CN102639743A - α+β型钛合金制部件及其制造方法 - Google Patents

α+β型钛合金制部件及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及成品轴向的杨氏模量（刚性）高的两轮车和四轮车用或者自行车用的α+β型钛合金制部件的制造方法、和α+β型钛合金制的螺栓、发动机气门、连杆及其制造方法。使用将α+β型钛合金加热至β相为单相的温度区域后沿一个方向热轧出的板，将与其热轧方向和厚度方向这两者垂直的方向（横向）作为在完成部件中被要求高刚性的方向即螺栓、发动机气门、连杆的轴向，加工该板，在与部件的纵轴方向垂直的截面测定的来自钛α相的（0002）面、（10-10）面、（10-11）面的X射线衍射强度I（0002）、I（10-10）、I（10-11）满足I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]≥1。

Description

α+β型钛合金制部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及螺栓、发动机气门、连杆（Connection rod）等的α+β型钛合金制部件及其制造方法。
背景技术
钛合金由于密度为钢的约60%、重量轻，且比强度（＝抗拉强度/密度）高，因此被应用于要求轻量化的螺栓、发动机气门、连杆所代表的机械部件。
作为这些机械部件所应用的代表性的α+β型钛合金，有Ti-6质量%Al-4质量%V（以下称为「Ti-6Al-4V」）、Ti-3质量%Al-2.5质量%V（以下称为「Ti-3Al-2.5V」）。
这些机械部件的形状是具有纵轴的大致棒状（除了连杆的大端部和小端部以外），由于沿纵轴方向施加力，因此特别是要求纵轴方向的刚性。
作为机械部件为了提高刚性，增大该部分的截面积即可。但是，如果单单增大截面积，则机械部件的质量增加。为了不使机械部件的质量增加而提高刚性，需要提高坯料本身的杨氏模量。
钛的杨氏模量（室温）是88~113GPa（9000~11500kgf/mm2），为钢铁材料的约二分之一、较小，因此其需求特别强。
另外，除了上述的机械部件以外，一般在两轮和四轮车或者自行车等的机械部件的用途中优选杨氏模量高的金属材料。
钛具有由密排六方晶（以下记为hcp）构成的α相和由体心立方晶（以下记为bcc）构成的β相。杨氏模量，α相为110GPa左右，β相为90GPa左右，α相高约20%左右。
因此，在如上述那样要求刚性的螺栓、连杆、和发动机气门等中可使用α相为主的α+β型钛合金。
作为用于提高钛合金的杨氏模量的方法，例如，有通过向钛合金中添加B（硼），使杨氏模量高的金属硼化物分散来进行高刚性化的方法（例如，专利文献1）。
此外，有将杨氏模量高的SiC纤维和/或碳纤维、与钛合金进行复合化的方法（复合材料）。
在钛合金制的螺栓、发动机气门和连杆的制造中，全都使用由热加工制造成的圆棒（棒线）作为坯料。
螺栓是将圆棒坯料在热态或冷态下锻造和/或滚压成形、或者切削加工来制造的。
在发动机气门的制造方法中，有加热圆棒坯料的一部分成形出伞部的镦锻法、和在热态下挤压圆棒坯料的热挤压法。
连杆是将圆棒坯料热锻来制造的。
如上述那样，钛合金制的机械部件的制造主要是使用钛合金制圆棒作为坯料的制造。
已知钛α相的hcp在杨氏模量上具有晶体取向各向异性，成为坯料的圆棒的纵向的晶体取向对杨氏模量影响很大。
在作为由热轧制成的高强度钛合金制冷锻用坯料的圆柱形（圆棒）中，hcp的c轴与圆柱形的圆周方向或者径向一致的晶体取向集积。另外，在圆柱形的T截面测定的来自hcp底面的（0002）面的X射线衍射强度极低，可知hcp的c轴没有集积在圆柱形的纵向（专利文献2）。
现有技术文献
专利文献1：日本专利第2663802号公报
专利文献2：日本特开2008-208413号公报
发明内容
在专利文献1中公开的钛合金，室温拉伸的强度约为1000~1300MPa，伸长率约为3~14%，其杨氏模量约为140~160GPa，较高。
但是，在合金中分散着的硬质的硼化钛由于延韧性低，因此有时成为疲劳断裂的起点。另外，螺栓和连杆等在加工成最终成品的阶段，实施切削加工的情况较多。由于硼化钛等的金属硼化物是硬质的，因此加工时对切削刀的刀尖的负荷高，有时使切削效率（机械加工效率）降低。
另外，在使用添加有B的钛合金作为再熔化原料的情况下，由于B浓度变高、对机械特性产生影响，因此难以作为其他一般的钛合金的原料有效利用，从再循环的观点来看不优选。SiC纤维和碳纤维等与钛合金的复合材料，在为了再循环而分离钛和纤维的工序中花费成本。这样，复合材料化在再循环性上存在课题。
在现有的螺栓、发动机气门和连杆的制造方法中，使用通过热轧或热锻制造出的圆棒作为螺栓、发动机气门和连杆的加工用坯料。该情况下，圆棒的纵向成为最终成品的长轴方向。
即，为了提高最终制品的长轴方向的杨氏模量，成为坯料的圆棒的纵向需要处于杨氏模量高的状态。因此，需要使钛的杨氏模量高的晶体取向优先地发达。
但是，在通过热轧或热锻制造的α+β型钛合金制圆棒中，纵向的杨氏模量为110GPa左右，以hcp的c轴与圆柱形（圆棒）的圆周方向或者径向一致的晶体为主的织构发达，钛的α相的杨氏模量高的晶体取向未必发达。
在使用钛的金属粉末烧结的材料中，钛的α相和β相的晶体取向，不会特定的取向成为支配性的，大致为无序。其结果，杨氏模量在哪个方向都为平均的大小，难以提高特定的取向的杨氏模量。
在粉末冶金中，可以通过添加B，形成硼化钛等的杨氏模量高的物质来平均性地提高杨氏模量，但如上述那样，添加B等的复合材料化在再循环性上存在课题。
本发明是鉴于上述的状况完成的，其课题是提供一种不使用复合材料，与以往的来自圆棒坯料的成品相比，成品轴向的杨氏模量（刚性）高的两轮·四轮车或自行车用的α+β型钛合金部件的制造方法以及α+β型钛合金制的螺栓、发动机气门、连杆的制造方法。
此外，其课题是提供一种成品轴向的杨氏模量（刚性）高的α+β型钛合金制的螺栓、发动机气门和连杆。
本发明者们对提高螺栓、发动机气门和连杆等α+β型钛合金制部件的长轴方向的杨氏模量的制造方法专心研讨。其结果发现：通过将α+β型钛合金在β相成为单相的温度区域进行加热后沿一个方向热轧而成的板，以与热轧方向和厚度方向两者垂直的方向（以下，也称为「横向」）成为在完成部件中要求高刚性的方向的方式进行加工，由此与以往的由圆棒坯料加工出的α+β型钛合金制部件相比，轴向的杨氏模量变高。
更具体地讲，发现在制造螺栓、发动机气门和连杆的情况下，通过以板的横向成为螺栓、发动机气门和连杆的轴向的方式进行加工，由此与以往的由圆棒坯料加工的螺栓、发动机气门和连杆相比，轴向的杨氏模量变高。
已知：由上述的制造方法得到的螺栓、发动机气门和连杆等的α+β型钛合金制部件，在与纵轴方向垂直的截面测定的来自钛α相（hcp）的各晶面的X射线衍射强度，不同于以往的由圆棒坯料加工成的部件，来自（0002）面的X射线衍射强度，为来自（10-10）面和（10-11）面的X衍射强度之和以上。
本发明是基于上述的见解、以及基于发现了可以利用更廉价的组成得到稳定的材质特性的适合于本发明的制造方法的α+β型钛合金的组成而完成的。
本发明的要旨如以下。
（1）一种α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，将α+β型钛合金加热至β相单相区，接着，沿一个方向实施热轧形成为钛合金板，其后，以与热轧方向和厚度方向两者垂直的方向成为在完成部件中被要求高刚性的方向的方式加工上述钛合金板。
（2）根据上述（1）所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，上述完成部件是螺栓，上述被要求高刚性的方向是螺栓的轴向。
（3）根据上述（1）所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，上述完成部件是发动机气门，上述被要求高刚性的方向是发动机气门的轴向。
（4）根据上述（1）所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，上述完成部件是连杆，上述被要求高刚性的方向是连杆的轴向。
（5）根据上述（4）所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，上述钛合金板的加工是从垂直于与上述热轧方向一致的方向的截面侧进行压缩的锻造加工。
（6）上述（1）~（5）的任一项中记载的α+β型钛合金制部件，其特征在于，上述α+β型钛合金，以质量%计，含有0.5~5.5%的Al，含有合计为0.04～0.35%的O和N，还含有合计为0.5~2.5%的Fe、Cr和Ni之中的1种或2种以上，并且，下述（1）式的值为-2.0~5.3，其余量包含Ti和不可避免的杂质，
[Al]+10[O]+10[N]-[Mo]-2.5[Fe]-1.25[Cr]-1.25[Ni]···（1）式
在此，[Al]、[O]、[N]、[Mo]、[Fe]、[Cr]、[Ni]分别是Al、O、N、Mo、Fe、Cr、Ni的浓度（质量%）。
（7）上述（6）所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，上述α+β型钛合金还含有1.0~3.5%的Mo。
（8）一种α+β型钛合金制部件，其特征在于，在α+β型钛合金制部件中，在与其纵轴方向垂直的截面测定的来自钛α相的（0002）面的X射线衍射强度I（0002）、来自（10-10）面的X射线衍射强度I（10-10）、来自（10-11）面的X射线衍射强度I（10-11）满足I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]≥1。
（9）根据上述（8）所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，上述α+β型钛合金制部件是螺栓。
（10）根据上述（8）所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，上述α+β型钛合金制部件是发动机气门。
（11）根据上述（8）所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，上述α+β型钛合金制部件是连杆。
（12）根据上述（8）~（11）所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，上述α+β型钛合金，以质量%计，含有0.5~5.5%的Al，含有合计为0.04~0.35%的O和N，还含有合计为0.5~2.5%的Fe、Cr和Ni之中的1种或2种以上，并且，上述（1）式的值为-2.0~5.3，其余量包含Ti和不可避免的杂质。
（13）根据上述（12）所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，上述α+β型钛合金还含有1.0~3.5%的Mo。
在此，所谓α+β型钛合金，是在室温下由α相和β相这两相构成，具有同时地添加有作为α相稳定化元素的Al、O、N等和作为β相稳定化元素的Fe、Cr、Ni、V、Mo等的成分组成的钛合金。α+β型钛合金的代表例是Ti-6Al-4V（JIS的60种）、Ti-3Al-2.5V（JIS的61种）。
所谓β相单相区，是在该温度以上的高的温度下钛成为β相单相的温度区域。Ti-6Al-4V的β相单相区、Ti-3Al-2.5V的β相单相区，虽然根据组成而有一些差异，但分别是约990℃以上、约935℃以上的温度区域。
所谓一个方向的热轧，不是向90°交叉（cross）的方向进行热轧（交叉轧制），而是利用串联轧机（tandem mill）、逆转轧机（reversing mill）、斯特克尔轧机（Steckel mill）等，单单沿一个方向实施轧制的热轧。也包含在轧制后再次加热，进而实施多次的单一方向的热轧的情况。
作为α+β型钛合金的不可避免的杂质的例子，有0.08质量%以下的C、0.0150质量%以下的H等。
根据本发明，不使用复合材料，可以制造与以往的来自圆棒坯料的成品相比，成品轴向的杨氏模量（刚性）高的两轮和四轮车用或者自行车用的α+β型钛合金制部件、α+β型钛合金制的螺栓、连杆和发动机气门。
附图说明
图1是表示沿一个方向热轧了的α+β型钛合金板和最终部件的方向的关系的图。
图2是表示在加工后的部件中被要求高刚性的长轴方向的图，（a）是螺栓、（b）是发动机气门、（c）是连杆。
图3是表示在锻造连杆时，沿一个方向热轧了的α+β型钛合金板和锻造时进行压缩的方向的关系的图。
图4是表示由本发明制造的钛合金制部件的在与长轴方向垂直的截面测定的来自钛α相的各晶面的X射线衍射强度的大小关系、和I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]的值的图。
图5是表示采用现有技术制造的钛合金制部件的在与纵轴方向垂直的截面测定的来自钛α相的各晶面的X射线衍射强度的大小关系、和I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]的值的图。
具体实施方式
在α+β型钛合金制部件作为两轮和四轮车用或者自行车用的α+β型钛合金制部件使用的情况、钛合金制部件具有细长形状的情况下，被要求细长形状的纵向的高刚性的情况较多。
在此，所谓细长形状，意指纵向长度比横向的宽度和厚度方向的厚度都大。
在钛合金制部件是螺栓、发动机气门、连杆、轴类（凸轮轴、曲轴、驱动轴等）、臂类（摇臂、上臂、下臂等）、踏板类（两轮车的制动器踏板和齿轮踏板）、或者两轮车的框部件的任一种的情况下，完成部件的被要求高刚性的方向是各部件的长轴方向。
以下，对于本发明的各要素详细地说明。
首先，对于在向螺栓、发动机气门和连杆等加工的坯料中，提高成为长轴方向的方向的杨氏模量的方法进行说明。
＜制造方法＞
已知钛的杨氏模量，α相比β相高，α相因hcp的晶体取向在杨氏模量上存在各向异性，hcp的c轴方向更高。因此，通过使α相hcp的c轴在规定的方向较强地取向，可以提高长轴方向的杨氏模量。
在将α+β型钛合金加热至β相为单相的温度区域后，在一个方向上热轧成板形状时，在与热轧方向和厚度方向这两者垂直的方向、也就是热轧的横向上使α相hcp的c轴较强地取向，该方向的杨氏模量提高到125GPa以上。
在向板的一个方向的热轧时没有加热到β相单相的温度区域的情况下，也就是加热到了作为低温侧的α+β双相区的情况下，横向和轧制方向的杨氏模量至高为120GPa左右。
另外，在将钢坯在低温的α+β双相区或β相单相的高温区域加热，热轧成圆棒的情况下，其纵向的杨氏模量都为104~118GPa左右，基本上不能够提高杨氏模量。
图1表示本发明的沿一个方向热轧了的α+β型钛合金板和最终部件的方向的关系。
另外，图2的（a）、（b）、（c）分别表示螺栓、发动机气门、连杆的模式图和被要求高刚性的长轴方向。
从以上来看，在本发明的两轮和四轮车用或者自行车用的α+β型钛合金制部件的制造方法中，在加工将α+β型钛合金加热至β相单相区后沿一个方向热轧得到的钛合金板时，如图1所示，将热轧的横向作为在完成部件中被要求高刚性的方向。
另外，在本发明的螺栓、发动机气门和连杆的各自的制造方法中，加工将α+β型钛合金加热至β相单相区后沿一个方向热轧得到的钛合金板时，将热轧的横向（参照图1）作为各自的部件的长轴方向（参照图2）进行加工。
成为坯料的沿一个方向热轧成的钛合金板，横向的杨氏模量高（125GPa以上），因此使用该板制造的两轮和四轮车或者自行车用的部件、以及螺栓、发动机气门和连杆，其长轴方向的杨氏模量（刚性）变高。
从螺栓、发动机气门、连杆的形状来看，成为加工用坯料的在加热至β相单相区后沿一个方向热轧了的α+β型钛合金板，厚度优选为5mm以上，进一步优选为10mm以上。板厚的下限由制造的汽车部件的形状确定。从减小板的在切断工序中的负荷的观点出发，板厚的上限优选为70mm以下。
加热至β相单相区后沿一个方向热轧时，优选在β相单相区开始热轧（在β相单相区沿一个方向热轧），其后，也可以与热轧的进行相伴，在温度低的α+β双相区进行热轧。
为了尽量抑制加热时的氧化，优选的加热温度是从成为β相单相的温度（β相变点）+10~+100℃。
热轧后，根据需要，在α+β双相区实施退火。退火温度从除去应变促进再结晶出发优选为650~850℃。
在热轧后热锻钛合金板成形为部件的情况下，热锻时的加热工序根据加热温度带来与退火同等的作用。
所谓一个方向的热轧，不是在90°交叉的方向进行热轧（交叉轧制），而是单单沿一个方向延伸的热轧。再者，鉴于使用的热轧机的能力等，也可以在实施一次轧制后再次加热钛合金，进而实施多次的一个方向的热轧。
热轧机的种类不需要特别限定。从容易抑制被轧制材料的温度降低的观点出发，优选使用串联轧机、逆转轧机、它们串联而成的热轧磨机、或者斯特克尔轧机。
连杆，最一般的是将坯料锻造加工进行制造，为了降低锻造加工时的对模具的负荷，要求锻造载荷低、以及锻造后的形状精度高。
将加热至β相单相区后沿一个方向热轧出的α+β型钛合金板，以其热轧方向的横向作为连杆的轴向，锻造加工成连杆时，与从热轧板的上下面侧（厚度方向）压缩的情况相比，如图3所示，在从垂直于与热轧方向一致的方向的截面侧（T截面侧）压缩的情况下，锻造载荷降低约10%左右，锻造后的形状精度变高，因此锻造后的角R部的形状变得更尖锐。
认为这是由于除了α相hcp的C轴的方向沿板横向取向的主要的晶体取向以外，混杂了接近于板的厚度方向的晶体取向，因此从T截面侧压缩时，混杂取向的α相hcp容易滑移变形。
从这样的观点出发，在本发明的连杆的制造方法中，优选：将α+β型钛合金加热至β相单相区后沿一个方向热轧形成为钛合金板后，将钛合金板的热轧方向的横向作为连杆的轴向锻造加工连杆时，从钛合金板的T截面侧进行压缩。
此时，锻造加工需要在比β相变点低的温度下实施，为了将锻造载荷抑制为较低，优选在200~850℃的温度区域实施锻造加工。
在将α+β型钛合金板的杨氏模量高的热轧的横向作为在部件中被要求高刚性的方向的情况下，如果将该板进行切削加工，则可维持原来的高杨氏模量。
此外，在锻造等的赋予塑性变形的情况下，长轴方向的高杨氏模量也维持高的状态。认为这是因为在锻造时，无论从热轧板的上下面侧（厚度方向）或者T截面侧的哪一侧进行压缩，该压缩方向都与板的横向正交，与α相hcp的c轴的方向在板的横向取向的晶体的容易滑移方向一致，因此可以基本上c轴的方向不变化地变形，其结果，在锻造加工后，α相hcp的c轴的在板横向上的集积程度基本不降低地被维持，可维持杨氏模量高的状态。
本发明的效果只要是α+β型钛合金则哪种合金都可以得到。例如，利用作为α+β型钛合金的代表例的Ti-6Al-4V、Ti-3Al-2.5V可得到本发明的效果。
另一方面，在两轮和四轮车用或者自行车用的结构部件、具体地讲是螺栓、发动机气门、连杆中，希望以更廉价的组成得到稳定的材质特性。
因此，本发明的α+β型钛合金的优选的成分组成如下。以下，「%」意指「质量%」。
＜α+β型钛合金的成分组成1＞
本发明的α+β型钛合金的成分组成1，含有0.5～5.5%的Al，含有合计为0.04~0.35%的O和N，还含有合计为0.5~2.5%的Fe、Cr和Ni之中的包含Fe的1种或2种以上，并且，下述（1）式的值为-2.0～5.3，
[Al]+10[O]+10[N]-[Mo]-2.5[Fe]-1.25[Cr]-1.25[Ni]···（1）式
在此，[Al]、[O]、[N]、[Mo]、[Fe]、[Cr]、[Ni]分别是Al、O、N、Mo、Fe、Cr、Ni的浓度（质量%）。
通过设为这样的组成，即使不添加作为高价的β相稳定化元素的V，也可以将热轧板的横向的杨氏模量提高到130GPa以上。
上述成分组成1的α+β型钛合金，即使在相同的热轧条件下，也可以得到比Ti-6Al-4V和Ti-3Al-2.5V高的杨氏模量。认为这是因为与V的添加相比，通过Fe、Cr、Ni的添加，α相hcp的c轴方向的杨氏模量变高、热轧时c轴容易在横向上取向、或者β相的杨氏模量变高等的原因。
Al：0.5～5.5%：
Al是使与钛的β相相比杨氏模量高的α相稳定化的元素，如果Al的含量低于0.5%，则变得不能够通过热轧容易地提高横向的杨氏模量。如果Al的含量大于5.5%，则有时热变形阻力增加，热轧时产生边裂等的裂纹。因此，Al的含量设为0.5～5.5%。
O和N的合计：0.04~0.35%：
如果O和N的含量合计超过0.35%，则与Al等的元素带来的固溶强化相辅相成，材料硬质化，开孔、车床等的切削加工性降低，生产率降低。为了使O和N的含量按合计计降低到低于0.04%，需要提高使用的原料的纯度，制造成本变高。因此，O和N的含量设为合计0.04~0.35%。再者，即使在O和N都未主动地添加的情况下，通常在不可避免的杂质的水平下也满足该浓度范围。
O和N，与Al同样地是使α相稳定化的元素，但不像Al那样使热加工性大大降低，可以将α相稳定化、提高杨氏模量。从杨氏模量和可切削性的观点出发，O和N的含量的合计优选为0.12~0.30%。通过将O和N的浓度设在该优选的范围，变得可以使用某种程度地含有O和N的比较廉价的原料，因此在成本方面变得有利。
Fe、Cr和Ni的合计：0.5~2.5%
这些元素与V同样是β相稳定化元素，与V相比较廉价。但是，Fe、Cr、Ni都是在凝固时容易向液相侧（锭的中心）偏析的元素。如果这些元素的含量的合计超过2.5%，则有时因凝固偏析对机械特性的均匀性造成影响。因此，Fe、Cr、Ni的含量的合计设为2.5%以下。
如上述那样，在较多地存在β相的温度区域，沿一个方向热轧时，横向的杨氏模量变高。在加热到β相为单相的温度区域后实施一个方向的热轧时，被轧材料的温度随着轧制的进行逐渐降低，在α+β双相区也被实施热轧。
如果作为β相稳定化元素的Fe、Cr、Ni的合计浓度超过0.5%，则在热轧中的α+β双相区中较多地存在β相的温度区域变宽，更加提高杨氏模量，因此有利。
认为本发明的要点是沿一个方向热轧β相，从被热轧了的β相（bcc）相变出的α相（hcp）在横向赋予高的杨氏模量。
为了得到更高的杨氏模量，优选将杨氏模量低的β相的比率抑制为较低，因此Fe、Cr、Ni的含量的合计优选为1.7%以下。
再者，在Fe、Cr、Ni之中，Fe的β稳定化能力最高，并且Fe也最廉价，因此优选添加Fe或者包括Fe的两种以上。
（1）式的值：-2.0~5.3：
为了提高横向的杨氏模量，沿一个方向热轧的β相和杨氏模量高的α相的平衡变得重要。作为β相和α相的平衡的指标，使用（1）式。
（1）式是将α相稳定化元素（Al、O、N）的各浓度设为Al当量（＝[Al]+10[O]+10[N]）、β相稳定化元素（Fe、Cr、Ni）的各浓度设为Mo当量（[Mo]+2.5[Fe]+1.25[Cr]+1.25[Ni]），分别进行标准化和合计，从Al当量减去Mo当量的式子。
为了在热轧时使β相存在、得到所希望的特性（横向的高杨氏模量），Fe、Cr、Ni的合计浓度至少需要0.5%，并且，需要将该（1）式的值设为-2.0～5.3的范围。
如果（1）式的值过低，则杨氏模量低的β相的比率变得过高，得不到高的杨氏模量，如果（1）式的值为-2.0以上则可以得到充分高的杨氏模量。
另一方面，如果（1）式的值大于5.3，则在所热轧的高温的α+β双相区β相的存在比率降低，不能充分地得到提高横向的杨氏模量的效果。
为了提高杨氏模量，优选（1）式的值为0.5以上。
再者，在不主动地添加Mo的组成中，有时也不可避免地包含0.002%左右的Mo。但是，这是可以忽视的量，因此可以作为Mo＝0使用（1）式。
＜α+β型钛合金的充分组成2＞
接着，对于本发明的α+β型钛合金的成分组成2进行说明。成分组成2是为了更加缓和凝固偏析的影响使熔化操作更加容易，进一步添加与Fe、Cr和Ni相反倾向地偏析的作为β相稳定化元素的Mo，指向高强度化的发明。
Fe、Cr和Ni：0.5~2.5%：
根据与成分组成1同样的理由，含有合计为0.5~2.5%的Fe、Cr、Ni之中的至少包含Fe的1种或2种以上。
Mo：1.0~3.5%：
Fe、Cr、Ni和Mo都是β相稳定化元素。在凝固时，在Fe、Cr和Ni的浓度高的部位，Mo浓度变低，相反地，在Fe、Cr和Ni的浓度低的部位，Mo浓度变高。
即，可以通过Mo的添加，使α相和β相的平衡（（1）式的值的分布）在钛合金内更加均质。
此时，与作为Fe、Cr和Ni的合计浓度的下限的0.5%的范围呼应的、适当的Mo浓度为1.0%，因此以其作为Mo添加量的下限。另外，与作为Fe、Cr和Ni的合计浓度的上限的2.5%呼应的适当的Mo浓度为3.5%，因此以其作为Mo添加量的上限。
Al：2.5～5.5%：
为了得到超过Ti-3Al-2.5V的抗拉强度的900MPa以上的抗拉强度，Al浓度设为2.5~5.5%的范围。优选为作为与Ti-6Al-4V同等及其以上的强度特性可得到980MPa以上的抗拉强度的4.0~5.5%。
此外，由于与成分组成1同样的理由，O和N的含量的合计设为0.04~0.35%，（1）式的值设为-2.0～5.3的范围。
即使在O和N全都不主动地添加的情况下，通常也以不可避免的杂质的水平满足该浓度范围。由于与成分组成1同样的理由，优选的范围是O和N的含量的合计为0.12~0.30%，（1）式的值为0.5~5.3。
＜部件成品的晶体取向＞
由采用本发明的制造方法制造的α+β型钛合金构成的螺栓、连杆和发动机气门，由于成为坯料的沿一个方向热轧了的α+β型钛合金板的横向的杨氏模量高（125GPa以上，优选为130GPa以上），以及使该钛合金板的横向和部件的长轴方向一致，因此部件的长轴方向的杨氏模量（刚性）变高。
另外，由本发明的制造方法制造的两轮和四轮车或自行车用的α+β型钛合金部件，由于使成为坯料的沿一个方向热轧了的α+β型钛合金板的横向与完成部件中被要求高刚性的方向一致，因此完成部件的被要求高刚性的方向的杨氏模量（刚性）也变高。
图4表示在本发明的A、B、C和D中，在与纵轴方向（被要求高刚性的方向）垂直的截面（图2的虚线位置的截面）测定的、来自钛α相的各晶面的X射线衍射强度的大小关系。一并在图中的标记的旁边表示下述（2）式的值。
I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]···（2）式
成品A、B、C和D全都是来自hcp的（0002）面的X射线衍射强度I（0002）强，比来自hcp的（10-10）面和（10-11）面的X射线衍射强度之和（I（10-10）+I（10-11））大，即I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]≥1。
成品A、B、C和D的（2）式的值分别为1.2、1.1、4.0、3.3。
钛α相hcp的（0002）面是c轴的垂面，通过将来自（0002）面的X射线衍射强度和来自其他晶面的X射线衍射强度比较，可以定量地比较杨氏模量高的α相hcp的c轴的集积程度。
在与成品的长轴方向垂直的截面中，I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]≥1的本发明的特征，意指在成品的长轴方向hcp的c轴强烈地集积。
另一方面，在以利用热轧制造的圆棒作为坯料的情况下，由于热轧的轧制方向与圆棒的纵向一致，因此圆棒的纵向的杨氏模量成为104~117GPa的较低的值。将由该圆棒加工出的成品E、F、G和H的、来自与纵轴方向垂直的截面的各晶面的X射线衍射强度示于图5。
成品E、F、G和H，来自hcp的（0002）面的X射线衍射强度I（0002）弱，比来自hcp的（10-10）面和（10-11）面的X衍射强度之和（I（10-10）+I（10-11））小，I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]＜0.2，与本发明的特征完全不同。将成品E、F、G和H的（2）式的值示于图中的标记的旁边。
图4、图5示出的X射线衍射强度的测定，首先利用机械加工切取与螺栓、发动机气门、连杆的纵轴方向垂直的截面（图2的虚线位置的截面），其后，使用Cu管球，测定来自该截面的X射线衍射。
（2）式的值，c轴的集积变得更强时杨氏模量提高，因此优选为1.2以上，更优选为3.0以上。
此外，通过将本发明的α+β型钛合金的成分组成设为上述成分组成1或成分组成2的范围，hcp的c轴在板横向的集积提高，与其相伴，板横向的杨氏模量变得更高
实施例1
对于本发明的α+β型钛合金制部件及其制造方法，使用以下的实施例更加详细地说明。
作为加工用坯料，将表1所示的5种α+β型钛合金制锭在1000~1150℃下加热，进行热锻，制作热轧用的钢坯（直径为100mm）、或者板坯（厚度为150mm），其后，在表2（A1~10）和表3（B1~35）所示的各种条件下热轧，制成圆棒或板。
此外，对热轧后的圆棒和板，在表2和表3所示的条件下实施退火。再者，一部分是无退火的状态。表2示出的坯料是与以往同样地向圆棒在热态下进行了孔型轧制的加工用坯料，表3示出的坯料是向板进行了热轧的加工用坯料。
向使用了厚度为150mm的板坯的板的热轧，表3所示的压下率为60~90%，热轧后的厚度为60~15mm。表3中的下划线表示从本发明的范围脱离。在表4及其以后也是同样的。
在表1中，用Cr：0.03%以下、Ni：0.03%以下、Mo：0.002%以下、N：0.07%以下、和「-」表示的组成表示没有主动地添加这些元素，为不可避免的杂质的水平。在表6、表8中也是同样的。再者，不可避免地含有的Fe的浓度为0.03～0.07%左右。
使用表2和表3的加工用坯料，制作切削加工出的圆棒、和对其滚压成形了螺纹牙的工件、实施了仅利用平板从上下压缩的热锻的工件、和利用模拟了连杆的模具热锻出的工件，将它们的长轴方向的杨氏模量和在与长轴方向垂直的截面测定的（2）式的值示于表4和表5。
此外，表4和表5也表示来自加工用坯料的规取方向（与长轴方向平行的加工用坯料的方向）、切削加工出的圆棒的抗拉强度。
制成模拟发动机气门的轴部的切削加工出的圆棒原样、模拟了螺栓的螺纹牙滚压成形品、和使用模拟了连杆的模具的热锻造品。
再者，在切削加工出的圆棒原样和对其滚压成形了螺纹牙后，抗拉强度、杨氏模量、（2）式的值基本上没有变化，因此作为「圆棒和螺纹牙滚压成形后」记载了一个值。
螺纹牙的滚压成形在冷态下实施。
利用平板从上下压缩的热锻，在700℃的加热温度下进行挤压直到圆棒的直径或板的厚度减少50%的位置。
使用模拟了连杆的模具的热锻，为了容易进行金属流动，加热到稍高的800℃，板从其厚度方向、圆棒从其径向挤压。
此外，在表5所示的实施例中，利用平板从上下压缩的热锻，实施从板的厚度方向挤压的情况（简记T）和从板的纵向挤压的情况（简记L）的两者，比较热锻时的最大载荷的大小关系。
抗拉强度，加工成平行部为直径6.25mm且长度为32mm的拉伸试件，在室温实施拉伸试验进行测定。
杨氏模量，切取宽度为10mm、厚度为1.5mm、长度为60mm的试件进行加工，在室温下使用自由保持式杨氏模量测定装置采用共振法测定。
（2）式的值，利用机械加工切取与长轴方向垂直的截面，使用Cu管球在该截面实施X射线衍射，使用来自钛α相hcp的（0002）面、（10-10）面、（10-11）面的X射线衍射峰的相对强度进行计算。
Figure BDA00001716594000181
表2
Figure BDA00001716594000191
表3
Figure BDA00001716594000201
#1轧制方向：
①一个方向是加热后不改变轧制方向沿一个方向轧制直到规定的厚度。
②交叉是加热后从厚度150mm轧制到75mm（压下率为50%）后，将轧制方向改变90°再轧制到厚度为30mm。
#2板的横向：将相对于最终的热轧方向交叉90°的方向作为横向。（与最终的热轧方向和厚度方向这两者正交的方向）
Figure BDA00001716594000211
表4的V1~10如以往那样，使用作为利用热轧制成的圆棒的表2的加工用坯料A1~10，任一个加工品都是杨氏模量为117GPa以下，（2）式的值为0.15以下、较低。
表4的V11~24使用作为在低于β相变点的加热温度下沿一个方向、或者交叉方向热轧制成的板的表2的加工用坯料B26~35，任一个加工品都是其杨氏模量为120GPa以下，（2）式的值为0.30以下、较低，与使用利用热轧制成的圆棒的情况相比没有大的差别。V21~24是将作为加工用坯料的B26、B29、B31、B34的板以板的纵向（热轧方向）成为长轴方向的方式制成加工品的例子。
表5的作为实施例（1）、实施例（2）、实施例（3）的W1~25，是使用作为加热到超过β相变点的β相单相区后沿一个方向热轧制成的板的、表3的加工用坯料B1~25，以板的横向成为长轴方向的方式制成加工品的例子。任一个加工品都是其杨氏模量为125GPa以上，（2）式的值为1.0以上、较高。可知作为使用了表1的Ti-5Al-1Fe和Ti-5Al-2Fe-3Mo的实施例（2）和实施例（3）的W16~25，杨氏模量为130~140GPa、更高。
这样，通过本发明的制造方法可以提高α+β型钛合金制部件的长轴方向的杨氏模量（刚性），具有在与长轴方向垂直的截面中I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]≥1的特征。
表5的W26~30，是将作为加工用坯料的B3、B8、B13、B18、B23的板，以与上述实施例相差90°方向的板的纵向（热轧方向）成为纵向的方式制成加工品的例子，加工品的杨氏模量达不到120GPa，（2）式的值低于0.1、较小。
实施例2
对于本发明的α+β型钛合金的成分组成1，使用以下的实施例，更加详细地说明。
将表6所示的C1~21的由不含有Mo的成分构成的α+β型钛合金制锭热锻制成厚度为40mm的板坯，使用该板坯加热到超过β相变点的β相单相区后沿一个方向热轧制成厚度为10mm的板（热轧的压下率为75%）。
其后，对热轧过的板实施在750℃保持1小时、空冷的退火。
在一个方向的热轧时，为了加热温度成为β相单相区，从（3）式推定的β相变点为970℃~1019℃的情况将1050℃设为加热温度、低于970℃的情况将1000℃设为加热温度（参照表6的最右栏）。
表6所示的C1~21虽然没有添加Mo，但不可避免地含有0.002%的Mo，因此将该值记载于表6。
推定β相变点（℃）＝20.6[Al]-18[Fe]
-16.7[Cr]-16.7[Ni]
-10.3[Mo]+122[O]
+150[N]+895.5···（3）式
在此，[Al]、[Fe]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[O]、[N]分别是Al、Fe、Cr、Ni、Mo、O、N的浓度（质量%）。
（3）式是以（社）日本钢铁协会发行「铁和钢」（Vol.75,No.5,1987年）的S-704「采用电阻率测定法的钛合金的β相变点的确定和β相变点推定式的确立」所记载的式子为基础，将其中不包含的Ni和N的系数从各自与Ti的二元系状态图推定并加上的式子。
用（3）式求得的推定的β相变点，与以由本发明规定的成分组成的范围内的10种以上的坯料为对象，使用示差热分析计在升温过程中测定的β相变开始点相差不超过5℃，很好地一致。
表7表示使用由表6的成分构成的按上述的步骤制成的加工用坯料，制作切削加工出的圆棒、和对其滚压成形出螺纹牙的工件、以及实施了仅利用平板从上下压缩的热锻的工件，它们的长轴方向的杨氏模量、和在与长轴方向垂直的截面测定的（2）式的值。此外，也表示切削加工出的圆棒的抗拉强度。
抗拉强度、杨氏模量、（2）式的值采用与上述的方法相同的方法测定。
螺纹牙的滚压成形在冷态下实施。
利用平板从上下压缩的热锻，实施从板的厚度方向压入的情况（简记T）和从板的纵向压入的情况（简记L）这两者，比较热锻时的最大载荷的大小关系。
利用平板从上下压缩的热锻在700℃的加热温度压入到热锻前的厚度减少50%的位置。
Figure BDA00001716594000261
Figure BDA00001716594000271
表7的X1~18，成分如表6所示在本发明的范围内，这些加工品，杨氏模量为130~141GPa、较高，（2）式的值为3以上、较大。
实施例（2）之中，X2、X6、X8、X9、X11、X12、X14、X16和X18，O和N的含量的合计为0.12~0.30%，Fe、Cr和Ni的含量的合计为0.5~1.7%，（1）式的值为0.5～5.3，处于优选的范围，杨氏模量为135GPa以下、成为更高的值。
表5的W16~20也是成分组成为表1示出的Ti-5Al-1Fe，在本发明的成分组成1的范围内，杨氏模量为135GPa以上，（2）式的值为3以上、较大。
另一方面，以规取方向是板的纵向（热轧方向）成为长轴方向的方式制成加工品的X22~25，虽然成分组成处于本发明的成分组成1的范围内，但规取方向相差90°，因此加工品的杨氏模量达不到120GPa，（2）式的值也低于0.1、较小。
表7的X19~21，使用了从作为本发明的优选的成分组成的成分组成1和成分组成2的范围脱离的表6的C1、C2、C13，杨氏模量达不到实施例（2）的130GPa，但为125~127GPa，与以往的制造方法（表4的比较例）相比充分高。
根据表5示出的实施例，在实施利用平板从上下压缩的热锻的例子和利用模拟了连杆的模具热锻的例子中，杨氏模量和（2）式的值基本上没有差异。由此，可知在表7的X1~21中，利用模拟了连杆的模具热锻的情况，具有与实施利用平板从上下压缩的热锻造的情况同等的特性。
实施例3
对于本发明的α+β型钛合金的成分组成2，使用以下的实施例更加详细地说明。
将表8所示的D1~24的由添加有Mo的成分构成的α+β型钛合金制锭热锻制成厚度为40mm的板坯，使用该板坯加热到超过β相变点的β相单相区后沿一个方向热轧制成厚度为10mm的板（热轧的压下率为75%）。
其后，对热轧出的板实施在750℃保持1小时、空冷的退火。
在一个方向的热轧时，为了加热温度成为β相单相区，从（3）式推定的β相变点为970℃~1021℃的情况将1050℃设为加热温度、低于970℃的情况将1000℃设为加热温度（参照表8的最右栏）。
使用由表8的成分构成的按上述的步骤制成的加工用坯料，制作切削加工出的圆棒、和对其滚压成形了螺纹牙的工件、以及实施了仅利用平板从上下压缩的热锻的工件。
表9表示它们的长轴方向的杨氏模量、和在与长轴方向垂直的截面测定的（2）式的值。此外，还表示切削加工出的圆棒的抗拉强度。再者，抗拉强度、杨氏模量、（2）式的值采用与上述的方法相同的方法测定。
螺纹牙的滚压成形在冷态下实施。
利用平板从上下压缩的热锻造，实施从板的厚度方向压入的情况（简记T）和从板的纵向压入的情况（简记L）这两者，比较热锻时的最大载荷的大小关系。
利用平板从上下压缩的热锻，在700℃的加热温度下压入到热锻前的厚度减少50%的位置。
Figure BDA00001716594000311
表9的Y1~22，成分组成如表8所示在本发明的成分组成2的范围内，这些加工品，抗拉强度为900MPa以上，杨氏模量为130~140GPa、较高，（2）式的值为3以上、较大。
使用作为Al浓度为优选的范围4.0～5.5%的D5~20和D22~24的Y5~22，其抗拉强度为980MPa以上，为与使用Ti-6Al-4V的圆棒的比较例（V1、V2）同等及其以上。
Y1、Y2、Y4~8、Y11~14、Y17、Y19和Y20，O和N的含量的合计为0.12~0.30%，（1）式的值为0.5～5.3，处于优选的范围，杨氏模量为135GPa以上，变得更高。
表5的W21~25也是成分组成为表1示出的Ti-5Al-2Fe-3Mo，因此在本发明的成分组成2的范围内，抗拉强度超过1000MPa，杨氏模量为130GPa以上，（2）式的值为3以上、较大。
另一方面，以规取方向是板的纵向（热轧方向）成为长轴方向的方式制成加工品的Y25~27，虽然成分组成在本发明的成分组成2的范围内，但规取方向相差90°，因此加工品的杨氏模量达不到120GPa，（2）式的值也低于0.1、较小。
表9的Y23和Y24，使用从成分组成2的成分组成脱离的表7的D3、D21，其杨氏模量达不到作为实施例（2）和实施例（3）的杨氏模量的130GPa，但为125~127GPa，与以往的制造方法（表4的比较例）相比充分高。
表9的Y1~24也由表5可知，利用模拟了连杆的模具热锻造的情况，具有与实施利用平板从上下压缩的热锻造的情况同等的特性。
实施例4
对于本发明的连杆的优选的制造方法，使用利用模拟了连杆的模具进行了热锻的以下的实施例，更加详细地说明。
作为加工用坯料，在表6的C17和表8的D14的成分中，由真空熔化了的锭热锻，制作板坯（厚度为150mm），其后，加热到1050℃，实施压下率为80%的一个方向的热轧，制成板。
此外，对热轧后的板实施在750℃保持了1小时、空冷的退火。
除了以上的两种以外，使用表3的B3、B8、B13、B18和B23的合计7种的加工用坯料，进行采用模拟了连杆的模具的热锻。
该热锻，比较了将加工用坯料加热到800℃，从板的厚度方向锻造的情况（简记T）和从板的纵向锻造的情况（简记L）。利用模拟了连杆的模具热锻的加工品，目视观察其角R部的形状。
表10表示使用的加工用坯料、其规取方向、利用模拟了连杆的模具热锻过的加工品的长轴方向中的杨氏模量、其截面的（2）式的值、角R部的形状、以及简记L相对于简记T时的热锻最大载荷的减少率。杨氏模量、（2）式的值都采用与上述的方法同样的方法测定。
Figure BDA00001716594000341
表10的Z1~7，从任一方向热锻的场合都是杨氏模量为125GPa以上，（2）式的值为1.1以上、显示较高的特性。角R部的形状（尖锐度），在从板的厚度方向锻造的情况（简记T）的锻造品中，为与以往的使用圆棒坯料的表4的V1~10相同的程度，是没有问题的水平（B），但从板的纵向锻造的情况（简记L）的锻造品更尖锐（A）。
热锻时的最大载荷也是从板的纵向锻造的情况（简记L）时较低，为9~14%（约10%）。
另外，在表5、表7、表9示出的利用平板从上下压缩的热锻中，如果比较从板的厚度方向压入的情况（简记T）和从板的纵向压入的情况（简记L），则热锻时的最大载荷全都是从板的厚度方向压入的情况（简记T）较大（表中记载为「T＞L」）。
由此也可知，从板的纵向压入时（从板的T截面侧压缩时）可以降低热锻时的载荷。
如上述那样，根据本发明的优选的制造方法，能够降低热锻时的载荷，提高形状精度，制造高杨氏模量的连杆。

Claims (13)

1.一种α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，将α+β型钛合金加热至β相单相区，接着，沿一个方向实施热轧形成为钛合金板，其后，以与热轧方向和厚度方向两者垂直的方向成为在完成部件中被要求高刚性的方向的方式加工所述钛合金板。
2.根据权利要求1所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，所述完成部件是螺栓，所述被要求高刚性的方向是螺栓的轴向。
3.根据权利要求1所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，所述完成部件是发动机气门，所述被要求高刚性的方向是发动机气门的轴向。
4.根据权利要求1所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，所述完成部件是连杆，所述被要求高刚性的方向是连杆的轴向。
5.根据权利要求4所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，所述钛合金板的加工是从垂直于与所述热轧方向一致的方向的截面侧进行压缩的锻造加工。
6.权利要求1～5的任一项中记载的α+β型钛合金制部件，其特征在于，所述α+β型钛合金，以质量%计，含有0.5~5.5%的Al，含有合计为0.04~0.35%的O和N，还含有合计为0.5~2.5%的Fe、Cr和Ni之中的1种或2种以上，并且，下述（1）式的值为-2.0~5.3，其余量包含Ti和不可避免的杂质，
[Al]+10[O]+10[N]-[Mo]-2.5[Fe]-1.25[Cr]-1.25[Ni]···（1）式
在此，[Al]、[O]、[N]、[Mo]、[Fe]、[Cr]、[Ni]分别是Al、O、N、Mo、Fe、Cr、Ni的浓度（质量%）。
7.权利要求6所述的α+β型钛合金制部件的制造方法，其特征在于，所述α+β型钛合金还含有1.0~3.5%的Mo。
8.一种α+β型钛合金制部件，其特征在于，在α+β型钛合金制部件中，在与其纵轴方向垂直的截面测定的来自钛α相的（0002）面的X射线衍射强度I（0002）、来自（10-10）面的X射线衍射强度I（10-10）、来自（10-11）面的X射线衍射强度I（10-11）满足I（0002）/[I（10-10）+I（10-11）]≥1。
9.根据权利要求8所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，所述α+β型钛合金制部件是螺栓。
10.根据权利要求8所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，所述α+β型钛合金制部件是发动机气门。
11.根据权利要求8所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，所述α+β型钛合金制部件是连杆。
12.根据权利要求8~11的任一项所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，所述α+β型钛合金以质量%计，含有0.5～5.5%的Al，含有合计为0.04~0.35%的O和N，还含有合计为0.5~2.5%的Fe、Cr和Ni之中的1种或2种以上，并且，所述（1）式的值为-2.0~5.3，其余量包含Ti和不可避免的杂质。
13.根据权利要求12所述的α+β型钛合金制部件，其特征在于，所述α+β型钛合金还含有1.0~3.5%的Mo。
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