本發(fā)明涉及熱軋用鈦鑄坯及其制造方法，特別是涉及即便省略初軋工序、精整工序也能夠良好地保持熱軋后的表面性狀的熱軋用鈦鑄坯及其制造方法。

背景技術：

鈦材一般如下制造：利用開坯工序將由熔化工序得到的鑄錠制成板坯或鋼坯形狀，修整表面后，進行熱軋，進一步實施退火、冷加工，從而制造。熔化工序中除了廣泛使用的真空電弧重熔(VAR：Vacuum Arc Remelting)法之外，還有：在與鑄模不同的位置進行熔化并流入至鑄模的電子束重熔(EBR：Electron Beam Remelting)法、等離子體熔化法等。對于前者，鑄模被限定為圓筒型，因此，板材的制造中需要開坯或鍛造工序。對于后者，鑄模形狀的自由度高，除了圓筒型之外，還可以使用方型的鑄模。因此，如果使用前述電子束重熔法、等離子體熔化法，則可以直接澆注方型鑄錠、圓柱型鑄錠。因此，由方型鑄錠制造板材的情況下、由圓柱型鑄錠制造棒材、線材的情況下，從鑄錠形狀的方面出發(fā)，可以省略開坯工序。上述情況下，可以省略開坯工序所耗費的成本和時間，因此期待生產(chǎn)效率明顯提高。

然而，工業(yè)上使用的大型鑄錠的保持鑄造所得狀態(tài)不變的組織中，形成晶體粒徑達到數(shù)十mm的粗晶粒。對這樣的鑄錠不經(jīng)過開坯工序而直接進行熱軋時，由于由粗大的晶粒所導致的粒內(nèi)和晶粒間的變形各向異性的影響，因此在表面上產(chǎn)生凹凸而成為表面瑕疵。因此，利用前述電子束重熔、等離子體熔化法直接制造方型鑄錠、圓柱型鑄錠而省略開坯工序的情況下，之后的熱軋中，會產(chǎn)生表面瑕疵。為了去除熱軋中產(chǎn)生的表面瑕疵，需要在酸洗工序中增大熱軋板表面的火焰清理量，產(chǎn)生使成本、成品率惡化的問題。即，必須新導入用于降低表面瑕疵的精整工序。因此，有通過省略開坯工序而期待的生產(chǎn)效率的提高被這樣的精整工序的新導入所抵消的擔心。針對這樣的問題，提出了，通過熱軋用原材料的制造方法、制造后實施加工、熱處理，從而降低表面瑕疵的方法。

專利文獻1中提出了如下方法：省略開坯工序而將鈦材的鑄錠直接進行熱軋加工的情況下，為了使表層附近的晶粒微細化，對表面層賦予應變后，加熱至再結晶溫度以上，使距離表面深度為2mm以上再結晶。作為賦予應變的方法，可以舉出：鍛造、軋縮、噴丸等。

專利文獻2中提出了如下方法：將鈦材的鑄錠加熱至Tβ+50℃以上，然后冷卻至Tβ-50℃以下，然后進行熱軋，從而降低由于粗大的晶粒的變形各向異性而在軋制中形成的表面的波紋、折皺，降低表面瑕疵。

專利文獻3中，鈦材中，作為經(jīng)過開坯工序時的軋制制品的表面瑕疵降低方法，提出了如下方法：使開坯工序結束時的溫度為α區(qū)域，或者，進一步將熱軋前的加熱在α區(qū)域中進行，從而使距離表面60μm以上為等軸晶。由此，可以避免富氧層部分地變深，在脫氧化皮工序中可以去除富氧層，硬度·延性不均勻的部分消失，因此，冷加工后的表面性狀得到改善。

專利文獻4中列舉了如下方法：省略熱加工工序而將鈦材的鑄錠直接進行熱軋的情況下，利用高頻感應加熱、電弧加熱、等離子體加熱、電子束加熱和激光加熱等使鑄錠的位于軋制面的表面的表層熔融再凝固，從而使距離表層深度為1mm以上細粒化，改善熱軋后的表層組織。這是通過對表層部進行驟冷凝固從而形成微細且具有不規(guī)則取向的凝固組織，從而防止表面瑕疵的發(fā)生。作為使鈦板坯的表層組織熔融的方法，可以舉出：高頻感應加熱、電弧加熱、等離子體加熱、電子束加熱和激光加熱。

現(xiàn)有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開平01-156456號公報

專利文獻2：日本特開平08-060317號公報

專利文獻3：日本特開平07-102351號公報

專利文獻4：日本特開2007-332420號公報

技術實現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問題

然而，專利文獻1中記載的方法中，賦予應變的方法中列舉了噴丸，但用一般的噴丸賦予的應變的深度為300～500μm左右以下，對形成為了改善品質(zhì)所需的深度2mm以上的再結晶層是不充分的。因此，實質(zhì)上必須利用鍛造或軋縮，將應變賦予至深的位置為止，為了對熱軋用的大型鑄錠進行鍛造或軋縮而需要大的設備，與通常的開坯工序相比，并未降低成本。

另外，專利文獻2中記載的方法有如下效果：通過加熱至β區(qū)域，粗大的晶粒發(fā)生再結晶而微細化。然而，不經(jīng)過開坯工序的情況下，由于不賦予加工應變因此再結晶核少，由于加熱鑄錠整體因此加熱后的冷卻速度慢，晶粒發(fā)生粗大化，從而基于再結晶的微細化效果受到限制，變形各向異性的降低不充分。另外，即便發(fā)生再結晶，受到原始的粗晶粒的晶體取向的影響也是達不到消除變形各向異性的因素。相反地，由于中等程度的細?；蔀樽鳛楸砻娴陌纪沟幕A的晶界增加的結果，成為表面瑕疵的產(chǎn)生增加的結果。

另外，對于專利文獻3中記載的方法，以由于經(jīng)過開坯工序而使鑄造組織被破壞、發(fā)生細粒化和等軸化為前提，省略開坯工序的情況下是沒有意義的。即使假定省略開坯工序而僅通過熱處理形成距離表面60μm以上的等軸晶粒，也為單純的再結晶，其晶體取向受到原始的晶體取向的影響。因此，對于防止由保持鑄造所得狀態(tài)不變的組織的粗晶粒造成的變形各向異性所導致的凹凸而言是不充分的，明確產(chǎn)生由表面瑕疵所導致的問題。

另外，專利文獻4中記載的方法進行了鑄錠表層部的組織改質(zhì)，具有使熱軋后的表面性狀良好的效果。

因此，本發(fā)明中，目的在于提供：即便省略開坯工序、精整工序也能夠良好地保持熱軋后的表面性狀的、鈦合金鑄坯及其制造方法。

用于解決問題的方案

本發(fā)明人等為了達成上述目的而進行了深入研究，結果發(fā)現(xiàn)：省略開坯工序、精整工序由鑄錠進行熱軋而制造鈦制品時，作為熱軋的前工序，保持鑄造所得狀態(tài)不變地在鈦材的軋制面表層放置或散布含有α穩(wěn)定化元素或中性元素的原材料(粉末、碎片、線、薄膜等)，使板坯表層連同原材料再熔融，從而在板坯表層中含有α穩(wěn)定化元素或中性元素，由此在熱軋加熱時也可以將板坯表層部的組織保持得微細，其結果，原始的粗大的凝固組織的變形各向異性的影響所導致的表面瑕疵降低，可以得到與經(jīng)過開坯工序、精整工序的情況等同的表面性狀。

本發(fā)明的主旨在于以下方案。

(1)

一種熱軋用鈦鑄坯，其特征在于，其為由鈦合金形成的鈦鑄坯，

在作為軋制面的表面，在深度1mm以上的范圍內(nèi)具有熔融再凝固層，所述熔融再凝固層是在作為軋制面的表面添加α相穩(wěn)定化元素、中性元素中的任意一者或者兩者中的一種或二種以上的元素使其熔融并再凝固而得到的，

直至深度1mm為止的范圍中的α相穩(wěn)定化元素和中性元素的總濃度與母材中的α相穩(wěn)定化元素和中性元素的總濃度相比，以質(zhì)量％計，高出0.1％以上且不足2.0％的程度。

(2)

根據(jù)(1)所述的熱軋用鈦鑄坯，其中，α相穩(wěn)定化元素、中性元素為Al、Sn、Zr。

(3)

根據(jù)(1)所述的熱軋用鈦鑄坯，其中，在熔融再凝固相中以質(zhì)量％計還含有1.5％以下的β相穩(wěn)定化元素中的一種或二種以上。

(4)

根據(jù)(1)所述的熱軋用鈦鑄坯，其中，比前述再熔融凝固層靠內(nèi)的內(nèi)側為保持鑄造所得狀態(tài)不變的組織或在鑄造后加熱至β區(qū)域、然后冷卻而得到的組織。

(5)

一種熱軋用鈦鑄坯的制造方法，其中，使鈦鑄坯的作為軋制面的表面與含有α相穩(wěn)定化元素、中性元素中的任意一者或者兩者中的一種或二種以上的元素的原材料一起熔融后，使其凝固。

(6)

根據(jù)(5)所述的熱軋用鈦鑄坯的制造方法，其中，前述含有α相穩(wěn)定化元素、中性元素中的任意一者或者兩者中的一種或二種以上的元素的原材料為粉末、碎片、線、薄膜、切屑中的一種或二種以上。

(7)

根據(jù)(5)所述的熱軋用鈦鑄坯的制造方法，其中，使用電子束加熱、電弧加熱、激光加熱、等離子體加熱和感應加熱中的一種或二種以上，使鈦鑄坯的表面熔融。

(8)

根據(jù)(5)所述的熱軋用鈦鑄坯的制造方法，其中，在真空或非活性氣體氣氛中使鈦鑄坯的表面熔融。

發(fā)明的效果

本發(fā)明的熱軋用鈦鑄坯及其制造方法即便省略制造鈦材時以往必需的開坯、鍛造等熱加工工序、之后的精整工序，也可以制造具有與經(jīng)過開坯工序、精整工序的情況等同以上的表面性狀的鈦材，由于基于熱加工工序的省略的加熱時間的降低、伴隨著板坯表面平滑化的切削修整的減少、基于表面品質(zhì)提高的酸洗量的降低等而實現(xiàn)了成品率的提高，因此不僅可以削減制造成本，而且對能源效率的提高也有大的效果，產(chǎn)業(yè)上的效果不可估量。

附圖說明

圖1示出熔融再凝固層的濃度變化的示意圖。

具體實施方式

以下，對本發(fā)明進行詳細說明。

[熔融再凝固層的厚度]

本發(fā)明中，由鈦合金形成的鈦材的位于軋制面的表面具有1mm以上的熔融再凝固層。對于熱軋后的表面瑕疵的產(chǎn)生，如上述那樣由具有粗大的晶粒的組織導致產(chǎn)生的鈦材表面的凹凸是原因。因此，只要使僅鑄錠表層部的晶體粒徑盡量細即可。通過添加下述α穩(wěn)定化元素、中性元素，抑制熱軋加熱時的晶粒生長，并且，由此抑制表面瑕疵的產(chǎn)生，為此必須使含有下述α穩(wěn)定化元素、中性元素的熔融再凝固層的厚度為1mm。熔融再凝固層的厚度低于1mm時，受到下部組織的鑄造組織的影響而產(chǎn)生表面瑕疵，表面性狀不會變好。需要說明的是，對最大深度沒有特別限定，但熔融深度變得過深時，有即便在熱軋后的拋丸酸洗工序后含有合金元素的層仍殘留的擔心，優(yōu)選的是，熔融深度期望至5mm左右為止。需要說明的是，作為要進行熱軋的鈦材，有鑄錠、板坯和鋼坯等。

熔融再凝固層是使鈦鑄坯的表面熔融、在該熔融后進行驟冷再凝固而形成的。從與熔珠(molten bead)的掃描方向垂直的方向的截面觀察時，有熔融再凝固層的形狀在鈦鑄坯表層再熔融時的熔珠中央變得最深的傾向，重疊熔珠時，在相鄰的熔珠彼此中間變得最淺，成為最深部和最淺部周期性地重復的形態(tài)。此時，最深部與最淺部之差大時，熱軋時由該差而在變形阻力上產(chǎn)生差異，有時產(chǎn)生由其所導致的瑕疵。因此，理想的是，上述差異低于2mm。需要說明的是，本發(fā)明中使熔融再凝固層的深度為1mm以上，該深度是指，從與熔珠的掃描方向垂直的方向的截面觀察時的最淺部的深度。

此處鈦合金通常利用熱軋、冷軋而成形為板材、或者也可以制造線材、棒材等形狀的制品。此處鈦合金可以使用α型、或α+β型、β型鈦合金。由此，本發(fā)明中，對鈦合金的成分組成沒有特別限定。

[α穩(wěn)定化元素或中性元素的含量]

本發(fā)明中，特征在于，鈦材的熔融再凝固層含有比母材部多一定程度以上的α穩(wěn)定化元素或中性元素中的一種以上。本發(fā)明中如后述那樣，作為使α穩(wěn)定化元素或中性元素中的一種以上富集的方法，使鑄錠表層部與由這些元素中的一種以上形成的原材料一起熔融。不添加這些元素而進行熔融再凝固處理時，熔融部的組成的均勻性得到保持，因此即便保持原樣不變也可以根據(jù)合金組成而以一定程度使晶粒微細化。另一方面，使表層與包含α穩(wěn)定化元素、中性元素的原材料一起熔融時，熔融時間短，成分的不均勻性殘留，因此，組織發(fā)生不均勻化。然而，由于僅以能夠利用之后的酸洗工序去除該熔融層的深度的程度進行熔融，因此，不會對最終制品造成影響。通過這樣的不均勻性殘留，該部位中添加的α穩(wěn)定化元素、中性元素富集，形成更微細的組織。另外，即便利用熔融再凝固處理使組織微細化也有形成具有相同晶體取向的晶粒聚集而成的晶粒團(colony)的可能性。這樣的晶粒團有時比一個一個的晶粒多，因此產(chǎn)生晶粒團時，有時由此導致向熱軋瑕疵的發(fā)展。然而，由于不均勻性而如上述那樣部分生成更微細的組織，從而可以抑制這樣的晶粒團產(chǎn)生、之后的熱軋加熱時的晶粒團的生長，可以保持微細的晶粒不變地進行熱軋，因此，可以進一步抑制熱軋時的表面瑕疵。進一步添加α穩(wěn)定化元素、中性元素時，β相變溫度基本不變化、或上升，因此，即使將熱軋加熱溫度加熱至即將達到β相變點，也可以抑制僅表層部發(fā)生β相變。即使僅以α穩(wěn)定化元素或中性元素的熔融再凝固層的平均濃度與母材部相比總計高0.1％以上的方式進行添加，也可以發(fā)揮上述效果，因此，將其設為下限。另一方面，熔融部的平均濃度比母材部高2.0％以上時，在含有合金元素的表層部與內(nèi)部中產(chǎn)生熱加工性的差異，或者即使在表層部中元素富集其添加量也多，因此，熱軋加熱等熱處理時，表層部中含有的合金元素大量在內(nèi)部擴散，有使制品的材質(zhì)劣化的擔心，因此，將其設為上限。α穩(wěn)定化元素、中性元素可以組合多個元素而添加，此時的α穩(wěn)定化元素和中性元素的濃度是各元素的總計的濃度。

[α穩(wěn)定化元素和中性元素的種類]

本發(fā)明中，作為α穩(wěn)定化元素和中性元素，可以使用Al、Sn、Zr。這些元素在α相中固溶，在熱軋時的加熱溫度區(qū)域中抑制晶粒生長。

[β穩(wěn)定化元素]

本發(fā)明中，也可以與α穩(wěn)定元素、中性元素一起含有β穩(wěn)定化元素。通過含有β穩(wěn)定化元素，不僅上述晶粒生長，而且熱軋時的加熱溫度區(qū)域中作為第2相的β相容易生成，從而晶粒生長進一步被抑制，因此可以期待進一步的組織微細化。進一步，通過使含有這些合金元素的鈦合金廢料作為添加原材料，也可以期待成本降低。

[熔融再凝固層的厚度的測定方法]

本發(fā)明中，將α穩(wěn)定化元素或中性元素的合金元素量富集而得到的熔融再凝固層限定為深度1mm以上。對該熔融再凝固層的厚度的測定方法進行說明。對于該富集層，可以利用SEM(掃描電子顯微鏡；Scaning Electron Microscopy)/EPMA(電子探針顯微分析儀；Electron Probe MicroAnalyser)容易地判斷截面的埋入研磨試樣。圖1中示出融再凝固層的濃度變化的測定例。由于添加有α穩(wěn)定化元素、中性元素，因此，在熔融再凝固層中，與母層部相比，α穩(wěn)定化元素、中性元素的濃度高，將該厚度作為熔融再凝固層的厚度。需要說明的是，熔融再凝固層大于SEM/EPMA的測定范圍時，通過分多次對厚度方向進行測定，并匯總這些結果，從而測定熔液再凝固層厚。

[熔融再凝固層的不均勻性]

本發(fā)明中，熔融再凝固層內(nèi)有不均勻性時，其也可以利用上述SEM/EBSP而容易地確認。如圖1所示那樣，添加添加元素進行熔融再凝固處理時，如圖1所示那樣，熔融再凝固部中整體的濃度變高，但是該部位中，與母材部不同，濃度不是均勻的而會產(chǎn)生波動，可以確認產(chǎn)生不均勻性。

[熔融部和母材部的元素濃度的測定方法]

對于熔融再凝固層和母材部的濃度，從上述濃度上升了的部位和原材料的中心部切取分析用的試驗片，進行ICP發(fā)射分光光度分析從而求出。濃度的測定如下：從鈦鑄坯的軋制面的任意多處(例如10處)的表層1mm以內(nèi)采集分析樣品，進行ICP發(fā)射分光光度分析，可以將它們的平均值作為熔融再凝固層的濃度。另外，作為比較，在將鈦鑄坯的表層再熔融前，從鈦鑄坯的軋制面的任意多處(例如3處)的表層20mm以內(nèi)采集分析樣品，同樣地進行ICP發(fā)射分光光度分析，可以將其平均值作為母材部的濃度。

[添加方法]

本發(fā)明中，作為在鑄錠的表層部中使α穩(wěn)定化元素或中性元素中的一種以上富集的方法，使鑄錠表層部與由這些元素中的一種以上形成的原材料一起熔融。如此，可以提高鑄錠的表層部的這些元素的濃度。進一步，也可以使用含有這些元素的鈦合金。如此，也可與這些元素一起簡單地添加β穩(wěn)定化元素。作為原材料，可以使用粉末、碎片、線、薄膜、切屑中的一種或組合使用二種以上。

[表層熔融的方法]

本發(fā)明中，特征在于，將鈦材表層部與由α穩(wěn)定化元素或中性元素中的一種以上形成的原材料一起加熱，使其熔融再凝固。作為表層部的加熱方法，可以使用電子束加熱、感應加熱、電弧加熱、等離子體加熱和激光加熱中的一種或組合使用二種以上。組合使用上述方法時，例如，可以通過感應加熱預熱后的激光加熱進行表層熔融?？紤]成本、鈦材的尺寸、處理時間等條件，可以從它們中采用。本發(fā)明優(yōu)選的是，在真空或非活性氣體氣氛中對鈦材表層部進行加熱。鈦是非?；钚缘慕饘?，因此，在大氣中進行處理時，在熔融再凝固部中會大量混入氧、氮而使品質(zhì)發(fā)生變化。因此，在形成真空或者非活性氣氛的容器內(nèi)進行時，可以得到良好的結果。需要說明的是，本發(fā)明中的非活性氣體是指氬氣和氦氣，不包括與鈦反應的氮氣。理想的是，在真空容器內(nèi)進行時的真空度為5×10^-5Torr左右或更高的真空度。

本發(fā)明中，以如下熱軋用鈦材為特征：在表層中在深度1mm以上的上述范圍內(nèi)具有α穩(wěn)定化元素或中性元素中的一種以上富集而得到的熔融再凝固層，其他部分為保持鑄造所得狀態(tài)不變的組織或在鑄造后加熱至β相變點以上后驟冷而得到的組織。通過使用該原材料，即使在省略開坯工序的情況下，也可以得到具有與經(jīng)過通常的開坯工序的情況等同的表面品質(zhì)的鈦材。

實施例

以下，根據(jù)實施例對本發(fā)明進行詳細說明。表1的No.1～24是以板材作為對象的例子，No.25～31是以線材作為對象的例子。

[表1]

表1的No.1至21所示的參考例、實施例和比較例中，鈦鑄坯的制造利用電子束重熔法進行，利用方型鑄模進行鑄造。另一方面，表1的No.22至24所示的實施例中，鈦鑄坯的制造利用等離子體電弧溶解法進行，利用方型鑄模進行鑄造。鑄造后，有鑄件表皮的切削修整的情況下，利用切削進行鈦鑄坯的表層的修整，無切削修整的情況下，不進行利用切削的表層的修理，而進行表層熔融。之后，使用鋼鐵材料的熱軋設備，自厚度250mm×寬度1000mm×長度4500mm的鑄錠進行熱軋，形成厚度4mm的帶狀線圈。需要說明的是，表面瑕疵的評價以目視酸洗后的板表層來進行。

對于No.1至6的參考例、實施例和比較例，在鑄錠制造后將鑄錠(鑄坯)的鑄件表皮切削去除。另一方面，對于No.7至24的實施例，對鑄錠制造后的鑄件表皮實施熔融再凝固處理。

表1的“熔融方法”中，記載為“EB”時，利用電子束進行表層的熔融再凝固，記載為“TIG”時，利用TIG焊接進行表層的熔融再凝固，記載為“激光”時，利用激光焊接進行表層的熔融再凝固。利用電子束的表層熔融使用額定輸出功率30kW的電子束焊接裝置。利用TIG焊接的表層熔融是以200A在不使用焊接材料的條件下進行的。利用激光焊接的表層熔融利用CO2激光。

No.1中記載的參考例是使用Ti-5Al-Fe的鈦合金鑄錠、利用遵循以往的開坯工序的方法而制造的情況。由于經(jīng)過開坯工序，因此所制造的板材的表面瑕疵是輕微的。

對于No.2中記載的比較例，對鑄錠進行切削修整后，不添加α相穩(wěn)定化元素、中性元素，而利用EB對鑄錠表面實施表層熔融處理。因此，再熔融凝固層的厚度深至1mm以上，瑕疵是輕微的，但是在一部分中產(chǎn)生不輕微的瑕疵，存在惡化傾向。

對于No.3中記載的比較例，對鑄錠進行切削修整后，利用EB對鑄錠表面與Al粉末一起實施表層熔融處理，再熔融凝固部的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，但厚度淺至0.5mm，因此，觀察到部分稍粗大的表面瑕疵。

對于No.4中記載的實施例，對鑄錠進行切削修整后，利用EB對鑄錠表面與Al碎片一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.5中記載的實施例，對鑄錠進行切削修整后，利用激光對鑄錠表面與Al箔一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，Al富集層的厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.6中記載的實施例，對鑄錠進行切削修整后，利用TIG對鑄錠表面與Al箔一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.7中記載的實施例，不切削鑄錠，而利用EB對鑄錠表面與Al粉末一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.8中記載的實施例，不切削鑄錠，而利用EB對鑄錠表面與Sn粉末一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Sn的含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.9中記載的實施例，不切削鑄錠，而利用EB對鑄錠表面與Zr切屑一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Zr的含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.10中記載的實施例，不切削鑄錠，而利用TIG對鑄錠表面與Al和Zr的切屑一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al和Zr的總計含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.11中記載的實施例，不切削鑄錠，而利用TIG對鑄錠表面與含有Al和Sn的鈦合金的切屑一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al和Sn的含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.12至15中記載的實施例，不切削鑄錠，而利用TIG對鑄錠表面與含有Al和β相穩(wěn)定化元素的鈦合金的切屑一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，β相穩(wěn)定化元素的含量也少至1.5％以下。進一步，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

No.16至No.24中記載的實施例是由鈦合金形成的鑄錠的結果，No.16是Ti-0.06Pd的鈦合金，No.17是Ti-0.5Ni-0.05Ru的鈦合金，No.18是Ti-1Fe-0.35O的鈦合金，No.19是Ti-5Al-1Fe-0.25Si的鈦合金，No.20是Ti-3Al-2.5V的鈦合金，No.21是Ti-4.5Al-2Fe-2Mo-3V的鈦合金，No.22是Ti-1Cu的鈦合金，No.23是Ti-1Cu-0.5Nb的鈦合金，No.24是Ti-1Cu-1Sn-0.3Si-0.2Nb的鈦合金。均不切削鑄錠，而利用EB對鑄錠表面與Al粉末一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

表1的No.25至No.31所示的參考例、比較例和實施例中，使用由Ti-3Al-2.5V組成的鈦合金，鈦鑄錠的制造利用電子束重熔法進行。利用熱軋，自直徑170mm×12m長的鑄錠制造直徑13mm的線材。需要說明的是，表面瑕疵的評價以目視酸洗后的板表層來進行。

對于No.25至29的參考例、比較例和實施例，在鑄錠制造后切削去除鑄錠的鑄件表皮。另一方面，對于No.30、31的實施例，對鑄錠制造后的鑄件表皮實施熔融再凝固處理。

No.25中記載的參考例是利用遵循以往的開坯工序的方法來制造的情況。

對于No.26中記載的比較例，對鑄錠進行切削修整后，不添加α相穩(wěn)定化元素、中性元素，而利用EB對鑄錠表面實施表層熔融處理。因此，再熔融凝固部的厚度深至1mm以上，瑕疵是輕微的，但在一部分中產(chǎn)生，存在惡化傾向。

對于No.27中記載的比較例，對鑄錠進行切削修整后，利用EB對鑄錠表面與Al箔一起實施表層熔融處理，再熔融凝固部的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，但厚度淺至0.5mm，因此，觀察到部分稍粗大的表面瑕疵。

對于No.28中記載的實施例，對鑄錠進行切削修整后，利用EB對鑄錠表面與Al箔一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.29中記載的實施例，對鑄錠進行切削修整后，利用TIG對鑄錠表面與Al箔一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量多0.1％以上，厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.30中記載的實施例，對鑄錠進行切削修整后，利用激光對鑄錠表面與Sn粉末一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Sn的含量與母材部相比多0.1％以上，Al富集層的厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。

對于No.31中記載的實施例，對鑄錠進行切削修整后，利用EB對鑄錠表面與Al箔一起實施表層熔融處理，再熔融凝固層的Al的含量與母材部相比多0.1％以上，Al富集層的厚度深至1mm以上，因此，表面瑕疵是輕微的，與遵循開坯工序的情況為等同水平。