汎用元素を活用したチタン・チタン合金
藤 井 秀 樹 高 橋 一 浩

川上

森

健 一

哲
 國 枝 知 徳 大 塚 広 明られており(4)(5)，数十の原料コスト削減を目標値に設定す

.

緒

言

る方法も提案されるなど，期待を集めている．一方，トータ
ルの素材価格に占める割合は高々 10 程度であるが，安価

チタンおよびチタン合金は， 1950 年代の後半に工業化さ汎用元素を活用した低コスト型合金の開発およびその適用がれて以来，優れた耐食性，高い比強度(強度/密度)， 600 °C

進展したことも，チタン合金適用例が増大している一因であ程度までの中温域の耐熱性などの特徴を活用すべく，化学・る．例えば，著者らが開発した材料だけでも，各種自動車部

電力，海洋，宇宙・航空機分野を中心に発展してきた金属材

品，船舶関連部品，高速回転機械部品，スポーツ用品，特種料である．これらの特徴，特に一定の高温域まで持続する軽装身具などへ累積で 1000 ton 近い量が使用されるに至って

量・高強度特性は，自動車を初めとした移動体や高速駆動すいる．

る機械装置部品，スポーツ用品，その他一般民生品にとってこれら「汎用元素を活用したチタン・チタン合金」は，上非常に魅力的であり，レース用自動車などには，古くよりチ記のように，広く市場認知されるようになっており，詳細なタンが使用ないし検討されてきた．

内容を記した関連文献も多い．そこで本稿では，個別合金のしかし，実際に一般量産自動車部品を含めゴルフクラブ，

紹介は最小限に留め，特有の成分系に起因した特性や使用上

眼鏡フレームなど，非航空機部品へチタン合金が多用されるの注意点など，これら合金を広く市場に普及させるために必ようになってきたのはこの十数年間のことである．例えば自要な研究開発の一部を，最近の例を中心に紹介する．

動車部品では，おおよそ 1997 年頃からチタン・チタン合金が本格的に使用されるようになり，地球温暖化防止の観点か.

汎用元素を活用したチタン・チタン合金

ら部品の軽量化が一層強く求められるようになったこともあり， 2008 年には国内の展伸材の生産量の約 10 を自動車用

汎用元素の定義は必ずしも明確ではないが，チタン合金へ途向けが占めるようになった(1)(2)．その他の一般民生品へのの添加という観点からは，一般に多用されている合金元素よ適用例もこの間に急増しており(3)，以前はほとんど目にするりも安価で(できればチタンよりも安価で)，基盤構造材料とことのなかったチタン製品が，我々の身の回りでも容易に見してあるいは添加元素としてチタン以上に広く世の中で使用つけることができるようになったことは多くの人が実感するされていることが必要である．例えば，侵入型の O, C, N，

ところであろう．現在はチタンが身近な材料に変貌を遂げつ

置換型 a 相強化元素では Al, Sn, b 安定化元素では Fe, Cr,

つある時期に相当すると言っても過言ではない．

Ni, Cu, Mn, Si などが該当すると考えられる．Cr や Ni など

このような発展をもたらした背景には，他の材料では代替は元素戦略上は希少金属との位置づけであるが，これら元素しがたいチタン・チタン合金の優れた特性が広く認知されるを多用するステンレス鋼に比べチタンは圧倒的に総生産量がようになったことに加え，製造コスト低減技術や利用加工技

少なく，代替される側の一般合金元素である V, Mo, Pd, Ru

術が著しく発展したことが挙げられる．最近では，さらに新などに比べると十分安価かつ汎用である．

精錬法の開発など新たな革新的発展に向けた技術開発も進め

上記の汎用合金元素候補の中で， O, Al, Sn は，工業用純新日本製鐵株式会社鉄鋼研究所主幹研究員(〒2938511 富津市新富20
1)
新日本製鐵株式会社鉄鋼研究所主任研究員
新日本製鐵株式会社鉄鋼研究所研究員
Titanium and Its Alloys Using Nonrare Common Elements as Alloying Ones; Hideki Fujii, Kazuhiro Takahashi, Kenichi Mori, Akira
Kawakami, Tomonori Kunieda, Hiroaki Otsuka(Steel Research Laboratories, Nippon Steel Corporation, Futtsu)
Keywords: titanium alloys, phase transformation, precipitation, texture, low cost, Young's modulus, martensite, formability, twinning2009年 8 月18日受理

ま て り あ 第48巻 第11号(2009)Materia Japanチタンや多くの汎用既存合金で使用されており， Ni も白金0.35)O(0.01～0.05)N(7)(10)(11)などがある．N の添加には，族を含まないあるいはこれを低減した低コスト型の耐食合

未溶解介在物の懸念される高融点の TiN を避け，低融点の金(6)(7)では必須添加元素との地位を確立している．また Mn

窒化鉄が用いられている．

は， Ti 8Mn や Ti 5Al 3Mn(6) という a ＋ b 合金も存在する

以上のように，ここ十数年の間に様々な汎用元素活用合金が，溶解中に蒸発しやすいことから工業的には取り扱いの難が開発され実用化されているが，従来合金にはない特徴的なしい元素とされている．このような中，この十数年間に開発組成を有することから，この特徴を活かした機能発現や，逆された多くの汎用元素活用チタン合金の大部分は， N, Fe,にこの特徴的組成に起因した使用上の課題に関する研究が開

Si, Cr, Cu を活用した合金である．

発当初から継続的に行われている．本稿ではこれらに関する

さて， Si を室温～高温域での強化元素あるいは耐酸化性研究について，著者らの最近の取り組みを紹介する．

向上元素として活用し，希少元素を極力排除した合金として.

は，Ti0.3O0.5Fe0.6Si(7), Ti0.45Si0.25Fe(8), Ti0.5Al

Fe 添加チタン合金の相安定性

0.45Si0.2Nb(9)などが開発されている．また Fe を b 安定化元素として活用し，希少元素を極力排除した a ＋ b 型合金

Ti Fe 二元系状態図からも類推できるように，チタンにと し て は ， Ti ( 1 ～ 1.5 ) Fe ( 0.30 ～ 0.35 ) O ( 0.01 ～Fe を添加した合金の多くは，室温において a＋FeTi 相の二0.05)N(7)(10)(11), Ti6Al1.8Fe0.1Si(12), Ti5Al1Fe(13)(14)

相状態が平衡状態である．しかし実際には b→a＋FeTi の共などを挙げることができる．また， Cu を活用した合金とし析反応は起こりにくく，また Fe はチタン中で拡散速度が速ては， Ti2.5Cu が古くより知られているが，近年室温加工

く a 相への固溶量が極端に小さいことから，a 相中に過飽和

性と高温強度を特徴とする Ti 1Cu, Ti 1Cu 0.5Nb(15) が開に Fe を含有させ時効処理で FeTi を析出させることも難し

発され自動車排気系に使用されている．

い．そのため Fe は工業的には実質的に V や Mo などと同じ

Near b 型や b 型合金では大量の b 安定化元素を添加する

全率固溶型の b 安定化元素のように取り扱われることが多必要があるが，Fe, Cr, Ni, Cu は極めて凝固偏析しやすい合い．しかし，平衡相はあくまでも b 相ではなく FeTi 相であ

金元素であり，また Ni や Cu は冷却中に共析反応を起こしり，拡散の可能な中高温域に長時間曝された場合， FeTi 相やすく b 相を室温まで凍結することは困難であることから，が生成し，延靭性や耐食性の低下，水素吸収の助長をもたら

Fe や Cr をどの程度添加し希少金属の V や Mo をどの程度す可能性がある．そこで，TiFeON 系あるいは TiFeAl

減 じ るか が ポ イン トと な ると 思 わ れる ． 過去 ， Ti 10V 系合金にて，500°
C付近の温度域までの相安定性が種々評価

2Fe 3Al や Ti 4.5Al 3V 2Mo 2Fe(6)(7) などの高機能 Fe 添されている．

加合金も開発されているが，低コストという観点から希少元

図(20) は ， Ti 5Al 2Fe 丸棒 ( 15 mmq )焼鈍 材( 750 °C, 1

素添加量を抑制した合金としては，near b 型 a＋b 型合金のTi5Al2Fe3Mo(7)や b 型の Ti1.5Al6.8Mo4.5Fe(16)などを挙げることができる．前者は二輪自動車エンジンバルブに
後者は二輪および四輪車のサスペンションスプリングに使用されている．この Ti 5Al 2Fe 3Mo の強度をやや下げて破壊靱性を向上させた Ti5Al2Fe1.5Mo低 O も提案されている(17) ．また最近では，種々の技術的工夫により，希少金属をまったく含まない b 合金として， Ti 13Cr 1Fe 3Al(18)も開発されるなど，汎用元素を活用した合金開発の盛んな分野となっている．

a 相強化元素として N を活用した材料としては，純チタン中の不純物元素である O, N, Fe の許容範囲を拡大した改
良型工業用純チタン(19) ，既出の Ti ( 1 ～ 1.5 ) Fe ( 0.30 ～

図2




図1

450 °
C に て 長 時 間 時 効 し た Ti 5Al 2Fe 焼 鈍 材(750°
C, 1 h，空冷)の X 線回折パターン．

450°
Cにて長時間時効した Ti5Al2Fe 焼鈍材(750°C, 1h，空冷)に含まれる変態 b 相の TEM 組織．
(a) 焼鈍まま(beam//〈011〉b), (b) 128 h 時効(beam//〈011〉b), (c) 2048 h 時効(beam//〈001〉FeTi)

最近の研究h，空冷)を450°Cで時効した際の相変化を X 線回折により調べた結果である．焼鈍ままでは a＋b の二相状態であるが，時効時間が長くなるに連れ，b 相のピークが高角側に遷移し，a 相の(0002)のピークが新たに出現する．128 h 以上の時効では， FeTi 相に対応する回折ピークが現れ， b 相のピークは消失する．このときの変態 b 相の変化を TEM 観察した結果が図(20) である．焼鈍後は，微弱な v 相の反射を伴った

b 相が残留しているが(図 2(a))，450°
C, 128 h 時効によりその中に微細な a 相が確認されるようになり(図 2(b))， 2048
h 時効材ではこれが粗大化し，a 相と規則反射をともなった

等 軸 の FeTi 相 が 生 成 し て い る (図 2 ( c )) ． こ の よ う に ，

図3

910 °
C, 1 h ，水冷の溶体化焼入れ後， 450 °
C にて時効した Ti5Al2Fe の X 線回折パターン．

図4

940 °
C, 1 h ，水冷の溶体化焼入れ後， 500 °C, 8 hの 時 効 を 施 し た Ti 5Al 1Fe ( 0.1O, 0.05N ) のTEM 組織．

450°
Cに長時間保持すると残留 b 相は平衡相の a＋FeTi 相に変化するが，その変化は，まず a 相が析出し，その後これが粗大化・等軸化するとともに残部 b 相が等軸の FeTi 相に変化する．すなわち， FeTi 相の生成は b 相が直接 a ＋ FeTi
相に分解する共析反応ではないと考えられる(20)(21)．なお，
この温度域では時効時間とともに機械的性質も大きく変化する(21)．Al の濃度変化や高 Al 濃度 a 相中への a2 相(Ti3Al)生成に加え，上記 b 相中の組織変化も影響をおよぼしていると考えられている．また，同様の組織変化が Ti 1.5Fe0.5O 
0.05N などの TiFeON 系合金でも確認されている(22)．

このような FeTi 相の生成は， a ＋ b 型チタン合金の強化
熱処理である高温 a＋b 域溶体化焼入れ処理＋時効処理では加速される(20)(22) ．例えば， Ti 5Al 2Fe を二相域高温の
910°
C から水冷し 450°
Cで時効すると 4 h で FeTi 相が生成する(図)(21) ．これは上述の焼鈍材に比べると極めて短時間である．このような焼入れ材では， FeTi 相は，焼入れの際に生成したマルテンサイト相のラス界面や初析 a /変態 b 相
界面に微細析出する(図)(14)．このような FeTi 相生成速度の初期組織依存性は，Ti1.5Fe0.5O0.05N などの TiFeO N 系合金でも確認されているが，母相がマルテンサイト

組織であったり b 相中の Fe 濃度(b 相安定度)が低い場合にFeTi 相の生成が速くなる傾向がある(22)．

一方， Ti 5Al 2Fe に 3の Mo を添加した Ti 5Al 2Fe 
3Mo では， FeTi 相の生成は著しく抑制される(20)(21) ．熱力

学計算ソフト Thermo calc およびデータベース Ti DATA( Ver.3 )を用いて検討したところ， 3 程度の Mo を添加しても 500 °C 付近の中温域では FeTi 相が安定相として存在す

.

Ti
Fe
O
N 系チタン合金の材質特性異方性制御

るが，実際には，焼鈍材，溶体化処理材とも， 450 ～ 500 °Cで長時間時効しても FeTi 相は確認されなかった．これはa 相を主相とする a 型や a ＋ b 型チタン合金は， hcp 結晶

Mo 添加により b 相がさらに安定化されているためと思われ構造に起因した強い材質特性異方性が一つの特徴である．こる． Mo 添加効果は FeTi 相生成抑制だけでなく，長時間中れを活用し，板厚方向に変形しにくい集合組織を発達させた

温域に曝露した際の組織の粗大化抑制にも効果がある(20)(21)．

集合組織強化が厚中板に対して古くより活用されてきたが，なお， 350 °C 以下の温度に Fe 含有合金を長時間曝露して低コスト化に寄与の大きい薄板ストリップ製品は，Ti3Al

も，明瞭な FeTi 相の生成は確認されていない．しかし，高2.5V や自動車排気系用に開発された各合金(8)(9)(15)のように

O, N 添加合金は， 300 ～ 350 °C に 1000 h 規模の長時間曝露

比較的軟質の材料に限定されており，高強度 a＋b 型合金のを行うと強度が上昇し延性が低下する(22) ．状態図や転位組

ストリップ製品は少数例しかない(23)(24)．

織( planner なすべりが主)から， O あるいは N と Ti の規則

高強度の a＋b 型チタン合金で薄板ストリップ製品が一般相が生成したことがその原因と思われるが，明瞭な規則相は的でない最大の理由として，高強度ゆえ冷間圧延性に乏しい

確認されておらず，これは今後の課題である．

ことに加え，板面内材質異方性が極端に強いことを挙げるこ

ま て り あ 第48巻 第11号(2009)Materia Japanとができる．特に，O で強化されたチタン合金は，双晶変形

時 間 の 影 響 を 示 す ． 焼 鈍 温 度 は 800 °Cである．縦軸のが抑制された上にすべり方向〈 112̃0 〉が hcp の底面内に限定

DHV1 / HV1 ( L )は， L 断面と T 断面の硬度差(硬度は 1 kg

され，結晶粒個々内で塑性変形能に強い異方性が生じる．加荷重で測定)の絶対値( DHV1 )を L 断面硬度( HV1 ( L ))で除えて， Fe を含有する合金では比較的 b 相量の多い高温二相した「異方性指標」であり，この値がゼロに近づくほど板面域で熱間圧延されるため，加工を受けた b 相から強いバリ

内 の 異方 性 が 小さ い こと を 示 して い る ．さ て 図 5 に お い

アント選択を持って変態した a 相の変態集合組織のため，て，熱延と同じ方向に一方向冷延した冷延まま材(As CR)で

熱延板の板面内異方性が極めて強くなる．この集合組織は一は， 20 ， 50 冷延材とも強い異方性を示しており，異方性

般に T texture ( Transverse Texture;〈 0001 〉が板幅方向に指標は0.2以上である．冷延率が低い場合は焼鈍後も0.2以上配向)と呼ばれ，板の長手方向や板厚方向には高い変形能をの高い指標値を示し強い材質異方性が維持されているが，高有するも板幅方向の延性が乏しくなる．したがって冷延は可

冷延率では，焼鈍時間とともに異方性は低下しており， 1 h

能であるが，強すぎる板面内材質特性異方性が好ましくない程度で異方性の指標値は 0.1に半減している．さらに長時間用途向けには，これを改善する必要がある．

の焼鈍で異方性指標値はさらに低くなっている．

この一方向圧延材の板面内異方性を軽減する方法としてこの現象は集合組織の大きな変化によってもたらされていは，「二相域高温への加熱＋急冷＋低温二相域での安定化」

る．図(26) に，上記 20 および 50 冷延材を 800 °C, 4 h 焼からなる複合熱処理が提案されている(23)(25) ．まず， a ＋ b

鈍した際の( 0002 )極点図を示す．低冷延率の場合，焼鈍前

高温域に加熱することで，Ttexture 成分を有する初析等軸

後で極点図の大きな変化はなく，焼鈍後も，一部中心近傍にa 相を減少させ b 相を増加させる．これを緩冷却すると元の集積した B texture (厳密には，( 0002 )が TD, RD 方向に 10組織に戻ってしまうが，急冷すると，b 相中には比較的ラン～30°程度傾斜)に加え，強い Ttexture 成分が維持されていダムな方位を有する微細な針状 a 相(あるいはマルテンサイ

る．一方，高冷延率材の場合，Ttexture 成分が焼鈍によりト相)が生成する．さらに a ＋ b 低温域で安定化処理を行う

軽減し， B texture 成分(厳密には，( 0002)が TD 方向に 30ことで，等軸 a 相と微細針状 a 相(変態 b 相)からなる Bi 

～40°程度傾斜した split TD)が混在した集合組織に変化してmodal 組織に変換される．この一連の熱処理により，強い異いる．

方性の原因であった T texture を有する等軸 a 相の割合が一般に，純チタン冷延板では，( 0002 )面方位の大きな変減少し，面内異方性は軽減する．この熱処理は，b 変態点を化は塑性変形によるところが大きく，焼鈍では〈 0001 〉軸周

挟んで急激な相比変化をする純チタンや a 型の単相合金でりの回転が主で，( 0002 )面方位の大きな変化はほとんど例

は困難な処理で，1～ 2程度の Fe を添加し，b 変態点近傍がない(27) ．そこで，本研究で得られた集合組織変化を検討

で a/b 相の体積分率変化の温度依存性が緩やかな a＋b 型合するため 50冷延材に対して EBSD 解析を行った．その結金とすることで可能となった処理である．

果を図(26) に示す． 50 もの高い冷間加工率のため大部分

一方，高冷延率で冷延した後，適当な条件で焼鈍することの結晶粒は方位解析困難であったが，一部の結晶粒は高信頼により，強い Ttexture 型からなる圧延集合組織を，低異方性の方位解析が可能であり( CI 値 30以上)，塑性変形量の小性の B texture 型( Basal texture;〈 0001 〉が板面法線方向に

さい結晶粒が混在している可能性が示唆されている．その結配向)が混在した B/T 型の再結晶集合組織に変換することも晶粒は，(0001)から30～40°程度(112̃0)に傾いた方位が板面可 能 で あ る ． 図(23) に ， 800 MPa 級 の 引 張 強 度 を 有 す る

法線方向に配向しており，これは( 0002 )極点図の split TD

Ti1Fe0.35O 冷延板の硬さ異方性におよぼす冷延率，焼鈍

方位と合致する．先にも述べたが，O で強化されたチタン合
金は双晶変形が抑制された上にすべり方向〈 112̃0 〉が hcp 底
面内に限定されることから，冷間圧延前素材において，〈 0001 〉が板面法線方向から split TD 方向に分布する結晶粒は，冷間圧延時に大きな塑性変形は受けにくい．そのため，
このような方位の粒は 50 冷延時にも大きな塑性変形を受けることなく(転位密度の低い)この結晶粒が核となり再結晶集合組織が形成された可能性が考えられる．このような結晶
方位はすべり変形しにくいため， 50 を超える冷延率で冷延を行っても転位密度は低く， 50 冷延時と類似の焼鈍集合組織が形成される．この特定方位の結晶粒が優先的に成長する機構については，室温と焼鈍温度域における b 相の関与も含め現在検討中の課題である．なお， 20 冷延材で

図5




Ti1Fe0.35O 冷延板の硬さ異方性におよぼす冷
延率( 20, 50 )，焼鈍時間の影響．焼鈍温度は800 °C ． DHV1 / HV1 ( L )  硬 さ 異 方 性 指 標 ．
DHV1L 断面と T 断面の硬度差の絶対値(1 kgf
荷重で測定)，HV1(L)L 断面硬度．

は，歪量が不十分で再結晶が十分進行しておらず，そのため
冷延時と同じ B/T 型の集合組織を示したと思われる．

最近の研究

図6

冷延圧下率20および50で冷延した Ti1Fe0.35O の冷延ままおよび800°
C, 4 h 焼鈍後の(0002)極点図．

図7

冷延圧下率50で冷延した Ti1Fe0.35O の EBSD 解析結果．楕円はステレオ三角形中に楕円で示した方位を有する結晶粒．

を紹介する．

. Ti5Al
2Fe
3Mo の相変態を活用した高機能化図(29) は ， Ti 5Al 2Fe 3Al の 20 mmq 丸 棒 を 850 ～930°
Cにて溶体化処理し，その後空冷ないし水冷した材料か

この合金は，安価汎用元素の Fe, Al に加え 3 の Mo がら切り出した引張試験片(平行部 6.25 mmq, 32 mm 長，評

添加されており，添加合金元素の点ではやや高コストの構成

点距離 25 mm )を用いて，室温にて引張試験した際の応力になっている．しかし，焼鈍状態でも最汎用の Ti 6Al 4V

歪(伸び)曲線である．この合金の b 変態点は約 955 °C であに比べ高強度であり，溶体化時効処理によりさらに高強度をり，溶体化処理した温度はすべて a ＋ b 二相温度である．

得ることができる(28)．また Ti6Al4V よりも熱間加工性に

850°
C溶体化材および900～930°
C溶体化＋空冷材は，典型的優れ，高温での耐酸化性も Ti6Al4V よりも優れるというな a＋ b 型チタン合金の応力歪曲線を呈しており，0.2耐特徴を有しており(28)，高機能を有するチタン合金の一つで力(900～1000 MPa)，引張強さ(1100～1200 MPa)，ヤング

ある．加えて， b 型に近い a ＋ b 型合金の特徴を活かした熱率(95～120 GPa)とも，熱処理条件による幅は大きいが，通処理による高機能化も種々検討されている(29)(30)．その一部

常の高強度 a ＋ b 型チタン合金のそれらと同水準の値であま て り あ 第48巻 第11号(2009)Materia Japanる．一方， 900 および 930 °C 溶体化＋水冷材は， 400 ～ 600

は変形時の b → a ″→ a ′の二段の加工誘起変態(母相と最終相

MPa の著しく低い0.2耐力，その後の大きな加工硬化と著のみに着目すると b → a ′)が生じていることを示しており，しく高い引張強度( 1250 ～ 1400 MPa )，高い伸び値( 10 ～一般的な現象か否か他の組成での確認が待たれるところであ15)，b 型チタン合金並みの低いヤング率(75～80 GPa)をる．なお，低耐力は，加工誘起変態が応力誘起で発生したた

示し(29)，二段の加工硬化をともなう特徴的な応力歪曲線をめに生じたものと考えられる．大きな加工硬化および高い引相の大きな加工硬化能と変形張強度は本成分系における a ′示した．
このように，この合金は同じ組成・初期組織であるにも関能に基づくものと考えられる．また，低ヤング率は，変態 b

わらず，単純な一回の熱処理で， 0.2耐力，引張強さ，ヤ相の Mo 当量が， 5 ～ 8 の一般的な低ヤング率発現領域にング率を幅広く変化させることが可能であるという特徴を有あること，およびその体積分率が約 70 以上占めており，

しており，機構解明とともにこれら機能の応用研究も進めら

マクロな機械的特性へ影響が大きかったために発現したと考れている．

えられる(29)．

この低耐力，高引張強度，低ヤング率を発現する材料の二.

段加工硬化型応力歪曲線は，加工誘起マルテンサイト変態Ti
1Cu の冷間成形性をともなう多くの材料の特徴であり，この合金でも加工誘起
変態が上記特徴を発現させていることが明らかになってい二元系状態図に記載されているように， Cu は b 相安定化

る(29)(30)．引張試験前後および引張試験途中除荷後の各試料元素でありながら a 相への固溶限の比較的大きい元素であに対して行った X 線回折および TEM 観察の結果から，変り，共析温度である 790 °
C にて最大 1.5 mol が a 相に固溶

態 b 相(b 相および b 相中に生成した非熱的 v 相， a′およびする．また，過飽和に Cu を含む a 相中への平衡相 Ti2Cu のa″マルテンサイト相)中で，以下の変化がおこっていること析出が遅いという特性を有している．Ti1Cu はこのようなが確認されている．すなわち，930°
C溶体化処理＋水冷材でチタン中の Cu の特性を活用し，高温域での Cu の固溶強化，引張試験後期
は，水冷b→a″，引張試験初期a″→a′

能を発揮させた自動車排気系用の合金である(15)(31)(32)．

の変形と加工硬化が，900°a′
C溶体化処理＋水冷材では，水自動車排気系用の材料は当然のことながら高温特性に加冷b→b＋v，引張試験初期b→a″，引張試験後期a″→

え，室温での優れた加工性・成形性が要求されることから，および a ′の変形と加工硬化が，主に起こっている(30) ．なa′

高温では大変有益な固溶強化能は，室温ではあまり好ましく

お， 930 °C 容体化処理＋水冷材の方が 900 °C 溶体化処理＋水

ない． Cu はこの一見矛盾する要求を満たすに適した合金元

冷材よりもやや引張強さが高くなっているが，容体化処理時素であり，図(15)に示すように，O 含有量を JIS 1 種純チタの平衡 b 相比は 930°
C の方が高く，そのため水冷時の変態 b

ン並みにすると， Ti 1Cu は，室温では JIS 2 種純チタンよ相(容体化処理時の b 相から変態した相および残留 b 相( v

りも軟質で，500～700°
Cの高温域では，JIS 2 種純チタンの相含む))比も多くなっており，最終的に引張試験で生じる

2 倍程度の強度を示すようになる．このような室温での高加の体積分率も多くなったためと思われる．
a′

工性は，純チタン(特に JIS 1 種， ASTM Gr.1 )の高加工性

上記観察結果は，b→a″という一般的なマルテンサイト変態だけでなく，水冷時の b → a ″＋変形時の a ″→ a ′，あるいの源泉である双晶変形を Cu が抑制しないため，比較的低い
0.2  耐 力 が Cu を 添 加 して も 維 持 で き る から で あ る ． 図

(15)(32) は， ASTM Gr.1 ( O: 0.05 )， Gr.2 ( O: 0.1 )および Ti1Cu(O: 0.05)薄板を 3～5.5引張変形した試料の光

図8




850 ～ 930 °C で溶体化処理した Ti 5Al 2Fe 3Mo
熱延棒(20 mmq)の室温における公称応力歪(伸び)曲線． AC, WQ は溶体化処理後の冷却条件(空冷，水冷)を示す．

図9

Ti 1Cu, Ti 1Al, ASTM Gr.2 純チタンの室温および高温域での0.2耐力．

最近の研究

図10

室温にて 3～5.5引張変形した Ti1Cu, ASTM Gr.1 および Gr.2 純チタン焼鈍板(1 mmt)の光学顕微鏡断面
組織．

図 12

( a ) 670 °C, 10 h ， 炉 冷 ， ( b ) 690 °C, 10 h ， 炉冷，( c ) 750 °C, 1 h ，炉冷の条件で焼鈍した Ti 
1Cu 冷延板の(0002)極点図．

る．全伸びが重視される場合単相域焼鈍が，r 値が必要な加
図 11

Ti 1Cu 冷延焼鈍板( 1.5 mmt )の L 方向の全伸び
および r 値におよぼす焼鈍条件の影響．

工では700°C以下の温度での焼鈍が好ましいことを示している．図(31)(32) は， 690 °C 以下で焼鈍した高 r 値材と r 値のやや低い 750 °C 焼鈍材の( 0002 )極点図である．ともに split
TD 型の集合組織であるが，極点図の中央部(Center Pole 位

学顕微鏡組織である．Ti1Cu の双晶発生量は同じ O 濃度レ

置)への集積度が両者で若干異なっており，前者の方が Split

ベルの Gr.1 並みで， O 含有量が多く双晶変形が抑制されたTD 位置間への集積がやや大きくなっている．これは，主た

Gr.2 に比べると多くなっている．一般に Al や O などの汎るすべり方向〈 112̃0 〉の板厚方向成分が前者の方が小さいこ

用 a 相強化元素は双晶発生を抑制すると考えられているが，とを示しており，r 値が大きいことと対応している．

Cu がなぜ逆の特性を示すのか現在のところ明らかになっておらず，類似の現象の活用を図るためにも，チタンの双晶変

.

結

言

形におよぼす影響因子の解析は今後の研究として期待される
ところである．

以上，その特異な組成に起因した新機能探索や使用上の注

さて， Ti 1Cu は，先に紹介したように，平衡相である

意点という視点から，汎用元素を活用したチタン・チタン合Ti2Cu の生成が遅いという特性を活用している．しかし，金に関わる最近の研究例を紹介した．著者ら以外の研究グル

600 ～ 700 °C の高温域に長時間保持すると a 相の粒界に僅かープでも，2．で紹介した様々な合金に対し，個別の関連研

な が ら Ti2Cu が 析 出 し ， そ の 後 の a 相 の 粒 成 長 を 抑 制 す

究開発が展開されているはずである．

る(31)(32)．この温度域を境に，加工性の指標の一つであるラ

さて，一般に，要求特性に見合う材質特性を有する既存汎ン ク フ ォ ー ド 値 ( r 値 ) が 変 化 す る ． 図(31)(32) は ， 650 ～用チタン合金が存在する場合(その大部分は高価な希少元素

750°
Cの各温度にて焼鈍した Ti1Cu(1.5 mmt)の L 方向 r 値

を多用した航空機用合金であるが)，その合金の適用がまずと全伸びである．使用した試験片は平行部幅 12.5 mm ，標進められ，その後，安価汎用元素を活用した合金にシフトす

点間距離 50 mm である．全伸びは高温で焼鈍し結晶粒径がる動きが一般的である．一方，適当な特性を有するチタン合

大きくなるほど高くなっており， Ti2Cu の生成しない 750°C金が存在しない，あるいは入手しにくい場合，新たな合金が焼鈍で最も高い値を示すが， r 値は，逆に小さくなってい開発され，それが適用されているが，この場合，端緒より安

ま て り あ 第48巻 第11号(2009)Materia Japan価汎用元素が活用されている．このような流れの結果，軽量・高強度のチタン・チタン合金を使用する例が増えており，この流れは現状ほぼ定着したと見ることができる．これをさらに安定・拡大させ，チタン・チタン合金の優れた特性
をさらに人類が享受できるようにするには，汎用元素の活用だけでなく一貫製造コストの大幅な低減を達成することが必要である．そのためには，原料チタンの低コスト化や溶解～
展伸工程の革新的改善などチタン材料メーカーが取り組むべき課題だけでなく，適用部品への加工を担う加工メーカー，
部品メーカー，そしてこれらを最終的に使用するユーザの一体となった研究開発活動が必要である．関連産業界や関連研
究機関の一層の協力・連携を推進する必要があることを申し述べて結びとしたい．

文献( 1 ) 日本チタン協会資料 (2009).
( 2 ) 小田高士第61回白石記念講座テキスト，ISIJ, (2009) 印刷
中.
( 3 ) T. Oda: Ti
2007 Sci. and Tech., ed. by M. Niinomi, S.
Akiyama, M. Ikeda, M. Hagiwara and K. Maruyama, JIM,
(2007), 1581
1587.
( 4 ) M. Yamaguchi, Y. Ono, S. Kosemura, W. Kagohashi and T.
Takenaka: Ti2007 Sci. and Tech., ed. by M. Niinomi, S.
Akiyama, M. Ikeda, M. Hagiwara and K. Maruyama, JIM,
(2007), 143146.
( 5 ) M. Yamaguchi, T. Ogasawara and H. Ichihashi: Ti2007 Sci.
and Tech., ed. by M. Niinomi, S. Akiyama, M. Ikeda, M.
Hagiwara and K. Maruyama, JIM, (2007), 147150.
( 6 ) T. Nishimura: Metallurgy and Technology of Practical Titanium Alloys, ed. by S. Fujishiro, D. Eylon and T. Kishi, TMS,
(1994), 38.
( 7 ) 日本チタン協会第12回チタン講習会テキスト，(2005), 9.
( 8 ) Y. Kosaka, S. P. Fox and K. Faller: Ti2007 Sci. and Tech., ed.
by M. Niinomi, S. Akiyama, M. Ikeda, M. Hagiwara and K.
Maruyama, JIM, (2007), 14031406.
( 9 ) T. Yashiki: Ti2007 Sci. and Tech., ed. by M. Niinomi, S.
Akiyama, M. Ikeda, M. Hagiwara and K. Maruyama, JIM,
(2007), 1387
1390.
(10) H. Fujii, S. Soeda, M. Hanaki and H. Okano: Titanium'95 Sci.
and Tech., ed. by P. A. Blenkinsop, W. J. Evans and H. M.
Flower, TIM, (1996), 23092316.
(11) 藤井秀樹，藤澤和郎，石井満男，山下義人新日鉄技報，No.
375 (2001), 9498.
(12) P. J. Bania: J. of Met., 20March, (1988), 20.
(13) H. Fujii, K. Takahashi, S. Soeda and M. Hanaki: Titanium'95
Sci. and Tech., ed. by P. A. Blenkinsop, W. J. Evans and H. M.



Flower, TIM, (1996), 25392546.
(14) 藤井秀樹，高橋一浩新日鐵技報，No. 375, (2001), 99103.
(15) H. Otsuka, H. Fujii, K. Takahashi and M. Ishii: Ti2007 Sci.
and Tech., ed. by M. Niinomi, S. Akiyama, M. Ikeda, M.
Hagiwara and K. Maruyama, JIM, (2007), 13911394.
(16) P. J.Bania: Proc. of 3rd IntNat. SAMPE Sympo., ed. by T.
Kishi, N. Takeda, Y. Kagawa, SAMPE (1993), Supplement 1
10.
( 17 ) 森 健一，藤井秀樹，石井満男，小田高士，上野泰司，山口雅憲CAMPISIJ, 22(2009), 704 (CDROM).
(18) 小川道治，野田俊治，上田正人，池田勝彦日本金属学会誌，
72(2008), 983988.
( 19 ) 高橋一浩，森 健一，國枝知徳，藤井秀樹日本金属学会講演概要(第143回大会)，(2008), 124.
(20) K. Mori and H. Fujii: Ti
2007 Sci. and Tech., ed. by M.
Niinomi, S. Akiyama, M. Ikeda, M. Hagiwara and K.
Maruyama, JIM, (2007), 729732.
(21) 森 健一，藤井秀樹「体心立方系チタン合金の新しい展開」
研究会報告書，ISIJ (2008), 7582.
(22) H. Fujii, K. Takahashi, M. Ishii and A. Kawakami: Ti2003
Sci. and Tech., ed. by G. Lutjering and J. Albrecht, DGM(2004), 11071113.
社 日本鉄鋼協会チタンフォーラム第 1( 23 ) 川上 哲，藤井秀樹
回研究発表会「チタン材料の加工プロセス」講演概要集，
ISIJ (2008), 2223.
(24) 大山英人，小島壮一郎，木田貴之R&D 神戸製鋼技報，493(1999), 53
56.
(25) H. Fujii: Mat. Sci. Forum, 426432(2003), 661666.
(26) 川上 哲，高橋一浩，國枝知徳，藤井秀樹CAMPISIJ, 21(2008), 1627.
(27) H. Inoue and N. Inakazu: 8th Int.Nat. Conf. on Textures ofMaterials, ed. by J. S. Kallend and G. Gottstein, TMS, (1988),
9971004 .
(28) 森 健一，高橋一浩，藤井秀樹チタン，55(2007), 118122.
(29) 國枝知徳，高橋一浩，森 健一，藤井秀樹CAMPISIJ, 21(2008), 700.
(30) 國枝知徳，高橋一浩，森 健一，藤井秀樹CAMPISIJ, 21(2008), 1628.
(31) H. Otsuka, K. Takahashi, Y. Itami, H. Fujii and K. Tokuno:
Ti2007 Sci. and Tech., ed. by M. Niinomi, S. Akiyama, M.
Ikeda, M. Hagiwara and K. Maruyama, JIM (2007), 251254.
(32) 大塚広明，高橋一浩，藤井秀樹チタン，55(2007), 282287.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1984年 京都大学大学院修士課程修了
同
新日本製鐵株式会社入社
2002年 現職
専門分野チタン・チタン合金（特に新材料・製造プ
ロセス開発），ステンレス鋼(特に極低温特性・水素脆化)★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
藤井秀樹

最近の研究