即使省略初轧工序、精整工序，热轧后的表面性状也优异的热轧用钛铸坯及其制造方法与流程

本发明涉及热轧用钛铸坯及其制造方法，特别是涉及即使省略初轧工序(slabbing step)、精整工序(finishing step)也可以良好地保持热轧后的表面性状的钛铸坯及其制造方法。

一般来说，工业用纯钛通常如下进行：以由克罗尔法得到的海绵钛、钛废料为熔炼原料，利用真空电弧熔炼(VAR)、电子束熔炼(EBR)等进行熔炼而形成大型的铸坯(铸锭)。此处，作为铸坯形状，真空电弧熔炼的情况下，限定于圆柱状的铸坯(钢坯)，另一方面，电子束熔炼的情况下，可以铸造成矩形状的铸坯、即板坯。

进而，以这样的大型铸坯作为原材料制造钛薄板等钛材时，根据需要对大型铸坯进行表面的切削修整后，通过热加工实施初轧或锻造，加工成适于之后的热轧的形状、尺寸的板坯。此处将基于这些初轧或锻造的热加工工序称为开坯工序(breakdown step)。而且，为了进一步去除开坯后的板坯的表面上形成的氧化物层、氧富集层，通常，实施利用切削加工将表面削磨数mm左右的切削修整后，供至热轧。

然而，这样以往的一般的手法中，用于自大型铸坯加工成适于热轧的形状、尺寸的初轧或锻造的开坯工序需要大量时间和成本，这成为对钛薄板制造的生产率提高、成本降低的大的瓶颈。

然而，直到最近，作为铸造板坯状的铸坯的方法，采用DC板坯铸造法(直接浇铸法)代替前述那样的大型铸锭铸造，所述DC板坯铸造法如下：将利用电子束熔炼在炉床内熔炼的钛熔液连续地注入至保持为真空气氛的水冷铜铸模内，且将在该水冷铜铸模内凝固了的部分从铸模的下端侧连续地抽出，得到规定长度的板坯状铸坯。利用该DC板坯铸造法，逐渐确立了制造较薄的板坯状铸坯、即具有能够直接供至热轧的形状、尺寸的钛铸坯的技术。

如果应用这样的电子束熔炼-真空下的DC板坯铸造法，则可以省略以往需要的开坯工序，其结果，可以提高钛薄板制造的生产率，降低制造成本。然而，对于由真空下的DC板坯铸造得到的板坯，保持了铸造时的状态下的铸坯的表面层的凹凸也剧烈且缺陷多。如果将这样的铸坯直接供至热轧，则热轧加工的板(热轧板)的表面性状变差，因此，如前述那样，与应用自大型铸锭的开坯工序的情况同样地，实际情况是，对表面实施切削加工后必须供至热轧。因此材料的成品率降低，另外需要切削加工的工夫、成本，因此实际情况是，改善的要求仍然强烈。

进而，如上述那样，对应用电子束熔炼-真空下的DC板坯铸造法而得到的板坯(省略开坯工序)实施表面切削加工后供至热轧的情况下，也存在热轧后的热轧板的表面性状未必变良好的问题。即，存在如下问题：在热轧板表面产生大量达到数mm至10mm左右的长度的大小的盖状的瑕疵。此处将这样的表面的大量盖状的瑕疵称为表面瑕疵。认为这样的热轧板的表面瑕疵来自于所铸造的板坯的粗大铸造组织。即，认为不经过作为热加工的开坯工序的板坯具有保持了铸造时的状态(as cast；“保持了铸造时的状态”)的包含粗大的晶粒的铸造组织，即使对其表面实施切削加工，切削后的表面层上也存在粗大的组织，由于这样粗大的表面的铸造组织导致热轧板上产生表面瑕疵。

此处，作为由粗大的铸造组织所导致的在热轧板上产生表面瑕疵的具体因素，认为由于粗大的晶粒，导致粒内和晶粒间的变形各向异性的影响而在表面上产生凹凸，随着之后的热轧的进行，在该凹陷上被覆金属而成为表面瑕疵。进而，对于钛合金，相变时，在原β晶粒的晶界附近产生α相(晶界α相)。大量包含钛合金中经常使用的Al、O等α稳定化元素的合金体系中，α相与β相的热变形阻力有较大差异，该差异有时也成为之后的热加工、冷加工时的破裂的起点。

然而，对于不经过开坯工序而得到的热轧用钛板坯，为了防止热轧后的热轧板表面上出现的表面瑕疵的产生，已经提出了几种在热轧前预先对板坯表面层实施改性处理的方法。

例如，专利文献1中提出了，对热轧用钛板坯的表面利用具有曲率半径为3～30mm的前端形状的钢制工具、或半径为3～30mm的钢球进行冷锻(塑性加工)，由此，赋予波纹度轮廓曲线单元的平均高度为0.2～1.5mm、平均长度为3～15mm的浅凹。该提出的方法中，利用上述那样的钢制工具或钢球对钛板坯的表面层通过冷加工而预先赋予规定的塑性应变，从而在之后的热轧时，使表面层再结晶并生成微细组织。由此，可以防止前述那样的粗大组织所导致的凹陷的产生，因此即使省略开坯工序，也可以减轻热轧板的表面瑕疵。

另外专利文献2中提出了如下方法：对热轧用钛板坯的表面、尤其是热轧时的成为轧制面一侧的表面利用高频感应加热、电弧加热、等离子体加热、电子束加热和激光加热等赋予高能量，仅使其表面层以遍及1mm以上的深度熔融，并立即使其骤冷再凝固。需要说明的是，该提出的方法的情况下，钛的熔点当然为β相变点以上的温度，因此随着使表面熔融，比表面的熔融层更靠下侧(母材侧)的热影响区域(HAZ)层也被加热至β相变点以上，发生β相变。而且在该提出的方法中，热轧用钛板坯的表面层熔融，从而表面被平滑化，进而之后通过自母材侧的排热，熔融层被骤冷而凝固，同时下侧的HAZ层(β相)被骤冷，从而熔融层和HAZ层成为微细的相变组织(通常为微细针状组织)。而且，如此地微细化的表面层在之后的热轧的初期发生再结晶，成为微细且具有不规则的取向的粒状的组织(等轴晶粒组织)。因此，可以防止由粗大组织所导致的凹陷的产生，也可以一定程度地消除热轧后的热轧板的表面瑕疵。然而，专利文献2中公开的发明中，有时无法以实用的水平防止热轧板的表面瑕疵，其原因不清楚，寻求改善。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开2010/090352

专利文献2：日本特开2007-332420号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

本发明的课题在于，提供无需专利文献1所示那样的表面层改性处理，进一步改善专利文献2中公开的发明并省略开坯工序，以实用的水平防止之后的热轧后的热轧板表面上产生表面瑕疵，由此能够提高钛热轧板的制造生产率、且实现成本降低的热轧用钛铸坯及其制造方法。

用于解决问题的方案

为了解决上述课题，对于前述专利文献2所示的表面层改性技术反复进行深入实验/研究，结果得到如下见解。

即，通常而言，利用电子束等高能量密度的加热手段将铸坯的表面加热而仅使表面层熔融后的冷却利用自母材侧的排热进行。此时，熔融层的厚度越薄，铸坯表面的每单位面积的热输入量(以下，关于热输入量，单位面积是指1cm²)越少，因此，刚刚加热后的冷却速度变大，因此冷却而凝固的表面层(熔融再凝固层)变成更微细的组织，之后，实施用于热轧的加热时的表面层的组织也进一步被微细化，其结果，也可以可靠地抑制热轧初期产生的凹陷、热轧板的表面瑕疵的产生。

然而，已知熔融层的厚度薄时存在以下问题。

(1)熔融深度浅的情况下，在距离表面一定程度深度的位置处存在的来自于铸造的孔隙、褶皱等缺陷有时不会消失。即，通过实验确认了，为了利用熔融后的再凝固使表面层的组织充分微细化，熔融深度为数mm左右，利用熔融加热直至形成于比熔融部靠近下部的β域以上且低于熔点，从而必须使符合形成的微细组织层(βHAZ层)的熔融深度+βHAZ的组织改性层为5mm以上。即，推测熔融深度变浅时，孔隙不会消失，因此热轧时这些孔隙成为起点而产生裂纹，在表面产生凹部，产生表面瑕疵。

(2)通过边使电子束等高能量沿着1个方向移动边进行照射，从而加热铸坯的表面仅使表面层熔融，因此在照射部与母材部的边界附近(熔融焊珠端部)熔融深度变得非常浅。存在熔融深度浅的部分的情况下，熔融深度+βHAZ的组织容易细粒化，但另一方面，除了(1)的问题之外可以确认，以存在于经过组织改性的下层中的粗大铸造组织导致的凹陷作为起点而产生裂纹，产生热轧板的表面瑕疵。可知，为了防止该现象，可以通过使熔融深度+βHAZ的组织改性层为5mm以上来防止。

(3)另一方面可知，对铸坯表面的经过轧制的全部面完全地进行组织改性需要巨大的成本。然而还可知，一些热轧时的表面瑕疵的产生可以通过进行热轧板表面的修整来消除，可以充分地享有分解轧制、锻造的成本削减的优点。

另一方面还已知，加深熔融深度的情况下，存在以下问题。

想要加深熔融深度的情况下，必须具有更高能量密度来使表面层熔融。然而，该情况下，与前述情况相反地，每单位面积的热输入量变大，刚刚加热后的自母材侧的排热带来的冷却速度变小。因此，被冷却而凝固的表面层(熔融再凝固层)的组织无法充分微细化，之后，实施用于热轧的加热时的表面层的组织也不会充分微细化，其结果，热轧初期产生的凹陷、热轧板的表面瑕疵不会充分降低。可知，为了防止该现象，必须将熔融深度+βHAZ的组织改性层抑制为9mm以下。

以这样的新的见解为基础，本发明人等反复深入实验·研究，结果发现：专利文献2所示的表面改性技术的问题变明确，通过进行进一步改良，可以充分抑制热轧初期产生的凹陷、热轧板的表面瑕疵，发现，可以以实用的水平抑制热轧初期产生的凹陷、热轧板的表面瑕疵。

即，发现：利用电子束照射使作为热轧用板坯的原材料的铸坯的表面层熔融并再凝固时，控制电子束照射输出功率、照射条件(熔融焊珠的叠加的方式等)，以由电子束照射形成的组织微细化层整体的形状成为特定范围的方式进行热轧用板坯表面的熔炼，从而可以以实用的水平可靠地防止热轧初期产生的凹陷、热轧板的表面瑕疵，可以可靠地抑制之后的热轧后的热轧板中的表面瑕疵的产生，至此完成了本发明。

本发明的主旨如以下所述。

[1]一种热轧用钛铸坯，其为包含钛的热轧用钛铸坯，

在成为轧制面的表面具有通过熔融并再凝固而形成的组织微细化层，所述组织微细化层包含与母层相比更微细的颗粒，

前述组织微细化层的厚度为深5mm以上且低于9mm，并且，前述微细组织的平均厚度的1/2位置处的粒径为1mm以上的晶粒的比例低于15％。

[2]根据[1]所述的热轧用钛铸坯，其包含工业用纯钛或钛合金。

[3]一种[1]或[2]所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其具备如下工序：

表层加热处理工序，在包含钛的铸坯原材料中，对成为热轧轧制面的表面利用电子束照射进行加热，将自表面起的深度为5mm以上且低于9mm为止的区域加热至β相变点以上；以及

冷却工序，在表层加热处理工序后，冷却至低于β相变点的温度。

[4]根据[3]所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，在前述表层加热处理工序中，边使电子束的照射枪沿着与铸坯原材料的表面平行的方向连续移动，边进行电子束照射。

[5]根据[3]所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，前述冷却工序通过自铸坯原材料的母材侧的排热来进行。

[6]根据[3]所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，前述铸坯原材料是利用DC板坯铸造法铸造的。

[7]根据[3]所述的热轧用钛铸坯的制造方法，其中，前述铸坯原材料具有保持了铸造时的状态的铸件表面。

根据这样的本发明，铸造后的铸件表面上存在的剧烈的凹凸通过熔融而被消除并平滑化，同时来自于铸造时的内部孔隙等缺陷消失，另外粗大的铸造组织也消失。而且，最表面成为基于再加热·骤冷的组织微细化层。因此，将本发明的热轧用钛铸坯供至热轧时，可以防止由来自于铸造时的褶皱、内部孔隙所导致的表面瑕疵的产生于未然，同时，也可以可靠地防止由组织微细化的不充分所导致的热轧初期的凹部的产生、热轧板的表面瑕疵的产生于未然。

即，熔融并再凝固时，对于熔融并加热至β相变点以上的内侧组织微细化层，该组织微细化层处于5mm以上且低于9mm的范围，在熔融焊珠间也具有充分的厚度，使存在于距离表面附近数mm左右的位置的孔隙充分地消失。

另一方面，通过不过度地加深熔融，利用自母材的排热带来的高速骤冷效果，充分地成为包含微细的组织的层。因此，也可以可靠地防止由组织微细化的不充分所导致的热轧初期的凹部的产生、热轧板的表面瑕疵的产生。

而且，即使是铸造后不经过作为热加工的初轧、锻造等开坯工序的状态的铸坯，也可以得到上述各作用，而且，没有预先对表面实施切削加工的铸造状态的所谓黑皮(black skin)的铸坯也可以得到上述各作用。

另外本发明的热轧用钛铸坯的制造方法中，前述铸坯原材料可以为利用DC板坯铸造法进行铸造而得到的原材料，也可以为将利用电子束熔炼法得到的熔液利用DC板坯铸造法进行铸造而得到的原材料，还可以为具有保持铸造状态的铸件表面的原材料。这样的矩形铸坯是不经过包含初轧或锻造的开坯工序而得到的，对该熔炼法没有特别限定，可以应用电子束熔炼法、等离子体电弧熔炼法等。电子束熔炼法中，由于为高真空中的熔炼，因此在熔炼后残留于板坯表面附近的孔隙内部成为真空，从而具有如下优点：热轧时，容易将该孔隙压接而无害化。另一方面，等离子体电弧熔炼法中，可以在低真空气氛中进行熔炼，因此制造钛合金时，有容易添加蒸气压高的合金元素的优点，可以适当根据熔炼的成分体系来选择最佳的熔炼方法。

发明的效果

本发明的热轧用钛铸坯的表面平坦且表面正下方的内部的微小孔隙也少，并且，最表面明显成为微细的组织。因此，将其供至热轧时，可以以实用的水平稳定地防止热轧初期在表面上产生凹部、或者热轧板中产生表面瑕疵。而且，使用不经过初轧、锻造等开坯工序的铸坯作为用于制造热轧用钛铸坯的原材料铸坯，也可以得到这样的效果。因此可以省略开坯工序，与以往相比可以进一步实现成本降低。

附图说明

图1为示出本发明的热轧用钛铸坯的制造方法的实施方式的流程的示意图。

图2为示出供至本发明的热轧用钛铸坯的制造方法的实施方式的原材料(矩形钛铸坯)的一例的概要和对其的电子束照射情况的示意性的立体图。

图3为阶段性示出本发明的热轧用钛铸坯的制造方法的实施方式中原材料的矩形钛铸坯表面层的推移的一例的示意性截面图。

图4为示出与本发明的热轧用钛铸坯的表面附近的电子束照射方向垂直的方向的截面组织的一例的示意图。

图5为示出本发明的热轧用钛铸坯的表层部分中的微细化层和铸造凝固组织的截面观察照片。

具体实施方式

以下，参照附图对本发明的实施方式进行详细说明。

图1概要地示出本发明的一个实施方式的热轧用钛铸坯的制造方法中的整体工艺的各工序。需要说明的是，该图1中，作为前工序，也一并示出作为原材料的矩形钛铸坯的制造工序的一例。另外图2示出供至本发明的热轧用钛铸坯的制造方法的实施方式的原材料(矩形钛铸坯)的概要，同时示出对该矩形钛铸坯的电子束照射情况。进而图3示出图1所示的制造方法的一个实施方式中的、基于各工序的矩形钛铸坯的表面附近的截面情况的推移。

[前工序]

制造本发明的热轧用钛铸坯时，如图1中作为前工序所示那样，将工业用纯钛的熔炼原料、例如由克罗尔法得到的钛海绵、钛废料、包含作为钛合金原料的钛、添加元素的化合物的母合金在炉床内利用电子束熔炼以规定量进行熔炼。将所得钛熔液连续地浇注至DC板坯铸造用的水冷铜铸模、即上下开放且水平截面呈矩形状(包括角部形成有倒角的情况)的水冷铜铸模内。进而将在该铸模内凝固的铸坯在下方连续地抽出，由此，得到具有保持铸造状态的形状、尺寸且适于热轧的厚度、宽度和长度的矩形(板坯状)的钛铸坯。如此，对铸坯的角部赋予倒角的情况也广泛称为“矩形”。需要说明的是，上述利用电子束加热的炉床中的熔炼和铸造时的气氛保持为真空。

此处工业用纯钛包括：JIS标准的1种～4种、和与其对应的ASTM标准的Grade1～4、DIN标准的3·7025中规定的工业用纯钛。即，本发明中作为对象的工业用纯钛可以是指，以质量％计，包含C：0.1％以下，H：0.015％以下，O：0.4％以下，N：0.07％以下，Fe：0.5％以下，余量为Ti。进而，在这些中添加若干铂族元素，被称为改进(改良)纯钛的高耐腐蚀性合金(ASTM Grade7、11、16、26、13、30、33或者与它们对应的JIS种、进而含有少量各种元素的钛材)在本发明中也作为包含于工业用纯钛的物质对待。

另外，钛合金通常通过热轧、冷轧而成形为板材，或者也可以制造成线材、棒材等形状的制品。此处钛合金可以应用α型钛合金、或者α+β型钛合金、β型钛合金。由此，本发明中，对钛合金的成分组成没有特别限定。

需要说明的是，制造本发明的热轧用钛铸坯时，作为其原材料的矩形钛铸坯基本上只要由任意的熔炼法、任意的铸造法得到即可。可以最有效地发挥本发明的效果时，为如下钛铸坯：利用电子束熔炼法、等离子体电弧熔炼法，使钛海绵、钛废料等原料在真空下熔炼，将该钛熔液利用真空下的DC板坯铸造法铸造成截面呈长矩形状的矩形(板坯状)。利用这样的DC板坯铸造法，可以容易得到适于热轧的形状、尺寸的截面矩形状的矩形钛铸坯，因此可以省略初轧、锻造等热条件下的开坯工序。

另外矩形钛铸坯的尺寸只要为能够直接供至热轧的尺寸就没有特别限定。作为热轧，应用线圈轧制，制造板厚3mm～8mm左右的热轧线圈薄中板时，作为矩形钛铸坯，可以设为厚度150mm～280mm左右、长度3m～10m左右、宽度600mm～1500mm左右。

进而，对供至热轧用的钢坯、大钢坯(bloom)等的相当于轧制面的部分，如本发明那样也进行热处理并进行热轧也可以发挥同样的效果。作为原材料的钛铸坯不限定于矩形(板坯状)，也包括钢坯、大钢坯。

对于如前述那样由DC板坯铸造得到的矩形钛铸坯，以保持其原有的状态，如图1所示地依次供至表层加热处理工序、冷却工序。此处，矩形钛铸坯以保持其原有的状态供至各工序是指，不经过初轧、锻造等基于热加工的开坯工序，作为用于制造钛热轧板制造用板坯的原材料，以保持铸造状态(as cast)的材料的形式供至各工序。因此，通常而言，对于作为热轧用钛铸坯的原材料的矩形钛铸坯，作为表面性状，具有来自于铸造的粗大的凹凸的同时具有粗大的铸造组织，且距离表面部数mm左右的深度为止的部分中，大量存在来自于铸造的孔隙等缺陷。需要说明的是，虽然是不言而喻的，但经过用于修整板坯表面的切削工序后，熔炼表面的方法也没有问题，容易得到更平滑的面。

另外以下所述的各工序是对矩形钛铸坯的外表面中的、除了DC板坯铸造时的前端面(相当于铸造开始面的下端面)和后端面(相当于铸造结束面的上端面)之外的4个面中、至少作为热轧工序中的轧制面(与热轧辊相接触的面)的2个面(即较宽的2个面)实施的。需要说明的是，具有倒角的矩形铸坯的情况下，倒角面形成上述较宽的2个面的一部分。

具体而言，例如如图2所示那样，具有倒角11的矩形钛铸坯10中，沿着其铸造方向(DC板坯铸造中的铸坯抽出方向)D的4个面10A～10D中的较宽的2个面10A、10B(包含倒角11的面)成为热轧时的轧制面。因此，至少对包含该倒角11的较宽的2个面10A、10B实施各工序。

进而，不仅对沿着铸造方向D的4个面10A～10D中的较宽的2个面(热轧时的成为轧制面的面)10A、10B实施各工序，也可以对较窄的2个面(热轧时的成为边缘侧的面)10C、10D实施各工序。针对此时的边缘侧的2个面10C、10D的各工序可以在针对作为热轧面的较宽的2个面10A、10B的各工序结束后重新实施。但是本实施方式中，为了说明的简略化，将针对边缘侧的2个面10C、10D的各工序省略。

[表层加热处理工序]～[冷却工序]

如前述那样，由电子束熔炼和DC板坯铸造得到的矩形钛铸坯直接供至表层加热处理工序。该表层加热处理工序如图2所示那样，为如下工序：对于矩形钛铸坯10的外表面中的、至少热轧工序中的成为轧制面(与热轧辊相接触的面)的较宽的2个面10A、10B，照射电子束，仅使该面中的表面层熔融。此处，首先对该2个面10A、10B中的一个面10A实施。

此处，如图2所示那样，通常对矩形铸坯10的面10A利用一台电子束照射枪12的电子束的照射区域14的面积与应当照射的面10A的整个面积相比格外小，因此，实际上通常边使电子束照射枪12连续地移动，或者边使矩形铸坯10连续地移动，边对应当照射的面10A的整体进行电子束照射。该照射区域通过调整电子束的焦点，或者通过使用电磁透镜以高频率使小射线振动(振荡、Oscillation)而形成射线束，从而可以调整其形状、面积。而且，本实施方式的说明中，如图2中的箭头A所示那样，以使电子束照射枪12连续地移动的方式进行以下的说明。需要说明的是，对电子束照射枪的移动方向没有特别限定，一般来说，沿着矩形铸坯10的长度方向(通常为铸造方向D)或宽度方向(通常为与铸造方向D垂直的方向)连续地使其移动，以前述照射区域14的宽度W(圆形射线或射线束的情况下为直径W)连续地呈带状照射。进而对于其相邻的未照射的带状区域，边沿着反向(或同向)使照射枪12连续地移动，边呈带状进行电子束照射。另外也可以根据情况使用多个照射枪，同时对多个区域同时进行电子束照射。图2中示出沿着矩形铸坯10的长度方向(通常为铸造方向D)使矩形射线连续地移动的情况。

利用这样的表层加热处理工序对矩形钛铸坯10的表面(面10A)照射电子束，如果将该表面加热至钛的熔点(通常为1670℃左右)以上的温度，则如图3的中央靠左所示那样，矩形钛铸坯10的面10A的表面层仅以与热输入量相应的深度被最大熔融。然而，距离与电子束的照射方向垂直的方向的深度如图4(a)所示那样不是恒定的，电子束照射的中央部的深度变为最大，越向带状的端部行进其厚度越减少，呈现向下凸的弯曲形状。另外比该熔融层16更靠近铸坯内部侧的区域也由于电子束照射所产生的热影响而温度上升，成为纯钛的β相变点以上的温度的部分(热影响层＝HAZ层)相变为β相。如此，由于表层加热处理工序中的电子束照射所导致的热影响而相变为β相的区域也与熔融层16的形状同样，形成向下凸的弯曲形状。

如此越靠近带状的端部，熔融深度越变浅时，无法使存在于表层数mm位置的孔隙消失，因此热轧时这些孔隙成为起点而产生裂纹，在表面产生凹部，产生表面瑕疵。另外，由于熔融深度变浅，因此受到下层粗大的铸造组织的影响，成为热轧时产生表面瑕疵的原因。因此，对相邻的未照射的带状区域进行照射时，必须使其与已经照射过的区域的电子束适当地叠加。电子束的叠加如下进行：对相邻的未照射部的熔融部的形状、带状区域沿着反向(或同向)照射时，边使照射枪连续地移动，使电子束的中心位置仅错开所需量，边以带状进行电子束照射。该叠加的量用相邻的带状部与电子束的距离表示，理想的是，设为5mm以上且低于20mm。叠加的量小于5mm时，熔融部的形状变得更光滑，即使在带状的端部中也可以熔融至充分的深度，因此可以去除孔隙，但使相邻的未处理部熔融时，已经照射过的部位的大部分由于热影响而上升至高温。如此，由熔融再凝固处理形成的微细组织会粗大化，1mm以上的晶粒的存在量变多。另一方面，设为20mm以上时，叠加的量少，带状的端部的孔隙无法被充分去除而残留。通过将叠加的量设为5mm以上且低于20mm，从而如图4(b)所示那样，即使在带状的端部(最小部)也可以保证直至充分的深度的熔融深度，去除孔隙。然而，过度增大熔融深度时，自母材的排热带来的冷却速度变慢，无法充分进行后述的组织的微细化。在与电子束的照射方向垂直的方向上，利用表层加热处理加工的熔融层16和β相变层18的深度的总计为5mm以上且低于9mm的范围内，从而可以兼顾带状端部的孔隙消失和带状中央部的组织粗大化的抑制。需要说明的是，对熔融层16的厚度(深度)没有特别限定。只要使熔融层16与β相变层18的总计为前述深度即可，通常，理想的是将熔融层16设为2～3mm的范围内。

利用电子束照射的熔融深度主要与热输入量有关系，因此以成为可以得到上述熔融深度那样的热输入量的方式，选择电子束照射条件。实际上，根据铸坯的厚度(热容量)、母材温度、母材侧的冷却条件等，所需的热输入量也不同，用于得到上述熔融厚度的热输入量不能一概而定，通常将每单位面积(每1cm²)的热输入量设为30～～150J左右即可。另外此处，作为对每单位面积的热输入量有影响的电子束照射条件，有：照射枪的输出功率和光束直径，进而有如前述那样边使照射枪连续地移动边进行照射时的枪移动速度(照射位置移动速度)等，适当地对它们进行设定而确保上述热输入量即可。

需要说明的是，虽然没有特别图示，但对矩形钛铸坯的表面进行电子束的照射，实施表层加热处理工序后，实施冷却工序时，事先在由不锈钢、铜、铝等导热材料(金属)形成的水冷基台上载置矩形钛铸坯，使得矩形钛铸坯不会因电子束的照射而整体温度上升。然后，实施表层加热处理工序后，立即急速进行自母材侧的排热，实施冷却工序。由此，可以进一步提高本发明的效果。

从上述那样的表层加热处理工序至冷却工序为止的工艺中，利用电子束照射而熔融的矩形钛铸坯的表面由于表面张力而平坦化，铸件表面的粗大的凹凸得以消除。另外利用表面的熔融，存在于该表面内部的来自于铸造的孔隙也消失。因此使熔融层冷却凝固而得到的熔融再凝固层成为表面的凹凸少、且内部的孔隙也少的层。另外粗大的铸造组织由于熔融而消失，通过之后的冷却过程中的凝固、进而由β相至α相的相变而生成微细的组织。该冷却·凝固是通过自母材侧的排热而进行的，但自母材侧的排热带来的冷却速度相当大，因此，凝固、相变后的组织变微细。

另外，β相变层在加热至高于β相变点的温度后，以自母材侧的排热带来的大的冷却速度被冷却，逆相变为α相而成为HAZ层。因此，HAZ层也成为微细的组织。

然而，前述熔融层+HAZ层有时无法在熔融再凝固而得到的铸坯表面整体均匀地形成，有时一部分残留有粗大的组织。上述情况下，熔融层+HAZ层的平均厚度的1/2的部分处的1mm以上的晶粒的比例如果低于15％，则即使产生热轧后的表面缺陷也极少，为能够通过表面修整充分应对的水平。

此处，1mm以上的晶粒的比例是熔融层+HAZ层的平均厚度的1/2的部分处的个数比例。因此，实施改性处理后，可以用光学显微镜观察截面，测定熔融层+HAZ层的平均厚度的1/2的部分处的晶粒的粒径和个数，从而测定。

前述粗大组织残留的理由尚不清楚，但可以如以下推测。

熔融再凝固层中形成的组织的大小由熔融部的热输入、自母材的排热决定。保持铸造状态的板坯表层上大量存在褶皱等凹凸，因此将具有这样的凹凸的表层部熔融时，自板坯的排热状态发生变化，根据情况，产生具有较粗大的晶粒的部位。进而，对于曾经熔融过的部位，将其他部位熔融时有时由其的热影响而上升至β相变点以下的高温区域。如此，较粗大的晶粒进一步进行颗粒生长，有时形成1mm以上的粗大的晶粒。

将示出对如以上那样得到的热轧用钛铸坯、即矩形钛铸坯实施改性处理而得到的热轧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示于图5。

实际使用如此得到的热轧用钛铸坯时，实施热轧而形成期望板厚的热轧板。对热轧的方式没有特别限定，形成薄板热轧板制品时，通常应用线圈轧制。另外对此时的热轧加工的板厚没有特别限定，通常为3mm～8mm左右。对热轧条件没有特别限定，与通常的钛热轧同样地，如果为工业用纯钛，则从720℃加热至920℃，如果为α型、α+β型钛合金，则在略低于β相变点的温度下加热60分钟～420分钟左右，在该范围内的温度下开始热轧，根据轧制机的能力，在室温以上的温度下结束热轧即可。

需要说明的是，以上的实施方式中，将利用电子束熔炼-DC板坯铸造得到的矩形钛铸坯以原本的状态、即不经过初轧、锻造等基于热加工的开坯工序地作为制造热轧用钛铸坯的原材料，以保持铸造状态的(as cast)的原材料供至各工序。即，使用具有保持铸造状态的铸件表面(由表面存在来自于铸造的剧烈凹凸、表层部中具有大量孔隙等铸造缺陷、所谓黑皮状态的表面形成的铸件表面)的原材料。本发明的效果在应用于这样的保持铸造状态的铸坯时可以最有效地发挥，但根据情况，对于为了去除铸件表面表面的凹凸、接近表面的孔隙而利用切削加工去除了距离最表面数mm左右为止的层的情况下，即呈现所谓白皮的状态的铸坯也允许应用。进而，也允许用于如下的铸坯：在铸造后打开熔炼炉、冷却炉而将铸坯取出到大气中时，利用切削加工去除因在高温下取出而在表面生成的氧富集层(最大1mm左右)的整体或者一部分，形成所谓半白皮的铸坯。

实施例

以下，基于表1(表1A和表1B)所示的试验编号1～7、表2(表2A和表2B)所示的试验编号8～21、表3(表3A和表3B)所示的试验编号22～24的实验，将本发明的实施例与利用现有方法的参考例(＝初轧板坯)、比较例(完全不实施本发明的处理的比较例和进行了不在本发明的条件内的处理的比较例)一起进行说明。

[表1]

A

B

[表2]

A

B

[表3]

A

B

〔试验编号1～7(表1A、表1B)〕

利用电子束熔炼对截面为1220mm宽×270mm厚×7000mm长的JIS1种纯钛板坯进行DC铸造，对于所制造的JIS1种纯钛的DC板坯，反复进行通过使板坯移动从而沿着长度方向照射电子束并使其往复的工序，由此对轧制面整个面进行电子束照射。对板坯的侧面也实施照射。

将这些板坯插入至820℃的炉后，加热约240分钟，利用连续热轧带钢轧机制造5mm厚的热轧板线圈，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗线路，每单面溶削约50μm。之后，对两个板面进行目视观察，测定表面瑕疵的数量。需要说明的是，表面瑕疵的数量如下：对在1m四方的框中产生表面瑕疵的个数进行10个～15个视野观察，将其平均。另外，板、长度未达到1m时，以观察的热轧板的表面积成为1m²的方式进行换算，将其作为每1m²的表面瑕疵的数量。

需要说明的是，此处，作为热轧板表面瑕疵的评价基准，将表面瑕疵的数量每1m²为0.3个以下的情况评价为合格，每1m²超过0.3个的情况评价为不合格。该评价基准在后述的各试验编号8～22中也是同样的。

试验编号1、2、3、4、5均为本发明的实施例，且如表1A、表1B所示那样，均具有本发明中限定的表层部的形态(组织微细化层的最大和最小厚度差)，在相当于热轧加热的热处理后，呈现包含本发明中限定的晶粒粒径的组织，热轧后的表面瑕疵也少，超过合格线。

另一方面，试验编号6、7是不满足本发明中限定的表层部的形态、施工条件的比较例，它们如表1A、表1B所示那样，热轧后的表面瑕疵多，热轧板的表面状态不合格。

〔试验编号8～21(表2A、表2B)〕

对于试验编号8～12，利用电子束熔炼对截面为1220mm宽×270mm厚×7000mm长的JIS1种纯钛板坯进行DC铸造，对于所制造的各种JIS级或ASTM级的工业用纯钛或改进纯钛(低合金钛)的DC板坯，反复进行通过使板坯移动从而沿着长度方向照射电子束并使其往复的工序，由此对轧制面整个面进行电子束照射。对板坯的侧面也实施照射。

对于试验编号13～18，利用电子束熔炼对截面为950mm宽×220mm厚×5000mm长的钛板坯进行DC铸造，对于所制造的钛合金的DC板坯，反复进行通过使板坯移动从而沿着长度方向照射电子束并使其往复的工序，由此对轧制面整个面进行电子束照射。对板坯的侧面也实施照射。

对于试验编号19～21，对于利用等离子体电弧熔炼对截面为950mm宽×250mm厚×4500mm长的钛板坯进行DC板坯铸造而得到的钛合金的DC板坯，反复进行通过使板坯移动从而沿着长度方向照射电子束并使其往复的工序，由此对轧制面整个面进行电子束照射。对板坯的侧面也实施照射。

试验编号8为JIS2种纯钛，试验编号9为JIS3种纯钛，试验编号10为JIS4种纯钛，试验编号11为ASTM Gr.17的钛合金，试验编号12为ASTM Gr.13的钛合金。试验编号11、12为添加有合金元素的钛合金但添加量为少量，是进行了基于纯钛的处理的改进纯钛。

试验编号13为Ti-1Fe-0.35O的钛合金，试验编号14为Ti-5Al-1Fe的钛合金，试验编号15为Ti-5Al-1Fe-0.25Si的钛合金，试验编号16为Ti-3Al-2.5V的钛合金，试验编号17为Ti-4.5Al-2Mo-1.6V-0.5Fe-0.3Si-0.03C(ASTM Gr.35)的钛合金，试验编号18为Ti-4.5Al-2Fe-2Mo-3V，试验编号19为Ti-1Cu，试验编号20为Ti-1Cu-0.5Nb，试验编号21为Ti-1Cu-1Sn-0.3Si-0.2Nb。

对于这些板坯，对表侧的面实施表层加热处理，之后翻转板坯，对里侧的面实施表层加热处理。之后，对侧面也进行同样的电子束照射。

将这些板坯插入至820℃的炉后，加热约240分钟，利用连续热轧带钢轧机制造5mm厚的热轧板线圈，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗线路，每单面溶削约50μm。之后，对两个板面进行目视观察，测定表面瑕疵的数量。

这些试验编号8～21的例子均为本发明的实施例，如表2A、表2B所示那样，均具有发明中限定的表层部的形态，在相当于热轧加热的热处理后，呈现包含本申请发明中限定的晶粒粒径的组织，热轧后的表面瑕疵也少，达到合格线。

〔试验编号22～24(表3A、表3B)〕

试验编号22是利用电子束熔炼对截面为1000mm宽×190mm厚×5000mm长的JIS1种纯钛板坯进行DC铸造而得到的铸坯，试验编号18是利用电子束熔炼对截面为950mm宽×165mm厚×4500mm长的JIS1种纯钛板坯进行DC铸造而得到的铸坯，试验编号24是与试验编号22为相同尺寸、且利用等离子体电弧熔炼进行DC板坯铸造而得到的铸坯。

对于这些板坯，对表侧的面实施表层加热处理，之后翻转板坯，对里侧的面实施第一阶段表层加热处理。之后，对侧面也进行同样的电子束照射。此时，使照射条件进行各种变化。

将这些板坯插入至820℃的炉后，加热约240分钟，利用连续热轧带钢轧机制造5mm厚的热轧板线圈，穿过包含硝酸氢氟酸的连续酸洗线路，每单面溶削约50μm。之后，对两个板面进行目视观察，测定表面瑕疵的数量。

这些试验编号22～24中，与试验编号1等相比，尺寸小，因此热容量也小，因此有冷却速度变慢的倾向，但呈现包含本申请发明中限定的晶粒直径的组织，热轧后的表面瑕疵也少，达到合格线。