(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、１．４％以上２．３％未満のＦｅ、１．５％以上５．０％未満のＭｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制され、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなるチタン合金であって、ミクロ組織において、β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分が、Ｍｏ当量＝［％Ｍｏ］＋２．９×［％Ｆｅ］＋１．１×［％Ｎｉ］＋１．６×［％Ｃｒ］＋１．６×［％Ｍｎ］―［％Ａｌ］からなる式において、Ｍｏ当量が３．８５％以上、１１．００％未満であり、当該Ｍｏ当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の１相ないし２相の合計の面積率が５５％以上、９９％未満であり、ヤング率が７５ＧＰａ未満であることを特徴とするα＋β型チタン合金。
【請求項２】
前記Ｆｅの一部を、質量％で０．１５％未満のＮｉ、０．２５％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎの１種または２種以上で代替したことを特徴とする、請求項１に記載のα＋β型チタン合金。
【請求項３】
溶体化処理後に冷間加工を施されてなることを特徴とする請求項１又は２に記載のα＋β型チタン合金。
【請求項４】
８５０℃を超え９５０℃以下の温度から水冷以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施した後、冷間加工を施すことを特徴とする、請求項１〜３の何れか１項に記載のα＋β型チタン合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車または二輪車のサスペンションスプリング、エンジンバルブスプリングなどの自動車・二輪車用部品材料や眼鏡のフレーム材として適した、低ヤング率を有するα＋β型チタン合金部材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタンの常温におけるヤング率は、α相が主である工業用純チタン、α型チタン合金、α相とβ相からなるα＋β型チタン合金では、約１００〜１２０ＧＰａ、β相が主であるβ型チタン合金では約７０〜９０ＧＰａである。但し、β型チタン合金でもα＋β二相域で時効熱処理しα相を析出させた場合には、上記のα型チタン合金やα＋β型チタン合金と同様にヤング率は１００〜１２０ＧＰａに増加する。また、チタンはその合金部材毎に望まれるヤング率が異なることから、軽量化や耐食性などを目的にチタンが使用される部材毎に望まれるヤング率に合ったチタン合金が選択される。
【０００３】
一般に、自動車または二輪車のサスペンションスプリング、エンジンバルブスプリング等では、その機能として、該スプリングに一定荷重が加えられた際のスプリング全体の伸縮量（変位量）を一定量確保するために、該スプリングの巻き数を調整する。この場合、材料が低ヤング率であるほど、巻き数が少なくて済み、スプリング全体の軽量化が可能である。チタン合金等は、鉄鋼材料に比べ、比重が６割以下程度と小さいだけでなく、ヤング率が５〜６割程度であるがゆえに、巻き数を大幅に減らし、スプリング全体として軽量化に寄与する特長がある。また、サスペンションスプリング、エンジンバルブスプリングだけでなく、軽量化及び柔軟性が求められる部品等、例えば眼鏡のフレーム材、眼鏡のつる材としても、適している。
【０００４】
一般に、チタン材料において低ヤング率が望まれる場合、β型チタン合金が使用される。代表的なβ型チタン合金として、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ―２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ―５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ、特許文献１のＴｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ、特許文献２のＴｉ−１５Ｍｏ−３Ａｌなどがある。さらに、ヤング率が低いチタン合金として、特許文献３に１０〜３５質量％Ｚｒと８〜１４質量％Ｃｒを含有したものが、特許文献４に１３〜２８原子％Ｎｂ、０．１〜１０原子％Ｓｎを含有したものが、特許文献５に３０〜６０質量％のＶａ族（バナジウム族）を含有したものが、特許文献６に０．３〜３質量％のＯ、ＮまたはＣの一種以上、１．８％以下のＡｌを含み、Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．６７×Ｖ＋０．４４×Ｗ＋０．２８×Ｎｂ＋０．２２×Ｔａ＋２．９×Ｆｅ＋１．６×Ｃｒ＋１．１×Ｎｉ＋１．４×Ｃｏ＋０．７７×Ｃｕ−ＡｌからなるＭｏ当量が３以上１１以下含有したものが記載されている。
【０００５】
また、β安定化元素であるＶ、Ｍｏ、Ｎｂの含有量が少なくてすむα＋β型チタン合金においてもβ型チタン合金並みの低ヤング率を発現させる合金がある。特許文献７に、４．４〜５．５質量％Ａｌ、１．４〜２．１質量％Ｆｅ、１．５〜４．５質量％Ｍｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制された高強度α＋β型チタン合金ではあって、熱間圧延した線材を８１０℃以上９４０℃以下の温度から水冷することによって、ヤング率が７５ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満であるα＋β型チタン合金の製造方法が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第２８５９１０２号公報
【特許文献２】特開２００４−１８３０５８号公報
【特許文献３】特開２００４−３５３０３９号公報
【特許文献４】特開２００５−１１３２２７号公報
【特許文献５】特許第３３７５０８３号公報
【特許文献６】特開２００４−１６２１７１号公報
【特許文献７】特開２００７−３１４８３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
β型チタン合金に代表される低ヤング率を有するＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１０Ｖ−２Ｆｅ−３Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−３Ａｌ（特許文献１参照）は、いずれもＶに代表されるＶａ族やＭｏといった比較的高価な添加元素を１０％以上も含有しており、そのため、価格や密度が高めな傾向がある。
【０００８】
また、Ｍｏの添加量を比較的低減した準安定β型チタン合金であるＴｉ−１．５Ａｌ−４．５Ｆｅ−６．８Ｍｏ（特許文献２参照）では、Ｍｏ当量が１６％以上と高く、β相が非常に安定である。一般に、低ヤング率は不安定なβ相もしくはα''マルテンサイト相において発現することが知られており、本合金のヤング率は一般的なβ型チタン合金と同等であると考えられる。
【０００９】
また、１０〜３５質量％Ｚｒと８〜１４質量％Ｃｒを含有したもの（特許文献３参照）、１３〜２８原子％Ｎｂ、０．１〜１０原子％Ｓｎを含有したもの（特許文献４参照）、３０〜６０質量％のＶａ族（バナジウム族）を含有したもの（特許文献５参照）は、何れも低ヤング率を得られ、さらに冷間加工によりさらなる低ヤング率化の可能な合金系である。しかしながら、Ｖに代表されるＶａ族やＭｏといった比較的高価な添加元素を１０％以上も含有しており、且つ密度が高い元素を多量に含有しているためチタン合金そのものの密度が高くなっている。
【００１０】
また、０．３〜３質量％のＯ、ＮまたはＣの一種以上を含有し、且つ、１．８％以下のＡｌを含み、Ｍｏ当量＝Ｍｏ＋０．６７×Ｖ＋０．４４×Ｗ＋０．２８×Ｎｂ＋０．２２×Ｔａ＋２．９×Ｆｅ＋１．６×Ｃｒ＋１．１×Ｎｉ＋１．４×Ｃｏ＋０．７７×Ｃｕ−ＡｌからなるＭｏ当量が３以上１１以下含有したもの（特許文献６参照）は、侵入型元素であるＯ、ＮまたはＣを０．３％以上も含んでいることから、加工性の低下が懸念される。また、α安定化元素であるＯは同じα安定化元素であるＡｌに比べ凝固偏析しやすいため、大型インゴットを製造時に、材質のバラツキが懸念される。
【００１１】
一方、α＋β型チタン合金ではＶ、Ｍｏ、Ｎｂの添加量が少なく、これらは、合金組成から推測するとβ型チタン合金よりは廉価であると考えられる。４．４〜５．５質量％Ａｌ、１．４〜２．１質量％Ｆｅ、１．５〜４．５質量％Ｍｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制された高強度α＋β型チタン合金では、８５０℃以上９４０℃以下の温度から水冷するものは（特許文献７参照）、ヤング率が７５ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満と、α＋β型チタン合金としては低ヤング率が得られる。しかしながら、これは一般的なβ型チタン合金とほぼ同程度である。
【００１２】
そこで本発明は、比較的安価な合金組成からなるα＋β型チタン合金を用いて、低ヤング率β型チタン合金に匹敵する、７５ＧＰａ未満のヤング率、さらに好ましくは７０ＧＰａ未満のヤング率を有するα＋β型チタン合金部材及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記課題を解決するために本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、１．４％以上２．３％未満のＦｅ、１．５％以上５．０％未満のＭｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制され、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなるチタン合金であって、ミクロ組織において、β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分が、Ｍｏ当量＝［％Ｍｏ］＋２．９×［％Ｆｅ］＋１．１×［％Ｎｉ］＋１．６×［％Ｃｒ］＋１．６×［％Ｍｎ］―［％Ａｌ］からなる式において、Ｍｏ当量が３．８５％以上、１０．００％未満であり、当該Ｍｏ当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の１相ないし２相の合計の面積率が５５％以上、９９％未満であり、ヤング率が７５ＧＰａ未満であることを特徴とするα＋β型チタン合金。
（２）前記Ｆｅの一部を、質量％で０．１５％未満のＮｉ、０．２５％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎの１種または２種以上で代替したことを特徴とする、上記（１）に記載のα＋β型チタン合金。
（３）溶体化処理後に冷間加工を施されてなることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載のα＋β型チタン合金。
（４）８５０℃を超え９５０℃以下の温度から水冷以上の冷却速度で冷却する溶体化熱処理を施した後、冷間加工を施すことを特徴とする、上記（１）〜（３）の何れか１項に記載のα＋β型チタン合金の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によって、比較的安価な合金組成からなるα＋β型チタン合金を用いて、低ヤング率β型チタン合金に匹敵する、７５ＧＰａ未満のヤング率を有するα＋β型チタン合金部材を提供できるため、産業上の効果は計り知れない。
【００１５】
なお、本発明は、特に低いヤング率を有するチタン合金製の眼鏡フレームやサスペンションスプリング用チタン合金として適している。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】初析α相粒を説明する光学顕微鏡観察写真を示す図であり、（ａ）は９００℃から水冷した試料に１０％の冷間加工を施したもの、（ｂ）はβ相ないしマルテンサイトをより識別しやすくするために（ａ）の試料を５５０℃４時間のデコレーション熱処理したものである。ここで、初析α相とは、溶体化のためのα＋β二相域での熱処理時に析出したα相である。熱処理後に水冷で冷却することで溶体化処理を終了するが、その時に観察されるα相は、熱処理時に析出したα相、即ち初析α相である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明者らは、低ヤング率β型チタン合金に匹敵する、７５ＧＰａ未満のヤング率を有するα＋β型チタン合金部材とその製造方法について、鋭意研究を重ねた。その結果、比較的安価なチタン合金成分系としてＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ系をベースとして、そこにＭｏを添加したＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｏ系のα＋β型チタン合金において、各元素の含有量をある所定内とし、かつ、溶体化熱処理により得られるβ相もしくはマルテンサイト相内の合金元素量やミクロ組織を所定内に制御することにより低いヤング率を得られることを見出した。
【００１８】
以下に、本発明について詳しく説明する。
【００１９】
本発明の材料指標について説明する。チタン合金において、α＋β型チタン合金は低ヤング率を発現するβ型チタン合金に比べ、ヤング率は高くなる。その一方で、β相を安定化させるβ共析型β安定化元素であるＦｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、全率固溶型β安定化元素であるＶ、Ｍｏ等の置換型固溶元素の添加量を低減できるため、β型チタン合金に比べ安価に製造することができる。そこで本発明では、β型チタン合金に比べ比較的安価に製造可能なα＋β型チタン合金において、ヤング率をβ型低ヤング率チタン合金に匹敵する７５ＧＰａ未満とした。さらに好ましくは、７０ＧＰａ未満を指標とした。
【００２０】
［Ａｌの添加量］
Ａｌはα安定化元素であり、固溶強化によって強度を高める作用がある。さらに、Ａｌはβ相内のω相の生成を抑制することによりヤング率の上昇を抑制することから４．４％以上とした。しかしながら、添加量を多くすると、β安定化元素の添加量を多くする必要があること、さらに、高温、室温での延性低下を避けるため、上限を５．５％未満とした。
【００２１】
［Ｆｅの含有量］
Ｆｅは比較的安価なβ安定化元素であり、さらに固溶強化により強度を高める作用がある。比較的高価なβ安定化元素の添加量を低減し、コスト上昇を抑制するため下限を１．４％とした。しかしながら、添加量が多くなり過ぎると、凝固時に偏析しやすいため数百ｋｇ以上の大型インゴットでは偏析が顕著になることから、上限を２．３％とした。
【００２２】
［Ｍｏの含有量］
ヤング率を低くするためには、ヤング率の低いβ相もしくはマルテンサイト相を室温で多く残存させる必要がある。上述したようにＦｅのみでβ相やマルテンサイト相を室温で安定させようとすると、Ｆｅの添加量が必要以上に多くなり、偏析の問題がある。ＭｏはＦｅと同様にβ安定化元素であり、β相を室温で安定させる効果があり、且つ、Ｍｏは凝固時にＦｅと逆偏析を示すため、溶解時に材料を均質化しやすくなる。前記ＡｌおよびＦｅの成分範囲において、多量のβ相もしくはマルテンサイト相を室温でも安定化させるためには、Ｍｏを１．５％以上添加する必要がある。しかし、Ｍｏは比較的高価な元素であるため、添加量が多くなるとコストが高くなってしまう。さらに、Ｍｏを多量に添加すると凝固時の偏析が顕著となることから、上限を５．０％とした。
【００２３】
［ＳｉとＣの含有量］
不純物元素として、ＳｉとＣは多量に含有すると、室温延性、冷間加工性、熱間加工性を低下させてしまう場合があり、Ｓｉは０．１％未満、Ｃは０．０１％未満であれば、問題ないレベルであることを見出し、各々の上限とした。なお、Ｓｉ、Ｃは不可避的不純物として含有が避けられないことから、実質的な含有量の下限値は、通常、Ｓｉで０．００５％以上、Ｃで０．０００５％以上である。
【００２４】
［Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎの含有量］
本発明においては必要に応じて、Ｆｅの一部を、０．１５％未満のＮｉ、０．２５％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎの１種または２種以上で代替する。これは、Ｆｅの一部をＦｅと同様の働きをする安価な元素で置換するものである。
【００２５】
ここで、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの添加量の上限をそれぞれ、０．１５％未満、０．２５％未満、０．２５％未満としたのは、これらの元素は、上記上限を超えて添加すると、平衡相である金属間化合物（Ｔｉ2Ｎｉ、ＴｉＣｒ2、ＴｉＭｎ）が生成し、疲労強度、および室温延性が劣化するからである。なお、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅの総量は、１．４％以上、２．３％未満とする必要がある。これは、１．４％未満であると、後述する冷間加工後のミクロ組織を得るためには、同じβ安定化元素である上述のＭｏの添加量を多くする必要がありコスト上昇を招くこと、２．３％以上とすると、大型インゴット製造時の偏析が顕著となるためである。
【００２６】
［不可避的不純物］
代表的な不純物として、Ｏ，Ｎ，Ｈが上げられる。ＪＩＳ  Ｈ  ４６００の６０種（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ）同様に、各々、Ｏは０．２％以下、Ｎが０．０５％以下、Ｈは０．０１５％を上限とすることが好ましい。さらに、室温延性や冷間加工性をよりよくするために、Ｏは０．１５％以下、Ｎは０．０２％以下、Ｈは０．０１％以下とすることがより好ましい。
【００２７】
［ミクロ組織］
ヤング率は合金成分のみでは決定せず、β相やマルテンサイト相の面積率等ミクロ組織によって大きく変化する。例えば、上記合金成分においても、特許文献７に記載されているように７５０℃で１時間の焼鈍した場合には、β相やマルテンサイト相の面積率が約２０％となりヤング率は約１１５ＧＰａと通常のα＋β型チタン合金と変わらない値となる。低ヤング率を得るには、下記式で記述されるＭｏ当量が３．８５％以上１０．００％以下であるβ相、そのようなβ相から溶体化処理後の水冷や加工誘起変態によって生じるマルテンサイト相、或いは、熱弾性マルテンサイト的な性質を有する双晶界面が必要となることが分かった。ミクロ組織において、上記Ｍｏ当量範囲内となるβ相もしくはマルテンサイト相であって、且つ、それらの合計の面積率が５５％以上であれば、最終製品のチタン合金として７５ＧＰａ未満の低ヤング率が得られることから、これを下限とした。一方で、β相もしくはマルテンサイト相単相にすると、熱処理時にβ相が非常に粗大化してしまい、疲労特性や延性を著しく低下させることから、上限を９９％とした。なお、上記範囲のＭｏ当量であるβ相やマルテンサイト相以外の結晶としては、α相及び不可避的不純物相が観察される。不可避的不純物相とは、例えば微細なω相などが挙げられる。
Ｍｏ当量＝［％Ｍｏ］＋２．９×［％Ｆｅ］＋１．１×［％Ｎｉ］＋１．６×［％Ｃｒ］＋１．６×［％Ｍｎ］―［％Ａｌ］
【００２８】
［ミクロ組織の測定方法］
チタン合金中のβ相もしくはマルテンサイト相の測定方法について説明する。β相もしくはマルテンサイト相は、断面の埋め込み研磨試料を硝フッ酸水溶液でエッチングした光学顕微鏡写真で容易に判別でき、更には約５００〜５５０℃で４時間程度熱処理（デコレーション熱処理）を施した後に観察すると、より鮮明に識別できる。図１に光学顕微鏡観察写真の例を示す。図１（ａ）は、本発明の請求項１の例として９３０℃から水冷した試料に１０％の冷間加工を施したもの、（ｂ）はβ相ないしマルテンサイトをより識別しやすくするために（ａ）の試料を５５０℃４時間のデコレーション熱処理したものである。なお、図１ではエッチングに硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％の硝フッ酸水溶液を用いている。図１（ａ）にて実線矢印で示した粒径約５μｍの黒くなっている延伸した結晶粒が加工により延伸したβ相である。さらに、針状に観察される結晶粒がマルテンサイト相である。また、図１（ｂ）に示すようにデコレーション熱処理を施すと、β相ないしマルテンサイト相内に微細なα相が析出し、熱処理前にβ相ないしマルテンサイト相であった場所が黒くなり、より鮮明に区別することが出来る。これらの写真から画像解析装置を用いて、観察測定視野におけるβ相ないしマルテンサイト相が占有する総面積率を計測し、その値をβ相ないしマルテンサイト相の合計の面積率とした。
【００２９】
［β相もしくはマルテンサイト相内の合金成分の測定方法］
β相もしくはマルテンサイト相とα相は、それぞれ濃化しやすい元素が異なることから、光学顕微鏡やＳＥＭの観察で容易に判別することが出来る。そのため、組織観察によりβ相もしくはマルテンサイト相と判別された結晶粒をＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray Spectrometry）分析することによりβ相もしくはマルテンサイト相の含有元素量を容易に測定可能である。また、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）を用いれば、より広範囲におけるβ相もしくはマルテンサイト相の含有元素量を測定することが出来る。
【００３０】
［β相もしくはマルテンサイト相内の合金元素］
上述のとおり、チタン合金において、低ヤング率発現にはβ相もしくはマルテンサイト相に含まれる合金成分が大きく影響する。すなわちＭｏ当量が３．８５％以上、１０．００％未満であり、当該Ｍｏ当量範囲にあるβ相もしくはマルテンサイト相の１相ないし２相の合計の面積率が５５％以上であることが必要とされる。ここではその理由について説明する。
【００３１】
低ヤング率を実現するためのβ相、マルテンサイト相、及び双晶界面は、溶体化処理及びそれに引き続いて施される冷間加工によって導入することができる。しかしながら、β相やマルテンサイト相が多量に存在しても、上記Ｍｏ当量内にないβ相ないしマルテンサイト相であった場合、冷間加工を施しても、低ヤング率を得るために必要な、これらの組織が導入されず、７５ＧＰａ未満の低ヤング率を得ることは出来ない。
【００３２】
また、低ヤング率を得るためには、さらに、β相もしくはマルテンサイト相を室温で不安定な状態にする必要があることが一般的に知られている。β相もしくはマルテンサイト相の室温における安定度は相内に含まれる元素、特にβ安定化元素の含有量により決まる。β安定化元素の量が少なくなるとマルテンサイト相が、多くなり過ぎるとβ相が安定になってしまい、後述する本発明の溶体化熱処理範囲や、冷間での加工を施しても低ヤング率が得られない。本発明ではβ相もしくはマルテンサイト相内の合金元素量を、前述のとおりＭｏ当量において特定の範囲内に調整することで低ヤング率が得られることを見出した。また、このようなβ相が冷間加工によってマルテンサイト相に加工誘起変態しても、含有されるＭｏ当量は変化しないことを確認した。即ち、冷間加工の前後で、β相もしくはマルテンサイト相に含有されるＭｏ当量は変化しない。従って、最終製品のβ相もしくはマルテンサイト相に含有されるＭｏ当量が３．８５％以上、１０．００％未満であれば、冷間加工前のβ相もしくはマルテンサイト相に含有されるＭｏ当量が３．８５％以上、１０．００％未満であることになるから、その後の冷間加工によって低ヤング率を実現することができるのである。
【００３３】
また上述のとおり、本発明のα＋β型チタン合金は溶体化処理後に冷間加工を施されてなる。
【００３４】
［Ｍｏ当量の指標］
α＋β型チタン合金では、α＋βの２相高温域から水冷以上の速度で冷却することによりβ相を残留させる、もしくはα''マルテンサイト相やα’マルテンサイト相を生成することができる。しかしながら、上述のＭｏ当量が低くなるとマルテンサイト相が安定化してしまい低ヤング率が得られない。マルテンサイト相を安定にしないためにはＭｏ当量の下限を３．８５％以上とする必要があることから、前述のとおりこれを下限とした。好ましくは、４．００％以上である。一方、β相内のＭｏ当量を１０．００％以上にすると、β相が安定に成り過ぎてしまいヤング率が上昇することから、本発明では前述のとおり１０．００％を上限とした。β相を不安定にすることで低ヤング率が得られることから、好ましくは９．００％％未満である。
【００３５】
［チタン合金の製造方法］
［溶体化熱処理：温度］
本発明のチタン合金は、上記チタン合金の組成を含有した上で、溶体化熱処理工程において、８５０℃以上、９４０℃未満の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することとした。本発明では、上記のようにβ相もしくはマルテンサイト相内の含有元素量およびその範囲内にあるそれらの相の面積率を規定している。本発明合金のβ変態点温度は９４５〜９６０℃であり、８５０℃未満の温度で熱処理すると、本成分範囲内ではβ相内のＭｏ当量が１０．００％以上となってしまい例え後述の冷間加工を施してもヤング率が７５ＧＰａ以上となり高くなることから、下限を８５０℃とした。好ましくは、８８０℃以上である。一方、β変態点を超える温度で熱処理を行うと上述したように金属組織が粗大化して疲労特性と延性を悪化させることがある。そのため、本発明では熱処理温度の上限をβ変態点直下となるよう９５０℃以下とした。
【００３６】
なお、熱処理時間は、被熱処理材の均熱が保たれればよく、被熱処理材の形状や炉の熱容量によっては１分程度の短時間でも構わない。
【００３７】
［溶体化熱処理：冷却速度］
本発明では、上記温度で熱処理後、冷却速度は水冷以上としている。冷却速度が空冷となると冷却中にβ相粒内に微細なα相が析出するなどし、β相ないしマルテンサイト相の面積率は大きく減少する。また、β安定化元素がβ相へ拡散するため、β相内のＭｏ当量が上昇する。さらにβ相の面積率が低くなるため、ヤング率は非常に高くなる。一方、水冷以上の冷却速で冷却すると、β相やマルテンサイト相内粒内にα相が析出せず、不安定な残留β相もしくはマルテンサイト相を室温で多量に残存させることができ、７５ＧＰａ未満のヤング率を得られることから、冷却速度を水冷以上とした。
【００３８】
［冷間加工］
本発明では、溶体化処理後に冷間加工を施すことにより、７５ＧＰａ未満の低ヤング率を得られることを特徴としている。これは、上述のように、β相の加工誘起マルテンサイト変態やβ相もしくはマルテンサイト相内に熱弾性マルテンサイト的な特徴を有する双晶界面が導入されることにより、ヤング率が低くなるためである。本発明の合金成分においても、上述のβ相もしくはマルテンサイト相内のＭｏ当量を本発明の範囲内にすることで、溶体化処理後の冷間加工により、７５ＧＰａ未満のヤング率を得ることが出来る。さらに好ましくは７０ＧＰａ未満のヤング率である。なお、冷間加工については、例えば、伸線加工において０．５％以上の加工率（伸線加工の場合は加工前後の断面積の差を加工前の面積で割った割合）の冷間加工が施されるだけでも、ヤング率の低下に寄与するものである。
【００３９】
上記冷間加工としては、伸線加工以外にも、例えば、スウェージング加工、引抜加工、押出加工、圧延加工、プレス、曲げ、転造などを例示することができる。
【実施例】
【００４０】
表１に示す成分のチタン合金を真空アーク溶解（ＶＡＲ：Vacuum Arc Remelting）法によりチタン合金インゴットを作製し、これらを熱間鍛造および熱間圧延により製造した丸棒を素材とした。
【００４１】
表１の熱間鍛造および熱間圧延した丸棒を本発明範囲の温度で１時間加熱した後水冷した。熱処理後の冷間加工については、丸棒を約３〜１０％の加工率で伸線を施した。冷間加工前のβ相ないしマルテンサイト相内のＭｏ当量、冷間加工後の、β相ないしマルテンサイト相内のＭｏ当量、β相とマルテンサイト相の合計面積率及び冷間加工後のヤング率を表２に示す。尚、β相ないしマルテンサイト相内のＭｏ当量は冷間加工の前後で不変であった。以下に、各々の測定条件と試験条件を説明する。β相ないしマルテンサイト相の面積率については、冷間加工前後の試験片の断面の埋め込み研磨試料を硝フッ酸水溶液（硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％）を用いて室温でエッチングした後に観察し、画像解析により測定した。ヤング率はＡＳＴＭ  Ｅ８Ｍサブサイズ（並行部の直径６．２５ｍｍ、長さ２５ｍｍ）用いて、歪ゲージを張り付けて測定したデータを用いて測定した。なお、ヤング率は耐力の半分までの応力までを直線近似し測定した。
【００４２】
表２のＮｏ．Ａ−１〜Ａ−１０は、本発明合金成分系からなり、熱処理温度、冷却速度とも本発明範囲内である。一方、表２のＮｏ．Ａ−１１および１２は熱処理温度、冷却速度とも本発明範囲内であるが、成分系が異なっている。表１および表２において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。
【００４３】
【表１】
0005621571.tif 000002
【００４４】
【表２】
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【００４５】
表１、２より、請求項１に記載の合金成分範囲である実施例のＮｏ．Ａ−１〜Ａ−６は、β相もしくはマルテンサイト相内のＭｏ当量が本発明範囲内にあり、且つ、β相とマルテンサイト相の合計面積率が５５％以上となっている。そのため、冷間加工後のヤング率も７５ＧＰａ未満と十分に低い値を示している。
【００４６】
また、表１、２より、請求項２に記載の合金成分範囲である実施例Ｎｏ．Ａ−７〜Ａ−１０は、β相もしくはマルテンサイト相内のＭｏ当量が本発明範囲内にあり、且つ、β相とマルテンサイト相の合計面積率が５５％以上となっている。そのため、冷間加工後のヤング率も７５ＧＰａ未満と十分に低い値を示している。
【００４７】
一方で、表１、２より、比較例のＮｏ．Ａ−１１はＭｏの添加元素量が０．０１％と非常に低く、９００℃で熱処理後、水冷すると、β相もしくはマルテンサイト相内のＭｏ当量は請求項内となっても、β相とマルテンサイト相の合計面積率が４９％と小さくなり、冷間加工後のヤング率も８０ＧＰａと高い。
【００４８】
また、表１、２より、比較例のＮｏ．Ａ−１２はＡｌ，Ｆｅ，Ｍｏとも添加元素量が本発明範囲から外れている。そのため、９００℃で熱処理、水冷すると、β相もしくはマルテンサイト相内のＭｏ当量は本発明範囲内となっても、β相とマルテンサイト相の合計面積率が４８％と小さくなりヤング率も約８５ＧＰａと高い。
【００４９】
また、表３に、本発明の合金成分である表１のＮｏ．１およびＮｏ．４を用いて、種々の温度から水冷した後、冷間加工として約３〜１０％の加工率で伸線を施した場合を示す。表３のＮｏ．Ａ−１５〜１７は表１のＮｏ．１の合金成分であり、熱処理温度、冷却速度とも本発明範囲内である。一方、表３のＮｏ．Ａ−１４およびＡ−１８は同じく表１のＮｏ．１の合金成分であるが、熱処理温度がそれぞれ８４０℃および１０００℃となっている。また、表３のＮｏ．Ａ−２０およびＡ−２１は表１のＮｏ．４の合金成分であり、熱処理温度、冷却速度ともの本発明範囲内である。一方、表３のＡ―１９は表１のＮｏ．４の合金成分であるが、熱処理温度が８００℃と低くなっている。なお、表３において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。
【００５０】
【表３】
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【００５１】
表３より、８５０℃を超え９５０℃未満の温度で熱処理後、水冷ししている実施例のＮｏ．Ａ−１５〜Ａ−１７、Ａ−２０および２１は、β相ないしマルテンサイト相内のＭｏ当量が本発明の範囲内にあり、且つ、β相とマルテンサイト相の合計の面積率が５５％以上となっており、冷間加工後のヤング率はいずれも７５ＧＰａ未満と十分に低い値を示している。
【００５２】
一方で、表３の比較例のＮｏ．Ａ−１４およびＡ−１９は、熱処理温度がそれぞれ８４０℃および８００℃と低く、β相もしくはマルテンサイト相内のＭｏ当量は１０．００％以上と高い。また、β相とマルテンサイト相の合計の面積率も５５％未満と低いため、冷間加工後のヤング率が９０ＧＰａ以上と高い。
【００５３】
また、表３の比較例のＮｏ．Ａ−１８は熱処理温度が１０００℃と非常に高くなっておいる。そのため、β相もしくはマルテンサイト相内のＭｏ当量が３．８０と低く、またβ相とマルテンサイト相の合計の面積率が１００％と単相になっている。また、冷間加工後のヤング率も９３ＧＰａと非常に高い。
【産業上の利用可能性】
【００５４】
本発明のα＋β型チタン合金は、従来の低ヤング率が得られるβ型チタン合金に比較して、高価な添加元素であるＶ、Ｍｏ等の添加元素量が少なく、且つ、非常に低いヤング率を有していることから、自動車または二輪車のサスペンションスプリング、エンジンバルブスプリングなどの自動車または二輪車用部品材料や眼鏡のフレーム材として利用することに適しており、これら部品材の軽量化に寄与する。
【図１】
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