熱間塑性加工による局所相変態を利用したヘテロ組織形成とチタン焼結体の高次機能化
大阪大学 接合科学研究所
教授 近藤 勝義
（平成 28 年度 重点研究開発助成 B 課題研究 AF-2016003）
キーワード： チタン粉末，熱間押出加工，相変態

１．研究の目的と背景

例えば，Ti-6 wt.%Fe 焼結押出材が常温での引張試験にお

近年，航空宇宙機や化学発電プラント，介護・医療用

いて 1000MPa を超える 0.2 %耐力（0.2 %YS）といった，デバイスといった幅広い産業分野において，高比強度，高純 Ti 焼結押出材と比べて２倍以上の高い力学特性を有す

耐食性，生体適合性等に優れたチタン(Titanium, Ti) おることを確認した．また，同材料は純 Ti 材が持つ 35 %程

1)

よびその合金の利用が拡大している ．各種製品で使用さ度の破断伸びと比較するとやや低下するものの，20 %以上れている汎用チタン合金の多くは，バナジウム（V），モリの高い伸び値が維持されることも確認した．このような引ブデン（Mo），ニオブ（Nb）といった高価な希少金属を強張試験結果は，上記の既往研究 8)で示された同組成を有す化合金元素として含む．これに対して，持続可能性と経済

る Ti-Fe 系焼結合金の力学特性に比べて著しく優れてお性の観点から後述するユビキタス元素を活用し，固溶強化

り，既存合金における強度－延性の関係を超越した特性とを基軸とした材料設計により高延性と高強度の両立を可いえる．さらに，TEM-EDS 解析の結果，Fe 成分を含む帯状能とする Ti 焼結材料の研究が進められている

2-5)

．ユビキ

の第２相がα-Ti 結晶粒を囲うように粒界に存在しておタス元素とは，クラーク数の大きなケイ素（Si），アルミ

り，また僅かではあるが，粒状第２相として粒界三重点にニウム（Al），鉄（Fe），マンガン（Mn）の他，ほぼ無尽蔵も存在することを確認した．また EDS による点分析の結果，に存在する酸素（O），窒素（N），炭素（C），水素（H）等

第２相に含まれる Fe 成分は 11～12at.%であり，電子線回

6)7)の元素が規定されている ．既往研究 においても，実用折結果からも Ti-Fe 系金属間化合物相（TiFe や TiFe2 など

α＋β 型チタン合金に添加されている希少金属である V

いずれも Fe 組成は 50at.%以上）は同定されず，Fe 原子がや Mo などの β 相安定化元素の全て，或いは一部を廉価な固溶したβ-Ti 結晶粒であることを明らかにした．このよ

元素である Fe で置き換え，汎用チタン合金を上回る高強

うに粉末冶金法を用いて固相状態で作製した Fe 原子固溶度特性を有する各種チタン合金が報告されている．しかし純 Ti 焼結材に対して熱間押出加工を施し，相変態過程にながら，これらの研究は実用合金を対象に行われた結果でおける粒界への第２相形成によるヘテロ構造化が高強あり，Fe 以外の元素を含むために Ti における Fe 原子の度・高延性の同時発現に大きく寄与することは明確である．

振舞いについての詳細な解析には至っていない．このようそこで，Fe 成分を含む純 Ti 焼結材を完全β相温度域⇒

8)な状況において，Ti-Fe 合金に関する既往研究 では，Ti-6（α＋β）混合温度域に２段階で加熱保持した後，熱間押

wt.%Fe 焼結体に対して，β 単相温域から焼入れ熱処理に出加工を施すことで従来の溶解製法では実現し得ない原

続いて，α＋β２相温域での焼入れ処理を行う２段階の急子～ナノスケールでのヘテロ組織を形成し，延性低下なく

冷処理を行うことで 1130 MPa の引張強さと 7 %の破断伸強度が向上するといった特異な力学特性を発現するチタびが得られており，β 単相域からの急冷処理のみを行っ

ン材の創製を試みる．その際，β相温度域で形成される旧た同組成の材料が有する引張強さ 1400 MPa，伸び 1.7 ％β結晶粒に由来する粗大な異形状α結晶粒の微細等軸粒と比較して，延性は顕著に回復したものの，強度低下を伴形成機構の解明を行い，延性改善の可能性を実証する．

うことが報告されている．一般の多結晶材料では，強度と延性の間には相反関係が成立するが 9)，上記の Ti-Fe 系合２．実験方法金においても同様に，熱処理により延性が回復するが，強出発原料として，純 Ti 粉末（TC-450，純度 99.6 %）と度低下が著しく，高強度と高延性の両立は困難といえる．

純 Fe 粒子（FEE12PB，純度 99.9 %）を用いた．レーザー

また，２段階で焼入れ熱処理を行った Ti-Fe 系合金におい回折・散乱式粒子径分布測定装置（LA-950）による粒度分て微細な針状 α-Ti 結晶粒が観察されているが，その形成

布測定を行った結果，それぞれのメジアン径は Ti 粉末：機構の他，Fe 原子の固溶現象と β 相の形成挙動および相29.26 μm，Fe 粒子：4.47 μm であった．両粉末の混合処

8)

変態過程での組織形成機構に関して詳述されていない ．

理手順に関して，先ず，純チタン粉末表面への Fe 粒子のTi-Fe 系状態図 10)によれば，Fe は Ti に対する β 相安付着を促すため，純チタン粉末にナフテン系オイルを定化元素であり，β 相内に Fe 原子は置換型固溶元素とし0.02 wt.%加えてプラスチック製ポットに封入し，卓上ボて存在すると考えられる．これまでの予備実験を通じて，ールミルを用いて回転速度 90 rpm，処理時間 3.6 ks とし

て第１次混合を行った．その後，所定の配合比（0～6wt.%）

変化する．本試料は β 安定化元素である Fe を含むことかに秤量した純 Fe 粒子を添加し，ロッキングミル（RM-05）

ら比較的低温で β 相が生成しやすく，また熱間押出加工を用いて第２次混合処理を行った．その際の混合条件は振過程でβ相➡α相への相変態も伴うことから本試料特有

動数 60 Hz，処理時間 10.8 ks とした．なお，局所的に凝の集合組織が予測できる．そこで，SEM-EBSD（電子線後方集した純 Fe 粒子の粉砕と均一分散を目的に，Y2O3 強化ジ

散乱パターン, Electron backscatter diffraction, EBSD）

ルコニア（ZrO2）製メディアボール（直径 10mm）をポットにより結晶配向性を解析した．EBSD 解析では，観察面表内に投入した Ti-Fe 混合粉末に対して，重量比で 0.1（粉層の結晶方位を観測するため，機械研磨による加工層が残末：メディア＝10：1）の割合で加えた．次に，得られた存した場合鮮明な加工像を得ることが困難であることか混合粉末を放電プラズマ焼結（Spark plasma sintering，

らバフ研磨後に加工層を除去すべく電解研磨処理を施しSPS）装置を用いて固化成形した．試料粉末を φ42 mm のた．また相の同定には，X 線回折装置（X-ray diffraction，

カーボン製コンテナに充填し，真空排気後に上下のパンチ

XRD, XRD-6100）を用いた．管電圧 40.0 kV，管電流を 30.0を介して加圧および通電を行った．先ず 15 MPa の圧力をmA とし，走査ステップ 0.0200°，走査速度 2.00°/min

負荷した後，20 K/min の昇温速度で 1373 K まで加熱を行の連続スキャンモードにて測定を行った．

い，目標温度に達すると同時に圧力を 30 MPa とし，その状態で 3.6 ks の加圧焼結を実施した．焼結体における Fe

３．実験成果成分の均一固溶を促すべく，真空熱処理を行った．熱処理

3･1 Fe 成分の固溶状態には真空炉（FT-1200R-250）を用い，チャンバー内は 100

先ず，Ti 焼結体において添加した Fe 粒子の状態を確認

Pa 程度まで真空排気し，昇温速度 20 K/min にて目標温度

す る た め ， 純 Ti 粉 末 に 6wt.%Fe 粒 子 を 添 加 し た

1273 K まで加熱した後，10.8 ks 保持した．なお，SPS 焼

Ti-6wt.%Fe 混合粉末の焼結体に対して，2θ=41～48°の結は純 Ti の融点（1941 K）を下回る 1373 K の固相状態に範囲で XRD 解析を行った．その結果，混合粉末においてはて行うため，従来の溶解法に比べて焼結体の完全な緻密化

2θ=44.7°近傍に Fe の回折ピークが確認できたが，焼結は困難であり，旧粉末粒界付近に微細な空孔が存在する．

体では同ピークを同定できなかった．状態図から Ti と Fe

そこで，上述の真空熱処理後の SPS 焼結体に対して，熱間の混合材料では冷却時に β-Ti→α-Ti+TiFe の共析変態

押出加工を施すことで試料の完全緻密化を試みた．具体的が考えられるが，
上記の 1000℃で SPS 固化した Ti-6wt.%Feには，赤外線ゴールドイメージ炉（RHL-P610C）を用いて焼結体の XRD 解析では 2θ=42.9°近傍の TiFe の回折ピー

アルゴンガス（Ar）雰囲気中で SPS 焼結体を 1273 K までクも見られなかった．これは TiFe の共析変態が非常に緩昇温速度 2 K/s で加熱し，その温度にて 300 s 保持後，2000

慢に進行するため，本材料の SPS 焼結時における比較的小kN 油圧駆動式成型機（SHP-200-450）を用いて直ちに熱間さい冷却速度では共析変態が起きなかったことが考えら

押出加工を施した．押出用コンテナ，ダイスおよびパンチれる．また，押出加工直後に素材が空冷されて冷却速度がは熱間押出時の摩擦を軽減すべく，表面に潤滑油を塗布しより大きくなる押出加工材においても，TiFe は析出しな

た後にマッフル炉（FO810）で 673 K まで予備加熱して使いと考えられる．以上の結果より，本研究における Ti-Fe

用した．なお，押出比は 18.5（コンテナ径：43 mm，ダイ

材料では焼結の過程において Fe は Ti 結晶内へ固溶し，室ス穴径：10 mm），ラム速度は Ti-0～4 wt.%Fe では 3 mm/s，

温においても固溶状態が維持されたと考える．次に，Fe

Ti-6 wt.%Fe では 6 mm/s とした．

原子含有量が異なる Ti-0～6wt.%Fe 押出材に対して，

次に，各特性の解析方法およびその際の試料作製方法に

2θ=37～42°の範囲で XRD 解析を行った．その結果を図１

ついて詳説する．先ず，組織観察用試料は樹脂埋め後にエに示す．Fe 含有量の増加に伴って 2θ=38.4°および

メリー研磨紙（#80～#4000）を用いた粗研磨，アルミナ研

2θ=40.2°近傍の α-Ti の回折ピーク強度が減少してい磨液を使用したバフ研磨を施すことで表面を鏡面状態にることが確認できる．一方，それに伴って 2θ=39.5°近仕上げた．この試料に対して，走査型電子顕微鏡（Scanning

傍の β-Ti の回折ピーク強度が増加していることがわか

electron microscope, SEM, JSM-7100F）による組織観察る．よって，今回作製した Ti-Fe 焼結押出材では，Ti 素を，またエネルギー分散型 X 線分光器（Energy dispersive

地中に Fe 原子が固溶することで β-Ti 相が形成され，Fe

X-ray spectroscopy，EDS，JED-2300）を用いて観察面の添加量とともに β 相の生成量が増大したと考えられる．

元素分布解析をそれぞれ行った．次に，結晶粒界等の微小また，Fe 原子の Ti 母相内への固溶状態を調査するため，面積における β-Ti 相への Fe 原子の固溶状態を解析すべ

Ti-4wt.%Fe 押出材の α-Ti 結晶界近傍を対象と した

く，透過電子顕微鏡（Transmission electron microscope，

TEM-EDS による元素分析解析を行った．その結果を図２にTEM, JEM-2100F）を用いた．その際の観察試料は収束イオ

示す．いずれの材料においても Fe の固溶領域は明確に区

ンビーム（Focused ion beam, FIB, FB-2000A）により作別でき，固溶している部分は結晶粒界に位置していること製した．一般に，金属素材に対して押出加工などの塑性加が確認できた．電子回折像解析を実施したところ，Fe が工を行った場合，試料を構成する結晶には回転が生じ，こ固溶していない点は α-Ti 結晶構造であり，Fe が固溶しれにより固有の集合組織が形成されるために力学特性がている点は β-Ti 相であると同定した．その他の試料についても同様の電子回折像が得られ，β 相にのみ，Fe 成分

押出材の平均結晶粒径が 12.4 µm であったのに対して，が固溶していることが示された．また，点分析の結果より，

Ti-4wt.％Fe 押出材では 1.3 µm と約 1/10 にまで減少した．

Fe はβ相中のみに 9.0～13.0at.%の割合でほぼ均一に固上述の通り，Fe 含有量の違いによって Ti 焼結材の結晶溶していることが確認された．

構造および集合組織（結晶配向性）は大きく異なる．集合
組織の変化は，滑り変形と強い関係を持つことから材料の力学特性に影響を及ぼすと考えられる 11)．そこで，Fe 原子の固溶現象が Ti 母相の集合組織形成に与える影響について，熱間押出加工後の冷却過程でのβ→α相変態の観点から詳細に調査する．既往研究 2)によると，β 相安定化元素である水素を含む Ti 材の押出加工時に見られる結晶粒の微細化に代表される特異な組織形成機構は，押出加工
時の Ti 素地の相構成による影響が大きく，具体的には，α 相単相，α＋β の２相，β 相単相の３つのパターンに

図１

Ti-Xwt.%Fe(X=0,1,2,4,6)焼結押出材の XRD 結果

よって最終素材の集合組織が異なることが報告されている．例えば，各構成相において押出加工を施した際の集合組織の形成過程 2)を模式的に図４に示す．

図２

Ti-4wt.%Fe 押出材の TEM-EDS 解析結果

3･2 Fe 成分添加による β 相生成と結晶粒微細化
Ti-0～6wt.%Fe 押出材について，α相とβ相の構成比率
および α 相の平均結晶粒径を算出すべく SEM-EBSD 分析を行った．先ず，IPF マップ，phase マップ，α 相の結晶粒径（dα）および α 相と β 相の面積率（f(α)，f(β)）
に関する分析結果を図３に示す．

図４

Ti-H 系平衡状態図における熱間押出加工温度域と押出材における集合組織形成挙動および相変態の影響
hcp 構造を有する α 単相から押出加工を施した場合，同図の(Ⅰ)に示すように hcp 構造の底面が押出方向と平行に配向する柱面配向を特徴とした<10-10>集合組織が形成される 12, 13)．他方，bcc 構造を有する β 単相温度域において押出加工を施すと，結晶回転に起因して(Ⅱ)に示すよ
うな<110>集合組織が形成される 12)．その後，試料の冷却に沿って β 相から α 相への相変態が生じるが，この時のbcc から hcp への結晶構造変化は，原子配列の最も密な面
図３

EBSD 解析による Ti-0,4,6wt.%Fe 押出材の IPF mapとα/β相解析結果（phase map）

β 相面積率は Fe 含有添加量が増えるに連れて増加し，
Ti-6wt.%Fe 押出材では 48.4%に達することを確認した．また，β 相の存在形態として，Ti-4wt.%Fe 押出材では α 相の粒界付近に沿うように存在し，α 相と同程度の大きさの β 相が均一に分布している．さらに，Ti-6wt.%Fe 押出
材については，0～4wt.%のものと分布状況が異なり，面積率は α 相が大きいものの，30～50 µm の等軸 β 相粒内に3～10 µm の針状 α 相の析出を確認できた．また Fe 添加により α 結晶粒の微細化が進行し，Fe を添加しない純 Tiと密な方向同士が平行となる Burgers の格子方位関係（〈110〉β//<0001>α）に従うことが知られており 12)，この結晶方位の拘束により押出加工材では，(Ⅲ)に示すように<0001>集合組織が形成される．なお，α＋β２相温度域から押出加工を施した場合の結晶配向性は，先に示したよ
うに α 相と β 相ではそれぞれ<10-10>，<110>が形成されることから両者が混在した集合組織となる．以上のような
Ti-H 系材料における各相構成の集合組織の特徴は，β 相
安定化元素の違いに依存しないとされているため，本研究において作製した Ti-Fe 押出材についてもβ相安定化元素である Fe 成分を含むことで同様の組織形成機構が働くものと考えられる．そこで，Ti-Fe 押出材での集合組織形

成機構について考察すべく，図３に示した Ti-0, 4, 6

推察される．その結果，押出加工時の相構成は，Ti-0

wt.%Fe 押出材の観察領域を対象に SEM-EBSD 分析を行ない，wt.%Fe 押出材では α 相単相であるが，Fe 含有量の増加に押出方向と平行な縦断面および垂直な横断面で得られたより変態温度が低下するために Ti-1～4 wt.%Fe 焼結材に逆極点図を図５に示す．なお，(b)Ti-4 wt.%および(c)6

ついては，押出加工前の時点で一部の β 相が α 相に変態

wt.%Fe 材は β 相を含むことから α 相と β 相のそれぞれした α＋β２相の状態，また Ti-6 wt.%Fe 材では β 相単の逆極点図を併記した．

相の状態となり，それぞれに対して熱間押出加工が行われたと考えられる．なお，α＋β２相温度域での押出加工となった Ti-1～4 wt.%Fe 材について，Fe 含有量は異なるものの，結晶配向性に明瞭な差異は見られなかった．
押出加工による集合組織形成過程において発現する結晶粒微細化挙動について考察する．前述の通り，Ti-1～4
wt.%Fe 押出材については，α＋β２相から押出加工が施されたことが確認された．既往研究 2)によれば，α＋β２相から押出加工を施した際，結晶構造の異なる２つの領域が同時に形成される過程において，それぞれの相が押出方向と平行に配列し，互いの結晶粒成長を抑制し合うことで微細な結晶粒を有する組織が構成されることが報告されている．この考えに基づくと，本研究で作製した Ti-1～4
wt.%Fe 材においても α＋β２相の状態で押出加工を行うと，α 相と β 相が互いに結晶粒成長を抑制することでα-Ti の結晶粒微細化が生じたと考えられる．その際，押出加工時において α 相の結晶粒成長を抑制する β 相の割合が多いほど α-Ti 結晶の粒成長が抑制され，α-Ti の結晶粒微細化が進行することで Ti-4 wt.%Fe 押出材の結晶粒径が最も小さくなったと推察される．一方，Ti-6 wt.%Fe

図５

Ti-0,4,6wt.%Fe 押出材の断面方向および押出方向
での IPF map と逆極点図

押出材の組織構造は，他の Ti-Fe 系押出材と大きく異なり，
針状 α-Ti 結晶粒を含む組織を有する．そこで，このよう押出方向に対して垂直な面において，先ず，α 相に関しな 特 異 な 組 織 形 成 機 構 に つ い て も 考 察 す べ く ， Ti-6て (a) と (b) に 示 す Ti-0, 4 wt.%Fe 押 出 材 に おいて

wt.%Fe 押出材の反射電子組成像，SEM-EDS 分析，EBSD 分<10-10>結晶配向が明瞭に見られたが，(c) の Ti-6 wt.%Fe

析による IPF マップおよび phase マップを図６に示す．

押出材は<0001>結晶配向を示した．他方，β 相について
は，(b) と(c) に示す Ti-4, 6 wt.%Fe 押出材にて押出方向と垂直な面に<101>結晶配向が見られた．これらの結果を踏まえると，(a)Ti-0 wt.%Fe 押出材において，(a-2T)
では<10-10>配向を示しており，かつ β 相も含まれていな
いことから Ti-0 wt.%Fe 押出材は α 単相温度域にて熱間押出加工が施されたと考えられる．次に，Ti-4 wt.%Fe 押
出材に関して，(b-2T)において α-Ti が<10-10>集合組織，
β-Ti が<101>集合組織をそれぞれ呈しており，各相での押出加工によって生じる結晶配向性の違いが見られることから α＋β２相温度域において押出加工が行われたといえる．さらに，(c)Ti-6 wt.%Fe 押出材においては，(c-2T)に示すように α-Ti に<0001>集合組織，β-Ti に<101>集合組織が見られ，かつ β 相における同一の配向性を示す
結晶粒が大きく成長した．ゆえに，Ti-6 wt.%Fe 押出材は，β 単相温度域において押出加工が施されたと考えられる．

図６ Ti-6 wt.%Fe 押出材の反射電子組成（COMPO）像，
SEM-EDS 分析，EBSD による IPF map と phase map

本研究では，押出加工時の試料の予備加熱温度を β 相単

IPF マップおよび phase マップより 30～50 µm 程度の旧 β相領域である 1273 K と設定したが，試料が小さく比表面

相中に針状 α 粒のランダムな分布が観察され，EDS 分析

積が大きいため，試料の作製過程での抜熱現象が著しく，結果では α-Ti 粒内に Fe 原子がほとんど存在しないこと

実際の押出加工に至るまでの間に試料温度が低下したとを確認した．このようなランダムな配置を持つ組織は α＋β２相合金を β 相単相温域から空冷などの比較的大き14)て 350MPa 以上の大きな強化量を示していた．

．前述の通り，

次に，要因②の Fe 原子固溶により生成する硬質 β 相の

Ti-6 wt.%Fe 材は β 相単体の温度域において熱間押出加体積率増加による強化機構について考える．素地における工が行われており，加工後に β 相粒内で α 相への相変態

β 相の生成率の増大による分散強化の影響を評価すべく，が起こる．その際，β-Ti 結晶粒内の複数の場所から β→

全体の 0.2%YS から α 相の結晶粒微細化による強化量を取α 相変態を生じ，Fe 原子を吐き出しながら α-Ti 粒の成り除くことを考える．ここでは，以下に示す仮定のもとで長が進行した結果，ランダムな方向に針状組織が生成され，簡易的に α 相の結晶粒微細化強化量を算出し，全体のその成長過程において α-Ti 結晶同士の接触により粒成

0.2%YS から除去することを試みた．先ず，試料が全て α長が抑制されたと考える．

相から構成されると考え，(2)式に示すように α 相の結晶い速度で冷却した際に確認されている

以上のように巨視的には均一なα＋β2 相組織を有す

粒微細化による強化のみが発現した際の 0.2%YS[σy[GR]]るが，β相の分散形態は Fe 含有量によって大きく異なり，を求める．そこに，各試料の α 相の面積率[f(α)]を掛け

微視的には不均一（ヘテロ）組織を形成する．特に，熱間たものを，Ti-Fe 押出材において α 相の結晶粒微細化に

押出加工時の試料温度がβ-α相変態を境に変化すること

よ る 強 化 の み が 発 現 し た と 仮 定 し た 理 論 0.2%YS 値

でヘテロ組織構造は著しく異なることが明らかとなった．

[σy(α)]とした．そして，(3)式に示すようにこの値を全

3･3 Ti-Fe 押出材の強化機構

体の 0.2%YS 値[σy]から差し引いた結果を 0.2%YS 値の修

次に，Ti-Fe 押出材における強化機構を解明するため，正増加量 (modified 0.2%YS)[Δσy(β)]として扱う．

σy(α) = σy[GR] × f(α)Δσy(β) = σy - σy(α)

組織解析結果を踏まえて Ti-Fe 押出材に作用する強化因子について検討を行った．Ti-Fe 押出材の組織構造は，先

(2)
(3)

に示した IPF マップおよび phase マップより，等軸粒のここで，α 相と β 相が引張方向に並列に位置している

α 相の粒界に β 相が押出方向と平行に配列している Ti-1

モデルを用いた複合則を考える．α 相と β 相のヤング率～4wt.%Fe 押出材と，β 相の粒内に針状の α 相がランダをそれぞれ Eα，Eβ(Eα<Eβ)とし，引張方向の長さを 1，引ムに析出している Ti-6wt.%Fe 押出材に区別され，Fe 含有

張方向と垂直な方向の長さを α 相と β 相においてそれぞ

量の増加に対して両者の組織構造に連続性がなく，4wt.%

れ a (0<a<1)，1-a とすると，長さ全体における β 相の面の Fe 量を境に組織は大きく異なることが確認できる．そ

積率は a，α の面積率は 1-a と表される．このモデルにおこで，本研究では，前者の Ti-0～4wt.%Fe 押出材に焦点をいて β 相率拡大におけるヤング率の変化について考える．

当てて，これらの試料における強化機構の解明を試みる．

α 相と β 相の２相合金におけるヤング率は，Eα，Eβ，a

これまでの組織解析結果を踏まえると，Ti-0～4wt.%Fe 押を用いて次のように表される．

E = (Eβ-Eα)a+Eα

出材における強化因子としては，①素地を構成する α-Ti
結晶粒微細化による強化，②Fe 原子固溶によって生成さ(4)

ナノインデンター試験の測定結果より Eα を 146.2MPa，れる硬質な β 相の複合強化，③Fe 原子による固溶強化，Eβ を 169.2MPa とすると，先に示したβ相面積率を用いて④集合組織強化の４つが挙げられる．ここで，添加した各押出材のヤング率が導出できる．本モデルで弾性歪みがFe 成分は β 相内のみに固溶原子として存在し，また β一定であると仮定すると，押出材においてヤング率と相内での Fe の含有率がすべての試料においてほぼ一定で0.2%YS の増加量の間に線形関係の成立が考えられる．先あること，および Ti-0～4wt.%Fe 押出材の全てにおいて，に示した 0.2%YS の修正増加量について複合則を用いて算α 相と β 相が同配向を形成することを確認しており，集出した各押出材のヤング率で整理した結果を図７に示す．

合組織の違いは限定的といえる．ゆえに，各試料間において要因③と④の影響はわずかであると考えられる．よって
本研究では，要因①の α-Ti 結晶粒微細化および要因②のFe 原子固溶による硬質 β 相の複合強化に着目し，強化機構について考察を行う．
先ず，α-Ti の結晶粒微細化による強化量について定量的に考察を行う．前述の通り，本 Ti-Fe 押出材においては
Fe 成分の添加に伴い α-Ti 相を構成する結晶粒の著しい微細化が見られた．そこで，結晶粒微細化による強化量の算出のために次式に示す Hall-Petch の経験式を適用した．
-1/2

σy[GR] = σy0 +Kd

(1)

図７

Ti-Fe 系焼結押出材における 0.2%YS の修正増加量とβ相面積率の相関

ここで，K は Hall-Petch 係数，d は平均結晶粒径である．

両者の間において線形関係が成立しており，複合則に基づHall-Petch 係数は実験的に算出される材料固有の値であく硬質な β 相による分散強化機構が作用することは明らとした．Δσy[GR]値は α 相の結晶かである．特に，前述したようにβ相の不均一な分散によ

粒径が 1.3 µm と最も小さくなる Ti-4wt.%Fe 押出材においり強化に作用すると同時に，残部のα相領域も等軸粒化す-1/2

り，K=18.6MPa/mm

ることで延性向上に寄与したと考えられる．

点が低下し，押出加工時における試料の相構成が変化する

そこで，α相安定化元素である酸素原子の固溶強化を加ことで押出材において結晶配向性に顕著な差異が生じた．

えた Ti-4%Fe-0.45%O 焼結材を準備し，これをβ相温度域

またα-Ti の結晶粒微細化も押出加工時の相構成に起因とα+β2 相温度域でそれぞれ押出加工を施した試料の引することが明らかになった．α＋β２相温度域での押出加張試験結果および EBSD による IPF map を図８に示す．参工となる Ti-1～4 wt%Fe 押出材では，各相が互いの粒成長考までに汎用チタン合金 Ti-64 および純 Ti 焼結押出材のを抑制することでα相の結晶粒微細化が生じ，他方，β相力学特性も併記する．β相温度域で押出加工を施した場合，単相温度での押出加工を施した Ti-6 wt%Fe 材はβ相中に粗大なβ粒からの相変態に伴う針状α粒に形成に対して，

ランダムに針状α結晶粒が析出し，それぞれの接触によっ

上記の結果を踏まえてα+β2 相域での押出加工を行うと，て粒成長が抑制されることでヘテロ微細組織が生成する

結晶粒径は約 1/10 に減少し，等軸粒の形成を伴うことでことを解明した．

0.2%YS 値の増加と共に，破断伸び値（延性）が著しく増大することを実証した．

(3) Ti-Fe 系押出材における主たる強化機構は，①Fe成分の添加による α-Ti 相の結晶粒微細化強化，②Fe 固溶による硬質 β 相の複合強化の２点であることを明らかにした．またα＋β２相温度域での熱間押出加工によるα相の等軸粒形成の結果，Ti-Fe 焼結合金の延性向上を実証した．さらに，酸素による固溶強化を付与した Ti-Fe-O
系焼結合金においても同様に，２相温度での押出加工により微細等軸粒を形成することで 0.2%YS 値の向上のみならず，破断伸び値が著しく増大することを検証した．

謝

辞本研究の遂行に際して，公益財団法人天田財団より平
図８ Ti-4%Fe-0.45%O 焼結押出材の加工温度の違いによる引張強度特性および集合組織(IPF map)への影響

成 28 年度重点研究開発助成 B（AF-2016003）を賜わりました．ここに深く感謝申し上げます．

４．結論
本研究では，純 Ti 粉末と Fe 粒子の混合粉末を用いて作

参考文献
1)

M.

Niinomi:Basic

Materials

Science,

製した Ti-Fe 系焼結押出材について，XRD 分析および

Manufacturing and Newly Advanced Technologies of

SEM-EDS 観察を通じて，焼結時に Fe 原子が Ti 結晶内で固Titanium and Its Alloys, CMC Publishing. (2009).

溶し，β 相を生成することを，また TEM-EDS 分析により

2)

β 相内での Fe 原子の固溶状態を明らかにした．さらに，
熱間押出加工を施した Ti-Fe 押出材を対象とした EBSD 解

59 (2016) 223.
3)

析を通じて，Fe の含有量によって差異が生じる β-Ti 相の分布形態やその面積率および α 相の平均結晶粒径を詳

4)
5)
6)

H. Fujii, T. Maeda: Nippon Steel & Sumitomo Metal
Technical Report, 106 (2014) 16.

7)を確認した．Fe 原子が固溶している領域ではβ相が生成
し，Fe 原子含有量の増加に伴ってその面積率は増大し，

M. Niinomi et al: J. Jpn Inst. Met. Mater. 72 (2008)915.

(1) Ti-Fe 焼結材では，Ti-Fe 系金属間化合物の形成は見られず，Fe 原子が素地を構成する Ti 中に固溶すること

S. Kariya, M. Fukuo, J. Umeda, K. Kondoh: Mater.
Trans, 60 (2019) 263.

ならびに力学特性に及ぼす組織形態の影響を解析・考察した．本研究で得られた知見を以下に示す．

X.X. Ye, J.H. Shen, B. Chen, G.Q. Han, J. Umeda,
K. Kondoh: Mater. Sci. Eng A, 679 (2017) 543

細に調査すると共に，これらのヘテロ組織構造の形成因子と押出加工時の相変態による微細等軸粒形成機構の関係，

T. Mimoto, J. Umeda, K. Kondoh: Powder Metallurgy,

K. Majima, T. Isono, K. Shoji: J. Jpn. Soc. Powder
Powder Metal, 34 (1987) 349.

8)

具体的には Ti-1 wt.%Fe 押出材の 4.0 %から Ti-6 wt%Fe

M. J. Donachie: Titanium: A Technical Guide, 2nd
Edition, ASM International (1988).

押出材では 48.4 %まで拡大した．Fe 原子はβ相のみに約

9)10 at.%と高い比率で固溶することを確認した．また Fe

10) S. Kamado: J. Jpn Soc. Tech. Plast. 48 (2007) 358．

K. Kimura: J. Jpn Inst. Light Met. 19 (1969) 112.

原子の添加によりα相の結晶粒微細化が確認され，その平11) K.Sekine: J. Jpn Inst. Light Met. 52 (2002) 500.

均結晶粒径は Ti-0 wt%Fe 押出材では 12.4 µm であったが，

12) G.Lutjering, J. C. Williams: Titanium, Springer

Ti-4%Fe 押出材では最小値 1.3 µm となり，1/10 程度に結晶粒の微細化が進行した．
(2) Ti 焼結材における Fe 固溶量の増加によりβ相変態(2007).
13) H. Fujii, H. Zuzuki: 鉄と鋼, 77 (1991) 1481.