(57)【要約】【課題】比較的安価なβ安定化元素であるＦｅを多く添加した場合に生じる成分偏析の影響を抑制して、安定した時効材質特性を有するＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ系とＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ−Ｚｒ系の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％、Ｆｅが２．５〜４．５％，Ｖが６〜１０％、Ｍｏが６．５〜１０％の範囲であり、残部が実質的にＴｉからなる。好ましくは、Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２．８〜４．２％、Ｖが８．６〜１０％、Ｍｏが８．６〜１０％の範囲とする。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
2008106317.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ａｌを２〜５％、Ｆｅを２．５〜４．５％、Ｖを６〜１０％、Ｍｏを６．５〜１０％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】
さらに、質量％でＺｒを２〜６％となる範囲で含有することを特徴とする請求項１記載のβ型チタン合金。
【請求項３】
〔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または２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が代表的なものである。
【０００４】
これに対して、比較的安価なβ型安定化元素であるＦｅ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が含有されている。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、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、Ｖ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ともに添加されていない。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。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とＭｏが単独あるいは両者とも添加されている。特許文献５、特許文献６、特許文献７ともに、偏析しやすいＦｅとＣｒがともに添加されており、その合計した量に対して、Ｍｏが６質量％以下と低く、成分偏析の低減効果が十分ではない。なお、特許文献６にはＭｏが添加されていない。
【００１２】
加えて、β型チタン合金は時効熱処理によって高強度化できるが、８〜２４時間の時効熱処理では、引張強度が必ずしも１４００ＭＰａ以上にならないものもあり、１４００ＭＰａ以上の強度でも延性が低いといった課題がある。
【００１３】
また、特許文献６には中性元素（α安定化でもβ安定化でもない元素）であるＳｎが２〜５質量％も含有されている。このＳｎは周期律表からわかるように原子量が１１８．６９と、同じ中性元素であるＺｒが９１．２２であるのに対して大きく、チタン合金の密度をより高めてしまう。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】
さらに、β型チタン合金は強度を高めるために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。
【００１５】
以上のことから、本発明は、添加元素とその組成を制御することによって、比較的安価なβ安定化元素であるＦｅを多く添加した場合に生じる成分偏析の影響を抑制して、安定した時効材質特性を有するＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ系とＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ−Ｚｒ系の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。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、安定した材質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。
【００１６】
さらには、高強度でありながら低いヤング率を得やすくするために、本発明のβ型チタン合金において、時効熱処理前の強度を高めたＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ系とＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ−Ｚｒ系の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。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
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２．５〜４．５％、Ｖを６〜１０％、Ｍｏを６．５〜１０％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）前記（１）に記載のβ型チタン合金に、さらに、質量％でＺｒを２〜６％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。
（３）〔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）または（２）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。
（４）前記（１）〜（３）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。
【００１８】
ここで、（４）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高強度となっている。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によって、比較的安価なβ安定化元素であるＦｅを多く添加した場合に生じる成分偏析の影響を抑制したＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ系とＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ−Ｚｒ系の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、比較的に安価な添加元素であるＦｅを活用したβ型チタン合金においても安定した製品材質特性を得ることができる。さらには、高強度でありながら低いヤング率を得やすくするために、本発明のβ型チタン合金において、時効熱処理前の強度を高めたβ型チタン合金を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明者らは、β安定化元素として、比較的安価なＦｅを多く含有させても、かつＶ，Ｍｏの両者を各々所定量〜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時効材質特性を達成できることを見出し、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。
【００２１】
以下に本発明の各要素の設定根拠について説明する。
【００２２】
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。
【００２３】
β安定化元素として、Ｆｅの他に、ＶとＭｏの両方を所定量添加することよって、成分偏析の影響を緩和できる。Ｖは凝固時の偏析が小さくほぼ均一に分布し、ＭｏはＦｅと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の濃度が低く、Ｍｏ濃度が低い部位ではその逆となる。このように、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、且つＭｏによってＦｅの偏析の影響を緩和することができる。これによって、成分偏析の影響は抑制されて比較的安価なＦｅを多く添加することが可能になる。
【００２４】
ここで、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。
【００２５】
偏析判定法で評価した結果、質量％で、Ａｌが２〜５％のとき、Ｆｅが１〜４．５％，Ｖが６〜１０％，Ｍｏが６．５〜１０％の範囲で、成分偏析の影響を非常に小さくすることができる。一方で、時効熱処理後の引張特性において、良好な強度−延性バランスとするために、Ｆｅを２．５質量％以上添加する必要がある。Ｆｅ濃度が２．５質量％未満と低い場合には、成分偏析の影響は低減される傾向にあるものの、時効熱処理後の強度−延性バランスにおいて、２４時間以下の時効熱処理では引張強度が１４００ＭＰａ以上にならず、伸びも１０％に及ばない。Ｆｅを２．５質量％以上添加することによって、時効材質を向上させることができ、１４００ＭＰａ以上の引張強度と１０％以上の伸びが得られる。
【００２６】
したがって、本発明の請求項１では、質量％で、Ａｌが２〜５％、Ｆｅが２．５〜４．５％，Ｖが６〜１０％、Ｍｏが６．５〜１０％の範囲とした。なお、Ｆｅ，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はその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。
【００２７】
本発明において、好ましくは、質量％で、Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２．８〜４．２％、Ｖが８．６〜１０％、Ｍｏが８．６〜１０％の範囲とする。この好ましい範囲において、ＶとＭｏの下限を高めにしており、成分偏析の影響を抑制する効果が、より高まる方向になる。
【００２８】
Ｚｒは、Ｓｎと同様に中性元素であり高強度化に寄与し、Ｓｎに比べて密度を増加させる傾向が小さい。Ｚｒが２〜６質量％の範囲で時効熱処理後の引張強度が向上し、かつ全伸びの低下が非常に小さいことから、本発明の請求項２は、請求項１のβ型チタン合金に、さらにＺｒを２〜６質量％含んだものとする。なお、好ましくは、質量％で、Ａｌが２〜３．５％、Ｆｅが２．５〜４．５％、Ｖが７〜９％、Ｍｏが７〜９％、Ｚｒが２〜５％の範囲とする。Ｚｒ添加による密度増加を考慮して、Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒの上限を低く、また、Ｚｒ添加による強度増加に呼応して延性が低下する傾向になることから、Ａｌ量の上限を低くしている。
【００２９】
上記組成のβ型チタン合金は、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３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と請求項２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。
【００３０】
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４では、請求項１乃至３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。
【００３１】
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，Ｃｒ，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、Ｈ濃度は０．０２質量％以下が好ましい。
【００３２】
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、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】
【００３３】
本発明の請求項１について、以下の実施例を用いて更に詳細に説明する。
【００３４】
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。
【００３５】
この溶体化焼鈍材を、冷間加工性を評価するため、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。また、５００℃２４時間の時効熱処理を施した材料は、その時効材質を評価するため、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た。
【００３６】
表１に、その成分、冷間伸線の可否、偏析判定法の評価結果、時効熱処理後の引張特性などを示す。なお、酸素等量Ｑは約０．１７５で、Ｈ濃度はいずれも０．０２質量％以下であった。
【００３７】
【表１】
2008106317.tif 000003
【００３８】
成分が、本発明の請求項１（Ａｌ，Ｆｅ，Ｖ，Ｍｏ）の範囲にある表１のＮｏ．１〜１９は、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「○」の判定である。
【００３９】
これに対して、Ａｌ濃度が下限から外れているＮｏ．２１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、引張強度も低く、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．２２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。なお、Ｎｏ．２２は、冷間伸線時に割れが発生したため、時効熱処理後の評価を実施していない。
【００４０】
Ｆｅ濃度が下限から外れているＮｏ．２０は、時効熱処理後の引張特性において、強度が１４００ＭＰａ未満であり伸びも７％と小さい。一方、Ｆｅ濃度が上限を超えているＮｏ．２５、ＶやＭｏの量が下限から外れているＮｏ．２３、Ｎｏ．２４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。なお、偏析判定法の結果が「×」であった試料は、材質のばらつきが大きいことから、時効熱処理後の引張試験を実施していない。
【００４１】
表１の試料において、Ｎｏ．５，６，９，１１，１３，１６，１８は、請求項１の好ましい範囲である、質量％で、Ａｌが２〜４％、Ｆｅが２．８〜４．２％、Ｖが８．６〜１０％、Ｍｏが８．６〜１０％の範囲内にあり、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２】
【００４２】
本発明の請求項２について、以下の実施例を用いて更に詳細に説明する。
【００４３】
表２に、Ｚｒを加えた請求項２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２のいずれの試料も、酸素等量Ｑは０．１７５程度で、Ｈ濃度は０．０２質量％以下であった。
【００４４】
【表２】
2008106317.tif 000004
【００４５】
表２より、Ｚｒが請求項２の範囲内にあるＮｏ．２−１〜２−１４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、時効熱処理後の引張特性も良好である。Ｚｒが２〜６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。Ｚｒを添加していない表１の発明例と比較して、表２の発明例は時効熱処理の引張強度が高く、全伸びの低下がほとんどない。
【００４６】
一方、Ｚｒが０．９質量％と低いＮｏ．２−１５は、Ｚｒを添加していない表１のＮｏ．１と時効熱処理後の引張強度から、ほとんど増加していない。Ｚｒが６質量％を超えて７．３質量％と多いＮｏ．２−１６は、時効熱処理後の全伸びが１０％未満と低い。
【００４７】
ＶやＭｏの量が下限から外れているＮｏ．２−１７，２−１８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。なお、偏析判定法の結果が「×」であった試料は、材質のばらつきが大きいことから、時効熱処理後の引張試験を実施していない。
【実施例３】
【００４８】
本発明の請求項３について、以下の実施例を用いて更に詳細に説明する。
【００４９】
表３に、Ｏ，Ｎの濃度を種々変えた例を示す。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３のいずれの試料も、Ｈ濃度は０．０２質量％以下であった。なお、表１、表２の発明例も、酸素等量Ｑの値は請求項３の範囲内にある。
【００５０】
【表３】
2008106317.tif 000005
【００５１】
酸素等量Ｑ以外の成分が同等な試料同士を比較すると、酸素等量Ｑが大きいほど溶体化焼鈍材の引張強度が高い値を示している。Ｑが約０．１１４〜０．１２１と０．１５よりも小さい表３のＮｏ．３−１，３−６，３−９，３−１４，３−１８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３のＮｏ．３−５，３−１３，３−１７，３−２２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％，６５％と小さい。
【００５２】
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。加えて、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、時効熱処理後の引張特性も全伸びが１０％以上あり良好である。また、表３より、時効熱処理後の引張強度も酸素等量Ｑに呼応して高くなっており、α相の析出量を少なくしても、高い強度が得られることがわかる。その点で、時効熱処理後の強度が同等な場合には、析出α相の量を少なくできることから、低いヤング率が得やすくなる。
【００５３】
なお、Ｑが約０．１１４〜０．１２１と０．１５よりも小さい表３のＮｏ．３−１，３−６，３−９，３−１４，３−１８は、Ｑが０．１５〜０．３の本発明例に比べて、溶体化焼鈍材の引張強度は９３８〜９６９ＭＰａと若干低いものの、時効熱処理後の引張特性は強度が１４００ＭＰａ以上で伸びも良好であり、本発明の請求項１、請求項２の発明例に該当する。
【００５４】
表３に示したように、伸線率５０％の冷間伸線ままの引張強度は、時効熱処理前の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４の発明例に相当する。なお、表１、表２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。
【００５５】
表１〜３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％、Ｆｅが２．８〜４．２％、Ｖが８．６〜１０％、Ｍｏが８．６〜１０％」のものは、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。
【００５６】
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】
【００５７】
【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】
2008106317.tif 000006
【図２】
2008106317.tif 000007