JP2010100943A - 引張強度が１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金部材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】７５〜１２５ＧＰａのヤング率を有する引張強度が１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金部材の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、１．４％以上２．１％未満のＦｅ、２．５％以上５％未満のＭｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制され、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなるα＋β型チタン合金を８６０〜９４０℃の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによって７５〜９０ＧＰａに、８１０〜８６０℃の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによって９０〜１００ＧＰａに、８００〜９４０℃の温度から空冷相当の冷却速度で冷却することによって１００〜１１５ＧＰａに、８００〜９４０℃に加熱後に４５０〜６００℃で３〜５時間加熱することによって１１５〜１２５ＧＰａに、それぞれヤング率を調整する。
【選択図】図５

Description

本発明は、ヤング率を７５〜１２５ＧＰａの間で段階的に制御できる、引張強度が１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金部材の製造方法に関する。

チタンの常温におけるヤング率は、α相が主である工業用純チタン、α型チタン合金、α＋β型チタン合金など（以下、総称してα系チタンと呼ぶ。）では約１０５〜１２０ＧＰａ、β相が主であるβ型チタン合金では約７０〜９０ＧＰａである。但し、β型チタン合金でもα＋β二相域で時効熱処理しα相を析出させた場合には、上記のα系チタンと同様にそのヤング率は約１００〜１２０ＧＰａに増加する。このように、チタンはその合金種によってヤング率が異なることから、軽量化や耐食性などを目的にチタンが使用される部材毎に、望まれるヤング率に合ったチタン合金が選択される。

低いヤング率が望まれる部材として、例えば、ゴルフクラブヘッド、メガネフレーム、スプリング、携帯電話に代表される携行品のアンテナ等、種々な部材がある。低いヤング率が望まれる場合には、通常、β単相域で熱処理したβ型チタン合金が使用される。合わせて高強度が求められる場合には、上記熱処理後に加工して加工硬化させたβ型チタン合金が使用される。なお、β相が主となるβ変態点直下の温度で熱処理する場合もある。代表的なβ型チタン合金として、Ｔｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、特許文献１に記載のＴｉ−１５Ｍｏ−３Ａｌなどがある。さらに、ヤング率が低いチタン合金として、特許文献２に１０〜３５質量％Ｚｒと８〜１４質量％Ｃｒを含有したものが、特許文献３に１３〜２８原子％Ｎｂ，０．１〜１０原子％Ｓｎを含有したものが、特許文献４に３０〜６０質量％のＶａ族（バナジウム族）を含有したものが記載されている。

これに対して、α＋β型チタン合金では、β安定化元素であるＶ，Ｍｏ，Ｎｂが少ない含有量ですみ、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶやＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ（ＡＭＳ ４８９９）などがある。さらには、Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂを含有していない廉価なものとして、特許文献５にＴｉ−５Ａｌ−１Ｆｅ、特許文献６にＴｉ−５Ａｌ−２Ｆｅが記載されている。また、特許文献７では、Ｔｉ−５Ａｌ−１ＦｅやＴｉ−５Ａｌ−２Ｆｅをベースとして酸素等量を制御したチタン合金、さらには熱処理によってこのチタン合金のヤング率を調整する方法が記載されている。その他に、特許文献８には、Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ系にＭｏを添加し、質量％で、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、１．４％以上２．１％未満のＦｅ、１．５％以上５．５％未満のＭｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制した高強度α＋β型チタン合金が記載されている。

特開２００４−１８３０５８号公報 特開２００４−３５３０３９号公報 特開２００５−１１３２２７号公報 特許第３３７５０８３号公報 特開平０７−０７０６７６号公報 特開平０７−０６２４７４号公報 特開２００５−２２０３８８号公報 特開２００５−３２０６１８号公報

チタン合金の用途によっては、多様な製品特性や製品設計の自由度が求められる場合がある。例えば、ゴルフクラブヘッドのように反発係数を制御する場合には、通常、チタン合金の種類を変えたり、厚みなどの寸法を変えたりして対応している。しかし、チタン合金部材の種類や厚みを変えることなく、熱処理などで容易にヤング率を「より広範囲」に調整できるならば、より多様な製品特性が得られるとともに製品設計の自由度が更に増すことになる。

β型チタン合金に代表される低いヤング率を有するＴｉ−１５Ｖ−３Ｃｒ−３Ｓｎ−３Ａｌ、Ｔｉ−２２Ｖ−４Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−５Ｚｒ−３Ａｌ、Ｔｉ−１５Ｍｏ−３Ａｌ（特許文献１参照。）、さらに１０〜３５質量％Ｚｒと８〜１４質量％Ｃｒを含有したもの（特許文献２参照。）、１３〜２８原子％Ｎｂと０．１〜１０原子％Ｓｎを含有したもの（特許文献３参照。）が、３０〜６０質量％のＶａ族を含有したもの（特許文献４参照。）は、いずれもＶに代表されるＶａ族やＭｏといった比較的高価な添加元素を１０％以上も含有しており、さらに密度が高い元素を多量に含有しているためチタン合金そのものの密度が高くなっている。そのために、α＋β型チタン合金に比べて、価格や密度が高めな傾向にある。

これに対して、α＋β型チタン合金では、Ｔｉ−６Ａｌ−４ＶやＴｉ−４．５Ａｌ−３Ｖ−２Ｍｏ−２Ｆｅ（ＡＭＳ ４８９９）のようにＶ，Ｍｏ，Ｎｂの含有量は少ない。また、Ｔｉ−５Ａｌ−１Ｆｅ（特許文献５参照。）やＴｉ−５Ａｌ−２Ｆｅ（特許文献６参照。）、さらには、特許文献７に記載のチタン合金はＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ系でありＶ，Ｍｏ，Ｎｂを含有していない。したがって、これらは、合金組成から推測するとβ型チタン合金よりは廉価であると考えられる。しかしながら、これらのα＋β型チタン合金のヤング率は、上述したように約１０５〜１２０ＧＰａ程度とβ型チタン合金に比べて非常に高い値である。また、特許文献７に記載の発明では熱処理によってヤング率を調整する方法が記載されているが、その範囲は約１０５〜１２５ＧＰａと通常のα＋β型チタン合金で得られるヤング率と同等なレベルであり、ヤング率の調整幅は約２０ＧＰａであった。

Ｔｉ−Ａｌ−Ｆｅ系にＭｏを添加した特許文献８に記載の発明は、質量％で、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、１．４％以上２．１％未満のＦｅ、１．５％以上５．５％未満のＭｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制された高強度α＋β型チタン合金である。特許文献８では、熱間圧延した線材を７５０℃で１時間焼鈍して空冷した場合の実施例が記載されており、その室温での引張強度、伸び、疲労強度、限界冷延率、高温での引張試験絞り値が記載されているが、そのミクロ組織の形態やヤング率については記載されていない。特許文献８に記載の発明の焼鈍温度である７５０℃は、通常のα＋β二相域であり、α相を主とする微細な等軸組織であると考えられる。後述するが該チタン合金にて、７５０℃１時間空冷の熱処理を実施した場合、そのヤング率は約１１５ＧＰａと上述のα＋β型チタン合金と変わらない値であった。したがって、これまでのα＋β型チタン合金では、そのヤング率は低くとも約１０５ＧＰａ程度であった。

そこで、本発明は、比較的安価な合金組成からなるα＋β型チタン合金を用いて、ヤング率が７５〜１２５ＧＰａの間で段階的に調整できる、引張強度が１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金部材の製造方法を提供することを目的とするものである。

上記課題を解決するために本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、１．４％以上２．１％未満のＦｅ、２．５％以上５％未満のＭｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制され、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなるα＋β型チタン合金のヤング率を、７５〜１２５ＧＰａの間で下記の（ｉ）〜（iv）の４段階に制御する該α＋β型チタン合金の製造方法であって、該α＋β型チタン合金を最終熱処理において、
（ｉ）８６０〜９４０℃の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによって７５〜９０ＧＰａのヤング率に、
（ii）８１０〜８６０℃の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによって９０〜１００ＧＰａのヤング率に、
（iii）８００〜９４０℃の温度から空冷相当の冷却速度で冷却することによって１００〜１１５ＧＰａのヤング率に、
（iv）８００〜９４０℃に加熱後に４５０〜６００℃で３〜５時間加熱することによって１１５〜１２５ＧＰａのヤング率に、
それぞれ調整することを特徴とする、引張強度が１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金部材の製造方法。

本発明によって、比較的安価な合金組成からなるα＋β型チタン合金を用いて、引張強度が１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金部材のヤング率を７５〜１２５ＧＰａの間で４段階に調整できる、引張強度が１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金部材の製造方法を提供できるため、産業上の効果は計り知れない。

なお、本発明は、より広範囲にヤング率を調整できるため、ゴルフクラブヘッド用チタン合金として適している。

初析α相粒を説明する光学顕微鏡写真を示す図であり、（ａ）は９３０℃から水冷した試料、（ｂ）は初析α相粒をより識別し易くするために（ａ）の試料を５５０℃４時間のデコレーション熱処理したものである。 初析α相粒を説明する光学顕微鏡写真を示す図であり、（ｃ）は９３０℃から空冷した試料である。 光学顕微鏡写真でβ相内にα相が析出していない場合の、初析α相粒の面積率「Ａ」とヤング率の関係を示す図である。 水冷温度（この温度から水冷する）と初析α相粒の面積率「Ａ」およびヤング率の関係を示す図である。 （ａ）は９００℃から水冷した試料、（ｂ）は初析α相粒をより識別し易くするために（ａ）の試料を５５０℃４時間のデコレーション熱処理したものの光学顕微鏡写真を示す図である。 水冷の場合、空冷の場合、水冷＋５５０℃４時間熱処理の場合、空冷＋５５０℃４時間熱処理の場合における、水冷および空冷の温度とヤング率の関係を示す図である。

本発明者らは、β型チタン合金に匹敵する或いは通常のα＋β型チタン合金よりも低いヤング率を有するα＋β型チタン合金部材とその製造方法について、さらに、α＋β型チタン合金部材において、より広範囲にヤング率を調整する方法について、鋭意研究を重ねた。その結果、比較的廉価なチタン合金成分系としてＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ系をベースとして、そこにＭｏを添加したＴｉ−Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｏ系のα＋β型チタン合金において、各元素の含有量をある所定量内とし、且つ初析α相の量を制御して低いヤング率とするとともに、合金組成を変えずにより広範囲にヤング率を調整できることを見出した。

以下、本発明について詳しく説明する。

まず、本発明の材質指標について説明する。本来チタン合金は工業用純チタンよりも高い強度が必要とされる用途が多い。そこで、代表的なα＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖの室温での引張強度が約１０００ＭＰａであることから、本発明では室温の引張強度を１０００ＭＰａ級以上とした。且つ、ヤング率は上述したように通常のα＋β型チタン合金では低くとも１０５ＧＰａであるが、より広範囲にヤング率を調整する、本発明の引張強度１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金の製造方法において得られるヤング率は、β型チタン合金に匹敵する８０ＧＰａ未満の７５ＧＰａから、１２５ＧＰａの高い領域にまで及ぶものである。

以下に本発明の各要素の設定根拠について説明する。以降、添加元素の含有量は「質量％」で示す。

［ＡｌとＦｅの含有量］
Ａｌはα安定化元素，Ｆｅはβ安定化元素として、いずれも固溶強化によって強度を高める作用がある。１０００ＭＰａ以上の十分な強度を得るためには、Ａｌを４．４％以上、Ｆｅを１．４％以上添加する必要がある。しかし、Ａｌが５．５％以上になると、高温および室温での延性や冷間加工性が低下してしまう場合がある。Ｆｅは、添加量の増加に伴いβ相の量が増えて加工性は向上するものの、凝固時に偏析しやすいために数百ｋｇ以上の大型インゴットではＦｅを２．１％以上添加すると偏析が顕著になる。以上のことから、本発明では、Ａｌを４．４％以上５．５％未満、Ｆｅを１．４％以上２．１％未満の範囲とした。

［Ｍｏの含有量］
ヤング率を低くするためには、ヤング率の低いβ相を室温でより多く残存させる必要がある。しかし、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表させる一般的なα＋β型チタン合金や、Ｍｏを添加していない４．４％以上５．５％未満のＡｌと１．４％以上２．１％未満のＦｅのみを含有したチタン合金では、β単相域やβ相を安定化させるα＋β二相域のいずれかから冷却しても、ヤング率を大きく低下させるような多量のβ相を残存させることができなかった。

発明者らは、Ｍｏには、より少ない添加量でβ相を室温まで多く残留させる効果があることを見出した。また、Ｍｏは、Ｆｅ同様にβ安定化元素として、強度と加工性の向上に効果があることから、α＋β型チタン合金本来の特性を低下させるような作用がない。但し、ヤング率を低下させるほどの量のβ相を残留させるには、通常の焼鈍相当の熱処理では成し得ず、後述のように所定の温度域から水冷以上の冷却速度で冷却する必要がある。

４．４％以上５．５％未満のＡｌ、１．４％以上２．１％未満のＦｅをベースとして、Ｍｏ濃度を変化させて９００℃から水冷したものを比較すると、Ｍｏ含有量が２．５％以上になると、硝フッ酸水溶液でエッチングしたミクロ組織において５００倍の光学顕微鏡観察で粒内が黒色を呈していないβ相粒が多く観察されるようになり、ヤング率が８０ＧＰａ未満に低下する。つまり、β相粒がエッチングしても粒内が黒色を呈しないということは、β相粒内に微細なα相が析出しておらず、より多くのβ相が残留していることになる。なお、上記にてミクロ組織を観察するために、断面を鏡面研磨した試料をチタンの金属組織を観察する場合に用いられる硝フッ酸水溶液（エッチング液）に室温で浸漬することによってエッチングした。ここでは、硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％の硝フッ酸水溶液を用いた。多くのβ相が残留している裏付けとして、ヤング率が１００ＭＰａ未満の低い状態の当該材料は、β相が多く残留しているため５５０℃４時間の熱処理を施すことによって、残留していたβ相内に微細なα相が析出して、断面ビッカース硬さが初期状態（５５０℃４時間の熱処理前）に対して大幅に増加し、その増加量が６０を超え１３０にもなることからも検証できる。これに対して、ヤング率が１００ＧＰａ以上と高い場合には、初期状態で既にヤング率の高いα相が比較的多く存在するため、α相の析出硬化能が小さく、断面ビッカース硬さの増加量は６０以下と比較的小さいものとなる。
なお、断面ビッカース硬さは、荷重１ｋｇｆで測定した。

一方で、Ｍｏの含有量が５％以上に高まると、密度が上昇し比強度が低下することから、５％未満を上限とする。

したがって、本発明ではＭｏの含有量を２．５％以上５％未満とした。好ましくは、比強度の低下を抑えつつよりヤング率を低位に安定させるために、Ｍｏの含有量は３％を超え４．５％以下である。

［ＳｉとＣの含有量］
不純物元素として、ＳｉとＣは多量に含有すると、室温延性、冷間加工性、熱間加工性を低下させてしまう場合があり、Ｓｉは０．１％未満、Ｃは０．０１％未満であれば、問題ないレベルであることを見出し、各々の上限とした。なお、Ｓｉ，Ｃは不可避的不純物として含有が避けられないことから、実質的な含有量の下限値は、通常、Ｓｉで０．００５％以上、Ｃで０．０００５％以上である。

［不可避的不純物］
代表的な不可避的不純物として、Ｏ，Ｎ，Ｈがあげられる。ＪＩＳ Ｈ ４６００の６０種（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ）同様に、各々、Ｏは０．２％以下、Ｎは０．０５％以下、Ｈは０．０１５％以下を上限とすることが好ましい。さらには、室温延性や冷間加工性をより良くするために、Ｏは０．１５％以下、Ｎは０．０２％以下、Ｈは０．０１％以下とすることが、より好ましい。

［初析α相粒の面積率「Ａ」］
ヤング率は合金成分のみでは決まらず、上述したようにβ相の残留量によって変化する。例えば、上記の合金成分においても、特許文献８に記載されているように７５０℃で１時間の焼鈍した場合には、α相が約８０％でβ相が約２０％となりヤング率は約１１５ＧＰａと通常のα＋β型チタン合金と変わらない値である。

まず、β相の残留量の指標を検討した。その結果、初析α相粒の面積率「Ａ」を用いることが比較的容易であることを見出した。「Ａ」はβ相粒内以外の初析α相の量に相当する指標であり、「Ａ」が小さいとβ相が多く残留していることを表し、「Ａ」が大きいとその逆である。但し、低いヤング率を得るためにはβ相粒内にα相が析出していない或いはその析出量が少ないことが前提である。これに対して、冷却中や時効熱処理によってβ相粒内に微細なα相が多く析出した場合には、エッチングしたミクロ組織を光学顕微鏡観察するとβ相粒内が黒色を呈しており、「Ａ」の値が小さくてもヤング率は高くなってしまう。

初析α相粒の面積率「Ａ」の測定方法について説明する。この初析α相は、断面の埋め込み研磨試料を硝フッ酸水溶液でエッチングした光学顕微鏡写真で容易に判別でき、さらには約５００〜５５０℃で４時間程度の熱処理（デコレーション熱処理）を施した後に観察すると、より鮮明に識別できる。図１に光学顕微鏡写真の例を示す。図１（ａ）は、９３０℃から水冷した試料、（ｂ）は初析α相粒をより識別し易くするために（ａ）の試料を５５０℃４時間のデコレーション熱処理したもの、（ｃ）は比較例として９３０℃から空冷した試料である。なお、図１ではエッチングに硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％の硝フッ酸水溶液を用いており、いずれも圧延方向に平行な面（Ｌ断面）を観察したものである。図１（ａ）にて実線矢印で示した粒径約５μｍの白抜けしている結晶粒が初析α相粒であり、デコレーション熱処理した図１（ｂ）では、より鮮明に白抜けして見える粒がそうである。また、図１（ａ）にて点線矢印で示した粒径２０μｍ前後の結晶粒がβ相粒である。画像解析装置を用いて、観察測定視野における初析α相粒が占有する総面積率を計測し、その値を初析α相粒の面積率「Ａ」とする。

なお、本発明では、図１（ａ）のように、β相粒内に微細なα相がほとんど析出していないため、硝フッ酸水溶液でエッチングした断面組織にてβ相粒が黒く見えないが、本発明に該当しない図１（ｂ），（ｃ）の組織では、β相粒内に微細なα相が析出しているため、硝フッ酸水溶液でエッチングすると光学顕微鏡で黒色に見えている。このことは上述したように、５５０℃４時間の熱処理による断面ビッカース硬さの増加量でも検証することができ、その増加量は、本発明の対象材である図１（ａ）は６０を超えて１０３ポイントと大きく、対象外である図１（ｂ），（ｃ）は１０ポイント以下と小さい。

図２に、本発明の合金成分であるチタン合金において、エッチングした断面組織の光学顕微鏡写真でβ相粒が黒色でない場合の、初析α相粒の面積率「Ａ」とヤング率の関係を示す。

ここで、初析α相粒の面積率「Ａ」は上述したような方法で求めた。また、ヤング率の測定は、試験片にひずみゲージを付けて計測した引張試験データの傾きから求めた。なお、その際の試験片の形状は、平行部の直径が６．２５ｍｍで、長さが２５ｍｍのＡＳＴＭ Ｅ８Ｍサブサイズで実施した。

図２より、「Ａ」が５％から約３５％まではヤング率は約７５〜８０ＧＰａに低位安定しており、それ以降「Ａ」の増加に伴いヤング率も増加することを見出した。「Ａ」が約３５％未満では、β型チタン合金並のヤング率に達しており、「Ａ」が約３５％で十分な量のβ相が残留していると考えられる。図２より、ヤング率が１００ＧＰａ未満に対応する「Ａ」は５％以上４９％未満である。

また、本発明のα＋β型チタン合金は、引張強度に対する耐力の割合（％）、いわゆる降伏比（以降、ＹＲと略記する。）が、従来のチタン合金よりも低いといった特徴も有する。一般的にＹＲは、α型チタン合金やα＋β型チタン合金で８０〜９５％、β型チタン合金で９０〜９８％と、低くても８０％であるが、これに対して本発明のα＋β型チタン合金では、ＹＲが７０〜８０％以下である。

［水冷温度の範囲］
図３に、本発明の合金成分であるα＋β型チタン合金における水冷温度（この温度から水冷する。）と初析α相粒の面積率「Ａ」（○）およびヤング率（■）の関係を示す。図３に示したように、水冷する温度の上昇に伴い初析α相粒の面積率「Ａ」は低下しており、それに呼応してヤング率も変化している。つまり、水冷温度が高いほど残留しているβ相が多くなり、また、初析α相粒の面積率「Ａ」が小さくなり、ヤング率が低下することになる。これは、本発明のα＋β型チタン合金はβ相率が多くなるα＋β二相域の高温側から急冷することによって、容易に多量なβ相を残留させることができるためと推測される。参考のために、図４の（ａ）に９００℃から水冷した試料、（ｂ）に初析α相粒をより識別し易くするために（ａ）の試料を５５０℃４時間のデコレーション熱処理したものの光学顕微鏡写真を示す。なお、いずれも、試料を埋め込み研磨後に硝フッ酸水溶液（硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％）を用いて室温でエッチングした後に光学顕微鏡で撮影したものである。水冷温度が９３０℃と高い図１（ａ），（ｂ）と比較して、水冷温度が９００℃である図４では初析α相粒（白抜けしている粒）が増えているのがわかる。なお、図３では水冷の例を示したが、水冷以上の冷却速度で冷却した場合には、冷却中のα相変態が水冷以上に抑制されることから、当然ながら、水冷と同等量のβ相が残留することになり、同等な効果が得られる。

初析α相粒の面積率「Ａ」が４９％未満でヤング率が１００ＧＰａ未満になることから、水冷以上の冷却速度で冷却する温度（以降、水冷温度）を、８１０℃を超えて９４０℃以下とした。好ましくは、初析α相粒の面積率「Ａ」が４４％未満でヤング率が９０ＧＰａ未満となることから、水冷温度は８６０℃を超え９４０℃以下、さらに好ましくは初析α相粒の面積率「Ａ」が３５％未満で８０ＧＰａ未満になることから８９０℃を超え９４０℃以下である。本発明のチタン合金のβ変態点は９４５〜９５５℃であり、β変態点温度直下又はそれ以上の温度ではβ相の安定度が低下するためにヤング率が高まる可能性がある。また、β変態点を超える温度で熱処理を行うと金属組織が粗大化して疲労特性と延性を悪化させることがある。そのため、本発明では冷却開始温度を９４０℃以下とした。水冷温度が８９０℃を超えるとヤング率は低位安定していることから、熱処理時の酸化や高温変形を考慮すると低めの９２０℃以下が好ましい。

なお、熱処理の時間は、被熱処理材の均熱が保たれればよく、被熱処理材の形状や炉の熱容量によっては１分程度の短時間でも構わない。

また、上記の８１０℃を超え９４０℃以下の温度から水冷以上の冷却速度で冷却する熱処理は、α相とβ相がある相比率となる所定の温度に加熱することが目的であり、焼鈍後あるいは熱間加工後、冷間加工後、さらには溶接後のいずれにおいて実施しても、その効果は変わらない。

上述したように、５５０℃４時間の熱処理による断面ビッカース硬さの増加量を用いて比較検証すると、水冷温度が８１０℃を超えて９４０℃以下の試料では６０ポイントを超え約１３０ポイントである。好ましい水冷温度である８６０℃を超え９４０℃以下の試料では６６ポイントを超え、さらに好ましい水冷温度である８９０℃を超え９４０℃以下の試料では７３ポイントを超えている。これに対して、８１０℃以下の熱処理を施した試料或いは空冷した試料では、５５０℃４時間の熱処理による断面ビッカース硬さの増加量は６０ポイント以下と小さい。

本発明の合金成分であるチタン合金を用いることによって、合金組成を変更することなく熱処理のみによって、非常に広範囲に及ぶヤング率の調整が可能になる。

図５に、水冷の場合（■）、空冷の場合（◆）、水冷＋５５０℃４時間熱処理の場合（○）、空冷＋５５０℃４時間熱処理の場合（△）の水冷および空冷の温度とヤング率の関係を示す。水冷の場合には、上述したように、水冷温度によって７５〜９０ＧＰａ、さらに１００ＧＰａまでの広範囲のヤング率に調整することができる。また、空冷した場合には、１００〜１１５ＧＰａと水冷よりも高い値のヤング率を得ることができる。さらには、水冷または空冷した後に５５０℃程度の温度で熱処理することによってヤング率は増加し、１１５〜１２５ＧＰａとさらに高いヤング率を得ることができる。このように、７５〜１２５ＧＰａと約５０ＧＰａの範囲（１００ＧＰａを中央とした場合、±２５％）でヤング率の調整が可能になる。

これは、α相の量の増加に伴って、ヤング率が変化しているためと考えられる。空冷の場合には、水冷に比べて冷却速度は遅いために冷却中にβ相がα相に変態し、水冷よりもα相の量が多くなる。これは、図１（ｂ）に示した９３０℃から空冷した試料の光学顕微鏡写真をみると明らかなように、β相粒内がα相の析出によって黒くなって見えている。

さらに、水冷や空冷した後に５５０℃程度の温度で熱処理すると、相比率においてα相が多くなる温度域であることから、β相がα相に変態してα相の量がより多くなる。図１（ｂ）と図４（ｂ）の５５０℃４時間処理した試料の光学顕微鏡写真を見ると、明らかなように、α相の析出によってβ相粒内が黒くなっている。

水冷または空冷後に、４５０〜６００℃で３〜５時間加熱することによって、図５の場合と同程度にヤング率が上昇する。４５０℃より低い温度あるいは３時間よりも短い時間では、α相の析出量がまだ少なくヤング率の上昇が不十分となる。加熱時間が５時間を超えてもヤング率を上昇させる効果は変わらないことから、５時間を超えて加熱する必要性がない。また、加熱温度が６００℃を超える高温では、α相の相比率が小さくなるためにヤング率の上昇効果が十分ではない。なお、ここでは、約８００〜９４０℃から水冷と空冷の後に、更に４５０〜６００℃で３〜５時間加熱する例を示したが、前段の約８００〜９４０℃からの冷却速度は、４５０〜６００℃で３〜５時間加熱した後のヤング率にはほとんど影響しない。

したがって、本発明では、ヤング率が７５〜１２５ＧＰａと約５０ＧＰａと非常に広範囲（１００ＧＰａを中央とした場合、±２５％）に調整できることから、８６０〜９４０℃の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによって７５〜９０ＧＰａ、８１０〜８６０℃の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによって９０〜１００ＧＰａ、８００〜９４０℃の温度から空冷相当の冷却速度で冷却することによって１００〜１１５ＧＰａ、８００〜９４０℃で加熱後に４５０〜６００℃で３〜５時間加熱することによって１１５〜１２５ＧＰａのヤング率に調整するものとした。

なお、上記の８１０℃を超え９４０℃以下の温度から水冷以上の冷却速度で冷却する熱処理と、８００〜９４０℃からの空冷相当の熱処理は、α相とβ相がある相比率となる所定の温度に加熱することが目的であり、焼鈍後あるいは熱間加工後、冷間加工後、さらには溶接後のいずれに実施しても、その効果は変わらない。

上述したように、α＋β型チタン合金を用いて、７５ＧＰａ以上１００ＧＰａ未満の低いヤング率を得ることができるとともに、本発明によって、７５〜１２５ＧＰａと非常に広範囲に及ぶヤング率を調整できる。これらをゴルフクラブヘッドに適応することによって、β型チタン合金よりも廉価なα＋β型チタン合金で同等な特性が得られるとともに、より多様な製品特性やより高い設計自由度を容易に得ることができる。このように本発明は、特に、ゴルフクラブヘッド等の用途に適している。

以下の実施例（実施例Ａ）を用いてさらに詳細に説明する。なお、ここでの実施例にはヤング率が１００ＧＰａ未満の場合も包含している。

表１に示す組成のチタン合金をプラズマ溶解した鋳塊を熱間鍛造した後、９００℃に加熱して直径２０ｍｍの棒に熱間圧延した。

表２に、表１の熱間圧延した材料を９００℃で１時間加熱した後に水冷した場合の、初析α相粒の面積率「Ａ」、ヤング率、室温での引張強度、高温での高速引張試験の絞り値を示す。参考のため、５５０℃４時間の熱処理による断面ビッカース硬さの増加量も合わせて示す。断面ビッカース硬さは荷重１ｋｇｆで測定した。以下に各々の測定条件と試験条件を説明する。Ｌ断面の埋め込み研磨試料を硝フッ酸水溶液（硝酸濃度が約１２％、フッ酸濃度が約１．５％）を用いて室温でエッチングした後に観察および測定した。初析α相粒の面積率「Ａ」は、前記のエッチングした埋め込み試料あるいは５５０℃４時間のデコレーション熱処理を実施した後に同様に埋め込みエッチングした試料を用いて、画像解析装置にて測定した。ヤング率と室温引張強度はＡＳＴＭ Ｅ８Ｍサブサイズ（平行部の直径６．２５ｍｍ、長さ２５ｍｍ）の試験片を用いた引張試験にて測定した。なお、ヤング率はひずみゲージを付けて測定したデータを用いて求めた。高温の高速引張試験は９００℃でひずみ速度５Ｓ^-1で行い、その絞り値を測定した。この絞り値を熱間加工性の指標として採用した。

表２より、本発明の合金成分である実施例のＮｏ．Ａ−１〜Ａ−８は、初析α相粒の面積率が１９％以上で３５％未満となっており、そのヤング率も８０ＧＰａ未満と低い値を示している。その室温引張強度は１２００ＭＰａ以上と１０００ＭＰａを超えており、更に高温高速引張の絞り値も８０％以上で、十分な強度と優れた熱間加工を有している。なお、この８０％の絞り値は、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖである比較例Ｎｏ．Ａ−１２よりも高い値である。

一方、ＳｉとＣが高い比較例のＮｏ．Ａ−９は高温高速引張の絞り値が７５％に低下しており、加工性が他よりも低いことがわかる。Ｍｏをほとんど含有していない比較例のＮｏ．Ａ−１０、Ａｌ，Ｆｅ，Ｍｏの含有量が少ない比較例のＮｏ．Ａ−１１は、いずれも初析α相粒の面積率が７０％を超えて高くヤング率が１１９ＧＰａ以上と一般的なα＋β型チタン合金と同等に高い値を示している。そして、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖである比較例のＮｏ．Ａ−１２でも、ヤング率は１１７ＧＰａと高い値である。

なお、５５０℃４時間の熱処理による断面ビッカース硬さの増加量は、実施例のＮｏ．Ａ−１〜Ａ−８では７３ポイント以上であるのに対して、比較例であるＮｏ．Ａ−１０〜Ａ−１２は１５ポイント以下と小さい値である。

表３に、本発明の合金成分である表１のＮｏ．３，Ｎｏ．１，Ｎｏ．５を用いて、種々温度から水冷した場合を示す。表３より、水冷温度（この温度から水冷する。）が８１０℃を超えて９４０℃以下の場合に該当する実施例Ｎｏ．Ａ−１５〜Ａ−２２、Ａ−２４〜Ａ−２６、Ａ２８〜Ａ−３０は、初析α相粒の面積率が４９％未満と本発明範囲内にあり、そのヤング率は１００ＧＰａ未満と低い値を示している。なお、その室温引張強度はいずれも１０００ＭＰａ以上である。一方、水冷温度が８００℃以下の比較例Ｎｏ．Ａ−１３，Ａ−１４，Ａ−２３，Ａ−２７は、初析α相粒の面積率が５０％以上と高く、ヤング率が１００ＧＰａを超えている。

また、表３の実施例から、初析α相粒の面積率が４９％未満でヤング率は１００ＧＰａ未満、４４％未満で９０ＧＰａ未満、３５％未満で８０ＧＰａ未満と、初析α相粒の面積率に呼応してヤング率が低下しているのがわかる。初析α相粒の面積率は、水冷温度が８１０℃を超えている実施例Ｎｏ．Ａ−１５〜Ａ−２２、Ａ−２４〜Ａ−２６、Ａ−２８〜Ａ−３０で４９％未満に、さらに、水冷温度が８６０℃を超えている実施例Ｎｏ．Ａ−１７〜Ａ−２２、Ａ−２５，Ａ−２６，Ａ−２９，Ａ−３０で４４％未満に、さらには、水冷温度が８９０℃を超えている実施例Ａ−２１，Ａ−２２，Ａ−２６，Ａ−３０で３５％未満に低下している。このように、水冷温度によって初析α相粒の面積率を調整することができ、それに伴ってより低いヤング率に調整できる。

なお、５５０℃４時間の熱処理による断面ビッカース硬さの増加量は、実施例Ｎｏ．Ａ−１５〜Ａ−２２、Ａ−２４〜Ａ−２６、Ａ２８〜Ａ−３０では６０を超えており、水冷温度が高い程大きな値を示しており、水冷温度が８７０℃で６９ポイント以上、８９０℃以上では７４ポイント以上である。これに対して、比較例である比較例Ｎｏ．Ａ−１３，Ａ−１４，Ａ−２３，Ａ−２７は５８ポイント以下と小さい値である。

本発明を、以下の実施例（実施例Ｂ）を用いて更に詳細に説明する。なお、ヤング率が１００ＧＰａ未満の場合は既に上述の実施例１で説明している。

表４に、本発明の合金成分である表１のＮｏ．３，Ｎｏ．１，Ｎｏ．５を用いて、種々温度から空冷した場合、水冷後に４５０〜６００℃３〜５時間の熱処理を施した場合、空冷後に４５０〜６００℃３〜５時間の熱処理を施した場合を示す。表４より、８００〜９４０℃から空冷した実施例Ｎｏ．Ｂ−１〜Ｂ−９はヤング率が１００〜１１５ＭＰａの範囲となっており、表３の水冷したＮｏ．Ａ−１５〜Ａ−２２、Ａ−２４〜Ａ−２６、Ａ−２８〜Ａ−３０に比べて高いヤング率となっている。さらに、水冷後や空冷後に４５０〜６００℃で３〜５時間の熱処理を施すと、ヤング率はさらに高くなり１１５〜１２５ＧＰａの範囲になっている。

なお、空冷ままであるＮｏ．Ｂ−１〜Ｂ−９では、５５０℃４時間の熱処理による断面ビッカース硬さの増加量は５７ポイント以下と、同じ温度から水冷した場合に比べて小さな値であることがわかる。一方で、水冷または空冷後に４５０〜６００℃で熱処理したＮｏ．Ｂ−０１〜Ｂ−２９は、４５０〜６００℃の熱処理によって既にα相が析出しているため、その後にさらに５５０℃４時間の熱処理を実施しても断面ビッカース硬さはほとんど変化しなかった。

このように、表２や表３および表４より、本発明の合金成分に種々熱処理を施すことによって、そのヤング率は７５〜９０ＧＰａ、９０〜１００ＧＰａ、１００〜１１５ＧＰａ、１１５〜１２５ＧＰａの各々の範囲に容易に調整することができる。

実施例１と実施例２で詳細に説明したように、本発明によって、α＋β型チタン合金において低いヤング率を得ることができるとともに、７５〜１２５ＧＰａと非常に広範囲に及びヤング率を調整できる。これらをゴルフクラブヘッドに適用することによって、β型チタン合金よりも廉価なα＋β型チタン合金で同等な特性が得られるとともに、より多様な製品特性やより高い設計自由度を容易に得ることができる。

Claims (1)

1. 質量％で、４．４％以上５．５％未満のＡｌ、１．４％以上２．１％未満のＦｅ、２．５％以上５％未満のＭｏを含有し、不純物としてＳｉが０．１％未満、Ｃが０．０１％未満に抑制され、残部Ｔｉ及び不可避的不純物からなるα＋β型チタン合金のヤング率を、７５〜１２５ＧＰａの間で下記の（ｉ）〜（iv）の４段階に制御する該α＋β型チタン合金の製造方法であって、該α＋β型チタン合金を最終熱処理において、
   （ｉ）８６０〜９４０℃の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによって７５〜９０ＧＰａのヤング率に、
   （ii）８１０〜８６０℃の温度から水冷以上の冷却速度で冷却することによって９０〜１００ＧＰａのヤング率に、
   （iii）８００〜９４０℃の温度から空冷相当の冷却速度で冷却することによって１００〜１１５ＧＰａのヤング率に、
   （iv）８００〜９４０℃に加熱後に４５０〜６００℃で３〜５時間加熱することによって１１５〜１２５ＧＰａのヤング率に、
   それぞれ調整することを特徴とする、引張強度が１０００ＭＰａ級以上のα＋β型チタン合金部材の製造方法。