挥本发明的效果。在其间，结束照射部分的再加热层24通过从母 材（铸坯内部）的排热而骤冷。在此，再加热层的最表面熔融、第2段熔融层24A存在的情 况下，该第2段熔融层24A由于骤冷而凝固，进而被骤冷至P相变点以下而成为a相组织 的第2段熔融再凝固层26A。此外，其下侧的第2段P相变层24B也被加热至高于P相变 点的温度之后，被骤冷至低于0相变点的温度，成为a相组织的第2段HAZ层26B，这些层 26A、26B的整体构成后述的组织微细化层26。这样的冷却过程相当于第2段冷却工序P4。
[0090] 需要说明的是，第2段表层加热处理工序P3~第2段冷却工序P4也与第1段表层 加热处理工序Pl~第1段冷却工序P2同样地，通过先将矩形钛铸坯10载置于由良导热材 料（金属）制成的水冷基台上，以便矩形钛铸坯10不因电子束的照使射而整体升温，此外 第2段冷却工序P4中采取快速进行从母材侧的排热，从而能够进一步提高本发明的效果。
[0091] 需要说明的是，此外，在第2段表层加热处理工序P3中，边使照射枪相对于铸坯相 对地并且连续地移动边对矩形钛铸坯的表面照射电子束的本实施方式的情况下，与第1段 表层加热处理工序Pl~第1段冷却工序P2同样地，在矩形钛铸坯表面的某个位置照射电 子束而进行第2段表层加热处理工序P3时，在其它位置（已经结束照射的位置）进行第2 段冷却工序P4。
[0092] 在此，第2段表层加热处理工序P3中的电子束照射的每单位时间、单位面积的输 入热量与第1段表层加热处理工序Pl中的电子束照射的输入热量相比小，因此利用从电子 束照射后的母材侧的排热的第2段冷却工序P4中的冷却速度比第1段冷却工序P2中的冷 却速度大。即，再加热层24的最表面熔融产生第2段熔融层24A时的、第2段冷却工序P4 中的第2段熔融层24A的凝固速度比第1段冷却工序P2中的第1段熔融层16的凝固速度 大，进而，之后的冷却速度也比第2段冷却工序P4大。此外，在第2段冷却工序P4中，第2 段P相变层24B被冷却至低于P相变点的温度的冷却速度也比第1段冷却工序P2中的 第1段P相变层24B的冷却速度大。因此，由第2段冷却工序P4而凝固/冷却的再加热 层24的组织与由第1段冷却工序P2而冷却/凝固的组织（第1段熔融再凝固层20以及 第1段HAZ层22的组织）相比变为足够微细的组织（微细针状组织）。如此，将再加热层 24的组织微细化的层称为组织微细化层26。
[0093] 此外，在该组织微细化层26的内侧，在第1段表层加热处理工序Pl以及第1段冷 却工序P2中形成的第1段熔融再凝固层20和第1段HAZ层22残留。如此，在组织微细化 层26的内侧残留的第1段熔融再凝固层20和第1段HAZ层22与组织微细化层26相比时 为比较粗大的针状组织。本发明中，将如此在组织微细化层26的内侧残留的第1段熔融再 凝固层20与第1段HAZ层22统称为"内侧组织微细化层"。需要说明的是，此处所谓"比 较粗大的"意味着"与组织微细化层26相比时，第1段HAZ层22与组织微细化层26相比 微细化的程度少"，通常的基准中"内侧组织微细化层"也为微细的针状组织。
[0094] 在此，通过第2段表层加热处理工序P3中的电子束的照射而被加热至P相变点 以上的深度d3不足Imm时，组织微细化层26过薄，因此不能得到由于组织微细化产生的可 靠地防止热乳板表面的瑕疵产生的效果。另一方面，该深度d3若为6mm以上，则利用从电 子束照射后的母材的排热的冷却速度变慢，不足以实现组织微细化。因此，第2段表层加热 处理工序P3中的电子束的照射控制为使被加热到P相变点以上的深度d3为1mm以上且 不足6mm。即，将自表面至Imm以上且不足6mm的位置作为0相变点以上的再加热层24〇
[0095] 需要说明的是，通过第2段表层加热处理工序P3中的电子束的照射而被加热至0 相变点以上的深度（再加热层24的厚度）d3期望为上述的Imm以上且不足6mm的范围内、 特别是下限为2mm以上且上限为5mm以下的范围内。
[0096] 此外，可以多次进行第2段表层热处理，但对于任意一次的热处理来说重要的是 至少比在第1段表面热处理中组织被改性的深度浅。
[0097] 在此，为了定量地表示通过第2段冷却工序（也包括多次进行的情况）冷却再加 热层24而得到的组织微细化层26中的晶体组织（针状组织）的微细化的程度，能够以进 行热乳前所实施的加热处理或与其相当的处理而使其再结晶的状态而不是以原样的状态 来表示。即，在成为不规则取向的微细再结晶粒状组织的状态下，粒径3_以上的晶粒的个 数为每Im 2板坯表面为5个以下即可。即，由再加热/骤冷产生的针状组织的微细化程度 难以以原样来规定。因此，为了定量地表示由再加热/骤冷产生的组织微细化层26的微细 化，使用热乳前所实施的加热处理或与其相当的处理后的状态的粒径。需要说明的是，热乳 前所实施的加热处理或与其相当的处理意味着820°C X 240分钟的加热处理。
[0098] 对于组织微细化层26中的组织（针状组织），在进行热乳前所实施的加热处理或 与其相当的处理而使其再结晶的状态、即成为不规则取向的等轴微细粒状组织的状态下， 粒径3_以上的晶粒的个数超过每Im 2板坯表面5个的情况下，与未进行第2段表层加热 处理工序~第2段冷却工序的情况（即通过第1段表层加热处理工序~第1段冷却工序而 制成制品的热乳用板坯的情况）相比不能说显著地实现微细化，难以可靠并且稳定地防止 在热乳初期产生的较大的凹陷、热乳板的表面瑕疵的产生。需要说明的是，关于热乳前所实 施的加热处理或与其相当的处理后的组织微细化层26中粒径3mm以上的晶粒的个数每Im 2 板坯表面为5个以下，其中特别优选为1个以下。这些晶体粒径可以通过进行将自表面至 深度Imm以上且不足6mm的区域加热至P相变点以上的第2段表层加热处理工序从而可 靠地得到。
[0099] 需要说明的是，晶体粒径意味着在板坯的厚度方向截面的该区域中的晶体粒径。 具体而言为如下的晶体粒径，例如在相对于板坯的长度方向（乳制方向D)正交的截面（厚 度方向截面）中，测定宽度宽的面（乳制面）IOAUOB的、从外表面出发至在板坯的厚度方 向上包含该区域整体的深度为止的所有晶粒的粒径，并且跨越板坯的宽度方向的规定距离 对其进行测定。在此，为了求出可靠性高的粒径，期望跨越板坯的宽度的1/2左右（半宽） 的距离进行测定。
[0100] 进而，在第2段表层加热处理工序P3中，使a相稳定化元素、中性元素中的一种 或两种以上存在于矩形钛铸坯的表面，使矩形钛铸坯的表层部熔融时，可以使a相稳定化 元素、中性元素一起熔融，使a相稳定化元素、中性元素在表层部富集。作为a相稳定化 元素、中性元素的原材料，可以组合使用粉末、片、线、薄膜、切肩之中的一种或两种以上。a 相稳定化元素以及中性元素期望设为六1、511、2^在钛中含有这些元素时，在€ [单相区域可 以抑制晶粒成长。因此，即便在热乳时加热至a相高温域，也可以将晶粒保持为微细。为 了抑制晶粒成长，需要一定程度以上的浓度。在热乳用钛铸坯的距表面深度4mm以下的范 围，期望含有以质量％总计为0%以上且不足2.0%的a相稳定化元素、中性元素中的一种 或两种以上。
[0101] 此外，在第2段表层加热处理工序P3中，使0相稳定化元素中的一种或两种以上 存在于矩形钛铸坯的表面，使矩形钛铸坯的表层部熔融时，可以使P相稳定化元素一起熔 融、使P相稳定化元素在表层部富集。作为P相稳定化元素的原材料，可以组合使用粉末、 片、线、薄膜、切肩中的一种或两种以上。作为0相稳定化元素，可以列举出V、Mo、Fe、Cr、 Mn、Ta、Nb、Ni、Cr、Co、Cu、W等。然而，对于钛来说，熔点高的W等元素成为HDI (高密度夹 杂物）的原因，不熔融、扩散不充分地直接残留在钛材料中时，成为疲劳破坏的起点，因此 在使用中需要注意。P稳定化元素能够分为￥、11 0、了&、他等完全固溶型和？6、〇^11、(：0、 Ni、Cu等共析型，共析型中各0稳定化元素的固溶度小、但0稳定化能力大，因此共析型 的P稳定化元素即便少量添加也是有效的。在第2段表层加热处理工序P3中，通过使0 稳定化元素一起熔融，从而在矩形钛铸坯的表层含有P稳定化元素。其结果，通过基于0 稳定化元素添加的淬透性提高，从而可以制成更微细的组织。在此，所谓"淬透性提高"是 指通过使钛铸坯的表层含有P稳定化元素从而使CCT曲线的冷却时的相变端向长时间侧 移动、从而在低温下使其相变。通过在低温下使其相变，从而能够使成核位点增加、使晶粒 微细化。在热乳加热时成为a+0的二相域的状态，在a相的晶界生成0相，从而抑制a 相的粒成长。因此，由于热乳时的晶粒保持微细晶粒状态，因此可制造不产生表面瑕疵的钛 热乳材。期望在热乳用钛铸坯的距表面深度4_以下的范围含有以质量％总计为1. 5%以 下的0相稳定化元素中的一种或两种以上。
[0102] 或者，在第2段表层加热处理工序P3中，使a相稳定化元素、中性元素中的一种 或两种以上以及P相稳定化元素中的一种或两种以上存在于矩形钛铸坯的表面，使矩形 钛铸坯的表层部熔融时，可以使a相稳定化元素、中性元素以及P相稳定化元素一起熔 融，使a相稳定化元素、中性元素以及P相稳定化元素在表层部富集。此时，在热乳用钛 铸坯的距表面深度4mm以下的范围，期望含有以质量％总计为0%以上且不足2. 0%的a 相稳定化元素、中性元素中的一种或两种以上，并且期望含有以质量％总计为1. 5%以下的 0相稳定化元素中的一种或两种以上。
[0103] 需要说明的是，多次进行第2段表层热处理的情况下，期望如此使a相稳定化元 素、中性元素、P相稳定化元素在表层部富集的操作在最终的热处理时进行。
[0104] 此外，含有0相稳定化元素的情况下，在820°C、240分钟的热处理下不产生再结 晶，存在针状组织状态的情况，难以准确地测定此时的晶体粒径。然而，通常针状组织比再 结晶组织微细，因此在热乳后也能够抑制表面瑕疵产生。
[0105] 如前所述，矩形钛铸坯10的宽度宽的2个面（热乳时的乳制面）IOAUOB之中，对 于一侧的面10A，在实施第1段表层加热处理工序~第1段冷却工序~第2段表层加热处 理工序~第2段冷却工序之后，例如使矩形钛铸坯10翻转，对于另一侧的面10B，与前述同 样地实施第1段表层加热处理工序~第1段冷却工序~第2段表层加热处理工序~第2段 冷却工序。需要说明的是，根据情况，也可以对于一侧的面IOA实施第1段表层加热处理工 序~第1段冷却工序之后，对于另一侧的面IOB实施第1段表层加热处理工序~第1段冷 却工序，然后，对于各面10A、10B，依次实施第2段表层加热处理工序~第2段冷却工序。
[0106] 需要说明的是，以上的实施方式中，虽然设定为对于沿铸造方向（DC板坯铸造中 的铸坯拔出方向）D的4个面IOA~IOD之中宽度宽的2个面（热乳时的乳制面，其中包括 存在倒角11的情况：参照图2) 10A、IOB进行处理，但也可以对于前述4个面之中宽度窄的 面（成为热乳时的边缘侧的面）10C、10D(参照图2)实施与对于宽度宽的2个面10AU0B 的处理同样的处理。
[0107] 即，在热乳中，对热乳原材料的板坯施加压下，从而原材料边缘侧的面的至少一部 分通常卷向热乳板的板面侧。因此，若矩形铸坯边缘侧的面的表面层的组织粗大、或存在大 量缺陷，则有可能在接近热乳板的宽度方向两端的表面产生凹陷等表面瑕疵。与之相对，通 过对矩形铸坯边缘侧的面也预先实施前述同样的改性处理，从而可以有效地防止这样的事 态发生。
[0108] 如此，对于边缘侧的2个面10CU0D也与前述同样地实施第1段表层加热处理工 序~第1段冷却工序~第2段表层加热处理工序~第2段冷却工序的情况下，对于边缘侧 的2个面10CU0D的各工序可以在对于宽度宽的2个面10AU0B的各工序结束之后实施。 或者可以在对于宽度宽的2个面10AU0B的各工序之间适宜实施。
[0109] 在图4中示意性地示出如以上操作而得到的热乳用钛铸坯、即对于矩形钛铸坯实 施了改性处理的热乳用钛铸坯的表面附近（例如板面IOA附近）的截面组织状态组织。进 而，在图5中示意性地示出对该热乳用钛铸坯进行了热乳前所实施的加热处理或与其相当 的处理的状态的组织。图6为示出相当于图4的热乳用钛铸坯的表层部分中的微细化层、 内侧微细化层和铸造凝固组织的截面观察照片。
[0110] 图4中示出的热乳用钛铸坯30相当于第2段冷却工序结束后的状态（图3(B)的 右侧的状态）。该热乳用钛铸坯30的母材部分28 (与第1段HAZ层22相比靠板坯内侧的 部分）为铸造状态的粗大组织（铸造凝固组织），与之相比靠表面侧的部分在最表面具有包 含针状组织的组织微细化层26、在组织微细化层的内侧具有包含针状组织的内侧组织微细 化层27。需要说明的是，如上所述，内侧组织微细化层27为在实施第2段表层加热处理工 序P3与第2段冷却工序P4之后残留在组织微细化层26的内侧的第1段熔融再凝固层2