(57)【要約】【課題】  溶体化処理後の冷間加工性に優れ、かつ時効処理により１５００ＭＰａ以上の引張強度を得ることのできる高強度チタン合金及びその製造方法を新規に提案すること。【解決手段】  質量％で、Ｎｂ：１〜２０％、Ｖ：１０〜２５％、Ａｌ：２〜５％、Ｚｒ：３超〜１０％、Ｏ：０．３０％以下を含有し、かつ下記（１）式からなるＭｏｅｑが２〜８％であり、残部がＴｉ及び不可避的不純物元素からなり、時効処理により引張強度を１５００ＭＰａ以上としたことを特徴とする冷間加工性に優れた高強度チタン合金。必要に応じＳｎ、Ｔａ、Ｍｏを任意で添加できる。Ｍｏｅｑ（質量％）＝（Ｍｏ＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／３．５＋Ｔａ／５＋１．２５×Ｃｒ＋１．２５×Ｎｉ＋１．７×Ｍｎ＋１．７×Ｃｏ＋２．５×Ｆｅ＋Ｗ／２．５）−（Ａｌ＋Ｓｎ／３＋Ｚｒ／６＋１０×Ｏ）【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｎｂ：１〜２０％、Ｖ：１０〜２５％、Ａｌ：２〜５％、Ｚｒ：３超〜１０％、Ｏ：０．３０％以下を含有し、かつ下記（１）式からなるＭｏｅｑが２〜８％であり、残部がＴｉ及び不可避的不純物元素からなり、時効処理により引張強度を１５００ＭＰａ以上としたことを特徴とする冷間加工性に優れた高強度チタン合金。
Ｍｏｅｑ（質量％）＝（Ｍｏ＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／３．５＋Ｔａ／５＋１．２５×Ｃｒ＋１．２５×Ｎｉ＋１．７×Ｍｎ＋１．７×Ｃｏ＋２．５×Ｆｅ＋Ｗ／２．５）−（Ａｌ＋Ｓｎ／３＋Ｚｒ／６＋１０×Ｏ）  ・・・（１）
【請求項２】
請求項１に記載の合金に加えて、さらに、Ｓｎ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｒのうち１種又は２種以上を含有し、その合計含有率が２５％以下であり、かつＳｎ：５％以下、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｒの合計含有率が２０％以下の範囲で含有する合金からなり、時効処理により引張強度を１５００ＭＰａ以上としたことを特徴とする冷間加工性に優れた高強度チタン合金。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の成分からなるチタン合金を、β変態点からβ変態点＋１００℃の温度域に加熱保持し、０．５℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却する溶体化処理を行い、その後、再度α＋β相の二相域まで加熱保持し、室温まで冷却する時効処理を施すことを特徴とする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４】
溶体化処理後のβ相の体積率が９０％以上であることを特徴とする請求項３に記載の冷間加工性に優れた高強度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、溶体化処理された状態で従来のβ型チタン合金と同程度の冷間加工性を有しつつ、時効処理後の強度を向上させたチタン合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタン合金は比強度（強度／比重）が高く、耐食性に優れるという特徴より、従来から航空機用材料として使用されてきている。近年、自動車用部品、医療用機器、ゴルフクラブヘッド、腕時計ケースおよびバンド、眼鏡フレームなどの一般民生用途にもその需要が広がってきている。代表的なチタン合金としてα＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金が広く使用されている。しかしながら、このチタン合金は冷間加工性が極めて悪く、また引張強度も１２００ＭＰａ程度である。このためより複雑形状への加工および機械構造物への適用拡大のために、冷間加工性に優れ、かつより高強度であって部品の軽量化を可能とするチタン合金が要求されるようになってきている。
【０００３】
また、最近では、ヘッドにＴｉ合金を用いたゴルフクラブにより、非力のプレイヤーでも飛距離を向上させようという試みが活発に行われている。飛距離を向上させるためには、クラブヘッドのフェース部にボールが当たった瞬間にフェース部のたわみが大きくなって、蓄えられる弾性エネルギーが大きいことが必要であると言われている（例えば、非特許文献１参照）。すなわち、蓄えられた弾性エネルギーが復元力となってボールを跳ね返すと考えられるからである。
【０００４】
この際、フェース部のたわみが大きくなっても塑性変形を起こさないようにするには、低剛性のＴｉ合金を選択し、より大きな歪まで塑性変形しないようにする方法と、時効処理により低剛性は得られにくくなるが、従来の合金では得られないレベルの高強度として、前記と同様に高歪まで塑性変形しないようにする２通りの方法が考えられる。この場合、当然後者の時効処理を行う場合の方が、フェース部の板厚をより薄くすることが可能になり、ヘッドを大きくして、スイートスポットを大きくすることができるというメリットがある。
【０００５】
このような高強度化への要求に対し、従来は、冷間加工性が良く、時効処理することにより比較的高い強度が得られる体心立方晶の結晶構造を持つβ型チタン合金が用いられており、例えばＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒなどのβ型チタン合金が使用されていた。さらにこれら従来のβ型チタン合金の冷間加工性、引張強度を改良するために、新規合金が特許文献において公開されている。例えば特許文献１には、重量％で１５〜２５％のＶ、２．５〜５％のＡｌ、０．５〜４％のＳｎ、０．１２％以下の酸素を含有するチタン合金が開示されている。また、特許文献２には、重量％で１０〜２５％未満のＶ、０．２５％以下の酸素を含有するチタン合金、及び該合金に２〜５％のＡｌ、２〜５％のＣｒ、２〜４％のＳｎの内から選択される１種または２種以上を含有する合金あるいはさらにこれらのチタン合金に０．００２〜０．０１３％の水素を含有する合金が開示されている。
【０００６】
【非特許文献１】チタン  Ｖｏｌ．５０、Ｎｏ．３、Ｐ１８５〜１９２
【特許文献１】特開平２−１２９３３１号公報
【特許文献２】特開平６−２４０３９０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、前記した合金には次の問題がある。
前記した合金のうち、従来合金であるＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ及びＴｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ等のβ型チタン合金は、時効処理を行って高強度化を図っても、得られる引張強度は１３００〜１３５０ＭＰａ程度であり、前記したＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と比較して大きな高強度化を図ることができず、ゴルフクラブヘッドのフェース部に用いた場合でも薄肉化に限界があり、軽量化等の高強度化による効果を十分に得られないという問題がある。
【０００８】
また、特許文献１には、時効処理により１２０ｋｇｆ／ｍｍ２（１１７６ＭＰａ）以上の引張強度が得られるチタン合金について記載されているが、この文献に記載の実施例を参照すると、得られる引張強度は最大でも１４０ｋｇｆ／ｍｍ２（１３７２ＭＰａ）であり、従来チタン合金であるＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌの時効処理後の引張強度と大きな差異がなく、同様に軽量化効果を十分に得ることができないという問題がある。
【０００９】
さらに、特許文献２においては、実施例にＴｉ−１７Ｖ−３Ｃｒ合金にＡｌを１〜６％添加した際の時効処理後の引張強度が図で記載されているが、α相安定化元素であって、強度向上に効果があるとされているＡｌを６％添加した場合においてもその値は約１３５０ＭＰａであり、特許文献１と同様に従来合金と比較して明確に高強度化効果が得られるレベルの高強度を達成できていないという問題がある。また、冷間加工性については。ＴｉにＶを５〜３０％添加した合金についてしか開示されておらず、Ｔｉ−１７Ｖ−３Ｃｒ合金にＡｌを１〜６％添加して高強度化を図った合金については冷間加工性について何ら検討がされていない。
【００１０】
本発明は、溶体化処理された状態で従来のβ型チタン合金と同程度の冷間加工性を有しつつ、時効処理にて１５００ＭＰａ以上の高強度が得られるチタン合金を提供することを目的とするものであり、特にゴルフクラブヘッドのフェース部に用いた場合には、フェース部を大幅に薄くすることが可能となり、飛距離向上が可能なクラブの製造に適している新規なチタン合金を提供可能にすることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは前記した課題を解決するために、溶体化処理された状態で冷間加工性が優れ、かつ時効処理で高強度が得られ、さらに量産設備（溶解、鍛造、圧延など）で製造が可能な成分範囲を見出すために鋭意研究を行った結果、次の知見を得て本発明を完成したものである。
【００１２】
一般に、β型チタン合金はチタンにＭｏ、Ｖ、Ｃｒ等のβ相安定化元素を添加することにより、溶体化処理後においてβ相単相の組織が得られることを特徴としている。また、このβ相は結晶構造が体心立方晶であり、比較的冷間加工しやすい組織である。このようなβ相単相材に時効処理を施すと、α相が析出してくるため、高強度化を図ることができる。また、α相安定化元素であるＡｌ、Ｓｎ、酸素等を添加すると、析出するα相が強化されるため、より強度を高めることが可能となる。つまりβ型チタン合金において溶体化処理後に良好な冷間加工性を確保するためには、溶体化処理時にβ相単相組織を得ることが必要であり、さらにその後の時効処理で高強度を得るためにはより多くのα相を均質かつ微細に析出させることが必要となる。もちろん、時効処理前の冷間加工の有無、時効処理条件により析出するα相の形態が異なるため、強度、延性共に高いレベルの特性が得られるようにするため、時効処理条件を最適化する必要がある。
【００１３】
しかしながら、溶体化処理後にβ相単相の組織を得るためにβ相安定化元素の添加量を増量していくと、β相が安定化しすぎて時効処理時にα相が析出しにくくなり、析出させるためにより長時間の時効処理が必要となる。一方、β相安定化元素の添加量を少なくしたり、α相安定化元素の添加量を増量すると、時効処理後のα相の析出は促進されるが、溶体化処理後にα相が析出しやすくなって、溶体化処理後にβ相単相の組織が得られにくくなり、冷間加工性が低下するばかりでなく、熱間加工途中で粗大なα相が析出し易くなり熱間加工性も低下する。
【００１４】
これらβ相安定化元素とα相安定化元素を添加した場合のチタン合金の相安定性に対する各元素の影響の目安として、β相安定化元素の影響についてはモリブデン当量（Ｍｏｅｑ）によって示すことができ、α相安定化元素の影響についてはアルミニウム当量（Ａｌｅｑ）で整理することができる。以下、その式を記載する。
Ｍｏｅｑ（質量％）＝Ｍｏ＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／３．５＋Ｔａ／５＋１．２５×Ｃｒ＋１．２５×Ｎｉ＋１．７×Ｍｎ＋１．７×Ｃｏ＋２．５×Ｆｅ＋Ｗ／２．５
Ａｌｅｑ（質量％）＝Ａｌ＋Ｓｎ／３＋Ｚｒ／６＋１０×Ｏ
【００１５】
従って、β型チタン合金におけるβ相の安定性について、α安定化元素の影響を考慮すると、モリブデン当量（Ｍｏｅｑ）からアルミニウム当量（Ａｌｅｑ）を差し引いた値で示すことができる。この値を新しい定義によるＭｏｅｑとした。すなわち、
Ｍｏｅｑ（質量％）＝（Ｍｏ＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／３．５＋Ｔａ／５＋１．２５×Ｃｒ＋１．２５×Ｎｉ＋１．７×Ｍｎ＋１．７×Ｃｏ＋２．５×Ｆｅ＋Ｗ／２．５）−（Ａｌ＋Ｓｎ／３＋Ｚｒ／６＋１０×Ｏ）となる。
【００１６】
従来のβ型チタン合金の成分を上記式に当てはめると、Ｍｏｅｑはおおよそ８〜２０質量％となる。例えば酸素含有量が０．１質量％のＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金におけるＭｏｅｑの値は、８．７５質量％となり、同酸素量を含有するＴｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ合金のＭｏｅｑの値は、１２．１７質量％となる。
【００１７】
本発明者等は、溶体化処理後の冷間加工性と、時効処理後に得られる引張強度、弾性限強度について、このモリブデン当量（Ｍｏｅｑ）の値で整理することによって、新合金の開発を進めた結果、本発明を完成したものである。すなわち、前記した新しい定義に基づくＭｏｅｑを従来のβ型チタン合金より低い２〜８質量％の範囲にすることにより、時効処理後のα相の析出量を多くさせることで高強度化をはかり、かつ溶体化処理状態で従来β型チタン合金とほぼ同等の冷間加工性を有する成分組成を見出したものである。
【００１８】
以上の検討により得られた請求項１記載の新合金は、質量％で、Ｎｂ：１〜２０％、Ｖ：１０〜２５％、Ａｌ：２〜５％、Ｚｒ：３超〜１０％、Ｏ：０．３０％以下を含有し、かつ下記（１）式からなるＭｏｅｑが２〜８％であり、残部がＴｉ及び不可避的不純物元素からなり、時効処理により引張強度が１５００ＭＰａ以上としたことを特徴とする冷間加工性に優れた高強度チタン合金である。
Ｍｏｅｑ（質量％）＝（Ｍｏ＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／３．５＋Ｔａ／５＋１．２５×Ｃｒ＋１．２５×Ｎｉ＋１．７×Ｍｎ＋１．７×Ｃｏ＋２．５×Ｆｅ＋Ｗ／２．５）−（Ａｌ＋Ｓｎ／３＋Ｚｒ／６＋１０×Ｏ）  ・・・（１）
【００１９】
次に請求項１からなる本発明によるチタン合金の各成分範囲の限定理由について説明する。
Ｎｂ：１〜２０％、Ｖ：１０〜２５％
Ｎｂ、Ｖは、本発明にとって最も重要な元素であり、溶体化処理後の冷間加工性を改善するために不可欠となる元素である。従って、その効果を十分に得るために、Ｎｂ、Ｖの下限をそれぞれ１％、１０％とした。しかしながら、多量に添加すると焼結での製造であれば良いが、溶製法による製造では、性能の均一なインゴットを製造することが困難となり、安定した性能が得られなくなるため、上限をＮｂは２０％、Ｖは２５％とした。
【００２０】
なお、Ｎｂ、Ｖは添加量が増加すると比重が高くなる傾向にあり、軽量化効果が小さくなる可能性がある。また、前記した通り多量に添加すると、溶製法による製造が困難になるという問題もある。従って、製造性及び比重を重視する場合には、ＮｂとＶの合計含有率を３０％未満とすることが望ましい。
【００２１】
Ａｌ：２〜５％
Ａｌはα安定化元素であって析出するα相を強化する作用があり、時効処理後の強度向上に有効な元素である。従って、その効果を十分に得るために２％以上含有することとした。しかし、Ａｌ含有量が５％を超えると冷間加工性の低下が無視できなくなり、溶体化処理を行っても必要とする冷間加工性を得ることが難しくなるため、上限を５％とした。
【００２２】
Ｚｒ：３超〜１０％
Ｚｒはα相とβ相の両相に固溶して強度を向上させる作用を有しており、さらに結晶粒を微細化させる作用がある。これにより結晶粒が粗大化せず良好な冷間加工性が得られる。この効果を十分に得るためにはＺｒを３％を超えて添加する必要がある。しかし、Ｚｒ含有量が多くなり過ぎると、結晶粒の細粒化効果が飽和するばかりでなく、熱間加工性、冷間加工性が劣化してくるので、上限を１０％とした。
【００２３】
Ｏ：０．３０％以下
Ｏは添加すると高強度化できることが知られているが、一方で添加量が増加するほど冷間加工性が低下するという問題がある。従って、優れた冷間加工性を重視する本発明ではできるだけ量を抑制することが望ましい。しかしながら、Ｏは製造時に不可避に混入する不純物元素であるため、極端に上限値を低くすると製造が困難となる。従って、本発明では製造性を考慮して０．３０％以下の範囲での含有を許容することとした。
【００２４】
Ｍｏｅｑ：２〜８％
前記した通り、β相安定化元素が多くなると溶体化処理後に容易にβ相単相の組織が得られるが、時効処理によってα相を十分に析出させて高強度化を図ることが難しくなる。また、α相安定化元素が多くなると、時効処理によるα相の析出が容易となる一方で、溶体化処理後にβ相単相の組織を得ることが難しくなって、冷間加工性が低下する。Ｍｏｅｑを２〜８％にするという条件は、このα相安定化元素とβ相安定化元素の添加量のバランスを適正とし、溶体化処理後に必要な冷間加工性を維持しつつ時効処理により１５００ＭＰａ以上の引張強度を得ようとするための必要条件である。従って、Ｍｏｅｑを２〜８％の範囲内とすることにより、現場で大量生産可能な冷間加工性を有しつつ、高強度化が可能となるものである。
【００２５】
次に請求項２の合金の成分範囲限定理由について説明する。
請求項２の発明は、請求項１記載の合金に加えて、さらに、Ｓｎ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｒのうち１種又は２種以上を含有し、その含有量は、Ｍｏも含めた合計含有率が２５％以下であり、かつＳｎ：５％以下、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｒの合計含有率が２０％以下であることを特徴とする冷間加工性に優れた高強度チタン合金である。
以下、各元素の組成範囲の限定理由について説明する。
【００２６】
Ｓｎ：５％以下
Ｓｎは時効処理時のα相の析出を促進する作用があり、またＭｏ、Ａｌほど強い強化作用を有していないため、冷間加工性の悪影響を最小限に抑えつつ、強度を向上させるために有効な元素である。従って必要に応じ少量添加することによって、強度を効果的に向上することのできる元素である。しかしながら、添加量が５％を超えると冷間加工性が劣化してくる。従って、Ｓｎ含有量は５％以下とする必要がある。
【００２７】
Ｔａ：２０％以下
Ｔａはβ安定化元素であって溶体化処理後の冷間加工性を向上させる作用がある。しかしながら、Ｔａを２０％を超えて添加してもその添加効果が飽和し、コスト高となるため、その量の上限を２０％とした。
【００２８】
但し、Ｔａは冷間加工性向上に効果を有するものの、多量に添加すると溶製法での製造が難しくなるとともにコストが高くなる。従って、製造性とコストを考慮すると、Ｔａ以外の元素を優先的に利用し、Ｔａは無添加とするか、又は添加する場合でもできるだけ少量とするのがより好ましい。
【００２９】
Ｍｏ：２０％以下
Ｍｏは最もβ相安定化能が高い元素であり、溶体化処理後にβ相単相組織を得るために必要な元素である。しかし、β相安定化元素はＭｏだけではなく、本発明では他の添加元素の含有率を全て考慮した総合的なβ相安定化能をＭｏｅｑの値で評価しており、Ｍｏを積極添加しない場合(=不純物としての含有のみ)であっても他のβ相安定化元素の含有によって必要なβ相安定化能が得られる場合がある。従って、本発明においては、Ｍｏを必須添加元素とせず、必要に応じて添加できる任意添加元素とした。しかしながら、多量に含有させすぎると、β相の安定化度が高くなりすぎ、時効処理時のα相の析出能が低下し本発明で意図するところの高強度を得ることが難しくなる。そこで、上限を２０％とすることにした。
【００３０】
Ｃｒ：２０％以下
Ｃｒはβ安定化元素であってβ相に固溶し強度を向上させる作用を有しているが、Ｃｒ含有量が多くなり過ぎると延性が低下し、本発明で意図するところの優れた冷間加工性が得られなくなるため、上限を２０％以下とした。
【００３１】
Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｒの合計含有率が２０％以下
Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｒは前記した通りいずれもβ安定化元素である。従って、これらの元素を２０％を超えて含有させるということは、ほとんどの場合Ｍｏｅｑの上限を超えることとなり、高強度を得ることが難しくなるため、３元素の合計含有率を２０％とした。なお、Ｓｎの上限は５％であるため、この３元素の合計を２０％以下とすれば、自動的にＳｎを含めた４元素は２５％以下となる。
【００３２】
なお、Ｎｂ、Ｖに加えＴａも添加量が増加すると比重が増加する傾向にあり軽量化効果が小さくなる傾向にあるとともに、これらの３元素が多くなりすぎると、溶製法での製造が難しくなるため、それを防止するために、前記３種類の元素の合計含有率を３０％未満とするのが好ましい。
【００３３】
以上説明した請求項１、２の成分範囲の合金とすることにより、溶体化処理後においては、冷間加工性に優れ、後述の時効処理後において、１５００ＭＰａ以上の極めて高強度のチタン合金を得ることができる。
【００３４】
次に請求項３の発明について説明する。
請求項３の発明は、前記した請求項１又は２に記載の成分からなるチタン合金を、β変態点からβ変態点＋１００℃の温度域(６００〜９００℃程度、β変態点は成分により異なる。)で加熱保持し、０．５℃／秒以上の冷却速度で室温まで冷却する溶体化処理を行った後、再度α＋βの二相域まで加熱及び保持し、室温まで冷却するという時効処理を施すことを特徴とする冷間加工性に優れた高強度チタン合金の製造方法である。
【００３５】
ここで、溶体化処理後に優れた冷間加工性を得るには、溶体化処理にてβ相単相組織であることが求められる。β相単相組織は材料をβ変態点以上に加熱して、組織をβ相単相状態にし、α相を析出させない程度に速く室温まで冷却することによって得ることができる。但し、加熱温度が上昇すると、β相の結晶粒が粗大化し、それが原因となって冷間加工性が低下するため、加熱温度の上限はβ変態点＋１００℃とし、β相単相の組織が得られる範囲内で、できるだけ低めの温度に設定することにした。また保持時間は、製品中心部まで確実にβ相単相組織が得られるようにするため、中心部がβ相単相の温度域まで十分に加熱されるように時間を設定する必要がある。従って、製品の大きさも含めて加熱保持時間を適切に設定する必要がある。
【００３６】
β相単相の温度域からの冷却速度は速くするほど好ましいが、冷却途中でα相が析出せず室温でβ相単相が得られる冷却速度であれば良く、少なくとも０．５℃／秒以上の冷却速度である必要がある。但し、Ｍｏｅｑが本発明の範囲内であっても下限値に近い場合には、５℃／秒以上とする必要がある場合もあるので、成分にあわせて冷却速度を調整する必要がある。また、β相単相組織を得る方法として、圧延や鍛造後に再度室温から加熱して熱処理するのではなく、熱間鍛造、熱間圧延等の熱間加工の最終工程をβ変態点以上の温度で終了させ、０．５℃／秒以上の冷却速度によって冷却することによっても溶体化処理を行うことができ、より効率的にβ相単相組織を得ることができる。
【００３７】
しかしながら、製品の大きさが大型化した場合には、製造設備の仕様にもよるが、必要な冷却速度が得られず、微量のα相が析出、あるいは成分組成によっては溶体化処理時の冷却過程で準安定相であるαプライム相あるいはαダブルプライム相が析出する可能性がある。これらの相が析出すると冷間加工性が低下するだけでなく、その後の時効処理による高強度化が困難になる。
【００３８】
しかし、この場合であってもβ相が体積率で９０％以上であれば、冷間加工性や強度が大きく低下することはなく、ほぼ必要とする加工性を得ることができる(請求項４)。ただし、優れた冷間加工性を得るには、これらの組織が０％であるのが好ましく、β相単相とした方がより望ましい状態であることは言うまでもない。従って、これは製品が大型であって、β相単相の組織を得るのが難しい場合の例外に留めるべきである。
【００３９】
溶体化処理された後は、最終部品形状に合わせて必要とする冷間加工が実施され、時効処理により高強度化が図られる。この時効処理は、β変態点以下のα＋β温度域に加熱保持後、冷却することにより行うことができる。さらに具体的に説明すると、本発明の成分組成においては、α＋β温度域とは、３００〜６００℃程度の温度となる。また、保持時間は製品の大きさによって最適条件が変化するが、１〜３０時間程度で実施することができる。また、時効処理は、冷間加工と合わせて実施することが望ましい。すなわち、同一成分の合金の場合、時効処理のみで高強度化を図る場合に比較すると、冷間加工と時効処理を組合わせて実施する方がより高い強度を得ることができるからである。なお、具体的な熱処理条件は、実施する合金の成分組成、冷間加工の内容によって最適条件が異なるため、一意的に決められるものではない。従って、前記した範囲内で適宜条件の最適化を図って熱処理を施すことが必要である。
【発明の効果】
【００４０】
以上説明したように、本発明合金は、成分の最適化を図るとともに、冷間加工と時効処理を組合わせることによって、溶体化処理後に優れた冷間加工性を確保しつつ極めて高い引張強度を得ることができるので、数多くの種類の装身具、携帯品（めがねフレーム、ゴルフクラブフェース、腕時計、ピアス、指輪、ネクタイピン、ブローチ、カフスボタン、携帯電話、ベルトのバックル、様々な鍵、ライター、各種筆記用具（ボールペン等）、キーホルダ、ネックレス、ブレスレット、イアリング、ハンドバッグや財布等の金具）や、人工骨等の医療分野へ適用が可能である。
【００４１】
特に、本発明合金は極めて高い強度を有しているため、ゴルフクラブヘッドのフェース部に用いた場合、従来合金を使用する場合に比べ薄くすることができるため、ヘッドを大型化してスイートスポットの大きいクラブを容易に製造することができる。また、薄くすることによってボールが当たった瞬間のたわみが大きくなり、ボールを跳ね返す力が増して飛距離が改善されるとともに、極めて高強度であるため耐久性にも優れており、優れたクラブを製造することができるという利点を有する。
【実施例】
【００４２】
次に本発明の高強度チタン合金の特徴を実施例により明らかにする。表１に実施例として使用した供試材の化学成分を示す。この表に記載の合金のうち、Ｎｏ．１〜１３が本発明の請求範囲内の合金であり、Ｎｏ．１〜５が請求項１に該当する合金、Ｎｏ．６〜１３が請求項２に該当する合金である。また、Ｎｏ．１４〜２６は、いずれかの条件が本発明の範囲外である比較合金であり、Ｎｏ．２７、２８は、それぞれ従来合金であるＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ａｌ合金、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒ合金であって、従来合金の中で時効処理により最も高強度が得られることが知られている合金である。
【００４３】
これらの供試材は、真空２重アーク溶解により溶製された１０ｋｇのインゴット(直径１２０ｍｍ)を熱間鍛造及び熱間圧延で直径６ｍｍの線材とし、β変態点＋５０℃(温度は供試材により異なる)に１５分加熱保持し、表１に記載された速度で室温まで冷却する溶体化処理を行うことにより準備した。
【００４４】
そして、この溶体化処理により冷間加工性の改善が図られた供試材について、必要となる冷間加工性が得られるかどうかを評価するために、表面酸化層を酸洗で除去した後、断面減少率が５０％となる冷間圧延を行い、圧延が割れ、キズ等の欠陥を発生させることなく正常に行うことができるかどうかについて調査した。また、供試材の一部を用いて組織観察を行い、β相単相の組織が得られているかどうかを確認し、得られていない場合には、β相の体積率を測定した。結果を表１に示す。なお、表１において、○は冷間圧延が正常に行うことができたことを意味し、×は、割れ、キズ等が発生し、正常な圧延を行うことができなかったことを意味する。
【００４５】
さらに、強度については、前記した溶体化処理後の直径６ｍｍの線材を用い、それぞれの合金の成分に応じた高強度を得るのに適した温度条件(表１に記載)に加熱して時効処理を行い、時効処理後の引張強度を求めることにより評価した。なお、本発明合金においてα＋β相の二相域とは成分によっても変化するが、前記した通り概ね３００〜６００℃であり、表１に示す温度条件は、比較合金、従来合金の処理温度も含めて、全てこの二相域での温度域に相当している。結果を、前記冷間加工性の結果も合わせて表１に示す。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
表１から明らかなように、本発明合金であるＮｏ．１〜１３合金は、いずれも溶体化処理後において、断面減少率５０％の冷間圧延を正常に行うことができ、かつ時効処理後において、１５００ＭＰａ以上の高い強度を示すことがわかる。なお、この評価では、溶体化処理した後冷間加工を行うことなく、強度を測定しているが、実際に本発明合金を使用する際には、冷間加工される場合が多くあるため、その場合にはより微細なα相の析出が促進されるため、さらに高い強度を得ることが可能である。
【００４８】
それに対し比較合金であるＮｏ．１４〜２６合金は、いずれかの条件が、本発明の条件を満足しないために、引張強度、冷間加工性のいずれかが、本発明合金に比較して劣るものである。具体的には、Ｎｏ．１４、１６合金は、Ｍｏｅｑが２％未満であり、β相安定化能が不足しているため、β相が９０％以上となる組織を得ることができず、冷間加工性及び強度が低下したものであり、Ｎｏ．１５、１７、１８、２０、２３、２４合金は、Ｍｏｅｑが８％を超えており、β相安定化能が高すぎるため、０．５〜１℃/秒という比較的遅い速度で冷却する溶体化処理を行っても、β相単相の組織が得られ、冷間加工性については優れているが、時効処理時に十分な量のα相を得ることが難しくなるため、強度が劣るものである。また、Ｎｏ．１９、２１、２２、２５合金は、冷間加工性を低下する元素であるＺｒ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｏの含有率が高いため、β相単相の組織が得られているものの冷間加工性が劣るものであり、２６合金は、溶体化処理時の冷却速度が遅いことにより、β相の比率が大きく低下したため、冷間加工性、強度の両方が劣るものである。
【００４９】
さらに、従来合金であるＮｏ．２６、２７合金は、適切な溶体化処理を行うことにより冷間加工性については十分に改善することが可能であるが、時効処理を行っても１５００ＭＰａ以上の強度を得ることができないものである。
【００５０】
以上説明した評価により、本発明合金が時効処理により従来合金と比較して高い強度が得られることが確認できたので、得られた高強度が実際の部品に適用した際の効果について具体的な評価を行った。評価は、前記実施例のＮｏ．１０合金に相当する合金の鋼塊を圧延して製造した薄板を製造し、これをゴルフクラブヘッドのフェース部に使用したゴルフクラブヘッドを製造した。そして、比較用のゴルフクラブとして、従来合金であるＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ合金をフェース部に使用した全く同一形状のヘッドからなるクラブを製造し、このクラブを耐久試験用スイングロボットに取り付け、ヘッドスピードが５０ｍ／秒になるように設定して３０００発の耐久試験を実施した。この際、フェース部の板厚を２段階とし、従来合金を用いたクラブについては、市販されているクラブの平均的な厚さで製造したものと、約１５％厚さを薄くして製造したものの両方を準備し、本発明合金を用いたクラブについては、厚さを薄くして製造したクラブのみを準備して耐久試験を実施した。その結果、従来合金を用いて製造したクラブについては、通常の板厚のクラブについては、試験終了後においても何ら問題はなかったが、板厚を薄くして製造した方のクラブについてはフェース部に亀裂が生じているのが認められた。これに対し、本発明合金を用いて製造したクラブについては、板厚を薄くしているにもかかわらず、試験終了後においても亀裂は認められなかった。
【００５１】
この結果より、本発明合金を用いることにより従来合金を用いて製造する場合より高い設計応力で部品寸法を決定することが可能になることが確認できた。特にゴルフクラブヘッドのフェース部に用いた場合には、板厚を従来合金を使用した場合と比較して薄くできるため、ヘッドを大きくしてスイートスポットを大きくできるとともに、背景技術の箇所で説明した、ボールが当たった瞬間に蓄積可能な弾性エネルギーを大きくできるという効果が得られるため、ゴルフクラブ用として非常に適した特性を有するものである。