(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、１．０〜３．５％のＡｌ、０．５〜１．４％のＦｅ、０．２０〜０．５０％のＯ、０．０３％以下のＮを含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなると共に、室温での最大引張り強度が８００ＭＰａ以上であり、かつ室温での全伸びが２２％を超えることを特徴とする、熱間加工性及び、冷間加工性に優れた高強度チタン合金。
【請求項２】
請求項１記載の組成で構成されたチタン合金をβ変態点−１２０℃からβ変態点−２０℃の範囲に加熱保持して水冷相当の速度にて冷却することを特徴とする請求項１記載の熱間加工性及び、冷間加工性に優れた高強度チタン合金の製造方法。
【請求項３】
請求項１に記載の高強度チタン合金に対し、熱間加工、あるいは熱間加工及び冷間加工を行うことにより製造してなるファスナー又は自動車エンジン周りの強度部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ボルト、ナットなどのファスナー類や、コネクティングロッド、エンジンバルブなどの自動車エンジン周りの強度部品などの用途に使用される、熱間および冷間での加工性に優れた高強度α＋β型チタン合金及びその製造方法並びにチタン合金製品に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｔｉ−６％Ａｌ−４％Ｖを主とするα＋β型チタン合金は、ファスナーなどの航空機用部品用途などに古くから幅広く使われてきた。α＋β型チタン合金は、Ｔｉ−１５％Ｖ−３％Ｃｒ−３％Ｓｎ−３％Ａｌなどを主とするβ型チタン合金に比べ、特に冷間加工性は一般的に劣るが、ＶやＭｏ等の高価な合金元素の含有量が低いため、素材コストが抑えられること、軽比重であり比強度が高いことなど多くの利点を有する。
【０００３】
また、近年では、自動車分野においても、コネクティングロッドやエンジンバルブなどの主にエンジン周りの部品で高強度が要求される用途に、α＋β型チタン合金が使用されてきている。これは、鉄鋼材料を主とする従来材に比べ、α＋β型チタン合金の優れた比強度を利用しており、コネクティングロッドやエンジンバルブを軽量化することにより、エンジンをより高回転化できると共に、トルクが低減できるため、燃費が改善されるなどのメリットを享受できるからである。このようなα＋β型チタン合金としては、Ｔｉ−６％Ａｌ−４％Ｖが代表的であるが、他にも、例えば、Ｔｉ−５％Ａｌ−１％Ｆｅ、Ｔｉ−４．５％Ａｌ−３％Ｖ−２％Ｆｅ−２％Ｍｏ、Ｔｉ−４．５％Ａｌ−２％Ｍｏ−１．６％Ｖ−０．５％Ｆｅ−０．３％Ｓｉ−０．０３％Ｃ、Ｔｉ−６％Ａｌ−６％Ｖ−２％Ｓｎ、Ｔｉ−６％Ａｌ−２％Ｓｎ−４％Ｚｒ−６％Ｍｏ、Ｔｉ−８％Ａｌ−１％Ｍｏ−１％Ｖ、Ｔｉ−６％Ａｌ−１％Ｆｅなどが使用されている。
【０００４】
ボルト、ナットなどのファスナー類や自動車エンジン周りの強度部品などの用途に用いられる素材としては、引張強さ８００ＭＰａ、伸び１５％以上などの機械的特性を有すると共に、これらの部品は熱間鍛造や熱間圧延等の熱間加工、あるいは、冷間プレス成形や冷間転造等の冷間加工により製造されることが多いため、優れた熱間・冷間加工性を要求されることが多い。引張強さは高比強度を得るために、上記の値を満足することが望ましく、上記合金では、この特性を得ることは可能である。しかしながら、これらの合金では、延性が上記の値を必ずしも満足することはできず、良好な冷間加工性を得ることは困難であった。さらに、熱間加工性も優れているとは言えず、特に、熱間あるいは冷間での転造加工により主に製造されるボルト、ナットなどのファスナー類や、熱間加工や冷間成形などで製造する自動車用部品などを、高歩留かつ低コストで安定して供給することは困難であった。
【０００５】
例えば、最も広汎に使用されているα＋β型合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖは、航空機向けファスナーなどの部品や一般用途向けボルト、ナット、あるいは、自動車エンジン周りの部品として十分な強度を有しており、それらの用途に既に多く使用されている。しかし、この合金は、高温で固溶強化能を有し熱間圧延時の変形抵抗を増大させるＡｌを６％含有しており、熱間加工性が良好でないこと、Ｆｅ等に比べて高価なβ安定化元素であるＶを４％含有し、素材コストが比較的高いという問題があった。
【０００６】
また、特許文献１には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖと同様に高い比強度を有し、低コストである合金が提案されている。これはβ安定化元素として、ＶやＭｏなどの高価で比重の重い元素を、安価でβ安定化能の高いＦｅに置換すること、比重が軽いα安定化元素であるＡｌを多く添加することにより、高比強度かつ低コストを狙ったα＋β型合金である。しかし、この合金は、Ａｌを５．５〜７％含有し、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖと同等かそれ以上に熱間加工しにくいという難点を有する。このような合金では、高い熱間変形抵抗により、熱間鍛造して、複雑な形状の部品などにこれを加工するのは困難である。さらに、熱間延性も低いため、熱間加工中に温度が低下すると割れが発生しやすくなり、歩留が低下するという問題があった。
【０００７】
一方、比較的、熱間加工性の良いα＋β型合金の例が、特許文献２〜５に提案されている。このうち、特許文献２に開示される合金も、熱間加工性を低下させるＡｌを４．５％含有しており、熱間加工温度が限定されると共に、高価なβ安定化元素であるＭｏ、Ｖをそれぞれ２．０、１．６％含有しており、素材コストの高いことが問題であった。また、特許文献３、４に開示される合金は、上記合金に比べ、Ｖ、Ｍｏよりも安価なＦｅをβ安定化元素として含有し、素材コストが高い問題はクリアしている。しかし、両者ともＡｌを５〜５．５％程度含有しており、非常に複雑な形状を有する部品へは容易には適用できなかった。また、特許文献５には、自動車用部品の中で、排気管に主に使用されるチタン合金が開示されているが、高温強度および冷間成形性を重視して、引張強さで６００ＭＰａ以下程度の強度を有するものである。これは、今発明によるチタン合金が目的とするボルト、ナットなどのファスナー類やコネクティングロッド、エンジンバルブ等のエンジン周りの強度部材に比べて低強度のものであり、種類が異なる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００４−１０９６３号公報
【特許文献２】特開平１１−３３５７５８号公報
【特許文献３】特開平７−７０６７６号公報
【特許文献４】特開２００５−２２０３８８号公報
【特許文献５】特開２００６−２９１２６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、以上の事情を背景としてなされたものであり、ボルト、ナットなどのファスナー類や、コネクティングロッドやエンジンバルブなどの自動車エンジン周りの強度部材向けに好適であるために必要な高い引張強さを有し、かつ高い延性を具備することによって、優れた熱間・冷間加工性を有することを特徴とする、高強度α＋β型チタン合金製品を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決するために、発明者らは、Ａｌ量を適正に制限することにより、熱間加工時の変形抵抗を低下させると同時に、熱間延性が向上するため熱間加工中に割れが発生し難くなり、熱間加工性を大幅に改善できることを見出した。さらに、α相をＯとＡｌの複合添加により強化するとともに、β安定化元素として安価なＦｅを選び、各元素の添加量を適正化して、室温でのβ相分率を調整することにより、高い強度・延性バランスを確保できることを見出した。しかしながら、成分範囲の規定のみでは、室温での十分な延性が得られず、例えば、高い室温強度は求められるが、高い冷間加工性を求められないゴルフフェース等に用いるには好適であったが、ボルト、ナットなどのファスナー類やコネクティングロッド、エンジンバルブ等のエンジン周りの部材に用いるには不十分であった。発明者らは、研究を重ね、前記チタン合金に更に適正な熱処理を施すことによって、高い強度を保ちつつ、十分に高い延性を具備するチタン合金を得ることを見出した。即ち、Ａｌ、Ｏ、Ｆｅの組成を適正化することで熱間加工性と室温強度を確保し、更に、熱処理を加えることで室温での強度を保持したまま延性を確保することによって目的とするチタン合金を得ることができたのである。このチタン合金は、非常に高い熱間・冷間加工性を必要とされ、室温で高強度を要求されるボルト、ナットなどのファスナー類や、コネクティングロッドやエンジンバルブなどの自動車エンジン周りの強度部材向けに好適である。
【００１１】
本発明は以下の手段を骨子とする。
（１）質量％で、１．０〜３．５％のＡｌ、０．５〜１．４％のＦｅ、０．２０〜０．５０％のＯ、０．０３０％以下のＮを含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物からなり、かつ室温での強度が８００ＭＰａ以上であり、室温での全伸びが２２％を超えることを特徴とする、熱間加工性及び、冷間加工性に優れた高強度チタン合金。
（２）（１）記載の組成で構成されたチタン合金をβ変態点−１２０℃からβ変態点−２０℃の範囲に加熱保持して水冷相当の速度で冷却することを特徴とする（１）記載の熱間加工性及び、冷間加工性に優れた高強度チタン合金の製造方法。
（３）（１）に記載のチタン合金に対し、熱間加工、あるいは熱間加工及び冷間加工を行うことにより製造してなるファスナー又は自動車エンジン周りの強度部品。
【発明の効果】
【００１２】
本発明により、高い強度・延性バランスを有し、高疲労特性を有するとともに、優れた熱間・冷間加工性を有することを特徴とする、α＋β型チタン合金を提供できる。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らは上記課題を解決すべく、チタン合金の材質特性に及ぼす成分元素および製造方法の影響を詳しく調査した結果、Ｆｅ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ添加量をコントロールすることにより、ボルト、ナットなどのファスナー類や自動車エンジン周りの強度部材などの素材として優れた強度・延性を具備すると共に、熱間・冷間加工性に優れたα＋β型チタン合金製品を製造することが可能であることを見出した。
【００１４】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものである。以下に、請求項１に記載の本発明（以下、本発明（１））に示した各種添加元素を選択した理由と、その添加量範囲を限定した理由を示す。
【００１５】
Ｆｅは、β相安定化元素のうちで安価な添加元素であり、β相を強化する働きを有する。かつ、他のβ安定化元素に比べてβ安定化能が高いため、比較的低い添加量でもβ相を安定化できる特性を有する。ボルト、ナットなどのファスナー類や自動車高強度部品などの用途に使用する上で必要な強度を得るには、０．５％以上のＦｅの添加が必要である。一方、ＦｅはＴｉ中で凝固偏析しやすく、また、多量に添加すると局部的に濃度が高くなり過ぎて、固溶体強化により強度が上り過ぎてしまい、ボルト、ナットなどのファスナー類や自動車用高強度部品等の用途として必要な延性および冷間加工性を得ることが困難となる。それらの影響を考慮して、Ｆｅの添加量の上限を１．４％とした。
【００１６】
Ａｌはチタンα相の安定化元素であり、高い固溶強化能を有すると共に、安価な添加元素である。後述するＯ、Ｎとの複合添加により、ボルト、ナットなどのファスナー類や自動車用高強度部品等の用途として必要な強度レベルである引張強さ８００ＭＰａ以上を丸棒製品で得るため、添加量の下限を１．０％とした。一方、３．５％を超えてＡｌを添加すると、熱間での変形抵抗が高くなり熱間加工性が低下すると共に、Ｏとの複合強化が高くなり過ぎて、室温での延性が急激に低下する。したがって、Ａｌの添加量は３．５％以下にする必要がある。
【００１７】
なお、強度をより重視する場合は、Ａｌの下限は１．３％が望ましい。また、熱間加工性を重視して、低熱間変形抵抗と高熱間延性を安定的に得るには、Ａｌの上限は２．５％が望ましい。
【００１８】
Ｏはα相中に侵入型固溶して、固溶強化する作用を有する。また、Ａｌとの複合添加により、α相を強化させ、強度とともにヤング率を高くする効果を有する。０．２０％未満のＯの添加では、ボルト、ナットなどのファスナー類および自動車用高強度部品等の用途として必要とされる引張り強さ８００ＭＰａ以上の強度は得られず、また、０．５０％を超えて添加すると、強度が高くなり過ぎて延性が低下し、引張り伸び１５％以上を達成できなくなり、冷間加工性を損なってしまう。したがって、０．２０％を下限、０．５０％を上限とした。
【００１９】
ＮはＯと同様に、α相中に侵入型固溶し固溶強化の作用を有するが、高濃度のＮを含むスポンジチタンを原料として使用する通常の方法により、０．０３０％を超えるＮを添加すると、ＬＤＩ（Low density Inclusion）と呼ばれる未溶解介在物が生成しやすくなり、製品の歩留が低くなるため、０．０３０％を上限とした。
【００２０】
更に、このように組成を限定することで、８００℃以上における熱間変形抵抗を充分に低くできる。ここで、充分に低い熱間変形抵抗とは、同じ温度におけるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに比較して７割以下の変形抵抗であることを言う。このとき、充分な熱間加工性が得られる。このような組成のチタン合金は、室温で最大引張り強度８００ＭＰａ以上が得られる。
【００２１】
更にこのような組成のチタン合金を、α＋β２相域の比較的高い温度域に保持後、急速に冷却することにより、室温での高い引張強度を保ったまま全伸びが大きくなる。溶体化温度の条件として、β単相域に加熱保持すると、冷却後に全面が針状組織となり、延性が低下してしまう。良好な強度・延性バランスを確保するには、β相分率が比較的高いα＋β２相域の高温側に加熱するのが望ましく、β変態温度−２０℃を溶体化温度の上限とした。好ましくは、β変態点−３０℃である。また、溶体化温度が低くなり過ぎると、逆変態β相の体積分率が低下すると共に、より強度の高い初析α相の体積分率が高くなり、強度が上昇すると共に、室温での全伸び２２％を確保することが困難となる。従って、溶体化温度の下限はβ変態温度−１２０℃である。好ましくはβ変態温度−１００℃である。ここで規定した溶体化温度に保持する時間は１０分〜２時間程度が好ましい。より好ましくは、１５分から１時間程度である。
【００２２】
溶体化処理において、溶体化温度に保持して所定のα＋β相分率に調整した後、初析α相の体積分率増加を抑制し、逆変態βからのラメラ状α＋β相への変態を促すように冷却する必要がある。この時、冷却速度が遅いと、初析α相のオストワルド成長に伴い初析α相の体積分率が増加して、延性が改善されないので、急冷効果の大きい冷却法が良い。これには、水槽等に浸漬したり、水流にさらしたり、水をかけたりすることによる、水冷による冷却で溶体化処理は実施でき、強度・延性バランスを改善する効果があることを確認した。ここで、水冷による冷却速度は、１０℃／ｓｅｃ〜２００℃／ｓｅｃ程度である。前記チタン合金にこのような溶体化処理を施すことによって、室温で８００ＭＰａ以上の最大引張り強度を保ち、室温での全伸びが２２％を超えるチタン合金を得ることができる。このような特徴のあるチタン合金は、熱間加工性及び冷間加工性のどちらにも優れる。従って、熱間または冷間での転造により製造されるボルト、ナットなどのファスナー類用の素材から、自動車用高強度部品などに使用する熱間加工用素材にまで種々の素材に好適である。特に、コネクティングロッドやエンジンバルブに加工する場合、熱間鍛造を主とする熱間加工により形状を造り込む際に、比較的大きな加工が可能になると共に、複雑な形状への加工も可能となる。また、強度・延性バランスに優れることから、疲労特性等の耐久性を要求される部材に適していると同時に、切欠き感受性が低い等、構造部材として優れた材質特性を有している。
【実施例】
【００２３】
＜実施例１＞
真空アーク溶解法により表１に示す組成、および、β変態点を有するチタン材を溶解し、これを熱間鍛造して直径１００ｍｍのビレットとした。このビレットより直径１０ｍｍ、長さ１２ｍｍの丸棒試験片を切断し、８００℃に１０分間加熱した後、歪速度１ｓ-1で、歪量（＝（試験前の試験片長さ−試験後の試験片長さ）／試験前の試験片長さ）で０．５まで軸方向に圧縮加工した時の熱間変形抵抗（＝最大荷重／試験前の試験片断面積）により熱間加工性を評価した。熱間変形抵抗は、同じ温度でのＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの熱間変形抵抗を１とした相対値により評価した。これを熱間変形抵抗比とするが、その比が０．７以下であれば、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに比べて熱間変形抵抗は十分低く、熱間鍛造性、即ち熱間加工性は良好である。また、ビレットを９００℃に加熱して、熱間圧延によりφ２０ｍｍの丸棒を製造し、９００℃、１ｈ保持後、水中に入れて急冷することによる熱処理を行った後、ゲージ部直径６ｍｍのＪＩＳ１４号引張試験片を採取して、室温での引張特性を調べた。ボルト、ナットなどのファスナー類や自動車用高強度部品用として良好な材質特性を得るには、引張強さ８００ＭＰａ程度以上、かつ、全伸び２２％以上が必要である。また、室温での全伸びが２２％以上であれば、冷間加工性もかなり優れている。それらの結果も合せて、表１に示す。
【００２４】
【表１】
0005605273.tif 000002
【００２５】
表１において、試験番号１、２はそれぞれ、Ｔｉ−６％Ａｌ−４％Ｖ、Ｔｉ−７％Ａｌ−１％Ｆｅでの結果である。試験番号１、２ともに室温での引張強さは高いが、延性は１５％程度である。また、熱間変形抵抗比はそれぞれ１．０および１．１であり、熱間加工性は良好とは言えない。
【００２６】
これに対し、本発明（１）および（２）の実施例である試験番号４、５、６、９、１０、１３、１４、１６、１７、１９、２０は、８００ＭＰａ以上の高い引張強さと２２％を超える高い全伸びを示すと共に、熱間変形抵抗比は０．７未満であり、良好な熱間・冷間加工性を有している。
【００２７】
一方、試験番号３、８、１２では、引張強さが８００ＭＰａ以下と十分な強度を有していない。試験番号３、８、１２の順にそれぞれ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｏの添加量が本発明の下限値を下回っていたため、固溶強化が十分でなく、引張強さが低くなったためである。
【００２８】
試験番号７、１１、１５、１８では、伸びが２２％を下回っており延性が十分でなく、冷間加工性は良好ではない。このうち、試験番号７、１１、１５では、それぞれ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｏの添加量が本発明の上限値を越えて添加されたため、強度が上り過ぎて延性が低下したためである。試験番号７では、熱間変形抵抗比が０．８を超えており、熱間加工性は悪い。これは、試験番号７では、熱間加工性を低下させるＡｌが本発明の上限を超えて添加されており、熱間変形抵抗が高くなったためである。また、添加量の上限を超えたＦｅを含有する試験番号１１では、局部的に強度が上昇すると共に、延性が低下する。これはＦｅの凝固偏析により高濃度のＦｅを含む部分において、強度が高くなり、延性が低下したためである。さらに、試験番号１８では、高濃度のＮを含有するスポンジチタンを使用して溶製する方法により、本発明の上限を越えてＮが添加されたため、過剰のＮ含有によりＬＤＩが部分的に発生していたため、熱間加工性および引張特性を評価することができなかった。
【００２９】
＜実施例２＞
真空アーク溶解法により、表１中の試験番号５、１３に示す組成、および、β変態点を有するチタン材を溶解し、これを熱間鍛造して直径１００ｍｍのビレットとした。このビレットを９２０℃に加熱して、熱間圧延によりφ２０ｍｍの丸棒を製造した。この熱間圧延丸棒に、種々の温度に保持して水冷（ＷＱ）することによる溶体化処理を行った後、直径６ｍｍのＪＩＳ１４号引張試験片を採取して、室温での引張特性を調べた。ファスナー類や自動車用高強度部品用として良好な材質特性を得るには、引張強さ８００ＭＰａ程度以上、かつ、全伸び２２％以上が必要である。それらの結果も合せて、表２、表３に示す。
【００３０】
【表２】
0005605273.tif 000003
【００３１】
【表３】
0005605273.tif 000004
【００３２】
表２、表３はそれぞれ、表１中の試験番号５、１３に示す組成のチタン材に対して実施した溶体化処理の温度と室温での引張特性を示したものである。本発明（１）および（２）の実施例である試験番号２２、２３、２４、２７、２８、２９は、８００ＭＰａ以上の高い引張強さと２２％を超える高い全伸びを示し、良好な冷間加工性を有している。
【００３３】
一方、本発明（２）に規定する範囲外の条件で熱処理を行った試験番号２１、２５、２６、３０では、室温での全伸びが２２％未満となっており、優れた冷間加工性を必要とする部品への適用は難しい。したがって、本発明（１）の化学組成を満たして、さらに、本発明（２）に示す条件で熱処理を行うと、より高い冷間加工性を得ることができる。
【００３４】
＜実施例３＞
真空アーク溶解法により、表１中の試験番号５、１３に示す組成、および、β変態点を有するチタン材を溶解し、これを熱間鍛造して直径１００ｍｍのビレットとした。このビレットを９２０℃に加熱して、熱間圧延によりφ１０ｍｍの丸棒を製造した。この熱間圧延丸棒に、７００℃、１．５ｈ又は７１５℃、２ｈ保持後、大気中で放冷（ＡＣ）することによる焼鈍、または、種々の温度に保持して水冷（ＷＱ）することによる溶体化処理を行った後、冷間で転造を行うことにより、Ｍ２０ボルトを加工した。同様に、比較材として、φ２０ｍｍのＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ熱間圧延丸棒に、７５０℃、１ｈ保持後、大気中で放冷することによる焼鈍を行い、冷間で転造加工を行うことにより、Ｍ１８ボルトを製造した。この時の転造加工性を、ネジ部の凹凸形状が安定的に得られるかなどを基準に目視観察することにより比較し、三段階（○：合格、△：小手入れを行えば合格、×：不合格）で評価した。また、ボルト、ナットなどのファスナー類や自動車用高強度部品用として良好な材質特性を得るには、引張強さ８００ＭＰａ程度以上、かつ、全伸び２２％以上が必要である。さらに、室温での全伸びが２２％以上であれば、冷間加工性も優れている。φ２０ｍｍの丸棒素材と、冷間転造により製造したＭ１６ボルトでの引張特性は同等であったので、φ２０ｍｍの丸棒より平均直径６ｍｍのＪＩＳ１４号引張試験片を採取して、室温での引張特性を調べた。それらの結果も合せて、表４、表５に示す。
【００３５】
【表４】
0005605273.tif 000005
【００３６】
【表５】
0005605273.tif 000006
【００３７】
表４、表５はそれぞれ、表１中の試験番号５、１３に示す組成のチタン材における焼鈍および溶体化処理温度と、ボルトへの冷間転造性および室温での引張特性を示したものである。本発明（１）および本発明（２）と本発明（３）の実施例である試験番号３３、３４、３５、３９、４０、４１は、８００ＭＰａ以上の高い引張強さと２２％を超える高い全伸びを示すと共に、良好な冷間転造性を有している。これは、適正な温度範囲に保持することによる溶体化熱処理により、α相とβ相の相比および結晶粒径が調整された結果、強度・延性バランスが改善されたからである。
【００３８】
一方、比較例である試験番号３１、３２、３６、３７、３８、４２、４３では、全伸びが２２％未満であり、高い冷間加工性を要求される用途においては延性が十分ではない。また、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金製ボルトによる比較例である試験番号４３では、冷間で転造加工すると、不安定な形状のネジ山を呈するものが発生し、合格品にするには手入れが必要であり、冷間転造性は良好ではない。したがって、本発明（１）および本発明（３）を満たして、さらに、本発明（２）に示す条件で熱処理を行ったチタン合金製ボルト、ナットなどのファスナーは、良好な冷間転造性と機械的特性を示す。
【００３９】
＜実施例４＞
真空アーク溶解法により、表１中の試験番号５、１３に示す組成を有するチタン材を溶解し、これを熱間鍛造して直径１００ｍｍのビレットとした。このビレットを９２０℃に加熱して、熱間圧延によりφ３０ｍｍの丸棒を製造した。この熱間圧延丸棒を、９００℃に加熱して熱間鍛造を行うことにより、コネクティングロッドを加工した。また、加工したコネクティングロッドに、表６、表７に示す条件で溶体化熱処理を行った後、軸方向より平均直径５ｍｍのＪＩＳ１４号引張試験片を採取して、室温での引張特性を調べた。コネクティングロッドでは高い強度・延性バランスが必要とされ、中でも、特に高耐久性を要求される場合には、引張強さ８００ＭＰａ程度以上、かつ、全伸び２２％以上が望ましい。また、同じ位置より採取した直径６ｍｍの丸棒試験片を使用して、室温で回転曲げ疲労試験を行った。応力比−１．０、繰返し周波数６０Ｈｚで試験を行った。繰返し数１０7回まで破断しない最大応力を疲労強度とし、０．２％耐力（０．２ＰＳ）との比により評価した。０．２ＰＳに対する疲労強度の比が０．５以上であれば、優れた疲労特性を有している。それらの結果も合せて、表６、表７に示す。
【００４０】
【表６】
0005605273.tif 000007
【００４１】
【表７】
0005605273.tif 000008
【００４２】
表６、表７はそれぞれ、表１中の試験番号５、１３に示す組成のチタン材に対して実施した熱処理条件および室温での引張特性、疲労特性を示したものである。本発明（１）と本発明（２）および本発明（３）の実施例である試験番号４６、４７、４８、５２、５３、５４は、８００ＭＰａ以上の高い引張強さと２２％を超える高い全伸びを示しており、高級グレードのエンジンなど、非常に高い耐久性を要求されるコネクティングロッド用に適した、優れた引張特性を有する。また、０．２ＰＳに対する疲労強度の比はいずれも０．５を超えており、高い疲労特性を有する。一方、比較例である試験番号４４、４５、４９、５０、５１、５５では、全伸びが２２％を下回ると共に、疲労特性も０．５を僅かに下回る。これらの特性でも実用上十分高いが、高回転型エンジンなど高級グレード用への使用は困難である。したがって、本発明（１）および本発明（２）と本発明（３）を満足するチタン合金製コネクティングロッドは、優れた強度・延性バランスと共に、高い疲労特性を有している。
【００４３】
＜実施例５＞
真空アーク溶解法により、表１中の試験番号５、１３に示す組成を有するチタン材を溶解し、これを熱間鍛造して直径１００ｍｍのビレットとした。このビレットを９２０℃に加熱して、熱間圧延によりφ８ｍｍの丸棒を製造した後、６９０℃、１ｈ又は７１５℃、２ｈ保持後、大気中で放冷（ＡＣ）することによる焼鈍、または、種々の温度に保持して水冷（ＷＱ）することによる溶体化処理を行った。この丸棒の片端部を９００℃に加熱してアプセット鍛造を行い、傘部を形成することにより、エンジンバルブを加工した。エンジンバルブの軸部より、ゲージ部の直径が１．５ｍｍのＪＩＳ１４号引張試験片を採取して、室温での引張特性を調べた。エンジンバルブとして優れた耐久性を得るには、軸部での引張強さ８００ＭＰａ程度以上、かつ、全伸び２２％以上が望ましい。また、同じ個所から、直径１．５ｍｍの丸棒試験片を切出して、室温で回転曲げ疲労試験を行った。応力比−１．０、繰返し周波数６０Ｈｚで試験を行った。繰返し数１０7回まで破断しない最大応力を疲労強度とし、０．２％耐力（０．２ＰＳ）との比により評価した。０．２ＰＳに対する疲労強度の比が０．５以上であれば、優れた疲労特性を有している。それらの結果も合せて、表８、表９に示す。
【００４４】
【表８】
0005605273.tif 000009
【００４５】
【表９】
0005605273.tif 000010
【００４６】
表８、表９はそれぞれ、表１中の試験番号５、１３に示す組成のチタン材における焼鈍および溶体化処理条件と、熱間加工性および室温での引張特性を示したものである。本発明（１）と本発明（２）および本発明（３）の実施例である試験番号５８、５９、６０、６５，６６，６７は、８００ＭＰａ以上の高い引張強さと２２％を超える高い全伸びを示すと共に、０．２ＰＳに対する疲労強度の比は０．５を超えており、非常に高い耐久性を要求されるエンジンバルブ用途に好適である。
【００４７】
一方、比較例である試験番号５６、５７、６１、６３，６４，６８では、全伸びが２２％未満であると共に、０．２ＰＳへの疲労強度の比は僅かに０．５を下回っている。これらの特性は、通常グレードのエンジンバルブ向けには十分良好であるが、高回転型エンジンなどエンジンバルブの中でも高い耐久性を要求される場合には、使用は困難である。したがって、本発明（１）および本発明（３）を満足するチタン合金製エンジンバルブは、実用上良好な機械的特性を示すが、本発明（１）および本発明（３）を満たして、さらに、本発明（２）に示す条件で溶体化処理を行うと、非常に高い耐久性を付与することができる。
【００４８】
また、比較例である試験番号６２，６９においては、各々本発明の組成になるチタン材を用い、本発明の範囲を満たす溶体化温度であるが、大気中で放冷（ＡＣ）したものである。いずれも延び、疲労強度において劣勢である。
【００４９】
以上の結果より、本発明に規定された元素含有量を有するチタン合金は、室温強度が高く、また、熱間変形抵抗が低いために熱間加工性に優れると共に、室温で高い伸びを有するために冷間加工性も良好であり、ボルト、ナット等のファスナー類や自動車用高強度部品向け熱間・冷間加工用素材として優れた材質特性を有する。一方、本発明に規定された合金添加量の範囲を外れると、熱間および冷間での加工性が低下するとともに、引張強さ、延性といった必要な材質特性を満足することはできない。
【産業上の利用可能性】
【００５０】
本発明のチタン合金は、熱間および冷間での加工性が良好であると共に、熱間加工あるいはさらに冷間加工により製造した製品は室温での最大引張強さ８００ＭＰａ、２２％を超える全伸びを有することから、ボルト、ナットなどのファスナー類およびコネクティングロッドやエンジンバルブ等の自動車エンジン周りの強度部品等の熱間・冷間加工用素材として適した材料を提供することができるものとなっている。