JP6991853B2 - 機械部品 - Google Patents

Description

本発明は、機械部品に関する。より特定的には、本発明は、チタン合金製の機械部品に関する。

従来から、チタン合金製の機械部品が広く知られている。チタン合金製の機械部品は、例えば航空機、自動車部品等に用いられている。チタン合金製の機械部品には、耐摩耗性が必要とされる。そのため、チタン合金製の機械部品に対しては、硬さを高めるための熱処理が行われることが通例である。

チタン合金製の機械部品の硬さを高めるための熱処理としては、溶体化処理が挙げられる。溶体化処理においては、第１に、加熱工程が行われる。加熱工程においては、機械部品は、機械部品を構成するチタン合金のβ変態開始温度よりも高い温度に加熱される。これにより、機械部品を構成するチタン合金中のα相の一部が、β相へ相変態する。

溶体化処理においては、第２に、冷却工程が行われる。冷却工程においては、加熱工程で生じたβ相が、セカンダリα相へ相変態する。これにより、チタン合金製の機械部品の硬さが改善される。

溶体化処理のみによっては、チタン合金製の機械部品の表面における硬さが十分ではない場合がある。そのため、チタン合金製の機械部品の表面における硬さをさらに改善するために、非特許文献１（F. Borogioli et. al., Improvement of wear resistance of Ti-6Al-V alloy by means of thermal oxidation, Material Letters, 59 (2005), pp.2159-2162）に記載されているように、チタン合金製の機械部品の表面に酸素を固溶させる表面処理がさらに行われる場合がある。

F. Borogioli et. al., Improvement of wear resistance of Ti-6Al-V alloy by means of thermal oxidation, Material Letters, 59 (2005), pp.2159-2162

しかしながら、チタン合金製の機械部品の表面に酸素、窒素等を固溶させるための表面処理を行う場合、表面近傍において結晶粒の粗大化を惹起する。その結果、チタン合金製の機械部品の表面における硬さは改善されるものの、結晶粒の粗大化に起因して疲労強度が低下してしまう。

本発明は、上記のような従来技術の問題点に鑑みてなされたものである。より具体的には、本発明は、表面における硬さ及び疲労強度を両立することが可能な機械部品を提供するものである。

本発明の一態様に係る機械部品は、チタン合金製であり、表面を有する。機械部品は、複数のプライマリα結晶粒と、複数のセカンダリα結晶粒とを含む。機械部品の表面において、プライマリα結晶粒の面積比率は１０パーセント以上３０パーセント以下である。機械部品の表面において、セカンダリα結晶粒は、７５μｍ以下の長軸径と、１０μｍ以下の短軸径とを有する。機械部品の表面において、１質量パーセント以上の酸素を含む。

上記の機械部品において、表面における酸素濃度は、１．３質量パーセント以上であってもよい。上記の機械部品において、表面における酸素濃度は、１．６質量パーセント以上であってもよい。

上記の機械部品において、表面における硬さは、６００Ｈｖ以上であってもよい。上記の機械部品において、表面における硬さは、６５０Ｈｖ以上であってもよい。上記の機械部品において、表面における硬さは、７００Ｈｖ以上であってもよい。

上記の機械部品において、チタン合金は、α型チタン合金又はα＋β型チタン合金であってもよい。上記の機械部品において、チタン合金は、６４チタン合金であってもよい。

上記の機械部品は、軸受部品であってもよい。上記の機械部品は、すべり軸受であってもよい。

本発明の一態様に係る機械部品の表面におけるプライマリα結晶粒の面積比率は１０パーセント以上３０パーセント以下であるため、本発明の一態様に係る機械部品の表面は、主として相対的に硬さの高いセカンダリα結晶粒により構成されている。また、本発明の一態様に係る機械部品の表面は、酸素濃度は１重量パーセント以上であるため、酸素によって固溶強化されている。したがって、本発明の一態様に係る機械部品によると、表面における硬さが改善されている。さらに、本発明の一態様に係る機械部品の表面において、セカンダリα結晶粒は、７５μｍ以下の長軸径と１０μｍ以下の短軸径とを有している。そのため、本発明の一態様に係る機械部品は、表面における結晶粒の粗大化が抑制されている結果、表面における疲労強度が改善されている。以上により、本発明の一態様に係る機械部品によると、表面における硬さ及び疲労強度を両立することが可能となる。

実施形態に係る機械部品の上面図である。 図１のＩＩ－ＩＩにおける断面図である。 実施形態に係る機械部品の製造方法を示す工程図である。 試料１の表面近傍におけるＥＢＳＤ像である。 試料２の表面近傍におけるＥＢＳＤ像である。 試料１の表面近傍における元素分析結果を示すグラフである。 試料２の表面近傍における元素分析結果を示すグラフである。 試料１の表面近傍におけるビッカース硬さ試験結果を示すグラフである。 試料２の表面近傍におけるビッカース硬さ試験結果を示すグラフである。 試料１中における酸素濃度と硬さとの関係とを示すグラフである。 摩耗試験結果を示すグラフである。

実施形態の詳細を、図面を参照して説明する。なお、以下の図面においては、同一又は相当する部分に同一の符号を付すものとし、重複する説明は繰り返さないものとする。

（実施形態に係る機械部品）
以下に、実施形態に係る機械部品の構成を説明する。

図１は、実施形態に係る機械部品の上面図である。図２は、図１のＩＩ－ＩＩにおける断面図である。図１及び図２に示すように、実施形態に係る機械部品は、例えば軸受部品である。より具体的には、実施形態に係る機械部品は、すべり軸受１０である。実施形態に係る機械部品はこれに限られるものではないが、以下においては、すべり軸受１０を実施形態に係る機械部品の例として説明する。

すべり軸受１０は、チタン合金製である。すべり軸受１０に用いられるチタン合金は、より具体的には、ＡＳＴＭ規格に定められるＴｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金（以下においては、「６４チタン合金」という）である。表１に、６４チタン合金の合金組成を示す。

６４チタン合金は、５．５０質量パーセント以上６．７５質量パーセント以下のアルミニウム（Ａｌ）と、３．５０質量パーセント以上４．５０質量パーセント以下のバナジウム（Ｖ）と、０．４０質量パーセント以下の鉄（Ｆｅ）と、０．０８質量パーセント以下の炭素（Ｃ）と、０．０５０質量パーセント以下の窒素（Ｎ）と、０．０１５質量パーセント以下の水素と、０．２０質量パーセント以下の酸素（Ｏ）と、残部を構成するチタン（Ｔｉ）とを含んでいる。

但し、すべり軸受１０に用いられるチタン合金は、これに限られるものではない。すべり軸受１０に用いられるチタン合金は、α型チタン合金又はα＋β型チタン合金であればよい。α型チタン合金の例としては、ＡＳＴＭ規格に定められるＴｉ－５Ａｌ－２．５Ｓｎ合金、Ｔｉ－８Ａｌ－１Ｍｏ－１Ｖ合金、Ｔｉ－６Ａｌ－２Ｓｎ－４Ｚｒ－２Ｍｏ合金等がある。α＋β合金の例としては、ＡＴＭＳ規格に定められるＴｉ－３Ａｌ－２．５Ｖ合金、Ｔｉ－６Ａｌ－２Ｓｎ－４Ｚｒ－６Ｍｏ合金、Ｔｉ－６Ａｌ－６Ｖ－２Ｓｎ（Ｃｕ＋Ｆｅ）合金等がある。

ここで、α型チタン合金とは、常温においてα相単相組織を呈するチタン合金であり、α＋β型チタン合金とは、常温においてα相とβ相とにより構成される２相組織を呈するチタン合金である。なお、α相とは、ｈｃｐ（hexagonal closed pack）構造のチタンの低温相であり、β相とは、ｆｃｃ（face centered cubic）構造のチタンの高温相である。

すべり軸受１０は、リング状の形状を有している。すべり軸受１０は、表面を有している。すなわち、すべり軸受１０は、上面１０ａと、底面１０ｂと、内周面１０ｃと、外周面１０ｄとを有している。上面１０ａ及び底面１０ｂは、中心軸１０ｅに沿う方向におけるすべり軸受１０の端面を構成している。内周面１０ｃ及び外周面１０ｄは、上面１０ａ及び底面１０ｂに連なっている。内周面１０ｃと中心軸１０ｅとの距離は、外周面１０ｄと中心軸１０ｅとの距離よりも小さい。

すべり軸受１０は、表面において、複数のプライマリα結晶粒と、複数のセカンダリα結晶粒とを含んでいる。プライマリα結晶粒は、プライマリα相により構成される結晶粒である。セカンダリα結晶粒は、セカンダリα相により構成される結晶粒である。

プライマリα相は、後述する溶体化処理工程Ｓ２、時効処理工程Ｓ３及び浸酸工程Ｓ４のいずれにおいてもβ相に変態することなく残存したα相である。セカンダリα相は、一旦β相に変態した後に冷却される際に、マルテンサイト変態又はマッシブ変態により形成される相である。セカンダリα相には、ｈｃｐ構造のα’相と、斜方晶構造のα’’相とがある。

プライマリα結晶粒とセカンダリα結晶粒とは、結晶粒の短軸径により識別することが可能である。すなわち、プライマリα結晶粒の短軸径は、１０μｍより大きく、セカンダリα結晶粒の短軸径は、１０μｍ以下である。

すべり軸受１０の表面において、プライマリα結晶粒の面積比率は、１０パーセント以上３０パーセント以下である。プライマリα結晶粒の面積比率は、以下の方法により測定される。すなわち、プライマリα結晶粒の面積比率の測定においては、第１に、すべり軸受１０の表面付近における断面組織像を、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）により取得する（以下においては、この断面組織像を、ＥＢＳＤ像という）。ＥＢＳＤ像は、十分な数（２０個以上）のプライマリα結晶粒が含まれるように取得されるものとする。第２に、当該ＥＢＳＤ像中におけるプライマリα結晶粒の総面積を測定するとともに、当該ＥＢＳＤ像中におけるプライマリα結晶粒の総面積を当該ＥＢＳＤ像の総面積で除する。以上により得られた値を、すべり軸受１０の表面におけるプライマリα結晶粒の面積比率とする。

すべり軸受１０の表面において、セカンダリα結晶粒は、７５μｍ以下の長軸径と、１０μｍ以下の短軸径とを有している。すべり軸受１０の表面におけるセカンダリα結晶粒の短軸径及び長軸径は、以下の方法により測定される。すなわち、すべり軸受１０の表面におけるセカンダリα結晶粒の長軸径及び短軸径の測定においては、第１に、すべり軸受１０の表面付近におけるＥＢＳＤ像を取得する。ＥＢＳＤ像は、十分な数（２０個以上）のセカンダリα結晶粒が含まれるように取得されるものとする。第２に、当該ＥＢＳＤ像中における各々のセカンダリα結晶粒に対して、長軸径及び短軸径が測定される。当該ＢＥＳＤ中におけるセカンダリα結晶粒の長軸径及び短軸径の最大値が、すべり軸受１０の表面におけるセカンダリα結晶粒の長軸径及び短軸径とされる。

すべり軸受１０の表面における酸素濃度は、１質量パーセント以上である。すべり軸受１０の表面における酸素濃度は、１．３質量パーセント以上であってもよい。すべり軸受１０の表面における酸素濃度は、１．６質量パーセント以上であってもよい。すべり軸受１０の表面における酸素濃度は、２質量パーセント以上であってもよい。すべり軸受１０の表面における酸素濃度は、２．５質量パーセント以上であってもよい。すべり軸受１０の表面における酸素濃度は、３質量パーセント以上であってもよい。なお、すべり軸受１０の表面における酸素濃度は、すべり軸受１０を構成するチタン合金中における酸素の固溶限以下である。すべり軸受１０の表面における酸素濃度は、例えばＥＭＰＡ（Electron Probe Micro Analyzer）を用いて測定される。

すべり軸受１０の表面における硬さは、６００Ｈｖ以上である。すべり軸受１０の表面における硬さは、６５０Ｈｖ以上であることが好ましい。すべり軸受１０の表面における硬さは、７００Ｈｖ以上であることが好ましい。すべり軸受の表面における硬さは、９００Ｈｖ以上であってもよい。すべり軸受１０の表面における硬さは、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９）に定めるビッカース試験法にしたがって測定される。

（実施形態に係る機械部品の製造方法）
以下に、実施形態に係る機械部品の製造方法を説明する。

図３は、実施形態に係る機械部品の製造方法を示す工程図である。図３に示すように、実施形態に係る機械部品の製造方法は、準備工程Ｓ１と、溶体化処理工程Ｓ２と、時効処理工程Ｓ３と、浸酸工程Ｓ４と、後処理工程Ｓ５とを有している。

準備工程Ｓ１においては、加工対象部材の準備が行われる。加工対象部材は、溶体化処理工程Ｓ２、時効処理工程Ｓ３、浸酸工程Ｓ４及び後処理工程Ｓ５を経ることによりすべり軸受１０となるリング状の部材である。加工対象部材は、チタン合金製である。加工対象部材は、例えば、α型チタン合金又はα＋βチタン合金製である。より具体的には、加工対象部材は、６４チタン合金製である。

溶体化処理工程Ｓ２においては、加工対象部材を構成するチタン合金の溶体化処理が行われる。溶体化処理工程Ｓ２は、保持工程Ｓ２１と、冷却工程Ｓ２２とを有している。保持工程Ｓ２１においては、加工対象部材が、所定の保持温度（以下においては、「第１保持温度」という）において、所定の時間（以下においては、「第１保持時間」という）炉中に保持される。溶体化処理工程Ｓ２においては、加工対象部材を構成するチタン合金中のα相の一部が、β相へと変態する。

第１保持温度は、加工対象部材を構成するチタン合金のβ変態開始温度よりも高い。第１保持温度は、加工対象部材を構成するチタン合金のβ単相変態温度よりも低い。β変態開始温度とは、加工対象部材を構成するチタン合金中のα相の少なくとも一部が、β相への変態を開始する温度である。β単相変態温度とは、加工対象部材を構成するチタン合金中のα相の全てがβ相へと変態する温度である。第１保持温度は、好ましくは、β単相変態温度よりも６０℃低い温度以上β単相変態温度未満である。第１保持時間は、好ましくは、６０秒以上２４００秒以下である。

保持工程Ｓ２１における炉内の雰囲気ガスには、不活性ガスが用いられる。不活性ガスには、例えばアルゴン（Ａｒ）、ヘリウム（Ｈｅ）等の希ガス、窒素ガスが用いられる。保持工程Ｓ２１における炉内の雰囲気ガスの圧力は、例えば常圧である。

冷却工程Ｓ２２は、保持工程Ｓ２１の後に行われる。冷却工程Ｓ２２においては、保持工程Ｓ２１を経た加工対象部材の冷却が行われる。これにより、保持工程Ｓ２１においてβ相に変態したα相がセカンダリα相となる。冷却工程Ｓ２２は、例えば５質量パーセント濃度の食塩水で加工対象部材を水冷することにより行われる。

時効処理工程Ｓ３は、溶体化処理工程Ｓ２の後に行われる。時効処理工程Ｓ３においては、加工対象部材が、所定の温度（以下においては、「第２保持温度」という）において所定の時間（以下においては、「第２保持時間」という）炉中に保持された後に、冷却される。時効処理工程Ｓ３により、加工対象部材を構成するチタン合金中のセカンダリα相の一部が分解される。第２保持温度は、加工対象部材を構成するチタン合金のβ変態開始温度よりも低い。第２保持温度は、好ましくは、４００℃以上７００℃以下である。第２保持温度は、さらに好ましくは、５００℃以上５６０℃以下である。第２保持時間は、好ましくは、３０秒以上４．３×１０^４秒以下であり、さらに好ましくは、７．２×１０^３秒以上３．６×１０^４秒以下である。

浸酸工程Ｓ４は、時効処理工程Ｓ３の後に行われる。浸酸工程Ｓ４においては、加工対象部材の表面から加工対象部材の内部に向かって、酸素が導入される。浸酸工程Ｓ４においては、加工対象物の表面に、チタン酸化物（ＴｉＯ_２、ＴｉＯ）が形成される。なお、加工対象物の表面に形成されたチタン酸化物は、後処理工程Ｓ５において除去される。浸酸工程Ｓ４は、加工対象部材を、所定の保持温度（以下においては、「第３保持温度」という）において、所定の時間（以下においては、「第３保持時間」という）炉中に保持することにより行われる。

第３保持温度は、第１保持温度よりも低い。第３保持温度は、加工対象部材を構成するチタン合金中における酸素の拡散速度を高める観点から、８００℃以上であることが好ましく、８５０℃以上であることがさらに好ましい。第３保持温度は、加工対象部材を構成するチタン合金に含まれる結晶粒の粗大化を抑制する観点から、９２０℃以下であることが好ましい。第３保持時間は、加工対象部材中に十分酸素を拡散させる観点から、１．４×１０^４秒以上９．０×１０^４秒以下であることが好ましい。

浸酸工程Ｓ４における炉中の雰囲気ガスには、酸素と不活性ガスとが含まれている。この希ガスは、例えばアルゴンである。この雰囲気ガス中における酸素分圧は、加工対象部材中に十分酸素を拡散させる観点から、５０ｐｐｍ以上であることが好ましい。この雰囲気ガス中における酸素分圧は、加工対象部材の表面におけるチタン酸化物が過度に形成されてしまうことを抑制する観点から、５００ｐｐｍ以下であることが好ましい。

後処理工程Ｓ５は、浸酸工程Ｓ４の後に行われる。後処理工程Ｓ５においては、加工対象部材に対する後処理が行われる。後処理工程Ｓ５においては、例えば、加工対象部材の洗浄、加工対象部材に対する研削、研磨等の機械加工等が行われる。以上により、すべり軸受１０の製造が行われる。

（実施形態に係る機械部品及び実施形態に係る機械部品の製造方法の効果）
以下に、実施形態に係る機械部品及び機械部品の製造方法の効果を説明する。

実施形態に係る機械部品の表面におけるプライマリα結晶粒の面積比率は１０パーセント以上３０パーセント以下である。そのため、実施形態に係る機械部品の表面は、主として相対的に硬さの高いセカンダリα結晶粒により構成されており、硬さが相対的に低いプライマリα結晶粒を起点とした破損が起こりにくい。また、実施形態に係る機械部品の表面における酸素濃度は１重量パーセント以上であるため、実施形態に係る機械部品の表面は、酸素によって固溶強化されている。したがって、実施形態に係る機械部品によると、表面における硬さが改善されている。

さらに、実施形態に係る機械部品の表面において、セカンダリα結晶粒は、７５μｍ以下の長軸径と、１０μｍ以下の短軸径とを有している。そのため、実施形態に係る機械部品は、表面における結晶粒の粗大化が抑制されている結果、表面における疲労強度が改善されている。以上により、実施形態に係る機械部品及び実施形態に係る機械部品の製造方法によると、表面における硬さ及び疲労強度を両立することが可能となる。

以下に、実施形態に係る機械部品及び実施形態に係る機械部品の製造方法の効果を確認するために行った各試験の結果を説明する。

＜試料＞
表２に、上記の試験に供した試料の作成条件を示す。表２に示すように、試料１の作製においては、第１保持温度、第２保持温度、第３保持温度、第１保持時間、第２保持時間及び第３保持時間は、それぞれ、９８０℃、５３０℃、８５０℃、２０分、５時間、１６時間とされた。試料２の作製においては、第１保持温度、第２保持温度、第３保持温度、第１保持時間、第２保持時間及び第３保持時間は、それぞれ、９８０℃、５３０℃、９２０℃、２０分、５時間、１２時間とされた。試料１の作製においては、浸酸工程Ｓ４における雰囲気ガス中の酸素分圧は、５０ｐｐｍとされた。試料２の作製においては、浸酸工程Ｓ４における雰囲気ガス中の酸素分圧は、１００ｐｐｍとされた。なお、試料１及び試料２は、共に６４チタン合金を用いて作製された。

＜組織観察結果＞
図４は、試料１の表面近傍におけるＥＢＳＤ像である。図５は、試料２の表面近傍におけるＥＢＳＤ像である。図４中において、アスペクト比が相対的に小さい結晶粒がプライマリα結晶粒であり、アスペクト比が相対的に大きい（針状に析出している）結晶粒がセカンダリα結晶粒である。図５中において、結晶粒径が相対的に大きい結晶粒がプライマリα結晶粒であり、結晶粒径が相対的に小さい結晶粒がセカンダリα結晶粒である。図４に示すように、試料１の表面においては、プライマリα結晶粒の面積比率は、約２２パーセントであった。また、試料１の表面においては、セカンダリα結晶粒の長軸径は約５０μｍであり、短軸径は約６μｍであった。他方、図５に示すように、試料２の表面においては、プライマリα結晶粒の面積比率は、約７５パーセントであった。また、試料２の表面においては、セカンダリα結晶粒の粒径は微細であり、長軸径及び短軸径の計測は困難であった。

図６は、試料１の表面近傍における元素分析結果を示すグラフである。図７は、試料２の表面近傍における元素分析結果を示すグラフである。図６及び図７において、横軸は試料表面からの距離（単位：ｍｍ）であり、縦軸は酸素濃度（単位：質量パーセント）である。図６及び図７に示すように、試料１及び試料２のいずれにおいても、表面からの距離が大きくなるほど、試料中の酸素濃度が低下し、表面からの距離が０．１５ｍｍに達した時点で、試料中の酸素濃度はほぼ一定となっていた。

図６に示すように、試料１においては、試料表面における酸素濃度は、約３．１質量パーセントであった。他方、図７に示すように、試料２においては、試料表面における酸素濃度は、約２．１質量パーセントであった。

＜硬さ試験＞
図８は、試料１の表面近傍におけるビッカース硬さ試験結果を示すグラフである。図９は、試料２の表面近傍におけるビッカース硬さ試験結果を示すグラフである。図８及び図９において、横軸は試料表面からの距離（単位：ｍｍ）であり、縦軸は硬さ（単位：ビッカース硬さＨｖ）である。図８及び図９に示すように、試料１及び試料２のいずれにおいても、表面からの距離が大きくなるほど、試料の硬さが低下し、表面からの距離が０．１５ｍｍに達した時点で、試料の硬さはほぼ一定となっていた。

図８に示すように、試料１においては、試料表面における硬さは、約９４０Ｈｖであった。他方、図９に示すように、試料２においては、試料表面における硬さは、約６５０Ｈｖであった。

図１０は、試料１中における酸素濃度と硬さとの関係とを示すグラフである。図１０において、横軸は酸素濃度（単位：質量パーセント）であり、縦軸は硬さ（単位：ビッカース硬さＨｖ）である。図１０に示すように、試料１中における酸素濃度をＸ、試料１の硬さをＹとする場合に、Ｙ＝１７９．０４×Ｘ＋４０５．２３の関係が実験的に導き出される。そのため、この関係式から、機械部品の表面における酸素濃度を１質量パーセントとすることにより、６００Ｈｖの硬さが得られ、機械部品の表面における酸素濃度を１．３質量パーセントとすることにより６５０Ｈｖの硬さが得られ、機械部品の表面における酸素濃度を１．６質量パーセントとすることにより７００Ｈｖの硬さが得られることが分かる。

以上の組織観察結果、元素分析結果及び硬さ試験結果から、機械部品の表面におけるプライマリα結晶粒の面積比率が１０パーセント以上３０パーセント以下であり、機械部品の表面においてセカンダリα結晶粒が７５μｍ以下の長軸径及び１０μｍ以下の短軸径を有し、かつ機械部品の表面における酸素濃度が１質量パーセント以上である場合には、機械部品の表面における硬さが改善されることが実験的に確認された。

＜摩耗試験＞
表３に示す試料３、試料４、試料５及び試料６に対して、摩耗試験が行われた。摩耗試験は、サバン型摩耗試験機を用いて行われた。摩耗試験の試験条件は、表４に示されている。試料３は、実施形態に係る機械部品の製造方法にしたがって準備された。試料３は、試料表面における硬さが６００Ｈｖとなるように作製された。試料３は、６４チタン合金を用いて作製された。試料４は、６４チタン合金の生材を用いて作製された。試料５は、ＪＩＳ規格に定めるＳＵＪ２を用いて作製された。試料６は、ＪＩＳ規格に定めるＳＵＳ４４０Ｃを用いて作製された。試料５の表面における硬さは、７００Ｈｖであった。試料６の表面における硬さは、６５０Ｈｖであった。なお、試料５及び試料６に対しては、一般的な条件での焼き入れ・焼き戻しが実施された。

図１１は、摩耗試験結果を示すグラフである。図１１において、縦軸は比摩耗量（単位：１０^－１０ｍｍ^３／Ｎ・ｍ）である。図１１に示すように、試料３は、試料４と比較し、比摩耗量が著しく少なくなっていた。また、試料３は、試料５及び試料６と同程度の比摩耗量であった。以上の摩耗試験結果から、実施形態に係る機械部品によると、表面における耐摩耗性が改善されることが、実験的にも確認された。

以上のように本発明の実施形態について説明を行ったが、上述の実施形態を様々に変形することも可能である。また、本発明の範囲は、上述の実施形態に限定されるものではない。本発明の範囲は、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味及び範囲内でのすべての変更を含むことが意図される。

上記の実施形態は、チタン合金製の機械部品及びチタン合金製の機械部品の製造方法に特に有利に適用される。

１０ すべり軸受、１０ａ 上面、１０ｂ 底面、１０ｃ 内周面、１０ｄ 外周面、１０ｅ 中心軸、Ｓ１ 準備工程、Ｓ２ 溶体化処理工程、Ｓ３ 時効処理工程、Ｓ４ 浸酸工程、Ｓ５ 後処理工程、Ｓ２１ 保持工程、Ｓ２２ 冷却工程。

Claims (10)

1. 表面を有するチタン合金製の機械部品であって、
   前記機械部品は、複数のプライマリα結晶粒と、複数のセカンダリα結晶粒とを含み、
   前記表面は、酸素が固溶した前記チタン合金の固溶体になっており、
   前記表面において、前記プライマリα結晶粒の面積比率は１０パーセント以上３０パーセント以下であり、
   前記表面において、前記セカンダリα結晶粒は、７５μｍ以下の長軸径と、１０μｍ以下の短軸径とを有し、
   前記表面において、１質量パーセント以上の酸素を含む、機械部品。
2. 前記表面における硬さは、６００Ｈｖ以上である、請求項１に記載の機械部品。
3. 前記表面において、１．３質量パーセント以上の酸素を含む、請求項１に記載の機械部品。
4. 前記表面における硬さは、６５０Ｈｖ以上である、請求項３に記載の機械部品。
5. 前記表面において、１．６質量パーセント以上の酸素を含む、請求項４に記載の機械部品。
6. 前記表面における硬さは、７００Ｈｖ以上である、請求項５に記載の機械部品。
7. 前記チタン合金は、α型チタン合金又はα＋β型チタン合金である、請求項１～請求項６のいずれか１項に記載の機械部品。
8. 前記チタン合金は、６４チタン合金である、請求項７に記載の機械部品。
9. 前記機械部品は、軸受部品である、請求項１～請求項８のいずれか１項に記載の機械部品。
10. 前記機械部品は、すべり軸受である、請求項９に記載の機械部品。

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