(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ａｌ：１．０〜８．０％、
Ｆｅ：０．１０〜０．４０％、
Ｏ：０．００〜０．３０％、
Ｃ：０．００〜０．１０％、
Ｓｎ：０．００〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００〜０．１５％、
及び、
残部：Ｔｉ及び不純物
からなり、
α相の結晶粒の平均粒径が１５．０μｍ以下であり、
α相の結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下であり、
α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数が０．３０以下であり、
ビッカース硬度Ｈｖ５．０が２００以上、４００以下であることを特徴とするチタン合金部材。
【請求項２】
α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数が、２．０〜１０．０本であることを特徴とする請求項１に記載のチタン合金部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鏡面研磨に適したチタン合金部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
ブローチ等の装飾品に用いられる材料として、ステンレス及びチタン合金が挙げられる。チタン合金は、比重、耐食性、生体適合性等の点でステンレスより装飾品に適している。しかし、チタン合金は研磨後の鏡面性でステンレスに劣る。【０００３】
化学組成の制御によりチタン合金の硬度を高めて鏡面性を向上することも可能であるが、従来のチタン合金では、硬度の上昇に伴って加工性が大きく低下してしまう。加工性の低下は、例えば装飾のための微細加工を困難にする。【０００４】
例えば、特許文献１には、重量で０．５％以上の鉄を含有させたチタン合金により、高硬度化と鏡面性の向上を図ることが記載されている。特許文献２には、重量で０．５〜５％の鉄を含有させ、αとβの２相組織にしたチタン合金により、高硬度化を図ることが記載されている。特許文献３には、Ａｌを４．５％、Ｖを３％、Ｆｅを２％、Ｍｏを２％、Ｏを０．１％含み、結晶組織がα＋β型であるチタン合金が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】日本国特開平７−０４３４７８号公報
【特許文献２】日本国特開平７−０６２４６６号公報
【特許文献３】日本国特開平７−１５０２７４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１及び２に記載されたチタン合金では、研磨時に発生する摩擦熱によって温度が上昇し、硬度が低下して鏡面性が劣化するおそれがある。特許文献３に記載されたチタン合金では、ビッカース硬度が４００以上と過剰に高く、優れた鏡面性が得られるものの、機械加工が困難になる。【０００７】
本発明は、良好な加工性を有し、優れた鏡面性を得ることができるチタン合金部材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】
【０００８】
本発明の概要は以下の通りである。【０００９】
（１）
質量％で、
Ａｌ：１．０〜８．０％、
Ｆｅ：０．１０〜０．４０％、
Ｏ：０．００〜０．３０％、
Ｃ：０．００〜０．１０％、
Ｓｎ：０．００〜０．２０％、
Ｓｉ：０．００〜０．１５％、
及び、
残部：Ｔｉ及び不純物
からなり、
α相の結晶粒の平均粒径が１５．０μｍ以下であり、
α相の結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下であり、
α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数が０．３０以下であり、
ビッカース硬度Ｈｖ５．０が２００以上、４００以下であることを特徴とするチタン合金部材。
（２）
α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数が、２．０〜１０．０本であることを特徴とする（１）に記載のチタン合金部材。
なお、本明細書中、α相の結晶粒を、「α粒」ということがある。また、β相の結晶粒を、「β粒」ということがある。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、良好な加工性を有し、優れた鏡面性を得ることができるチタン合金部材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】針状組織からなるα＋β型二相合金におけるα相の組織の光学顕微鏡写真である。
【図２】本実施形態に係るチタン合金部材のα相の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図３】本発明の実施形態に係るチタン合金部材のα相の組織における、β相分布の均一性（β粒の均一分散）を説明するための光学顕微鏡写真である。
【図４】Ｔｉ熱延板を仮想した、β粒が層状に分布している場合を示す模式図である。
【図５】β粒が局所的に集中している場合を示す模式図である。
【図６】β相の結晶粒の数密度の変動係数を算出する手順を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明の実施形態について説明する。
【００１３】
［化学組成］
本実施形態に係るチタン合金部材の化学組成について詳述する。後述のように、本実施形態に係るチタン合金部材は、熱間圧延、焼鈍、切断、スケールの除去、熱間鍛造、機械加工及び鏡面研磨等を経て製造される。従って、チタン合金部材の化学組成は、チタン合金部材の特性のみならず、これらの処理に好適なものである。以下の説明において、チタン合金部材に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係るチタン合金部材は、Ａｌ：１．０〜８．０％、Ｆｅ：０．１０〜０．４０％、Ｏ：０．００〜０．３０％、Ｃ：０．００〜０．１０％、Ｓｎ：０．００〜０．２０％、Ｓｉ：０．００〜０．１５％、及び、残部：Ｔｉ及び不純物からなる。
【００１４】
（Ａｌ：１．０〜８．０％）
Ａｌは、鏡面研磨、特に乾式研磨時の温度上昇に伴う硬度の低下を抑制する。Ａｌ含有量が１．０％未満では、鏡面研磨時に十分な硬度が得られず、優れた鏡面性が得られない。従って、Ａｌ含有量は１．０％以上であり、好ましくは１．５％以上である。一方、Ａｌ含有量が８．０％超では、硬度が過大（例えば、ビッカース硬度Ｈｖ５．０が４００超）となり、十分な加工性が得られない。従って、Ａｌ含有量は８．０％以下であり、好ましくは６．０％以下、より好ましくは５．０以下である。さらに好ましくは４．０以下である。
【００１５】
（Ｆｅ：０．１０〜０．４０％）
Ｆｅは、β安定化元素であり、β相の生成に伴うピン止め効果によりα相の結晶粒の成長を抑制する。詳細は後述するが、α相の結晶粒が小さいほど凹凸が目立ちにくく鏡面性が高い。Ｆｅ含有量が０．１０％未満では、α相の結晶粒の成長を十分に抑制することができず、優れた鏡面性が得られない。従って、Ｆｅ含有量は０．１０％以上であり、好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｆｅはβ安定化度が高く、わずかな添加量の差によりβ相分率に大きく影響し、β相分率が２０％となる温度Ｔβ20が大きく変動する。温度Ｔβ20が鍛造温度を下回ると、針状組織を形成し、α相の結晶粒のアスペクト比の平均値が３．０を超える場合が考えられる、もしくは、α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数が０．３０を超えてしまう場合が考えられる。従って、Ｆｅ含有量は０．４０％以下であり、好ましくは０．３５％以下である。
【００１６】
（Ｏ：０．００〜０．３０％）
Ｏは、必須元素ではなく、例えば不純物として含有される。Ｏは、硬度を過度に高めて加工性を低下させる。Ｏは、室温程度の温度での硬度を上昇させるが、Ａｌと比較して鏡面研磨時の温度上昇に伴う硬度の低下が顕著であり、鏡面研磨時の硬度にあまり寄与しない。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｏ含有量が０．３０％超で、加工性の低下が顕著である。従って、Ｏ含有量は０．３０％以下であり、好ましくは０．１２％以下である。Ｏ含有量の低減にはコストがかかり、０．０５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｏ含有量は０．０５％以上としてもよい。
【００１７】
（Ｃ：０．００〜０．１０％）
Ｃは、必須元素ではなく、例えば不純物として含有される。Ｃは、ＴｉＣを生成し、鏡面性を低下させる。このため、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｃ含有量が０．１０％超で、鏡面性の低下が顕著である。従って、Ｃ含有量は０．１０％以下であり、好ましくは０．０８％以下である。Ｃ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｃ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
【００１８】
（Ｓｎ：０．００〜０．２０％）
Ｓｎは、必須元素ではないが、Ａｌと同様に、鏡面研磨、特に乾式研磨時の温度上昇に伴う硬度の低下を抑制する。従って、Ｓｎが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｓｎ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．２０％超では、加工性に悪影響を与える可能性がある。従って、Ｓｎ含有量は０．２０％以下であり、好ましくは０．１５％以下である。
【００１９】
（Ｓｉ：０．００〜０．１５％）
Ｓｉは、必須元素ではないが、Ｆｅと同様に、結晶粒の成長を抑制し、鏡面性を向上する。また、ＳｉはＦｅよりも偏析しにくい。従って、Ｓｉが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．１５％超では、Ｓｉの偏析により鏡面性に悪影響を及ぼす可能性がある。従って、Ｓｉ含有量は０．１５％以下であり、好ましくは０．１２％以下である。
【００２０】
（残部：Ｔｉ及び不純物）
残部は、Ｔｉ及び不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、例えばＣ、Ｎ、Ｈ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｍｏが例示される。これらＣ、Ｎ、Ｈ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｍｏの合計量が０．４％以下であることが望ましい。
【００２１】
［組織］
次に、本実施形態に係るチタン合金部材の組織について詳述する。本実施形態に係るチタン合金部材は、α相母相中にβ相が分散した金属組織を有し、望ましくはα相面積率が９０％以上であるα−β型チタン合金（二相組織）である。本実施形態では、α相の結晶粒の平均粒径が１５.０μｍ以下であり、α相の結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下であり、α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数が０．３０以下である。
【００２２】
（α相の結晶粒の平均粒径：１５．０μｍ以下）
α相の結晶粒の平均粒径が１５．０μｍ超では、凹凸が目立ちやすく、優れた鏡面性が得られない。従って、α相の結晶粒の平均粒径は１５．０μｍ以下であり、好ましくは１２．０μｍ以下である。α相の結晶粒の平均粒径は、例えば金属組織観察用の試料を用いて撮影された光学顕微鏡写真から線分法により取得できる。例えば２００倍の倍率で撮影された３００μｍ×２００μｍの光学顕微鏡写真を準備し、この光学顕微鏡写真の縦横に５本ずつ線分を引く。線分ごとに当該線分を横切るα相の結晶粒の結晶粒界の数を用いて平均粒径を算出し、合計で１０本の線分に対応する平均粒径の算術平均値をもってα相の結晶粒の平均粒径とする。なお、結晶粒界の数を数える際、双晶境界の数を含めないものとする。また、前記撮影にあたっては、鏡面研磨された試料断面をフッ硝酸水溶液でエッチングすることにより、α相は白色、β相は黒色を呈するため、容易にα相とβ相を識別できる。なお、β相にＦｅが濃化する性質を利用して、ＥＰＭＡでα相とβ相を判別することも可能である。例えば、母相であるα相と比較して、Ｆｅの強度が１．５倍以上である領域をβ相と判断することができる。
【００２３】
（α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数：２．０本以上１０．０本以下）
母相と双晶の界面（双晶境界）には、結晶粒界と同様な結晶の不連続面が存在するため、双晶が多く存在するほど、結晶粒径が小さくなった場合と同等の効果が、実質的に得られる。すなわち、研磨時の凹凸が小さくなり、優れた鏡面性が得られる。α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数が２．０本以下の場合、目立った効果が得られない。そのため、α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数は２．０本以上が好ましく、３．０本以上がさらに好ましい。一方、α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数が１０．０本を超える場合、硬度が高くなりすぎ、加工性が低下する。そのため、α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数は１０．０本以下が好ましく、８．０本以下がさらに好ましい。なお、変形双晶数の測定は、金属組織観察用の試料から任意に選ばれた視野１２０μｍ×８０μｍの光学顕微鏡写真を準備し、その視野内で観察されるすべてのα相の結晶粒を対象に変形双晶の本数を数える。その算術平均値でもってα相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数を求める。
【００２４】
（α相の結晶粒の平均アスペクト比：１．０以上３．０以下）
α相の結晶粒のアスペクト比は、当該α相の結晶粒の長軸の長さを短軸の長さで除算して得られる商である。ここで、「長軸」とは、α相の結晶粒の粒界（輪郭）上の任意の２点を結ぶ線分のうちで、長さが最大になるものをいい、「短軸」とは、長軸に直交し、かつ粒界（輪郭）上の任意の２点を結ぶ線分のうちで、長さが最大になるものをいう。α相の結晶粒の平均アスペクト比が４．０超では、形状異方性が高いα相の結晶粒に付随する凹凸が目立ちやすく、優れた鏡面性が得られない。従って、α相の結晶粒の平均アスペクト比は３．０以下であり、好ましくは２．５以下である。また、長軸と短軸が等しい場合は、アスペクト比が１．０になる。アスペクト比は、その定義上、１．０未満になることはない。なお、チタン合金部材は熱間鍛造を経て製造されるため、組織を観察する断面によってα相の結晶粒の平均アスペクト比に無視できない程度の相違があり得る。このため、α相の結晶粒の平均アスペクト比としては、互いに直交する３つの断面間の平均値を用いる。断面ごとの平均アスペクト比は、例えば２００倍の倍率で撮影された３００μｍ×２００μｍの光学顕微鏡写真内で面積が最大のものから５０個のα相の結晶粒を抽出し、これらのアスペクト比の平均値を算出することで取得する。
【００２５】
図１に、針状組織からなるα＋β型二相合金におけるα相の組織の光学顕微鏡写真を示し、図２に、本実施形態に係るチタン合金部材のα相の組織を示す光学顕微鏡写真を示す。針状組織は凹凸が目立ちやすく、優れた鏡面性が得られない。本実施形態に係るチタン合金部材におけるα相の結晶粒は、針状組織と区別するため、平均アスペクト比は３．０以下である。
【００２６】
（α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数：０．３０以下）
ここで、α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数の求め方を、図３〜５を参照にして説明する。図３は、発明の実施形態に係るチタン合金部材のα相の組織における、β相分布の均一性（β粒の均一分散）を説明するための光学顕微鏡写真であり、β相の結晶粒の数密度の変動係数は０．３０以下である。図４は、Ｔｉ熱延板を仮想した、β粒が層状に分布している場合を示す模式図であり、β相の結晶粒が層状に分布し、β相の結晶粒の数密度の変動係数は１．０である。図５は、β粒が局所的に集中している場合を示す模式図であり、β相の結晶粒の数密度の変動係数は約１．７である。
【００２７】
α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数は、β相の分布の均一性を示す指標であり、次のようにして算出される。先ず、図６（１）に示すように、２００倍の倍率で撮影された３００μｍ（横）×２００μｍ（縦）の光学顕微鏡写真を縦に１０等分、横に１０等分し、１００枡に分割する。次いで、各枡ごとにβ粒の数密度（各枡に存在するβ粒の数を枡の面積で除した値）を求める。この時、円相当径で０．５μｍ以上のβ粒を対象とし、二つ以上の枡にまたがって存在するβ粒はそれぞれの枡に０．５個存在しているものとして数える。例えば、図６（２）に示すように、拡大した縦横３×３個の枡において、円相当径が０．５μｍ未満のβ粒１０は、鏡面性を向上させる効果に劣るため、β粒の数に計上しない。また、二つの枡にまたがって存在するβ粒１１は、それぞれの枡に０．５個存在しているものとして数える。例えば図６（２）に拡大して示した縦横３×３個の各枡のβ粒の数密度（個数／μｍ２）は、図６（３）のようになる。その後、図６（１）に示した１００枡間のβ粒の数密度の相加平均及び標準偏差を計算する。そして、標準偏差を相加平均で除して得られる商をα相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数とする。α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数が０．３０超では、β相の分布の不均一さに起因して鏡面研磨時に凹凸が生じやすく、優れた鏡面性が得られない。従って、α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数は０．３０以下であり、好ましくは０．２５以下である。
【００２８】
［製造方法］
次に、本発明の実施形態に係るチタン合金部材の製造方法の一例について説明する。なお、以下に説明する製造方法は、本発明の実施形態に係るチタン合金部材を得るための一例であり、本発明の実施形態に係るチタン合金部材は、以下の製造方法に限定されない。この製造方法では、先ず、上記の化学組成のチタン合金素材の熱間圧延及び室温までの冷却を行って熱延材を得る。次いで、熱延材の焼鈍及び室温までの冷却を行って熱延焼鈍材を得る。その後、熱延焼鈍材のサイズの調整、スケールの除去及び熱間鍛造を行う。熱間鍛造は２〜１０回繰り返し、熱間鍛造を行う度に室温まで冷却する。続いて、機械加工及び鏡面研磨を行う。このような方法により、本発明の実施形態に係るチタン合金部材を製造することができる。
【００２９】
（熱間圧延）
チタン合金素材は、例えば原料の溶解、鋳造及び鍛造により得ることができる。熱間圧延は、α及びβの二相域（β変態温度Ｔβ100よりも低い温度域）で開始する。二相域で熱間圧延を行うことで、六方最密充填構造（hexagonal close-packed：ｈｃｐ）のｃ軸が熱延焼鈍材の表面に垂直な方向に配向し、面内での異方性が小さくなる。異方性の低下は鏡面性の向上に極めて有効である。β変態温度Ｔβ100もしくはβ変態温度Ｔβ100より高温で熱間圧延を開始すると、針状組織の割合が高くなり、平均値が１．０以上３．０以下のアスペクト比を備えたα相の結晶粒が得られない。
【００３０】
（焼鈍）
熱延材の焼鈍は、６００℃以上、β相分率が２０％となる温度Ｔβ20以下の温度域で、３０分以上２４０分以下の条件で行う。焼鈍温度が６００℃未満では、焼鈍によって再結晶を完了させることができず、加工組織が残存し、α相の結晶粒の平均アスペクト比が３．０を超えたり、β相分布が不均一な加工組織が残存し、優れた鏡面性が得られない。一方、焼鈍温度が温度Ｔβ20超では、針状組織の割合が高くなり、α相の結晶粒の平均アスペクト比が３．０を超える、もしくは、β相の結晶粒の数密度の変動係数が０．３を超えてしまう。また、α相の結晶粒の平均粒径が１５．０μｍを超えてしまう恐れがある。焼鈍時間が３０分未満では、焼鈍によって再結晶を完了させることができず、加工組織が残存し、α相の結晶粒の平均アスペクト比が３．０を超えたり、β相分布が不均一な加工組織が残存し、優れた鏡面性が得られない。焼鈍時間が２４０分超では、α相の結晶粒の平均粒径が１５．０μｍ超となり、優れた鏡面性が得られない。また、焼鈍が長時間になるほどスケールが厚くなり、歩留まりが低下する。
【００３１】
（サイズの調整、スケールの除去）
熱延焼鈍材を熱間鍛造に用いる金型に適したサイズに加工する。例えば、厚板状の熱延焼鈍材からブランク材を切り出したり、丸棒状の熱延焼鈍材の線引き又は圧延を行ったりする。その後、酸洗又は切削により熱延焼鈍材の圧延面に存在するスケールを除去する。酸洗及び切削の両方によりスケールを除去してもよい。
【００３２】
（熱間鍛造）
基本的には、所定の焼鈍を行うことでα相の結晶粒の平均粒径および平均アスペクト比は本発明を満たすことができるが、熱間鍛造なしではβ相の結晶粒の数密度の変動係数が本発明を満たさなくなる。熱間鍛造の温度が７５０℃未満では、材料の変形抵抗が大きく、工具の欠損や摩耗を助長する。一方、熱間鍛造の温度が温度Ｔβ20超では、針状組織の割合が高くなり、α相の結晶粒のアスペクト比の平均値が３．０を超える、もしくは、β相の結晶粒の数密度の変動係数が０．３を超えてしまう。鍛造回数が多いほど、β相の分布が均一になりやすく、α相の結晶粒のアスペクト比を小さくしやすい。
【００３３】
β変態温度Ｔβ100及びβ相分率が２０％となる温度Ｔβ20は、状態図から取得することができる。状態図は、例えばＣＡＬＰＨＡＤ（Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry）法により取得することができ、例えば、そのためにＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ  Ｓｏｆｔｗａｒｅ  ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ及び所定のデータベース（ＴＩ３）を用いることができる。
【００３４】
熱間鍛造後、室温まで冷却する。その際、鍛造温度から５００℃に至るまでの平均冷却速度が、２０℃／ｓ未満では、冷却中にβ相が生成し、その後の加熱でβ相の分布が均一になりにくく、β相の結晶粒の数密度の変動係数を０．３以下にすることができない。また、冷却中にＡｌ及びＦｅが拡散し、これらの濃度のむらが生じ、鏡面研磨後の表面状態にもむらが生じる。水冷を行う場合の平均冷却速度は、対象物のサイズにも依存するが、概ね３００℃／ｓであり、空冷を行う場合の平均冷却速度は、概ね３℃／ｓであるので、水冷を行うことが好ましい。
【００３５】
そして、熱間鍛造と室温までの冷却を繰り返し行う。１回のみの鍛造では、β相の結晶粒の数密度の変動係数を０．３以下にすることができなかったり、α相の結晶粒の平均アスペクト比を３．０以下にすることができなかったりする。一方、鍛造及び冷却を１１回以上繰り返しても、組織の変化は小さく、徒に歩留まりの低下及び製造コストの増加を招くことがある。冷却後の再加熱中にβ相が均一分散する。
【００３６】
α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数を２．０本以上とするためには、最終鍛造時の最大減面率を０．１０以上にする必要がある。一方、α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数を１０．０本以下とするためには、最終鍛造時の最大減面率を０．５０以下にする必要がある。ここで、減面率は、材料の或る断面における鍛造前の断面積Ａ1と鍛造後の断面積Ａ2より｛（Ａ1−Ａ2）／Ａ1｝で計算できる。本発明では最終鍛造の圧縮方向に平行な断面のうち、最も減面率が大きな断面における減面率を最大減面率とする。
【００３７】
本発明の実施の形態に係るチタン合金部材は、一例として以上の製造方法によって製造することができる。こうして製造された本発明の実施の形態に係るチタン合金部材は、その後、次のような機械加工および鏡面研磨を経て、装飾品などの外観に優れた種々の製品や部品とすることができる。
【００３８】
（機械加工）
こうして製造された本発明の実施の形態に係るチタン合金部材について、例えば切削等の機械加工を行う。機械加工は、例えば、装飾品の部品同士を連結するための穴あけを行う。
【００３９】
（鏡面研磨）
また、例えば、機械加工後には鏡面研磨を行う。湿式研磨、乾式研磨のどちらを行ってもよいが、ダレの抑制の観点から乾式研磨が湿式研磨よりも好ましい。乾式研磨では湿式研磨よりも温度が高くなりやすいが、本実施形態では、適切な量のＡｌが含有されているため、温度上昇に伴う硬度の低下が抑制される。鏡面研磨の具体的方法は特に規定しないが、例えば、麻系、草系、布系等の研磨用ホイールやサンドペーパーを目的によって使い分けながら行う。
【００４０】
このように本発明の実施の形態に係るチタン合金部材を機械加工および鏡面研磨することにより、装飾品などの外観に優れた種々の製品や部品を得ることができる。
【００４１】
［評価］
本発明の実施の形態に係るチタン合金部材は、良好な加工性および優れた鏡面性について、次のように評価される。
【００４２】
（ビッカース硬度Ｈｖ５．０）
本発明の実施の形態に係るチタン合金部材は、良好な加工性を評価する指標として、ビッカース硬度Ｈｖ５．０が２００以上、４００以下が合格とされる。ビッカース硬度Ｈｖ５．０が２００未満では、鏡面研磨時に十分な硬度が得られず、優れた鏡面性が得られない。一方、ビッカース硬度Ｈｖ５．０が４００を超えると、全伸びが１０％未満となることが多く、加工性が劣化してしまう。ビッカース硬度の測定は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に従い、測定荷重５ｋｇｆ、保持時間１５ｓにて、７点試験を行い、最大値と最小値を除いた５点の平均にて算出する。また、ビッカース硬度は、例えば、鍛造後の製品を切断後、研磨することで平面を作製し、当該平面において、隣り合う２つの圧痕の中心間の距離が圧痕サイズの５倍以上となるように離して測定を行う。
【００４３】
（ＤＯＩ）
また、優れた鏡面性評価する指標として、写像性を表すパラメータであるＤＯＩ（Ｄｉｓｔｉｎｃｔｎｅｓｓ  ｏｆ  Ｉｍａｇｅ）が用いられる。ＤＯＩの測定はＡＳＴＭ  Ｄ  ５７６７に準拠し、入射光の角度は２０°で行う。ＤＯＩは、例えばＲｈｏｐｏｉｎｔ  Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製アピアランスアナライザーＲｈｏｐｏｉｎｔ  ＩＱ  Ｆｌｅｘ２０などを用いて測定する。鏡面性はＤＯＩが高いほど良く、ＤＯＩが６０以上を合格とする。
【００４４】
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
【実施例】
【００４５】
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。【００４６】
この実施例では、表１に示す化学組成を有する複数の素材を準備した。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＴｉ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。【００４７】
【表１】
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【００４８】
次いで、表２−１〜２−２に示す条件で素材の熱間圧延、焼鈍及び熱間鍛造を行い、装飾品（ブローチ）の形状を模擬した評価用サンプルを作製し、その後に乾式研磨を行った。乾式研磨では、研磨紙の粗い番手から細かい番手へと順に研磨し、その後バフ研磨仕上げし、鏡面を得た。表２−１〜２−２中の下線は、その条件が本発明に係るチタン合金部材の製造に適した範囲から外れていることを示す。【００４９】
【表２−１】
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【００５０】
【表２−２】
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【００５１】
そして、乾式研磨後に鏡面性の評価を行った。鏡面性の評価では、写像性を表すパラメータであるＤＯＩ（Distinctness of Image）を用いた。ＤＯＩ測定はＡＳＴＭ  Ｄ  ５７６７に準拠し、入射光の角度は２０°で行った。ＤＯＩはたとえば、Ｒｈｏｐｏｉｎｔ  Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製アピアランスアナライザーＲｈｏｐｏｉｎｔ  ＩＱ  Ｆｌｅｘ２０などを用いて測定することが出来る。鏡面性はＤＯＩが高いほど良く、ＤＯＩが６０以上の試料を鏡面性の合格ラインとした。また、鏡面性の評価を行った部材を任意の断面で切断し、鏡面研磨、エッチング後、光学顕微鏡写真を撮影し、この写真を用いて、α相の結晶粒の平均粒径、α相の結晶粒の平均アスペクト比、α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数及びα相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数を測定した。また、ビッカース硬さ試験により硬度（Ｈｖ５．０）を測定した。【００５２】
これらの結果を表３−１〜３−２に示す。表３−１〜３−２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れているか、その評価が本発明で得ようとする範囲から外れていることを示す。なお、表３−１〜３−２中、粒径：α相の結晶粒の平均粒径、アスペクト比：α相の結晶粒の平均アスペクト比、β粒密度の変動係数：β相の結晶粒の数密度の変動係数である。【００５３】
【表３−１】
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【００５４】
【表３−２】
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【００５５】
表３−１〜３−２に示すように、実施例１〜３２では、本発明範囲内にあるため、優れた鏡面性及び加工性を両立することができた。α相の結晶粒１個あたりの平均変形双晶数が２．０〜１０．０本の実施例１〜２６、２９〜３２において、特に良好な結果が得られた。【００５６】
比較例１では、Ｏ含有量が高すぎるため、硬度が高すぎて加工性が低い。比較例２では、Ａｌ含有量が低すぎるため、硬度が低すぎて鏡面性が低い。比較例３、４では、Ｆｅ含有量が低すぎるため、α相の結晶粒の平均粒径が大きすぎ、鏡面性が低い。比較例５では、Ｆｅ含有量が高すぎるため、偏析により局所的に針状組織が存在し、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎ、鏡面性が低い。比較例６では、Ｆｅ含有量が低すぎるため、α相の結晶粒の平均粒径が大きすぎ、鏡面性が低い。比較例７では、Ｆｅ含有量が高すぎるため、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎ、鏡面性が低い。比較例８では、Ｆｅ含有量が低すぎるため、α相の結晶粒の平均粒径が大きすぎ、鏡面性が低い。比較例９では、Ａｌ含有量が低すぎ、鏡面性が低い。比較例１０では、Ｆｅ含有量が低すぎるため、α相の結晶粒の平均粒径が大きすぎ、鏡面性が低い。比較例１１では、Ｃ含有量が高すぎるため、ＴｉＣが生成し、鏡面性が低い。【００５７】
比較例１２では、熱延温度が高すぎ、α相の結晶粒の平均アスペクト比が大きすぎ、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎるため、鏡面性が低い。比較例１３では、焼鈍温度が低すぎ、α相の結晶粒の平均アスペクト比が大きすぎるため、鏡面性が低い。比較例１４では、焼鈍温度が高すぎ、α相の結晶粒の平均粒径が大きすぎ、α相の結晶粒の平均アスペクト比が大きすぎ、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎるため、鏡面性が低い。比較例１５では、焼鈍時間が短すぎ、α相の結晶粒の平均アスペクト比が大きすぎるため、鏡面性が低い。比較例１６では、焼鈍時間が長すぎ、α相の結晶粒の平均粒径が大きすぎるため、鏡面性が低い。比較例１７では、鍛造温度が低すぎるため、金型に損傷が生じて試料を作製できなかった。比較例１８では、鍛造温度が高すぎ、α相の結晶粒の平均アスペクト比が大きすぎ、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎるため、鏡面性が低い。比較例１９では、鍛造回数が少なすぎ、α相の結晶粒の平均アスペクト比が大きすぎ、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎるため、鏡面性が低い。比較例２０では、鍛造後の平均冷却速度が低すぎ、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎるため、鏡面性が低い。比較例２１、２２では、鍛造を行わず、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎるため、鏡面性が低い。【００５８】
比較例２３では、Ａｌ含有量が高すぎるため、硬度が高すぎて加工性が低い。比較例２４では、Ｆｅ含有量が高すぎるため、偏析により局所的に針状組織が存在し、β相の結晶粒の数密度の変動係数が高すぎ、鏡面性が低い。比較例２５では、Ｓｎ含有量が高すぎるため、硬度が高すぎて加工性が低い。比較例２６では、Ｓｉ含有量が高すぎるため、鏡面性が低い。
【符号の説明】
【００５９】
１０  円相当径が０．５μｍ未満のβ粒
１１  二つの枡にまたがって存在する円相当径が０．５μｍ以上のβ粒
【要約】
質量％で、Ａｌ：１．０〜８．０％、Ｆｅ：０．１０〜０．４０％、Ｏ：０．００〜０．３０％、Ｃ：０．００〜０．１０％、Ｓｎ：０．００〜０．２０％、Ｓｉ：０．００〜０．１５％、及び、残部：Ｔｉ及び不純物からなり、α相の結晶粒の平均粒径が１５．０μｍ以下であり、α相の結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下であり、α相中に分散したβ相の結晶粒の数密度の変動係数の数密度の変動係数が０．３０以下であることを特徴とするチタン合金部材。【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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【図６】
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