(57)【要約】【課題】合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊、および、その製造方法を提供する。【解決手段】高融点活性金属に対する合金元素の平衡分配係数をｋ0［−］とすると、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にされている。θcr＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５  （ｋ0＜１）  ・・・式（１）、θcr＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１  （ｋ0＞１）  ・・・式（２）【選択図】図６
2019122980.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
原料を溶解させてなる溶湯が鋳型内に集まってなる溶湯プールの湯面を加熱しながら、前記溶湯プールの底面側から凝固させることで製造される、高融点活性金属の合金からなる鋳塊であって、
前記高融点活性金属に対する前記合金元素の平衡分配係数をｋ0［−］とすると、
前記鋳塊の内部であって、前記鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、前記鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にされていることを特徴とする、高融点活性金属の合金からなる鋳塊。
θcr＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５  （ｋ0＜１）  ・・・式（１）
θcr＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１  （ｋ0＞１）  ・・・式（２）
【請求項２】
前記高融点活性金属の合金がチタン合金であることを特徴とする請求項１に記載の高融点活性金属の合金からなる鋳塊。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の、高融点活性金属の合金からなる鋳塊を製造する、高融点活性金属の合金からなる鋳塊の製造方法であって、
前記原料と前記鋳型との間に発生させたアーク放電、プラズマトーチからのプラズマアーク、または、電子銃からの電子ビームで、前記原料を溶解させるとともに、前記溶湯プールの湯面を加熱することを特徴とする高融点活性金属の合金からなる鋳塊の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高融点活性金属の合金からなる鋳塊、および、その製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、工業用のチタンやジルコニウムなどの高融点活性金属やそれらの合金からなるインゴット（鋳塊）は、真空アーク溶解法や電子ビーム溶解法、プラズマアーク溶解法などで製造されている。
【０００３】
合金元素としては、ＦｅやＣｒなどの元素が挙げられる。これら元素は、インゴットの硬度を高めるなどの利点がある反面、インゴット内でマクロ偏析し、合金成分に偏りを生じさせることがある。合金成分の偏りが生じたインゴットにおいては、強度などの機械的特性にバラツキが生じるため、成分規格を満足しない部分は製品として好適に使用できず、歩留まりが著しく低下してしまうことがある。航空機の材料として使用されるチタン合金であるＴｉ−１７合金（Ｔｉ−５Ａｌ−２Ｓｎ−２Ｚｒ−４Ｍｏ−４Ｃｒ）などでは、品質が高く、十分な信頼性を備えた合金であることが求められており、合金成分の偏りが少ないインゴットが求められている。
【０００４】
そこで、特許文献１には、消耗電極の偏析しやすい成分を予め調整する真空アーク溶解方法が開示されている。この調整により、成分偏析のない均一な鋳塊を得ることができる。
【０００５】
また、特許文献２には、溶解終了時に電極の断面積が小になるようにするとともに、アーク電流を減少させる鋳塊の溶製方法が開示されている。断面積が小さい電極を溶解することで溶湯プールの深さが浅くなり、鋳塊の欠陥を最上部に限定することができる。
【０００６】
また、特許文献３には、溶解プールの深さが０．１４〜０．３５ｍを満足するように溶解速度を制御するチタン合金インゴットのＶＡＲ法による溶解方法が開示されている。このように溶解速度を制御することで、偏析が少ない合金インゴットを得ることができる。
【０００７】
また、特許文献４には、溶解電流を段階的に変化させる工業用純チタンインゴットの製造方法が開示されている。溶解電流を段階的に変化させることで、偏析が軽微な工業用純チタンインゴットを製造することができる。
【０００８】
また、特許文献５には、長さ方向に合金成分の濃度が異なる消耗電極が開示されている。このような消耗電極を用いることで、成分偏析が少ない高融点活性合金を得ることができる。
【０００９】
また、特許文献６には、消耗電極下端から溶湯面までの距離であるアークギャップを、溶製されるチタンインゴットの種類によって変更するチタンインゴットの溶製方法が開示されている。溶製する金属の種類によって異なったアークギャップを選択することにより、合金成分の偏析を効率よく回避できる。
【００１０】
また、特許文献７には、鋳型内に溶製されたインゴットと鋳型との間の空間にヘリウムガスを流しつつ溶解操業を行う金属の真空アーク溶解方法が開示されている。インゴットと鋳型との間の空間にヘリウムガスを流すことで、成分偏析の少ない合金インゴットを溶製することができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭６１−６７７２４号公報
【特許文献２】特開平２−９７６２５号公報
【特許文献３】特開平５−２１４４５８号公報
【特許文献４】特開平９−７１８２７号公報
【特許文献５】特開２００７−２９１４５３号公報
【特許文献６】特開２０１０−１１６５８１号公報
【特許文献７】特開２０１０−１１６５８９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
ところで、真空アーク溶解法や電子ビーム溶解法、プラズマアーク溶解法などで製造される鋳塊では、合金元素や鋳塊サイズ、溶解速度に応じて合金元素の偏析度に差が生じる。一般に、鋳塊サイズが大きいほど、もしくは溶解速度が速いほど、鋳塊の軸方向および半径方向における合金元素の偏析量は大きくなり、その偏析度合いは合金元素に応じて異なることが知られている。
【００１３】
そこで、合金元素の種類や鋳塊のスペックに関わらず、合金元素の偏析度が許容値以下になるような鋳塊自身の特徴を明確にしておくことが求められる。
【００１４】
本発明の目的は、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊、および、その製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明は、原料を溶解させてなる溶湯が鋳型内に集まってなる溶湯プールの湯面を加熱しながら、前記溶湯プールの底面側から凝固させることで製造される、高融点活性金属の合金からなる鋳塊であって、前記高融点活性金属に対する前記合金元素の平衡分配係数をｋ0［−］とすると、前記鋳塊の内部であって、前記鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、前記鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にされていることを特徴とする。
θcr＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５  （ｋ0＜１）  ・・・式（１）
θcr＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１  （ｋ0＞１）  ・・・式（２）
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織の成長方向と、鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが、閾値θcr以下にされている。鋳造中の溶湯プールの深さが深いほど、柱状晶組織の成長方向と、鋳塊の中心軸とがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析が顕著になる。そこで、この鋭角の最大値θが、閾値θcr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度の絶対値を、許容値である８．３％以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】製造装置を示す説明図である。
【図２】ハース溶解炉を示す模式図である。
【図３】各種凝固指標の時間変化を示す図である。
【図４】合金成分の濃度の時間変化を示すイメージ図である。
【図５Ａ】真空アーク溶解炉を示す模式図である。
【図５Ｂ】真空アーク溶解炉を示す模式図である。
【図６】２次鋳塊の断面組織形態の模式図である。
【図７Ａ】定常期における鋳造速度と凝固速度との関係を示す図である。
【図７Ｂ】定常期における鋳造速度と凝固速度との関係を示す図である。
【図８】溶湯プールの形状を示す図である。
【図９】溶湯プールの半径方向における鋭角の最大値の変化を示す図である。
【図１０】溶湯プールの半径方向における凝固速度と鋳造速度との比の変化を示す図である。
【図１１】正偏析する代表的な合金元素Ａにおける、溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。
【図１２】正偏析する代表的な合金元素Ａにおける、鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。
【図１３】負偏析する代表的な合金元素Ｂにおける、溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。
【図１４】負偏析する代表的な合金元素Ｂにおける、鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を示す図である。
【図１５】正偏析する複数種類の合金元素を対象とした、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θminとの関係を示す図である。
【図１６】負偏析する複数種類の合金元素を対象とした、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θminとの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の好適な実施の形態について、図面を参照しつつ説明する。
【００１９】
（高融点活性金属の合金からなる鋳塊）
本発明の実施形態による高融点活性金属の合金からなる鋳塊は、合金元素を含む原料を溶解させてなる溶湯が鋳型内に集まってなる溶湯プールの湯面を加熱しながら、溶湯プールの底面側から凝固させることで製造される。
【００２０】
高融点活性金属としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗなどが挙げられる。また、これに含有させる合金元素としては、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｃ、Ｎ、Ｈなどの中から、高融点活性金属の種類や所望する特性（例えば、耐食性や強度など）に応じて、１種類または複数種類選択するのが一般的である。
【００２１】
合金元素は、高融点活性金属に対する平衡分配係数により、正偏析する元素と、負偏析する元素とに分けられる。高融点活性金属がチタンの場合、正偏析する元素としてＣｒやＦｅ、負偏析する元素としてＭｏ、Ａｌ、Ｏなどが挙げられる。
【００２２】
本実施形態において、高融点活性金属の合金はチタン合金であるが、これに限定されない。
【００２３】
（製造装置の構成）
高融点活性金属の合金からなる鋳塊を製造する製造装置１は、説明図である図１に示すように、ハース３を用いた鋳塊の製造方法を実施するハース溶解炉１ａと、真空アーク溶解法により鋳塊１６を製造する真空アーク溶解炉１ｂと、を有している。
【００２４】
ハース３を用いた鋳塊の製造方法は、電子銃からの電子ビームにより溶湯プールの湯面を加熱する電子ビーム溶解法であっても、プラズマトーチからのプラズマアークにより溶湯プールの湯面を加熱するプラズマアーク溶解法であってもよい。本実施形態においては、プラズマアーク溶解法で鋳塊（１次鋳塊）１０を製造する。
【００２５】
ハース溶解炉１ａは、原料投入装置２と、ハース３と、プラズマトーチ４と、鋳型５と、スターティングブロック６と、プラズマトーチ７と、コントローラ８と、を有している。ハース溶解炉１ａのまわりは、アルゴンガスやヘリウムガス等からなる不活性ガス雰囲気にされている。
【００２６】
原料投入装置２は、ハース３内に原料を投入する。プラズマトーチ４は、ハース３の上方に設けられており、プラズマアークを発生させてハース３内の原料を溶融させる。ハース３は、原料が溶融した溶湯を所定の流量で鋳型５内に注入する。鋳型５は、銅製であって、無底で断面形状が円形に形成されており、円筒状の壁部の少なくとも一部の内部を循環する水によって冷却されるようになっている。
【００２７】
プラズマトーチ７は、鋳型５の上方に設けられており、鋳型５内の溶湯が集まってなる溶湯プールの湯面をプラズマアークで加熱する。スターティングブロック６は、図示しない駆動部によって上下動され、鋳型５の下側開口部を塞ぐことが可能である。コントローラ８は、プラズマトーチ７による湯面への入熱量や、スターティングブロック６の上下動を制御する。
【００２８】
以上の構成において、鋳型５内に注入された溶湯は、水冷式の鋳型５との接触面から凝固していく。そして、鋳型５の下側開口部を塞いでいたスターティングブロック６を所定の速度で下方に引き下ろしていくことで、溶湯が凝固した円柱状の鋳塊（１次鋳塊）１０が下方に引抜かれながら連続的に鋳造される。ハース３を介して溶湯を鋳型５内に供給することで、溶湯内の介在物を除去することができる。
【００２９】
ここで、ハース溶解炉１ａを示す模式図である図２に示すように、鋳塊１０の製造期間は、大きく分けて溶解初期と、定常期と、ホットトップ期とに分けられる。溶解初期においては、溶湯プール９の大きさは徐々に大きくなっていく。定常期においては、溶湯プール９の大きさは所定の大きさに達し、ほぼその大きさを維持する。ホットトップ期においては、溶湯プール９の大きさは徐々に小さくなっていき、最終的にはゼロになる。
【００３０】
各種凝固指標の時間変化を図３に示す。溶湯の注湯速度は、溶解初期と定常期において一定であり、ホットトップ期においてゼロとなる。即ち、ホットトップ期においては注湯を行わない。また、凝固相（鋳塊１０）の体積は、溶解初期から定常期にかけて増加していき、ホットトップ期において、残りの溶湯プール９が凝固することで最大値となる。溶湯プール９の体積は、溶解初期に増加し、定常期においてほぼ一定となる。そして、ホットトップ期において減少していき、最終的にゼロとなる。なお、電子銃からの電子ビームにより溶湯プールの湯面を加熱する電子ビーム溶解法においても、各種凝固指標の時間変化は同じである。
【００３１】
合金成分の濃度の時間変化のイメージ図を図４に示す。正偏析する合金成分の濃度は、溶解初期において目標値（目標濃度（２））よりも低くなり、定常期において目標値で一定であり、ホットトップ期において目標値よりも高くなる（正偏析する）。一方、負偏析する合金成分の濃度は、溶解初期において目標値（目標濃度（１））よりも高くなり、定常期において目標値で一定であり、ホットトップ期において目標値よりも低くなる（負偏析する）。
【００３２】
図１に戻って、真空アーク溶解炉１ｂは、鋳型１２と、電極支持体１３と、コントローラ１４と、を有している。電極支持体１３は、鋳型１２内に昇降可能に配置されており、その下部には、ハース溶解炉１ａで製造された鋳塊１０が原料（消耗電極）として取り付けられる。真空アーク溶解法においては、原料（消耗電極）と鋳型１２との間に所定の電圧を印加することで、原料と鋳型１２との間にアーク放電が発生する。アーク放電により原料が溶解して滴下し、滴下した溶滴が集まって鋳型１２内に溶湯プール１５が形成される。そして、電極支持体１３を上昇させながら、溶湯プール１５を底面側から凝固させていくことで、鋳型１２内に円柱状の鋳塊（２次鋳塊）１６が製造される。コントローラ１４は、電極支持体１３の昇降や、溶湯プール１５の湯面への入熱量を制御する。
【００３３】
真空アーク溶解法において、各種凝固指標の時間変化は、図３とほぼ同じである。真空アーク溶解法では、ホットトップ期において溶湯プール１５の湯面をアーク放電で加熱するために、ホットトップ期においてもアーク放電による原料の溶解は継続される。よって、真空アーク溶解法では、ホットトップ期に注湯は停止しない。なお、真空アーク溶解法において、合金成分の濃度の時間変化は、図４と同じである。
【００３４】
ここで、真空アーク溶解炉１ｂを示す模式図である図５Ａ、図５Ｂに示すように、真空アーク溶解法においても、鋳塊１６の製造期間は、大きく分けて溶解初期と、定常期と、ホットトップ期とに分けられる。
【００３５】
ここで、原料（消耗電極）の溶解速度が速い場合、図５Ａに示すように、溶湯プール１５の体積が大きくなり、溶湯プール１５の深さは深くなる。そのため、溶湯プール１５の体積が一定でない溶解初期およびホットトップ期が長くなり、相対的に、溶湯プール１５の体積が一定である定常期が短くなる。定常期が短いと、鋳塊１６の軸方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の軸方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が大きくなる傾向となる。また、溶湯プール１５の深さが深いと、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が大きくなる傾向となる。
【００３６】
一方、原料（消耗電極）の溶解速度が遅い場合、図５Ｂに示すように、溶湯プール１５の体積が小さくなり、溶湯プール１５の深さは浅くなる。そのため、溶湯プール１５の体積が一定でない溶解初期およびホットトップ期が短くなり、相対的に、溶湯プール１５の体積が一定である定常期が長くなる。定常期が長いと、鋳塊１６の軸方向における溶湯の凝固速度の変化が小さくなり、鋳塊１６の軸方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が小さくなる傾向となる。また、溶湯プール１５の深さが浅いと、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が小さくなり、鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度（合金成分の濃度の変化）が小さくなる傾向となる。
【００３７】
なお、図５Ａ、図５Ｂを用いて、真空アーク溶解法における溶融・凝固挙動および偏析挙動について説明したが、電子ビーム溶解法およびプラズマアーク溶解法においてもその傾向は同様である。
【００３８】
（鋳塊内の組織形態）
ここで、２次鋳塊１６の断面組織形態の模式図である図６に示すように、鋳型１２の底面および側面に接していた部分は、鋳型１２による急冷によってチル層と呼ばれる急冷等軸粒組織ＣＨとなっている。また、鋳塊１６の中央における軸方向に沿った部分は、等軸粒組織ＥＡとなっている。鋳塊１６のその他の部分は、柱状晶組織ＣＯとなっている。１次鋳塊１０についても同様である。なお、図６の出典は、Hayakawa,H.,et al.,ISIJ Int.,Vol.31,No.8,pp.775-784(1991)である。
【００３９】
柱状晶組織ＣＯ内に一点鎖線で示した部分は、溶湯プール１５と凝固シェル１７（図１参照）との界面（凝固界面）であった部分である。矢印で示す凝固界面の法線方向は、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの凝固方向であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向である。鋳造中に溶湯プール１５の深さが深いほど、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊１６の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊１６の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊１６の半径方向における合金成分（溶質）の濃度差が大きくなる（鋳塊１６の半径方向における合金元素の偏析度が顕著になる）。
【００４０】
なお、製造した鋳塊１６の断面を腐蝕させることで、柱状晶組織ＣＯの成長方向を知ることができる。これにより、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊１６の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θを知ることができる。
【００４１】
（定常期における鋳造速度と凝固速度との関係）
定常期における鋳造速度と凝固速度との関係を示す図である図７Ａ、図７Ｂに示すように、定常期において凝固界面が時間ｔから時間ｔ＋Δｔの間で移動する場合を考える。なお、定常期で評価するのは、定常期に溶湯プール１５が最も大きくなり、その結果として、溶解初期やホットトップ期といった非定常期において、偏析や鋳塊の半径方向における合金成分の濃度差が大きくなるためである。
【００４２】
鋳塊がその軸方向に成長する速度を鋳造速度Ｖc［ｍ／秒］とし、凝固界面がその法線方向に移動する速度を凝固速度Ｒ［ｍ／秒］とすると、鋳塊の中央（鋭角の最大値θ＝０）に位置する凝固界面において、鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとは同じになる。一方、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとがなす鋭角は最大値θとなる。なお、凝固速度Ｒの分布は、溶湯プール１５の形状と鋳造速度Ｖcから幾何学的に決定している。
【００４３】
図７Ａに示すように、溶湯プール１５の深さが深いと、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。つまり、柱状晶領域での鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとの差が大きく、鋳塊の半径方向における凝固速度の変化が大きい。
【００４４】
一方、図７Ｂに示すように、溶湯プール１５の深さが浅いと、図中破線で囲んだ、鋳塊の中央よりも外側の柱状晶領域において、鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとがなす鋭角の最大値θが小さくなる。つまり、柱状晶領域での鋳造速度Ｖcと凝固速度Ｒとの差が小さく、鋳塊の半径方向における凝固速度の変化が小さい。
【００４５】
溶湯プール１５の形状を図８に示す。鋳塊の中央を原点とし、半径方向の座標をｒ、軸方向の座標をｚとすると、溶湯プール１５の深さが深い場合と、溶湯プール１５の深さが浅い場合とで、溶湯プール１５の形状はそれぞれ図示する形状になっている。溶湯プール１５の半径方向ｒにおける鋭角の最大値θの変化を図９に示す。溶湯プール１５の深さが深い場合、鋭角の最大値θの変化量が大きくなる。溶湯プール１５の半径方向ｒにおける凝固速度Ｒと鋳造速度Ｖcとの比の変化を図１０に示す。溶湯プール１５の深さが浅い場合、比（Ｒ／Ｖc）の変化量はわずかであるが、溶湯プール１５の深さが深い場合、比の変化量は大きくなっている。
【００４６】
ここで、原料の溶解速度をＭ［ｋｇ／秒］、高融点活性金属の合金の密度をρ［ｋｇ／ｍ3］、鋳塊の断面積をＡ［ｍ2］とすると、鋳塊の鋳造速度Ｖc［ｍ／秒］は次式（３）で表される。
Ｖc＝Ｍ／ρＡ  ・・・式（３）
【００４７】
ここで、原料の溶解速度Ｍ［ｋｇ／秒］とは、単位時間当たりの原料の溶解量である。図１に示すハース溶解炉１ａにおいて、溶解速度Ｍとは、原料投入装置２からハース３内に投入されて溶融される原料の単位時間当たりの質量であり、溶湯の注湯速度とほぼ同じである。また、図１に示す真空アーク溶解炉１ｂにおいて、溶解速度Ｍとは、鋳塊１０から鋳型１２内に滴下する溶滴の単位時間当たりの質量である。
【００４８】
また、鋳塊の直径をｄ［ｍ］とすると、鋳塊の断面積Ａは次式（４）で表される。
Ａ＝πｄ2／４  ・・・式（４）
【００４９】
また、図７Ａおよび図７Ｂから、凝固速度Ｒ［ｍ／秒］は次式（５）で表される。
Ｒ＝Ｖcｃｏｓθ  ・・・式（５）
【００５０】
また、固相に分配される溶質（合金成分）の濃度をＣS［％］、溶湯プールに含まれる溶質（合金成分）の濃度をＣL［％］、高融点活性金属に対する合金元素の実効分配係数をｋe［−］とすると、Ｂｕｒｔｏｎの式は、次式（６）で表される。ここで、Ｂｕｒｔｏｎの式とは、固相と液相とに溶質元素が分配される量と凝固速度Ｒとの関係を定量的に表現したモデルである。実効分配係数ｋeは、凝固速度Ｒの関数である。
ＣS＝ｋe（Ｒ）ＣL  ・・・式（６）
【００５１】
高融点活性金属に対する合金元素の平衡分配係数をｋ0［−］、合金元素の材料定数をα［秒／ｍ］とすると、実効分配係数ｋeは次式（７）で表される。平衡分配係数ｋ0は、Ｒ＝０のときの実効分配係数ｋeである。
ｋe＝ｋ0／｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＲ）｝  ・・・式（７）
【００５２】
図７Ａ、図７Ｂにおいて、鋳塊の中央（θ＝０）と、破線で囲んだ柱状晶領域とに分配される溶質（合金成分）の濃度の比をβ［−］とすると、βは、式（５）と式（７）とを用いて次式（８）で表される。
β＝［ｋ0／｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＶcｃｏｓθ）｝］／［ｋ0／｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＶc）｝］
＝｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＶc）｝／｛ｋ0＋（１−ｋ0）ｅｘｐ（−αＶcｃｏｓθ）｝  ・・・式（８）
【００５３】
βが１に近づくほど、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析量は少なくなる。鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度γ［％］は、βを用いて次式（９）で表すことができる。
γ＝ａｂｓ（１−β）×１００[％]  ・・・式（９）
【００５４】
（溶解速度と鋭角の最大値との関係、および、鋳造速度と鋭角の最大値との関係）
正偏析する代表的な合金元素Ａにおける、溶解速度指標と鋭角の最大値θ［ｄｅｇ］との関係を図１１に示す。また、正偏析する代表的な合金元素Ａにおける、鋳造速度指標と鋭角の最大値θ［ｄｅｇ］との関係を図１２に示す。ここで、溶解速度指標［−］とは、溶解速度Ｍを所定値で規格化したものである。また、鋳造速度指標［−］とは、鋳造速度Ｖcを所定値で規格化したものである。
【００５５】
図１１、図１２では、４種類の鋳塊直径指標に対して、それぞれ関係を導出している。ここで、鋳塊直径指標［−］とは、鋳塊の直径ｄを所定値で規格化したものである。これらの関係は、式（９）に偏析度γ＝５を代入し、式（３）、式（４）、式（５）、および、式（８）を用いることでそれぞれ導出される。なお、図１２では、４つの曲線が１つに重なっている。
【００５６】
また、負偏析する代表的な合金元素Ｂにおける、溶解速度指標と鋭角の最大値θ［ｄｅｇ］との関係を図１３に示す。また、負偏析する代表的な合金元素Ｂにおける、鋳造速度指標と鋭角の最大値θ［ｄｅｇ］との関係を図１４に示す。図１３、図１４でも、４種類の鋳塊直径指標に対して、それぞれ関係を導出している。これらの関係もまた、式（９）に偏析度γ＝５を代入し、式（３）、式（４）、式（５）、および、式（８）を用いることでそれぞれ導出される。なお、図１４では、４つの曲線が１つに重なっている。
【００５７】
ここで、上記関係を求めるにあたり、別途実験により、合金元素Ａの平衡分配係数ｋ0、合金元素Ｂの平衡分配係数ｋ0、合金元素Ａの材料定数α、および、合金元素Ｂの材料定数αをそれぞれ求めている。これらの値を表１に示す。
【００５８】
【表１】
2019122980.tif 000003
【００５９】
図１１、図１２の関係から、正偏析する代表的な合金元素Ａにおいて、鋭角の最大値θの下限値は、鋳塊の直径ｄに依らず、ほぼ一定であることがわかる。
【００６０】
また、図１３、図１４の関係から、負偏析する代表的な合金元素Ｂにおいても、鋭角の最大値θの下限値は、鋳塊の直径ｄに依らず、ほぼ一定であることがわかる。
【００６１】
（各種チタン合金の成分規格）
各種チタン合金の成分規格を表２に示す。表２において、「公称」は、合金元素の公称組成［％］を表している。また、表２において、「下限」は公称組成の下限値［％］を、「上限」は公称組成の上限値［％］を、それぞれ表している。また、表２において、「下限［％］」は、公称組成の下限値から公称組成の値を引いた値を公称組成の値で割った値のパーセンテージであり、偏析量の許容値の下限値を表している。また、表２において、「上限［％］」は、公称組成の上限値から公称組成の値を引いた値を公称組成の値で割った値のパーセンテージであり、偏析量の許容値の上限値を表している。なお、表２の出典は、ＡＳＭ  ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ社の「Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  Ｈａｎｄｂｏｏｋ：Ｔｉｔａｎｉｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ」（Rodney Boyer,Gerhard Welsch,and E.W.collings、1994)である。
【００６２】
【表２】
2019122980.tif 000004
【００６３】
表２から、Ｔｉ−６−４  ＥＬＩ中のＡｌや、Ｔｉ−６２４６中のＡｌとＭｏのように、公称組成の値に対する上限値および下限値の条件が最も厳しい合金元素において、偏析量の許容値が±８．３％であることがわかる。
【００６４】
（平衡分配係数と鋭角の最大値との関係）
正偏析する複数種類の合金元素を対象とした、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θmin［ｄｅｇ］との関係を図１５に示す。ここで、偏析量の許容値を８．３％としている。平衡分配係数ｋ0の値は、正偏析する合金元素の種類で異なる。複数種類の合金元素ごとに、偏析量の許容値が８．３％のときの、溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係、および、鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を導出することで、鋭角の最大値θの下限値θminを求める。これを、複数種類の合金元素ごとにプロットすることで、図１５に示す関係が導出される。
【００６５】
図１５から、正偏析する合金元素においては、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θminとの間に、以下の式（１０）が成り立つことがわかる。
θmin＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５  （ｋ0＜１）  ・・・式（１０）
【００６６】
また、負偏析する複数種類の合金元素を対象とした、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θmin［ｄｅｇ］との関係を図１６に示す。ここで、偏析量の許容値を８．３％としている。平衡分配係数ｋ0の値は、負偏析する元素の種類で異なる。複数種類の合金元素ごとに、偏析量の許容値が８．３％のときの、溶解速度指標と鋭角の最大値θとの関係、および、鋳造速度指標と鋭角の最大値θとの関係を導出することで、鋭角の最大値θの下限値θminを求める。これを、複数種類の合金元素ごとにプロットすることで、図１６に示す関係が導出される。
【００６７】
図１６から、負偏析する合金元素においては、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの下限値θminとの間に、以下の式（１１）が成り立つことがわかる。
θmin＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１  （ｋ0＞１）  ・・・式（１１）
【００６８】
（溶解条件および鋳塊自身の特徴）
そこで、本実施形態の鋳塊は、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にされている。また、本実施形態の鋳塊を製造する製造方法では、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θを、以下の式（１）、（２）を満たす閾値θcr以下にしながら鋳塊を製造している。
【００６９】
θcr＝−３０．５ｌｎ（１−ｋ0）＋２１．５  （ｋ0＜１）  ・・・式（１）
θcr＝−１８．９ｌｎ（ｋ0−１）＋４３．１  （ｋ0＞１）  ・・・式（２）
【００７０】
ここで、ｋ0［−］は、高融点活性金属に対する合金元素の平衡分配係数である。式（１）は、正偏析する元素における、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの閾値θcrとの関係式である。式（２）は、負偏析する元素における、平衡分配係数ｋ0と鋭角の最大値θの閾値θcrとの関係式である。
【００７１】
鋭角の最大値θが、閾値θcr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度γの絶対値を、許容値である８．３％以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。
【００７２】
（効果）
以上に述べたように、本実施形態に係る高融点活性金属の合金からなる鋳塊によると、鋳塊の内部であって、鋳塊の中央よりも外側に形成された柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが、閾値θcr以下にされている。鋳造中の溶湯プール１５の深さが深いほど、柱状晶組織ＣＯの成長方向と、鋳塊の中心軸Ｏとがなす鋭角の最大値θが大きくなる。この鋭角の最大値θが大きいほど、鋳塊の半径方向における溶湯の凝固速度の変化が大きくなり、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析が顕著になる。そこで、この鋭角の最大値θが、閾値θcr以下になるようにしながら鋳塊を製造することで、鋳塊の半径方向における合金元素の偏析度の絶対値を、許容値である８．３％以下にすることができる。これにより、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を得ることができる。
【００７３】
また、高融点活性金属の合金がチタン合金であるので、合金成分の偏りが少なく、歩留まりに優れたチタン合金を得ることができる。
【００７４】
また、本実施形態に係る高融点活性金属の合金からなる鋳塊の製造方法によると、アーク放電を用いた真空アーク溶解法、プラズマアークを用いたプラズマアーク溶解法、または、電子ビームを用いた電子ビーム溶解法により、合金成分の偏りが少ない高融点活性金属の合金からなる鋳塊を好適に製造することができる。
【００７５】
以上、本発明の実施形態を説明したが、具体例を例示したに過ぎず、特に本発明を限定するものではなく、具体的構成などは、適宜設計変更可能である。また、発明の実施の形態に記載された、作用及び効果は、本発明から生じる最も好適な作用及び効果を列挙したに過ぎず、本発明による作用及び効果は、本発明の実施の形態に記載されたものに限定されるものではない。
【符号の説明】
【００７６】
１  製造装置
１ａ  ハース溶解炉
１ｂ  真空アーク溶解炉
２  原料投入装置
３  ハース
４  プラズマトーチ
５  鋳型
６  スターティングブロック
７  プラズマトーチ
８  コントローラ
９  溶湯プール
１０  １次鋳塊
１２  鋳型
１３  電極支持体
１４  コントローラ
１５  溶湯プール
１６  ２次鋳塊
１７  凝固シェル
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５Ａ】
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【図５Ｂ】
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【図６】
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【図７Ａ】
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【図７Ｂ】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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