CN103348029A - 疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件 - Google Patents

Abstract

为了以低成本提供与现有的钛合金相比耐磨损性和疲劳强度优异的钛合金构件，提供一种疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件，其在母材的表层具有固溶了氧的硬化层，所述母材以质量%计含有Al：4.5%以上且低于5.5%、Fe：1.3%以上且低于2.3%、Si：0.25%以上且低于0.50%、O：0.08%以上且低于0.25%，其余量包含钛以及不可避免的杂质。

Description

疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件

技术领域

本发明涉及由于在表层具有硬化层所以在被用于与其他构件接触的接触部、滑动部的情况下具有耐磨损性、且显示出优异的疲劳强度的耐磨损性钛合金构件。

背景技术

轻量、高比强度且耐蚀性优异的钛合金，除了飞机用途以外，还被利用于汽车部件、民生用品等的广泛的用途中。其中，在强度延展性平衡方面优异的Ti-6Al-4V为其代表例。另一方面，为了降低作为妨碍普及扩大的主要因素之一的高成本，利用廉价的Fe作为添加元素，开发出了具有能够代替Ti-6Al-4V的特性的合金。

另外，钛合金由于耐磨损性差，所以在用于与其他构件接触的接触部、滑动部的情况下成为问题。作为改善用于汽车的发动机部件的产品的耐磨损性的方法，专利文献1中公开了使表面形成氧化皮的方法。但是，氧化皮层容易发生龟裂，另外，表面的皮剥离等，表面凹凸容易变大，存在与不进行这样的耐磨损处理的情况相比，构件的疲劳强度大大降低这样的问题。

另外，汽车的内燃机等的高温环境下使用的构件，需要抗蠕变性、疲劳特性良好。在非专利文献1、2、专利文献2、3、8中公开了为了改善钛合金的抗蠕变性而添加Si的技术。然而，当大量添加Si时，α相、β相中没有完全固溶的Si生成钛的硅化物，在热处理中、高温下的使用中粗大化，成为疲劳破坏的起点，由此，疲劳强度降低。虽然因成分、温度而变动，但是在Ti-Si二元系中Si的固溶量在700℃下为0.2%左右，在Ti-5%Al-2%Fe的α+β合金中在700℃下仅固溶0.1%左右。因此，在疲劳强度成为问题的用途中，存在使Si添加量低于0.25%等的限制。

虽然非专利文献1和非专利文献2中记载的Ti-6Al-1.7Fe-0.1Si合金是高强度、高刚性的合金，但是存在Al添加量多、热加工性差这样的问题。另外，虽然为了提高直至480℃的高温环境下的抗蠕变性而添加了Si，但是其添加量被抑制到0.13%。

在专利文献2中，作为具有与现有的Al-Fe系钛合金同等且稳定的偏差少的疲劳强度、和比其高的热加工性的α+β型钛合金，公开了包含Al：4.4%以上且低于5.5%、Fe：0.5%以上且低于1.4%的合金。但是，关于赋予了耐磨损性的状态下的疲劳强度却没有涉及。另外，就Si添加量而言，以疲劳强度降低的理由设定为低于0.25%。

在专利文献3中，作为具有与现有的Al-Fe类钛合金同等的疲劳强度和比其高的热加工性或冷加工性的钛合金，公开了包含Al：4.4%以上且低于5.5%、Fe：1.4%以上且低于2.1%的合金。但是，关于赋予了耐磨损性的状态下的疲劳强度却没有涉及。另外，就Si添加量而言，以疲劳强度降低的理由设定为低于0.25%。

在专利文献4中，作为能够在工业上进行廉价制造、具有与Ti-6Al-4V合金同等或其以上的机械性质的α+β型钛合金，公开了包含Al：5.5～7.0%、Fe：0.5～4.0%、O：0.5%以下的合金。但是，Al添加量多，热加工性和冷加工性差，而且，存在高Fe时Fe偏析所致的特性的不均匀性、杨氏模量降低所导致的作为构件的刚性降低这样的问题。

在专利文献5中，作为强度比Ti-6Al-4V高、铸造性优异的铸造用α+β型钛合金，公开了包含Al：5.0～7.0%、Fe+Cr+Ni：0.5～10.0%、C+N+O：0.01～0.5%、在铸态的状态下抗拉强度在890MPa以上、熔点为1650℃以下的钛合金。虽然该钛合金是得到熔融时的良好的流动性和凝固后的优异的强度的合金，但是存在凝固组织容易变粗大、疲劳强度差这样的问题。

在专利文献6中，公开了Al：4.4～5.5%、Fe：1.4～2.1%、Mo：1.5～5.5%、Si：低于0.1%、且具有与Ti-6Al-4V同等或其以上的室温强度、疲劳强度的高强度α+β型合金。在专利文献7中，公开了使用了该合金的发动机气门，并公开了在表层形成氧化物等的硬质层来提高耐磨损性的技术。但是，由于专利文献6、7中记载的钛合金大量含有高价格且价格变动大的Mo，所以存在难以低成本且稳定地制造这样的问题。另外，由于该钛合金大量含有Mo，所以比重比Ti-6Al-4V高，杨氏模量也与Ti-6Al-4V同等，在需要刚性的构件的轻量化效果方面不充分。

在专利文献8中，公开了钛合金阀的制造方法，并公开了作为α+β型钛合金将Ti-6Al-4V合金阀在氮和氧的气氛中加热来将表层氧化和氮化的方法。虽然提高了面部、端部表面的耐磨损性，但是因使用Ti-6Al-4V合金因而成本高，另外，刚性以及耐疲劳特性不充分。

在专利文献9中，作为改善了Ti-6Al-4V合金的可加工性的Ti合金，公开了Al当量为3～6.5%，且含有以Mo当量计为2.0～4.5%的完全固溶型β稳定化元素中的至少1种、和以Fe当量计为0.3～2%的共析型β稳定化元素，但是由于作为完全固溶型β稳定化元素的Mo、V、Ta、Nb等为高成本，所以具有成本变高这样的缺点。

在专利文献10中，公开了包含Al：5.5～6.5%、Sn：1.5～3.0%、Zr：0.7～5.0%、Mo：0.3～3.0%、Si：超过0.15%且为0.50%以下等的成分的耐热钛合金。这样大量添加Si的理由是为了设想在500～600℃以上的温度区域使用，提高抗蠕变性。专利文献8中记载的钛合金，为了在该温度区域得到高温强度而大量添加Sn、Zr、Mo，除了合金成本高以外还存在热加工性非常差、制造成本高这样的问题。另外，Zr是容易以（Ti,Zr）xSiy的形式形成硅化物的元素，存在容易导致疲劳强度降低这样的问题。而且，在专利文献8中，关于耐磨损性没有进行充分的研究，例如，在以提高耐磨损性为目标如专利文献6中那样形成了硬化层的情况下，如前面记载那样有可能因形成硅化物而导致疲劳特性大幅度降低。

在专利文献11中，公开了在低强度的Ti合金中具有固溶了氧的硬化层的阀，作为坯料的Ti合金，公开了Ti-Fe：0.04～2.40%-O：0.08～0.20%。然而，由于母材强度不充分，所以具有在要求高强度、高疲劳强度的用途中难以使用这样的缺点。

在先技术文献

专利文献1：日本特开昭62-256956号公报

专利文献2：日本专利第3076697号公报

专利文献3：日本专利第3076696号公报

专利文献4：日本专利第3306878号公报

专利文献5：日本特开2010-7166号公报

专利文献6：日本特开2005-320618号公报

专利文献7：日本特开2007-100666号公报

专利文献8：日本特开平6-041715号公报

专利文献9：日本特开2000-273598号公报

专利文献10：日本特开平2-22435号公报

专利文献11：日本特开平7-269316号公报

非专利文献1：P.Bania，Metallugy and Technology of PracticalTitanium Alloys，P.9，TMS，Warrendale，PA（1994）

非专利文献2：F.H.FROES and I.L.CAPlAN,TITANIUM’92SCIENCE AND TECHNOLOGY，p.2787

发明内容

以往，没有公开不添加Mo且同时满足钛合金的耐磨损性和疲劳特性的技术。

为了提高钛合金构件的耐磨损性，例如，考虑实施在表层部通过氧化、氮化、碳化来形成硬化层的耐磨损处理。但是，当进行这样的耐磨损处理时，存在构件的疲劳强度降低这样的问题。

因此，本发明有利地解决上述问题，以低成本提供与现有合金相比疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件。

本发明人为了实现上述目的，添加比V、Mo廉价的Fe、以及即使少量添加强化能力也高的Si作为强化元素，专心调查了对热加工性的影响、和为了提高耐磨损性而在表层形成了固溶了氧的硬化层的钛合金的疲劳强度。

本发明人将用于在工业上廉价制造的热加工性的指标设为β相变温度1000℃以下、900℃下的β相比率40%以上。将它们作为指标的理由如下。一般地，在从坯料锻造加工成钢坯时、和从坯料热加工成部件形状时，被加热至变形能力高的β单相区域，在加工中温度降低至β相变温度以下的双相区域。当加热温度超过1000℃时，会导致由氧化导致的表面性状的恶化、和由氧化皮生成导致的材料利用率降低，由于切削负荷的增加导致大幅度的生产成本上升。另外，当因加工中的温度降低，β相的比率低于40%时，在加工中容易发生裂纹。

固溶了氧的硬化层，例如能够通过在通过热轧的加工成形为构件形状后的钛合金的表层，通过热扩散法固溶氧、或者固溶氮、碳中的任1种或两种、和氧来形成。

本发明人对于钛合金的疲劳强度，将在表层形成了固溶了氧的硬化层的情况下的疲劳强度为比作为现有的Ti-6Al-4V合金的疲劳强度330MPa大10%以上的360MPa以上作为指标。

其结果发现，通过适量调整Al、Fe、O以及Si的成分范围，能够制造疲劳强度、热加工性、耐磨损性优异的钛合金。

本发明的要旨如下。

（1）一种疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件，其特征在于，在钛合金母材的表层具有固溶了氧的硬化层，所述钛合金母材以质量%计含有Al：4.5%以上且低于5.5%、Fe：1.3%以上且低于2.3%、Si：0.25%以上且低于0.50%、O：0.08%以上且低于0.25%，其余量包含钛以及不可避免的杂质。

（2）根据上述（1）所述的疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件，其特征在于，所述硬化层是在所述母材的表层固溶了氮、碳的任1种或两种、和氧的层。

（3）根据上述（1）或（2）所述的疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件，其特征在于，所述硬化层的截面的维氏硬度在距表面10μm深度处为450HV以上。

本发明的钛合金构件，具有超过现有的钛合金的耐磨损性、疲劳强度、热加工性并且廉价。由此，本发明的钛合金构件，与现有的高强度钛合金相比，作为汽车用的发动机气门、连杆等的滑动部的构件的产业上的用途扩大，因其轻量、高强度的特性而能够广泛地获得提高汽车等的燃油经济性等的效果。另外，本发明的钛合金构件，以滑动部的部件为首能够进行广泛的利用，能够广泛地获得其效果，所以产业上的效果不可估量。

具体实施方式

下面，对本发明进行详细说明。

在开发中，将先前作为低成本含Fe高强度α+β型钛合金开发出的Ti-5%Al-1～2%Fe系合金作为基础，调查了添加Si、氧所致的对强度、杨氏模量、β相变温度的影响。

其结果可知，Si和氧都使强度和杨氏模量提高，但是添加氧提高β相变温度的效果大，而Si对β相变温度没有影响。Fe使β相变温度和杨氏模量都降低。

接着，对耐磨损性的评价方法进行叙述。耐磨损性如下进行评价，即，在圆棒构件的轴向上施加拉伸载荷300MPa之后，以载荷98N（10kgf）、振动频率500Hz的条件使SCM435材料冲撞构件表面，通过加振次数1×10⁷次后的表面的龟裂的有无来进行评价。

接着，对疲劳强度进行叙述。疲劳强度是使用试片通过小野式旋转弯曲疲劳试验根据1×10⁷次下的断裂强度来评价，所述试片是将钛合金加工成试片形状后、进行后述的耐磨损处理，使母材的表层形成固溶了氧的硬化层的试片。

其结果发现如下现象，即，在母材的表层具有硬化层的情况下，与没有硬化层的情况相比，在母材的Si含有量低于0.25%时，疲劳强度降低100～150MPa左右，但是在母材的Si含有量为0.25%以上时，疲劳强度提高。

通常，在由钛合金构成的母材的表层具有硬化层的情况下，与在表层没有硬化层的情况相比，疲劳强度降低。虽然不清楚其原因，但是认为是因为在表层部容易生成微小的龟裂，其成为疲劳的起点的缘故。

在母材的表层存在硬化层的情况下，若增加母材的Si添加量则疲劳强度提高的机理尚不清楚，但是经推测，可以考虑以下那样的机理。在用于一般的疲劳强度的评价的1×10⁷次左右的循环试验中，钛合金的疲劳破坏以表层为起点而发生。尤其是在表层存在硅化物的粗大析出物等时，以此处为起点而发生破坏。

此次，对由钛合金构成的母材的Si含有量为0.25%以上的试片的截面表层部的微观组织进行了详细调查。其结果，在氧固溶而形成有硬化层的母材的表层部看到了不存在硅化物的层。认为这是因为，作为α稳定化元素的氧通过用于形成硬化层的氧化处理而从外部侵入，由此使α相的比率增加、β相的区域减少，作为β稳定化元素的Si移动到氧化皮中或母材内部的缘故。认为不存在硅化物的层的深度，比氧浓化的硬化层的深度浅，但是至少距表面3μm以上，对避免成为疲劳龟裂的起点是充分的。

在此，硅化物通常是通过EPMA的映射分析被观察为Si的浓化。更详细地说，需要利用透射电镜进行电子束衍射。在此次的由Si含有量为0.25%以上的钛合金构成的母材的表层具有硬化层的试片的情况下，可确出在母材内部存在的硅化物为0.1μm以上的大小。

如以上叙述，在由Si含有量为0.25%以上的钛合金构成的母材的表层有固溶了氧的硬化层的情况下，表层部的Si稀薄化，表层部的硅化物的形成被抑制，从而不会成为疲劳破坏的起点，另一方面，母材中的Si有助于提高母材的强度。因而认为能够抑制疲劳强度的降低，从而疲劳强度提高。

另外，在由含有Fe、且Si含有量为0.25%以上的钛合金构成的母材的表层形成固溶了氧的硬化层，α相的比率增加，β相的区域减少的情况下，认为由于Fe向α相的固溶量显著小，因此固溶强化能力显著降低，而Si向α相的固溶量比Fe大，抑制了固溶强化能力的降低，这也有助于提高疲劳强度。

形成硬化层的元素不限于氧，硬化层可以是在母材的表层固溶了氮、碳的任1种或两种、和氧的层。氮、碳与氧同样是在钛中固溶的α稳定化元素，认为在钛合金中，与氧同样的机理发挥作用。

在本发明的第1实施方式的钛合金构件中，规定了母材的构成元素的含有比率、和在母材的表层形成有固溶了氧的硬化层。

Al是α稳定化元素，通过固溶于α相，随着含有量的增加，钛合金构件的强度增加。但是，当母材含有5.5%以上的Al时，热加工性劣化。因此，母材的Al的含有量设为4.5%以上且低于5.5%。Al的含有量的上限值更优选为低于5.3%。另外，Al的含有量的下限值更优选为4.8%以上。

Fe是共析型的β稳定化元素，通过固溶于β相，随着含有量的增加，钛合金构件的室温强度增加，并使β相变温度降低。为了确保强度和降低β相变温度，母材需要含有1.3%以上的Fe。但是，当母材含有2.3%以上的Fe时，按大型锭熔炼制造时偏析成为问题。因此，母材的Fe含有量设为1.3%以上且低于2.3%。Fe的含有量的上限值更优选为低于2.1%。另外，Fe的含有量的下限值优选为1.5%以上，更优选为1.6%以上。

Si是β稳定化元素，随着含有量的增加，强度增加。为了确保赋予耐磨损性的情况下的疲劳强度，母材需要含有0.25%以上的Si。

另一方面，当母材含有0.50%以上的Si时韧性降低。因此，母材的Si含有量设为0.25%以上且低于0.50%。Si的含有量的上限值更优选为低于0.45%。另外，为了提高母材强度，Si的含有量的下限值更优选为0.28%以上。

O是强化α相的元素。为了体现该效果，需要使母材的O含有量为0.05%以上。但是，当含有0.25%以上的O时，促进α₂相的生成，从而脆化，或β相变温度上升，使热处理成本上升。因此，使母材的O的含有量为0.05%以上且低于0.25%。优选为0.08%以上且低于0.22%。更优选为0.12%以上且低于0.20%。

在本发明的第2实施方式的钛合金构件中，硬化层为在母材的表层固溶了氮、碳的任1种或两种、和氧的层。

氧、氮、碳都是在钛中固溶的α稳定化元素，并认为，通过在表层固溶，使表层的Si浓度降低，抑制硅化物的生成，由此抑制疲劳强度降低。

在本发明的第3实施方式的钛合金构件中，硬化层为截面的维氏硬度在距表面10μm深度处为450HV以上的层。

硬化层的硬度和深度，是对截面进行镜面研磨，以载荷10gf来测定维氏硬度。由于氧从表层侵入，所以表面的硬度变为最大，越往母材内部硬度越低。硬化层的距表面10μm深度处的维氏硬度，优选为HV450以上，更优选为HV500以上。在上述硬化层的维氏硬度为HV450以上的情况下，能够更有效地得到通过在母材的表层设置硬化层而带来的提高耐磨损性的效果。

在本发明的钛合金构件中，优选母材的微观组织为针状组织。在母材的微观组织为针状组织的情况下，成为抗蠕变性优异的钛合金构件。另外，在母材的微观组织为针状组织的情况下，抑制了在高温下进行用于形成赋予耐磨损性的硬化层的氧化处理等的耐磨损处理时的构件的蠕变变形。

本发明的钛合金构件，能够具备优异的疲劳强度和耐磨损性。

本发明的钛合金构件，能够通过通常所使用的钛合金的制造方法和表面处理方法来制造。本发明的钛合金构件的代表的制造工序如下。

首先，将海绵钛、合金坯料作为原料，通过在真空中进行电弧熔炼或电子束熔炼，在水冷铜铸模中铸造的熔炼法，抑制杂质的混入，制成为本发明的钛合金构件的母材的成分的铸块。在此，O在熔炼时例如能够通过使用氧化钛或氧浓度高的海绵钛来添加。在将该铸块加热到950℃以上的α+β区域或β区域后，锻造成钢坯（billet）形状，进行表面切削，通过950℃以上的加热温度下进行热轧。由此，得到作为本发明的钛合金构件的形状的一例的例如作为φ12～20mm的棒材的母材。

接着，对形成为本发明的钛合金构件的形状的母材的表层进行使氧固溶的耐磨损处理或使氮、碳的任1种或两种、和氧固溶的耐磨损处理。在耐磨损处理中，例如，能够根据需要组合使用采用热扩散法的氧化、渗碳、氮化。作为耐磨损处理，在进行热扩散法的情况下，具体地例如优选使用进行下述热处理的方法，所述热处理是氧化在空气等含有氧的气体中、氮化在以氮为主体的含有氮的气体中、渗碳在二氧化碳、一氧化碳、甲烷等的含有碳的气体中，在700℃～900℃保持1小时～8小时。通过进行耐磨损处理，能够得到在母材的表层具有固溶了氧的硬化层的本发明的α+β型的钛合金构件。

在本实施方式中，优选：在进行在母材的表层形成固溶了氧的硬化层的耐磨损处理之前，将形成为钛合金构件的形状的母材加热至β相变温度以上的温度，其后，以空冷以上的速度进行冷却（固溶处理）。通过进行固溶处理，α相在母材的原始β相中析出，母材的微观组织成为针状组织。因此，通过在进行耐磨损处理之前进行固溶处理，能够抑制由进行耐磨损处理导致的构件的蠕变变形。

实施例

下面通过实施例更具体地说明本发明。

（实施例1）

通过真空电弧熔炼法制造表1中示出的坯料No.1～12的成分的钛合金，分别制成为约200kg的铸块。对这些铸块分别进行锻造和热轧，得到了直径15mm的圆棒。

表1

对坯料No.1～15的圆棒，进行固溶处理，使微观组织成为针状组织，该固溶处理是在表2中示出的β相变温度+60℃的温度下加热20分钟，通过向炉内吹入氮气来进行冷却。其后，对圆棒进行加工，得到了平行部直径4mm、标点距离20mm、直径15mm的疲劳试片的形状的母材。然后，通过800℃、1小时的大气中的热处理，进行在母材的表层形成固溶了氧的硬化层的耐磨损处理，从而得到了疲劳试片。

表2

对这样得到的No.1～15的疲劳试片，在以下所示的条件下进行疲劳试验，如下所示进行了评价。其结果在表2中示出。

疲劳试验，是通过小野式旋转弯曲疲劳试验，以最大应力360MPa、应力比R=-1，3600rpm、室温的条件进行到1×10⁷次。直到1×10⁷次没有断裂的情况评价为“○”、断裂的情况评价为“×”。

另外，对于No.1～15的疲劳试片，如以下所示测定了母材的900℃下的β相的比率。将从相同坯料切取的试样在900℃下保持1小时后进行水冷，测定截面显微组织的初析α相和相变β相的面积，并由其比率求出。其结果在表2中示出。

另外，对于No.1～15的疲劳试片，如以下所示对热轧的可加工性进行了评价。即，在热轧中不产生裂纹的情况评价为“○”，产生了裂纹的情况评价为“×”。其结果在表2中示出。

No.1～8是本发明例，No.9～15是任意的坯料成分（母材的构成元素）偏离本发明范围的比较例。对从本发明范围偏离的数值标注了下划线。

No.1～8的本发明例，均是β相变温度为1000℃以下，母材的900℃下的β相的比率为40%以上，没有由热加工所致的裂纹，耐磨损处理后的疲劳强度为360MPa以上，示出了优异的热加工性和疲劳强度。

比较例的No.9，Al含有量偏离下限值，No.10的Fe含有量偏离下限值，耐磨损处理后的疲劳强度均不足。另外，比较例的No.11的Al量偏离上限值，Si量偏离下限，热加工性和疲劳强度不足。No.12的Si量偏离下限值，耐磨损处理后的疲劳强度不足。No.13的Al量偏离上限值，热加工性不足。No.14的O量偏离上限值，No.10、No.11、No.13、No.14，β相变温度超过1000℃，母材的900℃下的β相的比率低于40%，所以热加工性不足。No.15的Si量偏离上限值，疲劳强度不足。

（实施例2）

试片No.16～19使用了表1的坯料No.5的圆棒。为了比较，试片No.20使用了Ti-6Al-4V的轧制圆棒。

对坯料No.5的圆棒进行与实施例1同样的固溶处理，使微观组织成为针状组织，得到了加工成与实施例1同样的形状的母材。其后，通过在含有碳的气体气氛中进行770℃、5小时的热处理，来进行在母材的表层形成固溶了碳和氧的硬化层的耐磨损处理，从而得到了No.16的疲劳试片。

对与试片No.16同样地得到的与实施例1同样的形状的母材，在含有微量的氧的氮气气氛中进行770℃、5小时的氮氧化处理，从而进行在母材的表层形成固溶了氮和氧的硬化层的耐磨损处理，得到了No.17的疲劳试片。

对坯料No.5的圆棒，进行在β相变温度-30℃的温度下加热60分钟并空冷的固溶处理，使微观组织成为包含初析α相和相变β相的混合组织，从而得到了加工成与实施例1同样的形状的母材。其后，通过在大气气氛中进行760℃、1小时的氧化处理，来进行在母材的表层形成固溶了氧的硬化层的耐磨损处理，从而得到了No.18的疲劳试片。

对与试片No.18同样地得到的与实施例1同样的形状的母材，不进行形成硬化层的耐磨损处理，得到了表面为加工成疲劳试片的形状时的磨削态的No.19的疲劳试片。

对Ti-6Al-4V的轧制圆棒，进行在β相变温度+60℃的温度下加热20分钟并进行空冷的固溶处理，从而得到了加工成与实施例1同样的形状的母材。其后，通过在大气气氛中进行800℃、1小时的氧化处理，来进行在母材的表层形成固溶了氧的硬化层的耐磨损处理，从而得到了No.20的疲劳试片。

对于No.16～20的疲劳试片，通过上述的耐磨损性的评价方法进行了评价。其结果，在表3中将不产生裂纹的试片表示为“○”，将产生裂纹的试片表示为“×”。

表3

试片No.	耐磨损性	疲劳强度	备注
				16	○	○	本发明
17	○	○	本发明
				18	○	○	本发明
19	×	-	比较例
				20	×	-	比较例

本发明的试片No.16～18没有产生裂纹。与此相对，在表面不具有硬化层的试验No.19、和母材的成分从本发明范围偏离的试片No.20产生了裂纹。

另外，对于No.16～18的疲劳试片，与实施例1同样地进行疲劳试验来评价。其结果在表3中示出。

试片No.16～18，耐磨损处理后的疲劳强度都为360MPa以上，显示出了良好的疲劳强度。

（实施例3）

试片No.21～23使用了表1的坯料No.5的圆棒。

对坯料No.5的圆棒，进行与实施例1同样的固溶处理，使微观组织成为针状组织，从而得到了加工成与实施例1同样的形状的母材。其后，通过在大气中进行如下所示的温度和时间的热处理，来进行在母材的表层形成固溶了氧的硬化层的耐磨损处理。

No.21的试片是进行了740℃、1小时的热处理的例子，如表4所示10μm深度的维氏硬度为420HV。No.22的试片是进行了770℃、1小时的热处理的例子，10μm深度的维氏硬度为470HV。No.23的试片是进行了800℃、1小时的热处理的例子，10μm深度的维氏硬度为530HV。

再者，试片No.21～23的维氏硬度，是对试片的截面进行镜面研磨，在载荷10gf的条件下测定的。

表4

对于试片No.21～23，通过上述的评价方法评价了耐磨损性。另外，对于各试片No.21～23，测定了耐磨损性评价前后的磨损量。进而，对于各试片No.21～23，与实施例1同样地进行疲劳试验来评价。其结果在表4中示出。

耐磨损性评价的结果是，试片No.21～23均没有产生裂纹，但是就磨损量而言，No.21超过50μm，No.22为20μm以上且低于50μm，No.23低于20μm。就疲劳强度而言，任何试片都为360MPa以上，显示出了良好的疲劳强度。

Claims (3)

1.一种疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件，其特征在于，

在钛合金母材的表层具有固溶了氧的硬化层，所述钛合金母材以质量%计含有Al：4.5%以上且低于5.5%、Fe：1.3%以上且低于2.3%、Si：0.25%以上且低于0.50%、O：0.08%以上且低于0.25%，其余量包含钛以及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件，其特征在于，所述硬化层是在所述母材的表层固溶了氮、碳的任1种或两种、和氧的层。

3.根据权利要求1或2所述的疲劳强度优异的耐磨损性钛合金构件，其特征在于，所述硬化层的截面的维氏硬度，在距表面10μm深度处为450HV以上。