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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024155480
(43)【公開日】2024-10-31
(54)【発明の名称】鋳塊
(51)【国際特許分類】
C22C 14/00 20060101AFI20241024BHJP
B22D 11/04 20060101ALI20241024BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20241024BHJP
C22F 1/18 20060101ALN20241024BHJP
B22D 11/00 20060101ALN20241024BHJP
B22D 11/041 20060101ALN20241024BHJP
B22D 11/22 20060101ALN20241024BHJP
【ＦＩ】
C22C14/00 Z
B22D11/04 311E
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 694A
C22F1/00 692A
C22F1/00 692B
C22F1/00 604
C22F1/00 612
C22F1/00 623
C22F1/00 624
C22F1/00 625
C22F1/00 630K
C22F1/00 681
C22F1/00 685Z
C22F1/18 H
B22D11/00 D
B22D11/041 D
B22D11/22 A
【審査請求】未請求
【請求項の数】20
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023070234
(22)【出願日】2023-04-21
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100149548
【弁理士】
【氏名又は名称】松沼 泰史
(74)【代理人】
【識別番号】100140774
【弁理士】
【氏名又は名称】大浪 一徳
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(74)【代理人】
【識別番号】100217249
【弁理士】
【氏名又は名称】堀田 耕一郎
(74)【代理人】
【識別番号】100221279
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 健吾
(74)【代理人】
【識別番号】100207686
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 恭宏
(74)【代理人】
【識別番号】100224812
【弁理士】
【氏名又は名称】井口 翔太
(72)【発明者】
【氏名】神尾 浩史
(72)【発明者】
【氏名】水上 英夫
(72)【発明者】
【氏名】▲高▼橋 一浩
【テーマコード（参考）】
4E004
【Ｆターム（参考）】
4E004AA06
4E004MA01
4E004NC09
(57)【要約】
【課題】鋳造組織におけるＦｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏなどの偏析を低減し、鋳塊を熱間加工することにより発生しうる表面疵を抑制可能な鋳塊を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１００～０．９００％、Ａｌ：０～７．０００％、Ｍｏ：０～７．０００％、Ｖ：０～６．０００％、Ｚｒ：０～５．０００％、Ｓｎ：０～３．０００％、Ｆｅ：０～２．１００％、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｍｎ：０～０．２００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｃｕ：０～０．２００％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｏ：０．４００％以下、Ｎ：０．３００％以下、Ｓ：０．１１０％以下、Ｐ：０．１１０％以下、Ｈ：０．０３５％以下、残部：Ｔｉ及び不純物からなり、鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下の鋳塊を採用する。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１００～０．９００％、Ａｌ：０～７．０００％、Ｍｏ：０～７．０００％、Ｖ：０～６．０００％、Ｚｒ：０～５．０００％、Ｓｎ：０～３．０００％、Ｆｅ：０～２．１００％、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｍｎ：０～０．２００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｃｕ：０～０．２００％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｏ：０．４００％以下、Ｎ：０．３００％以下、Ｓ：０．１１０％以下、Ｐ：０．１１０％以下、Ｈ：０．０３５％以下、残部：Ｔｉ及び不純物からなり、鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下の鋳塊を採用する。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
Ｃ ：０．１００～０．９００％、
Ａｌ：０～７．０００％、
Ｍｏ：０～７．０００％、
Ｖ ：０～６．０００％、
Ｚｒ：０～５．０００％、
Ｓｎ：０～３．０００％、
Ｆｅ：０～２．１００％、
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｍｎ：０～０．２００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～０．２００％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｏ ：０．４００％以下、
Ｎ ：０．３００％以下、
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３５％以下、
残部：Ｔｉ及び不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である、鋳塊。
Ｃ ：０．１００～０．９００％、
Ａｌ：０～７．０００％、
Ｍｏ：０～７．０００％、
Ｖ ：０～６．０００％、
Ｚｒ：０～５．０００％、
Ｓｎ：０～３．０００％、
Ｆｅ：０～２．１００％、
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｍｎ：０～０．２００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～０．２００％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｏ ：０．４００％以下、
Ｎ ：０．３００％以下、
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３５％以下、
残部：Ｔｉ及び不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である、鋳塊。
【請求項2】
質量％で
Ｃ ：０．１００～０．４５０％、
Ｆｅ：０．０１０～０．４５０％、
Ｈ ：０．０１５％以下、
Ｏ ：０．４００％以下、
Ｎ ：０．３００％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．５００％以下、
Ｍｏ：０～１．９００％、
Ａｌ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．０９０％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％、
Ｎｉ：０～０．２００％
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０～０．２００％、
残部：Ｔｉ及び不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である、鋳塊。
Ｃ ：０．１００～０．４５０％、
Ｆｅ：０．０１０～０．４５０％、
Ｈ ：０．０１５％以下、
Ｏ ：０．４００％以下、
Ｎ ：０．３００％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．５００％以下、
Ｍｏ：０～１．９００％、
Ａｌ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．０９０％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％、
Ｎｉ：０～０．２００％
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０～０．２００％、
残部：Ｔｉ及び不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である、鋳塊。
【請求項3】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下である、請求項２に記載の鋳塊。
【請求項4】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、請求項２に記載の鋳塊。
【請求項5】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下であり、前記チタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、請求項２に記載の鋳塊。
【請求項6】
下記（１）式または下記（２）式の何れか一方または両方を満足する、請求項２乃至請求項５の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （１）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （２）
ただし、（１）式および（２）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （１）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （２）
ただし、（１）式および（２）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
【請求項7】
質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：４．５００％～６．５００％、
Ｆｅ：０．５００％～２．１００％、
Ｎ ：０．０５０％以下、
Ｏ ：０．２５０％以下、
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～７．０００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｓｎ：０～１．９００％、
Ｚｒ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．０８０％以下、
Ｐ ：０．０８０％以下、
Ｈ ：０．０２５％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：４．５００％～６．５００％、
Ｆｅ：０．５００％～２．１００％、
Ｎ ：０．０５０％以下、
Ｏ ：０．２５０％以下、
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～７．０００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｓｎ：０～１．９００％、
Ｚｒ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．０８０％以下、
Ｐ ：０．０８０％以下、
Ｈ ：０．０２５％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
【請求項8】
質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：２．０００％～７．０００％、
Ｖ ：１．５００～６．０００％、
Ｆｅ：０．５００％以下、
Ｎ ：０．０５０％以下
Ｏ ：０．２５０％以下
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～７．００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｓｎ：０～１．９００％、
Ｚｒ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３０％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：２．０００％～７．０００％、
Ｖ ：１．５００～６．０００％、
Ｆｅ：０．５００％以下、
Ｎ ：０．０５０％以下
Ｏ ：０．２５０％以下
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～７．００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｓｎ：０～１．９００％、
Ｚｒ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３０％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
【請求項9】
質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：５．０００％～７．０００％、
Ｍｏ：１．０００％～７．０００％、
Ｚｒ：３．０００％～５．０００％、
Ｓｎ：１．０００％～３．０００％、
Ｓｉ：０％～０．５００％、
Ｆｅ：０．５００％以下、
Ｎ ：０．０５０％以下
Ｏ ：０．２５０％以下
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３５％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：５．０００％～７．０００％、
Ｍｏ：１．０００％～７．０００％、
Ｚｒ：３．０００％～５．０００％、
Ｓｎ：１．０００％～３．０００％、
Ｓｉ：０％～０．５００％、
Ｆｅ：０．５００％以下、
Ｎ ：０．０５０％以下
Ｏ ：０．２５０％以下
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３５％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
【請求項10】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下である、請求項７に記載の鋳塊。
【請求項11】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下である、請求項８に記載の鋳塊。
【請求項12】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下である、請求項９に記載の鋳塊。
【請求項13】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、請求項７に記載の鋳塊。
【請求項14】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、請求項８に記載の鋳塊。
【請求項15】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、請求項９に記載の鋳塊。
【請求項16】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下であり、前記チタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、請求項７に記載の鋳塊。
【請求項17】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下であり、前記チタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、請求項８に記載の鋳塊。
【請求項18】
前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下であり、前記チタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、請求項９に記載の鋳塊。
【請求項19】
下記（３）式～（６）式の何れか１つまたは２つ以上を満足する、請求項７、９、１０、１２、１３、１５、１６、１８の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （３）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （４）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ≦１．３ … （５）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ≦１．３ … （６）
ただし、（３）式～（６）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （３）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （４）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ≦１．３ … （５）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ≦１．３ … （６）
ただし、（３）式～（６）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
【請求項20】
下記（３）式～（７）式の何れか１つまたは２つ以上を満足する、請求項８、１１、１４、１７の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （３）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （４）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ≦１．３ … （５）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ≦１．３ … （６）
［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ≦１．３ … （７）
ただし、（３）式～（７）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘ、［Ｖ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅ、［Ｖ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （３）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （４）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ≦１．３ … （５）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ≦１．３ … （６）
［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ≦１．３ … （７）
ただし、（３）式～（７）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘ、［Ｖ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅ、［Ｖ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、鋳塊に関し、特に、チタン系の鋳塊に関する。
【背景技術】
【0002】
チタン材は、耐食性に優れ、また、密度が炭素鋼に比べて小さく、比強度（単位重量あたりの強度）に優れた金属材料である。本発明者らの一部は、Ｐｄなどの希少元素に代えてＣを含有させて、高い加工性を維持しつつ耐食性を向上させたチタン材を提案している（例えば、特許文献１、参照）
【0003】
ところで、チタンまたはチタン合金の鋳塊に熱間加工を施すと、表面疵が発生する場合がある。通常、溶解されたチタンまたはチタン合金を鋳造すると、Ｆｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏなどが顕著に偏析した鋳塊が得られる。このような鋳塊におけるこれらの元素の偏析は、製造性や製品特性の安定性の点で望ましくなく、表面疵の発生原因になりうる。熱間加工時に発生した疵は、後工程である冷間加工などにおける疵や亀裂発生の原因となる場合がある。
【0004】
特許文献２には、熱間加工時の表面疵の発生を回避するために、鋳造時に溶融金属に振動を与えることで、鋳塊の中心部と表層部の金属組織とを微細化する発明が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】国際公開第２０１９／１９８１４７号
【特許文献2】特開２０２０－１２１３３１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、鋳造組織におけるＦｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏなどの元素の偏析（マクロ偏析、ミクロ偏析の両方）を低減することで、鋳塊を熱間加工することにより発生しうる表面疵を抑制することが可能な鋳塊を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【0007】
課題を解決するために研究を行った結果、チタン材に適量のＣを添加して、鋳塊製造時の冷却速度を特定の範囲とすることで、鋳塊の金属組織を微細化して偏析を低減することができ、熱間加工における疵が抑制されることを明らかにした。
本発明は以下の構成を採用する。
本発明は以下の構成を採用する。
【0008】
［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．１００～０．９００％、
Ａｌ：０～７．０００％、
Ｍｏ：０～７．０００％、
Ｖ ：０～６．０００％、
Ｚｒ：０～５．０００％、
Ｓｎ：０～３．０００％、
Ｆｅ：０～２．１００％、
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｍｎ：０～０．２００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～０．２００％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｏ ：０．４００％以下、
Ｎ ：０．３００％以下、
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３５％以下、
残部：Ｔｉ及び不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である、鋳塊。
［２］ 質量％で
Ｃ ：０．１００～０．４５０％、
Ｆｅ：０．０１０～０．４５０％、
Ｈ ：０．０１５％以下、
Ｏ ：０．４００％以下、
Ｎ ：０．３００％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．５００％以下、
Ｍｏ：０～１．９００％、
Ａｌ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．０９０％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％、
Ｎｉ：０～０．２００％、
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０～０．２００％、
残部：Ｔｉ及び不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である、鋳塊。
［３］ 前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下である、［２］に記載の鋳塊。
［４］ 前記鋳塊中に残存するチタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、［２］または［３］に記載の鋳塊。
［５］ 下記（１）式または下記（２）式の何れか一方または両方を満足する、［２］乃至［４］の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （１）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （２）
ただし、（１）式および（２）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
［６］ 質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：４．５００％～６．５００％、
Ｆｅ：０．５００％～２．１００％、
Ｎ ：０．０５０％以下、
Ｏ ：０．２５０％以下、
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～７．０００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｓｎ：０～１．９００％、
Ｚｒ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．０８０％以下、
Ｐ ：０．０８０％以下、
Ｈ ：０．０２５％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
［７］ 質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：２．０００％～７．０００％、
Ｖ ：１．５００～６．０００％、
Ｆｅ：０．５００％以下、
Ｎ ：０．０５０％以下
Ｏ ：０．２５０％以下
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～７．００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｓｎ：０～１．９００％、
Ｚｒ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３０％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
［８］ 質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：５．０００％～７．０００％、
Ｍｏ：１．０００％～７．０００％、
Ｚｒ：３．０００％～５．０００％、
Ｓｎ：１．０００％～３．０００％、
Ｓｉ：０％～０．５００％、
Ｆｅ：０．５００％以下、
Ｎ ：０．０５０％以下
Ｏ ：０．２５０％以下
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３５％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
［９］ 前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下である、［６］乃至［８］の何れか一項に記載の鋳塊。
［１０］ 前記鋳塊中に残存するチタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、［６］乃至［９］の何れか一項に記載の鋳塊。
［１１］ 下記（３）式～（６）式の何れか１つまたは２つ以上を満足する、［６］、［８］、［９］、［１０］の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （３）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （４）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ≦１．３ … （５）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ≦１．３ … （６）
ただし、（３）式～（６）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
［１２］ 下記（３）式～（７）式の何れか１つまたは２つ以上を満足する、［７］、［９］、［１０］の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （３）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （４）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ≦１．３ … （５）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ≦１．３ … （６）
［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ≦１．３ … （７）
ただし、（３）式～（７）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘ、［Ｖ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅ、［Ｖ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
Ｃ ：０．１００～０．９００％、
Ａｌ：０～７．０００％、
Ｍｏ：０～７．０００％、
Ｖ ：０～６．０００％、
Ｚｒ：０～５．０００％、
Ｓｎ：０～３．０００％、
Ｆｅ：０～２．１００％、
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｍｎ：０～０．２００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～０．２００％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｏ ：０．４００％以下、
Ｎ ：０．３００％以下、
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３５％以下、
残部：Ｔｉ及び不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である、鋳塊。
［２］ 質量％で
Ｃ ：０．１００～０．４５０％、
Ｆｅ：０．０１０～０．４５０％、
Ｈ ：０．０１５％以下、
Ｏ ：０．４００％以下、
Ｎ ：０．３００％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．５００％以下、
Ｍｏ：０～１．９００％、
Ａｌ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．２００％、
Ｎｂ：０～０．０９０％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％、
Ｎｉ：０～０．２００％、
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０～０．２００％、
残部：Ｔｉ及び不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である、鋳塊。
［３］ 前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下である、［２］に記載の鋳塊。
［４］ 前記鋳塊中に残存するチタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、［２］または［３］に記載の鋳塊。
［５］ 下記（１）式または下記（２）式の何れか一方または両方を満足する、［２］乃至［４］の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （１）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （２）
ただし、（１）式および（２）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
［６］ 質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：４．５００％～６．５００％、
Ｆｅ：０．５００％～２．１００％、
Ｎ ：０．０５０％以下、
Ｏ ：０．２５０％以下、
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～７．０００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｓｎ：０～１．９００％、
Ｚｒ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．０８０％以下、
Ｐ ：０．０８０％以下、
Ｈ ：０．０２５％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
［７］ 質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：２．０００％～７．０００％、
Ｖ ：１．５００～６．０００％、
Ｆｅ：０．５００％以下、
Ｎ ：０．０５０％以下
Ｏ ：０．２５０％以下
Ｓｉ：０～０．５００％、
Ｍｏ：０～７．００％、
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｓｎ：０～１．９００％、
Ｚｒ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３０％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
［８］ 質量％で
Ｃ ：０．３１０～０．９００％、
Ａｌ：５．０００％～７．０００％、
Ｍｏ：１．０００％～７．０００％、
Ｚｒ：３．０００％～５．０００％、
Ｓｎ：１．０００％～３．０００％、
Ｓｉ：０％～０．５００％、
Ｆｅ：０．５００％以下、
Ｎ ：０．０５０％以下
Ｏ ：０．２５０％以下
Ｃｒ：０～０．４００％、
Ｃｕ：０～０．０９０％、
Ｎｉ：０～０．４００％、
Ｈｆ：０～０．０９０％、
Ｂ ：０～０．０９０％、
Ｎｂ：０～０．４００％、
Ｔａ：０～０．４００％、
Ｒｕ：０～０．１００％、
Ｐｄ：０～０．１００％
Ｓ ：０．１１０％以下、
Ｐ ：０．１１０％以下、
Ｈ ：０．０３５％以下、
残部：Ｔｉおよび不純物、からなり、
鋳造組織の平均粒径が９０μｍ以下である鋳塊。
［９］ 前記鋳塊中に残存するチタン化合物の体積率が５ｖｏｌ％以下である、［６］乃至［８］の何れか一項に記載の鋳塊。
［１０］ 前記鋳塊中に残存するチタン化合物の平均粒子径が１μｍ未満である、［６］乃至［９］の何れか一項に記載の鋳塊。
［１１］ 下記（３）式～（６）式の何れか１つまたは２つ以上を満足する、［６］、［８］、［９］、［１０］の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （３）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （４）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ≦１．３ … （５）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ≦１．３ … （６）
ただし、（３）式～（６）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
［１２］ 下記（３）式～（７）式の何れか１つまたは２つ以上を満足する、［７］、［９］、［１０］の何れか一項に記載の鋳塊。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ≦１．４ … （３）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ≦１．３ … （４）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ≦１．３ … （５）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ≦１．３ … （６）
［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ≦１．３ … （７）
ただし、（３）式～（７）式において、［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘ、［Ｖ］ｍａｘはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの最大濃度（質量％）である。また、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅ、［Ｖ］ａｖｅはそれぞれ、前記鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖのそれぞれの平均化学組成（質量％）である。
【発明の効果】
【0009】
本発明によれば、鋳造組織におけるＦｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏなどの元素の偏析（マクロ偏析、ミクロ偏析の両方）を低減することで、鋳塊を熱間加工することにより発生しうる表面疵を抑制することが可能な鋳塊を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【0010】
【発明を実施するための形態】
【0011】
チタン材は、鋼材に比べて複雑で非常に多くの工程によって製造されている。代表的な工程は、以下の製錬工程から冷間加工工程に至るものがある。
【0012】
製錬工程：原料であるチタンを含有する鉱石から四塩化チタンとして得た後、マグネシウムで還元することにより、塊状でスポンジ状の金属チタン（以下、スポンジチタン）を製造する工程。
鋳造工程：スポンジチタンと必要な副原料（ＴｉＯ２や金属鉄など）を混合後にプレス成形することでチタンブリケットとし、これを電極として、真空アーク溶解炉で溶解することで鋳塊を製造する工程、または、スポンジチタンやチタンブリケットと副原料を電子ビーム溶解炉やプラズマアーク溶解炉で溶解して鋳塊を製造する工程。
鍛造または分塊圧延工程：鋳塊を熱間で鍛造又は分塊圧延してスラブ（熱間圧延素材）またはビレット（熱間押出しや熱間鍛造などの素材）などを製造する工程。
熱間加工工程：スラブまたはビレットを加熱して熱間で圧延や鍛造、押出し加工して板または丸棒などを製造する工程
冷間加工工程：板または丸棒をさらに冷間で圧延、引き抜き、伸線の加工をして薄板または丸棒、線などを製造する工程。
鋳造工程：スポンジチタンと必要な副原料（ＴｉＯ２や金属鉄など）を混合後にプレス成形することでチタンブリケットとし、これを電極として、真空アーク溶解炉で溶解することで鋳塊を製造する工程、または、スポンジチタンやチタンブリケットと副原料を電子ビーム溶解炉やプラズマアーク溶解炉で溶解して鋳塊を製造する工程。
鍛造または分塊圧延工程：鋳塊を熱間で鍛造又は分塊圧延してスラブ（熱間圧延素材）またはビレット（熱間押出しや熱間鍛造などの素材）などを製造する工程。
熱間加工工程：スラブまたはビレットを加熱して熱間で圧延や鍛造、押出し加工して板または丸棒などを製造する工程
冷間加工工程：板または丸棒をさらに冷間で圧延、引き抜き、伸線の加工をして薄板または丸棒、線などを製造する工程。
【0013】
図１には、鋳造工程を行う設備の一例を示す。この設備は、電子ビーム溶解炉を備えたもので、第１の電子ビーム発生装置と、給湯口４と、鋳型５と、第２の電子ビーム発生装置６と、これらを収容する真空容器８とが備えられている。第１の電子ビーム発生装置２によって、スポンジチタンまたはチタンブリッケット１に電子ビーム２Ａを照射することで溶解してチタン溶湯とする。チタン溶湯３は、給湯口４から鋳型５に供給される。鋳型５内のチタン溶湯３には、鋳型５の上部に設置された第２の電子ビーム発生装置６により電子ビーム６Ａが照射されて加熱される。チタン溶湯３は鋳型５によって冷却されて鋳塊７とされる。
【0014】
鋳型５は、断面視した形状が矩形状の鋳塊が鋳造可能とされるか、または、断面視した形状が円形状の鋳塊を鋳造可能とされている。図２には、鋳型５の拡大図を示す。図２中のＨ１は、鋳型５の高さであり、図２中のＨ２は鋳塊冷却部の長さであり、Ｗは、鋳塊の直径または幅である。
【0015】
本発明は、上記の鋳造工程によって得られる鋳塊に関するものである。
以下、本発明のチタン系の鋳塊について説明する。なお、本発明の鋳塊には、チタン鋳塊及びチタン合金鋳塊の両方が含まれる。
以下、本発明のチタン系の鋳塊について説明する。なお、本発明の鋳塊には、チタン鋳塊及びチタン合金鋳塊の両方が含まれる。
【0016】
従来、鋳造開始から凝固完了の間において振動を付与する方法や急冷法により、平均粒径１００μｍ程度の微細鋳造組織を有する鋳塊が製造されていた。しかしながら、鋳塊中に含まれる元素のマクロ偏析とミクロ偏析の両方の低減や、熱間加工疵を一層低減するための改善が求められており、従来の方法や従来方法の延長線上の概念で、鋳造開始から凝固完了の間において工夫を施す技術的思想では不十分であった。そこで、本発明では従来の方法とは全く異なる手法と技術的思想により、鋳造組織の平均粒径を９０μｍ以下とし、鋳塊における合金元素偏析と熱間加工疵を一層低減することに成功した。
【0017】
（課題解決の着想）
本発明者らは、鋳塊に含まれる元素のマクロ偏析とミクロ偏析の両方の低減や、熱間加工によって発生する表面疵（以下、熱間加工疵という）の低減には、素材中へのＣ（炭素）の添加と、鋳造組織の微細化が有効であることを見出した。鋳造組織の微細化には、鋳造時の冷却速度制御が有効である。なお、鋳造組織とは、溶湯を凝固させた凝固組織を冷却して変態組織とした組織を意味する。
本発明者らは、鋳塊に含まれる元素のマクロ偏析とミクロ偏析の両方の低減や、熱間加工によって発生する表面疵（以下、熱間加工疵という）の低減には、素材中へのＣ（炭素）の添加と、鋳造組織の微細化が有効であることを見出した。鋳造組織の微細化には、鋳造時の冷却速度制御が有効である。なお、鋳造組織とは、溶湯を凝固させた凝固組織を冷却して変態組織とした組織を意味する。
【0018】
一般に、鋳造組織の形成は、凝固組織の形成と、変態組織の形成と、により構成される。凝固組織とは、溶湯を冷却して固液共存状態を経た後に全て固相とした際の組織であり、低くとも１４００℃以上の温度域で形成される。また、変態組織とは、上記凝固組織を冷却する過程での相変態や粒成長が成された組織であり、凝固点から４００℃の範囲で形成される。
【0019】
本発明では、凝固組織の形成と変態組織の形成の両方に工夫を施している。
【0020】
（凝固組織の形成における工夫）
まず、本発明における凝固組織の形成について説明する。一般に溶湯を冷却すると、デンドライト状の固体が晶出する。デンドライトの形成と発達は、ミクロ偏析とマクロ偏析の両方に大きな影響を及ぼす。具体的には、デンドライト二次アームの有無とその間隔が重要であり、間隔の狭い二次アームを発達させた方がマクロ偏析とミクロ偏析のどちらも低減される。
まず、本発明における凝固組織の形成について説明する。一般に溶湯を冷却すると、デンドライト状の固体が晶出する。デンドライトの形成と発達は、ミクロ偏析とマクロ偏析の両方に大きな影響を及ぼす。具体的には、デンドライト二次アームの有無とその間隔が重要であり、間隔の狭い二次アームを発達させた方がマクロ偏析とミクロ偏析のどちらも低減される。
【0021】
マクロ偏析は、二次デンドライト間の液相中に合金元素が濃化し、この濃化領域が対流などにより長範囲に移動することで生じるので、二次デンドライト間隔を狭小化して濃化領域に分布する原子の移動障壁となすことで低減される。
【0022】
凝固組織の形成におけるミクロ偏析の低減は、デンドライト二次アーム間隔が狭小化され、デンドライト二次アーム間に形成される濃化領域での合金元素の拡散距離が短くなることでなされる。なお、ミクロ偏析については、凝固組織の形成のみならず、後述する変態組織の形成における第一冷却工程、第二冷却工程を施すことで一層改善される。
【0023】
従来知見では、デンドライト二次アームの間隔を狭小化するためには、鋳造開始から凝固点までの冷却速度を速くすることが有効であるとされている。しかしながら、チタンやチタン合金は、融点が１６００℃以上であり、酸素と溶湯との接触を避けた雰囲気中で鋳造開始から凝固点までの冷却を行う必要があるため、鋳造開始から凝固点までの冷却速度を速くすることのみでデンドライト二次アーム間隔を狭小化することには限界がある。そのため、鋳造組織の形成に関する改善を施すにあたり、鋳造開始から溶湯の凝固点までの冷却速度以外の工夫を施す必要があった。
【0024】
そこで、本発明者らが鋭意研究を進めた結果、Ｃ（炭素）の添加が、チタンおよびチタン合金の二次デンドライトアーム発達促進と、二次デンドライトアーム間隔の狭小化に有効であることを見出した。
【0025】
（α型チタン）
一般に、Ｃを積極的に添加しない工業用純チタンでは、凝固において、まずデンドライトを形成する。しかしながら、工業用純チタンでは、ＡｌやＶなどの添加元素量が少ないので、デンドライト二次アームの発達が十分ではない。そこで本発明では、デンドライト二次アームの形成の促進に有効なＣ量として、０．１００％以上を含有させる。より好ましくは０．１３０％以上とする。Ｃ量が多すぎると、添加したＣが炭化物として鋳造組織中に残存してしまい、製造工程における疵の原因となってしまう。そのため、Ｃ量の上限は０．４５０％以下であり、より好ましくは０．４００％以下とする。
一般に、Ｃを積極的に添加しない工業用純チタンでは、凝固において、まずデンドライトを形成する。しかしながら、工業用純チタンでは、ＡｌやＶなどの添加元素量が少ないので、デンドライト二次アームの発達が十分ではない。そこで本発明では、デンドライト二次アームの形成の促進に有効なＣ量として、０．１００％以上を含有させる。より好ましくは０．１３０％以上とする。Ｃ量が多すぎると、添加したＣが炭化物として鋳造組織中に残存してしまい、製造工程における疵の原因となってしまう。そのため、Ｃ量の上限は０．４５０％以下であり、より好ましくは０．４００％以下とする。
【0026】
（α＋β型チタン合金）
一般に、Ｃを積極的に添加しないα＋β型合金には、ＡｌやＶなどの合金元素が比較的多く含まれるため、デンドライト二次アームは形成するが、二次アーム間隔はマクロ偏析を低減できるほど狭くはならない。そこで本発明では、十分に間隔の狭いデンドライト二次アームの形成に有効なＣを、必要量である０．３１０％以上含有させる。より好ましくは０．４００％以上とする。Ｃ量が多すぎると、添加したＣが炭化物として鋳造組織中に残存してしまい、製造工程における疵の原因となってしまう。そのため、Ｃ量の上限は０．９００％以下であり、より好ましくは０．８５０％以下とする。
一般に、Ｃを積極的に添加しないα＋β型合金には、ＡｌやＶなどの合金元素が比較的多く含まれるため、デンドライト二次アームは形成するが、二次アーム間隔はマクロ偏析を低減できるほど狭くはならない。そこで本発明では、十分に間隔の狭いデンドライト二次アームの形成に有効なＣを、必要量である０．３１０％以上含有させる。より好ましくは０．４００％以上とする。Ｃ量が多すぎると、添加したＣが炭化物として鋳造組織中に残存してしまい、製造工程における疵の原因となってしまう。そのため、Ｃ量の上限は０．９００％以下であり、より好ましくは０．８５０％以下とする。
【0027】
以上の工夫により、マクロ偏析とミクロ偏析が低減された凝固組織が得られる。
【0028】
加えて、α＋β型チタン合金の凝固組織の形成においては、さらに好ましくは０．５００％以上のＣを含有させることで、更に組織を微細化することが可能である。α＋β型チタン合金に０．５００％以上のＣを含有させると炭化物が晶出する。晶出した炭化物はデンドライト形成の核として働く。溶湯中に多数存在する炭化物が核となることで、デンドライト形成が多くの場所で発生し、凝固組織が微細化される。Ｃの含有量が適切であれば、溶湯中に晶出した炭化物は、凝固が完了した段階において、全てデンドライト形成の核となり残存しない。一方、Ｃの含有量が多すぎると炭化物が残存してしまうため、Ｃ以外の合金組成に応じてさらに好ましい上限を設定する必要がある。具体的なＣ添加量のさらに好ましい上限は、α＋β型チタン合金の場合、０．８００％以下である。
【0029】
（変態組織の形成における工夫）
（α＋β型チタン合金）
本発明において、間隔の狭いデンドライト二次アームが発達・形成した凝固組織を有する鋳塊を冷却する過程で、相変態や粒成長が発生する。本発明における変態組織の形成は２つに大別される。第一の変態組織の形成は、凝固点から９００℃までの温度域における炭化物析出である。第二の変態組織の形成は、９００℃から４００℃までの温度域における炭化物消失、Ｃ拡散、新たな結晶粒の核生成である。第一の変態組織の形成の温度域における冷却工程を第一冷却工程、第二の変態組織の形成の温度域における冷却工程を第二冷却工程と呼ぶ。第一冷却工程において炭化物を析出させ、第二冷却工程において炭化物の消失、Ｃ拡散、新たな結晶粒の核生成が成されることで、凝固組織に比べて一層の組織微細化とミクロ偏析の低減が達成される。
（α＋β型チタン合金）
本発明において、間隔の狭いデンドライト二次アームが発達・形成した凝固組織を有する鋳塊を冷却する過程で、相変態や粒成長が発生する。本発明における変態組織の形成は２つに大別される。第一の変態組織の形成は、凝固点から９００℃までの温度域における炭化物析出である。第二の変態組織の形成は、９００℃から４００℃までの温度域における炭化物消失、Ｃ拡散、新たな結晶粒の核生成である。第一の変態組織の形成の温度域における冷却工程を第一冷却工程、第二の変態組織の形成の温度域における冷却工程を第二冷却工程と呼ぶ。第一冷却工程において炭化物を析出させ、第二冷却工程において炭化物の消失、Ｃ拡散、新たな結晶粒の核生成が成されることで、凝固組織に比べて一層の組織微細化とミクロ偏析の低減が達成される。
【0030】
（本発明のポイント）
本発明における鋳造組織の微細化のポイントは、（Ｉ）化学組成と、（ＩＩ）鋳造時の冷却条件、の両方を満足することである。以下、（Ｉ）及び（ＩＩ）について説明する。
本発明における鋳造組織の微細化のポイントは、（Ｉ）化学組成と、（ＩＩ）鋳造時の冷却条件、の両方を満足することである。以下、（Ｉ）及び（ＩＩ）について説明する。
【0031】
（Ｉ）化学組成
本発明では、Ｃを配合することがポイントである。
本発明の鋳塊は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．９００％、Ａｌ：０～７．０００％、Ｍｏ：０～７．０００％、Ｖ：０～６．０００％、Ｚｒ：０～５．０００％、Ｓｎ：０～３．０００％、Ｆｅ：０～２．１００％、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｍｎ：０～０．２００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｃｕ：０～０．２００％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｏ：０．４００％以下、Ｎ：０．３００％以下、Ｓ：０．１１０％以下、Ｐ：０．１１０％以下、Ｈ：０．０３５％以下であり、残部がＴｉ及び不純物からなる。
本発明では、Ｃを配合することがポイントである。
本発明の鋳塊は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．９００％、Ａｌ：０～７．０００％、Ｍｏ：０～７．０００％、Ｖ：０～６．０００％、Ｚｒ：０～５．０００％、Ｓｎ：０～３．０００％、Ｆｅ：０～２．１００％、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｍｎ：０～０．２００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｃｕ：０～０．２００％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｏ：０．４００％以下、Ｎ：０．３００％以下、Ｓ：０．１１０％以下、Ｐ：０．１１０％以下、Ｈ：０．０３５％以下であり、残部がＴｉ及び不純物からなる。
【0032】
Ｃ量は、上述の通り、少なくとも０．１００％以上含有させることで、デンドライト二次アームの形成を促進する。また、Ｃ量は、上述の通り、最大で０．９００％以下含有させることで、添加したＣが炭化物として鋳造組織中に残存するおそれがなく、製造工程における疵の発生が抑制される。
【0033】
Ｃ以外の元素、すなわち、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｃｕ、Ｂ、Ｈｆ、Ｏ、Ｎ、Ｓ、Ｐ、Ｈは、上記の範囲で含有することが許容される。これにより、強度向上、脆化抑制、粒界割れの防止、β安定化、α安定化、耐食性向上といった効果が奏される。
【0034】
各元素の適切な配合範囲は、合金種によって異なり、それぞれ以下の通りである。
【0035】
（化学組成１（主たる金属組織がαチタンであり工業用純チタンに近い化学組成を想定した場合）
化学組成１は、Ｃ：０．１００～０．４５０％、Ｆｅ：０．０１０～０．４５０％、Ｈ：０．０１５％以下、Ｏ：０．４００％以下、Ｎ：０．３００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．５００％以下、Ｍｏ：０～１．９００％、Ａｌ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０９０％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｎｉ：０～０．２００％、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０～０．２００％、残部：Ｔｉ及び不純物からなる組成である。
化学組成１は、Ｃ：０．１００～０．４５０％、Ｆｅ：０．０１０～０．４５０％、Ｈ：０．０１５％以下、Ｏ：０．４００％以下、Ｎ：０．３００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．５００％以下、Ｍｏ：０～１．９００％、Ａｌ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．０９０％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｎｉ：０～０．２００％、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０～０．２００％、残部：Ｔｉ及び不純物からなる組成である。
【0036】
＜Ｃ：０．１００～０．４５０％＞
Ｃは、０．１００～０．４５０％とする。好ましくはＣを０．１３０～０．４００％とする。Ｃ以外の化学組成は、以下の範囲内であれば発明の効果が達成される。
Ｃは、０．１００～０．４５０％とする。好ましくはＣを０．１３０～０．４００％とする。Ｃ以外の化学組成は、以下の範囲内であれば発明の効果が達成される。
【0037】
＜Ｆｅ：０．０１０～０．４５０％＞
Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、顕著な偏析なく固溶させた場合には材料の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｆｅの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＦｅの含有量の上限は０．４５０％以下であり、好ましくは０．４００％以下である。Ｆｅの含有量を少なくすることは可能であるが、高価な原料を使用する必要があり経済性に劣るため、Ｆｅの含有量の下限は０．０１０％以上であり、好ましくは０．０２０％以上である。
Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、顕著な偏析なく固溶させた場合には材料の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｆｅの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＦｅの含有量の上限は０．４５０％以下であり、好ましくは０．４００％以下である。Ｆｅの含有量を少なくすることは可能であるが、高価な原料を使用する必要があり経済性に劣るため、Ｆｅの含有量の下限は０．０１０％以上であり、好ましくは０．０２０％以上である。
【0038】
＜Ｈ ：０．０１５％以下＞
Ｈは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｔｉと化合物を形成することで材料が脆化する原因となる。そのため、少ない方がよく、Ｈの含有量は０．０１５％以下であり、好ましくは０．０１０％以下である。Ｈの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｈは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｔｉと化合物を形成することで材料が脆化する原因となる。そのため、少ない方がよく、Ｈの含有量は０．０１５％以下であり、好ましくは０．０１０％以下である。Ｈの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0039】
＜Ｏ：０．４００％以下＞
Ｏは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｏ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｏの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＯの含有量は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｏの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｏは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｏ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｏの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＯの含有量は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｏの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0040】
＜Ｎ：０．３００％以下＞
Ｎは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｎ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｎの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＮの含有量は０．３００％以下であり、好ましくは０．２８０％以下である。Ｎの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｎは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｎ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｎの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＮの含有量は０．３００％以下であり、好ましくは０．２８０％以下である。Ｎの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0041】
＜Ｓ：０．０３０％以下＞
Ｓは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｓの固溶量が多い場合Ｓ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＳの含有量は０．０３０％以下であり、好ましくは０．０２５％以下である。Ｓの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｓは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｓの固溶量が多い場合Ｓ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＳの含有量は０．０３０％以下であり、好ましくは０．０２５％以下である。Ｓの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0042】
＜Ｐ：０．０３０％以下＞
Ｐは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｐの固溶量が多い場合Ｐ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＰの含有量は０．０３０％以下であり、好ましくは０．０２２％以下である。Ｐの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｐは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｐの固溶量が多い場合Ｐ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＰの含有量は０．０３０％以下であり、好ましくは０．０２２％以下である。Ｐの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0043】
＜Ｓｉ：０．５００％以下＞
Ｓｉは、強度向上などに有用な元素であるものの、Ｔｉ中への固溶限が小さく容易にＴｉとの化合物を形成し得る。この化合物は疵や割れの原因となり得るのでＳｉの含有量は少ない方がよい。そのためＳｉの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４２０％以下である。Ｓｉの含有量の下限は、例えば０．００１％以上でもよい。
Ｓｉは、強度向上などに有用な元素であるものの、Ｔｉ中への固溶限が小さく容易にＴｉとの化合物を形成し得る。この化合物は疵や割れの原因となり得るのでＳｉの含有量は少ない方がよい。そのためＳｉの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４２０％以下である。Ｓｉの含有量の下限は、例えば０．００１％以上でもよい。
【0044】
＜Ｍｏ：０～１．９００％＞
Ｍｏは、β安定化元素であり、Ｍｏ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｍｏ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＭｏの含有量の上限は１．９００％以下であり、好ましくは１．４００％以下である。Ｍｏの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｍｏは、β安定化元素であり、Ｍｏ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｍｏ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＭｏの含有量の上限は１．９００％以下であり、好ましくは１．４００％以下である。Ｍｏの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0045】
＜Ａｌ：０～０．４００％＞
Ａｌは、α安定化元素であり、Ａｌ以外のα安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ａｌ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＣの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＡｌの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２８０％以下である。Ａｌの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ａｌは、α安定化元素であり、Ａｌ以外のα安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ａｌ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＣの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＡｌの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２８０％以下である。Ａｌの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0046】
＜Ｔａ：０～０．２００％＞
Ｔａは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｔａの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＴａの含有量の上限は０．２００％以下であり、好ましくは０．１５０％以下である。Ｔａの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｔａは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｔａの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＴａの含有量の上限は０．２００％以下であり、好ましくは０．１５０％以下である。Ｔａの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0047】
＜Ｎｂ：０～０．０９０％＞
Ｎｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｎｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＮｂの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下である。Ｎｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｎｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｎｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＮｂの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下である。Ｎｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0048】
＜Ｒｕ：０～０．１００％＞
Ｒｕは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｒｕ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｒｕ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＲｕの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下である。Ｒｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｒｕは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｒｕ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｒｕ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＲｕの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下である。Ｒｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0049】
＜Ｐｄ：０～０．１００％＞
Ｐｄは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｐｄ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｐｄ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。また、Ｐｄ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＰｄの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｐｄの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｐｄは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｐｄ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｐｄ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。また、Ｐｄ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＰｄの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｐｄの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0050】
＜Ｎｉ：０～０．２００％＞
Ｎｉは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｎｉ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＮｉの含有量の上限は０．２００％以下であり、好ましくは０．１８０％以下である。Ｎｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｎｉは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｎｉ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＮｉの含有量の上限は０．２００％以下であり、好ましくは０．１８０％以下である。Ｎｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0051】
＜Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上：合計で０～０．２００％＞
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有することで耐食性が向上する利点があるが、その効果はＭｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの合計含有量が多すぎると発揮されない。そのためＭｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上の合計含有量の上限は０．２００％以下であり、好ましくは０．１８０％以下である。これら元素の合計含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有することで耐食性が向上する利点があるが、その効果はＭｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの合計含有量が多すぎると発揮されない。そのためＭｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｚｒの１種又は２種以上の合計含有量の上限は０．２００％以下であり、好ましくは０．１８０％以下である。これら元素の合計含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0052】
次に、α＋β型チタン合金などの化学組成を想定した場合、以下に説明する「化学組成２」、「化学組成３」、「化学組成４」の３通りの化学組成の範囲とするとよい。
【0053】
（化学組成２）
化学組成２は、Ｃ：０．３１０～０．９００％、Ａｌ：４．５００％～６．５００％、Ｆｅ：０．５００％～２．１００％、Ｎ：０．０５０％以下、Ｏ：０．２５０％以下、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～７．０００％、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｃｕ：０～０．０９０％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｓｎ：０～１．９００％、Ｚｒ：０～０．４００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｓ：０．０８０％以下、Ｐ：０．０８０％以下、Ｈ：０．０２５％以下、残部：Ｔｉおよび不純物からなる。
化学組成２は、Ｃ：０．３１０～０．９００％、Ａｌ：４．５００％～６．５００％、Ｆｅ：０．５００％～２．１００％、Ｎ：０．０５０％以下、Ｏ：０．２５０％以下、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～７．０００％、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｃｕ：０～０．０９０％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｓｎ：０～１．９００％、Ｚｒ：０～０．４００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｓ：０．０８０％以下、Ｐ：０．０８０％以下、Ｈ：０．０２５％以下、残部：Ｔｉおよび不純物からなる。
【0054】
＜Ｃ：０．３１０～０．９００％＞
化学組成２の場合、Ｃを０．３１０～０．９００％とする。好ましくはＣを０．４００～０．８５０％、更に好ましくはＣを０．５００～０．８００％とする。Ｃ以外の化学組成は以下の範囲内であれば発明の効果が達成される。
化学組成２の場合、Ｃを０．３１０～０．９００％とする。好ましくはＣを０．４００～０．８５０％、更に好ましくはＣを０．５００～０．８００％とする。Ｃ以外の化学組成は以下の範囲内であれば発明の効果が達成される。
【0055】
＜Ａｌ：４．５００％～６．５００％＞
Ａｌは、α安定化元素であり、Ａｌそのものの偏析のみならずＡｌ以外のα安定化元素の偏析にも影響を及ぼす。Ａｌ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＣの偏析またはＡｌの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＡｌの含有量の上限は６．５００％以下であり、好ましくは６．２００％以下である。Ａｌ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＡｌの含有量の下限は４．５００％以上であり、好ましくは４．７５０％以上である。
Ａｌは、α安定化元素であり、Ａｌそのものの偏析のみならずＡｌ以外のα安定化元素の偏析にも影響を及ぼす。Ａｌ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＣの偏析またはＡｌの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＡｌの含有量の上限は６．５００％以下であり、好ましくは６．２００％以下である。Ａｌ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＡｌの含有量の下限は４．５００％以上であり、好ましくは４．７５０％以上である。
【0056】
＜Ｆｅ：０．５００～２．１００％＞
Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、顕著な偏析なく固溶させた場合には材料の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｆｅの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＦｅの含有量の上限は２．１００％以下であり、好ましくは１．９００％以下である。Ｆｅの含有量を少なくすることは可能であるが、下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではないため、Ｆｅの含有量の下限は０．５００％以上であり、好ましくは０．７００％以上である。
Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、顕著な偏析なく固溶させた場合には材料の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｆｅの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＦｅの含有量の上限は２．１００％以下であり、好ましくは１．９００％以下である。Ｆｅの含有量を少なくすることは可能であるが、下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではないため、Ｆｅの含有量の下限は０．５００％以上であり、好ましくは０．７００％以上である。
【0057】
＜Ｎ：０．０５０％以下＞
Ｎは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｎ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｎの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＮの含有量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０３０％以下である。Ｎの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｎは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｎ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｎの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＮの含有量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０３０％以下である。Ｎの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0058】
＜Ｏ：０．２５０％以下＞
Ｏは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｏ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｏの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＯの含有量は０．２５０％以下であり、好ましくは０．２２０％以下である。Ｏの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｏは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｏ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｏの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＯの含有量は０．２５０％以下であり、好ましくは０．２２０％以下である。Ｏの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0059】
＜Ｓｉ：０～０．５００％＞
Ｓｉは、強度向上などに有用な元素であるもののＴｉ中への固溶限が小さくＴｉとの化合物を形成し得る。この化合物は疵や割れの原因となり得るのでＳｉの含有量は少ない方がよい。そのためＳｉの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４２０％以下である。Ｓｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｓｉは、強度向上などに有用な元素であるもののＴｉ中への固溶限が小さくＴｉとの化合物を形成し得る。この化合物は疵や割れの原因となり得るのでＳｉの含有量は少ない方がよい。そのためＳｉの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４２０％以下である。Ｓｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0060】
＜Ｍｏ：０～７．０００％＞
Ｍｏは、β安定化元素でありＭｏ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｍｏ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＭｏの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．６００％以下である。Ｍｏの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｍｏは、β安定化元素でありＭｏ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｍｏ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＭｏの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．６００％以下である。Ｍｏの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0061】
＜Ｃｒ：０～０．４００％＞
Ｃｒは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｃｒ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｃｒ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＣｒの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｃｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｃｒは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｃｒ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｃｒ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＣｒの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｃｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0062】
＜Ｃｕ：０～０．０９０％＞
Ｃｕは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＣｕの含有量が多すぎると発揮されない。また、Ｃｕ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＣｕ含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下である。Ｃｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｃｕは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＣｕの含有量が多すぎると発揮されない。また、Ｃｕ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＣｕ含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下である。Ｃｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0063】
＜Ｎｉ：０～０．４００％＞
Ｎｉは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｎｉ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＮｉの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｎｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｎｉは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｎｉ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＮｉの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｎｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0064】
＜Ｈｆ：０～０．０９０％＞
Ｈｆは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｈｆの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＨｆの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７５％以下である。Ｈｆの含有量は少ないほどよいが、下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｈｆは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｈｆの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＨｆの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７５％以下である。Ｈｆの含有量は少ないほどよいが、下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0065】
＜Ｂ：０～０．０９０％＞
Ｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。また、Ｂ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＢの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。Ｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。また、Ｂ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＢの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。Ｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0066】
＜Ｎｂ：０～０．４００％＞
Ｎｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｎｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＮｂの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３６０％以下である。Ｎｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｎｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｎｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＮｂの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３６０％以下である。Ｎｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0067】
＜Ｔａ：０～０．４００％＞
Ｔａは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｔａの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＴａの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２５０％以下である。Ｔａの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｔａは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｔａの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＴａの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２５０％以下である。Ｔａの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0068】
＜Ｓｎ：０～１．９００％＞
Ｓｎは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＳｎの含有量が多すぎると発揮されない。そのためＳｎ含有量の上限は１．９００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｓｎの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｓｎは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＳｎの含有量が多すぎると発揮されない。そのためＳｎ含有量の上限は１．９００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｓｎの含有量の下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0069】
＜Ｚｒ：０～０．４００％＞
Ｚｒは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＺｒの含有量が多すぎると発揮されない。そのためＺｒ含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｚｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｚｒは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＺｒの含有量が多すぎると発揮されない。そのためＺｒ含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｚｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0070】
＜Ｒｕ：０～０．１００％＞
Ｒｕは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｒｕ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｒｕ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＲｕの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下である。Ｒｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｒｕは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｒｕ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｒｕ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＲｕの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下である。Ｒｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0071】
＜Ｐｄ：０～０．１００％＞
Ｐｄは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｐｄ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｐｄ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。また、Ｐｄ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＰｄの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｐｄの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｐｄは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｐｄ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｐｄ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。また、Ｐｄ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＰｄの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｐｄの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0072】
＜Ｓ：０．０８０％以下＞
Ｓは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｓの固溶量が多い場合Ｓ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＳの含有量は０．０８０％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。Ｓの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｓは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｓの固溶量が多い場合Ｓ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＳの含有量は０．０８０％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。Ｓの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0073】
＜Ｐ：０．０８０％以下＞
Ｐは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｐの固溶量が多い場合Ｐ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＰの含有量は０．０８０％以下であり、好ましくは０．０６５％以下である。Ｐの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｐは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｐの固溶量が多い場合Ｐ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＰの含有量は０．０８０％以下であり、好ましくは０．０６５％以下である。Ｐの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0074】
＜Ｈ ：０．０２５％以下＞
Ｈは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｔｉと化合物を形成することで材料が脆化する原因となる。そのため、少ない方がよく、Ｈの含有量は０．０２５％以下であり、好ましくは０．０２０％以下である。Ｈの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
Ｈは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｔｉと化合物を形成することで材料が脆化する原因となる。そのため、少ない方がよく、Ｈの含有量は０．０２５％以下であり、好ましくは０．０２０％以下である。Ｈの含有量は少ないほどよいが、下限は例えば０．００１％以上でもよい。
【0075】
（化学組成３）
化学組成３は、Ｃ：０．３１０～０．９００％、Ａｌ：２．０００％～７．０００％、Ｖ：１．５００～６．０００％、Ｆｅ：０．５００％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｏ：０．２５０％以下、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～７．００％、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｃｕ：０～０．０９０％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｓｎ：０～１．９００％、Ｚｒ：０～０．４００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｓ：０．１１０％以下、Ｐ：０．１１０％以下、Ｈ：０．０３０％以下、残部：Ｔｉおよび不純物とする。
化学組成３は、Ｃ：０．３１０～０．９００％、Ａｌ：２．０００％～７．０００％、Ｖ：１．５００～６．０００％、Ｆｅ：０．５００％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｏ：０．２５０％以下、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～７．００％、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｃｕ：０～０．０９０％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｓｎ：０～１．９００％、Ｚｒ：０～０．４００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｓ：０．１１０％以下、Ｐ：０．１１０％以下、Ｈ：０．０３０％以下、残部：Ｔｉおよび不純物とする。
【0076】
＜Ｃ：０．３１０～０．９００％＞
化学組成３では、Ｃを０．３１０～０．９００％とする。好ましくはＣを０．４００～０．８５０％、更に好ましくはＣを０．５００～０．８００％とする。Ｃ以外の化学組成は以下の範囲内であれば発明の効果が達成される。
化学組成３では、Ｃを０．３１０～０．９００％とする。好ましくはＣを０．４００～０．８５０％、更に好ましくはＣを０．５００～０．８００％とする。Ｃ以外の化学組成は以下の範囲内であれば発明の効果が達成される。
【0077】
＜Ａｌ：２．０００％～７．０００％＞
Ａｌは、α安定化元素でありＡｌそのものの偏析のみならずＡｌ以外のα安定化元素の偏析にも影響を及ぼす。Ａｌ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＣの偏析またはＡｌの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＡｌの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．８００％以下である。Ａｌ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＡｌの含有量の下限は２．０００％以上であり、好ましくは２．２５０以上％である。
Ａｌは、α安定化元素でありＡｌそのものの偏析のみならずＡｌ以外のα安定化元素の偏析にも影響を及ぼす。Ａｌ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＣの偏析またはＡｌの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＡｌの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．８００％以下である。Ａｌ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＡｌの含有量の下限は２．０００％以上であり、好ましくは２．２５０以上％である。
【0078】
＜Ｖ：１．５００～６．０００％＞
Ｖは、β安定化元素でありＶ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｖ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析、またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＶの含有量の上限は６．０００％以下であり、好ましくは５．６５０％以下である。Ｖ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＶの含有量の下限は１．５００％以上であり、好ましくは６．０００％以上である。
Ｖは、β安定化元素でありＶ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｖ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析、またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＶの含有量の上限は６．０００％以下であり、好ましくは５．６５０％以下である。Ｖ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＶの含有量の下限は１．５００％以上であり、好ましくは６．０００％以上である。
【0079】
＜Ｆｅ：０．５００％以下＞
Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、顕著な偏析なく固溶させた場合には材料の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｆｅの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＦｅの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．３００％以下である。Ｆｅの含有量は０．００１％以上でもよい。
Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、顕著な偏析なく固溶させた場合には材料の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｆｅの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＦｅの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．３００％以下である。Ｆｅの含有量は０．００１％以上でもよい。
【0080】
＜Ｎ：０．０５０％以下＞
Ｎは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｎ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｎの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＮの含有量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０３０％以下である。Ｎの含有量は０．００１％以上でもよい。
Ｎは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｎ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｎの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＮの含有量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０３０％以下である。Ｎの含有量は０．００１％以上でもよい。
【0081】
＜Ｏ：０．２５０％以下＞
Ｏは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｏ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｏの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＯの含有量は０．２５０％以下であり、好ましくは０．２２０％以下である。Ｏの含有量は０．００１％以上でもよい。
Ｏは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｏ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｏの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＯの含有量は０．２５０％以下であり、好ましくは０．２２０％以下である。Ｏの含有量は０．００１％以上でもよい。
【0082】
＜Ｓｉ：０～０．５００％＞
Ｓｉは、強度向上などに有用な元素であるもののＴｉ中への固溶限が小さくＴｉとの化合物を形成し得る。この化合物は疵や割れの原因となり得るのでＳｉの含有量は少ない方がよい。そのためＳｉの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４２０％以下である。Ｓｉの含有量は０．００１％以上でもよい。
Ｓｉは、強度向上などに有用な元素であるもののＴｉ中への固溶限が小さくＴｉとの化合物を形成し得る。この化合物は疵や割れの原因となり得るのでＳｉの含有量は少ない方がよい。そのためＳｉの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４２０％以下である。Ｓｉの含有量は０．００１％以上でもよい。
【0083】
＜Ｍｏ：０～７．０００％＞
Ｍｏは、β安定化元素でありＭｏ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｍｏ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＭｏの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．６００％以下である。Ｍｏの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｍｏは、β安定化元素でありＭｏ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｍｏ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＭｏの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．６００％以下である。Ｍｏの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0084】
＜Ｃｒ：０～０．４００％＞
Ｃｒは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｃｒ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｃｒ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＣｒの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｃｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｃｒは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｃｒ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｃｒ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＣｒの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｃｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0085】
＜Ｃｕ：０～０．０９０％＞
Ｃｕは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＣｕの含有量が多すぎると発揮されない。また、Ｃｕ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＣｕ含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下である。Ｃｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｃｕは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＣｕの含有量が多すぎると発揮されない。また、Ｃｕ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＣｕ含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下である。Ｃｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0086】
＜Ｎｉ：０～０．４００％＞
Ｎｉは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｎｉ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＮｉの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｎｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｎｉは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｎｉ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＮｉの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｎｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0087】
＜Ｈｆ：０～０．０９０％＞
Ｈｆは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｈｆの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＨｆの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７５％以下である。Ｈｆの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｈｆは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｈｆの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＨｆの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７５％以下である。Ｈｆの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0088】
＜Ｂ：０～０．０９０％＞
Ｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。また、Ｂ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＢの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。Ｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。また、Ｂ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＢの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。Ｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0089】
＜Ｎｂ：０～０．４００％＞
Ｎｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｎｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＮｂの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３６０％以下である。Ｎｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｎｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｎｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＮｂの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３６０％以下である。Ｎｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0090】
＜Ｔａ：０～０．４００％＞
Ｔａは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｔａの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＴａの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２５０％以下である。Ｔａの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｔａは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｔａの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＴａの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２５０％以下である。Ｔａの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0091】
＜Ｓｎ：０～１．９００％＞
Ｓｎは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＳｎの含有量が多すぎると発揮されない。そのためＳｎ含有量の上限は１．９００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｓｎの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｓｎは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＳｎの含有量が多すぎると発揮されない。そのためＳｎ含有量の上限は１．９００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｓｎの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0092】
＜Ｚｒ：０～０．４００％＞
Ｚｒは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＺｒの含有量が多すぎると発揮されない。そのためＺｒ含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｚｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｚｒは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＺｒの含有量が多すぎると発揮されない。そのためＺｒ含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｚｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0093】
＜Ｒｕ：０～０．１００％＞
Ｒｕは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｒｕ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｒｕ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＲｕの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下である。Ｒｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｒｕは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｒｕ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｒｕ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＲｕの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下である。Ｒｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0094】
＜Ｐｄ：０～０．１００％＞
Ｐｄは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｐｄ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｐｄ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。また、Ｐｄ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＰｄの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｐｄの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｐｄは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｐｄ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｐｄ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。また、Ｐｄ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＰｄの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｐｄの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0095】
＜Ｓ：０．１１０％以下＞
Ｓは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｓの固溶量が多い場合Ｓ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＳの含有量は０．１１０％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｓの含有量は０．００１％以上でもよい。
Ｓは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｓの固溶量が多い場合Ｓ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＳの含有量は０．１１０％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｓの含有量は０．００１％以上でもよい。
【0096】
＜Ｐ：０．１１０％以下＞
Ｐは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｐの固溶量が多い場合Ｐ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＰの含有量は０．１１０％以下であり、好ましくは０．０８５％以下である。Ｐの含有量は０．００１％以上でもよい。
Ｐは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｐの固溶量が多い場合Ｐ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＰの含有量は０．１１０％以下であり、好ましくは０．０８５％以下である。Ｐの含有量は０．００１％以上でもよい。
【0097】
＜Ｈ ：０．０３０％以下＞
Ｈは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｔｉと化合物を形成することで材料が脆化する原因となる。そのため、少ない方がよく、Ｈの含有量は０．０３０％以下であり、好ましくは０．０２４％以下である。Ｈの含有量は０．００１％以上でもよい。
Ｈは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｔｉと化合物を形成することで材料が脆化する原因となる。そのため、少ない方がよく、Ｈの含有量は０．０３０％以下であり、好ましくは０．０２４％以下である。Ｈの含有量は０．００１％以上でもよい。
【0098】
（化学組成４）
化学組成４は、Ｃ：０．３１０～０．９００％、Ａｌ：５．０００％～７．０００％、Ｍｏ：１．０００％～７．０００％、Ｚｒ：３．０００％～５．０００％、Ｓｎ：１．０００％～３．０００％、Ｓｉ：０％～０．５００％、Ｆｅ：０．５００％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｏ：０．２５０％以下、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｃｕ：０～０．０９０％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｓ：０．１１０％以下、Ｐ：０．１１０％以下、Ｈ：０．０３５％以下、残部：Ｔｉおよび不純物である。
化学組成４は、Ｃ：０．３１０～０．９００％、Ａｌ：５．０００％～７．０００％、Ｍｏ：１．０００％～７．０００％、Ｚｒ：３．０００％～５．０００％、Ｓｎ：１．０００％～３．０００％、Ｓｉ：０％～０．５００％、Ｆｅ：０．５００％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｏ：０．２５０％以下、Ｃｒ：０～０．４００％、Ｃｕ：０～０．０９０％、Ｎｉ：０～０．４００％、Ｈｆ：０～０．０９０％、Ｂ：０～０．０９０％、Ｎｂ：０～０．４００％、Ｔａ：０～０．４００％、Ｒｕ：０～０．１００％、Ｐｄ：０～０．１００％、Ｓ：０．１１０％以下、Ｐ：０．１１０％以下、Ｈ：０．０３５％以下、残部：Ｔｉおよび不純物である。
【0099】
＜Ｃ：０．３１０～０．９００％＞
化学組成４では、Ｃを０．３１０～０．９００％とする。好ましくはＣを０．４００～０．８５０％、更に好ましくはＣを０．５００～０．８００％とする。Ｃ以外の化学組成は以下の範囲内であれば発明の効果が達成される。
化学組成４では、Ｃを０．３１０～０．９００％とする。好ましくはＣを０．４００～０．８５０％、更に好ましくはＣを０．５００～０．８００％とする。Ｃ以外の化学組成は以下の範囲内であれば発明の効果が達成される。
【0100】
＜Ａｌ：５．０００％～７．０００％＞
Ａｌは、α安定化元素でありＡｌそのものの偏析のみならずＡｌ以外のα安定化元素の偏析にも影響を及ぼす。Ａｌ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＣの偏析またはＡｌの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＡｌの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．４００％以下である。Ａｌ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＡｌの含有量の下限は５．０００％以上であり、好ましくは５．２００％以上である。
Ａｌは、α安定化元素でありＡｌそのものの偏析のみならずＡｌ以外のα安定化元素の偏析にも影響を及ぼす。Ａｌ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＣの偏析またはＡｌの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＡｌの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．４００％以下である。Ａｌ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＡｌの含有量の下限は５．０００％以上であり、好ましくは５．２００％以上である。
【0101】
＜Ｍｏ：１．０００～７．０００％＞
Ｍｏは、β安定化元素でありＭｏそのものの偏析のみならずＭｏ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｍｏ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＭｏの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．４００％以下である。Ｍｏ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＭｏの含有量の下限は１．０００％以上であり、好ましくは０．７８０％以上である。
Ｍｏは、β安定化元素でありＭｏそのものの偏析のみならずＭｏ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｍｏ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析またはＭｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＭｏの含有量の上限は７．０００％以下であり、好ましくは６．４００％以下である。Ｍｏ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＭｏの含有量の下限は１．０００％以上であり、好ましくは０．７８０％以上である。
【0102】
＜Ｚｒ：３．０００％～５．０００％＞
Ｚｒは、鋳塊の結晶粒径を小さくする効果があり、Ｚｒ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＺｒの含有量の下限は３．０００％以上であり、好ましくは３．４８０％以上である。Ｚｒ含有量が多すぎても下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化効果が得られない。そのためＺｒの含有量の上限は５．０００％以下であり、好ましくは４．５００％以下である。
Ｚｒは、鋳塊の結晶粒径を小さくする効果があり、Ｚｒ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＺｒの含有量の下限は３．０００％以上であり、好ましくは３．４８０％以上である。Ｚｒ含有量が多すぎても下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化効果が得られない。そのためＺｒの含有量の上限は５．０００％以下であり、好ましくは４．５００％以下である。
【0103】
＜Ｓｎ：１．０００％～３．０００％＞
Ｓｎは、鋳塊の結晶粒径を小さくする効果があり、Ｓｎ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＳｎの含有量の下限は１．０００％以上であり、好ましくは１．２００％以上である。Ｓｎ含有量が多すぎても下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化効果が得られない。そのためＳｎの含有量の上限は３．０００％以下であり、好ましくは２．６５０％以下である。
Ｓｎは、鋳塊の結晶粒径を小さくする効果があり、Ｓｎ含有量が少なすぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化が十分ではない。そのためＳｎの含有量の下限は１．０００％以上であり、好ましくは１．２００％以上である。Ｓｎ含有量が多すぎても下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造しても結晶粒の微細化効果が得られない。そのためＳｎの含有量の上限は３．０００％以下であり、好ましくは２．６５０％以下である。
【0104】
＜Ｓｉ：０～０．５００％＞
Ｓｉは、強度向上などに有用な元素であるもののＴｉ中への固溶限が小さくＴｉとの化合物を形成し得る。この化合物は疵や割れの原因となり得るのでＳｉの含有量は少ない方がよい。そのためＳｉの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４２０％以下である。Ｓｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｓｉは、強度向上などに有用な元素であるもののＴｉ中への固溶限が小さくＴｉとの化合物を形成し得る。この化合物は疵や割れの原因となり得るのでＳｉの含有量は少ない方がよい。そのためＳｉの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４２０％以下である。Ｓｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0105】
＜Ｆｅ：０．５００％以下＞
Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、顕著な偏析なく固溶させた場合には材料の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｆｅの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＦｅの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４００％以下である。Ｆｅ含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
Ｆｅは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、顕著な偏析なく固溶させた場合には材料の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｆｅの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＦｅの含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．４００％以下である。Ｆｅ含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
【0106】
＜Ｎ：０．０５０％以下＞
Ｎは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｎ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｎの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＮの含有量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０３０％以下である。Ｎの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
Ｎは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｎ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｎの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＮの含有量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０３０％以下である。Ｎの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
【0107】
＜Ｏ：０．２５０％以下＞
Ｏは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｏ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｏの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＯの含有量は０．２５０％以下であり、好ましくは０．２２０％以下である。Ｏの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
Ｏは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｃと同様に侵入型固溶元素としてＴｉ中に固溶する。Ｏ原子の固溶は強度向上などに良い影響があるものの、Ｏの固溶量が多くなるとＣ原子が固溶できる量が低下してしまう。そのためＯの含有量は０．２５０％以下であり、好ましくは０．２２０％以下である。Ｏの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
【0108】
＜Ｃｒ：０～０．４００％＞
Ｃｒは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｃｒ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｃｒ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＣｒの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｃｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｃｒは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｃｒ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｃｒ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＣｒの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｃｒの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0109】
＜Ｃｕ：０～０．０９０％＞
Ｃｕは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＣｕの含有量が多すぎると発揮されない。また、Ｃｕ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＣｕ含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下である。Ｃｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｃｕは、耐食性を向上させる利点があるが、その効果はＣｕの含有量が多すぎると発揮されない。また、Ｃｕ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＣｕ含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下である。Ｃｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0110】
＜Ｎｉ：０～０．４００％＞
Ｎｉは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｎｉ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＮｉの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｎｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｎｉは、耐食性向上に有効な元素であるものの、Ｎｉ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＮｉの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３５０％以下である。Ｎｉの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0111】
＜Ｈｆ：０～０．０９０％＞
Ｈｆは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｈｆの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＨｆの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７５％以下である。Ｈｆの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｈｆは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｈｆの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＨｆの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７５％以下である。Ｈｆの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0112】
＜Ｂ：０～０．０９０％＞
Ｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。また、Ｂ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＢの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。Ｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。また、Ｂ含有量が多すぎるとＴｉと化合物を形成して疵や割れの原因となり得る。そのためＢの含有量の上限は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。Ｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0113】
＜Ｎｂ：０～０．４００％＞
Ｎｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｎｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＮｂの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３６０％以下である。Ｎｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｎｂは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｎｂの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＮｂの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．３６０％以下である。Ｎｂの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0114】
＜Ｔａ：０～０．４００％＞
Ｔａは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｔａの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＴａの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２５０％以下である。Ｔａの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｔａは、耐酸化性向上に有効な元素であるものの、Ｔａの含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造して適切な粒径とした場合でも、製造工程において形成するスケール直下で結晶粒が大きくなりやすく、製造工程における疵が顕著になってしまう。そのためＴａの含有量の上限は０．４００％以下であり、好ましくは０．２５０％以下である。Ｔａの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0115】
＜Ｒｕ：０～０．１００％＞
Ｒｕは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｒｕ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｒｕ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＲｕの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下である。Ｒｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｒｕは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｒｕ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｒｕ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。そのためＲｕの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下である。Ｒｕの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0116】
＜Ｐｄ：０～０．１００％＞
Ｐｄは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｐｄ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｐｄ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。また、Ｐｄ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＰｄの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｐｄの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
Ｐｄは、耐食性向上に有効な元素であるものの、β相中に濃化する傾向があり、Ｐｄ以外のβ安定化元素の偏析に影響を及ぼす。Ｐｄ含有量が多すぎると下記に示した冷却方法でインゴットを鋳造してもＦｅの偏析、Ｍｏの偏析またはＶの偏析が抑制しきれず、製造工程における疵が顕著となってしまう。また、Ｐｄ含有量が多すぎるとＴｉとの化合物を形成して製造工程での疵や割れが顕著となる。そのためＰｄの含有量の上限は０．１００％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｐｄの含有量の下限は０％以上であり、０．００１％以上でもよい。
【0117】
＜Ｓ：０．１１０％以下＞
Ｓは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｓの固溶量が多い場合Ｓ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＳの含有量は０．１１０％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｓの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
Ｓは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｓの固溶量が多い場合Ｓ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＳの含有量は０．１１０％以下であり、好ましくは０．０９０％以下である。Ｓの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
【0118】
＜Ｐ：０．１１０％以下＞
Ｐは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｐの固溶量が多い場合Ｐ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＰの含有量は０．１１０％以下であり、好ましくは０．０８５％以下である。Ｐの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
Ｐは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｐの固溶量が多い場合Ｐ原子が粒界偏析しやすく粒界割れが起こりやすくなる。そのためＰの含有量は０．１１０％以下であり、好ましくは０．０８５％以下である。Ｐの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
【0119】
＜Ｈ ：０．０３５％以下＞
Ｈは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｔｉと化合物を形成することで材料が脆化する原因となる。そのため、少ない方がよく、Ｈの含有量は０．０３５％以下であり、好ましくは０．０２８％以下である。Ｈの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
Ｈは、スポンジチタンやスクラップ中に含まれる元素であり、Ｔｉと化合物を形成することで材料が脆化する原因となる。そのため、少ない方がよく、Ｈの含有量は０．０３５％以下であり、好ましくは０．０２８％以下である。Ｈの含有量の下限は０．００１％以上でもよい。
【0120】
（ＩＩ）冷却方法
本発明の鋳塊は、鋳造工程を経ることにより製造される。鋳造工程では、例えば、あらかじめ精錬工程等によって製造したスポンジチタンと、必要な副原料（ＴｉＯ２等や金属鉄）を混合した後にプレス成形してチタンブリケットとし、このチタンブリケットを電極として、真空アーク溶解炉で溶解し、溶融金属を鋳造して鋳塊を製造する。または、スポンジチタンやチタンブリケットを電子ビーム溶解炉やプラズマアーク溶解炉で溶解し、溶融金属を鋳造して鋳塊を製造する。
本発明の鋳塊は、鋳造工程を経ることにより製造される。鋳造工程では、例えば、あらかじめ精錬工程等によって製造したスポンジチタンと、必要な副原料（ＴｉＯ２等や金属鉄）を混合した後にプレス成形してチタンブリケットとし、このチタンブリケットを電極として、真空アーク溶解炉で溶解し、溶融金属を鋳造して鋳塊を製造する。または、スポンジチタンやチタンブリケットを電子ビーム溶解炉やプラズマアーク溶解炉で溶解し、溶融金属を鋳造して鋳塊を製造する。
【0121】
本発明では、溶融金属を形成する際に、Ｃ（炭素）の含有量を調整するとともに、鋳造において、冷却速度を制御する。
【0122】
本発明における鋳造工程での冷却方法には、第一冷却工程と第二冷却工程とが含まれる。第一冷却工程では、鋳塊の凝固点から９００℃までの平均冷却速度を１．００℃／ｓ以上とする。平均冷却速度の望ましい上限は１０．００℃／ｓ以下、更に望ましい上限は２．５０℃／ｓ以下である。第二冷却工程では、９００℃から４００℃までの平均冷却速度を０．００１℃／ｓ以上０．５００℃／ｓ以下とする。これにより、鋳造組織の平均粒径を９０μｍ以下にすることができる。第一冷却工程および第二冷却工程のいずれか一方だけでは、鋳造組織の平均粒径を９０μｍ以下にすることは困難である。
【0123】
上記の平均冷却速度を実現するために、一例として下記（Ａ）～（Ｃ）の工夫を施す。
【0124】
（Ａ）凝固点から９００℃までの平均冷却速度を上記範囲とするため、鋳型冷却に用いる冷媒の冷却能を高める。すなわち、鋳型冷却用の循環冷媒として、比熱４．００ｋＪ／（ｋｇ・Ｋ）以上の冷媒を用いる。冷媒の一例として、水を挙げることができる。また、鋳型の構成材の熱伝導率は２０．０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上、冷媒の温度は５０℃以下、冷媒の循環量は２トン／ｈ以上とする。
【0125】
（Ｂ）凝固点から９００℃までの平均冷却速度を上記範囲とするため、鋳塊断面積と鋳型内部の表面積との比（鋳塊断面積／鋳型内部の表面積）を０．８以下とする。鋳塊断面積は、図２及び図３に示すように、鋳型から鋳塊が抽出される方向を鋳造方向とする場合において、鋳造方向に対して直交する断面の面積とする。また、鋳型内部の表面積は、鋳型の内面の表面積である。
【0126】
例えば、図３（ａ）に示すように、鋳塊が円筒形状であって、鋳塊の直径をＷ１、鋳塊の高さをＨｘとする場合、鋳塊断面積および鋳型内部の表面積はそれぞれ、以下の式で算出する。
【0127】
鋳塊断面積＝（Ｗ１／２）・（Ｗ１／２）・π
【0128】
鋳型内部の表面積＝Ｗ１・Ｈｘ・π
【0129】
鋳塊断面積／鋳型内部の表面積＝Ｗ１／（４・Ｈｘ）
【0130】
また、図３（ｂ）に示すように、鋳塊が直方体形状であって、鋳塊の幅をＷ２、鋳塊の厚みをＤ、鋳塊の高さをＨｘとする場合、鋳塊断面積および鋳型内部の表面積はそれぞれ、以下の式で算出する。
【0131】
鋳塊断面積＝ Ｗ２・Ｄ
【0132】
鋳型内部の表面積＝ ２（Ｗ２＋Ｄ）・Ｈｘ
【0133】
鋳塊断面積／鋳型上部の表面積＝Ｗ２・Ｄ／｛２Ｈｘ・（Ｗ２＋Ｄ）｝
【0134】
Ｈｘ：鋳型の高さ（ｍ）
Ｗ１：鋳塊の直径（ｍ）
Ｗ２：鋳塊の幅（ｍ）
Ｄ：鋳塊形状が矩形の場合における鋳塊の厚み（ｍ）
π：円周率
Ｗ１：鋳塊の直径（ｍ）
Ｗ２：鋳塊の幅（ｍ）
Ｄ：鋳塊形状が矩形の場合における鋳塊の厚み（ｍ）
π：円周率
【0135】
なお、Ｗ１、Ｗ２、Ｈｘ、Ｄは特に限定されるものではなく、鋳塊断面積／鋳型内部の表面積が０．８以下であればよい。
【0136】
（Ｃ）９００℃から４００℃までの鋳造冷却速度範囲を上記範囲とするため、図２の模式図に示す鋳塊冷却部（符号Ｈ２に相当する部分）の放射率を０．４以下とする。
【0137】
図２に示すように、鋳塊７は、鋳型５から抽出された後に９００℃から４００℃の温度範囲に至るので、この温度範囲内にある鋳塊７は、鋳型５をはじめとする他の固体とは接触しない。ただし、鋳造後の高温状態にある鋳塊７は、チタンの酸化防止のため真空中に保持する必要がある。そのため、鋳造後の鋳塊７は、図１に示すように真空容器８内にあり、更に真空容器８内に、遮熱のためのカバー部材等が鋳塊の近傍に設置される場合がある。カバー部材は、数百度の高温に耐えられ、しかも真空中で使用できればどのような材質のものでも構わないが、このカバー部材の選定次第で、鋳塊７における放射率が変化する。放射率を０．４以下とするには、一例として、金属光沢を有するステンレス鋼を鋳塊７のカバー部材として用いることが挙げられる。また、放射率を０．４以下とするために、鋳塊７とカバー部材との間隔も調整することが好ましい。
【0138】
放射率は大気中で４００℃で測定した値とする。接触式温度計と放射温度計を用いて４００℃に加熱した対象物の温度を測定し、その差が１０℃以内となるように放射温度計の放射率を設定する。設定した放射率を本発明における放射率とする。
【0139】
上述した（Ａ）～（Ｃ）の各条件のうち、上記（Ａ）と上記（Ｃ）との組合せ、上記（Ｂ）と上記（Ｃ）との組合せ、上記（Ａ）、上記（Ｂ）及び上記（Ｃ）の全部の組合せ、の何れかを採用することにより、本実施形態の鋳塊を得るために必要な冷却条件を実現できる。
【0140】
そして、上記（Ｉ）にて説明した化学組成と、上記（ＩＩ）にて説明した冷却条件とを満たすことで、マクロ偏析とミクロ偏析両方の低減がなされ、また、凝固組織の微細化がなされるようになる。
【0141】
なお、本実施形態では、上記の（Ｉ）および（ＩＩ）を満足すればよく、溶解工程における溶解方法を限定するものではなく、チタンやチタン合金を溶解するＶＡＲ、ＥＢＲ、ＰＡＭなどのいずれの溶解方法を採用してもよく、ハース形状や構造を限定するものではない。
【0142】
（課題解決のためのメカニズム）
以下に、本実施形態の鋳塊の製造方法におけるマクロ偏析低減メカニズム、ミクロ偏析低減メカニズム、鋳造組織の微細化メカニズムについて説明する。
以下に、本実施形態の鋳塊の製造方法におけるマクロ偏析低減メカニズム、ミクロ偏析低減メカニズム、鋳造組織の微細化メカニズムについて説明する。
【0143】
（マクロ偏析低減メカニズム）
マクロ偏析の低減は、凝固組織の形成において成される。マクロ偏析の低減にはデンドライト二次アームの形成とデンドライト二次アーム間隔の狭小化が重要となる。マクロ偏析の原因は、二次デンドライト間の液相中に合金元素が濃化し、この濃化領域が対流などにより長範囲に移動することであるので、二次デンドライト間隔を狭くして移動障壁となすことでマクロ偏析の低減が達成される。
マクロ偏析の低減は、凝固組織の形成において成される。マクロ偏析の低減にはデンドライト二次アームの形成とデンドライト二次アーム間隔の狭小化が重要となる。マクロ偏析の原因は、二次デンドライト間の液相中に合金元素が濃化し、この濃化領域が対流などにより長範囲に移動することであるので、二次デンドライト間隔を狭くして移動障壁となすことでマクロ偏析の低減が達成される。
【0144】
デンドライト二次アームの形成とデンドライト二次アーム間隔の狭小化にはＣの添加が有効である。Ｃは、チタンやチタン合金に含まれる他の元素に比べて平衡分配係数が１．０よりも大きく乖離しているため、固液共存状態において固相から液相への拡散が著しい。Ｃの固相から液相への拡散に伴い、二次アームの発達が顕著となり、デンドライト二次アーム間隔も狭小化される。デンドライト二次アーム間隔が狭小化した結果として、マクロ偏析が低減される。
【0145】
（ミクロ偏析低減メカニズム）
ミクロ偏析の低減は、凝固組織の形成と変態組織の形成の両方が関係する。ミクロ偏析は、デンドライト二次アームが形成される際に生じ、デンドライト二次アーム間、デンドライト二次アーム先端近傍、デンドライト一次アーム先端近傍などに合金元素の濃化領域が残存し、これらの合金元素の濃化領域が鋳塊のミクロ偏析となる。凝固組織の形成におけるデンドライト二次アームの狭小化は、合金元素の濃化領域の移動障壁として機能してマクロ偏析低減には有効であるものの、合金元素の濃化領域はミクロ偏析として残存してしまい、ミクロ偏析の低減には十分ではない。ミクロ偏析を十分に低減するためには、凝固組織の形成後の変態組織の形成において、第一冷却工程条件と第二冷却工程条件の両方を満足することで組織を微細化して偏析を最低限とし、さらにこれらの冷却工程において偏析元素を十分に拡散させることで、ミクロ偏析が低減される。
ミクロ偏析の低減は、凝固組織の形成と変態組織の形成の両方が関係する。ミクロ偏析は、デンドライト二次アームが形成される際に生じ、デンドライト二次アーム間、デンドライト二次アーム先端近傍、デンドライト一次アーム先端近傍などに合金元素の濃化領域が残存し、これらの合金元素の濃化領域が鋳塊のミクロ偏析となる。凝固組織の形成におけるデンドライト二次アームの狭小化は、合金元素の濃化領域の移動障壁として機能してマクロ偏析低減には有効であるものの、合金元素の濃化領域はミクロ偏析として残存してしまい、ミクロ偏析の低減には十分ではない。ミクロ偏析を十分に低減するためには、凝固組織の形成後の変態組織の形成において、第一冷却工程条件と第二冷却工程条件の両方を満足することで組織を微細化して偏析を最低限とし、さらにこれらの冷却工程において偏析元素を十分に拡散させることで、ミクロ偏析が低減される。
【0146】
（鋳造組織の微細化メカニズム）
鋳造組織の微細化は、上記化学組成１のＣの含有量の全範囲の場合、および上記化学組成２～４のＣ含有量が０．３１～０．５０％の場合に、変態組織の形成において成される。
また、鋳造組織の微細化は、上記化学組成２、３のＣ含有量が０．５０～０．９０％の場合、および上記化学組成３のＣ量が０．５０～０．８０％の場合に、凝固組織の形成と変態組織の形成において成される。
鋳造組織の微細化は、上記化学組成１のＣの含有量の全範囲の場合、および上記化学組成２～４のＣ含有量が０．３１～０．５０％の場合に、変態組織の形成において成される。
また、鋳造組織の微細化は、上記化学組成２、３のＣ含有量が０．５０～０．９０％の場合、および上記化学組成３のＣ量が０．５０～０．８０％の場合に、凝固組織の形成と変態組織の形成において成される。
【0147】
上記の化学組成１～４の全てに共通する変態組織の形成における鋳造組織の微細化は、冷却過程での炭化物形成と炭化物消失（Ｃ固溶）を制御することにある。
【0148】
まず、本発明の鋳造組織の微細化におけるＣ配合の役割と、Ｃ配合量の規定理由とを説明する。次に、凝固点から９００℃における平均冷却速度の規定理由と、９００℃から４００℃における平均冷却速度の規定理由を説明する。
【0149】
本発明におけるＣの役割は、変態組織の形成での第一冷却工程において炭化物を形成し、第二冷却工程においてその炭化物が消失する過程で微細な結晶粒の核生成サイトとして機能することにある。
【0150】
変態組織の形成は、凝固組織を冷却することで成されるが、本発明の凝固組織には炭化物はない。凝固組織を冷却する第一冷却工程で、Ｃ固溶限の低下に伴い炭化物が析出する。しかし、第一冷却工程で炭化物を析出させただけでは鋳造組織の微細化は成されない。鋳造組織の微細化は、第一冷却工程で炭化物を析出させた組織を第二冷却工程でさらに冷却し、炭化物を消失させ、新たな結晶粒を形成させることで成される。第一冷却工程で析出させた炭化物は、第二冷却工程では炭化物中のＣ原子が母相へ拡散することで消失する。この炭化物消失の際に新しい結晶粒が核生成する。一般的には、新たな結晶粒は、核生成した段階では非常に小さいものの、核成長してしまうので微細化には十分ではない。しかしながら、本発明においては、母相に拡散したＣ原子がドラッグ効果により結晶粒成長を抑制することで、新たな結晶粒の核成長を抑制し、微細な鋳造組織とすることができる。
【0151】
以上のメカニズムでの鋳造組織の微細化を達成するためには、第一冷却工程における炭化物の析出と、第二冷却工程における炭化物中のＣ原子拡散、炭化物消失、新たな結晶粒の核生成の全てが成される化学組成の範囲と平均冷却速度の範囲でなければならないため、上記組織変化の全てを十分に発生させるための化学組成として上記（Ｉ）において説明した範囲とするのみならず、第一冷却工程と第二冷却工程における平均冷却速度を制御することが重要である。
【0152】
第一冷却工程では、炭化物を析出（あるいは晶出した炭化物を残存）させる必要がある。工業用純チタンに近い合金組成において、第一冷却工程での平均冷却速度が速すぎると炭化物析出が十分でない。一方、第一冷却工程での平均冷却速度が遅すぎると、炭化物は析出するが大きく成長してしまい、第二冷却工程における炭化物消失と新たな結晶粒の核生成が不十分となってしまう。以上の理由により、適切な第一冷却工程の平均冷却速度範囲として（ＩＩ）において説明した範囲とする。
【0153】
第二冷却工程では、炭化物中Ｃ原子の母相への拡散、炭化物消失、新たな結晶粒の核生成の全てが成される必要がある。第二冷却工程での平均冷却速度が速すぎると、炭化物中Ｃ原子の母相への拡散が十分ではないため、炭化物消失と新たな結晶粒の核生成が不十分であり、本発明に規定した鋳造組織の粒径を満足できない。一方、第二冷却工程での平均冷却速度が遅すぎると、炭化物中Ｃ原子の母相への拡散、炭化物消失、新たな結晶粒の核生成の全てが十分に成されるものの、核生成した結晶粒が成長しすぎてしまうため、本発明に規定した鋳造組織の粒径を満足できない。以上の理由により、適切な第二冷却工程の平均冷却速度範囲として（ＩＩ）において説明した範囲とする。
【0154】
（鋳造組織の平均結晶粒径および鋳造組織の平均結晶粒径の測定方法）
鋳造組織の平均結晶粒径の測定は、図４の模式図に示すように、鋳塊中央付近、鋳塊側面表層付近、鋳塊トップ中央付近、鋳塊ボトム中央付近においてそれぞれ、サンプルを採取し、採取したそれぞれのサンプルの切断面を鏡面研磨した後、フッ化水素水溶液と硝酸水溶液を任意の割合で混合した液を用いてエッチングし粒界を現出させる。なお、図４（ａ）は、円柱状または直方体状の鋳塊の斜視図であり、図４（ｂ）は、図４（ａ）の断面Ｉにおける断面模式図であり、図４（ｃ）は、図４（ａ）の断面ＩＩにおける断面模式図であり、図４（ｅ）は、図４（ａ）の断面ＩＩＩにおける断面模式図である。
鋳造組織の平均結晶粒径の測定は、図４の模式図に示すように、鋳塊中央付近、鋳塊側面表層付近、鋳塊トップ中央付近、鋳塊ボトム中央付近においてそれぞれ、サンプルを採取し、採取したそれぞれのサンプルの切断面を鏡面研磨した後、フッ化水素水溶液と硝酸水溶液を任意の割合で混合した液を用いてエッチングし粒界を現出させる。なお、図４（ａ）は、円柱状または直方体状の鋳塊の斜視図であり、図４（ｂ）は、図４（ａ）の断面Ｉにおける断面模式図であり、図４（ｃ）は、図４（ａ）の断面ＩＩにおける断面模式図であり、図４（ｅ）は、図４（ａ）の断面ＩＩＩにおける断面模式図である。
【0155】
鋳塊中央付近とは、図４（ａ）及び図４（ｄ）に示すように、鋳塊の上面と下面との中間の高さにおける断面（断面ＩＩ）の中央の位置をいう。鋳塊側面表層付近とは、図４（ａ）及び図４（ｄ）に示すように、鋳塊の側面の表面から１０ｍｍの深さの位置をいう。また、鋳塊トップ中央付近とは、図４（ａ）及び図４（ｃ）に示すように、鋳塊の上面の中央から１０ｍｍの深さの位置（断面Ｉ）をいう。更に、鋳塊ボトム中央付近とは、図４（ａ）及び図４（ｅ）に示すように、鋳塊の下面の中央から１０ｍｍの深さの位置（断面ＩＩＩ）をいう。それぞれの位置からサンプルを採取する。なお、上面とは、鋳造方向で見た場合、後方の面であり、下面とは、鋳造方向で見た場合、前方の面である。
【0156】
その後、デジタルカメラ、マイクロスコープ、光学顕微鏡およびＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）によって、サンプルの組織を観察および撮影し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０２０に規定される切断法により平均結晶粒子径を算出する。観察用の写真の撮影倍率を決定するため、まず、１倍、２４倍、５０倍、１００倍、２００倍、５００倍及び１０００倍の倍率で、サンプルの組織を観察する。そして、観察視野中に５個以上１００個以下の結晶粒子を含む画像が得られる倍率を、平均結晶粒子径の算出のための倍率として採用する。２通り以上の倍率で５個以上１００個以下の結晶粒子を含む画像が得られる場合は、より高い倍率での観察結果を採用する。なお、結晶粒子径が大きく１倍で撮影した場合でも観察視野中に５個以上の結晶粒子を含まない場合は、１倍の倍率での撮影写真を採用する。各採取位置に対してそれぞれ５視野以上、合計２０視野以上実施し、各採取位置の平均結晶粒径の平均を「各サンプル採取位置の鋳造組織の平均結晶粒径」とし、全ての採取位置の平均結晶粒径の平均を本発明の「全体の鋳造組織の平均結晶粒径」とする。
【0157】
平均結晶粒径は「全体の鋳造組織の平均結晶粒径」を意味し、９０μｍ以下であることが望ましい。
【0158】
なお、サンプルの採取位置によって鋳造組織の平均結晶粒径が顕著に異なる場合があるが、平均結晶粒径の比として［各サンプル採取位置の鋳造組織の平均結晶粒径］／［全体の鋳造組織の平均結晶粒径］が０．７０～１．４０の範囲であることが望ましい。
【0159】
（チタン化合物）
本実施形態の鋳塊には、鋳造組織中にチタン化合物が含まれる場合がある。本発明の鋳塊に含まれうるチタン化合物としては、炭化物と、炭化物以外のチタン化合物とがある。
本実施形態の鋳塊には、鋳造組織中にチタン化合物が含まれる場合がある。本発明の鋳塊に含まれうるチタン化合物としては、炭化物と、炭化物以外のチタン化合物とがある。
【0160】
（炭化物）
本発明においては、第二冷却工程において炭化物全てを消失させることが望ましい。このような炭化物が鋳塊に残存すると、後の熱間加工において割れの起点となり得るためである。炭化物は主にＴｉＣであるが、その種類を限定するものではない。なお、鋳塊から得たスラブ又はビレットを熱間加工するための加熱によって、第二冷却工程後に鋳塊に残存する炭化物をほぼ消失させることができる。
本発明においては、第二冷却工程において炭化物全てを消失させることが望ましい。このような炭化物が鋳塊に残存すると、後の熱間加工において割れの起点となり得るためである。炭化物は主にＴｉＣであるが、その種類を限定するものではない。なお、鋳塊から得たスラブ又はビレットを熱間加工するための加熱によって、第二冷却工程後に鋳塊に残存する炭化物をほぼ消失させることができる。
【0161】
（炭化物以外のＴｉ化合物）
また、鋳塊の化学組成次第では、本発明の第二冷却工程後の鋳塊において炭化物以外のＴｉ化合物が存在する場合がある。例えば、Ｔｉ２Ｃｕ、Ｔｉ２Ｎｉ、Ｔｉ３Ａｌ、ＴｉＡｌ、ＴｉＢなどである。これらも、炭化物と同じく、後の熱間加工において割れの起点となり得るので、少ないほうが望ましい。なお、上記（Ｉ）で説明した化学組成１～４の範囲であれば、鋳塊から得たスラブ又はビレットを熱間加工するための加熱によりほぼ消失させることができる。
また、鋳塊の化学組成次第では、本発明の第二冷却工程後の鋳塊において炭化物以外のＴｉ化合物が存在する場合がある。例えば、Ｔｉ２Ｃｕ、Ｔｉ２Ｎｉ、Ｔｉ３Ａｌ、ＴｉＡｌ、ＴｉＢなどである。これらも、炭化物と同じく、後の熱間加工において割れの起点となり得るので、少ないほうが望ましい。なお、上記（Ｉ）で説明した化学組成１～４の範囲であれば、鋳塊から得たスラブ又はビレットを熱間加工するための加熱によりほぼ消失させることができる。
【0162】
本発明の鋳塊において、チタン化合物（炭化物および炭化物以外のチタン化合物）の体積率は、５ｖｏｌ％以下であることが好ましい。また、チタン化合物の平均粒子径は１μｍ未満であることが好ましい。
【0163】
チタン化合物（炭化物および炭化物以外のチタン化合物）の体積率および平均粒子径は、以下の方法で測定することができる。
【0164】
体積率と平均粒子径のどちらについても、測定サンプルおよび観察サンプル採取は図４模式図に示す鋳塊中央付近、鋳塊側面表層付近、鋳塊トップ中央付近、鋳塊ボトム中央付近のそれぞれから採取する。
【0165】
鋳塊中央付近とは、鋳塊の上面と下面との中間の高さにおける断面の中央の位置をいう。鋳塊側面表層付近とは、鋳塊の側面の表面から１０ｍｍの深さの位置をいう。鋳塊トップ中央付近とは、鋳塊の上面の中央から１０ｍｍの深さの位置をいう。鋳塊ボトム中央付近とは鋳塊の下面の中央から１０ｍｍの深さの位置をいう。それぞれの位置からサンプルを採取する。なお、上面とは、鋳造方向で見た場合、後方の面であり、下面とは、鋳造方向で見た場合、前方の面である。
【0166】
体積率は、Ｘ線回折により、炭化物、炭化物以外のＴｉ化合物、その他の相の回折ピークを測定し、参照強度比法から算出する。測定は、各サンプル採取位置において１測定、合計４測定を行い、各測定位置における体積率を算出する。全採取位置における体積率を平均し、鋳塊における炭化物と炭化物以外のＴｉ化合物の体積率とする。
【0167】
平均粒子径は、採取したサンプルそれぞれの切断面を鏡面研磨した後、フッ化水素水溶液と硝酸水溶液を任意の割合で混合した液を用いてエッチングし粒界を現出させる。エッチングの処理時間は１秒以上６０秒以下とする。その後、光学顕微鏡とＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察で組織を観察および撮影する。観察および撮影の倍率は、５０～１０００倍とする。粒子が球状の場合は粒子直径０．５μｍ以上、粒子が球状でない場合は粒子の短軸長さが０．５μｍ以上のものを観察対象とする。これらの倍率で観察し、ひとつの視野中に粒子が１個以上３０個以下となる倍率を採用する。粒子径は採用した倍率で観察した際のスケールバーと比較して、粒子が球状の場合は粒子直径、粒子が球状でない場合は粒子の短軸長さを測定し粒子径とする。採用した倍率で、各採取位置に対してそれぞれ５視野以上の観察と粒子径測定を実施し、それぞれのサンプル採取位置での平均粒子径を算出する。全採取位置の平均粒子径を平均し、鋳塊の平均粒子径とする。
【0168】
（発明の効果）
（Ｃ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏの偏析低減）
以上の機構により、平均結晶粒径９０μｍ以下の鋳造組織を得ることができる。鋳造組織を微細化する過程で、Ｃ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏなどの偏析を低減した鋳塊を作製できる。これらの元素の偏析は、マクロ偏析とミクロ偏析に２分されるが、本発明においては、どちらの偏析も低減することができる。
（Ｃ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏの偏析低減）
以上の機構により、平均結晶粒径９０μｍ以下の鋳造組織を得ることができる。鋳造組織を微細化する過程で、Ｃ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏなどの偏析を低減した鋳塊を作製できる。これらの元素の偏析は、マクロ偏析とミクロ偏析に２分されるが、本発明においては、どちらの偏析も低減することができる。
【0169】
マクロ偏析およびミクロ偏析の程度は、偏析比指数により評価される。偏析比指数は、以下の（ａ）式～（ｅ）式により算出される。以下の式の適正範囲は化学組成により異なり、化学組成１の場合では（ａ）式が１．４以下であり、（ｂ）式が１．３以下であれば本発明を満足する。
【0170】
化学組成２の場合では、（ａ）式が１．４以下、（ｂ）式が１．３以下、（ｃ）式が１．３以下、（ｅ）式が１．３以下であれば本発明を満足する。
【0171】
化学組成３の場合では、（ａ）式が１．４以下、（ｂ）式が１．３以下、（ｃ）式が１．３以下、（ｄ）式が１．３以下、（ｅ）式が１．３以下であれば本発明を満足する。
【0172】
化学組成４の場合では（ａ）式が１．４以下、（ｂ）式が１．３以下、（ｃ）式が１．３以下、（ｅ）式が１．３以下であれば本発明を満足する。
【0173】
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ … （ａ）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ … （ｂ）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ … （ｃ）
［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ … （ｄ）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ … （ｅ）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ … （ｂ）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ … （ｃ）
［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ … （ｄ）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ … （ｅ）
【0174】
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅは、この値が大きい場合、局所的にＣが多い場所が形成していることを意味する。局所的にＣが多い場所では、チタン炭化物が形成し、チタン炭化物は冷却後においても残存する場合がある。チタン炭化物は硬質であり、チタン炭化物の形成箇所およびその周辺部において疵や割れが発生しやすいため望ましくない。また、局所的にＣが多い場所では、チタン炭化物が形成せずとも、固体溶強化により硬質化する。そのため、局所的にＣが多い場所および周辺部において疵や割れが発生しやすいため望ましくない。よって、［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅは１．４以下であることが好ましい。
【0175】
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅに関しても同様に、これらの元素が局所的に多い場所では固溶強化により硬質化し、これらの元素が局所的に多い場所および周辺部において疵や割れが発生しやすいため望ましくない。よって、［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅはそれぞれ、１．３以下であることが好ましい。
【0176】
なお、（ａ）式～（ｅ）式において、［Ｃ］ａｖｅ、［Ｆｅ］ａｖｅ、［Ａｌ］ａｖｅ、［Ｖ］ａｖｅ、［Ｍｏ］ａｖｅはそれぞれ、鋳塊おけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、ＶおよびＭｏの平均化学組成（質量％）を意味する。これらは、ＩＣＰ－ＯＥＳ（Inductively coupled plasma optical emission spectrometer）など一般的な成分分析手法により測定される。測定に際してのサンプルリングは、鋳造し冷却後の鋳塊のボトム部から採取する。ボトム部の鋳肌から５ｍｍ以上の深さの位置からシェーパなどで切削した切粉を分析試料とする。この試料を酸に溶解してＩＣＰ－ＯＥＳなどにより分析する。
【0177】
［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｖ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘは、鋳塊におけるＣ、Ｆｅ、Ａｌ、ＶおよびＭｏの最大濃度（質量％）を意味する。これらは、ＥＰＭＡ分析（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）により測定される。ＥＰＭＡ分析の測定サンプル採取は、図４の模式図に示す鋳塊中央付近、鋳塊側面表層付近、鋳塊トップ中央付近、鋳塊ボトム中央付近のそれぞれから採取する。
【0178】
鋳塊中央付近とは、鋳塊の上面と下面との中間の高さにおける断面の中央の位置をいう。鋳塊側面表層付近とは、鋳塊の側面の表面から１０ｍｍの深さの位置をいう。鋳塊トップ中央付近とは、鋳塊の上面の中央から１０ｍｍの深さの位置をいう。鋳塊ボトム中央付近とは鋳塊の下面の中央から１０ｍｍの深さの位置をいう。それぞれの位置からサンプルを採取する。なお、上面とは、鋳造方向で見た場合、後方の面であり、下面とは、鋳造方向で見た場合、前方の面である。
【0179】
各採取位置から採取したサンプルに対してそれぞれ５視野以上、合計２０視野以上の分析を行う。合計２０の分析視野中で最も大きな分析値を最大化学組成として採用し、それぞれ［Ｃ］ｍａｘ、［Ｆｅ］ｍａｘ、［Ａｌ］ｍａｘ、［Ｖ］ｍａｘ、［Ｍｏ］ｍａｘとする。ＥＰＭＡ分析の測定条件は特に限定する必要はなく、一例として加速電圧１０～１５ｋＶとする。また、分析時の倍率を決定するため、まず、５０倍、１００倍、２００倍、５００倍及び１０００倍の倍率で、観察する。そして、観察視野中に２個以上２０個以下の結晶粒子を含む画像が得られる倍率を、ＥＰＭＡ分析のために採用する。２通り以上の倍率で２個以上２０個以下の結晶粒子を含む場合は、より高い倍率での観察結果を採用する。ＥＰＭＡ分析を行う前に、分析時の倍率と同倍率でサンプルを観察し、化合物粒子を含まない視野を選択してＥＰＭＡ分析を実施する。
【0180】
（熱間加工疵の低減）
一般的に組織が微細であるほど熱間加工疵が抑制される。本発明では、鋳造組織の微細化によって、分塊圧延や鍛造などの熱間加工時の疵が低減される。熱間加工時の疵を低減することで、後工程での疵や亀裂発生が抑制され、高品質な製品を製造することが可能となる。
一般的に組織が微細であるほど熱間加工疵が抑制される。本発明では、鋳造組織の微細化によって、分塊圧延や鍛造などの熱間加工時の疵が低減される。熱間加工時の疵を低減することで、後工程での疵や亀裂発生が抑制され、高品質な製品を製造することが可能となる。
【0181】
熱間加工疵の評価は以下の方法で実施できる。鋳塊に大気加熱を施した後に熱間加工を施し、熱間加工材の表面と裏面を肉眼で観察して疵の長さと疵の量を評価する。例えば、疵の長さ１０ｍｍ以上の疵が確認された場合を不合格、確認されなかった場合を合格と評価すればよい。疵の量は、熱間加工材の表面と裏面における疵部の面積率が５％を超える場合を不合格、５％以下の場合を合格、などと評価できる。なお、熱間加工前の大気加熱条件は特に制限を受けるものではなく、例えば均熱保持温度として７００～９００℃、保持時間として１０～４００分といった条件で施せばよい。熱間加工方法についても特に制限を受けるものではなく、例えば厚み５００ｍｍの鋳塊に対して圧下率として２０～９０％の範囲で熱間圧延を施すといった条件で実施すればよい。
【0182】
（鋳塊のＣ量の低減）
通常、鋳塊をそのまま構造部品などの用途に用いることは少なく、最終的には板材、棒材、線材、型材などに加工された後利用されることが多い。また、用途次第では最終製品においてＣ量を抑制したい場合もある。このような場合においては、以下の工夫を施すことで、上記鋳造組織を有する鋳塊からＣ量が低い熱間加工材を作製することも可能である。
通常、鋳塊をそのまま構造部品などの用途に用いることは少なく、最終的には板材、棒材、線材、型材などに加工された後利用されることが多い。また、用途次第では最終製品においてＣ量を抑制したい場合もある。このような場合においては、以下の工夫を施すことで、上記鋳造組織を有する鋳塊からＣ量が低い熱間加工材を作製することも可能である。
【0183】
具体的には、上記の熱間加工前後の加熱により表層にαケースを形成させ、αケース中にＣを濃化させた後、表層αケースを機械加工や酸洗などにより除去する。通常αケースは大気に起因するＯを多く含むが、本発明においては素材中Ｃが素材表層に拡散する影響があり、本発明中のαケースはＯのみならず高Ｃのα相から形成される。形成したαケースを切削や酸洗により除去することで、Ｃ量を抑制しつつ、マクロ偏析とミクロ偏析が低減され、熱間加工疵も低減された素材を得ることができる。αケースの形成条件は、均熱保持温度として７００℃～９００℃、保持時間として２０分～４００分の条件とすることで、高Ｃのαケースを素材表層に形成し、その後の切削や酸洗で除去することが可能である。
【実施例0184】
（サンプル製造条件）
電子ビーム溶解炉を用いて表１Ａ、表１Ｂ、表３Ａ、表３Ｂ、表５Ａ、表５Ｂ、表７Ａ、表７Ｂに示す化学組成の鋳塊を鋳造し、表２Ａ、表２Ｂ、表４Ａ、表４Ｂ、表６Ａ、表６Ｂ、表８Ａ、表８Ｂに示す冷却速度で冷却することで８トンの鋳塊を作製した。作製した鋳塊を以下の方法で評価した。表２Ａ、表２Ｂ、表４Ａ、表４Ｂ、表６Ａ、表６Ｂ、表８Ａ、表８Ｂに示す冷却速度はいずれも平均冷却速度である。なお、熱間加工疵の評価に関しては、作製した鋳塊を鍛造し熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とした後に評価に用いた。
電子ビーム溶解炉を用いて表１Ａ、表１Ｂ、表３Ａ、表３Ｂ、表５Ａ、表５Ｂ、表７Ａ、表７Ｂに示す化学組成の鋳塊を鋳造し、表２Ａ、表２Ｂ、表４Ａ、表４Ｂ、表６Ａ、表６Ｂ、表８Ａ、表８Ｂに示す冷却速度で冷却することで８トンの鋳塊を作製した。作製した鋳塊を以下の方法で評価した。表２Ａ、表２Ｂ、表４Ａ、表４Ｂ、表６Ａ、表６Ｂ、表８Ａ、表８Ｂに示す冷却速度はいずれも平均冷却速度である。なお、熱間加工疵の評価に関しては、作製した鋳塊を鍛造し熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とした後に評価に用いた。
【0185】
なお、表１Ａ、表１Ｂ、表３Ａ、表３Ｂ、表５Ａ、表５Ｂ、表７Ａ、表７Ｂにおいて、「＜０．００１」との表記があるが、これは意図的に当該元素を含有させていないことを示す。また、表２Ａ、表２Ｂ、表４Ａ、表４Ｂ、表６Ａ、表６Ｂ、表８Ａ、表８Ｂにおける（ａ）式、（ｂ）式、（ｃ）式、（ｄ）式および（ｅ）式は、以下の通りである。
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ … （ａ）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ … （ｂ）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ … （ｃ）
［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ … （ｄ）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ … （ｅ）
［Ｃ］ｍａｘ／［Ｃ］ａｖｅ … （ａ）
［Ｆｅ］ｍａｘ／［Ｆｅ］ａｖｅ … （ｂ）
［Ａｌ］ｍａｘ／［Ａｌ］ａｖｅ … （ｃ）
［Ｖ］ｍａｘ／［Ｖ］ａｖｅ … （ｄ）
［Ｍｏ］ｍａｘ／［Ｍｏ］ａｖｅ … （ｅ）
【0186】
（評価方法）
（鋳造組織の平均結晶粒径測定方法）
鋳造組織の平均結晶粒径測定には、鋳塊中央付近、鋳塊表層付近、鋳塊トップ付近、鋳塊ボトム付近のそれぞれからサンプルを採取し、採取したそれぞれのサンプルの切断面を鏡面研磨した後、フッ化水素水溶液と硝酸水溶液を任意の割合で混合した液を用いてエッチングし粒界を現出させた。その後、デジタルカメラ、マイクロスコープ、光学顕微鏡およびＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）によって、サンプルの組織を観察および撮影し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０２０に規定される切断法により平均結晶粒子径を算出した。観察用の写真の撮影倍率を決定するため、まず、１倍、２４倍、５０倍、１００倍、２００倍、５００倍及び１０００倍の倍率で、サンプルの組織を観察した。そして、観察視野中に５個以上１００個以下の結晶粒子を含む画像が得られる倍率を、平均結晶粒子径の算出のための観察倍率として採用した。２通り以上の倍率で５個以上１００個以下の結晶粒子を含む画像が得られる場合は、より高い倍率での観察結果を採用した。なお、結晶粒子径が大きく１倍で撮影した場合でも観察視野中に５個以上の結晶粒子を含まない場合は、１倍の倍率での撮影写真を採用した。各採取位置に対してそれぞれ５視野以上、合計２０視野以上実施し、各採取位置の平均結晶粒径の平均を「各サンプル採取位置の鋳造組織の平均結晶粒径」とし、全ての採取位置の平均結晶粒径の平均を本発明の「全体の鋳造組織の平均結晶粒径」とした。
（鋳造組織の平均結晶粒径測定方法）
鋳造組織の平均結晶粒径測定には、鋳塊中央付近、鋳塊表層付近、鋳塊トップ付近、鋳塊ボトム付近のそれぞれからサンプルを採取し、採取したそれぞれのサンプルの切断面を鏡面研磨した後、フッ化水素水溶液と硝酸水溶液を任意の割合で混合した液を用いてエッチングし粒界を現出させた。その後、デジタルカメラ、マイクロスコープ、光学顕微鏡およびＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）によって、サンプルの組織を観察および撮影し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０２０に規定される切断法により平均結晶粒子径を算出した。観察用の写真の撮影倍率を決定するため、まず、１倍、２４倍、５０倍、１００倍、２００倍、５００倍及び１０００倍の倍率で、サンプルの組織を観察した。そして、観察視野中に５個以上１００個以下の結晶粒子を含む画像が得られる倍率を、平均結晶粒子径の算出のための観察倍率として採用した。２通り以上の倍率で５個以上１００個以下の結晶粒子を含む画像が得られる場合は、より高い倍率での観察結果を採用した。なお、結晶粒子径が大きく１倍で撮影した場合でも観察視野中に５個以上の結晶粒子を含まない場合は、１倍の倍率での撮影写真を採用した。各採取位置に対してそれぞれ５視野以上、合計２０視野以上実施し、各採取位置の平均結晶粒径の平均を「各サンプル採取位置の鋳造組織の平均結晶粒径」とし、全ての採取位置の平均結晶粒径の平均を本発明の「全体の鋳造組織の平均結晶粒径」とした。
【0187】
「全体の鋳造組織の平均結晶粒径」が９０μｍを超えた場合を×と評価し、「全体の鋳造組織平均結晶粒径」が９０μｍ以下である場合を〇と評価した。
【0188】
炭化物と炭化物以外のＴｉ化合物に関する評価は、以下の方法で実施した。
体積率と平均粒子径のどちらについても、測定サンプルおよび観察サンプル採取は鋳塊中央付近、鋳塊側面表層付近、鋳塊トップ中央付近、鋳塊ボトム中央付近のそれぞれから採取した。体積率はＸ線回折により炭化物、炭化物以外のＴｉ化合物、その他の相の回折ピークを測定し、市販のソフトウェアを用いて参照強度比法から算出した。測定は、各サンプル採取位置において１測定、合計４測定を行い、各測定位置において各相の体積率を算出した。
体積率と平均粒子径のどちらについても、測定サンプルおよび観察サンプル採取は鋳塊中央付近、鋳塊側面表層付近、鋳塊トップ中央付近、鋳塊ボトム中央付近のそれぞれから採取した。体積率はＸ線回折により炭化物、炭化物以外のＴｉ化合物、その他の相の回折ピークを測定し、市販のソフトウェアを用いて参照強度比法から算出した。測定は、各サンプル採取位置において１測定、合計４測定を行い、各測定位置において各相の体積率を算出した。
【0189】
それぞれのサンプル採取位置にて算出した体積率のいずれかにおいて、５ｖｏｌ％を超える場合を×（不合格）、全てのサンプル採取位置において５ｖｏｌ％以下の場合を〇（合格）と評価した。
【0190】
平均粒子径は、採取したサンプルそれぞれの切断面を鏡面研磨した後、フッ化水素水溶液と硝酸水溶液を任意の割合で混合した液を用いてエッチングし粒界を現出させた。エッチングの処理時間は１秒以上６０秒以下とした。その後、デジタルカメラ、マイクロスコープ、光学顕微鏡およびＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）により、サンプルの組織を観察した。分析時の撮影倍率を決定するため、まず、１倍、２４倍、５０倍、１００倍、２００倍、５００倍及び１０００倍の倍率で、観察した。粒子が球状の場合は粒子直径０．５μｍ以上、粒子が球状でない場合は粒子の短軸長さが０．５μｍ以上のものを観察対象とした。そして、観察視野中に５個以上３０個以下の粒子を含む画像が得られる倍率を、平均粒子径の算出のために採用した。平均粒子径は、採用した倍率で観察した際のスケールバーと比較して、粒子が球状の場合は粒子直径、粒子が球状でない場合は粒子の短軸長さを測定し粒子径とした。採用した倍率で、各採取位置に対してそれぞれ５視野以上合計２０視野以上の観察と粒子径測定を実施し、それぞれのサンプル採取位置での平均粒子径を算出した。なお、観察した２通り以上の倍率で５個以上３０個以下の粒子を含む場合は、より高い倍率での観察結果を採用した。それぞれのサンプル採取位置において、平均粒子径１μｍ以上の場合を×（不合格）、１μｍ未満の場合を〇（合格）と評価した。
【0191】
熱間加工疵の評価は以下の方法で実施した。鋳塊に大気加熱を施した後に熱間加工を施し、熱間加工後の素材の表面と裏面を肉眼で観察して疵の長さと疵の量を評価した。疵の長さは１０ｍｍ以上の疵が確認された場合を×（不合格）、確認されなかった場合を〇（合格）と評価した。疵の量は、熱間加工後の素材の表面と裏面における疵部の面積率が５％を超える場合を×（不合格）、５％以下の場合を〇（合格）と評価した。熱間加工前の大気加熱条件は、均熱保持温度として８００℃、保持時間として４０分の条件で施した。熱間加工方法は、厚み１００ｍｍの鍛造材に対して合計圧下率として９５％で熱間圧延を施した。
【0192】
【表1A】
【0193】
【表1B】
【0194】
【表2A】
【0195】
【表2B】
【0196】
【表3A】
【0197】
【表3B】
【0198】
【表4A】
【0199】
【表4B】
【0200】
【表5A】
【0201】
【表5B】
【0202】
【表6A】
【0203】
【表6B】
【0204】
【表7A】
【0205】
【表7B】
【0206】
【表8A】
【0207】
【表8B】
【0208】
表１Ａ～表８Ｂに示したように、本発明例は、疵の長さ及び疵の量がいずれも「○」になり、表面疵の発生を抑制することができた。
【0209】
一方、表１Ａ～表８Ｂに示したように、化学成分が発明範囲から外れるか、または、製造条件が好ましい範囲から外れる比較例は、疵の長さ及び疵の量の少なくとも一方が「×」になり、表面疵の発生を抑制できなかった。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】