JP7132717B2 - チタン合金からなる鋳塊の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、チタン合金からなる鋳塊の製造方法に関する。

一般に、工業用のチタンやジルコニウムなどの高融点活性金属やそれらの合金からなるインゴット（鋳塊）は、真空アーク溶解法や電子ビーム溶解法、プラズマアーク溶解法などで製造されている。

合金元素としては、ＦｅやＣｒなどの元素が挙げられる。これら元素は、インゴットの硬度を高めるなどの利点がある反面、インゴット内でマクロ偏析し、合金成分に偏りを生じさせることがある。合金成分の偏りが生じたインゴットにおいては、強度などの機械的特性にバラツキが生じるため、成分規格を満足しない部分は製品として好適に使用できず、歩留まりが著しく低下してしまうことがある。航空機の材料として使用されるチタン合金であるＴｉ－１７合金（Ｔｉ－５Ａｌ－２Ｓｎ－２Ｚｒ－４Ｍｏ－４Ｃｒ）などでは、品質が高く、十分な信頼性を備えた合金であることが求められており、合金成分の偏りが少ないインゴットが求められている。

そこで、特許文献１には、消耗電極の偏析しやすい成分を予め調整する真空アーク溶解方法が開示されている。この調整により、成分偏析のない均一な鋳塊を得ることができる。

また、特許文献２には、溶解終了時に電極の断面積が小になるようにするとともに、アーク電流を減少させる鋳塊の溶製方法が開示されている。断面積が小さい電極を溶解することで溶湯プールの深さが浅くなり、鋳塊の欠陥を最上部に限定することができる。

また、特許文献３には、溶解プールの深さが０．１４～０．３５ｍを満足するように溶解速度を制御するチタン合金インゴットのＶＡＲ法による溶解方法が開示されている。このように溶解速度を制御することで、偏析が少ない合金インゴットを得ることができる。

また、特許文献４には、溶解電流を段階的に変化させる工業用純チタンインゴットの製造方法が開示されている。溶解電流を段階的に変化させることで、偏析が軽微な工業用純チタンインゴットを製造することができる。

また、特許文献５には、長さ方向に合金成分の濃度が異なる消耗電極が開示されている。このような消耗電極を用いることで、成分偏析が少ない高融点活性合金を得ることができる。

また、特許文献６には、消耗電極下端から溶湯面までの距離であるアークギャップを、溶製されるチタンインゴットの種類によって変更するチタンインゴットの溶製方法が開示されている。溶製する金属の種類によって異なったアークギャップを選択することにより、合金成分の偏析を効率よく回避できる。

また、特許文献７には、鋳型内に溶製されたインゴットと鋳型との間の空間にヘリウムガスを流しつつ溶解操業を行う金属の真空アーク溶解方法が開示されている。インゴットと鋳型との間の空間にヘリウムガスを流すことで、成分偏析の少ない合金インゴットを溶製することができる。

特開昭６１－６７７２４号公報 特開平２－９７６２５号公報 特開平５－２１４４５８号公報 特開平９－７１８２７号公報 特開２００７－２９１４５３号公報 特開２０１０－１１６５８１号公報 特開２０１０－１１６５８９号公報

ところで、真空アーク溶解法や電子ビーム溶解法、プラズマアーク溶解法などで製造される鋳塊では、合金元素や鋳塊サイズ、溶解速度に応じて合金元素の偏析度に差が生じる。一般に、鋳塊サイズが大きいほど、もしくは溶解速度が速いほど、鋳塊の軸方向および半径方向における合金元素の偏析量は大きくなり、その偏析度合いは合金元素に応じて異なることが知られている。

そこで、合金元素の種類や鋳塊のスペックに関わらず、合金元素の偏析度が許容値以下になるような製造方法（溶解条件）や鋳塊自身の特徴を明確にしておくことが求められる。

本発明の目的は、合金成分の偏りが少ないチタン合金からなる鋳塊の製造方法を提供することである。

本発明は、原料を溶解させてなる溶湯が鋳型内に集まってなる溶湯プールの湯面を加熱しながら、前記溶湯プールの底面側から凝固させることで、チタン合金からなる鋳塊を製造する、チタン合金からなる鋳塊の製造方法であって、前記鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度の許容値γ _cr を５％又は１０％とし、前記チタンに対する前記合金元素の平衡分配係数をｋ₀［－］、前記合金元素の材料定数をα［秒／ｍ］、前記鋳塊の鋳造速度をＶ_c［ｍ／秒］、前記原料の溶解速度をＭ［ｋｇ／秒］、前記鋳塊の密度をρ［ｋｇ／ｍ³］、前記鋳塊の断面積をＡ［ｍ²］、前記鋳塊の直径をｄ［ｍ］とすると、前記鋳塊の内部であって、前記鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、前記鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）～（４）を満たす閾値θ_cr以下になるような前記溶湯プールの深さとなるように、前記鋳塊の鋳造速度Ｖ _c または前記原料の溶解速度Ｍを制御しながら、前記鋳塊を製造することを特徴とする。
γ_cr＝ａｂｓ（１－β_cr）×１００[％] ・・・式（１）
β_cr＝｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_c）｝／｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_cｃｏｓθ_cr）｝ ・・・式（２）
Ｖ_c＝Ｍ／ρＡ ・・・式（３）
Ａ＝πｄ²／４ ・・・式（４）

本発明によれば、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、閾値θ_cr以下にされている。鋳造中の溶湯プールの深さが深いほど、柱状晶組織の成長方向と、鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析が顕著になる。そこで、この鋭角の最大値θが、閾値θ_cr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度を許容値γ_cr以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。

製造装置を示す説明図である。 ハース溶解炉を示す模式図である。 各種凝固指標の時間変化を示す図である。 合金成分の濃度の時間変化を示すイメージ図である。 真空アーク溶解炉を示す模式図である。 真空アーク溶解炉を示す模式図である。 ２次鋳塊の断面組織形態の模式図である。 定常期における鋳造速度と凝固速度との関係を示す図である。 定常期における鋳造速度と凝固速度との関係を示す図である。 溶湯プールの形状を示す図である。 溶湯プールの半径方向における鋭角の最大値の変化を示す図である。 溶湯プールの半径方向における凝固速度と鋳造速度との比の変化を示す図である。 偏析度γの許容値が５％、鋳塊直径指標が１．００における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が５％、鋳塊直径指標が１．００における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が１０％、鋳塊直径指標が１．００における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が１０％、鋳塊直径指標が１．００における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が５％、鋳塊直径指標が１．３５における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が５％、鋳塊直径指標が１．３５における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が１０％、鋳塊直径指標が１．３５における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が１０％、鋳塊直径指標が１．３５における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が５％、鋳塊直径指標が１．４７における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が５％、鋳塊直径指標が１．４７における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が１０％、鋳塊直径指標が１．４７における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 偏析度γの許容値が１０％、鋳塊直径指標が１．４７における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。 流動凝固シミュレーションにより定常期における溶湯プールの形状を予測した結果を示す図である。

以下、本発明の好適な実施の形態について、図面を参照しつつ説明する。

（高融点活性金属の合金からなる鋳塊）
本発明の実施形態による高融点活性金属の合金からなる鋳塊は、合金元素を含む原料を溶解させてなる溶湯が鋳型内に集まってなる溶湯プールの湯面を加熱しながら、溶湯プールの底面側から凝固させることで製造される。

高融点活性金属としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗなどが挙げられる。また、これに含有させる合金元素としては、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃ、Ｎ、Ｈなどの中から、高融点活性金属の種類や所望する特性（例えば、耐食性や強度など）に応じて、１種類または複数種類選択するのが一般的である。

合金元素は、高融点活性金属に対する平衡分配係数により、正偏析する元素と、負偏析する元素とに分けられる。高融点活性金属がチタンの場合、正偏析する元素としてＣｒやＦｅ、負偏析する元素としてＭｏ、Ａｌ、Ｏなどが挙げられる。

本実施形態において、高融点活性金属の合金はチタン合金であるが、これに限定されない。

（製造装置の構成）
高融点活性金属の合金からなる鋳塊を製造する製造装置１は、説明図である図１に示すように、ハース３を用いた鋳塊の製造方法を実施するハース溶解炉１ａと、真空アーク溶解法により鋳塊１６を製造する真空アーク溶解炉１ｂと、を有している。

ハース３を用いた鋳塊の製造方法は、電子銃からの電子ビームにより溶湯プールの湯面を加熱する電子ビーム溶解法であっても、プラズマトーチからのプラズマアークにより溶湯プールの湯面を加熱するプラズマアーク溶解法であってもよい。本実施形態においては、プラズマアーク溶解法で鋳塊（１次鋳塊）１０を製造する。

ハース溶解炉１ａは、原料投入装置２と、ハース３と、プラズマトーチ４と、鋳型５と、スターティングブロック６と、プラズマトーチ７と、コントローラ８と、を有している。ハース溶解炉１ａのまわりは、アルゴンガスやヘリウムガス等からなる不活性ガス雰囲気にされている。

原料投入装置２は、ハース３内に原料を投入する。プラズマトーチ４は、ハース３の上方に設けられており、プラズマアークを発生させてハース３内の原料を溶融させる。ハース３は、原料が溶融した溶湯を所定の流量で鋳型５内に注入する。鋳型５は、銅製であって、無底で断面形状が円形に形成されており、円筒状の壁部の少なくとも一部の内部を循環する水によって冷却されるようになっている。

プラズマトーチ７は、鋳型５の上方に設けられており、鋳型５内の溶湯が集まってなる溶湯プールの湯面をプラズマアークで加熱する。スターティングブロック６は、図示しない駆動部によって上下動され、鋳型５の下側開口部を塞ぐことが可能である。コントローラ８は、プラズマトーチ７による湯面への入熱量や、スターティングブロック６の上下動を制御する。

以上の構成において、鋳型５内に注入された溶湯は、水冷式の鋳型５との接触面から凝固していく。そして、鋳型５の下側開口部を塞いでいたスターティングブロック６を所定の速度で下方に引き下ろしていくことで、溶湯が凝固した円柱状の鋳塊（１次鋳塊）１０が下方に引抜かれながら連続的に鋳造される。ハース３を介して溶湯を鋳型５内に供給することで、溶湯内の介在物を除去することができる。

ここで、ハース溶解炉１ａを示す模式図である図２に示すように、鋳塊１０の製造期間は、大きく分けて溶解初期と、定常期と、ホットトップ期とに分けられる。溶解初期においては、溶湯プール９の大きさは徐々に大きくなっていく。定常期においては、溶湯プール９の大きさは所定の大きさに達し、ほぼその大きさを維持する。ホットトップ期においては、溶湯プール９の大きさは徐々に小さくなっていき、最終的にはゼロになる。

各種凝固指標の時間変化を図３に示す。溶湯の注湯速度は、溶解初期と定常期において一定であり、ホットトップ期においてゼロとなる。即ち、ホットトップ期においては注湯を行わない。また、凝固相（鋳塊１０）の体積は、溶解初期から定常期にかけて増加していき、ホットトップ期において、残りの溶湯プール９が凝固することで最大値となる。溶湯プール９の体積は、溶解初期に増加し、定常期においてほぼ一定となる。そして、ホットトップ期において減少していき、最終的にゼロとなる。なお、電子銃からの電子ビームにより溶湯プールの湯面を加熱する電子ビーム溶解法においても、各種凝固指標の時間変化は同じである。

合金成分の濃度の時間変化のイメージ図を図４に示す。正偏析する合金成分の濃度は、溶解初期において目標値（目標濃度（２））よりも低くなり、定常期において目標値で一定であり、ホットトップ期において目標値よりも高くなる（正偏析する）。一方、負偏析する合金成分の濃度は、溶解初期において目標値（目標濃度（１））よりも高くなり、定常期において目標値で一定であり、ホットトップ期において目標値よりも低くなる（負偏析する）。

図１に戻って、真空アーク溶解炉１ｂは、鋳型１２と、電極支持体１３と、コントローラ１４と、を有している。電極支持体１３は、鋳型１２内に昇降可能に配置されており、その下部には、ハース溶解炉１ａで製造された鋳塊１０が原料（消耗電極）として取り付けられる。真空アーク溶解法においては、原料（消耗電極）と鋳型１２との間に所定の電圧を印加することで、原料と鋳型１２との間にアーク放電が発生する。アーク放電により原料が溶解して滴下し、滴下した溶滴が集まって鋳型１２内に溶湯プール１５が形成される。そして、電極支持体１３を上昇させながら、溶湯プール１５を底面側から凝固させていくことで、鋳型１２内に円柱状の鋳塊（２次鋳塊）１６が製造される。コントローラ１４は、電極支持体１３の昇降や、溶湯プール１５の湯面への入熱量を制御する。

真空アーク溶解法において、各種凝固指標の時間変化は、図３とほぼ同じである。真空アーク溶解法では、ホットトップ期において溶湯プール１５の湯面をアーク放電で加熱するために、ホットトップ期においてもアーク放電による原料の溶解は継続される。よって、真空アーク溶解法では、ホットトップ期に注湯は停止しない。なお、真空アーク溶解法において、合金成分の濃度の時間変化は、図４と同じである。

ここで、真空アーク溶解炉１ｂを示す模式図である図５Ａ、図５Ｂに示すように、真空アーク溶解法においても、鋳塊１６の製造期間は、大きく分けて溶解初期と、定常期と、ホットトップ期とに分けられる。

ここで、原料（消耗電極）の溶解速度が速い場合、図５Ａに示すように、溶湯プール１５の体積が大きくなり、溶湯プール１５の深さは深くなる。そのため、溶湯プール１５の体積が一定でない溶解初期およびホットトップ期が長くなり、相対的に、溶湯プール１５の体積が一定である定常期が短くなる。定常期が短いと、鋳塊１６の軸方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の軸方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が大きくなる傾向となる。また、溶湯プール１５の深さが深いと、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が大きくなる傾向となる。

一方、原料（消耗電極）の溶解速度が遅い場合、図５Ｂに示すように、溶湯プール１５の体積が小さくなり、溶湯プール１５の深さは浅くなる。そのため、溶湯プール１５の体積が一定でない溶解初期およびホットトップ期が短くなり、相対的に、溶湯プール１５の体積が一定である定常期が長くなる。定常期が長いと、鋳塊１６の軸方向における溶湯の凝固速度の変化が小さくなり、鋳塊１６の軸方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が小さくなる傾向となる。また、溶湯プール１５の深さが浅いと、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が小さくなり、鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が小さくなる傾向となる。

なお、図５Ａ、図５Ｂを用いて、真空アーク溶解法における溶融・凝固挙動および偏析挙動について説明したが、電子ビーム溶解法およびプラズマアーク溶解法においてもその傾向は同様である。

（鋳塊内の組織形態）
ここで、２次鋳塊１６の断面組織形態の模式図である図６に示すように、鋳型１２の底面および側面に接していた部分は、鋳型１２による急冷によってチル層と呼ばれる急冷等軸粒組織ＣＨとなっている。また、鋳塊１６の中央における軸方向に沿った部分は、等軸粒組織ＥＡとなっている。鋳塊１６のその他の部分は、柱状晶組織ＣＯとなっている。１次鋳塊１０についても同様である。なお、図６の出典は、Hayakawa,H.,et al.,ISIJ Int.,Vol.31,No.8,pp.775-784(1991)である。

柱状晶組織ＣＯ内に一点鎖線で示した部分は、溶湯プール１５と凝固シェル１７（図１参照）との界面（凝固界面）であった部分である。矢印で示す凝固界面の法線方向は、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの凝固方向であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向である。鋳造中に溶湯プール１５の深さが深いほど、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊１６の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の半径方向における合金成分（溶質）の濃度差が大きくなる（鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度が顕著になる）。

なお、製造した鋳塊１６の断面を腐蝕させることで、柱状晶組織ＣＯの成長方向を知ることができる。これにより、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊１６の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θを知ることができる。

（定常期における鋳造速度と凝固速度との関係）
定常期における鋳造速度と凝固速度との関係を示す図である図７Ａ、図７Ｂに示すように、定常期において凝固界面が時間ｔから時間ｔ＋Δｔの間で移動する場合を考える。なお、定常期で評価するのは、定常期に溶湯プール１５が最も大きくなり、その結果として、溶解初期やホットトップ期といった非定常期において、偏析や鋳塊の半径方向における合金成分の濃度差が大きくなるためである。

鋳塊がその軸方向に成長する速度を鋳造速度Ｖ_c［ｍ／秒］とし、凝固界面がその法線方向に移動する速度を凝固速度Ｒ［ｍ／秒］とすると、鋳塊の中央（鋭角の最大値θ＝０）に位置する凝固界面において、鋳造速度Ｖ_cと凝固速度Ｒとは同じになる。一方、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖ_cと凝固速度Ｒとがなす鋭角は最大値θとなる。なお、凝固速度Ｒの分布は、溶湯プール１５の形状と鋳造速度Ｖ_cから幾何学的に決定している。

図７Ａに示すように、溶湯プール１５の深さが深いと、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖ_cと凝固速度Ｒとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。つまり、柱状晶領域での鋳造速度Ｖ_cと凝固速度Ｒとの差が大きく、鋳塊の半径方向における凝固速度の変化が大きい。

一方、図７Ｂに示すように、溶湯プール１５の深さが浅いと、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖ_cと凝固速度Ｒとがなす鋭角の最大値θが小さくなる。つまり、柱状晶領域での鋳造速度Ｖ_cと凝固速度Ｒとの差が小さく、鋳塊の半径方向における凝固速度の変化が小さい。

溶湯プール１５の形状を図８に示す。鋳塊の中央を原点とし、半径方向の座標をｒ、軸方向の座標をｚとすると、溶湯プール１５の深さが深い場合と、溶湯プール１５の深さが浅い場合とで、溶湯プール１５の形状はそれぞれ図示する形状になっている。溶湯プール１５の半径方向ｒにおける鋭角の最大値θの変化を図９に示す。溶湯プール１５の深さが深い場合、鋭角の最大値θの変化量が大きくなる。溶湯プール１５の半径方向ｒにおける凝固速度Ｒと鋳造速度Ｖ_cとの比の変化を図１０に示す。溶湯プール１５の深さが浅い場合、比（Ｒ／Ｖ_c）の変化量はわずかであるが、溶湯プール１５の深さが深い場合、比の変化量は大きくなっている。

ここで、原料の溶解速度をＭ［ｋｇ／秒］、高融点活性金属の合金の密度をρ［ｋｇ／ｍ³］、鋳塊の断面積をＡ［ｍ²］とすると、鋳塊の鋳造速度Ｖ_c［ｍ／秒］は次式（３）で表される。
Ｖ_c＝Ｍ／ρＡ ・・・式（３）

ここで、原料の溶解速度Ｍ［ｋｇ／秒］とは、単位時間当たりの原料の溶解量である。図１に示すハース溶解炉１ａにおいて、溶解速度Ｍとは、原料投入装置２からハース３内に投入されて溶融される原料の単位時間当たりの質量であり、溶湯の注湯速度とほぼ同じである。また、図１に示す真空アーク溶解炉１ｂにおいて、溶解速度Ｍとは、鋳塊１０から鋳型１２内に滴下する溶滴の単位時間当たりの質量である。

また、鋳塊の直径をｄ［ｍ］とすると、鋳塊の断面積Ａは次式（４）で表される。
Ａ＝πｄ²／４ ・・・式（４）

また、図７Ａおよび図７Ｂから、凝固速度Ｒ［ｍ／秒］は次式（５）で表される。
Ｒ＝Ｖ_cｃｏｓθ ・・・式（５）

また、固相に分配される溶質（合金成分）の濃度をＣ_S［％］、溶湯プールに含まれる溶質（合金成分）の濃度をＣ_L［％］、高融点活性金属に対する合金元素の実効分配係数をｋ_e［－］とすると、Ｂｕｒｔｏｎの式は、次式（６）で表される。ここで、Ｂｕｒｔｏｎの式とは、固相と液相とに溶質元素が分配される量と凝固速度Ｒとの関係を定量的に表現したモデルである。実効分配係数ｋ_eは、凝固速度Ｒの関数である。
Ｃ_S＝ｋ_e（Ｒ）Ｃ_L ・・・式（６）

高融点活性金属に対する合金元素の平衡分配係数をｋ₀［－］、合金元素の材料定数をα［秒／ｍ］とすると、実効分配係数ｋ_eは次式（７）で表される。平衡分配係数ｋ₀は、Ｒ＝０のときの実効分配係数ｋ_eである。
ｋ_e＝ｋ₀／｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＲ）｝ ・・・式（７）

図７Ａ、図７Ｂにおいて、鋳塊の中央（θ＝０）と、破線で囲んだ柱状晶領域とに分配される溶質（合金成分）の濃度の比をβ［－］とすると、βは、式（５）と式（７）とを用いて次式（８）で表される。
β＝［ｋ₀／｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_cｃｏｓθ）｝］／［ｋ₀／｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_c）｝］
＝｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_c）｝／｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_cｃｏｓθ）｝ ・・・式（８）

βが１に近づくほど、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析量は少なくなる。鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度γ［％］は、βを用いて次式（９）で表すことができる。
γ＝ａｂｓ（１－β）×１００[％] ・・・式（９）

（偏析度が許容値以下になるような製造方法および鋳塊自身の特徴）
そこで、本実施形態の鋳塊は、鋳塊の内部に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）～（４）を満たす閾値θ_cr以下にされている。また、本実施形態の製造方法では、鋳塊の内部に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θを、以下の式（１）～（４）を満たす閾値θ_cr以下にしながら鋳塊を製造している。

γ_cr＝ａｂｓ（１－β_cr）×１００[％] ・・・式（１）
β_cr＝｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_c）｝／｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_cｃｏｓθ_cr）｝ ・・・式（２）
Ｖ_c＝Ｍ／ρＡ ・・・式（３）
Ａ＝πｄ²／４ ・・・式（４）

ここで、γ_cr［％］は、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度の許容値である。また、β_cr［－］は、鋳塊の中央（θ＝０）と、柱状晶領域（θ＝θ_cr）とに分配される溶質（合金成分）の濃度の比である。

鋭角の最大値θが、閾値θ_cr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度γを許容値γ_cr以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。

（評価）
次に、正偏析する代表的な合金元素Ａと、負偏析する代表的な合金元素Ｂについて、溶解速度Ｍと鋭角の最大値θとの関係、および、鋳造速度Ｖ_cと鋭角の最大値θとの関係をそれぞれ求めることで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度γが許容値γ_crを満足する適正範囲を導出した。

ここで、偏析度γの許容値γ_crを５％および１０％とした。また、鋳塊の直径ｄを所定値で規格化した鋳塊直径指標［－］、溶解速度Ｍを所定値で規格化した溶解速度指標［－］、および、鋳造速度Ｖ_cを所定値で規格化した鋳造速度指標［－］をそれぞれ用いた。式（１）にγ_cr＝５，１０を代入するとともに、式（２）、式（３）および式（４）を用いて、合金元素Ａおよび合金元素Ｂの各々について、溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｍ－θマップと呼ぶ）、および、鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｖ_c－θマップと呼ぶ）を一意に求めた。

ここで、上記関係を求めるにあたり、別途実験により、合金元素Ａの平衡分配係数ｋ₀、合金元素Ｂの平衡分配係数ｋ₀、合金元素Ａの材料定数α、および、合金元素Ｂの材料定数αをそれぞれ求めた。その結果を表１に示す。

偏析度γの許容値γ_crが５％、鋳塊直径指標が１．００における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｍ－θマップ）を図１１に示す。また、偏析度γの許容値γ_crが５％、鋳塊直径指標が１．００における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｖ_c－θマップ）を図１２に示す。合金元素Ａの各プロット点において、鋭角の最大値θの値は閾値θ_crである。合金元素Ｂについても同様である。以下、図１３～２２についても同様である。

また、偏析度γの許容値γ_crが１０％、鋳塊直径指標が１．００における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｍ－θマップ）を図１３に示す。また、偏析度γの許容値γ_crが１０％、鋳塊直径指標が１．００における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｖ_c－θマップ）を図１４に示す。

また、偏析度γの許容値γ_crが５％、鋳塊直径指標が１．３５における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｍ－θマップ）を図１５に示す。また、偏析度γの許容値γ_crが５％、鋳塊直径指標が１．３５における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｖ_c－θマップ）を図１６に示す。

また、偏析度γの許容値γ_crが１０％、鋳塊直径指標が１．３５における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｍ－θマップ）を図１７に示す。また、偏析度γの許容値γ_crが１０％、鋳塊直径指標が１．３５における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｖ_c－θマップ）を図１８に示す。

また、偏析度γの許容値γ_crが５％、鋳塊直径指標が１．４７における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｍ－θマップ）を図１９に示す。また、偏析度γの許容値γ_crが５％、鋳塊直径指標が１．４７における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｖ_c－θマップ）を図２０に示す。

また、偏析度γの許容値γ_crが１０％、鋳塊直径指標が１．４７における溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｍ－θマップ）を図２１に示す。また、偏析度γの許容値γ_crが１０％、鋳塊直径指標が１．４７における鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係（Ｖ_c－θマップ）を図２２に示す。

また、流動凝固シミュレーションにより、定常期における溶湯プールの形状を評価するとともに、定常期における鋳塊の半径方向の偏析挙動を評価した。ここで、合金元素Ａと合金元素Ｂとを含有する代表的なチタン合金を対象とした。評価は、鋳塊直径指標、鋳造速度指標、溶解速度指標を異ならせたＣａｓｅ１～１２について行った。Ｃａｓｅ１～１２における、鋳塊直径指標、鋳造速度指標、溶解速度指標を、表２に示す。

流動凝固シミュレーションにより、定常期における溶湯プール１５の形状を予測した結果を図２３に示す。なお、図２３では、Ｃａｓｅ５～８における溶湯プール１５の形状を示す。予測した溶湯プール１５の形状から、柱状晶組織の成長方向と鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θを求め、その結果を図１１～２２に示すＭ－θマップおよびＶ_c－θマップにプロットした。そして、Ｍ－θマップおよびＶ_c－θマップを用いて、Ｃａｓｅ１～１２における鋭角の最大値θが、合金元素Ａの閾値θ_crおよび合金元素Ｂの閾値θ_crを下回っているかどうかを判定した。

また、流動凝固シミュレーションにより、鋳塊の半径方向における合金元素Ａの偏析度、および、鋳塊の半径方向における合金元素Ｂの偏析度をそれぞれ算出した。そして、算出した偏析度が偏析度γの許容値γ_crである５％、１０％を下回っているかどうかを判定した。

合金元素Ａについての、Ｍ－θマップおよびＶ_c－θマップによる判定結果と、流動凝固シミュレーションによる偏析度［％］と、流動凝固シミュレーションによる判定結果とを、表３に示す。

また、合金元素Ｂについての、Ｍ－θマップおよびＶ_c－θマップによる判定結果と、流動凝固シミュレーションによる偏析度［％］と、流動凝固シミュレーションによる判定結果とを、表４に示す。

合金元素Ａ、Ｂのそれぞれについて、Ｍ－θマップおよびＶ_c－θマップによる判定結果と、流動凝固シミュレーションによる判定結果とが完全に一致した。よって、鋭角の最大値θが、閾値θ_cr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度γを許容値γ_cr以下にすることができることが証明された。

（効果）
以上に述べたように、本実施形態に係る高融点活性金属の合金からなる鋳塊、および、その製造方法によると、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが、閾値θ_cr以下にされている。鋳造中の溶湯プール１５の深さが深いほど、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析が顕著になる。そこで、この鋭角の最大値θが、閾値θ_cr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度を許容値γ_cr以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。

また、本実施形態に係る高融点活性金属の合金からなる鋳塊によると、高融点活性金属の合金がチタン合金であるので、合金成分の偏りが少なく、歩留まりに優れたチタン合金を得ることができる。

また、本実施形態に係る高融点活性金属の合金からなる鋳塊の製造方法によると、アーク放電を用いた真空アーク溶解法、プラズマアークを用いたプラズマアーク溶解法、または、電子ビームを用いた電子ビーム溶解法により、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を好適に製造することができる。

以上、本発明の実施形態を説明したが、具体例を例示したに過ぎず、特に本発明を限定するものではなく、具体的構成などは、適宜設計変更可能である。また、発明の実施の形態に記載された、作用及び効果は、本発明から生じる最も好適な作用及び効果を列挙したに過ぎず、本発明による作用及び効果は、本発明の実施の形態に記載されたものに限定されるものではない。

１ 製造装置
１ａ ハース溶解炉
１ｂ 真空アーク溶解炉
２ 原料投入装置
３ ハース
４ プラズマトーチ
５ 鋳型
６ スターティングブロック
７ プラズマトーチ
８ コントローラ
９ 溶湯プール
１０ １次鋳塊
１２ 鋳型
１３ 電極支持体
１４ コントローラ
１５ 溶湯プール
１６ ２次鋳塊
１７ 凝固シェル

Claims (2)

1. 原料を溶解させてなる溶湯が鋳型内に集まってなる溶湯プールの湯面を加熱しながら、前記溶湯プールの底面側から凝固させることで、チタン合金からなる鋳塊を製造する、チタン合金からなる鋳塊の製造方法であって、
   前記鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度の許容値γ _cr を５％又は１０％とし、前記チタンに対する前記合金元素の平衡分配係数をｋ₀［－］、前記合金元素の材料定数をα［秒／ｍ］、前記鋳塊の鋳造速度をＶ_c［ｍ／秒］、前記原料の溶解速度をＭ［ｋｇ／秒］、前記鋳塊の密度をρ［ｋｇ／ｍ³］、前記鋳塊の断面積をＡ［ｍ²］、前記鋳塊の直径をｄ［ｍ］とすると、
   前記鋳塊の内部であって、前記鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、前記鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）～（４）を満たす閾値θ_cr以下になるような前記溶湯プールの深さとなるように、前記鋳塊の鋳造速度Ｖ _c または前記原料の溶解速度Ｍを制御しながら、前記鋳塊を製造することを特徴とする、チタン合金からなる鋳塊の製造方法。
   γ_cr＝ａｂｓ（１－β_cr）×１００[％] ・・・式（１）
   β_cr＝｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_c）｝／｛ｋ₀＋（１－ｋ₀）ｅｘｐ（－αＶ_cｃｏｓθ_cr）｝ ・・・式（２）
   Ｖ_c＝Ｍ／ρＡ ・・・式（３）
   Ａ＝πｄ²／４ ・・・式（４）
2. 前記原料と前記鋳型との間に発生させたアーク放電、プラズマトーチからのプラズマアーク、または、電子銃からの電子ビームで、前記原料を溶解させるとともに、前記溶湯プールの湯面を加熱することを特徴とする請求項１に記載のチタン合金からなる鋳塊の製造方法。

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