JP6965986B2 - α＋β型チタン合金線材及びα＋β型チタン合金線材の製造方法 - Google Patents
α＋β型チタン合金線材及びα＋β型チタン合金線材の製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、α＋β型チタン合金線材及びα＋β型チタン合金線材の製造方法に関する。
チタンは、航空機や自動車のボルトなどの締結部材（ファスナー）に適用され、また、医療関連部材にも適用されているが、これらの用途では疲労強度が重要である。高疲労強度を得るためには、材料強度を高強度化することが重要であり、上記各部材としては、強度に優れるα＋β型チタン合金が要求される。また、疲労特性と金属組織には密接な関係があり、針状組織よりも等軸晶組織の方が疲労特性に優れる。そのため、チタンにおいて疲労特性が要求される場合は、α＋β型チタン合金で等軸晶組織を作り込むことが求められる。
汎用のα＋β型チタン合金であるＴｉ−６Ａｌ−４Ｖは、室温での加工性に乏しく難加工材であることから、一般に、加工はβ単相域又はα＋β二相高温域での熱間加工が行われる。しかしながら、α＋β型チタン合金をβ単相域で熱間加工すると、高温安定相であるβ相からα相への変態時に、針状組織が形成されてしまう。そのため、等軸晶組織を有するチタン合金を得るためには、最終加工をα＋β域二相高温域で行うのが一般的である。
しかしながら、α＋β二相高温域で熱間加工を行う場合、最終の熱間加工前までに形成したα相（初析α相）は、粗大になりやすい。また、α＋β域二相高温域で熱間加工を行っても、最終の熱間加工時の加工量が少なかったり、加工時間が長くなったりすると、加工時のひずみに起因し、粗大な等軸結晶組織、又は、粗大及び微細等軸粒との混粒組織になる場合がある。疲労特性は結晶粒径が細かいほど優れるため、混粒又は粗大粒が形成する場合は、疲労特性が悪化することがある。
また、チタンは加工発熱し易いため、α＋β二相域で加工する際に高ひずみ速度で加工すると、加工発熱によりβ域まで加熱されることがある。β域まで加熱されると、β相からα相へ変態する際に、針状組織が形成されてしまう。従って、α＋β二相域で熱間加工する際は、比較的低ひずみ速度で加工する必要があり、このため加工に要する時間が増大し、コスト増の要因となっている。
以下の特許文献１では、６００℃以上、βトランザス（α＋β／β相領域境界）温度以下の温度で７０％以上の熱間加工し、更に、１５℃／ｓ未満の冷速で冷却してβ相中に５μｍ以下のα相を微細分散析出させることで超微細粒組織とし、靱性、疲労特性に優れるα＋β型チタン合金を提案している。
以下の特許文献２では、β変態温度が８６０℃以上９２０℃以下のチタン合金において、等軸α相と等軸β組織からなる組織であって、平均結晶粒径が１μｍであるチタン合金棒線材を提案している。
以下の特許文献３では、５≦Ｍｏ等量＝［Ｍｏ］＋０．６７×［Ｖ］＋１．６７×［Ｃｒ］＋２．８６×［Ｆｅ］≦１５、２．５≦Ａｌ等量＝［Ａｌ］＋０．３３×［Ｓｎ］＋０．１７×［Ｚｒ］≦７．５、からなるチタン合金において、溶体化処理し、次いで、転造によるネジ加工を施し、そして、時効処理を施すことを特徴とする、疲労特性に優れたチタン合金製ファスナー材の製造方法を提案している。
以下の特許文献４では、チタン合金の棒状素材を、α相域温度及びα＋β相域温度での圧延の場合は１パス当りの減面率を５％以上、４０％以下、またβ相域温度での圧延の場合は１パス当りの減面率を５％以上、８５％以下として、熱間で３個又は４個のロールを有する傾斜圧延機にて傾斜圧延をして、チタン合金棒を製造する方法が提案されている。
以下の特許文献５では、α＋β型チタン合金線材のミクロ組織を、６μｍ以上２５μｍ以下の粒径の等軸α晶組織、もしくは、針状α晶組織の何れか、又は、これらの混合した組織としたことを特徴とする、バルブ製造に適したチタン合金線が提案されている。
以下の特許文献６では、チタン又はチタン合金の素材を所定断面寸法の線材とする圧延工程と、上記線材を焼鈍する焼鈍工程と、その後に行う上記線材の表面疵を切削して除去する表面疵除去工程と、上記線材を棒材とする切断工程と、を含み、上記焼鈍工程は、真空中又は不活性ガス雰囲気において、８００℃〜８３０℃に加熱・保持する条件で行うことを特徴とする、チタン又はチタン合金製棒材の製造方法が提案されている。
特許文献１では、β相中に５μｍ以下のα相を微細析出させている。しかしながら、α＋β二相高温域で加工しているため、α相を分断させ難く、α相微細化の効果が小さい。また、加工温度が高いため、集合組織が集積しづらく、疲労試験においてファセットが形成し易くなっている可能性がある。
特許文献２では、平均結晶粒径を１μｍ以下と非常に微細にしている。しかしながら、結晶粒径が細かくなり過ぎると、強度が著しく上昇して切欠き感受性が高くなってしまい、かえって疲労特性が低下する場合がある。また、細粒化しすぎると延性が低下し、室温での加工性が低下する場合がある。
特許文献３について、溶体化処理後に時効処理を施すとβ相内にα相が析出する。しかしながら、析出挙動にばらつきを生じ、結晶粒ごとの強度にばらつきを生じることがある。結晶粒ごとに強度のばらつきを生じると、疲労特性が低下する場合がある。
特許文献４では、傾斜圧延機にて傾斜圧延によりチタン合金丸棒を製造している。しかしながら、傾斜圧延の場合では、マンネスマン効果により線中央部でのボイド形成を助長する。
特許文献５及び特許文献６では、熱間圧延のみで製造を行っている。その場合、平均結晶粒径が細かくても、粗大化した初析α相が残存する可能性がある。
以上のように、従来のチタン合金では、一定程度の疲労特性を発揮できるものの、高レベルで安定した疲労特性を発揮することが困難な場合があった。そのため、高い疲労強度を安定して発揮できるチタン合金が望まれていた。
そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、より優れた疲労特性を有するα＋β型チタン合金線材及びα＋β型チタン合金線材の製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するためになされた本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］質量％で、Ａｌ：４．５０〜６．７５％、Ｓｉ：０〜０．５０％、Ｃ：０．０８０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｈ：０．０１６％以下、Ｏ：０．２５％以下、Ｍｏ：０〜５．５％、Ｖ：０〜４．５０％、Ｎｂ：０〜３．０％、Ｆｅ：０〜２．１０％、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．１５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満を含有し、残部がＴｉ及び不純物からなり、更に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量が下記式（１）を満足し、α結晶粒の平均アスペクト比が、１．０〜３．０であり、α結晶粒の最大結晶粒径が、３０．０μｍ以下であり、α結晶粒の平均結晶粒径が、１．０μｍ〜１５．０μｍであり、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、前記長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率が、５．０％以下であり、単位面積あたりの内部欠陥の個数が、０個／ｍｍ ２ 〜１３個／ｍｍ ２ である、α＋β型チタン合金線材。
−４．０≦［Ｍｏ］＋０．６７［Ｖ］＋０．２８［Ｎｂ］＋２．９［Ｆｅ］＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］＋１．６［Ｍｎ］−［Ａｌ］≦２．０ ・・・（１）
ここで、上記式（１）において、［元素記号］の表記は、対応する元素記号の含有量（質量％）を表し、含有しない元素記号については、０を代入するものとする。
［２］質量％で、Ａｌ：５．５０〜６．７５％、Ｖ：３．５０〜４．５０％、Ｆｅ：０．４０％以下を含有する、［１］に記載のα＋β型チタン合金線材。
［３］質量％で、Ａｌ：４．５０〜６．４０％、Ｆｅ：０．５０〜２．１０％を含有する、［１］に記載のα＋β型チタン合金線材。
［４］［１］〜［３］の何れか１つに記載のα＋β型チタン合金線材を製造する方法であって、［１］〜［３］の何れか１つに記載の化学成分を有するチタン合金材を、０℃〜５００℃の範囲の加工温度において、１回又は２回以上の加工を行う工程であり、１回あたりの加工時の減面率を１０〜５０％とし、合計減面率を５０％以上とする第１の工程と、前記第１の工程後のチタン合金材に対して、熱処理温度Ｔを７００℃〜９５０℃の範囲とし、熱処理時間ｔを下記式（２）を満足する熱処理時間とする最終熱処理を施す第２の工程と、を含む、α＋β型チタン合金線材の製造方法。
２１０００＜（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）＜２４０００
・・・（２）
ここで、上記式（２）において、Ｔ：前記第２の工程における熱処理温度（℃）、ｔ：前記第２の工程における熱処理時間（ｈｒ）である。
［５］前記第１の工程において、前記加工を複数回行う場合、各加工の間で中間焼鈍を施す、［４］に記載のα＋β型チタン合金線材の製造方法。
［１］質量％で、Ａｌ：４．５０〜６．７５％、Ｓｉ：０〜０．５０％、Ｃ：０．０８０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｈ：０．０１６％以下、Ｏ：０．２５％以下、Ｍｏ：０〜５．５％、Ｖ：０〜４．５０％、Ｎｂ：０〜３．０％、Ｆｅ：０〜２．１０％、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．１５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満を含有し、残部がＴｉ及び不純物からなり、更に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量が下記式（１）を満足し、α結晶粒の平均アスペクト比が、１．０〜３．０であり、α結晶粒の最大結晶粒径が、３０．０μｍ以下であり、α結晶粒の平均結晶粒径が、１．０μｍ〜１５．０μｍであり、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、前記長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率が、５．０％以下であり、単位面積あたりの内部欠陥の個数が、０個／ｍｍ ２ 〜１３個／ｍｍ ２ である、α＋β型チタン合金線材。
−４．０≦［Ｍｏ］＋０．６７［Ｖ］＋０．２８［Ｎｂ］＋２．９［Ｆｅ］＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］＋１．６［Ｍｎ］−［Ａｌ］≦２．０ ・・・（１）
ここで、上記式（１）において、［元素記号］の表記は、対応する元素記号の含有量（質量％）を表し、含有しない元素記号については、０を代入するものとする。
［２］質量％で、Ａｌ：５．５０〜６．７５％、Ｖ：３．５０〜４．５０％、Ｆｅ：０．４０％以下を含有する、［１］に記載のα＋β型チタン合金線材。
［３］質量％で、Ａｌ：４．５０〜６．４０％、Ｆｅ：０．５０〜２．１０％を含有する、［１］に記載のα＋β型チタン合金線材。
［４］［１］〜［３］の何れか１つに記載のα＋β型チタン合金線材を製造する方法であって、［１］〜［３］の何れか１つに記載の化学成分を有するチタン合金材を、０℃〜５００℃の範囲の加工温度において、１回又は２回以上の加工を行う工程であり、１回あたりの加工時の減面率を１０〜５０％とし、合計減面率を５０％以上とする第１の工程と、前記第１の工程後のチタン合金材に対して、熱処理温度Ｔを７００℃〜９５０℃の範囲とし、熱処理時間ｔを下記式（２）を満足する熱処理時間とする最終熱処理を施す第２の工程と、を含む、α＋β型チタン合金線材の製造方法。
２１０００＜（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）＜２４０００
・・・（２）
ここで、上記式（２）において、Ｔ：前記第２の工程における熱処理温度（℃）、ｔ：前記第２の工程における熱処理時間（ｈｒ）である。
［５］前記第１の工程において、前記加工を複数回行う場合、各加工の間で中間焼鈍を施す、［４］に記載のα＋β型チタン合金線材の製造方法。
以上説明したように本発明によれば、安定的に微細等軸晶組織を形成させることができ、疲労特性により優れたα＋β型チタン合金線材及びα＋β型チタン合金線材の製造方法を提供可能である。そのため、産業上の効果は計り知れない。
以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
（本発明者らによる検討）
上記課題を解決するために、本発明者らは鋭意検討を行い、以下で詳述する本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材とその製造方法を完成するに至った。以下では、まず、本発明者らが行った検討について、その概略を簡単に説明する。
上記課題を解決するために、本発明者らは鋭意検討を行い、以下で詳述する本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材とその製造方法を完成するに至った。以下では、まず、本発明者らが行った検討について、その概略を簡単に説明する。
上述したように、従来、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表されるα＋β型チタン合金線材では、等軸晶組織にする場合、最終加工をα＋β二相高温域で行うため、α相を微細粒にするにも限界がある。加えて、α＋β二相高温域で加工を行う際に、加工によるひずみが不足する場合には、図１Ａに模式的に示したような非等軸晶組織になりやすい。また、α＋β二相高温域で加工を行う際に、加工温度が高すぎる場合には、初析α相やひずみによる粒成長促進もあり、図１Ｂに模式的に示したような混粒組織になりやすい。疲労は材料の最も弱い部分で破断するため、疲労特性を向上させるためには、微細粒にすることに加えて、均一組織とすることが重要である。そのため、本発明では、疲労特性向上のため、α＋β型チタン合金の金属組織を、図１Ｃに模式的に示したような、均一かつ微細粒を有する等軸組織にすることを目指した。
α＋β型のチタン合金の疲労強度を高めるためには、微細な結晶粒を有し、かつ、粗大な結晶粒を含まない等軸結晶組織を備えることが好ましい。このような等軸結晶組織を得るために、従来は、チタン合金を熱間加工することによって等軸結晶組織を形成していた。しかしながら、α＋β型のチタン合金を熱間加工したとしても、必ずしも好ましい等軸結晶組織が得られなかった。そこで、本発明者らが、α＋β型のチタン合金に対して、これまであまり検討されていなかった冷間又は温間での加工を施すことを試みたところ、所定の条件を組み合わせることで、微細な結晶粒を有し、かつ、粗大な結晶粒を含まない等軸結晶組織が得られることを見出した。冷間加工又は温間加工によって得られる等軸結晶組織は、熱間加工では得られない程度に極めて優れた等軸結晶組織となる。
ここで、本明細書において「温間加工」とは、２００〜５００℃程度までの温度範囲内で加工を行うことを意味する。また、「熱間加工」とは、７００〜１０００℃程度の温度範囲内での加工を意味する。
（α＋β型チタン合金線材）
本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、質量％で、Ａｌ：４．５０〜６．７５％、Ｓｉ：０〜０．５０％、Ｃ：０．０８０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｈ：０．０１６％以下、Ｏ：０．２５％以下、Ｍｏ：０〜５．５％、Ｖ：０〜４．５０％、Ｎｂ：０〜３．０％、Ｆｅ：０〜２．１０％、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．１５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満を含有し、残部がＴｉ及び不純物からなり、更に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量が下記式（１）を満足し、α結晶粒の平均アスペクト比が、１．０〜３．０であり、α結晶粒の最大結晶粒径が、３０．０μｍ以下であり、α結晶粒の平均結晶粒径が、１．０μｍ〜１５．０μｍであり、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、前記長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率が、５．０％以下である。
本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、質量％で、Ａｌ：４．５０〜６．７５％、Ｓｉ：０〜０．５０％、Ｃ：０．０８０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｈ：０．０１６％以下、Ｏ：０．２５％以下、Ｍｏ：０〜５．５％、Ｖ：０〜４．５０％、Ｎｂ：０〜３．０％、Ｆｅ：０〜２．１０％、Ｃｒ：０〜０．２５％未満、Ｎｉ：０〜０．１５％未満、Ｍｎ：０〜０．２５％未満を含有し、残部がＴｉ及び不純物からなり、更に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量が下記式（１）を満足し、α結晶粒の平均アスペクト比が、１．０〜３．０であり、α結晶粒の最大結晶粒径が、３０．０μｍ以下であり、α結晶粒の平均結晶粒径が、１．０μｍ〜１５．０μｍであり、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、前記長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率が、５．０％以下である。
なお、本発明の各実施形態において、線材とは、直径が１５ｍｍ以下であるものをいう。また、例えば航空機業界において、需要が多い線材は、直径が４ｍｍ〜１０ｍｍ程度のものである。
＜化学成分＞
まず、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分について、説明する。以下の説明では、「質量」％を、単に「％」と略記する。また、「Ａ〜Ｂ」（Ａ及びＢは、含有量、粒径、温度等の数値）は、Ａ以上、Ｂ以下を意味する。
まず、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分について、説明する。以下の説明では、「質量」％を、単に「％」と略記する。また、「Ａ〜Ｂ」（Ａ及びＢは、含有量、粒径、温度等の数値）は、Ａ以上、Ｂ以下を意味する。
［Ａｌ：４．５０〜６．７５％］
アルミニウム（Ａｌ）は、固溶強化能の高い元素であり、含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。所望の引張強度を得るとともに、得られる集合組織の結晶方位を所望の範囲内に制御するために、Ａｌの含有量の下限を、４．５０％とする。Ａｌの含有量は、４．６０％以上であることが好ましい。一方、Ａｌを６．７５％を超えて含有させると、引張強度への寄与度が飽和する上に、熱間加工性及び冷間加工性を低下させる。そのため、Ａｌの含有量の上限を、６．７５％とする。Ａｌの含有量は、６．５０％以下であることが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）は、固溶強化能の高い元素であり、含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。所望の引張強度を得るとともに、得られる集合組織の結晶方位を所望の範囲内に制御するために、Ａｌの含有量の下限を、４．５０％とする。Ａｌの含有量は、４．６０％以上であることが好ましい。一方、Ａｌを６．７５％を超えて含有させると、引張強度への寄与度が飽和する上に、熱間加工性及び冷間加工性を低下させる。そのため、Ａｌの含有量の上限を、６．７５％とする。Ａｌの含有量は、６．５０％以下であることが好ましい。
［Ｓｉ：０〜０．５０％］
シリコン（Ｓｉ）は、β安定化元素であるが、α相中にも固溶して高い固溶強化能を示す。そのため、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、必要に応じて、Ｓｉの固溶強化により高強度化してもよい。Ｓｉは、任意添加元素であることから、含有量の下限は、０％であってもよい。また、Ｓｉは、適正量のＳｉをＯと複合含有させることにより、高い疲労強度と引張強度を両立することが期待できる。このような効果は、Ｓｉの含有量を０．０５％以上とすることで、確実に発現させることが可能であるため、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方で、Ｓｉを含有させ過ぎると、シリサイドと称する金属間加工物を形成し、疲労強度が低下する。０．５０％を超えるＳｉを含有させると、製造過程で粗大なシリサイドが生成し疲労強度が低下する。そのため、Ｓｉの含有量の上限は、０．５０％とする。Ｓｉの含有量は、０．４５％以下であることが好ましく、０．４０％以下であることがより好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、β安定化元素であるが、α相中にも固溶して高い固溶強化能を示す。そのため、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、必要に応じて、Ｓｉの固溶強化により高強度化してもよい。Ｓｉは、任意添加元素であることから、含有量の下限は、０％であってもよい。また、Ｓｉは、適正量のＳｉをＯと複合含有させることにより、高い疲労強度と引張強度を両立することが期待できる。このような効果は、Ｓｉの含有量を０．０５％以上とすることで、確実に発現させることが可能であるため、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方で、Ｓｉを含有させ過ぎると、シリサイドと称する金属間加工物を形成し、疲労強度が低下する。０．５０％を超えるＳｉを含有させると、製造過程で粗大なシリサイドが生成し疲労強度が低下する。そのため、Ｓｉの含有量の上限は、０．５０％とする。Ｓｉの含有量は、０．４５％以下であることが好ましく、０．４０％以下であることがより好ましい。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、式（１）を満たすことを前提として、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。これらの元素はいずれも、β安定化させる一般的な元素であり、適切な量を含有させることで強度と成形性をともに向上させる効果がある。添加量が少なすぎると上記のメリットが得られず、多すぎると偏析、延性低下及び金属間化合物形成などの問題を引き起こすため、含有量は以下の通り規定する。
［Ｍｏ：０〜５．５％］
モリブデン（Ｍｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は、０％であってもよい。また、Ｍｏは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、偏析が生じ疲労特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量の上限は、５．５％とする。上記効果をより有効に高めるためのＭｏ含有量の好ましい下限は、２．００％であり、より好ましくは２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は、３．７％であり、より好ましくは３．５％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は、０％であってもよい。また、Ｍｏは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、偏析が生じ疲労特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量の上限は、５．５％とする。上記効果をより有効に高めるためのＭｏ含有量の好ましい下限は、２．００％であり、より好ましくは２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は、３．７％であり、より好ましくは３．５％である。
［Ｖ：０〜４．５０％］
バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は、０％であってもよい。また、Ｖは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、強度が上がりすぎて冷間及び温間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量の上限は４．５０％とする。上記効果をより有効に高めるためのＶ含有量の好ましい下限は、２．００％であり、より好ましくは２．５０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は、４．４０％であり、より好ましくは４．３０％である。
バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は、０％であってもよい。また、Ｖは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、強度が上がりすぎて冷間及び温間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量の上限は４．５０％とする。上記効果をより有効に高めるためのＶ含有量の好ましい下限は、２．００％であり、より好ましくは２．５０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は、４．４０％であり、より好ましくは４．３０％である。
［Ｎｂ：０〜３．０％］
ニオブ（Ｎｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は、０％であってもよい。また、Ｎｂは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、偏析が生じ疲労特性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量の上限は、３．０％とする。上記効果をより有効に高めるためのＮｂ含有量の好ましい下限は、０．５であり、より好ましくは０．７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は、２．７％であり、より好ましくは２．５％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は、０％であってもよい。また、Ｎｂは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、偏析が生じ疲労特性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量の上限は、３．０％とする。上記効果をより有効に高めるためのＮｂ含有量の好ましい下限は、０．５であり、より好ましくは０．７％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は、２．７％であり、より好ましくは２．５％である。
［Ｆｅ：０〜２．１０％］
鉄（Ｆｅ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｆｅ含有量は、０％であってもよい。また、Ｆｅは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｆｅが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｆｅ含有量が高すぎれば、偏析が生じ疲労特性が低下する。したがって、Ｆｅ含有量の上限は、２．１０％とする。上記効果をより有効に高めるためのＦｅ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．８０％である。Ｆｅ含有量の好ましい上限は２．００％である。
鉄（Ｆｅ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｆｅ含有量は、０％であってもよい。また、Ｆｅは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｆｅが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｆｅ含有量が高すぎれば、偏析が生じ疲労特性が低下する。したがって、Ｆｅ含有量の上限は、２．１０％とする。上記効果をより有効に高めるためのＦｅ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．８０％である。Ｆｅ含有量の好ましい上限は２．００％である。
［Ｃｒ：０〜０．２５％未満］
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は、０％であってもよい。また、Ｃｒは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、平衡相である金属間化合物（ＴｉＣｒ２）が生成し、疲労強度及び室温延性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．２５％未満とする。上記効果をより有効に高めるためのＣｒ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、より好ましくは０．０７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は、０．２０％であり、より好ましくは０．１５％である。
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は、０％であってもよい。また、Ｃｒは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、平衡相である金属間化合物（ＴｉＣｒ２）が生成し、疲労強度及び室温延性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．２５％未満とする。上記効果をより有効に高めるためのＣｒ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、より好ましくは０．０７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は、０．２０％であり、より好ましくは０．１５％である。
［Ｎｉ：０〜０．１５％未満］
ニッケル（Ｎｉ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は、０％であってもよい。また、Ｎｉは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、平衡相である金属間化合物（Ｔｉ２Ｎｉ）が生成し、疲労強度及び室温延性が劣化する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．１５％未満とする。上記効果をより有効に高めるためのＮｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、より好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は、０．１３％であり、より好ましくは０．１１％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は、０％であってもよい。また、Ｎｉは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、平衡相である金属間化合物（Ｔｉ２Ｎｉ）が生成し、疲労強度及び室温延性が劣化する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．１５％未満とする。上記効果をより有効に高めるためのＮｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、より好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は、０．１３％であり、より好ましくは０．１１％である。
［Ｍｎ：０〜０．２５％未満］
マンガン（Ｍｎ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｎ含有量は、０％であってもよい。また、Ｍｎは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｍｎが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、平衡相である金属間化合物（ＴｉＭｎ）が生成し、疲労強度及び室温延性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．２５％未満とする。上記効果をより有効に高めるためのＭｎ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、より好ましくは０．０７％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、０．２０％であり、より好ましくは０．１５％である。
マンガン（Ｍｎ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｎ含有量は、０％であってもよい。また、Ｍｎは、式（１）を満たすことを前提として、含有できる。Ｍｎが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、平衡相である金属間化合物（ＴｉＭｎ）が生成し、疲労強度及び室温延性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．２５％未満とする。上記効果をより有効に高めるためのＭｎ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、より好ましくは０．０７％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、０．２０％であり、より好ましくは０．１５％である。
［式（１）について］
本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分においては、更に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量が、下記式（１）を満たす。
本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分においては、更に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量が、下記式（１）を満たす。
−４．０≦［Ｍｏ］＋０．６７［Ｖ］＋０．２８［Ｎｂ］＋２．９［Ｆｅ］＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］＋１．６［Ｍｎ］−［Ａｌ］≦２．０ ・・・（１）
なお、式（１）において、［元素記号］の表記は、対応する元素記号の含有量（質量％）を表し、含有しない元素記号については、０を代入するものとする。
Ａ＝［Ｍｏ］＋０．６７［Ｖ］＋０．２８［Ｎｂ］＋２．９［Ｆｅ］＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］＋１．６［Ｍｎ］−［Ａｌ］
ここで、上記式（１）の右辺で表されるＭｏ当量Ａは、式中に記載された各β安定化元素Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎによるβ相の安定化度合いを数値化するために、用いられるものである。この際に、Ｍｏによるβ相の安定化度合いを基準として、Ｍｏ以外のβ安定化元素によるβ相の安定化度合いを、正の係数によって相対化している。一方、Ａｌはα安定化元素であるため、上記のＭｏ当量Ａにおいて、Ａｌに関する係数は、負の値となっている。
［Ｍｏ当量Ａの範囲：−４．０≦Ａ≦２．０］
本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、上記式（１）で表されるＭｏ当量Ａの値が−４．０以上２．０以下の範囲内となるように、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、及び、Ｍｎからなる群より選択される少なくとも何れか１つ以上の元素を含有する。上記Ｍｏ当量Ａの値が−４．０未満である場合には、α相の面積率が高くなりすぎて加工性が低下する。Ｍｏ当量Ａの下限は、好ましくは−３．５であり、より好ましくは−３．０である。一方、Ｍｏ当量Ａの値が２．０を超える場合には、β相が硬くなりすぎて加工性が低下する。Ｍｏ当量Ａの上限は、好ましくは１．８、より好ましくは１．１である。
本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、上記式（１）で表されるＭｏ当量Ａの値が−４．０以上２．０以下の範囲内となるように、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、及び、Ｍｎからなる群より選択される少なくとも何れか１つ以上の元素を含有する。上記Ｍｏ当量Ａの値が−４．０未満である場合には、α相の面積率が高くなりすぎて加工性が低下する。Ｍｏ当量Ａの下限は、好ましくは−３．５であり、より好ましくは−３．０である。一方、Ｍｏ当量Ａの値が２．０を超える場合には、β相が硬くなりすぎて加工性が低下する。Ｍｏ当量Ａの上限は、好ましくは１．８、より好ましくは１．１である。
［Ｃ：０．０８０％以下］
［Ｎ：０．０５０％以下］
［Ｈ：０．０１６％以下］
［Ｏ：０．２５％以下］
炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、水素（Ｈ）、酸素（Ｏ）は、いずれも多量に含有すると、延性、加工性を低下させてしまう場合があるため、Ｃの含有量は、０．０８０％以下、Ｎの含有量は、０．０５０％以下、Ｈの含有量は、０．０１６％以下、Ｏの含有量は０．２５％以下にそれぞれ制限する。なお、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるため、その含有量はそれぞれ低ければ低いほど好ましい。また、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるが故に、含有が避けられないことから、実質的な含有量の下限は、通常、Ｃで０．０００５％、Ｎで０．０００１％、Ｈで０．０００５％、Ｏで０．０１％である。
［Ｎ：０．０５０％以下］
［Ｈ：０．０１６％以下］
［Ｏ：０．２５％以下］
炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、水素（Ｈ）、酸素（Ｏ）は、いずれも多量に含有すると、延性、加工性を低下させてしまう場合があるため、Ｃの含有量は、０．０８０％以下、Ｎの含有量は、０．０５０％以下、Ｈの含有量は、０．０１６％以下、Ｏの含有量は０．２５％以下にそれぞれ制限する。なお、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるため、その含有量はそれぞれ低ければ低いほど好ましい。また、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるが故に、含有が避けられないことから、実質的な含有量の下限は、通常、Ｃで０．０００５％、Ｎで０．０００１％、Ｈで０．０００５％、Ｏで０．０１％である。
本実施形態に係るチタン合金線材は、上述の元素以外（残部）は、Ｔｉ及び不純物からなる。ただし、以上説明した各元素以外の元素を、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることができる。なお、本実施形態における「不純物」とは、チタン合金を工業的に製造する際にスポンジチタンやスクラップ等の原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であり、不可避的に混入する成分も含む。かかる不純物としては、例えば、スズ（Ｓｎ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、銅（Ｃｕ）、鉛（Ｐｄ）、タングステン（Ｗ）、ホウ素（Ｂ）等が挙げられる。Ｓｎ，Ｚｒ，Ｃｕ，Ｐｄ，Ｗ，Ｂが不純物として含まれる場合、その含有量は、例えば、それぞれ０．０５％以下であり、合計０．１０％以下である。
［β相の面積率］
本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の金属組織は、α相が主体であり、α相中に少量のβ相が存在したものとなっている。ここで、α相が「主体」とは、α相の面積率が８０％以上であることを意味する。本発明の各実施形態において、β相の面積率は、おおよそ５％〜２０％程度となる。なお、本発明の各実施形態で着目するチタン合金線材では、β相の面積率の測定が難しく、許容される測定誤差は±５％である。
本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の金属組織は、α相が主体であり、α相中に少量のβ相が存在したものとなっている。ここで、α相が「主体」とは、α相の面積率が８０％以上であることを意味する。本発明の各実施形態において、β相の面積率は、おおよそ５％〜２０％程度となる。なお、本発明の各実施形態で着目するチタン合金線材では、β相の面積率の測定が難しく、許容される測定誤差は±５％である。
［α結晶粒の平均アスペクト比］
疲労強度は、ミクロ組織や結晶粒径に大きく依存する。金属材料では、針状組織に比べ等軸晶組織の方が、疲労強度が高い。そのため、疲労特性向上のためには、等軸晶組織を有することが重要である。等軸晶組織であるかどうかは、α結晶粒の平均アスペクト比(長軸方向長さ／短軸方向長さ)に基づき評価することができる。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下であれば、等軸晶組織であると判断できる。α結晶粒の平均アスペクト比が３．０を超えると、いわゆる針状組織となるため、α結晶粒の平均アスペクト比は３．０以下とする。α結晶粒の平均アスペクト比は、好ましくは２．５以下であり、更に好ましくは２．３以下である。
疲労強度は、ミクロ組織や結晶粒径に大きく依存する。金属材料では、針状組織に比べ等軸晶組織の方が、疲労強度が高い。そのため、疲労特性向上のためには、等軸晶組織を有することが重要である。等軸晶組織であるかどうかは、α結晶粒の平均アスペクト比(長軸方向長さ／短軸方向長さ)に基づき評価することができる。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下であれば、等軸晶組織であると判断できる。α結晶粒の平均アスペクト比が３．０を超えると、いわゆる針状組織となるため、α結晶粒の平均アスペクト比は３．０以下とする。α結晶粒の平均アスペクト比は、好ましくは２．５以下であり、更に好ましくは２．３以下である。
［α結晶粒の平均結晶粒径］
次にα結晶粒の平均結晶粒径について説明する。
金属材料では、結晶粒径が細かいほど、繰り返し応力下での有効Ｓｌｉｐ長さが減少し、すべり変形が均一化する。これにより、き裂発生抵抗が著しく向上し、疲労特性が向上する。従来のα＋β二相域での圧延では、旧β結晶粒内の組織は、変態と加工で比較的微細になるものの、初析α相部が残存して、粗大な結晶粒が残存する。そのため、き裂発生抵抗の低減に対しては（１）平均結晶粒径を微細にする、こと以外に、（２）混粒にならないよう均一組織にする、ことが重要である。
次にα結晶粒の平均結晶粒径について説明する。
金属材料では、結晶粒径が細かいほど、繰り返し応力下での有効Ｓｌｉｐ長さが減少し、すべり変形が均一化する。これにより、き裂発生抵抗が著しく向上し、疲労特性が向上する。従来のα＋β二相域での圧延では、旧β結晶粒内の組織は、変態と加工で比較的微細になるものの、初析α相部が残存して、粗大な結晶粒が残存する。そのため、き裂発生抵抗の低減に対しては（１）平均結晶粒径を微細にする、こと以外に、（２）混粒にならないよう均一組織にする、ことが重要である。
ここで、α結晶粒の平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であれば、き裂発生に対して十分な効果が得られる。そこで、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の平均結晶粒径を１５．０μｍ以下とする。α結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは１２．０μｍであり、更に好ましくは１０.０μｍである。細粒であるほど効果があるため、α結晶粒の平均結晶粒径の下限は特に定めない。ただし、１．０μｍ未満の平均結晶粒径の組織を作製することは製造上困難であるため、１．０μｍをα結晶粒の平均結晶粒径の下限としてよい。
［α結晶粒の最大結晶粒径］
一方、金属材料の疲労は、部材の最も弱い部分で生じるため、一部分の疲労強度が強くとも疲労強度は向上せず、逆に低下してしまう。そのため、上記の通り、α結晶粒の平均結晶粒径を微細にするだけでなく、組織全体が均一組織であることが重要である。すなわち、最大の結晶粒径が粗大過ぎると、粗大な結晶粒が起点となり破断に至る。最大結晶粒径が３０．０μｍ以下であれば疲労強度低下に大きく影響しないことから、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の最大結晶粒径を３０．０μｍ以下とする。α結晶粒の最大結晶粒径は２５．０μｍ以下であることが好ましく、２０．０μｍ以下であることがより好ましい。
一方、金属材料の疲労は、部材の最も弱い部分で生じるため、一部分の疲労強度が強くとも疲労強度は向上せず、逆に低下してしまう。そのため、上記の通り、α結晶粒の平均結晶粒径を微細にするだけでなく、組織全体が均一組織であることが重要である。すなわち、最大の結晶粒径が粗大過ぎると、粗大な結晶粒が起点となり破断に至る。最大結晶粒径が３０．０μｍ以下であれば疲労強度低下に大きく影響しないことから、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の最大結晶粒径を３０．０μｍ以下とする。α結晶粒の最大結晶粒径は２５．０μｍ以下であることが好ましく、２０．０μｍ以下であることがより好ましい。
［β相の面積率の測定方法］
β相の面積率は、後述する熱処理後のチタン合金棒線部材より切断したＬ断面を、電解研磨もしくはコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、電子マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定する。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜２μｍで、加速電圧１０ｋＶ、電流５０〜１００ｎＡで２〜１０視野程度測定する。固溶しているβ安定化元素が周りと比較して５倍以上濃化している領域を、β相と見做し、定義されたβ相領域の面積と、５００μｍ×５００μｍの全面積とから、β相の面積率を算出する。
β相の面積率は、後述する熱処理後のチタン合金棒線部材より切断したＬ断面を、電解研磨もしくはコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、電子マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定する。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜２μｍで、加速電圧１０ｋＶ、電流５０〜１００ｎＡで２〜１０視野程度測定する。固溶しているβ安定化元素が周りと比較して５倍以上濃化している領域を、β相と見做し、定義されたβ相領域の面積と、５００μｍ×５００μｍの全面積とから、β相の面積率を算出する。
［α結晶粒の平均アスペクト比の測定方法］
α結晶粒の平均アスペクト比は、後述する熱処理後のチタン合金棒線部材より切断したＬ断面を、電解研磨もしくはコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて測定する。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定する。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界と見做し、各結晶粒の長軸方向と長軸に直交する方向の最大長さの比（長軸／短軸）、すなわちアスペクト比を算出し、全てのα結晶粒の平均値（平均アスペクト比）を算出する。
α結晶粒の平均アスペクト比は、後述する熱処理後のチタン合金棒線部材より切断したＬ断面を、電解研磨もしくはコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて測定する。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定する。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界と見做し、各結晶粒の長軸方向と長軸に直交する方向の最大長さの比（長軸／短軸）、すなわちアスペクト比を算出し、全てのα結晶粒の平均値（平均アスペクト比）を算出する。
[α結晶粒径の測定方法]
α結晶粒径は、平均アスペクト比の測定方法と同様にして、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定する。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界と見做し、結晶粒面積Ａより円相当粒径Ｄを求める（結晶粒面積Ａ＝π×（Ｄ／２）２）。平均結晶粒径は、測定範囲内の全てのα結晶粒径の平均値とする。また、最大結晶粒径は、測定範囲内におけるα結晶粒径の最大値とする。
α結晶粒径は、平均アスペクト比の測定方法と同様にして、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定する。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界と見做し、結晶粒面積Ａより円相当粒径Ｄを求める（結晶粒面積Ａ＝π×（Ｄ／２）２）。平均結晶粒径は、測定範囲内の全てのα結晶粒径の平均値とする。また、最大結晶粒径は、測定範囲内におけるα結晶粒径の最大値とする。
なお、α結晶粒とβ結晶粒等の他の結晶粒とは、ＥＢＳＤ上で技術的に容易に識別することが可能である。
［集合組織］
α＋β型チタン合金線材における疲労による破断は、ファセットと呼ばれる部分からき裂が発生し、このき裂が進展して破断に至る。特に高サイクル疲労では、この傾向が顕著となる。ファセットは、α相の結晶構造である稠密六方構造（ｈｃｐ）の（０００１）面に対し、ほぼ平行に形成する。疲労の場合、ファセットが、応力負荷方向に対し１５°〜４０°の角度に傾くと、ファセットとなる（０００１）面のシュミット因子が高くなり、高度にファセットを形成する。そのため、ファセットを形成し難くすることが、疲労特性向上に有効である。
α＋β型チタン合金線材における疲労による破断は、ファセットと呼ばれる部分からき裂が発生し、このき裂が進展して破断に至る。特に高サイクル疲労では、この傾向が顕著となる。ファセットは、α相の結晶構造である稠密六方構造（ｈｃｐ）の（０００１）面に対し、ほぼ平行に形成する。疲労の場合、ファセットが、応力負荷方向に対し１５°〜４０°の角度に傾くと、ファセットとなる（０００１）面のシュミット因子が高くなり、高度にファセットを形成する。そのため、ファセットを形成し難くすることが、疲労特性向上に有効である。
そこで本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率を、５．０％以下とする。この条件を満たせば、ファセット形成を抑制でき、疲労特性に優れる。稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸と、α＋β型チタン合金線材の長軸方向とのなす角度が、１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率は、低い分には問題ないため、下限は０％であることが好ましい。
ここで、なす角１５°〜４０°とは、図２〜図４に示すような、長軸方向から見た（０００１）の正極点図において、輪状となる領域内すべてを指している。ここで、図２において、符号Ｌは、棒線部材の長軸方向を示す直線である。また、符号Ａは、長軸方向Ｌに対する角度が４０°を示す境界面であり、符号Ｂは、長軸方向Ｌに対する角度が１５°を示す境界面である。図３は、図２の長軸方向Ｌと交差する方向から見た図であり、図４は図２の長軸方向Ｌの方向から図であり、図４は長軸方向から見た（０００１）の正極点図を表している。
図２及び図３において、長軸方向Ｌを表す直線上に点Ｏを設定したとき、長軸方向Ｌに対して境界面Ａは点Ｏにおいて４０°の角度をなしており、境界面Ｂは点Ｏにおいて１５°の角度をなしている。
本発明の各実施形態に係るチタン合金の金属組織に含まれるα結晶粒のｃ軸の方向は、その大部分が、長軸方向Ｌとのなす角が１５°未満の範囲（境界面Ｂの内側の範囲）に入っている。そして、長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲（境界面Ｂと境界面Ａの間の範囲）にあるα結晶粒の面積率は、５．０％以下である。長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲（境界面Ｂと境界面Ａの間の範囲）にあるα結晶粒の面積率は、好ましくは４．０％以下であり、より好ましくは３．０％以下である。
［集合組織の測定方法］
上記の集合組織は、次のようにして観察ことができる。
上記の結晶粒径の測定方法と同様に、後述する熱処理後のα＋β型チタン合金線材より切断したＬ断面（棒線部材の長軸方向の直交断面）を、電解研磨もしくはコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて測定する。具体的には、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで２〜１０視野程度測定し、各視野における稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸とα＋β型チタン合金棒線部材の長軸方向との成す角度が１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率を求める。その後、各視野において得られたα結晶粒の面積率の平均を算出する。計算された面積率は、Ｌ断面全面に対する面積率である。
上記の集合組織は、次のようにして観察ことができる。
上記の結晶粒径の測定方法と同様に、後述する熱処理後のα＋β型チタン合金線材より切断したＬ断面（棒線部材の長軸方向の直交断面）を、電解研磨もしくはコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて測定する。具体的には、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで２〜１０視野程度測定し、各視野における稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸とα＋β型チタン合金棒線部材の長軸方向との成す角度が１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率を求める。その後、各視野において得られたα結晶粒の面積率の平均を算出する。計算された面積率は、Ｌ断面全面に対する面積率である。
（α＋β型チタン合金線材の製造方法の概略）
上記のように、等軸α組織であっても、α結晶粒のｃ軸の方向と長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲内となると、疲労特性が低下する。α相は、伸線を繰り返すことで、ｃ軸の方向と長軸方向Ｌとのなす角は０°に集積していく。しかしながら、従来のようにα＋β二相高温域で熱間加工を行った場合、冷却の過程で、β相からα相が無作為方向に析出する。この影響で、α結晶粒のｃ軸の方向と長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲内となるα相の割合が多くなってしまう。
上記のように、等軸α組織であっても、α結晶粒のｃ軸の方向と長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲内となると、疲労特性が低下する。α相は、伸線を繰り返すことで、ｃ軸の方向と長軸方向Ｌとのなす角は０°に集積していく。しかしながら、従来のようにα＋β二相高温域で熱間加工を行った場合、冷却の過程で、β相からα相が無作為方向に析出する。この影響で、α結晶粒のｃ軸の方向と長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲内となるα相の割合が多くなってしまう。
一方、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、先だって言及したように、従来とは異なり０℃〜５００℃の温度域において冷間加工又は温間加工を行うことで、α結晶粒を等軸化させている。冷間加工又は温間加工を行うことで、金属組織におけるβ相分率が、常温（室温）と同程度となるため、熱間加工で生じるような相変態によるα相の方位分散を抑制することができる。更に、冷間加工又は温間加工という低温加工を行うことで、低温加工による転位増加により、より微細で等軸な組織をより均一に生成させることが可能となる。加えて、従来の熱間加工と比較して、α結晶粒のｃ軸が０°方向により集積しやすくなる。これにより、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、より疲労特性に優れるものとなる。また、冷間〜温間という温度域で加工が可能であるため、コスト削減に非常に有利である。
また、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法では、以下で改めて詳細に説明するように、０℃〜５００℃の温度域において、冷間加工又は温間加工を行う際に、複数回の加工を行うことが可能である。また、複数回の加工を行う際には、ｎ回目（ｎは、１以上の整数。）の加工と（ｎ＋１）回目の加工との間に、中間焼鈍を実施することが好ましい。
かかる中間焼鈍において、β相分率が増加しても、冷却時にβ相から析出するα相は、焼鈍開始時の方位となる。そのため、１５°〜４０°に傾いているα相の割合は、５．０％以下と低くなる。ただし、冷間〜温間で加工を行うことで、集合組織の結晶方位は揃うものの、方位が１００％揃うということはなく、ランダムで残留するものが存在する。
上記のような特徴を有する、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法については、以下で改めて詳細に説明する。
以下では、上記のような特徴を有する本発明の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材及びα＋β型チタン合金線材の製造方法について、より具体的な化学成分を挙げながら、より詳細に説明する。
（第１の実施形態）
以下では、本発明の第１の実施形態であるα＋β型チタン合金線材及びその製造方法について、詳細に説明する。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、上記のようなＭｏ当量Ａを用いて化学成分が規定されるチタン合金線材のうち、Ｖ及びＦｅを含有するチタン合金線材である。
以下では、本発明の第１の実施形態であるα＋β型チタン合金線材及びその製造方法について、詳細に説明する。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、上記のようなＭｏ当量Ａを用いて化学成分が規定されるチタン合金線材のうち、Ｖ及びＦｅを含有するチタン合金線材である。
＜α＋β型チタン合金線材＞
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、質量％で、Ａｌ：５．５０〜６．７５％、Ｖ：３．５０〜４．５０％、Ｆｅ：０．４０％以下、Ｃ：０．０８０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｈ：０．０１６％以下、Ｏ：０．２５％以下を含有し、残部がＴｉ及び不純物からなり、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０〜３．０であり、α結晶粒の最大結晶粒径が２０．０μｍ以下であり、α結晶粒の平均結晶粒径が１．０〜１０．０μｍであり、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率が５．０％以下である。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、質量％で、Ａｌ：５．５０〜６．７５％、Ｖ：３．５０〜４．５０％、Ｆｅ：０．４０％以下、Ｃ：０．０８０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、Ｈ：０．０１６％以下、Ｏ：０．２５％以下を含有し、残部がＴｉ及び不純物からなり、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０〜３．０であり、α結晶粒の最大結晶粒径が２０．０μｍ以下であり、α結晶粒の平均結晶粒径が１．０〜１０．０μｍであり、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率が５．０％以下である。
まず、本実施形態のα＋β型チタン合金線材の化学成分について、以下で改めて説明する。以下の説明では、「質量％」を、単に「％」と略記する。
［Ａｌの含有量］
Ａｌは、固溶強化能の高い元素であり、含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。より確実に所望の引張強度を得るとともに、得られる集合組織の結晶方位をより確実に所望の範囲内に制御するために、Ａｌの含有量を５．５０％以上とすることが好ましく、５．７０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌを６．７５％を超えて含有させると、引張強度への寄与度が飽和する上に、熱間加工性及び冷間加工性を低下させる。そのため、Ａｌの含有量の上限を、６．７５％とする。Ａｌの含有量は、６．５０％以下であることが好ましい。
Ａｌは、固溶強化能の高い元素であり、含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。より確実に所望の引張強度を得るとともに、得られる集合組織の結晶方位をより確実に所望の範囲内に制御するために、Ａｌの含有量を５．５０％以上とすることが好ましく、５．７０％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌを６．７５％を超えて含有させると、引張強度への寄与度が飽和する上に、熱間加工性及び冷間加工性を低下させる。そのため、Ａｌの含有量の上限を、６．７５％とする。Ａｌの含有量は、６．５０％以下であることが好ましい。
［Ｖの含有量］
Ｖは、固溶強化能の高い元素であり、含有量が高くなると室温での引張強度が高くなる。また、室温で加工性の良好なβ相を維持する必要がある。そのため、Ｖの含有量は、３．５０％以上とすることが好ましく、３．６０％以上であることがより好ましい。一方、Ｖを４．５０％を超えて含有させると、強度が高くなりすぎ、冷間及び温間加工性を低下させる。そのため、Ｖの含有量は、４．５０％以下とすることが好ましい。Ｖの含有量は、４．３０％以下であることがより好ましい。
Ｖは、固溶強化能の高い元素であり、含有量が高くなると室温での引張強度が高くなる。また、室温で加工性の良好なβ相を維持する必要がある。そのため、Ｖの含有量は、３．５０％以上とすることが好ましく、３．６０％以上であることがより好ましい。一方、Ｖを４．５０％を超えて含有させると、強度が高くなりすぎ、冷間及び温間加工性を低下させる。そのため、Ｖの含有量は、４．５０％以下とすることが好ましい。Ｖの含有量は、４．３０％以下であることがより好ましい。
［Ｆｅの含有量］
Ｆｅは、偏析を生じさせて均質性を低下させる場合があるため、含有量を０．４０％以下に制限することが好ましく、０．２５％以下に制限することがより好ましい。Ｆｅは、固溶強化能があり、室温での強度向上に寄与する効果があるため、０．１０％以上含有させることが好ましい。
Ｆｅは、偏析を生じさせて均質性を低下させる場合があるため、含有量を０．４０％以下に制限することが好ましく、０．２５％以下に制限することがより好ましい。Ｆｅは、固溶強化能があり、室温での強度向上に寄与する効果があるため、０．１０％以上含有させることが好ましい。
［Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏの含有量］
Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、いずれも多量に含有すると、延性、加工性を低下させてしまう場合があるため、Ｃの含有量は、０．０８０％以下、Ｎの含有量は、０．０５０％以下、Ｈの含有量は、０．０１６％以下、Ｏの含有量は０．２５％以下にそれぞれ制限することが好ましい。なお、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるため、その含有量はそれぞれ低ければ低いほど好ましい。また、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるが故に、含有が避けられないことから、実質的な含有量の下限は、通常、Ｃで０．０００５％、Ｎで０．０００１％、Ｈで０．０００５％、Ｏで０．０１％である。
Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、いずれも多量に含有すると、延性、加工性を低下させてしまう場合があるため、Ｃの含有量は、０．０８０％以下、Ｎの含有量は、０．０５０％以下、Ｈの含有量は、０．０１６％以下、Ｏの含有量は０．２５％以下にそれぞれ制限することが好ましい。なお、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるため、その含有量はそれぞれ低ければ低いほど好ましい。また、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるが故に、含有が避けられないことから、実質的な含有量の下限は、通常、Ｃで０．０００５％、Ｎで０．０００１％、Ｈで０．０００５％、Ｏで０．０１％である。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、上述の元素以外（残部）は、Ｔｉ及び不純物からなる。ただし、以上説明した各元素以外の元素を、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることができる。
［β相の面積率］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の金属組織についても、α相が主体であり、α相中に少量のβ相が存在したものとなっている。本実施形態において、α相の面積率は８０％以上であり、おおよそ８０〜９７％程度である。本実施形態において、β相の面積率は、おおよそ３〜２０％程度となる。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の金属組織についても、α相が主体であり、α相中に少量のβ相が存在したものとなっている。本実施形態において、α相の面積率は８０％以上であり、おおよそ８０〜９７％程度である。本実施形態において、β相の面積率は、おおよそ３〜２０％程度となる。
［α結晶粒の平均アスペクト比］
先だって言及したように、疲労特性向上のためには、等軸晶組織であることが重要である。そのため、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下とすることが好ましい。α結晶粒の平均アスペクト比は、より好ましくは２．５以下であり、更に好ましくは２．３以下である。
先だって言及したように、疲労特性向上のためには、等軸晶組織であることが重要である。そのため、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下とすることが好ましい。α結晶粒の平均アスペクト比は、より好ましくは２．５以下であり、更に好ましくは２．３以下である。
［α結晶粒の平均結晶粒径］
また、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、き裂発生低減効果をより確実に得るために、α＋β型チタン合金線材におけるα結晶粒の平均結晶粒径を、上記の通り１５．０μｍ以下とすることが好ましい。本実施形態において、α結晶粒の平均結晶粒径は、より好ましくは１２．０μｍ以下であり、更に好ましくは１０．０μｍ以下である。
また、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、き裂発生低減効果をより確実に得るために、α＋β型チタン合金線材におけるα結晶粒の平均結晶粒径を、上記の通り１５．０μｍ以下とすることが好ましい。本実施形態において、α結晶粒の平均結晶粒径は、より好ましくは１２．０μｍ以下であり、更に好ましくは１０．０μｍ以下である。
［α結晶粒の最大結晶粒径］
また、疲労強度の低下をより確実に抑制するために、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の最大結晶粒径を、上記の通り３０．０μｍ以下とすることが好ましい。α結晶粒の最大結晶粒径は、２５．０μｍ以下であることがより好ましく、２０．０μｍ以下であることが更に好ましい。
また、疲労強度の低下をより確実に抑制するために、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の最大結晶粒径を、上記の通り３０．０μｍ以下とすることが好ましい。α結晶粒の最大結晶粒径は、２５．０μｍ以下であることがより好ましく、２０．０μｍ以下であることが更に好ましい。
なお、β相の面積率、α結晶粒の平均アスペクト比、α結晶粒の測定方法は、先だって説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
［集合組織］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材においても、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率は、５．０％以下とすることが好ましい。長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲（境界面Ｂと境界面Ａの間の範囲）にあるα結晶粒の面積率は、より好ましくは４．０％以下であり、更に好ましくは３．０％以下である。稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸と、α＋β型チタン合金線材の長軸方向とのなす角度が、１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率は、低い分には問題ないため、下限は０％であることが好ましい。なお、集合組織の測定方法は、先だって説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材においても、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率は、５．０％以下とすることが好ましい。長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲（境界面Ｂと境界面Ａの間の範囲）にあるα結晶粒の面積率は、より好ましくは４．０％以下であり、更に好ましくは３．０％以下である。稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸と、α＋β型チタン合金線材の長軸方向とのなす角度が、１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率は、低い分には問題ないため、下限は０％であることが好ましい。なお、集合組織の測定方法は、先だって説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
［内部欠陥］
上述したようにＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表される高強度なα＋β型チタン合金は、室温〜温間での加工性に乏しく、変形加工時に内部欠陥が発生し易い。ここで内部欠陥とはボイドまたはクラックを指す。一方で、後述の疲労特性は、内部欠陥が多量に存在すると劣化する可能性がある。
上述したようにＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表される高強度なα＋β型チタン合金は、室温〜温間での加工性に乏しく、変形加工時に内部欠陥が発生し易い。ここで内部欠陥とはボイドまたはクラックを指す。一方で、後述の疲労特性は、内部欠陥が多量に存在すると劣化する可能性がある。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材において、内部欠陥の発生量（すなわち、単位面積あたりの内部欠陥の個数）は、通常は、０個／ｍｍ２となる。ただし、鋭意検討した結果、内部欠陥の発生量が１３個／ｍｍ２以下の範囲内であれば、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材に発現する疲労特性に対して、影響を与えるものではない。
［内部欠陥の測定方法］
内部欠陥の発生量は、後述する熱処理後のチタン合金棒線部材より切断したＣ断面をエメリー紙及びバフ研磨により鏡面にした後、光学顕微鏡にて測定する。倍率を５０〜５００倍として、１０〜２０視野を撮影し、各視野中に存在するボイドやクラックなどの欠陥の数を測定し、観察面積で除して、単位面積あたりの内部欠陥の個数を求め、その平均値とする。なお、内部欠陥は、最大寸法が５μｍ以上のものとする。
内部欠陥の発生量は、後述する熱処理後のチタン合金棒線部材より切断したＣ断面をエメリー紙及びバフ研磨により鏡面にした後、光学顕微鏡にて測定する。倍率を５０〜５００倍として、１０〜２０視野を撮影し、各視野中に存在するボイドやクラックなどの欠陥の数を測定し、観察面積で除して、単位面積あたりの内部欠陥の個数を求め、その平均値とする。なお、内部欠陥は、最大寸法が５μｍ以上のものとする。
［０．２％耐力］
後述するが、疲労強度は、引張特性の０．２％耐力や引張強度と相関がある。そのため、０．２％耐力や引張強度を高めた方が、疲労強度が高くなる。加えて、α＋β型チタン合金は、高強度である特性を活用し様々な部材に用いられることから、０．２％耐力は、ある程度高い値を有していることが好ましい。本実施形態に係る化学成分系では、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であれば、疲労強度と共に、部材として使用する際の強度を満足することができる。そのため、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材において、０．２％耐力は８５０ＭＰａ以上であることが好ましい。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、より好ましくは８６０ＭＰａ以上である。一方、０．２％耐力の上限は、特に定めるものではない。ただし、０．２％耐力が高くなり過ぎると、切欠き感受性が高くなり、疲労強度の低下を招く。１２００ＭＰａ以上となると切欠き感受性が顕著となることから、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、１２００ＭＰａ未満であることが好ましい。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、より好ましくは１１００ＭＰａ以下である。
後述するが、疲労強度は、引張特性の０．２％耐力や引張強度と相関がある。そのため、０．２％耐力や引張強度を高めた方が、疲労強度が高くなる。加えて、α＋β型チタン合金は、高強度である特性を活用し様々な部材に用いられることから、０．２％耐力は、ある程度高い値を有していることが好ましい。本実施形態に係る化学成分系では、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であれば、疲労強度と共に、部材として使用する際の強度を満足することができる。そのため、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材において、０．２％耐力は８５０ＭＰａ以上であることが好ましい。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、より好ましくは８６０ＭＰａ以上である。一方、０．２％耐力の上限は、特に定めるものではない。ただし、０．２％耐力が高くなり過ぎると、切欠き感受性が高くなり、疲労強度の低下を招く。１２００ＭＰａ以上となると切欠き感受性が顕著となることから、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、１２００ＭＰａ未満であることが好ましい。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、より好ましくは１１００ＭＰａ以下である。
なお、ここでいう０．２％耐力とは、チタン合金線材の長軸方向（長手方向、長尺方向と同義）が引張り方向となるように引張試験を行った場合の０．２％耐力である。
［０．２％耐力の測定方法］
着目するα＋β型チタン合金線材から、長手方向が圧延方向に対して平行であるＡＳＴＭハーフサイズ引張試験片（平行部幅６．２５ｍｍ、平行部長さ３２ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）を採取し、ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．５％／ｍｉｎ、その後破断までを３０％／ｍｉｎで行う。このときの０．２％耐力を測定する。
着目するα＋β型チタン合金線材から、長手方向が圧延方向に対して平行であるＡＳＴＭハーフサイズ引張試験片（平行部幅６．２５ｍｍ、平行部長さ３２ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）を採取し、ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．５％／ｍｉｎ、その後破断までを３０％／ｍｉｎで行う。このときの０．２％耐力を測定する。
［疲労強度］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、高疲労強度であることを特徴している。上述したように、組織形状や結晶粒径は疲労特性に大きく影響し、結晶形状の場合、針状組織では疲労特性が大幅に低下する。また、等軸晶組織であっても、組織が粗大である（すなわち、結晶粒径が大きい）と疲労特性は低下する。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分系では、下記に示す回転曲げ疲労において、４５０ＭＰａ以上であることが好ましく、４７０ＭＰａ以上であることがより好ましい。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、高疲労強度であることを特徴している。上述したように、組織形状や結晶粒径は疲労特性に大きく影響し、結晶形状の場合、針状組織では疲労特性が大幅に低下する。また、等軸晶組織であっても、組織が粗大である（すなわち、結晶粒径が大きい）と疲労特性は低下する。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分系では、下記に示す回転曲げ疲労において、４５０ＭＰａ以上であることが好ましく、４７０ＭＰａ以上であることがより好ましい。
［疲労強度の測定方法］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の疲労特性は、回転曲げ疲労時の疲労特性を採用することとし、下記の方法で測定した際の疲労特性とする。
すなわち、製造した線材を用いて、平行部の表面粗さが研磨紙＃６００以上となるよう研磨された丸棒試験片を作製する。この丸棒試験片を用い、小野式回転曲げ試験により、応力比Ｒ＝−１として、１×１０７回まで応力負荷を繰り返しても疲労破壊しない最大応力を求め、疲労強度とする。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の疲労特性は、回転曲げ疲労時の疲労特性を採用することとし、下記の方法で測定した際の疲労特性とする。
すなわち、製造した線材を用いて、平行部の表面粗さが研磨紙＃６００以上となるよう研磨された丸棒試験片を作製する。この丸棒試験片を用い、小野式回転曲げ試験により、応力比Ｒ＝−１として、１×１０７回まで応力負荷を繰り返しても疲労破壊しない最大応力を求め、疲労強度とする。
＜α＋β型チタン合金線材の製造方法＞
続いて、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法について、詳細に説明する。
続いて、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法について、詳細に説明する。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法は、（ａ）上述の化学成分を有するチタン合金材を、０〜５００℃の範囲の加工温度において、１回又は２回以上の加工を行う工程であり、１回あたりの加工時の減面率を１０〜５０％とし、合計減面率を５０％以上とする第１の工程と、（ｂ）第１の工程後のチタン合金材に対して、熱処理温度Ｔを７００℃〜９５０℃の範囲とし、熱処理時間ｔを下記式（２）を満足する熱処理時間とする最終熱処理を施す第２の工程と、を含む。ただし、下記式（２）において、Ｔは、第２の工程における熱処理温度（℃）であり、ｔは、第２の工程における熱処理時間（ｈｒ）である。
２１０００＜（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）＜２４０００
・・・（２）
以下、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法における各工程について、詳細に説明する。
≪第１の工程≫
第１の工程では、０〜５００℃の範囲の加工温度において、１回又は２回以上の加工を行う。これにより、α＋β型チタン合金線材の組織におけるα結晶粒の平均結晶粒径を小さくし、かつ、最大結晶粒径を小さくすることで、等軸結晶組織を形成する。なお、複数回の加工を行う場合は、加工の間で中間焼鈍を行ってもよい。かかる第１の工程は、冷間加工、又は、温間加工に区分される加工である。また、加工温度は、α＋β型チタン合金線材の表面における温度とする。
第１の工程では、０〜５００℃の範囲の加工温度において、１回又は２回以上の加工を行う。これにより、α＋β型チタン合金線材の組織におけるα結晶粒の平均結晶粒径を小さくし、かつ、最大結晶粒径を小さくすることで、等軸結晶組織を形成する。なお、複数回の加工を行う場合は、加工の間で中間焼鈍を行ってもよい。かかる第１の工程は、冷間加工、又は、温間加工に区分される加工である。また、加工温度は、α＋β型チタン合金線材の表面における温度とする。
なお、上記のような第１の工程に供される前（冷間加工又は温間加工に供される前）のα＋β型チタン合金は、どの断面で切断したとしても、平均粒径３．０μｍ程度であり、かつ、平均アスペクト比が１．５μｍ以下である、微細な球状組織を有している。
［加工温度］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法において、加工温度が５００℃以下の範囲内となる室温〜中温域で加工を行うことで、上述の集合組織を形成し易くなる。また、室温〜中温域において圧延や伸線等の加工を加える（すなわち、冷間加工又は温間加工を行う）ことで、粗大な初析α相の形成を防ぎつつ、かつ、転位の蓄積、及び、下記の熱処理（中間焼鈍及び最終焼鈍）時の再結晶により、微細かつ均一な等軸粒を得ることができる。これらのことから、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法における第１の工程では、加工温度を０℃以上とする。加工温度は、好ましくは２０℃以上であり、より好ましくは２００℃以上である。一方、加工温度が高くなりすぎると、転位の蓄積が困難となる可能性があるため、加工温度は、拡散しにくく転位が蓄積できる５００℃以下とする。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法において、加工温度が５００℃以下の範囲内となる室温〜中温域で加工を行うことで、上述の集合組織を形成し易くなる。また、室温〜中温域において圧延や伸線等の加工を加える（すなわち、冷間加工又は温間加工を行う）ことで、粗大な初析α相の形成を防ぎつつ、かつ、転位の蓄積、及び、下記の熱処理（中間焼鈍及び最終焼鈍）時の再結晶により、微細かつ均一な等軸粒を得ることができる。これらのことから、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法における第１の工程では、加工温度を０℃以上とする。加工温度は、好ましくは２０℃以上であり、より好ましくは２００℃以上である。一方、加工温度が高くなりすぎると、転位の蓄積が困難となる可能性があるため、加工温度は、拡散しにくく転位が蓄積できる５００℃以下とする。
［加工と減面率］
本実施形態では、上記のように、０℃以上５００℃以下の温度で加工することとしている。加工の種類としては、例えば、カリバー圧延加工、ローラーダイス伸線加工、孔ダイス伸線加工等が挙げられる。加工量については、高いほど転位の集合組織が発達し易く、また再結晶により組織が微細化し易い。ただし、０℃以上５００℃以下の温度域では加工性が劣るため、加工し過ぎるとボイド等の内部欠陥を形成し、疲労特性の低下を招く。一回あたりの減面率(加工率)が１０％以上であれば、集合組織の発達及び再結晶に有効である。そのため、本実施形態に係る第１の工程において、１回あたりの加工時の減面率を１０％以上とする。更なる効果を得るために、第１の工程における１回あたりの加工時の減面率は、１５％以上であることが好ましく、２０％以上であることがより好ましい。一方、１回あたり５０％を超える加工を行うと、ボイド等の内部欠陥が形成されてしまう。そのため、第１の工程における１回あたりの加工時の減面率は、５０％以下とする。
本実施形態では、上記のように、０℃以上５００℃以下の温度で加工することとしている。加工の種類としては、例えば、カリバー圧延加工、ローラーダイス伸線加工、孔ダイス伸線加工等が挙げられる。加工量については、高いほど転位の集合組織が発達し易く、また再結晶により組織が微細化し易い。ただし、０℃以上５００℃以下の温度域では加工性が劣るため、加工し過ぎるとボイド等の内部欠陥を形成し、疲労特性の低下を招く。一回あたりの減面率(加工率)が１０％以上であれば、集合組織の発達及び再結晶に有効である。そのため、本実施形態に係る第１の工程において、１回あたりの加工時の減面率を１０％以上とする。更なる効果を得るために、第１の工程における１回あたりの加工時の減面率は、１５％以上であることが好ましく、２０％以上であることがより好ましい。一方、１回あたり５０％を超える加工を行うと、ボイド等の内部欠陥が形成されてしまう。そのため、第１の工程における１回あたりの加工時の減面率は、５０％以下とする。
更に、より確実に均一かつ微細な等軸晶組織とするためには、加工と焼鈍を繰り返し合計の減面率を大きくすることが有効である。すなわち、１回あたりの減面率を１０〜５０％として加工した後に中間焼鈍を施し、再び１０〜５０％の減面率で加工し中間焼鈍を行う、といったサイクルを繰り返すことが有効である。また、１回あたりの減面率が低い場合は、繰り返し回数を多くすることで均一かつ微細組織にできる。一方、一回あたりの減面率が高い場合は、繰り返し回数が少なくても均一かつ微細組織となる。
また、本発明者らが種々試験した結果、１回又は複数回の加工を施す場合に、合計の減面率が５０％以上であれば、均一かつ微細な組織を得ることができる。そのため、本実施形態に係る第１の工程において、合計の減面率は５０％以上とする。本実施形態に係る第１の工程において、合計の減面率は、好ましくは６０％以上であり、より好ましくは７０％以上である。一方、加工すればするほど再結晶し易くなるため、合計の減面率の上限は、特に規定するものではない。ただし、加工及び中間焼鈍の回数が増加するとコストが高くなることから、合計の減面率は９０％未満とすることが好ましい。また、複数回の加工を行う場合の各回の減面率は、全て同じ減面率になるように加工してもよく、各回毎に異なる減面率になるように加工してもよい。
なお、減面率は、加工前の断面積Ｓ１と加工後の断面積Ｓ２から、１００×（Ｓ１−Ｓ ２）／Ｓ１で求める。複数回の加工を行う場合の合計の減面率は、１回目の加工前の断面積Ｓ３と最終回の加工後の断面積Ｓ４から、１００×（Ｓ３−Ｓ４）／Ｓ３で求める。
≪中間焼鈍及び第２の工程である最終熱処理≫
本実施形態では、前述の中間焼鈍、及び、最終熱処理を、７００℃以上９５０℃以下の温度範囲内で行うこととする。熱処理温度Ｔが７００℃未満である場合には、ひずみが十分に回復しなかったり、最終焼鈍時の再結晶が不十分となって、図５Ａに模式的に示したように、延伸粒や針状組織が残存したりする。一方、熱処理温度Ｔが９５０℃を超える場合には、高温過ぎるために組織が粗大化したり、熱処理時のβ相が不安定になって、冷却時にβ相内に針状組織が形成されたりする結果、図５Ｂに模式的に示したような、針状組織と等軸組織とが混在する組織であるバイモーダル組織が形成される。また、温度を上記範囲にしたとしても、温度に合わせた保持時間を確保しないと、十分なひずみ除去や再結晶をさせることができない。
本実施形態では、前述の中間焼鈍、及び、最終熱処理を、７００℃以上９５０℃以下の温度範囲内で行うこととする。熱処理温度Ｔが７００℃未満である場合には、ひずみが十分に回復しなかったり、最終焼鈍時の再結晶が不十分となって、図５Ａに模式的に示したように、延伸粒や針状組織が残存したりする。一方、熱処理温度Ｔが９５０℃を超える場合には、高温過ぎるために組織が粗大化したり、熱処理時のβ相が不安定になって、冷却時にβ相内に針状組織が形成されたりする結果、図５Ｂに模式的に示したような、針状組織と等軸組織とが混在する組織であるバイモーダル組織が形成される。また、温度を上記範囲にしたとしても、温度に合わせた保持時間を確保しないと、十分なひずみ除去や再結晶をさせることができない。
本発明者らが鋭意検討した結果、熱処理温度Ｔ（℃）と、加熱及び保持を含めた熱処理時間（ｈｒ）と、の関係が、下記の式（２）の範囲内であれば問題が生じずに、図１Ｃに模式的に示したような、均一かつ微細な等軸晶組織を得られることが判明した。そのため、本実施形態では、下記の式（２）を満足するように、中間焼鈍及び最終熱処理を行うこととする。ここで、熱処理温度Ｔ（℃）は、α＋β型チタン合金線材の表面における温度とする。
２１０００＜（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）＜２４０００
・・・（２）
上記式（２）の関係を満足するように、熱処理温度Ｔ及び熱処理時間ｔを制御して中間焼鈍及び最終熱処理を実施することで、ひずみ除去及び再結晶を促進させることができる。（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）の値は、好ましくは２４０００以下である。
［昇温速度］
なお、中間焼鈍及び最終熱処理における、熱処理温度Ｔまでの昇温速度は、速ければ速いほど、上記熱処理温度Ｔでの保持時間が長くなり、また、安定したひずみ除去及び再結晶が可能となる。具体的な昇温温度は、特に規定するものではないが、昇温速度が１．０℃／ｓ以上であれば、十分な保持時間が確保可能であり、好ましい。昇温速度は、より好ましくは、２．０℃／ｓ以上である。
なお、中間焼鈍及び最終熱処理における、熱処理温度Ｔまでの昇温速度は、速ければ速いほど、上記熱処理温度Ｔでの保持時間が長くなり、また、安定したひずみ除去及び再結晶が可能となる。具体的な昇温温度は、特に規定するものではないが、昇温速度が１．０℃／ｓ以上であれば、十分な保持時間が確保可能であり、好ましい。昇温速度は、より好ましくは、２．０℃／ｓ以上である。
以上、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法について、詳細に説明した。
（第２の実施形態）
以下では、本発明の第２の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材及びその製造方法について、詳細に説明する。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、上記のようなＭｏ当量Ａを用いて化学成分が規定されるチタン合金線材のうち、Ｆｅ及びＳｉを含有するチタン合金線材である。かかるα＋β型チタン合金線材は、冷間伸線性に優れ、第１の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材のようにＶを含有しないため安価であり、かつ、切削・切断が容易である。
以下では、本発明の第２の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材及びその製造方法について、詳細に説明する。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、上記のようなＭｏ当量Ａを用いて化学成分が規定されるチタン合金線材のうち、Ｆｅ及びＳｉを含有するチタン合金線材である。かかるα＋β型チタン合金線材は、冷間伸線性に優れ、第１の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材のようにＶを含有しないため安価であり、かつ、切削・切断が容易である。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、質量％で、Ａｌ：４．５０〜６．４０％、Ｆｅ：０．５０〜２．１０％、Ｓｉ：０〜０．５０％、Ｃ：０．０８０％未満、Ｎ：０．０５０％以下、Ｈ：０．０１６％以下、Ｏ：０．２５％以下を含有し、残部Ｔｉ及び不純物からなり、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０〜３．０であり、α結晶粒の最大結晶粒径が３０．０μｍ以下であり、α結晶粒の平均結晶粒径が１．０〜１５．０μｍであり、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率が５．０％以下である。
まず、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分について、以下で改めて説明する。以下の説明では、「質量％」を、単に「％」と略記する。
［Ａｌの含有量］
Ａｌは、固溶強化能の高い元素であり、含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。より確実に所望の引張強度を得るとともに、得られる集合組織の結晶方位をより確実に所望の範囲内に制御するために、Ａｌの含有量を４．５０％以上とすることが好ましい。Ａｌの含有量は、４．８０％以上であることがより好ましく、５．００％以上であることが更に好ましい。一方、Ａｌを６．４０％を超えて含有させると、変形抵抗の増大により加工性の低下をもたらすとともに、凝固偏析などによりα相を過度に固溶強化して局所的に硬い領域が生成され、疲労強度の低下をもたらし、更には、衝撃靱性の低下をももたらす可能性がある。そのため、Ａｌの含有量は、６．４０％以下とすることが好ましい。Ａｌの含有量は、５．９０％以下であることがより好ましく、５．５０％以下であることが更に好ましい。
Ａｌは、固溶強化能の高い元素であり、含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。より確実に所望の引張強度を得るとともに、得られる集合組織の結晶方位をより確実に所望の範囲内に制御するために、Ａｌの含有量を４．５０％以上とすることが好ましい。Ａｌの含有量は、４．８０％以上であることがより好ましく、５．００％以上であることが更に好ましい。一方、Ａｌを６．４０％を超えて含有させると、変形抵抗の増大により加工性の低下をもたらすとともに、凝固偏析などによりα相を過度に固溶強化して局所的に硬い領域が生成され、疲労強度の低下をもたらし、更には、衝撃靱性の低下をももたらす可能性がある。そのため、Ａｌの含有量は、６．４０％以下とすることが好ましい。Ａｌの含有量は、５．９０％以下であることがより好ましく、５．５０％以下であることが更に好ましい。
［Ｆｅの含有量］
Ｆｅは、β安定化元素の中でも安価な添加元素であり、更に、固溶強化能の高い元素である。また、含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。必要な強度を得ることと、室温で加工性の良いβ相を維持するために、本実施形態においてＦｅの含有量は、０．５０％以上であることが好ましい。本実施形態においてＦｅの含有量は、より好ましくは０．７０％以上であり、更に好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｆｅは非常に凝固偏析し易い添加元素であるため、含有させ過ぎると性能のばらつきが大きくなり、場所によっては疲労強度の低下が低下する可能性がある。そのため、本実施形態においてＦｅの含有量は、２．１０％以下であることが好ましい。本実施形態においてＦｅの含有量は、より好ましくは１．８０％以下であり、更に好ましくは１．５０％以下である。
Ｆｅは、β安定化元素の中でも安価な添加元素であり、更に、固溶強化能の高い元素である。また、含有量を増やすと室温での引張強度が高くなる。必要な強度を得ることと、室温で加工性の良いβ相を維持するために、本実施形態においてＦｅの含有量は、０．５０％以上であることが好ましい。本実施形態においてＦｅの含有量は、より好ましくは０．７０％以上であり、更に好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｆｅは非常に凝固偏析し易い添加元素であるため、含有させ過ぎると性能のばらつきが大きくなり、場所によっては疲労強度の低下が低下する可能性がある。そのため、本実施形態においてＦｅの含有量は、２．１０％以下であることが好ましい。本実施形態においてＦｅの含有量は、より好ましくは１．８０％以下であり、更に好ましくは１．５０％以下である。
［Ｓｉの含有量］
Ｓｉは、β安定化元素であるが、α相中にも固溶して高い固溶強化能を示す。上記のように、Ｆｅは、偏析という観点から２．１０％を超えて含有させないことが好ましいことから、必要に応じて、Ｓｉの固溶強化により高強度化してもよい。そのため、Ｓｉは、任意添加元素であり、その含有量は、０％を下限とする。また、Ｓｉは、下記のＯと逆の偏析傾向にあり、更に、Ｏほどには凝固偏析し難いことから、適正量のＳｉをＯと複合含有させることにより、高い疲労強度と引張強度を両立することが期待できる。このような効果は、Ｓｉの含有量を０．０５％以上とすることで、確実に発現させることが可能であるため、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが好ましい。ただし、先だって言及したように、Ｓｉを含有させ過ぎると、シリサイドと称する金属間加工物を形成し、疲労強度が低下する。そのため、本実施形態では、Ｓｉの含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。本実施形態において、Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．４５％以下であり、更に好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｉは、β安定化元素であるが、α相中にも固溶して高い固溶強化能を示す。上記のように、Ｆｅは、偏析という観点から２．１０％を超えて含有させないことが好ましいことから、必要に応じて、Ｓｉの固溶強化により高強度化してもよい。そのため、Ｓｉは、任意添加元素であり、その含有量は、０％を下限とする。また、Ｓｉは、下記のＯと逆の偏析傾向にあり、更に、Ｏほどには凝固偏析し難いことから、適正量のＳｉをＯと複合含有させることにより、高い疲労強度と引張強度を両立することが期待できる。このような効果は、Ｓｉの含有量を０．０５％以上とすることで、確実に発現させることが可能であるため、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが好ましい。ただし、先だって言及したように、Ｓｉを含有させ過ぎると、シリサイドと称する金属間加工物を形成し、疲労強度が低下する。そのため、本実施形態では、Ｓｉの含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。本実施形態において、Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．４５％以下であり、更に好ましくは０．４０％以下である。
［Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏの含有量］
Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、いずれも多量に含有すると、延性、加工性を低下させてしまう場合があるため、Ｃの含有量は、０．０１０％未満、Ｎの含有量は、０．０５０％以下、Ｈの含有量は、０．０１６％以下、Ｏの含有量は０．２５％以下にそれぞれ制限することが好ましい。なお、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるため、その含有量はそれぞれ低ければ低いほど好ましい。また、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるが故に、含有が避けられないことから、実質的な含有量は、通常、Ｃで０．０００５％、Ｎで０．０００１％、Ｈで０．０００５％、Ｏで０．０１％である。
Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、いずれも多量に含有すると、延性、加工性を低下させてしまう場合があるため、Ｃの含有量は、０．０１０％未満、Ｎの含有量は、０．０５０％以下、Ｈの含有量は、０．０１６％以下、Ｏの含有量は０．２５％以下にそれぞれ制限することが好ましい。なお、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるため、その含有量はそれぞれ低ければ低いほど好ましい。また、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｏは、不可避的に混入する不純物であるが故に、含有が避けられないことから、実質的な含有量は、通常、Ｃで０．０００５％、Ｎで０．０００１％、Ｈで０．０００５％、Ｏで０．０１％である。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、上述の元素以外（残部）は、Ｔｉ及び不純物からなる。ただし、以上説明した各元素以外の元素を、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることができる。
［Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、必要に応じて、残部のＴｉの一部に換えて、０．１５％未満のＮｉ、０．２５％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎのうちの１種又は２種以上含有しても良い。ここで、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量を、それぞれ、０．１５％未満、０．２５％未満、０．２５％未満としたのは、これらの元素は、上記上限を超えて含有させると、平衡相である金属間化合物（Ｔｉ２Ｎｉ、ＴｉＣｒ２、ＴｉＭｎ）が生成し、疲労強度及び室温延性が劣化するためである。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．１３％以下であり、更に好ましくは０．１１％以下である。Ｃｒ及びＭｎの含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、更に好ましくは０．１５％以下である。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、必要に応じて、残部のＴｉの一部に換えて、０．１５％未満のＮｉ、０．２５％未満のＣｒ、０．２５％未満のＭｎのうちの１種又は２種以上含有しても良い。ここで、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎの含有量を、それぞれ、０．１５％未満、０．２５％未満、０．２５％未満としたのは、これらの元素は、上記上限を超えて含有させると、平衡相である金属間化合物（Ｔｉ２Ｎｉ、ＴｉＣｒ２、ＴｉＭｎ）が生成し、疲労強度及び室温延性が劣化するためである。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．１３％以下であり、更に好ましくは０．１１％以下である。Ｃｒ及びＭｎの含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、更に好ましくは０．１５％以下である。
［β相の面積率］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の金属組織についても、α相が主体であり、α相中に少量のβ相が存在したものとなっている。本実施形態において、α相の面積率は８５％以上であり、おおそよ８５〜９９％程度である。本実施形態において、β相の面積率は、おおよそ１〜１５％程度となる。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の金属組織についても、α相が主体であり、α相中に少量のβ相が存在したものとなっている。本実施形態において、α相の面積率は８５％以上であり、おおそよ８５〜９９％程度である。本実施形態において、β相の面積率は、おおよそ１〜１５％程度となる。
［α結晶粒の平均アスペクト比］
先だって言及したように、疲労特性向上のためには、等軸晶組織であることが重要である。そのため、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下とすることが好ましい。α結晶粒の平均アスペクト比は、より好ましくは２．５以下であり、更に好ましくは２．３以下である。
先だって言及したように、疲労特性向上のためには、等軸晶組織であることが重要である。そのため、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の平均アスペクト比が１．０以上３．０以下とすることが好ましい。α結晶粒の平均アスペクト比は、より好ましくは２．５以下であり、更に好ましくは２．３以下である。
［α結晶粒の平均結晶粒径］
また、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、き裂発生低減効果をより確実に得るために、α＋β型チタン合金線材におけるα結晶粒の平均結晶粒径を、上記の通り１５．０μｍ以下とすることが好ましい。本実施形態において、α結晶粒の平均結晶粒径は、より好ましくは１２μｍ以下であり、更に好ましくは１０μｍｍ以下である。
また、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、き裂発生低減効果をより確実に得るために、α＋β型チタン合金線材におけるα結晶粒の平均結晶粒径を、上記の通り１５．０μｍ以下とすることが好ましい。本実施形態において、α結晶粒の平均結晶粒径は、より好ましくは１２μｍ以下であり、更に好ましくは１０μｍｍ以下である。
［α結晶粒の最大結晶粒径］
また、疲労強度の低下を抑制するために、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の最大結晶粒径を、上記の通り３０．０μｍ以下とすることが好ましい。α結晶粒の最大結晶粒径は、２５．０μｍ以下であることがより好ましく、２０．０μｍ以下であることが更に好ましい。
また、疲労強度の低下を抑制するために、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材では、α結晶粒の最大結晶粒径を、上記の通り３０．０μｍ以下とすることが好ましい。α結晶粒の最大結晶粒径は、２５．０μｍ以下であることがより好ましく、２０．０μｍ以下であることが更に好ましい。
なお、β相の面積率、α結晶粒の平均アスペクト比、α結晶粒の測定方法は、先だって説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
［集合組織］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材においても、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率は、５．０％以下とすることが好ましい。長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲（境界面Ｂと境界面Ａの間の範囲）にあるα結晶粒の面積率は、より好ましくは４．０％以下であり、更に好ましくは３．０％以下である。稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸と、α＋β型チタン合金線材の長軸方向とのなす角度が、１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率は、低い分には問題ないため、下限は０％であることが好ましい。なお、集合組織の測定方法は、先だって説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材においても、線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率は、５．０％以下とすることが好ましい。長軸方向Ｌとのなす角が１５°〜４０°の範囲（境界面Ｂと境界面Ａの間の範囲）にあるα結晶粒の面積率は、より好ましくは４．０％以下であり、更に好ましくは３．０％以下である。稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸と、α＋β型チタン合金線材の長軸方向とのなす角度が、１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率は、低い分には問題ないため、下限は０％であることが好ましい。なお、集合組織の測定方法は、先だって説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
［内部欠陥］
上述したようにＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表される高強度なα＋β型チタン合金は、室温〜温間での加工性に乏しく、変形加工時に内部欠陥が発生し易い。ここで内部欠陥とはボイドまたはクラックを指す。一方で、後述の疲労特性は、内部欠陥が多量に存在すると劣化する可能性がある。
上述したようにＴｉ−６Ａｌ−４Ｖに代表される高強度なα＋β型チタン合金は、室温〜温間での加工性に乏しく、変形加工時に内部欠陥が発生し易い。ここで内部欠陥とはボイドまたはクラックを指す。一方で、後述の疲労特性は、内部欠陥が多量に存在すると劣化する可能性がある。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材において、内部欠陥の発生量（すなわち、単位面積あたりの内部欠陥の個数）は、通常は、０個／ｍｍ２となる。ただし、鋭意検討した結果、内部欠陥の発生量が１３個／ｍｍ２以下の範囲内であれば、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材に発現する疲労特性に対して、影響を与えるものではない。なお、内部欠陥の測定方法は、先だって第１の実施形態で説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
［０．２％耐力］
先だって言及しているように、疲労強度は、引張特性の０．２％耐力や引張強度と相関がある。そのため、０．２％耐力や引張強度を高めた方が、疲労強度が高くなる。加えて、α＋β型チタン合金は、高強度である特性を活用し様々な部材に用いられることから、０．２％耐力は、ある程度高い値を有していることが好ましい。本実施形態に係る化学成分系では、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上あれば、疲労強度と共に、部材として使用する際の強度を満足することができる。そのため、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材において、０．２％耐力は７００ＭＰａ以上であることが好ましい。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、より好ましくは７２０ＭＰａ以上である。一方、０．２％耐力の上限は、特に定めるものではない。ただし、０．２％耐力が高くなり過ぎると、切欠き感受性が高くなり、疲労強度の低下を招く。１２００ＭＰａ以上となると切欠き感受性が顕著となることから、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、１１５０ＭＰａ未満であることが好ましい。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、より好ましくは１０５０ＭＰａ以下である。
先だって言及しているように、疲労強度は、引張特性の０．２％耐力や引張強度と相関がある。そのため、０．２％耐力や引張強度を高めた方が、疲労強度が高くなる。加えて、α＋β型チタン合金は、高強度である特性を活用し様々な部材に用いられることから、０．２％耐力は、ある程度高い値を有していることが好ましい。本実施形態に係る化学成分系では、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上あれば、疲労強度と共に、部材として使用する際の強度を満足することができる。そのため、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材において、０．２％耐力は７００ＭＰａ以上であることが好ましい。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、より好ましくは７２０ＭＰａ以上である。一方、０．２％耐力の上限は、特に定めるものではない。ただし、０．２％耐力が高くなり過ぎると、切欠き感受性が高くなり、疲労強度の低下を招く。１２００ＭＰａ以上となると切欠き感受性が顕著となることから、本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、１１５０ＭＰａ未満であることが好ましい。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の０．２％耐力は、より好ましくは１０５０ＭＰａ以下である。
なお、ここでいう０．２％耐力とは、チタン合金線材の長軸方向（長手方向、長尺方向と同義）が引張り方向となるように引張試験を行った場合の０．２％耐力である。なお、０．２％耐力の測定方法は、先だって第１の実施形態で説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
［疲労強度］
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、高疲労強度であることを特徴している。上述したように、組織形状や結晶粒径は疲労特性に大きく影響し、結晶形状の場合、針状組織では疲労特性が大幅に低下する。また、等軸晶組織であっても、組織が粗大である（すなわち、結晶粒径が大きい）と疲労特性は低下する。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分系では、下記に示す回転曲げ疲労において、４００ＭＰａ以上であることが好ましく、４２０ＭＰａ以上であることがより好ましい。なお、疲労強度の測定方法は、先だって第１の実施形態で説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材は、高疲労強度であることを特徴している。上述したように、組織形状や結晶粒径は疲労特性に大きく影響し、結晶形状の場合、針状組織では疲労特性が大幅に低下する。また、等軸晶組織であっても、組織が粗大である（すなわち、結晶粒径が大きい）と疲労特性は低下する。本実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の化学成分系では、下記に示す回転曲げ疲労において、４００ＭＰａ以上であることが好ましく、４２０ＭＰａ以上であることがより好ましい。なお、疲労強度の測定方法は、先だって第１の実施形態で説明した測定方法を用いればよいため、以下では詳細な説明は省略する。
＜α＋β型チタン合金線材の製造方法＞
なお、上述してきたα＋β型チタン合金線材の製造方法であるが、製造に用いるチタン合金材を上述の第２の実施形態に係る化学成分とする以外は、第１の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法と同様にして、実施することが可能である。そのため、以下では、詳細な説明は省略する。
なお、上述してきたα＋β型チタン合金線材の製造方法であるが、製造に用いるチタン合金材を上述の第２の実施形態に係る化学成分とする以外は、第１の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材の製造方法と同様にして、実施することが可能である。そのため、以下では、詳細な説明は省略する。
以上、本発明の各実施形態に係るα＋β型チタン合金線材及びその製造方法について、詳細に説明した。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することが可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
（試験例１）
以下に示す試験例１では、主に、本発明の第１の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材及びその製造方法に着目し、より具体的に説明する。
以下に示す試験例１では、主に、本発明の第１の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材及びその製造方法に着目し、より具体的に説明する。
スポンジチタン、スクラップ及び所定の添加元素を溶解原料とし、真空アーク溶解炉を用いて、以下の表１に示す各成分組成を有するチタンインゴットを鋳造した。
鋳造したチタン鋳塊を用いて、熱間鍛造を行った。得られた熱間鍛造材から１００ｍｍφの丸棒を採取し、１０５０℃で熱間圧延を行いφ２０ｍｍ程度の熱延棒を得た。その後、得られた熱延棒に対し、脱スケールを施した。得られた熱延棒の組織を確認したところ、どの断面で切断した場合においても、平均粒径３．０μｍ程度であり、かつ、平均アスペクト比が１．５μｍ以下である、微細な球状組織を有していた。
その後、第１の工程として、以下の表２に示した加工温度及び減面率で伸線を行い、次いでＡｒ雰囲気にて、均熱温度８５０℃、均熱保持時間１．００時間の条件で中間焼鈍を施した。かかる中間焼鈍の処理条件は、均熱温度までの昇温速度を考慮しても、上記式（２）で表した関係を満足するものである。その後も、伸線と中間焼鈍とを繰り返し行って、表２に示した合計減面率まで伸線した。ここで、以下の表２における「減面率」は、ｎ回目の中間焼鈍と（ｎ＋１）回目の中間焼鈍との間での減面率を表しており、中間焼鈍は、上記のように、所定の減面率での伸線加工を実施する毎に実施した。その後、第２の工程として、表２に示す条件で最終熱処理を施すことで、α＋β型チタン合金線材を製造した。得られたα＋β型チタン合金線材から各種の試験片を作製した。
α＋β型チタン合金線材の製造条件を、表２に示した。また、表３には、表２におけるパターンＡ〜Ｆの減面率を示した。表３に示す減面率は、第１の工程における加工の減面率を加工の回数毎に変化させた場合の各回の減面率である。各加工の合間に、上記の条件にて中間焼鈍を行った。
得られた試験片について、ミクロ組織観察、各特性（０．２％耐力、疲労強度）の測定を行った。
（α結晶粒の平均アスペクト比）
α＋β型チタン合金線材より切断したＬ断面（線材の長軸方向の直交断面）を、電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定した。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界とみなし、各結晶粒の長軸方向と長軸に直交する方向の最大長さの比（長軸／短軸）、すなわちアスペクト比を算出し、全ての結晶粒の平均値（平均アスペクト比）を算出した。
α＋β型チタン合金線材より切断したＬ断面（線材の長軸方向の直交断面）を、電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定した。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界とみなし、各結晶粒の長軸方向と長軸に直交する方向の最大長さの比（長軸／短軸）、すなわちアスペクト比を算出し、全ての結晶粒の平均値（平均アスペクト比）を算出した。
（α結晶粒の平均結晶粒径及び最大結晶粒径）
結晶粒径は、得られた試験片のＬ断面を電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定した。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界とみなし、結晶粒面積Ａより結晶粒毎の円相当粒径Ｄを求めた（結晶粒面積Ａ＝π×（Ｄ／２）２）。平均結晶粒径は、測定範囲内の全ての結晶粒径の平均値とした。また、最大結晶粒径は、測定範囲内における最大値とした。なお、α結晶粒とβ結晶粒等の他の結晶粒とは、ＥＢＳＤ上で技術的に容易に識別することが可能であった。
結晶粒径は、得られた試験片のＬ断面を電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定した。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界とみなし、結晶粒面積Ａより結晶粒毎の円相当粒径Ｄを求めた（結晶粒面積Ａ＝π×（Ｄ／２）２）。平均結晶粒径は、測定範囲内の全ての結晶粒径の平均値とした。また、最大結晶粒径は、測定範囲内における最大値とした。なお、α結晶粒とβ結晶粒等の他の結晶粒とは、ＥＢＳＤ上で技術的に容易に識別することが可能であった。
（長軸方向とｃ軸とのなす角が１５〜４０°であるα結晶粒の面積率）
上記の結晶粒径の測定方法と同様に、得られた試験片のＬ断面を電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定し、各視野における稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸とα＋β型チタン合金線材の長軸方向との成す角度が１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率を求めた。その後、各視野から得られた面積率の平均を算出した。
上記の結晶粒径の測定方法と同様に、得られた試験片のＬ断面を電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定し、各視野における稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸とα＋β型チタン合金線材の長軸方向との成す角度が１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率を求めた。その後、各視野から得られた面積率の平均を算出した。
なお、ミクロ組織観察においては、ＥＢＳＤの測定結果に基づき、解析ソフトウェア（株式会社ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ）を用いることで、β結晶粒も含む個々の結晶粒の面積と、長軸及び短軸の長さと、アスペクト比と、を算出した。
（内部欠陥）
内部欠陥は、α＋β型チタン合金線材より切断したＣ断面をエメリー紙及びバフ研磨により鏡面にした後、光学顕微鏡にて測定した。倍率を５０〜５００倍として、１０〜２０視野を撮影し、各視野に存在するボイドやクラックなどの欠陥の数を測定し、観察面積で除して、単位面積あたりの内部欠陥の個数を求め、その平均値を内部欠陥数とした。なお、内部欠陥は最大寸法が５μｍ以上のものとした。
内部欠陥は、α＋β型チタン合金線材より切断したＣ断面をエメリー紙及びバフ研磨により鏡面にした後、光学顕微鏡にて測定した。倍率を５０〜５００倍として、１０〜２０視野を撮影し、各視野に存在するボイドやクラックなどの欠陥の数を測定し、観察面積で除して、単位面積あたりの内部欠陥の個数を求め、その平均値を内部欠陥数とした。なお、内部欠陥は最大寸法が５μｍ以上のものとした。
（０．２％耐力）
得られたα＋β型チタン合金線材から、長手方向が圧延方向に対して平行であるＡＳＴＭハーフサイズ引張試験片（平行部幅６．２５ｍｍ、平行部長さ３２ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）を採取し、ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．５％／ｍｉｎ、その後破断までを３０％／ｍｉｎで行った。このときの０．２％耐力を測定した。本試験例では、得られた０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上１２００ＭＰａ未満である場合を、合格とした。
得られたα＋β型チタン合金線材から、長手方向が圧延方向に対して平行であるＡＳＴＭハーフサイズ引張試験片（平行部幅６．２５ｍｍ、平行部長さ３２ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）を採取し、ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．５％／ｍｉｎ、その後破断までを３０％／ｍｉｎで行った。このときの０．２％耐力を測定した。本試験例では、得られた０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上１２００ＭＰａ未満である場合を、合格とした。
（疲労強度）
疲労特性は、回転曲げ疲労時の疲労特性を採用することとし、下記の方法で測定した際の特性とした。得られたα＋β型チタン合金線材から、平行部の表面粗さが研磨紙＃６００以上となるよう研磨された丸棒試験片を作製した。この丸棒試験片を、小野式回転曲げ試験により、応力比Ｒ＝−１として、１×１０７回まで応力負荷を繰り返しても疲労破壊しない最大応力を、疲労強度とした。本試験例では、得られた疲労強度が４５０ＭＰａ以上である場合を、合格とした。
疲労特性は、回転曲げ疲労時の疲労特性を採用することとし、下記の方法で測定した際の特性とした。得られたα＋β型チタン合金線材から、平行部の表面粗さが研磨紙＃６００以上となるよう研磨された丸棒試験片を作製した。この丸棒試験片を、小野式回転曲げ試験により、応力比Ｒ＝−１として、１×１０７回まで応力負荷を繰り返しても疲労破壊しない最大応力を、疲労強度とした。本試験例では、得られた疲労強度が４５０ＭＰａ以上である場合を、合格とした。
得られた結果を、以下の表４にまとめて示した。実施例１〜２９は、本発明例である。実施例１〜２９のα＋β型チタン合金棒線部材は、いずれも優れた疲労強度を有していることが分かる。
一方、比較例１〜３、５、９及び１０は、最終熱処理の熱処理時間が本発明の製造条件を満たさないため、平均アスペクト比、平均結晶粒径又は最大結晶粒径が発明範囲から外れ、疲労強度が４５０ＭＰａを下回った。比較例４及び６では、加工温度が高すぎるため、α結晶粒を構成するｈｃｐにおけるｃ軸の結晶方位を所定の範囲に制御できず、疲労強度が４５０ＭＰａを下回った。比較例７は、１回あたりの減面率が５０％を超えて高すぎるため、疲労強度が４５０ＭＰａを下回った。また、内部欠陥についても、増加していることが明らかとなった。比較例８は、合計の減面率が５０％未満のため、疲労強度が４５０ＭＰａを下回った。
なお、表２及び表４における下線は、本発明の範囲外であることを示している。
（試験例２）
以下に示す試験例２では、主に、本発明の第２の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材及びその製造方法に着目し、より具体的に説明する。
以下に示す試験例２では、主に、本発明の第２の実施形態に係るα＋β型チタン合金線材及びその製造方法に着目し、より具体的に説明する。
スポンジチタン、スクラップ及び所定の添加元素を溶解原料とし、真空アーク溶解炉を用いて、以下の表５に示す各成分組成を有するチタンインゴットを鋳造した。
鋳造したチタン鋳塊を用いて、熱間鍛造を行った。得られた熱間鍛造材から１００ｍｍφの丸棒を採取し、１０５０℃で熱間圧延を行いφ２０ｍｍ程度の熱延棒を得た。その後、得られた熱延棒に対し、脱スケールを施した。得られた熱延棒の組織を確認したところ、どの断面で切断した場合においても、平均粒径３．０μｍ程度であり、かつ、平均アスペクト比が１．５μｍ以下である、微細な球状組織を有していた。
その後、第１の工程として、以下の表６に示した加工温度及び減面率で伸線を行い、次いでＡｒ雰囲気にて、均熱温度８５０℃、均熱保持時間１．００時間の条件で中間焼鈍を施した。かかる中間焼鈍の処理条件は、均熱温度までの昇温速度を考慮しても、上記式（２）で表した関係を満足するものである。その後も、伸線と中間焼鈍を繰り返し行って、表５に示した合計減面率まで伸線した。ここで、以下の表６における「減面率」は、ｎ回目の中間焼鈍と（ｎ＋１）回目の中間焼鈍との間での減面率を表しており、中間焼鈍は、上記のように、所定の減面率での伸線加工を実施する毎に実施した。その後、第２の工程として、表５に示す条件で最終熱処理を施すことで、α＋β型チタン合金線材を製造した。得られたα＋β型チタン合金線材から各種の試験片を作製した。
α＋β型チタン合金線材の製造条件を、表６に示した。また、表７には、表６におけるパターンＡ〜Ｆの減面率を示した。表７に示す減面率は、第１の工程における加工の減面率を加工の回数毎に変化させた場合の各回の減面率である。各加工の合間に、上記の条件にて中間焼鈍を行った。
得られた試験片について、ミクロ組織観察、各特性（０．２％耐力、疲労強度）の測定を行った。
（α結晶粒の平均アスペクト比）
α＋β型チタン合金線材より切断したＬ断面（線材の長軸方向の直交断面）を、電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定した。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界とみなし、各結晶粒の長軸方向と長軸に直交する方向の最大長さの比（長軸／短軸）、すなわちアスペクト比を算出し、全ての結晶粒の平均値（平均アスペクト比）を算出した。
α＋β型チタン合金線材より切断したＬ断面（線材の長軸方向の直交断面）を、電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定した。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界とみなし、各結晶粒の長軸方向と長軸に直交する方向の最大長さの比（長軸／短軸）、すなわちアスペクト比を算出し、全ての結晶粒の平均値（平均アスペクト比）を算出した。
（α結晶粒の平均結晶粒径及び最大結晶粒径）
結晶粒径は、得られた試験片のＬ断面を電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定した。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界とみなし、結晶粒面積Ａより結晶粒毎の円相当粒径Ｄを求めた（結晶粒面積Ａ＝π×（Ｄ／２）２）。平均結晶粒径は、測定範囲内の全ての結晶粒径の平均値とした。また、最大結晶粒径は、測定範囲内における最大値とした。なお、α結晶粒とβ結晶粒等の他の結晶粒とは、ＥＢＳＤ上で技術的に容易に識別することが可能であった。
結晶粒径は、得られた試験片のＬ断面を電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、鏡面化後のＬ断面において、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定した。その後、５°以上の方位差を生じる場合を粒界とみなし、結晶粒面積Ａより結晶粒毎の円相当粒径Ｄを求めた（結晶粒面積Ａ＝π×（Ｄ／２）２）。平均結晶粒径は、測定範囲内の全ての結晶粒径の平均値とした。また、最大結晶粒径は、測定範囲内における最大値とした。なお、α結晶粒とβ結晶粒等の他の結晶粒とは、ＥＢＳＤ上で技術的に容易に識別することが可能であった。
（長軸方向とｃ軸とのなす角が１５〜４０°であるα結晶粒の面積率）
上記の結晶粒径の測定方法と同様に、得られた試験片のＬ断面を電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定し、各視野における稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸とα＋β型チタン合金線材の長軸方向との成す角度が１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率を求めた。その後、各視野から得られた面積率の平均を算出した。
上記の結晶粒径の測定方法と同様に、得られた試験片のＬ断面を電解研磨又はコロイダルシリカ研磨により鏡面にした後、ＥＢＳＤ（ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェア）を用いて測定した。具体的には、大きさ５００μｍ×５００μｍの領域を、ステップ０．５〜１μｍで、２〜１０視野程度測定し、各視野における稠密六方結晶（ｈｃｐ）のｃ軸とα＋β型チタン合金線材の長軸方向との成す角度が１５°以上４０°以下であるα結晶粒の面積率を求めた。その後、各視野から得られた面積率の平均を算出した。
なお、ミクロ組織観察においては、ＥＢＳＤの測定結果に基づき、解析ソフトウェア（株式会社ＴＳＬソリューションズ製ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ）を用いることで、β結晶粒も含む個々の結晶粒の面積と、長軸及び短軸の長さと、アスペクト比と、を算出した。
（内部欠陥）
内部欠陥は、α＋β型チタン合金線材より切断したＣ断面をエメリー紙及びバフ研磨により鏡面にした後、光学顕微鏡にて測定した。倍率を５０〜５００倍として、１０〜２０視野を撮影し、各視野に存在するボイドやクラックなどの欠陥の数を測定し、観察面積で除して、単位面積あたりの内部欠陥の個数を求め、その平均値を内部欠陥数とした。なお、内部欠陥は最大寸法が５μｍ以上のものとした。
内部欠陥は、α＋β型チタン合金線材より切断したＣ断面をエメリー紙及びバフ研磨により鏡面にした後、光学顕微鏡にて測定した。倍率を５０〜５００倍として、１０〜２０視野を撮影し、各視野に存在するボイドやクラックなどの欠陥の数を測定し、観察面積で除して、単位面積あたりの内部欠陥の個数を求め、その平均値を内部欠陥数とした。なお、内部欠陥は最大寸法が５μｍ以上のものとした。
（０．２％耐力）
得られたα＋β型チタン合金線材から、長手方向が圧延方向に対して平行であるＡＳＴＭハーフサイズ引張試験片（平行部幅６．２５ｍｍ、平行部長さ３２ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）を採取し、ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．５％／ｍｉｎ、その後破断までを３０％／ｍｉｎで行った。このときの０．２％耐力を測定した。本試験例では、得られた０．２％耐力が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ未満である場合を、合格とした。
得られたα＋β型チタン合金線材から、長手方向が圧延方向に対して平行であるＡＳＴＭハーフサイズ引張試験片（平行部幅６．２５ｍｍ、平行部長さ３２ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）を採取し、ひずみ速度を、ひずみ１．５％までを０．５％／ｍｉｎ、その後破断までを３０％／ｍｉｎで行った。このときの０．２％耐力を測定した。本試験例では、得られた０．２％耐力が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ未満である場合を、合格とした。
（疲労強度）
疲労特性は、回転曲げ疲労時の疲労特性を採用することとし、下記の方法で測定した際の特性とした。得られたα＋β型チタン合金線材から、平行部の表面粗さが研磨紙＃６００以上となるよう研磨された丸棒試験片を作製した。この丸棒試験片を、小野式回転曲げ試験により、応力比Ｒ＝−１として、１×１０７回まで応力負荷を繰り返しても疲労破壊しない最大応力を、疲労強度とした。本試験例では、得られた疲労強度が４００ＭＰａ以上である場合を、合格とした。
疲労特性は、回転曲げ疲労時の疲労特性を採用することとし、下記の方法で測定した際の特性とした。得られたα＋β型チタン合金線材から、平行部の表面粗さが研磨紙＃６００以上となるよう研磨された丸棒試験片を作製した。この丸棒試験片を、小野式回転曲げ試験により、応力比Ｒ＝−１として、１×１０７回まで応力負荷を繰り返しても疲労破壊しない最大応力を、疲労強度とした。本試験例では、得られた疲労強度が４００ＭＰａ以上である場合を、合格とした。
得られた結果を、以下の表８にまとめて示した。実施例３０〜５７は、本発明例である。実施例３０〜５７のα＋β型チタン合金棒線部材は、いずれも優れた疲労強度を有していることが分かる。
一方、比較例１１〜１２、１５は、最終熱処理の熱処理時間が本発明の製造条件を満たさないため、平均アスペクト比又は結晶粒径が本発明の範囲外となり、疲労強度が４００ＭＰａを下回った。比較例１３は、１回あたりの減面率が５０％を超えて高すぎるため、伸線中に破断してしまい、詳細な評価を行うことができなかった。比較例１４では、加工温度が高すぎるため、α結晶粒を構成するｈｃｐにおけるｃ軸の結晶方位を所定の範囲に制御できず、疲労強度が４００ＭＰａを下回った。比較例１５は、合計の減面率が５０％未満であったため、疲労強度が４００ＭＰａを下回った。比較例１６は、最終熱処理の熱処理温度が７００℃未満であったため、平均アスペクト比が本発明の範囲外となり、疲労強度が４００ＭＰａを下回った。比較例１７は、最終熱処理の熱所温度が９５０℃超であったため、平均アスペクト比及び結晶粒径が本発明の範囲外となり、疲労強度が４００ＭＰａを下回った。
なお、表６及び表８における下線は、本発明の範囲外であることを示す。
以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
Ａ、Ｂ 境界面
Ｌ 長軸方向
Ｌ 長軸方向
Claims (5)
- 質量％で、
Ａｌ：４．５０〜６．７５％
Ｓｉ：０〜０．５０％
Ｃ：０．０８０％以下
Ｎ：０．０５０％以下
Ｈ：０．０１６％以下
Ｏ：０．２５％以下、
Ｍｏ：０〜５．５％
Ｖ：０〜４．５０％
Ｎｂ：０〜３．０％
Ｆｅ：０〜２．１０％
Ｃｒ：０〜０．２５％未満
Ｎｉ：０〜０．１５％未満
Ｍｎ：０〜０．２５％未満
を含有し、残部がＴｉ及び不純物からなり、更に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｎの含有量が下記式（１）を満足し、
α結晶粒の平均アスペクト比が、１．０〜３．０であり、
α結晶粒の最大結晶粒径が、３０．０μｍ以下であり、
α結晶粒の平均結晶粒径が、１．０μｍ〜１５．０μｍであり、
線材の長軸方向の直交断面におけるα結晶粒のうち、前記長軸方向に対してα結晶粒を構成する稠密六方結晶のｃ軸方向の傾斜角度が１５°〜４０°の範囲にあるα結晶粒の面積率が、５．０％以下であり、
単位面積あたりの内部欠陥の個数が、０個／ｍｍ ２ 〜１３個／ｍｍ ２ である、α＋β型チタン合金線材。
−４．０≦［Ｍｏ］＋０．６７［Ｖ］＋０．２８［Ｎｂ］＋２．９［Ｆｅ］＋１．６［Ｃｒ］＋１．１［Ｎｉ］＋１．６［Ｍｎ］−［Ａｌ］≦２．０ ・・・（１）
ここで、上記式（１）において、［元素記号］の表記は、対応する元素記号の含有量（質量％）を表し、含有しない元素記号については、０を代入するものとする。
- 質量％で、
Ａｌ：５．５０〜６．７５％
Ｖ：３．５０〜４．５０％
Ｆｅ：０．４０％以下
を含有する、請求項１に記載のα＋β型チタン合金線材。 - 質量％で、
Ａｌ：４．５０〜６．４０％
Ｆｅ：０．５０〜２．１０％
を含有する、請求項１に記載のα＋β型チタン合金線材。 - 請求項１〜３の何れか１項に記載のα＋β型チタン合金線材を製造する方法であって、
請求項１〜３の何れか１項に記載の化学成分を有するチタン合金材を、０℃〜５００℃の範囲の加工温度において、１回又は２回以上の加工を行う工程であり、１回あたりの加工時の減面率を１０〜５０％とし、合計減面率を５０％以上とする第１の工程と、
前記第１の工程後のチタン合金材に対して、熱処理温度Ｔを７００℃〜９５０℃の範囲とし、熱処理時間ｔを下記式（２）を満足する熱処理時間とする最終熱処理を施す第２の工程と、
を含む、α＋β型チタン合金線材の製造方法。
２１０００＜（Ｔ＋２７３．１５）×（ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）＜２４０００
・・・（２）
ここで、上記式（２）において、
Ｔ：前記第２の工程における熱処理温度（℃）
ｔ：前記第２の工程における熱処理時間（ｈｒ）
である。 - 前記第１の工程において、前記加工を複数回行う場合、各加工の間で中間焼鈍を施す、請求項４に記載のα＋β型チタン合金線材の製造方法。
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