(57)【要約】【課題】ＶやＭｏのように比較的高価なβ安定化元素の含有量を合計で１０質量％以下と低く抑えて、かつＦｅとＣｒの成分偏析の影響を緩和し、さらにヤング率と密度を比較的低くできるβ型チタン合金を提供する。【解決手段】本発明のβ型チタン合金は、質量％で、Ａｌが２〜５％のとき、各々１）Ｆｅが２〜４％，Ｃｒが６．２〜１１％、Ｖが４〜１０％、２）Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５〜１１％、Ｍｏが４〜１０％、３）Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５．５〜１１％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が４〜１０％の範囲である。これらに、Ｚｒを１〜４質量％添加したものも含む。さらには、酸素当量Ｑを０．１５〜０．３０にすること、或いは加工硬化ままの状態にすること、またはその両方を施すことによって、時効熱処理前の引張強度をさらに高めたものである。これによって、ヤング率が高いα相の析出量が少なくとも所要の強度を得ることができる。【選択図】図２
2008133531.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ａｌを２〜５％、Ｆｅを２〜４％、Ｃｒを６．２〜１１％、Ｖを４〜１０％となる範囲で含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるβ型チタン合金。
【請求項２】
質量％で、Ａｌを２〜５％、Ｆｅを２〜４％、Ｃｒを５〜１１％、Ｍｏを４〜１０％となる範囲で含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるβ型チタン合金。
【請求項３】
質量％で、Ａｌを２〜５％、Ｆｅを２〜４％、Ｃｒを５．５〜１１％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が４〜１０％となるようにＭｏを０．５％以上、Ｖを０．５％以上となる範囲で含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるβ型チタン合金。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれか１項に記載のβ型チタン合金に、さらに、質量％でＺｒを１〜４％となる範囲で含有することを特徴とするβ型チタン合金。
【請求項５】
〔１〕式の酸素等量Ｑが０．１５〜０．３０であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載のβ型チタン合金。
酸素等量Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］  ・・・〔１〕式
ここで、［Ｏ］はＯ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）である。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか１項に記載のβ型チタン合金を加工硬化させたままの加工品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、β型チタン合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
β型チタン合金は、Ｖ，Ｍｏなどのβ型安定化元素を添加して、室温で安定なβ相を残留させたチタン合金である。β型チタン合金は、冷間加工性に優れており、かつ時効熱処理によってα相が微細析出し、引張強度で約１４００ＭＰａの高強度が得られるとともに、比較的ヤング率が低いことから、ばね、ゴルフクラブヘッド、ファスナーなど様々な用途に適用されている。
【０００３】
従来からのβ型チタン合金は、Ｔｉ−１５質量％Ｖ−３質量％Ｃｒ−３質量％Ｓｎ−３質量％Ａｌ（以降、質量％の記載は省略する）、Ｔｉ−１３Ｖ−１１Ｃｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−３Ａｌ−８Ｖ−６Ｃｒ−４Ｍｏ−４Ｚｒに代表されるように、ＶやＭｏを多量に含んでおり、その合計量が１２質量％以上である。
【０００４】
これに対して、ＶやＭｏの添加量を抑えて、比較的安価なβ型安定化元素であるＦｅやＣｒを添加したβ型チタン合金が提案されている。
【０００５】
特許文献１に記載の発明は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｏ系のβ型チタン合金で、Ｍｏｅｑ（Ｍｏ当量）を１６より大きくしたもので、その代表的な組成は、Ａｌが１〜２質量％、Ｆｅが４〜５質量％、Ｍｏが４〜７質量％、Ｏが０．２５質量％以下である。
【０００６】
特許文献２、特許文献３、特許文献４に記載の発明は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系のβ型チタン合金で、ＶやＭｏが添加されておらず、質量％で、Ｆｅが各々、１〜４％、８．８％以下（但し、Ｆｅ＋０．６Ｃｒが６〜１０）、５％以下、Ｃｒが各々、６〜１３％、２〜１２％（但し、Ｆｅ＋０．６Ｃｒが６〜１０）、１０〜２０％の範囲である。
【０００７】
特許文献５、特許文献６、特許文献７に記載の発明は、各々、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｖ−Ｍｏ−Ｚｒ系、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｖ−Ｓｎ系、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｖ−Ｍｏ系のβ型チタン合金である。いずれも、ＦｅとＣｒがともに添加されており、かつＶ、Ｍｏの両者あるいはどちらか一方を含有している。さらに、特許文献５、特許文献６では、各々、２〜６質量％のＺｒ，２〜５質量％のＳｎが添加されている。
【０００８】
【特許文献１】特許第２８５９１０２号公報
【特許文献２】特開平０３−６１３４１号公報
【特許文献３】特開２００２−２３５１３３号公報
【特許文献４】特開２００５−６０８２１号公報
【特許文献５】特開２００５−１５４８５０号公報
【特許文献６】特開２００４−２７０００９号公報
【特許文献７】特開２００６−１１１９３４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上述したように、特許文献１〜７は、ＶやＭｏの添加量を抑えて、比較的安価なβ型安定化元素であるＦｅやＣｒを添加したβ型チタン合金である。
【００１０】
しかしながら、安価なβ安定化元素であるＦｅは、溶解工程の凝固時に偏析しやすいことから、特許文献１（Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｏ系）ではＦｅを４〜５質量％も含んでおり、４質量％を超えて多量に添加すると成分偏析によって、材質特性や時効硬化特性にばらつきが発生する可能性が高まってしまう。また、特許文献１は、Ｃｒを含有していない。
【００１１】
特許文献２，特許文献３，特許文献４では、Ｆｅの他に比較的安価なβ安定化元素であるＣｒが多量に使用されており、Ｖ，Ｍｏは使用されていない。しかし、ＣｒはＦｅと同様な傾向に成分偏析することから、β安定化元素がＦｅとＣｒのみで、かつこれらが多量に添加されているこれらのβ型チタン合金でも、成分偏析によって材質特性や時効硬化特性にばらつきが発生し、強度の高い領域と低い領域が生じて、それら領域間での強度の差が大きい場合、その材料をコイル状スプリングなどのばねに適用した場合、強度の低い領域が、疲労破壊の起点となって寿命が低くなる可能性が高まる。
【００１２】
特許文献５、特許文献６、特許文献７は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｖ−Ｍｏ系をベースとしており、Ｖ，Ｍｏも添加されている。特許文献５と特許文献７は、Ｃｒ量が、各々、４質量％以下、０．５〜５質量％と比較的少なく、成分偏析の影響は上述の特許文献１〜４に比べて小さいと考えられる。しかし、Ｃｒ量が少ないことから、ベースとなる固溶強化への寄与が十分でなく、高強度化のためには時効熱処理によるα相の析出強化に頼るところが大きくなってしまう。なお、特許文献７の実施例に記載されているように、時効熱処理前の引張強度は８８６ＭＰａ以下である。そのために、強度を高めるべく時効熱処理によってα相を析出させるとヤング率が高まってしまいβ型チタン合金の特徴である低いヤング率を十分に活かすことができなくなる。これは、β相に比べて、α相の方が２０〜３０％程度ヤング率が大きいことが原因である。比較的低いヤング率を維持しながら、高い強度を得るためには、ベースとなる時効熱処理前の強度を高めて時効熱処理によるα相の析出量を少なく抑えることが必要である。つまり、強化機構として、α相の析出強化の寄与を小さく抑えて、固溶強化と加工強化（加工硬化）をより多く活用する方が有効である。また、Ｃｒ量を一定量以上添加すると、偏析の影響を小さくすることができるが、特許文献５と特許文献７はともに、Ｃｒの添加量が少なく、その効果が十分でない。
【００１３】
この点で、特許文献６のＣｒ量は、６〜１０質量％と上記の特許文献５や特許文献７よりも多く、その分が固溶強化に寄与している。しかし、特許文献６では中性元素（α安定化でもβ安定化でもない元素）であるＳｎを２〜５質量％も含有しており、このＳｎは周期律表からわかるように原子量が１１８．６９とＴｉ、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｖの２．１倍を超えており、チタン合金の密度を高めてしまう。軽量化（高比強度化）を目的としてチタン合金が適用されている用途（ばね、ゴルフクラブヘッド、ファスナーなど）では、Ｓｎの添加を避ける方が有利である。
【００１４】
以上のことから、本発明は、ＶやＭｏのように比較的高価なβ安定化元素の含有量を合計で１０質量％以下と低く抑えて、かつＦｅとＣｒの成分偏析の影響を緩和し、さらにヤング率と密度を比較的低くできるβ型チタン合金を提供することを目的とするものである。さらには、本発明のβ型チタン合金を、自動車や二輪車のコイル状スプリングなどのばね、ゴルフクラブヘッド、ボルトやナットなどのファスナー類等の素材として適用することによって、比較的廉価な素材費で、安定した材質特性、低ヤング率、高比強度といった特性を有する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】
【００１５】
上記課題を解決するための本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ａｌを２〜５％、Ｆｅを２〜４％、Ｃｒを６．２〜１１％、Ｖを４〜１０％となる範囲で含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるβ型チタン合金。
（２）質量％で、Ａｌを２〜５％、Ｆｅを２〜４％、Ｃｒを５〜１１％、Ｍｏを４〜１０％となる範囲で含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるβ型チタン合金。
（３）質量％で、Ａｌを２〜５％、Ｆｅを２〜４％、Ｃｒを５．５〜１１％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が４〜１０％となるようにＭｏを０．５％以上、Ｖを０．５％以上となる範囲で含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなるβ型チタン合金。
（４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載のβ型チタン合金に、さらに、質量％でＺｒを１〜４％となる範囲で含有することを特徴とするβ型チタン合金。
（５）〔１〕式の酸素等量Ｑが０．１５〜０．３０であることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載のβ型チタン合金。
酸素等量Ｑ＝［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］  ・・・〔１〕式
ここで、［Ｏ］はＯ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）である。
（６）前記（１）〜（５）のいずれかに記載のβ型チタン合金を加工硬化させたままの加工品。
【００１６】
ここで、（６）の「加工硬化させたままの加工品」とは、圧延や伸線、鍛造、プレス成形などの加工が加わったままの状態の板、棒線、その他成形加工品のことであり、焼鈍ままの状態に比べて硬質つまり高強度となっている。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によって、ＶやＭｏのように比較的高価なβ安定化元素の含有量を合計で１０質量％以下と低く抑えて、かつＦｅとＣｒの成分偏析の影響を緩和し、ヤング率と密度を比較的低くできるβ型チタン合金を提供できる。これによって、ばね、ゴルフクラブヘッド、ファスナー等に代表される種々用途において、比較的に廉価な素材費で、安定した材質を得ることができるとともに、低ヤング率や高比強度といった特性を有する製品を製造できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明者らは、β安定化元素として、比較的安価なＦｅとＣｒの両者を多く含有させて、かつＶ，Ｍｏのいずれか一方あるいは両者（合計量）を各所定量〜１０質量％含有させることによって、成分偏析の影響を抑制し安定した特性を達成できるとともに、時効熱処理前の引張強度を高められることを見出し、本発明に至った。さらには、〔１〕式の酸素当量Ｑ（＝［Ｏ］＋２．７７［Ｎ］）を０．１５〜０．３０にすること、或いは加工硬化ままの状態にすること、またはその両方を施すことによって、時効熱処理前の引張強度をさらに高めることができることを見出した。このように、時効熱処理前の引張強度を高めることによって、比較的低いヤング率を維持しながら時効熱処理によって高い引張強度を達成できる。
【００１９】
以下に本発明の各要素の設定根拠について説明する。
【００２０】
Ａｌはα安定化元素であり、時効熱処理時のα相の析出を促進させることから、析出強化に寄与する。Ａｌが２質量％未満ではα相の析出強化への寄与が過小であり、一方で５質量％を超えると優れた冷間加工性が得られなくなる。そのため、本発明ではＡｌを２〜５質量％の範囲とする。冷間加工性を重視した場合、２〜４質量％のＡｌが好ましい。
【００２１】
次に、β安定化元素について説明する。Ｆｅ単独では成分偏析の影響が大きく、大型溶解する工業生産では添加できる量に限界があることから、本発明では、比較的安価なβ安定化元素として、ＦｅとＣｒの両者とも添加することとする。
【００２２】
課題となるＦｅ、Ｃｒの成分偏析の影響を緩和する手段として、Ｃｒを一定量以上添加することで、Ｃｒ平均濃度に対するＣｒの部位による濃度差の割合（＝濃度差／平均濃度）を減少させ、偏析の影響を小さくする方法がある。また、比較的高価なβ安定化元素であるがＶ、Ｍｏを活用する以下の方法が考えられる。Ｖは凝固時の偏析が小さくほぼ均一に分布し、ＭｏはＦｅやＣｒとは逆な傾向に濃度分配する。つまり、Ｍｏ濃度が高い部位ではＦｅ、Ｃｒの濃度が低く、Ｍｏ濃度が低い部位ではその逆となる。均一に分布するＶをベースとしてβ相の安定度を担保し、さらにはＭｏによってＦｅ，Ｃｒの偏析の影響を緩和することができる。
【００２３】
成分偏析の程度は、α相を析出させる時効熱処理後の断面をエッチングした組織を観察することによって、判定できる。β安定化元素の偏析によって、α相の析出速度やその量が異なるため、偏析部位によって金属組織に差異が現れる。図１は、β型チタン合金において、β相安定化元素の一方的な偏析によって微細なα相析出量分布の偏在が著しく生じた例であり、図２は、β型チタン合金において、β相安定化元素の配合の工夫によって微細なα相析出量分布の偏在を抑えた例を示す。図１、２共に、熱間圧延したβ型チタン合金製の棒をβ単相域で溶体化焼鈍した後、５００℃で２４時間の時効熱処理を施した場合の例である。図１、図２とも、棒のＬ断面（棒の長手方向に平行な断面）を研磨した後に、チタン用のエッチング液（フッ化水素酸と硝酸を含有）に浸漬して、組織を観察しやすくしている。図１は、成分偏析の影響が大きく現れ、α相の析出量が少ない部分（暗灰色の領域に挟まれた明灰色のバンド）と多い部分（暗灰色の領域）が目視でも明瞭に識別できる。この暗灰色の領域はα相が多く微細に析出していることから硬く、一方で明灰色の領域はこれに比べて柔らかく、図１の例では暗灰色の領域のビッカース硬さが約４４０であるのに対して明灰色のバンド内は約１０５ポイントも低い値である。これは、上述したようにβ安定化元素の偏析に起因した現象であり、当然ながら材質へも多大に影響する。一方、図２（（ａ），（ｂ），（ｃ））は、図１のような明灰色の粗大な領域は見えず、ほぼ均一にα相が析出している例である。なお、図２の（ａ），（ｂ），（ｃ）の各断面内で、ビッカース硬さをランダムに６点測定すると、その値の幅は１０〜２０程度で図１の例に比べて非常に小さい。本発明では、この判定方法を用いており、以降、「偏析判定法」と呼ぶ。なお、上記のビッカース硬さは荷重９．８Ｎで測定した。
【００２４】
また、時効熱処理後のヤング率を低く抑えるためには、上述したように、時効熱処理では少ないα相の析出で強度を高める必要がある。そのためにはベースとなる時効熱処理前の引張強度を高めておく必要がある。時効熱処理前の引張強度が、特許文献７では平均的には約８３０ＭＰａであり高くとも８８６ＭＰａであるのに対し、本発明ではその下限を８３０ＭＰａの１０％を超えた値である９２０ＭＰａを達成できる。
【００２５】
成分偏析の影響が小さく、かつ時効熱処理前の引張強度が９２０ＭＰａ以上となる上記β安定化元素（ＦｅとＣｒ、およびＶ、Ｍｏ）の各含有量は、その組み合わせによって異なっており、質量％で、Ａｌが２〜５％のとき、「Ｆｅが２〜４％，Ｃｒが６．２〜１１％、Ｖが４〜１０％の範囲」（請求項１）、「Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５〜１１％、Ｍｏが４〜１０％の範囲」（請求項２）、「Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５．５〜１１％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が４〜１０％の範囲」（請求項３）である。したがって、本発明の請求項１、請求項２、請求項３は成分範囲を上記の範囲とする。但し、請求項３では、ＭｏとＶの両方を含有し、Ｍｏが０．５％以上、Ｖが０．５％以上とする。Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖが上記下限未満の場合には、安定したβ相が得られない場合がある。一方、比較的高価なＶ，Ｍｏは上限を超えて過度に添加する必要はなく、ＦｅとＣｒは上限を超えると成分偏析の影響が顕在化する場合がある。本発明において、好ましくは、質量％で、Ａｌが２〜４％のとき、「Ｆｅが２〜４％，Ｃｒが６．５〜９％、Ｖが５〜１０％」（請求項１）、「Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが６〜１０％、Ｍｏが５〜１０％」（請求項２）、「Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが６〜１０％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が５〜１０％」（請求項３）の範囲である。この好ましい範囲においては、時効熱処理が２４時間に満たない短時間の場合でも偏析判定法による評価で図２に示した良好な様相を呈し成分偏析の影響がより小さくなる。
【００２６】
一方で、本発明において、より短時間の時効熱処理でより効率的に硬化（高強度化）させるという観点からは、質量％で、Ａｌが２〜４％のとき、「Ｆｅが２〜４％，Ｃｒが６．２〜８％、Ｖが４〜６％」（請求項１）、「Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５〜７％、Ｍｏが４〜６％」（請求項２）、「Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５．５〜７．５％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が４〜６％」（請求項３）の範囲が、好ましい。これらの範囲は、請求項１、請求項２、請求項３において、β安定化元素であるＣｒ，Ｖ，Ｍｏの量が少ない領域に相当する。
【００２７】
Ｚｒは、Ｓｎと同様に中性元素であり１質量％以上含有することにより、高強度化に寄与し、４質量％以下含有する場合でも、Ｓｎに比べて密度を増加させる傾向が小さい。強度向上と密度増加の兼ね合いから、本発明の請求項４は、請求項１乃至３のいずれかのβ型チタン合金に、さらにＺｒを１〜４質量％含んだものとする。
【００２８】
上記組成のβ型チタン合金も、Ｏ，Ｎによって時効熱処理前の強度を高めることができる。一方で、Ｏ，Ｎの量が高すぎると優れた冷間加工性を維持できなくなる場合がある。Ｏ，Ｎの強度への寄与は、〔１〕式の酸素等量Ｑ（＝［Ｏ］＋２．７７×［Ｎ］）で評価することができる。このＱは、酸素濃度１質量％当たりのβ型チタン合金の固溶強化能すなわち引張強度増加への寄与を１としたとき、窒素の固溶強化能への寄与は酸素の２．７７倍であることから、窒素濃度に２．７７を乗じて酸素濃度に換算して取り扱ったものである。本発明の請求項５では、強度の向上と優れた冷間加工を両立できることから、請求項１乃至４のいずれかのβ型チタン合金において、酸素等量Ｑを０．１５〜０．３０の範囲とする。
【００２９】
また、化学組成以外に加工硬化によっても、時効熱処理前の強度を高めることができることから、本発明の請求項６では、請求項１乃至５のいずれかのβ型チタン合金において、圧延（冷間圧延など）や伸線（冷間伸線など）およびプレスや鍛造などの加工によって加工硬化させたままの状態であることを特徴とする。その形状は、板や棒線、およびこれらを成形した種々成形品である。
【００３０】
なお、本発明のチタン合金は通常の純チタンまたはチタン合金と同様に、Ｈ，Ｃ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｓ等を不可避的に含有するが、その含有量は一般的には各々０．０５質量％未満である。但し、本発明の効果を損なわない限り、その含有量は０．０５質量％未満の限りではない。Ｈはβ安定化元素であり、時効熱処理時のα相の析出を遅延させる傾向にあることから、０．０２質量％以下のＨ濃度が好ましい。
【００３１】
上記で説明した本発明のβ型チタン合金は、その組成から、Ｆｅ，Ｃｒの金属単体の他に、比較的廉価な原料として、フェロモリブデン、フェロバナジウム、フェロクロム、ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系ステンレス鋼、低級スポンジチタン、純チタンや種々チタン合金のスクラップ等を使用することができる。
【実施例１】
【００３２】
本発明の請求項１乃至３について、以下の実施例を用いて更に詳細に説明する。
【００３３】
真空溶解したインゴットを、１１００〜１１５０℃で加熱し熱間鍛造して中間材を作製した後、９００℃で加熱して直径約１５ｍｍの棒に熱間鍛造した。その後、８５０℃で溶体化焼鈍し、空冷した。
【００３４】
この溶体化焼鈍材を、平行部が直径６．２５ｍｍで長さ３２ｍｍの引張試験片に加工して室温で引張試験を実施し、時効熱処理前の引張強度を測定した。冷間加工性を評価するため、溶体化焼鈍材を脱スケール（ショットブラスト後に硝フッ酸浸漬）した後、潤滑処理を施してダイスによる冷間伸線を断面減少率で５０％まで実施した。冷間伸線の各パス間で表面の割れや破断がないかを肉眼で観察した。断面減少率が５０％に達するまでに破断や割れが発生したものを「×」、発生しなかったものを「○」と評価した。また、上述した偏析判定法にて成分偏析の影響を評価した。その方法は、溶体化焼鈍材にさらに５００℃２４時間の時効熱処理を施した後、Ｌ断面を研磨しチタン用エッチング液でエッチングし、その金属組織を目視観察し、図１、図２の例にならって、その様相が図１のような場合には「×」、図２のような場合には「○」と判定した。
【００３５】
表１、表２、表３に、その成分、冷間伸線の可否、時効熱処理前（溶体化焼鈍材）の引張強度、偏析判定法の評価結果などを示す。表１、表２、表３は、各々、本発明の請求項１、請求項２、請求項３に関するものである。なお、Ｈ濃度がいずれも０．０２質量％以下であった。
【００３６】
【表１】
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【００３７】
【表２】
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【００３８】
【表３】
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【００３９】
成分が、本発明の請求項１（Ａｌ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｖ）の範囲にある表１のＮｏ．１〜８は、断面減少率５０％の冷間伸線でも割れなどの欠陥はなく、溶体化焼鈍材の引張強度が９２０ＭＰａを超えており、偏析判定法の結果も均一なマクロ組織を呈しており「○」の判定である。表２のＮｏ．１６〜２３、表３のＮｏ２９〜３６においても、その成分が各々、本発明の請求項２（Ａｌ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ）、請求項３（Ａｌ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ）の範囲内にあり、表１のＮｏ．１〜８と同様に、断面減少率５０％の冷間伸線でも割れなどの欠陥はなく、溶体化焼鈍材の引張強度が９２０ＭＰａを超えており、偏析判定法の結果も均一なマクロ組織を呈しており「○」の判定である。後述するが、Ｃｒ濃度が下限より外れている比較例に比べて、溶体化焼鈍材の引張強度が９２０ＭＰａ以上と高く、α相の析出強化代が小さくとも、所要の強度に達することができる。
【００４０】
これに対して、Ａｌ量が下限から外れているＮｏ．１０、Ｎｏ．２４は、５００℃で２４時間の時効熱処理を施しても、マクロ組織が明灰色で断面硬さの増加も小さく、従来のβ型チタン合金に比べてα相の析出が遅い。Ａｌ量が上限から外れているＮｏ．１１は、冷間伸線の途中で割れが発生し、優れた冷間加工性を有するとは言えない。
【００４１】
Ｆｅ濃度が上限を超えているＮｏ．１２、Ｎｏ．２５、Ｃｒ濃度が上限を超えているＮｏ．１５，２８，３８、さらにはＶやＭｏの量が下限から外れているＮｏ．９，１４，２７，３７、は、成分偏析の影響が顕著であり、偏析判定法の評価結果が「×」である。
【００４２】
Ｃｒ濃度が下限から外れているＮｏ．１３，２６，３９は、溶体化焼鈍材の引張強度が目標とする９２０ＭＰａに達していない。
【００４３】
なお、表１〜３の本発明の発明例では酸素等量Ｑが約０．１５〜０．２であるが、後述するようにＱが約０．１と小さい場合にも、溶体化焼鈍材の引張強度は９２０ＭＰａ以上ある。
【実施例２】
【００４４】
本発明の請求項４について、以下の実施例を用いて更に詳細に説明する。
【００４５】
表４に、Ｚｒを加えた請求項４の実施例を示す。なお、製造方法、評価方法などは上述した［実施例１］と同一である。表４のいずれの試料も、Ｈ濃度は０．０２質量％以下であった。
【００４６】
【表４】
2008133531.tif 000006
【００４７】
表４より、Ｚｒが請求項４の範囲内にあるＮｏ．２−１〜２−７は、表１、表２、表３のＺｒを含有していない発明例に比べて、溶体化焼鈍材の引張強度が９８０ＭＰａ以上と高いことがわかる。Ｎｏ．２−１〜２−７は、いずれも断面減少率５０％の冷間伸線でも割れなどの欠陥はなく、偏析判定法の結果も均一なマクロ組織を呈しており「○」の判定であり、Ｚｒが１〜４質量％の範囲において優れた冷間加工性を有し偏析が抑制されている。
【００４８】
Ｆｅ濃度が上限を超えているＮｏ．２−８、Ｃｒ濃度が上限を超えているＮｏ．２−９、さらにはＶやＭｏやＭｏ＋Ｖの量が下限から外れているＮｏ．２−１０〜２−１２は、成分偏析の影響が顕著であり、偏析判定法の評価結果が「×」である。また、Ｃｒ濃度が下限から外れているＮｏ．２−１３〜２−１５は、溶体化焼鈍材の引張強度が目標とする９２０ＭＰａに達していない。
【実施例３】
【００４９】
本発明の請求項５について、以下の実施例を用いて更に詳細に説明する。
【００５０】
表５に、Ｏ，Ｎの濃度を種々変えた請求項５の実施例を示す。なお、製造方法、評価方法などは上述した［実施例１］と同一である。表５のいずれの試料も、Ｈ濃度は０．０２質量％以下であった。
【００５１】
【表５】
2008133531.tif 000007
【００５２】
酸素等量Ｑ以外の成分が同等な試料同士を比較すると、Ｑが大きいほど溶体化焼鈍材の引張強度が高い値を示す。Ｑが約０．１０２〜０．１１５と０．１５よりも小さい表５のＮｏ．３−１，３−６，３−１０，３−１４，３−１８，３−２２に比べて、Ｑが０．１５以上の試料は明らかに溶体化焼鈍材の引張強度が高い。一方、Ｑが０．３を超えている表５のＮｏ．３−５，３−９，３−１３，３−１７，３−２１，３−２６は、冷間伸線の断面減少率（伸線率）が５０％までは割れなどの欠陥なく冷間伸線が可能であるが、限界の冷間伸線率（割れなどの欠陥なく冷間伸線ができる断面減少率）が６９％や６５％である。
【００５３】
Ｑが０．１５〜０．３の範囲では、溶体化焼鈍材の引張強度が比較的高く、冷間伸線率が８０％を超えても割れなどの欠陥は発生せず限界の冷間伸線率が８０％を越えおり、非常に良好な冷間加工性を有している。また、いずれも偏析判定法の結果は均一なマクロ組織を呈しており「○」の判定である。
【００５４】
なお、Ｑが約０．１０２〜０．１１５と０．１５よりも小さい表５のＮｏ．３−１，３−６，３−１０，３−１４，３−１８，３−２２は、溶体化焼鈍材の引張強度は９２０ＭＰａを超えており、本発明の請求項１乃至４の発明例に該当する。
【００５５】
表５に示したように、伸線率５０％の冷間伸線ままの引張強度は、溶体化焼鈍材に対して３０〜４０％程度高いことがわかる。このように、冷間加工ままで加工硬化している材料の方が、時効熱処理前の強度が高く、より高強度でより低ヤング率な材質が得やすくなる。これは、本発明の請求項６の発明例に相当する。なお、表１〜４の発明例においても、伸線率５０％後の冷間伸線ままの材料は時効熱処理前の溶体化焼鈍材よりも引張強度が３０〜４０％高く、加工硬化している。
【００５６】
表１〜５の試料において、本発明の好ましい範囲である、質量％で、Ａｌが２〜４％のとき、「Ｆｅが２〜４％，Ｃｒが６．５〜９％、Ｖが５〜１０％」のもの、「Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが６〜１０％、Ｍｏが５〜１０％」のもの、「Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが６〜１０％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が５〜１０％」のもの、加えてＺｒを１〜４％含有するものは、時効熱処理が２４時間に満たない１０時間の時点で既に偏析判定法の評価が「○」の状態であり、成分偏析の影響がより小さかった。
【実施例４】
【００５７】
本発明について、より短時間の時効熱処理でより効率的に硬化（高強度化）させるという観点から、以下の実施例を用いて請求項１、請求項２、請求項３を更に詳細に説明する。
【００５８】
表６に、成分、冷間伸線の可否、時効熱処理前（溶体化焼鈍材）の引張強度、冷間伸線性、偏析判定法の評価結果、更に５５０℃で８時間保持することによる断面ビッカース硬さの増加量（以降、５５０℃での時効硬化量）などを示す。なお、製造方法、評価方法などは上述した［実施例１］と同一である。表６のいずれの試料も、Ｈ濃度は０．０２質量％以下であった。また、参考として、表１のＮｏ．８、表２のＮｏ．２１、表３のＮｏ．３６の５５０℃での時効硬化量も示す。
【００５９】
【表６】
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【００６０】
ここで、上記の５５０℃での時効硬化量は、８５０℃で溶体化焼鈍した素材を５５０℃で８時間保持した場合の「溶体化焼鈍材に対する断面ビッカース硬さの増加量」である。時効熱処理温度を５５０℃に高めると、原子の拡散速度が高まりより短時間でα相が析出するが、５００℃の場合よりも硬化量が低下してしまう。このように、ベースとなる溶体化焼鈍材からの５５０℃での硬化量を比較することによって、その素材の時効硬化能を評価できる。なお、断面ビッカース硬さは、荷重９．８ＮでＬ断面内をランダムに６点測定して、その平均値を用いた。
【００６１】
表６の試料Ｎｏ．４０〜５３はいずれも実施例であり、試料Ｎｏ．４０〜４４は、質量％で、Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２〜４％，Ｃｒが６．２〜８％、Ｖが４〜６％、試料Ｎｏ．４５〜４８は、質量％で、Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５〜７％、Ｍｏが４〜６％、試料Ｎｏ．４９〜５３は、質量％で、Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５．５〜７．５％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が４〜６％の範囲にある。これらはいずれも、５５０℃での時効硬化量が８３〜１１７と８０以上である。溶体化焼鈍材の断面ビッカース硬さが３２０程度であることから、約２５〜３５％の硬さ増加率である。これに対して、参考として示した、β安定化元素であるＦｅ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏのいずれかが上記範囲よりも大きい値である表１のＮｏ．８、表２のＮｏ．２１、表３のＮｏ．３６は、いずれも５５０℃での時効硬化量は７０未満であり、硬さ増加率は約２０％である。このように、質量％で、「Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２〜４％，Ｃｒが６．２〜８％、Ｖが４〜６％」または「Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５〜７％、Ｍｏが４〜６％」または「Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２〜４％、Ｃｒが５．５〜７．５％、Ｍｏ＋Ｖ（ＭｏとＶの合計量）が４〜６％」の範囲にある場合、より短時間の時効熱処理でより効率的に硬化（高強度化）できることがわかる。
【００６２】
なお、表６に示したように、試料Ｎｏ．４０〜５３は、溶体化焼鈍材の引張強度が９８０ＭＰａ以上あり、限界の冷間伸線率は８０％を超えており良好な冷間加工性を示す。かつ、伸線率５０％の冷間伸線ままの引張強度は、溶体化焼鈍材に対して約４０％程度高く、［実施例３］で上述したように、冷間加工ままで加工硬化している材料の方が時効熱処理前の強度が高く、より高強度でより低ヤング率な材質が得やすくなる。
【００６３】
以上の実施例では、棒形状の材料について詳細に説明してきたが、熱間鍛造の中間材から約１０ｍｍ厚さの板形状に熱間圧延した材料でも、上述した棒と同様の本発明の効果が得られている。
【図面の簡単な説明】
【００６４】
【図１】時効熱処理した棒のＬ断面のマクロ組織を示す図である。
【図２】時効熱処理した棒のＬ断面のマクロ組織を示す図である。
【図１】
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【図２】
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