，铸件表面良好，且即使省略铸锭的开坯工序也能够改善热轧后的表面瑕疵。即，通过控制表面的晶粒形状、晶体取向，能够抑制因这种粗大晶粒而产生的瑕疵。
专利文献2中，作为省略钛材料的铸锭的开坯工序并直接进行热轧的方法，通过利用高频感应加热、电弧加热、等离子体加热、电子束加热和激光加热等，使成为轧制面的表面的表层进行熔融并再凝固，从而进行自表层起1mm以上深的细粒化。通过利用该板坯表层的骤冷凝固而形成微细且不规则的晶体取向分布，从而防止表面瑕疵的产生。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开2010/090353号公报
专利文献2：日本特开2007-332420号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明提供：尽管省略开坯工序且不需要对保持了铸造时的状态的钛铸坯表层进行切削精整的工序，仍然可抑制后续的热轧后的钛材产生表面瑕疵的钛铸坯及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等为了实现前述课题而进行了深入研究。其结果发现，作为钛合金制钛铸坯的熔炼方法，对于利用电子束熔炼法、等离子体电弧熔炼法制造的保持了铸造时的状态的钛铸坯而言，省略以往需要的开坯工序地进行热轧时，作为热轧的前工序，在保持了铸造时的状态的钛铸坯的轧制面表层设置或散布含有β相稳定化元素的原材料(粉末、碎片、线、箔)，连同原材料一起使钛材的表层熔融。如此，在钛材表层形成β相稳定化元素的浓度比母材高的层、即β相稳定化元素富集层。由此，会良好地保持热轧后的表面性状。
即，本发明如下所述。
(1)一种热轧用钛铸坯，其特征在于，其为包含钛合金的钛铸坯，
在成为轧制面的表面处，在深度1mm以上的范围内具有熔融再凝固层，所述熔融再凝固层是添加一种或二种以上的β相稳定化元素并使其熔融和再凝固而得到的，
至深度1mm为止的范围内的β相稳定化元素的浓度的平均值以质量％计比母材中的β相稳定化元素的浓度高出0.08质量％以上且1.50质量％以下。
(2)根据(1)所述的热轧用钛铸坯，其中，前述β相稳定化元素为Fe、Ni、Cr中的一种或二种以上。
(3)根据(1)所述的热轧用钛铸坯，其中，在含有前述β相稳定化元素的同时，还含有一种或二种以上的α相稳定化元素或中性元素。
(4)一种热轧用钛铸坯的制造方法，其中，使包含钛合金的钛铸坯的成为轧制面的表面与含有β相稳定化元素的原材料一起熔融后，使其凝固。
(5)根据(4)所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，前述含有β相稳定化元素的原材料为粉末、碎片、线、箔中的任意形态。
(6)根据(4)所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，利用电子束加热或等离子体加热，使前述包含钛合金的钛铸坯的成为轧制面的表面熔融。
发明的效果
对于本发明的钛铸坯，即使省略以往需要的初轧(slabbing step)、锻造等开坯工序(breakdown step)地实施热轧，也能够制造具有与现有材料等同的表面性状的钛材。可以通过省略开坯工序来降低加热时间、通过与表层熔融带来的钛铸坯的表层平滑化相伴地降低切削修整、通过热轧后的钛材表面性状的提高来降低酸洗时的溶削量等，由此带来成品率的提高，因此对制造成本的削减是有效的，不可估量其产业上的效果。
附图说明
图1示出熔融再凝固层的浓度变化的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
通常，钛合金是通过进行热轧、冷轧而制造成板材、线材、或棒材等形状。本发明中，钛合金是指，α型钛合金、和α+β型钛合金。
本发明中作为对象的钛铸坯为矩形铸锭(板坯状铸锭)、圆柱状铸锭、钢坯状铸锭。为如下技术：使这些形状的钛铸坯的表层与含有β相稳定化元素的原材料一起熔融从而对热轧后的钛材抑制表面瑕疵。
本发明中，仅将保持了铸造时的状态的钛铸坯的表层部加热，将深度1mm以上熔融。对于如此经过熔融的钛铸坯的表层部，在熔融后进行骤冷和再凝固并冷却至室温时的熔融再凝固层(将如此通过仅将保持了铸造时的状态的钛铸坯的表层部加热而使其熔融，之后进行骤冷并再次凝固的凝固层称为“熔融再凝固层”)的截面组织成为微细针状组织或者马氏体组织。而且，表层熔融时通过将母材与β相稳定化元素同时熔融，从而与母材相比，熔融再凝固层内的β相稳定化元素浓度变高，其结果，由于添加β相稳定化元素带来的淬透性提高，而在冷却中进行α相相变或者马氏体相变，从而可以使熔融再凝固层形成更微细的组织。此处所谓“淬透性提高”是指，通过使钛铸坯的表层中含有β相稳定化元素，从而使连续冷却时的相变点(nose)向长时间侧位移，由此在低温下使其进行α相相变或者使其进行马氏体相变。目的在于，通过在低温下使其进行相变，从而增加核生成位点，使晶粒微细化。
进一步，进行了上述熔融再凝固的钛铸坯由于熔融再凝固层内的β相稳定化度变高，因此热轧加热时熔融再凝固层内成为α+β二相域的状态，存在α相和β相这2个相，由此颗粒生长被抑制，可以将熔融再凝固后的微细晶粒保持细粒状态地维持到热轧加热后的热轧时。因此可知，可以抑制由粗大晶粒所导致的钛材表面的凹凸，可以制造不产生表面瑕疵的钛热轧材。
详细情况如后述，本发明中，形成的熔融再凝固层产生深的部分和浅的部分。本发明中，使熔融再凝固层的深度为1mm以上，该深度是指，在与熔融焊珠的扫描方向垂直的方向的截面中观察时的最浅部的深度。
将钛铸坯的表层的深度1mm以上如上述那样进行再熔融后，进行凝固，从而自表层起的深度为1mm以上成为微细针状组织或者马氏体组织，由于熔融再凝固层和其热影响部，钛材板厚方向中央侧成为保持了铸造时的状态的组织。本发明的特征在于，至少将与钛铸坯的轧制面相接触的表层与含有β相稳定化元素的原材料一起再熔融后，进行凝固，从而自熔融再凝固层内的表层起的深度为1mm为止的β相稳定化元素的浓度的平均值比母材中的β相稳定化元素的浓度高出一定量。即使不添加β稳定化元素地进行熔融再凝固处理，对于含有β相稳定化元素作为合金组成的α+β型钛合金，也有熔融再凝固层的晶粒微细化效果。然而，该处理中，进行熔融再凝固处理时，对于熔融部的组成，将表层与β相稳定化元素一起熔融时，刚刚熔融后就会立即开始凝固，因此不会在熔融部中充分地引起扩散，β相稳定化元素浓度的不均匀性残留。这样的不均匀性残留时，产生β相稳定化元素浓度高的区域，成为更微细的组织。另外，使母材直接再熔融的情况下，即使熔融再凝固时达成组织微细化，有时也会形成各晶粒具有同一的晶体取向的集合体、即集落。这样的集落由于具有相同的晶体取向，因此如粗颗粒那样动作。因此，由于变形各向异性的影响而有可能向热轧瑕疵发展。然而，具有β相稳定化元素浓度的不均匀性的情况下，如上述那样，由于β相稳定化元素的浓度差而局部地形成微细晶粒，从而可以抑制该集落的产生、热轧加热时可以抑制集落的生长。熔融再凝固层内的自表层起的深度为1mm为止的β相稳定化元素的浓度的平均值以质量％计比母材中的β相稳定化元素的浓度高出0.08质量％以上且1.50质量％以下即可。β相稳定化元素可以组合多个β相稳定化元素而添加，此时的β相稳定化元素的浓度是指含有的β相稳定化元素的各浓度的总和。仅通过以母材与熔融再凝固层的β相稳定化元素的浓度之差为0.08质量％以上的方式添加β稳定化元素，就可以得到效果，因此将其作为下限。为了进一步发挥抑制表面瑕疵的效果，β相稳定化元素的浓度差优选超过0.2质量％，进而最优选超过0.5质量％。另外，母材与熔融再凝固层的β相稳定化元素的浓度差如果在前述范围内，则利用热轧及之后的工序、即喷丸和酸洗的工序，表层的β相稳定化元素的富集层被去除，熔融再凝固层中富集了的β相稳定化元素进行无害化。即，通过进行喷丸和酸洗的工序，使得β相稳定化元素富集层消失，成为与由通常的制法制造的冷轧板等同的成分和机械特性。然而，母材与熔融再凝固层的β相稳定化元素的浓度差高于1.50质量％时，钛铸坯表层中明显氧化的β相的比率增加，从而与母材相比，氧化量大幅增加、进而热轧时钛铸坯表层的熔融再凝固层与母材中热变形阻力的差值变大，表层、上述边界部分中有时产生裂纹等。出于这些因素，必须增加酸洗工序中的表面溶削量，成品率明显降低。此外，后续工序中，β相稳定化元素的富集层的无害化也变难，因此，自表层起的深度为1mm为止的β相稳定化元素的浓度的平均值相对于母材的β相稳定化元素的浓度设为1.50质量％以下。此外，使熔融深度为1mm以上，如果熔融深度变得过深，则有在喷丸和酸洗工序后残留β相稳定化元素的富集层的担心，因此期望熔融深度为5mm左右为止。
另外，通常，钛铸坯在铸造时从与铸模相接触的钛铸坯表层部起进行凝固，因此通过按元素的溶质分配，在钛铸坯的表层与内部中的成分仅有微量不同。Fe等β相稳定化元素是示出正偏析的元素，因此在凝固时、相变时，有钛铸坯的表层部的Fe浓度变低、钛铸坯的内部Fe浓度变高的倾向。因此，通过将β相稳定化元素和母材同时熔融，从而使熔融再凝固层内的β相稳定化元素浓度为母材以上是极其有效的。该效果在α型钛合金中特别明显。
此外，铸造钛材时，通过控制原料的投入量，从而调整成板坯整体的成分均匀的状态。然而，有时会局部产生成分的变动等。因此，对于β稳定化元素浓度原本就低的合金，在熔融凝固层内，存在有与β稳定化元素的成分变动相应的微细晶粒化不充分的区域，有时在热轧后部分地产生表面瑕疵。因此，通过在熔融再凝固时添加β稳定化元素从而提高β相稳定化元素的添加量是有效的，由此，也可以抑制局部产生的表面瑕疵。另外，如前述那样，熔融凝固相中的β稳定化元素的成分变动对于β稳定化元素浓度原本就高的合金而言，与母材的成分变动相比大，因此分断集落的效果也变得更大，也可以抑制局部产生的表面瑕疵。
从与熔融焊珠的扫描方向垂直的方向的截面观察时，有熔融再凝固层的形状在钛铸坯表层再熔融时的熔融焊珠中央变得最深的倾向，重叠熔融焊珠时，成为在相邻的熔融焊珠彼此的中间变得最浅，最深部和最浅部周期性地重复的形态。此时，最深部与最浅部之差大时，热轧时因该差异而在变形阻力方面产生差异，有时会因其而导致瑕疵。因此，理想的是，上述差异低于2mm。需要说明的是，使本发明中熔融再凝固层的深度为1mm以上，该深度是指，从与熔融焊珠的扫描方向垂直的方向的截面观察时的最浅部的深度。
对熔融再凝固层的深度、熔融再凝固内的不均匀性的测定方法进行说明。将从与熔融焊珠的扫描方向垂直的方向的截面的钛铸坯表层部切出的部分作为埋入研磨试样，将其供至SEM(Scaning Electron Microscopy)/EPMA(Electron Probe MicroAnalyser)，由此能够容易地判断。本发明中，将熔融再凝固层深度定义为最浅部的深度，因此利用元素映射分析求出熔融深度是简便的。图1中示出母材和熔融再凝固层的浓度变化的实测值的一例。这是从钛铸坯的轧制面表层附近的母材部分朝向轧制表面，沿厚度方向对β相稳定化元素浓度进行线分析的情况。可知，母材中β相稳定化元素浓度低，变得基本均匀，但熔融再凝固层中β相稳定化浓度高，进一步产生浓度的振动，存在不均匀性。
作为β相稳定化元素，可以举出：V、Mo、Fe、Cr、Mn、Ta、Nb、Ni、Co、Cu、W等。然而，熔点高的W、Ta等元素在钛中成为HDI(高密度夹杂物)的原因，保持未熔融、扩散不充分的状态残留在钛材中时会成为疲劳的起点，因此使用时需要注意。另外，Mo、Nb等与W、Ta相比，熔点也低，但是熔点为2000℃以上，因此使用Mo、Nb时，理想的是，预先制成与Ti等元素的合金，作为降低了熔点的合金添加。β相稳定化元素可以分为V、Mo、Ta、Nb等完全固溶型和Fe、Cr、Mn、Co、Ni、Cu等共析型，共析型中，各β相稳定化元素的固溶度小，但β相稳定化能力大，因此共析型的β相稳定化元素以少量的添加也是有效的。共析型的Fe、Cr、Mn、Co、Ni、Cu中，相对于母材，如果熔融再凝固层的β相稳定化元素浓度高出0.10～0.60质量％左右，则可以抑制热轧后的表面瑕疵，因此优选上述范围。完全固溶型的V、Mo、Ta、Nb中，β相稳定化能力与共析型相比小，因此，理想的是，相对于母材，以熔融再凝固层的β相稳定化元素浓度多出0.60～1.50质量％左右地大量添加β相稳定化元素。另外，即使使用共析型的β相稳定化元素，再熔融后的凝固时也被骤冷，因此冷却速度快，不产生析出物，热轧加热时也变为α+β的二相域，因此不产生析出物。进而，含有β相稳定化元素的原材料中，也可以包含以Al为代表的α相稳定化元素、Sn、Zr等中性元素。也可以包含α相稳定化元素和中性元素中的任一者或者两者。另外，优选的是，相对于母材，将熔融再凝固层中的α相稳定化元素和中性元素的总量设为2.0质量％以下。与保持了铸造时的状态的铸坯的表层一起熔融的原材料优选使用属于β相稳定化元素且较廉价的Fe、Ni、Cr。使用Fe粉末等、不锈钢粉末等、或者运用粉碎普通钢、不锈钢的废料而得到的材料也是有效的。同样地，也可以使用粉碎钛合金的废料而得到的材料。
用于在铸坯的表层中添加前述β相稳定化元素而使用的原材料可以为粉末、碎片、线、箔中的任意形状，期望形成小片。有效的是，粉末使用粒径1μm～0.5mm的范围的原材料，碎片使用大小2mm见方～5mm见方的范围的原材料，线使用φ0.5mm～φ5mm的范围的原材料，箔使用膜厚1μm～0.1mm的范围的原材料。这些原材料放置或者散布于铸坯的表面时，通过均匀地配置于铸坯的表面，也可以均匀地向钛铸坯的表层添加，可以得到表面性状更良好的钛铸坯。
另外，将表层与β相稳定化元素一起熔融的方法有电子束加热、电弧加热、激光加热和感应加热等方法，但钛是活性的金属，在大气中将表层熔融时，熔融部明显氧化，因此适合的是，能够在真空气氛或者非活性气体气氛中进行处理的电子束加热、电弧加热(特别是等离子体电弧加热、TIG(Tungsten Inert Gas)焊接等使用惰性气体的加热方法)、激光加热等，任意方法均可以进行前述处理。其中，能够一次性赋予高能量的电子束加热或者等离子体电弧加热在工业上是适合的，使用这些方法为宜。
实施例
以下，根据实施例对本发明进一步进行详细说明。
[表1]
表1所示的参考例、实施例和比较例中，钛铸坯是利用电子束熔炼、使用各品种钛合金性的矩形铸模或者圆筒铸模而制造得到的。由矩形铸模制造的铸锭为厚度200mm×宽度1000mm×长度4500mm，利用热轧制造厚度4mm的热轧板，由圆筒铸模制造的铸锭为直径170mm×长度12m，利用热轧制造直径13mm的线材。需要说明的是，热轧是利用钢铁材料的热轧设备进行的。作为含有β相稳定化元素的原材料，使用粉末(粒径100μm以下)、碎片(2mm见方，1mm厚)、线(φ1mm)、箔(20μm)中的任意者。钛铸坯制作成未进行切削修整和进行了切削修整这2种，含有β相稳定化元素时，均为轧制面，在保持铸件表面状态的面(无铸件表面的切削修整)、或者切削加工面(有铸件表面的切削修整)上直接放置或者散布含有β相稳定化元素的原材料。从其上实施板坯表层的加热，利用电子束和等离子体电弧，使加热部进行扫描，从而对轧制面的整面进行处理，使得包含β相稳定化元素的原材料和轧制面的未熔融部没有残留。此外，保持了铸造时的状态的钛铸坯使用铸件表面较良好的材料，使得在表层熔融时不产生由铸件表面所导致的熔炼残留。另外，为了使β相稳定化元素均匀地添加至板坯整体，使含有β相稳定化元素的原材料均匀地分散于钛铸坯的轧制面整体。熔融再凝固层的深度的测定方法如下：将使表层再熔融后凝固的钛铸坯的一部分切出，制作埋入试样，并研磨，将所得样品供至SEM(Scaning Electron Microscopy)/EPMA(Electron ProbeMicroAnalyser)，进行元素映射，从而求出该埋入试样的熔融再凝固部的最浅部的深度，将该深度作为熔融再凝固层的深度。另外，此时，从钛铸坯的轧制面的任意10处的表层1mm以内采集分析样品，进行ICP发射分光光度分析，取10处的平均值。另外，作为比较，在将钛铸坯的表层再熔融前，从钛铸坯的轧制面的任意3处的表层20mm以内采集分析样品，同样地进行ICP发射分光光度分析，取3处的平均值。对于该2种的分析结果，调查直至熔融再凝固层中的深度1mm为止的范围内的β相稳定化元素的浓度的平均值与母材中的β相稳定化元素的浓度的平均值之间的差异。另外，对于表面瑕疵的产生情况，热轧后，对热轧板进行喷丸和酸洗后，对钛材(热轧板)的表面进行目视观察，并进行评价。需要说明的是，酸洗中，将每1次的轧制面的单面溶削约50μm左右(以两面计约100μm)，对板进行1～2次酸洗后，评价热轧板的表面性状。需要说明的是，未实施表层的熔融处理的比较例中，从表层1mm以内采集分析样品，熔融再凝固层的厚度低于1mm的比较例中，从熔融再凝固层内采集分析样品。
No.1至No.31是以板材作为对象的例子。
对于No.1至No.5的参考例、比较例和实施例，在铸锭铸造后进行铸件表面的切削修整，去除铸件表面。另一方面，对于No.6至No.31的实施例，在铸锭铸造后不进行铸件表面的切削修整。
对于No.1至No.21的参考例、比较例、实施例，使用Ti-1Fe-0.35O的铸锭。
No.1的参考例是与以往的制造方法同样地经过初轧而制造的情况。由于实施初轧，因此酸洗后的热轧板上产生的表面瑕疵是轻微的。
No.2的比较例是铸锭的切削修整后不实施初轧而制造的情况。由于不实施初轧，因此酸洗后的热轧板上产生粗大的瑕疵。
No.3的比较例是铸锭的切削修整后、不添加β相稳定化元素而利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度为1mm以上，热轧和酸洗后的表面瑕疵基本上是轻微的，但局部也产生稍粗大的瑕疵。
No.4的比较例是铸锭的切削修整后、使用Fe粉末作为β相稳定化元素、利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度低于1mm，热轧和酸洗后的表面瑕疵在局部产生稍粗大的瑕疵。
No.5的实施例是铸锭的切削修整后、使用Fe粉末作为β相稳定化元素、利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.6的实施例是不进行铸锭的切削修整、使用Fe粉末作为β相稳定化元素、利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.7的实施例是不进行铸锭的切削修整、使用Fe粉末作为β相稳定化元素、利用等离子体电弧加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.8至No.10的实施例是不进行铸锭的切削修整、分别使用Fe碎片、Fe线、Fe箔作为β相稳定化元素、利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度均为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.11至No.17的实施例是不进行铸锭的切削修整，作为β相稳定化元素改变β相稳定化元素的种类为Cr碎片、Ni碎片、Ti-Mo碎片、V碎片、Mn碎片、Co碎片、Cu碎片，利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度均为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.18至No.21的实施例是不进行铸锭的切削修整，作为β相稳定化元素，分别使用Fe-Nb碎片、SUS304粉末、粉碎Ti-6质量％Al-4质量％V废料而得到的碎片(6-4V碎片)、粉碎Ti-15质量％V-3质量％Cr-3质量％Sn-3质量％Al废料而得到的碎片(15-3-3-3碎片)的含有多种β相稳定化元素和α相稳定化元素的材料，利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度均为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.22至No.31的实施例是改变钛合金铸锭的种类的情况，分别地，No.22为Ti-0.06质量％Pd的钛合金，No.23为Ti-0.5质量％Ni-0.05质量％Ru的钛合金，No.24为Ti-5质量％Al-1质量％Fe的钛合金，No.25为Ti-5质量％Al-1质量％Fe-0.25质量％Si的钛合金，No.26为Ti-3质量％Al-2.5质量％V的钛合金，No.27为Ti-0.5质量％Cu的钛合金，No.28为Ti-1质量％Cu的钛合金，No.29为Ti-1质量％Cu-0.5质量％Nb的钛合金，No.30为Ti-1质量％Cu-1质量％Sn-0.3质量％Si-0.2质量％Nb的情况，No.31为Ti-3质量％Al-5质量％V的情况。均不进行铸锭的切削修整，作为β相稳定化元素，使用Fe粉末，利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度均为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.32至No.41是以线材作为对象的例子。
对于No.32至No.36的参考例、比较例和实施例，在铸锭铸造后进行铸件表面的切削修整，去除铸件表面。另一方面，对于No.37至No.41的实施例，在铸锭铸造后不进行铸件表面的切削修整。
对于No.32至No.41的参考例、比较例、实施例，使用Ti-3质量％Al-2.5质量％V的铸锭。
No.32的参考例是与以往的制造方法同样地经过初轧而制造的情况。由于实施初轧，因此酸洗后的热轧板上产生的表面瑕疵是轻微的。
No.33的比较例是铸锭的切削修整后，不实施初轧而制造的情况。由于不实施初轧，因此酸洗后的热轧板上产生粗大的瑕疵。
No.34的比较例是在铸锭的切削修整后，不添加β相稳定化元素而利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度为1mm以上，热轧和酸洗后的表面瑕疵基本上是轻微的，但局部也产生稍粗大的瑕疵。
No.35的比较例是铸锭的切削修整后，使用Fe箔作为β相稳定化元素，利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度低于1mm，热轧和酸洗后的表面瑕疵在局部产生稍粗大的瑕疵。
No.36的实施例是铸锭的切削修整后，使用Fe箔作为β相稳定化元素，利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.37的实施例是不进行铸锭的切削修整，使用Fe箔作为β相稳定化元素，利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.38的实施例是不进行铸锭的切削修整，使用Fe箔作为β相稳定化元素，利用等离子体电弧加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.39和No.40的实施例是不进行铸锭的切削修整，作为β相稳定化元素，改变β相稳定化元素的种类为Cr碎片、Ni碎片，利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度均为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。
No.41的实施例是不进行铸锭的切削修整，作为β相稳定化元素，使用包含多个β相稳定化元素的SUS304粉末，利用电子束加热进行熔融再凝固处理的情况。熔融再凝固层的深度均为1mm以上，且熔融再凝固层与母材的β相稳定化元素的浓度差也为0.08质量％以上且1.50质量％以下，热轧和酸洗后的表面瑕疵是轻微的。

Claims (6)

1.一种热轧用钛铸坯，其特征在于，其为包含钛合金的钛铸坯，
在成为轧制面的表面处，在深度1mm以上的范围内具有熔融再凝固层，所述熔融再凝固层是添加一种或二种以上的β相稳定化元素并使其熔融和再凝固而得到的，
至深度1mm为止的范围内的β相稳定化元素的浓度的平均值以质量％计比母材中的β相稳定化元素的浓度高出0.08质量％以上且1.50质量％以下。
2.根据权利要求1所述的热轧用钛铸坯，其中，所述β相稳定化元素为Fe、Ni、Cr中的一种或二种以上。
3.根据权利要求1所述的热轧用钛铸坯，其中，在含有所述β相稳定化元素的同时，还含有一种或二种以上的α相稳定化元素或中性元素。
4.一种热轧用钛铸坯的制造方法，其中，使包含钛合金的钛铸坯的成为轧制面的表面与含有β相稳定化元素的原材料一起熔融后，使其凝固。
5.根据权利要求4所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，所述含有β相稳定化元素的原材料为粉末、碎片、线、箔中的任意形态。
6.根据权利要求4所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，利用电子束加热或等离子体加热，使所述包含钛合金的钛铸坯的成为轧制面的表面熔融。
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