レーザ加熱による表面溶体化処理を応用した β 型チタン合金の新しい表面硬化処理とそのトライボロジー特性（地独）大阪府立産業技術総合研究所 金属材料科主任研究員 道山 泰宏（平成 23 年度一般研究開発助成 AF-2011205）
キーワード：表面時効処理，厚い硬化層，耐摩耗１．研究の目的と背景を利用した表面硬化層形成手法である本手法がすべてのβ型チチタン合金は，軽量，高強度，高耐食性などの優れた特性と，タン合金に適用可能な技術であるかどうかを確かめるために，地球環境に優しいリサイクル性を兼ね備えた実用金属として注

代表的なβ型チタン合金として JIS80 種に定められている Ti-目されている．しかし，硬さは低く耐摩耗性に劣り，自動車部品

22V-4Al 合金（以下 22-4 合金）およびこの合金と V 当量が同じ（コンロッド，バルブほか），航空機部品（エンジン部品）など

Ti-15V-6Cr-4Al 合金（以下 15-6-4 合金）の 2 種類のチタン合金

耐摩耗性を備えた機械構造用部品への応用の足かせとなっていに関して同様の処理を行い，表面から 1mm 以上の厚い硬化層形る．現在，広く利用されているチタンの表面硬化法の例として，成挙動ならびに形成した硬化層のトライボロジー特性について

PVD 法による TiN コーティングなどがあるが，硬さは約 2000HV検討を行なった．と十分高いものの厚みは 4～8μm と薄く，機械部品としては早期に摩耗が生じる，高い面圧下では柔らかい母材（150HV 程度）

2．実験方法の塑性変形により TiN 層の剥離が生じるなどの問題が指摘され2．1 試験片ている．チタン合金の耐摩耗性を向上させ，しゅう動材料として本研究で実験に供した 22-4 合金と 15-6-4 合金の組成を表 1

幅広く利用するには，ある程度の厚さが必要である．ところが一に示す．これらの合金を 15mm×40mm×3mm に切削加工して平板般に，厚い硬化層の形成には長時間の加熱処理を必要とするた試験片とした．

め，結晶粒粗大化や製品の変形など，別の新たな問題を発生させ2．2 溶体化処理および時効処理る．一方，耐摩耗性を向上させる手法としてはβ型チタン合金の溶体化処理は全体加熱した後，再度，局所的に高温加熱する 2時効処理が考えられる．しかし，この処理では材料全体が硬くな段処理とした．1 段目の処理は，一般的な炉による試験片全体加り，それにともない靭性が低下するため構造材料として採用し熱であり，2 段目の局所高温処理は，レーザを用いて試験片表面にくい．よって，何らかの方法により，母材の靭性を保ちながらの一部分のみを加熱した．1 段目の炉加熱による溶体化処理（以表層にのみ厚い（mm 単位の）硬化層を形成することが可能とな

下 FH 処理）の温度条件は 650℃，750℃，850℃の 3 条件とし，れば，チタンの機械構造部品への応用が一気に加速すると考え大気中で行い，それぞれ 0.5h 保持して水冷した．2 段目のレーられる．

ザ加熱による局所的な高温溶体化処理（以下 LH 処理）は，FH 処

著者らは，熱処理（時効処理）により硬くなる材料として知ら

理後，これによって形成される試験片表面の酸化膜をショットれているβ型チタン合金において，溶体化処理温度と時効硬化ブラスト（ノズル径：φ8mm，圧力：0.5MPa，粒度：F46，材質：速度の関係に注目し，一般熱処理炉を用いた全体加熱とレーザアルミナ）を用いて除去し，アセトン洗浄を行った後，半導体レ加熱を用いた局所高温加熱を組合せた新しい 2 段溶体化処理をーザを用いて行った．レーザ照射条件は，出力 720W，移動速度用いることで表面に厚い硬化層を形成させる新しい熱処理技術6mm/s，焦点距離 100mm，デフォーカス 15mm，スポット径 4.5mmについて報告した(1)．これにより Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn 合金（以として，15mm×40mm の試験片面に対して照射を行い，レーザト

下 15-3 合金）のしゅう動部材料としての用途は飛躍的に広がり，
表 1 チタン合金の化学成分 (mass%)

本合金以外のβ型チタン合金に対する本手法の適用に期待が高まっているが，この点については未だ不明確である．
本研究では，炉加熱による溶体化処理後，レーザを用いて高温VCrAlON

Ti

22-4 合金

22.0-

3.76

0.105

0.009

Bal.

15-6-4 合金

16.06.2

4.3

0.1380.005

Bal.

での溶体化処理を局部的に行うことにより，次工程の時効析出の際に，レーザ加熱された領域で起こる時効析出硬化速度の差－ 132 －

10°ーチを照射面の垂直方向に対して 10 度傾けて試験片面中央を試験片面長手方向に移動させた（図 1 参照）．加熱時のシールドガ

レーザトーチスには，アルゴンを使用した．

移動速度 6mm/s

時効処理は，炉加熱により行い，時効温度を 300℃と一定にし，処理時間を 24～240h までの 6 水準とした。本研究では，FH 処理，LH 処理，さらには溶体化処理後の時効処理など，さまざま平板試験片な処理を行っている．各試験片の表記については，例えば「LH650」は，650℃での FH 処理後に LH 処理の状態であり，「LH-650-

図 1 レーザトーチの概略図A024」は，さらに 300℃で 24h 時効処理を加えたことを表すこととした．溶体化処理条件および時効処理条件の組み合わせに対板バネ

重錘応する試験片名の一覧を表 2 に示す．

ひずみゲージ

溶体化処理後，あるいはそれに引き続く時効処理後の試験片の状態については，光学顕微鏡による組織観察，X 線回折測定，ビッカース硬さ分布測定および EPMA 分析により評価した．

ボール

2．3 摩耗試験
摩耗試験には図 2 に示すような Ball-on-Flat 型往復動式摩耗試験機を用いた．熱処理後のチタン合金試験片表面を 0.2mm 研削した後，エメリー紙で 2000 番まで研磨（Ra=0.03μm）し，エ平板試験片
往復動テーブルチルアルコールで洗浄して乾燥させた．しゅう動相手材料としては，摩耗試験に多く用いられる SUJ2（硬さ：850HV0.5），直径

図 2 往復動式摩耗試験機

4.76mm の鋼球を用いた．鋼球は，防錆油などによる汚れを取り除くため，ヘキサン，アセトン，エチルアルコールでそれぞれ

表2 熱処理条件と試験片名

600s の超音波洗浄を行い，乾燥させてから試験機の Ball 側に取炉加熱（FH）溶体化処理り付けた．試験条件は，荷重 0.98N，振動数 1Hz，振幅 5mm，摩擦距離 36m，無潤滑，温度 25℃，湿度 50%RH の大気中とした．摩耗試験は，各試験片に対して 4 回行った．試験後，表面粗さ計に

650 ℃

レーザパワー 720 W，移動速度 6 mm/s

3．1 硬さ分布測定および組織観察
LH 処理後に時効処理した 22-4 合金と 15-6-4 合金の硬さ分布

時効時間（温度300℃）から摩耗した体積を算出し，摩耗体積とした．また，4 回の試験

3．実験結果および考察

850 ℃

炉加熱後レーザ加熱（LH）

よる試験片表面の三次元形状測定を行い，摩耗痕の三次元形状の摩耗体積を平均して，各処理条件に対する摩耗量とした．

750 ℃

測定の結果を図 3 と図 4 にそれぞれ示す．分布測定箇所は，レ0h

LH-650

LH-750

LH-85024 h

LH-650-A024

LH-750-A024

LH-850-A024

48 h

LH-650-A048

LH-750-A048

LH-850-A048

72 h

LH-650-A072

LH-750-A072

LH-850-A072

120 h

LH-650-A120

LH-750-A120

LH-850-A120

168 h

LH-650-A168

LH-750-A168

LH-850-A168

240 h

LH-650-A240

LH-750-A240

LH-850-A240

ーザ照射移動方向に対して直角に切断した断面（平板試験片の厚み約 3mm）の照射表面から内部方向である．22-4 合金では，層が形成されるとともに，その範囲が増大し，120h 処理以降は

LH-650，LH-750，LH-850 のいずれの試験片も溶体化処理（時効3.0mm の深さまで 450HV 前後の硬さとなる．レーザ加熱前の FH処理時間 0h）のままでは，表面から内部までの範囲で硬さ変化

処理温度が，650℃，750℃，850℃と上昇した場合，72h 処理でがほとんどみられず，時効処理を行なうことで硬さの変化がみは，溶体化処理温度の違いにより硬さ分布曲線に特徴の違いがられる．時効処理による硬さの変化は，LH-650 の場合，24h 処理認められるが，これ以外については，いずれの溶体化処理温度のによりレーザ加熱の熱影響部と思われる表面から 1.0mm の範囲

場合も 48h 処理までは硬化層深さが 1.0mm 程度であり，120h 処が，380HV から 440HV の硬さになる．時効処理時間が増加するに

理以降では硬化層深さは 3.0mm 以上となる．15-6-4 合金では，つれ，内部より硬さが高くなる表面近傍範囲，いわゆる表面硬化

LH-650，LH-750，LH-850 のいずれの試験片も溶体化処理（時効－ 133 －(a) 500
ビッカース硬さ, HV0.5

処理時間 0h）のままでは，22-4 合金と同様に表面から内部まで硬さの変化がほとんどみられない．時効処理による硬さの変化
は，レーザ加熱の熱影響部と思われる表面から 1.0mm 程度の深さまで，すべての試験片で最大 500HV 程度の表面硬化層を作り，レーザ加熱前の FH 処理温度に関係なく，違いがほとんどみられ

0 h
24 h
48 h
72 h
120 h
168 h
240 h

400
300
200
0.01.0ない．しかし，深さ 1.5mm 以降の硬さの変化は，FH 処理温度で(b) 500
ビッカース硬さ, HV0.5それぞれ異なり，650℃の場合，すべての時効処理時間で硬さの変化がなく，750℃の場合，48h 処理まで硬さの変化がみられな
いが 72h 処理以降は深さ 2.5mm 以上で硬さが高くなり，850℃の場合，時効処理時間の増加にともない硬さが高くなる傾向を示
すが，48h 処理までは一部硬さが高くならない箇所がある．

2.03.00 h
24 h
48 h
72 h
120 h
168 h
240 h

400
300
2000.04.0

表面からの距離, l / mm

1.02.03.04.0

表面からの距離, l / mm(c)
ビッカース硬さ, HV0.5

22-4 合金および 15-6-4 合金を FH 処理後に LH 処理のみ施した
LH-650，LH-750 および LH-850 の組織を図 5 および図 6 にそれぞれ示す．図の上部および左端部は硬さ測定に用いた同様の試料断面におけるレーザ照射表面およびレーザ照射中心である．図 5の 22-4 合金をみると，レーザ加熱の影響が少ないと思われる部
分（右下部）
での結晶粒径は，レーザ加熱前のFH処理温度650℃，

5000 h
24 h
48 h
72 h
120 h
168 h
240 h400
300
2000.01.02.03.04.0

表面からの距離, l / mm750℃，850℃の順に約 50μm，約 60μm，約 70μm と大きくなるのがわかる．この違いはレーザ加熱前の FH 処理温度の影響と考

図 3 レーザ加熱後時効処理した 22-4 合金の断面の硬さ分えられる．次に LH 処理により再加熱された左上部をみると，表布．炉加熱温度は(a)650℃,(b)750℃,および(c)850℃．

面から 0.2mm の範囲の結晶粒径が 650℃，750℃，850℃と，すべあると考えられる．22-4 合金のβ変態点温度は 730℃(3)であり，(a)ビッカース硬さ, HV0.5てにおいて約 100μm まで粗大化しており，LH 処理による影響でそれ以下の 650℃で FH 処理した試験片には X 線回折からα相が確認できたが，LH-650 はα相がみられないため，LH 処理により固溶できたと思われる．図 6 の 15-6-4 合金をみると，22-4 合金とは異なり，レーザ加熱前の FH 処理の温度が 650℃，750℃，0 h24 h48 h72 h120 h168 h240 h

400
300
2000.01.02.03.04.0

表面からの距離, l / mm(b)ビッカース硬さ, HV0.5850℃と上昇しても結晶粒に変化がみられない．さらに LH 処理

500による結晶粒の粗大化もみられない．これらのことから，入手材の結晶粒径がすでに大きかったために，本研究による溶体化処理条件では，さらなる粗大化は起こらなかったと考えられる．また，22-4 合金と同じくβ変態点温度が 730℃(3)である 15-6-4 合金においても，レーザ加熱後の LH-650 ではα相が確認できない

5000 h24 h48 h72 h120 h
168 h240 h4003002000.01.02.03.04.0

表面からの距離, l / mm

6-4 合金のそれぞれの組織から，今回の LH 処理による結晶粒粗(c)大化の影響は，範囲が表面から 0.2mm 程度であり，結晶粒径が100μm 程度までではないかと考えられる．
LH 処理後に時効処理した 22-4 合金の組織をみると，α相の析出形態は，大きく 4 タイプに分類できた．その代表的な組織を図

ビッカース硬さ, HV0.5ことから，LH 処理により固溶できたと思われる．22-4 合金と 15-5000 h
24 h
48 h
72 h
120 h
168 h
240 h

400
300
2000.01.02.03.04.0

表面からの距離, l / mm

7 に示す．これら 4 タイプの詳細は，A-type：LH 処理部分のみ均一析出，B-type：LH 処理部分のみ均一析出するが，一部無析出

図 4 レーザ加熱後 300℃で時効処理した 15-6-4 合金の断面帯有，C-type：LH 処理部分の均一析出および全体の不均一析出，の硬さ分布．炉加熱温度は(a)650℃,(b)750℃, およびD-type：LH 処理部分を含み全体の析出，である．表 3 に，各時(c)850℃．

－ 134 －図 5 レーザ加熱した 22-4 合金の組織．

図 7

レーザ加熱前の炉加熱温度は(a)24h，(b)48h、(c)72h、および(a)48h，(c)120h、(d)240h、およ(a)650℃,(b)750℃,および(c)850℃．

(d)120h 時効処理した 22-4 合金

び(e)120h 時効処理した 15-6-4の組織．

合金の組織．

レーザ加熱前の炉加熱温度はレーザ加熱前の炉加熱温度は(a)650℃,(b)650℃,(c)750℃ お(a)650℃,(c)750℃,(d)850℃ および(d)850℃．

よび(e)750℃．

表3

図 8

レーザ加熱後 300℃で22-4合金の各時効処理条件に

表415-6-4合金の各時効処理条件(a)650℃,(b)750℃,および(c)850℃．

による析出形態

レーザ加熱前の炉加熱 (FH)

レーザ加熱前の炉加熱 (FH)の溶体化処理温度の溶体化処理温度

650℃

750℃

850℃

24 h

A-typeA-typeA-type48 h

B-typeA-typeC-type72 hB-typeC-typeC-type120 hA-typeC-typeD-type168 hA-typeD-typeD-type240 hA-typeD-typeD-type時効時間（温度300℃）

レーザ加熱前の炉加熱温度は時効時間（温度300℃）

よる析出形態

図6 レーザ加熱した15-6-4合金の組織．

レーザ加熱後 300℃で650℃750℃

850℃

24 h

A-typeC-typeC-type48 h

A-typeC-typeC-type72 hA-typeC-typeC-type120 hA-typeC-typeD-type168 hA-typeC-typeD-type240 hA-typeE-typeD-type

効処理条件により得られた各試験片の析出形態がどのタイプになると，無析出帯であった場所にも析出が起こり A-type に戻る．

分類されているのかまとめたものを示す．レーザ加熱前の FH 処以降，240h 処理まで変化がみられない．レーザ加熱前の FH 処理

理温度が 650℃の場合，24h 処理で，A-type のような LH 処理部

温度が 750℃の場合，48h 処理まで A-type のような LH 処理部分分のみに析出が確認できる．48h 処理になると，B-type のようなのみの析出がみられるが，72h 処理になると，C-type のような先に析出した箇所から 0.4mm ほど右側へ離れた箇所にも析出がLH 処理部分以外にも不均一な析出がみられ，120h 処理では D-みられ，先に析出した間に無析出帯ができる．120h 処理以降にtype のような試験片全体に析出する．レーザ加熱前の FH 処理温－ 135 －

度が 850℃の場合も，750℃の場合と析出速度は異なるが析出形
態はほぼ同じである．

7 5 0 0 0

LH 処理後に時効処理した 15-6-4 合金の組織についても，α相を図 8 に示す．これら 4 タイプの詳細は，A-type，C-type およ

強度の析出形態は，大きく 4 タイプに分類できた．その代表的な組織

6 0 0 0 0Al

4 5 0 0 0

3 0 0 0 0V

び D-type の 3 タイプが 22-4 合金と同様であり，もう 1 タイプ
1 5 0 0 0が E-type：LH 処理部分と全体に析出するが一部無析出帯有，でO0ある．表 4 に，各時効処理条件により得られた各試験片の析出形-3.5-2.5-1.5

態がどのタイプに分類されているのかまとめたものを示す．レ0距離, x/mm

1.52.53.5

ーザ加熱前の FH 処理温度が 650℃の場合，時効処理時間に関係

図 9 レーザ加熱後 300℃、48h で時効処理した 22-4 合金なくすべてが A-type である．レーザ加熱前の FH 処理温度がの EPMA 分析．レーザ加熱前の炉加熱温度は 650℃．

750℃の場合，240h 処理を除き C-type のような LH 処理部分とそ

7 5 0 0 0

れ以外の部分では不均一な析出であり，240h 処理後でも全面にAl

析出せずにLH処理部分とそれ以外の間に無析出帯が存在するEtype になる．レーザ加熱前の FH 処理温度が 850℃の場合，72h強度6 0 0 0 0Cr
4 5 0 0 0

3 0 0 0 0

処理までは C-type であるが以降は全面に析出する D-type になV

1 5 0 0 0る．

O0

硬さ分布測定および組織観察の結果から，表面硬化層が顕著-3.5-2.5にみられるのは，22-4 合金の場合，LH-650 を時効処理した全 6試験片と LH-750-A024，LH-750-A048，LH-850-A024 を合わせた 9-1.50距離, x/mm

1.52.53.5

図 10 レーザ加熱後 300℃、48h で時効処理した 15-6-4 合試験片であり，15-6-4 合金の場合，LH-650 を時効処理した全 6金の EPMA 分析．レーザ加熱前の炉加熱温度は 650℃．

試験片のみであることがわかる．また，これらの試験片のうち時効処理時間が 120h 以上の 6 試験片は，1mm 以上の硬化層深さが本研究の時効硬化促進部分は，炉加熱ではなくレーザ加熱であ得られた．

るが，過剰な原子空孔がある場合にみられるα相の均一な析出（結晶粒界に無析出帯はみられず，結晶粒内，粒界ともに均一に析出する現象）が組織から確認できる．したがって，レーザ加熱

3．2 時効硬化速度促進部分の線分析
時効硬化速度の促進が，α安定化元素である O の固溶や合金された部分の時効が促進するのも，炉加熱と同様にレーザ加熱中の Al の偏析などによるものではないことを確認するために，部分に過剰な原子空孔ができたことが大きな要因の一つとしてレーザ加熱部の EPMA による線分析を行なった．22-4 合金（LH-考えられる．時効促進の現象は，22-4 合金と 15-6-4 合金の両方650-A048）および 15-6-4 合金（LH-650-A048）の結果を図 9 およにみられ，特定のチタン合金だけに認められる現象ではないこび図 10 に示す．線分析は，硬さ分布測定に用いた試験片断面のとが確認できた．

硬化層深さ 0.4mm 位置を中心として±3.5mm の全長 7.0mm の範囲で硬さ分布測定方向に対して直角方向に行った．図 9 の 22-4

3．3 摩耗試験

合金では，Al，V および O のいずれも場所による濃度の変化が認

図 3 および図 4 の硬さ分布測定結果から，FH 処理の条件に関められない．図 10 の 15-6-4 合金では，22-4 合金の場合に比べ係なく，LH 処理後に時効処理した部分の表面近傍の硬さ値は 419

場所による強度変化が大きくなるが，その変化は析出の有無に～500HV の範囲にあることがわかる．また，図 7，図 8，表 3 お全く関係ないと思われる．この両者の結果から，レーザ加熱によよび表 4 に示した組織観察結果から，LH 処理による熱影響領域

り V，Cr，Al の拡散は，大きく起こらないと考えられる．の時効処理後の硬さや組織については，レーザ加熱前の FH 処理

チタン合金を 1300℃の高温から急冷した場合に，時効処理時条件に関係なく大きな差がみられないこと，表面硬化層形成ににα相が均一析出し，時効硬化速度が促進する報告がある(4-10)．

有効である FH 処理の温度条件については，22-4 合金ではβ変態

この理由の一つに，高温加熱と急冷の溶体化処理によって凍結点直上（750℃）もしくは以下（650℃）であり，15-6-4 合金ではされた過剰な原子空孔がある．この原子空孔が存在することで，β変態点以下（650℃）であると確認できる．このことから，硬時効処理時に溶質元素の拡散が速くなると考えられている(10)(11)．

化した部分の硬さ変化に対する耐摩耗性の変化の関係を検討す－ 136 －

摩耗量, V/mm3

0.035

22-4 (LH)

0.030

15-6-4 (LH)

0.025

22-4(LH+Aging)
15-6-4(LH+Aging)

成することができた．
（2）2 種類のβ型チタン合金とも表面硬化層が形成するのに有効な局所高温加熱前の全体加熱の溶体化処理温度条件は，

0.020
0.015

β変態点以下（650℃）であった．
（3）レーザによる局所高温加熱の影響によって粗大化した結晶粒の大きさは，局所高温加熱前の結晶粒径の大きさに関

0.010
200300400500
ビッカース硬さ, HV0.5

係なく，表面から 0.2mm の範囲で結晶粒径が 100μm 程度600までであり，局所高温処理前に粒径が100μm以上あれば，ほとんど変化がみられなかった．

図 11 ビッカース硬さと摩耗量の関係．

（4）2 段溶体化処理後，時効処理温度 300℃により形成されたるため，各合金の熱処理条件の中からそれぞれの FH 処理温度

硬化層は，良好な耐摩耗性を示し，β型チタン合金の種類650℃で LH 処理した後，時効処理した場合を代表的に選択してに関係なく硬さの増加にともない摩耗量が減少した．

摩耗試験を行った．結果を図 11 に示す．なお，本研究では，相（5）局所高温加熱された部分の時効処理時の均一析出および手材の摩耗量がチタン合金に比べて非常に少ないと確認できた

時効硬化速度促進の理由の一つに，急加熱冷却によりできため，チタン合金の摩耗量のみで検討した．

る過剰な原子空孔の生成が考えられる．この要因で均一析

22-4 合金の LH-650（235HV，0.033mm3）と 15-6-4 合金の LH-出や析出の促進が起こるのであれば，すべてのβ型チタン650（292HV，0.021mm3）をみると同じ溶体化処理のままであるが，合金に2段溶体化処理と時効処理による表面硬化処理が適

硬さも摩耗量も異なる．それぞれの合金の硬さが時効処理によ用できると推察される．

り増加すると，溶体化処理のままより摩耗量が減少して，両合金とも硬さと摩耗量に逆相関関係がみられる．本研究では溶体化謝 辞処理のままでは 15-6-4 合金に比べ摩耗量が大きい 22-4 合金の本研究は，天田財団の助成を利用して実施された．関係各位にほうが時効処理による摩耗量の減少量が大きくなる．以前報告

深く感謝いたします．

した 15-3 合金の溶体化処理のままの硬さは 263HV に対して摩耗量が 0.029mm3 である(1)(2)ことと，15-3 合金も時効処理による硬参考文献(1) Y. Michiyama and K. Demizu：Mater. Trans.，5252（2011），52

さの増加により摩耗量が減少することを合わせて考えると，相714-718．

手材が鋼の場合のチタン合金の摩耗特性は，合金の種類により(2) 道山泰宏・出水 敬：熱処理，5050（2010），620-625.
50

溶体化処理のままの硬さおよび摩耗量はそれぞれ異なるが，時(3) 鈴木昭弘・小川道治・清水哲也：電気製鋼，75（2004），127-

効処理を行なうことで，いずれの合金も硬さの増加にともない摩耗量が減少し，硬さと摩耗量は逆相関関係の傾向を示すとい131.
(4) H. Fujii and H .G .Suzuki：Mater. Trans., JIM，34（1993），373-381.

える．

(5) 戸梶惠郎・大矢耕二・苅谷宏康：材料，50（2001），151-157.
(6) 福井彰一・大宝雄蔵・鈴木昭弘：電気製鋼，57（1986）,303-4．結 言
本研究は，炉による全体加熱とレーザによる局所高温加熱を組合せた 2 段溶体化処理後に時効処理を行なうことで代表的な

317.
(7) J. C. Williams：Titanium Science and Technology, Ed.
by R. I. Jaffee and H. M. Burte, Prenum Press, New

2 種類のβ型チタン合金の表面に厚い硬化層を形成させること

York-London,（1973），1433.

ができるのかを検討した．それぞれのチタン合金について熱処(8) T. W. Duerig and J. C. Williams：Beta Titanium Alloy

理を行ない，硬さ，組織，摩耗試験などからそれぞれの特性や有in the 1980’s, Ed. by R. R. Boyer and H. W. Rosenberg,

効な熱処理条件を調査した結果をまとめると以下の通りになる．

AIME, New York,（1984）,19.
(9) T. J. Headlry and H. J. Rack：Metall. Trans., 10A，10A（1979）,909.

（1）2 段溶体化処理を行なうことで，β型チタン合金の種類に関係なく局所高温加熱部分の時効処理時の均一析出と時(10) H. Fujii and H. G. Suzuki：Mater. Trans., JIM，34（1993），382-388.

効硬化速度の促進が確認できた．この熱処理方法を利用することで，硬化層深さ 1mm 以上の表面硬化層を部分的に形(11) 伊藤吾朗：熱処理，38
38（1998），165-173.
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