(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０８％超、０．２５％以下、Ａｌ：２．０〜８．５％を含有すると共に、Ｖ：５．０％以下、Ｃｒ：５．０％以下、Ｆｅ：２．５％以下、Ｍｏ：５．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｎｂ：５．０％以下、Ｔａ：５．０％以下のβ安定化型元素群の１種または２種以上を合計で２．０〜１０．０％含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であるチタン合金押出材であって、
そのチタン合金押出材の任意の断面における一次α相の面積率が５〜８０％であると共に、その一次α相のうち８０％以上の一次α粒の長径の方向が、チタン合金押出材の押出方向に対して±１５°以内の角度範囲内に収まっており、
且つ、二次α相の平均短径が０．１μｍ以上であることを特徴とする疲労強度に優れたα−β型チタン合金押出材。
【請求項２】
前記チタン合金押出材の焼鈍後の任意の断面における、＜０００１＞方向が押出垂直方向に対して±２０°以内の角度範囲内に収まるα相の、全α相中に占める面積率が９３％以上である請求項１記載のα−β型チタン合金押出材。
【請求項３】
請求項１または２に記載のα−β型チタン合金押出材を押出成形により製造するα−β型チタン合金押出材の製造方法であって、
加熱温度Ｔ１を下記条件式に示す範囲内として押出成形を行うことを特徴とするα−β型チタン合金押出材の製造方法。
９２．６×ｌｎＲ＋６３５≦Ｔ１≦Ｔβ―２０、Ｒ≧４
但し、上記条件式でＲは押出比である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、航空機部材をはじめ、自動車や二輪車の自動車用部材等としても用いることができる疲労強度に優れたα−β型チタン合金押出材と、そのα−β型チタン合金押出材の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
α−β型チタン合金は、軽量、高強度、高耐食性であることに加え、熱処理によって容易に強度レベルを変化させることができることから、従来から航空機産業を中心に多用されてきた。これらの特性を更に活用すべく、近年では、自動車や二輪車のエンジン部材といった自動車部品、ゴルフ用品をはじめとしたスポーツ用品、土木建築用素材、各種工具類、眼鏡フレームなどの民生品分野や、深海やエネルギー開発用途などへの適用拡大も進んでいる。
【０００３】
これらα−β型チタン合金のうちでも、α−β型チタン合金押出材は、変形抵抗が小さくなるβ単相域で押出成形により加工されており、そのミクロ組織は、図３に示すように、様々な方向を向いた針状α相組織で形成されることになる。この針状α相組織が形成されたα−β型チタン合金押出材は、破壊靭性には優れるものの、一方では疲労強度が低く、軽量であるにかかわらず、航空機の機体部材のような高サイクル疲労特性が求められる部材として用いることができないという問題があった。
【０００４】
近年、航空機や自動車等の交通手段においては、燃費の向上やＣＯ２の排出抑制といった観点から、機体や車両の軽量化がますます求められている状況にあり、軽量でより疲労強度が高いα−β型チタン合金押出材の技術開発が、より一層求められているという状況にある。
【０００５】
従来からこのα−β型チタン合金押出材の製造方法に関する提案は種々なされているが、それら提案はいずれも疲労強度が低いか、或いは実用上問題があるα−β型チタン合金押出材の製造方法に関する提案に過ぎなないということができる。
【０００６】
特許文献１には、α＋β組織のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖのビレットを８５０〜９６０℃の加工温度で熱間押出加工する方法が記載されている。しかしながら、このＴｉ−６Ａｌ−４Ｖは変形抵抗が高いためにダイス寿命が短くなるという欠点を有しており、またプレス能力も大きなものが必要となり、未だに実用化に至っていないのが現状である。
【０００７】
特許文献２には、α＋β型チタン合金に熱間押出加工を施した後、α＋β領域に加熱、保持してから溶体化処理を行い、次いで４００〜５５０℃で時効処理する方法が記載されている。しかしながら、この方法で製造される押出材の組織は微細な針状α相マトリックスとなり、伸びに加え、疲労強度が低くなるという問題がある。
【０００８】
特許文献３には、微細な等軸α＋β組織とされたα＋β型チタン合金ビレットをβ変態点〜（β変態点＋１５９℃）に加熱して押出比１０以上の押出加工を行った後、５℃／秒以上で急冷し、その後７００〜８５０℃で焼鈍を行う方法が記載されている。しかしながら、この方法で製造される押出材の組織も微細な針状α相マトリックスとなり、伸びに加え、疲労強度が低くなるという問題がある。
【０００９】
特許文献４には、α＋β型チタン合金ビレットをβトランザス以上に加熱した後、表面層をα＋β２相領域にまで冷却してからビレットを押出すことで、製品の表面層を等軸α＋β組織、内部をトランスフォームドβ組織とする方法が記載されている。しかしながら、この方法は温度制御が難しく、僅かな押出し温度の違いで変形の程度がばらつき、実用は困難であるという問題がある。
【００１０】
特許文献５には、α＋β型チタン合金ビレットを、β変態点未満、且つ、ＴＬ（＝Ｔβ−６５＋１１０／（Ｒ−５））以上の温度で加熱し、次いで、熱間押出成形を行う方法が記載されている。しかしながら、この方法で製造される押出材の組織は針状α相となり、疲労強度が低くなるという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭６１−１９３７１９号公報
【特許文献２】特開昭６１−２８４５６０号公報
【特許文献３】特開昭６３−２２３１５５号公報
【特許文献４】特公平５−２４０５号公報
【特許文献５】特許第２９３２９１８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、軽量化に加え高サイクル疲労特性が求められる航空機の機体部材をはじめ、航空機のその他各種部材、或いは自動車や二輪車用の部材等として用いることができる疲労強度に優れたα−β型チタン合金押出材、およびそのα−β型チタン合金押出材の製造方法を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０８％超、０．２５％以下、Ａｌ：２．０〜８．５％を含有すると共に、Ｖ：５．０％以下、Ｃｒ：５．０％以下、Ｆｅ：２．５％以下、Ｍｏ：５．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｎｂ：５．０％以下、Ｔａ：５．０％以下のβ安定化型元素群の１種または２種以上を合計で２．０〜１０．０％含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であるチタン合金押出材であって、そのチタン合金押出材の任意の断面における一次α相の面積率が５〜８０％であると共に、その一次α相のうち８０％以上の一次α粒の長径の方向が、チタン合金押出材の押出方向に対して±１５°以内の角度範囲内に収まっており、且つ、二次α相の平均短径が０．１μｍ以上であることを特徴とする疲労強度に優れたα−β型チタン合金押出材である。
【００１６】
請求項２記載の発明は、前記チタン合金押出材の焼鈍後の任意の断面における、＜０００１＞方向が押出垂直方向に対して±２０°以内の角度範囲内に収まるα相の、全α相中に占める面積率が９３％以上である請求項１記載のα−β型チタン合金押出材である。
【００１７】
尚、押出垂直方向とは、チタン合金押出材の押出方向に対して直交する方向のことである。
【００１８】
請求項３記載の発明は、請求項１または２に記載のα−β型チタン合金押出材を押出成形により製造するα−β型チタン合金押出材の製造方法であって、加熱温度Ｔ１を下記条件式に示す範囲内として押出成形を行うことを特徴とするα−β型チタン合金押出材の製造方法である。
９２．６×ｌｎＲ＋６３５≦Ｔ１≦Ｔβ―２０、Ｒ≧４
但し、上記条件式でＲは押出比である。
【発明の効果】
【００１９】
本発明のα−β型チタン合金押出材は、疲労強度に優れており、軽量化に加え高サイクル疲労特性が求められる航空機の機体部材をはじめ、航空機の各種部材、或いは自動車や二輪車用の部材として用いることができる。
【００２０】
また、本発明のα−β型チタン合金押出材の製造方法によると、変形抵抗の小さい成分組成のチタン合金を用いて、特定の加熱温度の範囲内で押出成形を行うため、疲労強度に優れたα−β型チタン合金材を確実に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本発明のα−β型チタン合金押出材の断面組織を示す顕微鏡写真である。
【図２】α相の形態を説明するためのα相の模式図である。
【図３】従来のα−β型チタン合金押出材の断面組織を示す顕微鏡写真である。
【図４】実施例の室温引張試験で用いた引張試験片の形状および寸法を示す説明図である。
【図５】実施例の疲労試験で用いた引張試験片の形状および寸法を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
押出加工は、圧延や鍛造と比較して、一度の工程で被加工材に非常に大きな塑性変形を付与するために変形抵抗が大きいという反面、その特性を利用した組織制御が可能であるという特長を有している。従来、チタン合金材の押出加工では、この変形抵抗を抑制するために、β変態点（Ｔβ）以上の温度で押出加工をする方法がとられており、実用化されている現行のチタン合金押出材は、そのいずれもが針状α相組織を有している。しかしながら、この針状α相組織は、破壊靭性に優れているという特長を有する反面、疲労強度や伸びが低下するという欠点を併せ持っており、その結果、現行のチタン合金押出材は使用範囲が限定されていた。
【００２３】
本発明者らは、軽量化が可能で且つ組織制御が容易であるという特長を有するチタン合金材を、航空機の機体部材等に採用することを検討した。しかしながら、航空機の機体部材は高サイクル疲労特性が求められるため、現行のチタン合金押出材は適用範囲が限定される、或いは軽量化の阻害要因となるという問題があった。従って、押出加工により成形しても優れた疲労強度および伸びを有するチタン合金材を得ることができる製造方法並びにチタン合金押出材を見出すために、鋭意、実験、研究を重ねることとした。
【００２４】
その結果、チタン合金の成分組成を変形抵抗の低い合金系とし、特定の加熱条件で押出成形することにより、チタン合金押出材の組織を特定の組織とすることができ、その押出成形で製造されたチタン合金押出材は、極めて高い疲労強度を有し、伸びも優れるということを見出し、本発明を完成した。
【００２５】
以下、本発明を実施形態に基づいて更に詳細に説明する。
【００２６】
本発明の疲労強度に優れたα−β型チタン合金押出材は、質量％で、Ｃ：０．０８％超、０．２５％以下、Ａｌ：２．０〜８．５％を含有すると共に、Ｖ：５．０％以下、Ｃｒ：５．０％以下、Ｆｅ：２．５％以下、Ｍｏ：５．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｎｂ：５．０％以下、Ｔａ：５．０％以下のβ安定化型元素群の１種または２種以上を合計で２．０〜１０．０％含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であるチタン合金押出材であって、そのチタン合金押出材の任意の断面における一次α相の面積率が５〜８０％であると共に、その一次α相のうち８０％以上の一次α粒の長径方向の、チタン合金押出材の押出方向に対する角度のずれが±１５°以内であり、且つ、二次α相の平均短径が０．１μｍ以上であるものである。
【００２７】
まず、本発明の疲労強度に優れたα−β型チタン合金押出材の成分限定理由について説明する。以下、各元素の比率については単に％と記載するが、全て質量％を示す。
【００２８】
Ｃ：０．０８％超、０．２５％以下
Ｃは強度および疲労比を向上させるという作用があり、また、β温度域でＴｉＣとして微細析出するため、β相結晶粒を微細化し、その微細化によって熱間加工性を向上させるという作用もある。その含有量が０．０８％以下であるとその作用が不足する。一方、その含有量が０．２５％を超えると、焼鈍を実施した後においても、室温でα相中に固溶されない平均円相当径が１μｍ超の粗大なＴｉＣが残留するようになり、機械的特性が劣化して伸びおよび疲労比に悪影響を及ぼすようになる。従って、Ｃの含有量は、その下限を０．０８％超とする。好ましくは０.０８５％以上、更に好ましくは０．０９０％以上である。その上限は０．２５％、好ましくは０．２０％、更に好ましくは０．１７％とする。
【００２９】
Ａｌ：２．０〜８．５％
Ａｌは、α安定化元素であり、α相を生成するために添加される元素である。その含有量が２．０％未満であればα相の生成が過少になり、また、十分な強度が発現せず、優れた引張強度（ＴＳ）が得られないようになる。一方、その含有量が８．５％を超えて過多になると、延性が劣化し、伸び（ＥＬ）が目標値を下回るようになる。従って、Ａｌの含有量は、その下限を２．０％、好ましくは２．２％とし、その上限を８．５％、好ましくは７．０％とする。
【００３０】
Ｖ：５．０％以下、Ｃｒ：５．０％以下、Ｆｅ：２．５％未満、Ｍｏ：５．０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｎｂ：５．０％以下、Ｔａ：５．０％以下の１種または２種以上を合計で２．０〜１０．０％
これらの元素は全てβ安定化元素であり、β相を生成するために添加される元素である。これらの元素の合計の含有量が２．０％未満であればβ相の生成量が過少になる。従って、２．０％以上、好ましくは３．０％以上とすれば良い。これらの元素も強度を向上させる作用があるが、夫々の元素の含有量の上限を超えて添加すると、また、合計の含有量が１０．０％を超えて添加すると、伸び（ＥＬ）の劣化を招くことになる。特に、Ｆｅの含有量が過多になると絞りも低下するようになる。従って、これら各元素の含有量の上限を上記のように規定し、これら元素の合計の含有量の上限を１０．０％、好ましくは９．０％とする。
【００３１】
本発明のα−β型チタン合金押出材は、以上の元素のほかは、Ｔｉと不可避的不純物で構成されるが、以下の元素を単独で、或いは複合して含有しても良い。
【００３２】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉを添加することで更に強度が向上するが、１．０％を超えて添加すると、延性が劣化し、１０％以上の伸び（ＥＬ）が得られないようになる。従って、Ｓｉを添加する場合は、その含有量の上限は１．０％とする。
【００３３】
Ｚｒ：５．０％以下、Ｓｎ：５．０％以下の１種または２種を合計で７．０％以下
ＺｒやＳｎを添加することでも更に強度が向上するが、Ｚｒ、Ｓｎを夫々単独で５．０％超、合計で７．０％超添加すると、延性が劣化し、１０％以上の伸び（ＥＬ）が得られないようになる。従って、ＺｒやＳｎを添加する場合は、Ｚｒの含有量、Ｓｎの含有量は、夫々単独で５．０％以下、合計で７．０％以下とする。
【００３４】
本発明の疲労強度に優れたα−β型チタン合金押出材には、図１に示すように、稠密六方晶（ＨＣＰ）であるα相と体心立方晶（ＢＣＣ）であるβ相が、組織中に混在するが、このα−β型チタン合金押出材の組織における特徴はα相にある。本発明のα−β型チタン合金押出材のα相には一次α相と二次α相があり、夫々その形態に特徴を有している。
【００３５】
一次α相は、高サイクル疲労特性を高めるために必要であり、チタン合金押出材の任意の断面における面積率が５％未満では、その効果が小さくなってしまう。従って、その下限を５％、好ましくは１０％とする。一方、チタン合金押出材の任意の断面における面積率が８０％を超えると、強度の異方性（押出方向と押出垂直方向の差）が大きくなりすぎるため、その上限を８０％、好ましくは７５％とする。
【００３６】
押出成形により伸長した一次α相は疲労強度の向上に寄与するが、図２に示すように、伸長した一次α相のうち８０％以上の一次α粒の長径方向が、チタン合金押出材の押出方向に対して±１５°以内の角度範囲内に収まっておれば、チタン合金押出材の押出方向の疲労強度が向上する。その角度範囲内に長径の方向が収まる一次α粒の分率（面積率）が８０％未満になるとその効果が消失してしまう。
【００３７】
一方、押出成形後、或いはその後の熱処理（焼鈍後の冷却過程や溶体化時効）で生成する二次α相があまり微細になると、強度は向上するものの、伸びが低下して切欠感受性が高まることにより、実用上の疲労強度のばらつき原因となってしまう。従って、二次α相の平均短径（図２に示す針状α相の幅）を０．１μｍ以上とする必要がある。好ましくは０．２μｍ以上である。
【００３８】
また、チタン合金押出材の疲労強度は押出成形に起因する集合組織にも依存し、押出方向に対してα相の＜０００１＞方向がなるべく垂直方向に集積した方が高い傾向にある。これは局部的な歪の集中が緩和されるためと考えられ、ある一定レベル以上に集積していること、具体的には、チタン合金押出材の焼鈍後の任意の断面を観察したとき、＜０００１＞方向が垂直方向に対して±２０°以内の角度範囲内に収まるα相の、全α相中に占める面積率が９３％以上であることが好ましい。
【００３９】
次に、本発明のα−β型チタン合金押出材の製造方法について説明する。本発明のα−β型チタン合金押出材の製造方法では、押出成形時の加熱温度Ｔ１を、９２．６×ｌｎＲ＋６３５≦Ｔ１≦Ｔβ―２０という条件式で示される範囲内とすることを特徴とする。但し、前記条件式でＲは押出比で４以上である。
【００４０】
通常、押出加工は加工炉から素材を取り出して、或いは高周波加熱で所定温度到達後、直ぐ（遅くても２０ｓｅｃ以内）に成形加工されることから、加熱温度により押出開始温度がほぼ決定されることとなる。また、押出加工は圧延や鍛造と比較すると、成形時の歪量が大きく、加工発熱も顕著に起こりうる。従って、加熱温度Ｔ１を（Ｔβ−２０）℃以下にして加工発熱が発生しても一次α相が固溶しないようにする。加熱温度Ｔ１を（Ｔβ−３０）℃以下にすると、押出方向に対してα相の＜０００１＞方向の垂直方向への集積がより進むので好ましい。
【００４１】
また、押出比Ｒが４以上と高い場合には変形抵抗も高くなるために、加熱温度Ｔ１を押出比Ｒに併せて高くする必要がある。従って、加熱温度Ｔ１は、（９２．６×ｌｎＲ＋６３５）以上とする必要がある。好ましくは（１１８×ｌｎＲ＋５９０）以上である。
【００４２】
尚、本発明のα−β型チタン合金押出材の製造方法において、押出加工前のチタン合金ビレットの組織には特に制約はなく、全面針状α相組織であっても、等軸α相を含む組織であっても構わない。また、押出加工の方法は、直接押出と静水圧押出のいずれの方法であっても構わないが、静水圧押出は特に力量の小さいプレスで押出成形することが可能であり、また、押出加工後のチタン合金押出材の表面品質も良好で、曲がり、反り、捩れといった変形が小さいため、推奨することができる。また、押出加工後の熱処理は、一般的な温度条件等で行う焼鈍処理とすれば良い。
【実施例】
【００４３】
以下実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４４】
本実施例では、まず、ＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導加熱法）溶解により表１に示す各成分組成のチタン合金でなる約２０ｋｇの鋳塊を鋳造した。その鋳塊の形状は、直径１５０ｍｍ×高さ１５０ｍｍの円柱状である。
【００４５】
この鋳塊を用いて以下に示す製造条件で熱間鍛造を行った。その熱間鍛造は、鋳塊を１２００℃で加熱した後、鍛錬比約１．５でアプセット鍛造し、水冷した後に９００℃まで加熱し、更に鋳塊の高さ方向に鍛伸して、直径８０ｍｍ×長さ５８０ｍｍの丸棒を得た。次に室温まで空冷した後に７０５℃で２時間の焼鈍を行い、前記丸棒から直径６８ｍｍ×長さ２７０ｍｍの押出ビレットを作製した。
【００４６】
その押出ビレットを用いて押出成形を実施した。押出成形は４００トン静水圧プレスを用いることで実施し、加熱温度をＴβ−１７０℃からＴβ＋２０℃まで変化させて、直径２２ｍｍ（押出比９．６）と直径３２ｍｍ（押出比４．２）の丸棒状のチタン合金押出材を得た。試験に用いた各チタン合金押出材の製造条件を表２に示す。
【００４７】
＜組織観察試験＞
前記したチタン合金押出材から採取した組織観察試験片用基材の表面を、エメリー研磨紙により湿式研磨した後、Ｓ−ＯＰＳ（シリカ、過酸化水素、アンモニアの混合液）を用いてバフ研磨し、鏡面状態とした。その後更に、水：硝酸：フッ酸＝８０：１５：１でエッチング処理をして組織観察試験片とした。
【００４８】
この組織観察試験片の表面（１／４Ｄ部）の１０視野を２０００倍の倍率で写真撮影し、その画像データから画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ）を用いて、α相の定量化を実施し、一次α相の面積率、チタン合金押出材の押出方向に対して±１５°以内の角度範囲内に長径の方向が収まっている一次α粒面積率の割合を求めた。また、２００００倍の写真からマトリックス中の二次α相を任意に３０個抽出してその短径を測定し、短径の平均が０．１μｍ以上であるか否かを判別した。尚、二次α相の短径の平均が０．１μｍ以上であったものを○、０．１μｍ未満であったものを×と表２に表記した。
【００４９】
更に、組織観察試験片の押出方向に対するα相の＜０００１＞方向のなす角度を測定した。測定エリアは１箇所の測定において、１ｍｍ×１ｍｍの平面内とし、測定ピッチは１μｍとした。測定箇所は１断面につき、偏りのないように５箇所を選定し、押出方向に対するα相の＜０００１＞方向のなす角度を測定して、＜０００１＞方向が押出垂直方向に対して±２０°以内の角度範囲内に収まるα相の、全α相中に占める面積率を求めた。試験結果を表２に示す。
【００５０】
尚、組織観察試験では、電界放出型走査顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）に、後方錯乱電子回析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ（Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ）  Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＰ）システムを搭載した結晶方位解析法によって集合組織の観察・測定を実施した。この測定方法を用いたのは、ＥＢＳＰ法は他の測定方法と比較して高分解能であり、高精度な測定ができるためである。まず、測定原理について説明する。
【００５１】
ＥＢＳＰ法は、ＦＥ−ＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射してスクリーン上にＥＢＳＰを投影する。これを高感度カメラで撮影して、コンピュータに画像として取り込む。この画像を解析して、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって、結晶の方位が決定される。算出された結晶の方位は３次元オイラー角として、位置座標（ｘ、ｙ）などと共に記録される。このプロセスが全測定点に対して自動的に行われるので、測定終了時には数万〜数十万点のデータを得ることができる。
【００５２】
このように、ＥＢＳＰ法には、Ｘ線回析法や透過電子顕微鏡を用いた電子線回析法よりも、観察視野が広く、数百個以上の多数の結晶粒に対する各種情報を、数時間以内で得ることができる利点がある。また、結晶粒毎の測定ではなく、指定した領域を一定間隔で走査して測定するために、測定領域全体を網羅した上記多数の測定ポイントに関する、上記各情報を得ることができる利点もある。尚、これらＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法の詳細は、神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５２  Ｎｏ．２（Ｓｅｐ．２００２）Ｐ６６−７０などに詳細に記載されている。
【００５３】
＜室温引張試験＞
前記したチタン合金押出材を７０５℃×２ｈｒ後空冷の焼鈍処理を実施してから引張試験片を採取した。引張試験はＡＳＴＭ規格のＥ８に準拠して実施した。引張試験片の形状、寸法については図４に示す。試験温度は室温（２５℃）である。試験結果から、引張強度（ＴＳ）が８２０ＭＰａ以上で、伸び（ＥＬ）が１０％以上のものを合格とし、高強度のチタン合金であると判断した。この試験で求められた各試料の引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）を、表２に示す。
【００５４】
＜疲労試験＞
前記したチタン合金押出材を７０５℃×２ｈｒ後空冷の焼鈍処理を実施してから疲労試験片を採取した。疲労試験はＡＳＴＭ規格のＥ４６６に準拠して実施した。疲労試験片の形状、寸法については図５に示す。試験温度は室温（２５℃）であり、応力比は０．１（引張−引張）、周波数は１０Ｈｚ、１．００Ｅ＋７回（１０７回）で未破断の最大負荷応力を疲労強度とした。疲労試験の結果を表２に示す。強度レベルの異なる合金の優劣を判断する必要があるため、疲労比（＝疲労強度／引張強度）が０．７６０を合格とした。
【００５５】
【表１】
0005592818.tif 000002
【００５６】
【表２】
0005592818.tif 000003
【００５７】
表１の合金Ｎｏ．２はＡｌの含有量が１．９５％と低すぎる比較例、合金Ｎｏ．１２はＡｌが含有されない比較例、合金Ｎｏ．１３はＡｌの含有量が９．０％と高すぎる比較例である。また、合金Ｎｏ．６はＣの含有量が０．０５％と低すぎる比較例、合金Ｎｏ．１７はＣの含有量が０．３％と高すぎる比較例である。また、合金Ｎｏ．１４はＣｒの含有量が６．０％と高すぎる比較例、合金Ｎｏ．１５はＶの含有量が６．０％と高すぎる比較例、合金Ｎｏ．１６はＦｅの含有量が３．０％と高すぎる比較例である。更には、合金Ｎｏ．１８はＶ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔａのβ安定化型元素群の合計含有量が１．５％と低すぎる比較例、合金Ｎｏ．１９はＶ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔａのβ安定化型元素群の合計含有量が１１．５％と高すぎる比較例である。尚、この合金Ｎｏ．１９はＭｏの含有量も７．０％と高すぎる。一方で合金Ｎｏ．１、３〜５、７〜１１、２０は本発明で規定する成分組成を満足する。
【００５８】
前記したように、組織観察試験、室温引張試験、疲労試験の試験結果を表２に示すが、実施例Ｎｏ．２、１２、１８〜２５は、成分組成が本発明で規定する要件を満足しないチタン合金押出材を用いた比較例である。
【００５９】
また、実施例Ｎｏ．７〜９は、チタン合金押出材の成分組成は本発明で規定する要件を満足するが、製造要件が、９２．６×ｌｎＲ＋６３５≦Ｔ１≦Ｔβ―２０、Ｒ≧４という条件式を満足しない比較例である。これら実施例Ｎｏ．７〜９は、この条件式を満足しないため、組織観察試験の試験結果が、一次α相の面積率が５〜８０％、チタン合金押出材の押出方向に対して±１５°以内の角度範囲内に長径の方向が収まる一次α粒の面積率の割合が８０％以上、二次α相の平均短径が０．１μｍ以上という本発明で規定する要件のいずれか１つ以上を満足することができなかった。
【００６０】
室温引張試験、疲労試験の試験結果は、本発明の要件を満足する実施例Ｎｏ．１、３〜５、１０、１１、１３〜１７、２６は全て合格判定基準を満足したのに対し、本発明の要件を満足しない実施例Ｎｏ．２、７〜９、１２、１８〜２５は、引張強度、伸び、疲労比のうち少なくとも１つの要件で合格判定基準を満足することができなかった。
【００６１】
尚、実施例Ｎｏ．６は、製造要件が、９２．６×ｌｎＲ＋６３５≦Ｔ１≦Ｔβ―２０、Ｒ≧４という条件式を満足するものの、加熱温度（Ｔ１）がＴβ−２５℃と比較的高めの温度であったため、同じ合金Ｎｏ．４を用いて、より低い加熱温度（Ｔ１）で製造した実施例Ｎｏ．４、５に比較して、＜０００１＞方向が押出垂直方向に対して±２０°以内の角度範囲内に収まるα相の、全α相中に占める面積率が低く、その結果、疲労比も実施例Ｎｏ．４、５に比較して若干低くなっている。
【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５】
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