JP5093428B2 - 疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材 - Google Patents

Description

本発明は、表層に硬化層を有することから他部材との接触部や摺動部に使用される場合に耐摩耗性を有し、かつ、優れた疲労強度を示す耐摩耗性チタン合金部材に関する。

軽量、高比強度で耐食性に優れたチタン合金は、航空機用途のほか、自動車部品、民生品等の広範な用途に利用されている。中でも強度延性バランスに優れているＴｉ−６Ａｌ−４Ｖは、その代表例である。一方で、普及拡大を妨げる要因のひとつであるコスト高を軽減するために、添加元素として安価なＦｅを利用して、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖを代替可能な特性を有する合金が開発されてきた。

また、チタン合金は、耐摩耗性に劣るため、他部材との接触部や摺動部に用いる場合に問題になる。自動車のエンジン部品に用いられる製品の耐摩耗性を改善する方法として、特許文献１には、表面に酸化スケールを形成させる方法が開示されている。しかし、酸化スケール層にき裂が入りやすくなり、また、表面のスケールが剥離するなどして表面凹凸が大きくなりやすく、そのような耐摩耗処理をしない場合に比べて部材の疲労強度が大きく低下するという課題がある。

また、自動車の内燃機関などの高温環境で使用する部材には、耐クリープ性や疲労特性が良好である必要がある。非特許文献１、２、特許文献２、３、８においては、チタン合金の耐クリープ性を改善するためにＳｉ添加する技術が開示されている。しかしながら、Ｓｉを多量に添加すると、α相やβ相に固溶しきれないＳｉがチタンのシリサイドを生成し、熱処理中や高温での使用中に粗大化し、疲労破壊の起点になることで疲労強度が低下する。成分、温度によって変動するが、Ｔｉ−Ｓｉの二元系におけるＳｉの固溶量は７００℃で０．２％程度であり、Ｔｉ−５％Ａｌ−２％Ｆｅのα＋β合金では７００℃で０．１％程度しか固溶しない。そのため、疲労強度が問題となる用途においては、Ｓｉ添加量を０．２５％未満とするなどの制約があった。

非特許文献１および非特許文献２に記載のＴｉ−６Ａｌ−１．７Ｆｅ−０．１Ｓｉ合金
は、高強度、高剛性の合金であるが、Ａｌ添加量が多く、熱間加工性に劣るという課題があった。また、４８０℃までの高温環境における耐クリープ性の向上のためにＳｉが添加されているが、その添加量は０．１３％までに抑えられている。

特許文献２には、従来のＡｌ−Ｆｅ系チタン合金と同等でかつ安定したばらつきの少ない疲労強度と、それよりも高い熱間加工性を有するα＋β型チタン合金として、Ａｌ：４．４％以上５．５％未満、Ｆｅ：０．５％以上１．４％未満からなる合金が開示されている。しかし、耐摩耗性を付与した状態での疲労強度については触れられていない。また、Ｓｉ添加量については疲労強度が低下するとの理由で０．２５％未満とされている。

特許文献３には、従来のＡｌ−Ｆｅ系チタン合金と同等の疲労強度とそれよりも高い熱間あるいは冷間加工性を有するチタン合金として、Ａｌ：４．４％以上５．５％未満、Ｆｅ：１．４％以上２．１％未満からなる合金が開示されている。しかし、耐摩耗性を付与した状態での疲労強度については触れられていない。また、Ｓｉ添加量については疲労強度が低下するとの理由で０．２５％未満とされている。

特許文献４には、工業的に安価に製造でき、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金と同等以上の機械的性質を有するα＋β型チタン合金として、Ａｌ：５．５〜７．０％、Ｆｅ：０．５〜４．０％、Ｏ：０．５％以下からなる合金が開示されている。しかし、Ａｌ添加量が多く熱間および冷間加工性に劣り、さらに、高Ｆｅ時にはＦｅ偏析による特性の不均一性や、ヤング率低下による部材としての剛性低下という課題があった。

特許文献５には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも強度が高く、鋳造性に優れた鋳造用α＋β型チタン合金として、Ａｌ：５．０〜７．０％、Ｆｅ＋Ｃｒ＋Ｎｉ：０．５〜１０．０％、Ｃ＋Ｎ＋Ｏ：０．０１〜０．５％、鋳造ままの状態で引張強さが８９０ＭＰａ以上、融点が１６５０℃以下からなるチタン合金が開示されている。このチタン合金は、溶融時の良好な流動性と凝固後の優れた強度を得られる合金であるが、凝固組織が粗大になりやすく疲労強度に劣るという課題があった。

特許文献６には、Ａｌ：４．４〜５．５％、Ｆｅ：１．４〜２．１％、Ｍｏ：１．５〜５．５％、Ｓｉ：０．１％未満で、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖと同等以上の室温強度、疲労強度を有する高強度α＋β型合金が開示されている。特許文献７には、その合金を用いたエンジンバルブが開示されており、表層に酸化物等の硬質層を形成し、耐摩耗性を向上させる技術が開示されている。しかし、特許文献６、７に記載のチタン合金は、高価で価格変動の大きいＭｏを多量に含むため、低コストで安定的に製造することが難しいという課題があった。また、このチタン合金は、Ｍｏを多量に含むため、比重がＴｉ−６Ａｌ−４Ｖよりも高く、ヤング率もＴｉ−６Ａｌ−４Ｖと同等であり、剛性を必要とする部材における軽量化効果の点で不十分であった。

特許文献８には、チタン合金バルブの製造方法について開示されており、α＋β型チタン合金としてＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金バルブを窒素と酸素の雰囲気中で加熱して表層を酸化及び窒化する方法が開示されている。これは、フェース部、端部表面の耐摩耗性を向上させるものであるが、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金を使用するためコスト高であり、また、剛性及び耐疲労特性は不十分であった。

特許文献９には、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の加工性を改善したＴｉ合金として、Ａｌ当量が３〜６．５％であり、且つ全率固溶型β安定化元素の少なくとも１種をＭｏ当量で２．０〜４．５％と、共析型β安定化元素をＦｅ当量で０．３〜２％含有させることが開示されているが、全率固溶型β安定化元素としてのＭｏ、Ｖ、Ｔａ、Ｎｂ等が高コストであるため、コスト高となるという欠点を有していた。

特許文献１０には、Ａｌ：５．５〜６．５％、Ｓｎ：１．５〜３．０％、Ｚｒ：０．７〜５．０％、Ｍｏ：０．３〜３．０％、Ｓｉ：０．１５超０．５０％などの成分からなる耐熱チタン合金が開示されている。このようにＳｉを多量に添加する理由は、５００〜６００℃以上の温度域での使用を想定し、耐クリープ性を向上させるためである。特許文献８に記載のチタン合金は、その温度域で高温強度を得るためにＳｎ、Ｚｒ、Ｍｏを多量に添加しており、合金コストが高いことに加えて熱間加工性が非常に悪く、製造コストが高いという課題があった。また、Ｚｒは（Ｔｉ・Ｚｒ）ｘＳｉｙの形でシリサイドを形成しやすくする元素であり、疲労強度の低下を招きやすいという問題があった。さらに、特許文献８では、耐摩耗性について充分な検討は行われていず、例えば、耐摩耗性の向上を狙って特許文献６にあるように硬化層を形成した場合、前に記載したようにシリサイドが形成されてしまうことによって疲労特性が大幅に低下してしまうことが懸念される。

特許文献１１には、低強度のＴｉ合金に酸素を固溶した硬化層を有するバルブが開示されており、素材のＴｉ合金としては、Ｔｉ−Ｆｅ：０．０４〜２．４０％−Ｏ：０．０８〜０．２０％が開示されている。しかしながら、母材強度が不十分なため、高強度、高疲労強度が要求される用途の使用は困難であるという欠点を有していた。

特開昭６２−２５６９５６号公報 特許第３０７６６９７号公報 特許第３０７６６９６号公報 特許第３３０６８７８号公報 特開２０１０−７１６６号公報 特開２００５−３２０６１８号公報 特開２００７−１００６６６号公報 特開平６−０４１７１５号公報 特開２０００−２７３５９８号公報 特開平２−２２４３５号公報 特開平７−２６９３１６号公報

Ｐ．Ｂａｎｉａ， Ｍｅｔａｌｌｕｇｙ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｏｆ Ｐｒａｃｔｉｃａｌ Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙｓ， ｐ．９， ＴＭＳ， Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ， ＰＡ （１９９４） Ｆ．Ｈ．ＦＲＯＥＳ ａｎｄ Ｉ．Ｌ．ＣＡＰＬＡＮ, ＴＩＴＡＮＩＵＭ’９２ ＳＣＩＥＮＣＥ ＡＮＤ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ， ｐ．２７８７

従来、Ｍｏを添加することなく、チタン合金における耐摩耗性と疲労特性を同時に満たす技術は開示されていなかった。
チタン合金部材の耐摩耗性を向上させるためには、例えば、表層部に、酸化、窒化、炭化により硬化層を形成させる耐摩耗処理を施すことが考えられる。しかし、このような耐摩耗処理を行うと、部材の疲労強度が低下するという課題があった。
そこで、本発明は、上記課題を有利に解決して、従来合金よりも疲労強度の優れた耐摩耗性チタン合金部材を低コストで提供するものである。

本発明者らは、上記目的を達成するために、強化元素として、VやＭｏよりも安価なＦｅ、および、少量の添加でも強化能が高いＳｉ、を添加して、熱間加工性への影響と、耐摩耗性を向上させるために表層に酸素の固溶した硬化層を形成したチタン合金の疲労強度とを鋭意調査した。

本発明者らは、工業的に安価に製造するための熱間加工性の指標を、β変態温度１０００℃以下、９００℃におけるβ相比率４０％以上とした。これらを指標とした理由は、一般に、インゴットからビレットに鍛造加工する際や、素材から部品形状に熱間加工する際には、変形能の高いβ単相域に加熱され、加工中にβ変態温度以下の２相域まで温度低下する。加熱温度が１０００℃を超えると、酸化による表面性状の悪化やスケール生成による歩留低下、切削負荷の増加により大幅な生産コスト上昇につながる。また、加工中の温度低下によってβ相の比率が４０％を下回ると、加工中に割れが発生しやすくなるためである。

酸素が固溶した硬化層は、例えば、熱間圧延における加工により部材形状に成形された後のチタン合金の表層に、熱拡散法によって酸素を固溶させる、または窒素、炭素のいずれか１種あるいは２種と、酸素とを固溶させることにより形成できる。
本発明者らは、チタン合金の疲労強度については、表層に酸素が固溶した硬化層を形成した場合の疲労強度が、従来のＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の疲労強度である３３０ＭＰａを１０％上回る３６０ＭＰａ以上であることを指標とした。
その結果、Ａｌ、Ｆｅ、ＯおよびＳｉの成分範囲を適量に調整することで、疲労強度、熱間加工性、耐摩耗性に優れたチタン合金を製造可能なことを見出すにいたった。

本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ａｌ：４．５％以上５．５％未満、Ｆｅ：１．３％以上２．３％未満、Ｓｉ：０．２５％以上０．５０％未満、Ｏ：０．０８％以上０．２５％未満含有し、残部チタン及び不可避不純物からなるチタン合金母材の表層に、酸素が固溶した硬化層を有することを特徴とする疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材。

（２）前記硬化層は、前記母材の表層に、窒素、炭素のいずれか１種あるいは２種と、酸素とが固溶したものであることを特徴とする上記（１）に記載の疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材。
（３）前記硬化層は、断面のビッカース硬度が表面から１０μm深さにおいて４５０ＨＶ以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材。

本発明のチタン合金部材は、従来のチタン合金を上回る耐摩耗性、疲労強度、熱間加工性を有し、かつ安価である。このことから、本発明のチタン合金部材は、従来の高強度チタン合金よりも、自動車用のエンジンバルブ、コンロッド等の摺動部の部材としての産業上の用途が拡大し、その軽量、高強度の特性により自動車等の燃費向上等の効果を幅広く得ることが可能になる。また、本発明のチタン合金部材は、摺動部の部品をはじめとして、広範な利用が可能であり、その効果を幅広く得ることが可能になることから、産業上の効果は計り知れない。

以下、本発明について詳しく説明する。
開発においては、先に低コストＦｅ含有高強度α+β型チタン合金として開発されたＴｉ−５％Ａｌ−１〜２％Ｆｅ系合金をベースとして、Ｓｉ、酸素添加による強度、ヤング率、β変態温度への影響を調査した。
その結果、Ｓｉおよび酸素は、ともに強度およびヤング率を向上させるが、酸素添加はβ変態温度を高くする効果が大きいのに対し、Ｓｉはβ変態温度に影響しないことがわかった。Ｆｅはβ変態温度とヤング率をともに低下させる。

次に、耐摩耗性の評価方法について述べる。耐摩耗性は、丸棒部材の軸方向に引張荷重３００ＭＰａを加えた上で、部材表面に、荷重９８Ｎ（１０ｋｇｆ）、振動周波数５００Ｈｚの条件でＳＣＭ４３５材を衝突させ、加振回数１×１０^７回後の、表面におけるき裂の有無で評価した。

次に、疲労強度について述べる。疲労強度は、チタン合金を試験片形状に加工した後に、後述する耐摩耗処理を行って母材の表層に酸素が固溶した硬化層を形成させた試験片を用い、小野式回転曲げ疲労試験により１×１０^７回における破断強度により評価した。
その結果、母材の表層に硬化層を有する場合、硬化層が無い場合に比べて、母材のＳｉ含有量が０．２５％未満の時には、１００〜１５０ＭＰａ程度疲労強度が低下するものの、母材のＳｉ含有量が０．２５％以上の時には、疲労強度が向上する現象が見られた。

通常、チタン合金からなる母材の表層に硬化層が有る場合、表層に硬化層が無い場合と比較して疲労強度が低下する。この理由は不明であるが、表層部に微小な亀裂が生成しやすくなり、疲労の起点になるためではないかと考えられる。
母材の表層に硬化層がある場合に、母材のＳｉ添加量を増やしていくと疲労強度が向上する機構は不明であるが、あえて推察すると以下のような機構が考えられる。一般的な疲労強度の評価に用いられる１×１０^７回程度の繰返し試験では、チタン合金の疲労破壊は表層を起点として発生する。とくに、表層にシリサイドの粗大な析出物等があると、そこを起点に破壊が発生するとされている。

今回、チタン合金からなる母材のＳｉ含有量が０．２５％以上である試験片の断面表層部の微視組織を詳しく調査した。その結果、酸素が固溶して硬化層が形成されている母材の表層部には、シリサイドの存在しない層が見られた。これは、α安定化元素である酸素が硬化層を形成するための酸化処理によって外部から侵入したことで、α相の比率が増加してβ相の領域が減少し、β安定化元素であるＳｉがスケール中あるいは母材内部に移動したためと考えられる。シリサイドの存在しない層の深さは、酸素が濃化された硬化層の深さよりも浅いが、少なくとも表面から３μm以上あり、疲労き裂の起点になることを回避するには充分であると考えられる。

ここでシリサイドは、通常はＥＰＭＡのマッピング分析によってＳｉの濃化として観察される。より詳細には、透過電子顕微鏡による電子線回折を行う必要がある。今回のＳｉ含有量が０．２５％以上のチタン合金からなる母材の表層に硬化層を有する試験片の場合、母材内部に存在するシリサイドは０．１μｍ以上の大きさであることが確認された。

以上述べたように、Ｓｉ含有量が０．２５％以上のチタン合金からなる母材の表層に酸素が固溶した硬化層がある場合には、表層部のＳｉが希薄化し、表層部のシリサイドの形成が抑制されて疲労破壊の起点にならなくなり、一方で、母材中のＳｉは母材の強度向上に寄与する。よって、疲労強度の低下が抑制され、疲労強度が向上するものと考えられる。
また、Ｆｅを含有し、Ｓｉ含有量が０．２５％以上のチタン合金からなる母材の表層に酸素が固溶した硬化層が形成されて、α相の比率が増加してβ相の領域が減少する場合、Ｆｅのα相への固溶量が著しく小さいために固溶強化能が著しく低下するのに対し、Ｓｉのα相への固溶量はＦｅよりも大きく固溶強化能の低下が抑制されることも、疲労強度の向上に寄与しているものと考えられる。

硬化層を形成する元素は、酸素に限定されず、硬化層は、母材の表層に、窒素、炭素のいずれか１種あるいは２種と、酸素とが固溶したものであってもよい。窒素、炭素は酸素と同様にチタン中に固溶するα安定化元素であり、チタン合金中において、酸素と同様の機構が作用すると考えられる。

本発明の第１の実施態様のチタン合金部材では、母材の構成元素の含有比率と、母材の表層に酸素の固溶した硬化層が形成されていることを規定している。
Ａｌは、α安定化元素であり、α相に固溶することで含有量の増加にしたがってチタン合金部材の強度が増す。しかし、母材がＡｌを５．５％以上含有すると、熱間加工性が劣化する。そこで、母材のＡｌの含有量は４．５％以上５．５％未満とした。Ａｌの含有量の上限値は５．３％未満がより好ましい。また、Ａｌの含有量の下限値は４．８％以上がより好ましい。

Ｆｅは、共析型のβ安定化元素であり、β相に固溶することで含有量の増加にしたがってチタン合金部材の室温強度が増し、β変態温度を低下させる。強度の確保およびβ変態温度の低下のため、母材は１．３％以上のＦｅを含有する必要がある。しかし、母材がＦｅを２．３％以上含有すると、大型インゴットで溶製する際に偏析が問題となる。そこで、母材のＦｅの含有量は１．３％以上２．３％未満とした。Ｆｅの含有量の上限値は２．１％未満がより好ましい。また、Ｆｅの含有量の下限値は１．５％以上が好ましく、１．６％以上とすることがより好ましい。

Ｓｉは、β安定化元素であり、含有量の増加にしたがって強度が増す。耐摩耗性を付与した場合の疲労強度を確保するため、母材がＳｉを０．２５％以上含有する必要がある。
一方で、母材がＳｉを０．５０％以上含有すると靭性が低下する。そこで、母材のＳｉの含有量は０．２５％以上０．５０％未満とした。Ｓｉの含有量の上限値は０．４５％未満がより好ましい。また、母材強度を高めるためには、Ｓｉの含有量の下限値は０．２８％以上がより好ましい。

Ｏは、α相を強化する元素である。その効果を発現させるには、母材のＯの含有量を０．０５％以上とする必要がある。しかし、Ｏを０．２５％以上含有するとα₂相の生成を促進して脆化したり、β変態温度が上昇して熱処理コストを上昇させたりする。このため、母材のＯの含有量を０．０５％以上０．２５％未満とした。好ましくは、０．０８％以上０．２２％未満である。より好ましくは、０．１２％以上０．２０％未満である。

本発明の第２の実施態様のチタン合金部材では、硬化層を、母材の表層に、窒素、炭素のいずれか１種あるいは２種と、酸素とが固溶したものとしている。
酸素、窒素、炭素は、いずれもチタン中に固溶するα安定化元素であり、表層に固溶することで表層のＳｉ濃度を低下させ、シリサイドの生成を抑制することにより、疲労強度低下を抑制すると考えられる。

本発明の第３の実施態様のチタン合金部材では、硬化層を、断面のビッカース硬度が表面から１０μm深さにおいて４５０ＨＶ以上であるものとしている。
硬化層の硬度および深さは、断面を鏡面研磨して荷重１０ｇｆでビッカース硬度を測定する。表層から酸素が侵入するため、表面の硬さが最大となり母材内部になるほど硬さが低下する。硬化層の表面から１０μｍ深さにおけるビッカース硬度は、ＨＶ４５０以上であることが好ましく、ＨＶ５００以上であることがより好ましい。上記硬化層のビッカース硬度がＨＶ４５０以上である場合、母材の表層に硬化層を設けたことによる耐摩耗性向上効果が、より一層効果的に得られる。

本発明のチタン合金部材においては、母材の微視組織が針状組織であることが好ましい。母材の微視組織が針状組織である場合、耐クリープ性に優れたチタン合金部材となる。また、母材の微視組織が針状組織である場合、耐摩耗性を付与する硬化層を形成するための酸化処理等の耐摩耗処理を高温で行う際における部材のクリープ変形が抑制されたものとなる。

本発明のチタン合金部材は、優れた疲労強度および耐摩耗性を具備することができる。
本発明のチタン合金部材は、通常用いられるチタン合金の製造方法および表面処理方法によって製造できる。本発明のチタン合金部材の代表的な製造工程は次のとおりである。

まず、スポンジチタン、合金素材を原料として、真空中でアーク溶解または電子ビーム溶解し、水冷銅鋳型に鋳造する溶解法により、不純物の混入を抑えて、本発明のチタン合金部材の母材の成分の鋳塊とする。ここで、Ｏは、溶解の際、例えば酸化チタンまたは酸素濃度の高いスポンジチタンを用いることで添加できる。この鋳塊を９５０℃以上のα＋β域あるいはβ域に加熱後、ビレット形状に鍛造して表面切削し、９５０℃以上の加熱温度にて、熱間圧延する。このことにより、本発明のチタン合金部材の形状の一例である例えばφ１２〜２０ｍｍの棒材とされた母材が得られる。

次に、本発明のチタン合金部材の形状とされた母材の表層に、酸素を固溶させる耐摩耗処理または、窒素、炭素のいずれか１種あるいは２種と、酸素とを固溶させる耐摩耗処理を行う。耐摩耗処理においては、例えば、熱拡散法による酸化、浸炭、窒化を必要に応じて組み合わせて用いることができる。耐摩耗処理として、熱拡散法を行う場合、具体的には例えば、酸化は空気など酸素含有ガス中で、窒化は窒素を主体とする窒素含有ガス中で、浸炭は二酸化炭素、一酸化炭素、メタン等の炭素含有ガス中で、７００℃から９００℃で１時間から８時間保持する熱処理を行う方法を用いることが好ましい。耐摩耗処理を行うことにより、母材の表層に、酸素が固溶した硬化層を有する本発明のα+β型のチタン合金部材が得られる。

本実施形態においては、母材の表層に酸素の固溶した硬化層を形成する耐摩耗処理を行う前に、チタン合金部材の形状とされた母材をβ変態温度以上の温度に加熱し、その後、空冷以上の速度で冷却する（溶体化処理）を行うことが好ましい。溶体化処理を行うことにより、母材の旧β相中にα相が析出して、母材の微視組織が針状組織となる。したがって、耐摩耗処理を行う前に溶体化処理を行うことで、耐摩耗処理を行うことによる部材のクリープ変形を抑制できる。

以下、実施例により本発明を更に具体的に説明する。
（実施例１）
表１に示す素材Ｎｏ．１〜１２の成分のチタン合金を真空アーク溶解法により製造し、それぞれ約２００ｋｇの鋳塊とした。これら鋳塊をそれぞれ鍛造および熱間圧延して直径１５ｍｍの丸棒を得た。

素材Ｎｏ．１〜１５の丸棒に対し、表２に示すβ変態温度＋６０℃の温度で２０分間加熱して炉内に窒素ガスを吹き込むことにより冷却する溶体化処理を行い、微視組織を針状組織とした。その後、丸棒を加工して、平行部径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍ、直径１５ｍｍの疲労試験片の形状の母材を得た。その後、８００℃、１時間の大気中の熱処理により、母材の表層に酸素が固溶した硬化層を形成する耐摩耗処理を行い、疲労試験片を得た。

このようにして得られたＮｏ．１〜１５の疲労試験片について、以下に示す条件で疲労
試験を行い、以下に示すように評価した。その結果を表２に示す。
疲労試験は、小野式回転曲げ疲労試験にて、最大応力３６０ＭＰａ、応力比Ｒ＝−１，３６００ｒｐｍ、室温にて、１×１０^７回まで行った。１×１０^７回まで破断しなかった場合を○、破断した場合を×と評価した。

また、Ｎｏ．１〜１５の疲労試験片について、母材の９００℃におけるβ相の比率を以下に示すようにして測定した。同じ素材から切り出した試料を、９００℃で１時間保持した後に水冷し、断面ミクロ組織の初析α相と変態β相の面積を測定してその比率から求めた。その結果を表２に示す。

また、Ｎｏ．１〜１５の疲労試験片について、熱間圧延における加工性を以下に示すようにして評価した。すなわち、熱間圧延において割れが生じなかった場合を○、割れが生じた場合を×と評価した。その結果を表２に示す。

Ｎｏ．１〜８が本発明例、Ｎｏ．９〜１５はいずれかの素材の成分（母材の構成元素）
が本発明範囲をはずれている比較例である。本発明範囲からはずれる数値にアンダーラインを付している。
Ｎｏ．１〜８の本発明例は、いずれも、β変態温度１０００℃以下、母材の９００℃におけるβ相の比率４０％以上、熱間加工による割れ無し、耐摩耗処理後の疲労強度３６０ＭＰａ以上で、良好な熱間加工性および疲労強度を示した。

比較例のＮｏ．９はＡｌ含有量が下限値をはずれており、Ｎｏ．１０はＦｅ含有量が下限値を外れており、いずれも耐摩耗処理後の疲労強度が不足であった。また、比較例のＮｏ．１１はＡｌ量が上限値をはずれＳｉ量が下限を外れており、熱間加工性および疲労強度が不足であった。Ｎｏ．１２はＳｉ量が下限値をはずれており、耐摩耗処理後の疲労強度が不足であった。Ｎｏ．１３はＡｌ量が上限値をはずれ、熱間加工性が不足であった。Ｎｏ．１４はＯ量が上限値をはずれており、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４はβ変態温度が１０００℃超であり、母材の９００℃におけるβ相の比率が４０％未満であるため、熱間加工性が不足であった。Ｎｏ．１５はＳｉ量が上限値を外れており、疲労強度が不足であった。

（実施例２）
試験片Ｎｏ．１６〜１９には、表１の素材Ｎｏ．５の丸棒を用いた。試験片Ｎｏ．２０には比較のため、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖの圧延丸棒を用いた。
素材Ｎｏ．５の丸棒に対し、実施例１と同様の溶体化処理を行い、微視組織を針状組織とし、実施例１と同様の形状に加工した母材を得た。その後、炭素含有ガス雰囲気中で７７０℃、５時間の熱処理をおこなうことで母材の表層に炭素および酸素の固溶した硬化層を形成する耐摩耗処理を行い、Ｎｏ．１６の疲労試験片を得た。

試験片Ｎｏ．１６と同様にして得られた実施例１と同様の形状の母材に、微量の酸素を含む窒素ガス雰囲気中で７７０℃、５時間の酸窒化処理を行うことで、母材の表層に窒素および酸素の固溶した硬化層を形成する耐摩耗処理を行い、Ｎｏ．１７の疲労試験片を得た。

素材Ｎｏ．５の丸棒に対し、β変態温度−３０℃の温度で６０分間加熱して空冷する溶体化処理を行い、微視組織を初析α相と変態β相からなる混合組織とし、実施例１と同様の形状に加工した母材を得た。その後、大気雰囲気中で７６０℃、１時間の酸化処理をおこなうことで母材の表層に酸素の固溶した硬化層を形成する耐摩耗処理を行い、Ｎｏ．１８の疲労試験片を得た。

試験片Ｎｏ．１８と同様にして得られた実施例１と同様の形状の母材に、硬化層を形成する耐摩耗処理を行わず、表面を疲労試験片の形状に加工した際の研削ままとしたＮｏ．１９の疲労試験片を得た。

Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖの圧延丸棒に対し、β変態温度＋６０℃の温度で２０分間加熱して空冷する溶体化処理を行い、実施例１と同様の形状に加工した母材を得た。その後、大気雰囲気中で８００℃、１時間の酸化処理をおこなうことで母材の表層に酸素の固溶した硬化層を形成する耐摩耗処理を行い、Ｎｏ．２０の疲労試験片を得た。

Ｎｏ．１６〜２０の疲労試験片について、上述した耐摩耗性の評価方法により評価した。その結果、割れの生じなかったものを○、割れを生じたものを×として表３に示す。

本発明の試験片Ｎｏ．１６〜１８では割れが生じなかった。これに対し、表面に硬化層を有しない試験Ｎｏ．１９と、母材の成分が本発明範囲から外れている試験片Ｎｏ．２０では割れが生じた。
また、Ｎｏ．１６〜１８の疲労試験片について、実施例１と同様にして、疲労試験を行い評価した。その結果を表３に示す。
試験片Ｎｏ．１６〜１８は、いずれも、耐摩耗処理後の疲労強度３６０ＭＰａ以上で、良好な疲労強度を示した。

（実施例３）
試験片Ｎｏ．２１〜２３には、表１の素材Ｎｏ．５の丸棒を用いた。
素材Ｎｏ．５の丸棒に対し、実施例１と同様の溶体化処理を行い、微視組織を針状組織とし、実施例１と同様の形状に加工した母材を得た。その後、大気中で下記に示す温度および時間の熱処理をおこなうことで、母材の表層に酸素の固溶した硬化層を形成する耐摩耗処理を行った。

Ｎｏ．２１の試験片は、７４０℃、１時間の熱処理を行った例であり、表４に示すように１０μm深さのビッカース硬度は４２０ＨＶであった。Ｎｏ．２２の試験片は、７７０℃、１時間の熱処理を行った例であり、１０μm深さのビッカース硬度は４７０ＨＶであった。Ｎｏ．２３の試験片は、８００℃、１時間の熱処理を行った例であり、１０μm深さのビッカース硬度は５３０ＨＶであった。
なお、試験片Ｎｏ．２１〜２３のビッカース硬度は、試験片の断面を鏡面研磨して荷重
１０ｇｆの条件で測定した。

試験片Ｎｏ．２１〜２３について、上述した評価方法により耐摩耗性を評価した。また、各試験片Ｎｏ．２１〜２３について、耐摩耗性の評価前後での摩耗量を測定した。さらに、各試験片Ｎｏ．２１〜２３について、実施例１と同様にして、疲労試験を行い評価した。その結果を表４に示す。
耐摩耗性の評価の結果、試験片Ｎｏ．２１〜２３は、いずれも割れを生じなかったが、摩耗量は、Ｎｏ．２１が５０μｍ超、Ｎｏ．２２が２０〜５０μm未満、Ｎｏ．２３が２０μm未満であった。疲労強度はいずれの試験片も３６０ＭＰａ以上で良好な疲労強度を示した。

Claims (3)

1. 質量％で、Ａｌ：４．５％以上５．５％未満、Ｆｅ：１．３％以上２．３％未満、Ｓｉ：０．２５％以上０．５０％未満、Ｏ：０．０８％以上０．２５％未満含有し、残部チタン及び不可避不純物からなるチタン合金母材の表層に、酸素が固溶した硬化層を有することを特徴とする疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材。
2. 前記硬化層は、前記母材の表層に、 窒素、炭素のいずれか１種あるいは２種と、酸素とが固溶したものであることを特徴とする請求項１に記載の疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材。
3. 前記硬化層は、断面のビッカース硬度が表面から１０μm深さにおいて４５０ＨＶ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材。