WO2012108319A1 - 疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材 - Google Patents

疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材 Download PDF

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WO2012108319A1
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oxygen
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森　健一
藤井　秀樹
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新日本製鐵株式会社
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    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a wear-resistant titanium alloy member that has a hardened layer as a surface layer and has wear resistance when used in a contact portion or a sliding portion with another member and exhibits excellent fatigue strength. .
  • Titanium alloys that are lightweight, have high specific strength, and have excellent corrosion resistance are used for a wide range of applications such as automotive parts and consumer products in addition to aircraft applications.
  • Ti-6Al-4V which has an excellent balance of strength and ductility, is a representative example.
  • an alloy having a characteristic capable of substituting Ti-6Al-4V by using inexpensive Fe as an additive element has been developed.
  • Patent Document 1 discloses a method of forming an oxide scale on the surface.
  • Non-Patent Documents 1 and 2, and Patent Documents 2, 3, and 8 disclose techniques for adding Si in order to improve the creep resistance of a titanium alloy.
  • Si that cannot be completely dissolved in the ⁇ phase or ⁇ phase generates titanium silicide, which becomes coarse during heat treatment or use at high temperatures, and becomes a starting point of fatigue failure.
  • Strength decreases.
  • the solid solution amount of Si in the Ti—Si binary system is about 0.2% at 700 ° C., and 0% at 700 ° C. for the ⁇ + ⁇ alloy of Ti-5% Al-2% Fe. Only about 1% is dissolved. For this reason, in applications where fatigue strength is a problem, there are restrictions such as the Si addition amount being less than 0.25%.
  • the Ti-6Al-1.7Fe-0.1Si alloy described in Non-Patent Document 1 and Non-Patent Document 2 is a high-strength, high-rigidity alloy, but has a large amount of Al added and is inferior in hot workability. There was a problem. Further, Si is added to improve creep resistance in a high temperature environment up to 480 ° C., but the addition amount is suppressed to 0.13%.
  • Patent Document 2 discloses that an ⁇ + ⁇ type titanium alloy having a fatigue strength equivalent to that of a conventional Al—Fe-based titanium alloy and having a stable and less variation and higher hot workability than that of Al: 4.4% or more. An alloy comprising less than 5.5% and Fe: 0.5% or more and less than 1.4% is disclosed. However, there is no mention of fatigue strength in a state where wear resistance is imparted. The Si addition amount is less than 0.25% because the fatigue strength is reduced.
  • Patent Document 3 Al: 4.4% or more and less than 5.5% as a titanium alloy having a fatigue strength equivalent to that of a conventional Al—Fe-based titanium alloy and higher hot or cold workability, An alloy composed of Fe: 1.4% or more and less than 2.1% is disclosed. However, there is no mention of fatigue strength in a state where wear resistance is imparted. Further, the amount of Si added is less than 0.25% because the fatigue strength is reduced.
  • Patent Document 4 as an ⁇ + ⁇ type titanium alloy that can be manufactured industrially at low cost and has mechanical properties equivalent to or better than those of a Ti-6Al-4V alloy, Al: 5.5 to 7.0%, Fe: 0.0. An alloy comprising 5 to 4.0% and O: 0.5% or less is disclosed. However, the amount of Al added is large and inferior in hot and cold workability. Further, when Fe is high, there are problems such as non-uniform characteristics due to Fe segregation and reduced rigidity as a member due to a decrease in Young's modulus.
  • Patent Document 5 Al: 5.0 to 7.0%, Fe + Cr + Ni: 0.5 to 10.0 as a casting ⁇ + ⁇ type titanium alloy having higher strength than Ti-6Al-4V and excellent castability. %, C + N + O: 0.01 to 0.5%, a titanium alloy having a tensile strength of 890 MPa or more and a melting point of 1650 ° C. or less as cast.
  • This titanium alloy is an alloy that can obtain good fluidity at the time of melting and excellent strength after solidification, but has a problem that the solidified structure tends to be coarse and inferior in fatigue strength.
  • Patent Document 6 Al: 4.4 to 5.5%, Fe: 1.4 to 2.1%, Mo: 1.5 to 5.5%, Si: less than 0.1%, Ti— A high strength ⁇ + ⁇ type alloy having room temperature strength and fatigue strength equivalent to or better than 6Al-4V is disclosed.
  • Patent Document 7 discloses an engine valve using the alloy, and discloses a technique for improving wear resistance by forming a hard layer such as an oxide on the surface layer.
  • the titanium alloys described in Patent Documents 6 and 7 contain a large amount of Mo that is expensive and has a large price fluctuation, there is a problem that it is difficult to stably manufacture at low cost.
  • this titanium alloy contains a large amount of Mo, its specific gravity is higher than that of Ti-6Al-4V, and its Young's modulus is equivalent to that of Ti-6Al-4V. It was insufficient.
  • Patent Document 8 discloses a method of manufacturing a titanium alloy valve, and discloses a method of oxidizing and nitriding a surface layer by heating a Ti-6Al-4V alloy valve as an ⁇ + ⁇ type titanium alloy in an atmosphere of nitrogen and oxygen. Has been. This improves the wear resistance of the face and end surfaces, but is expensive due to the use of a Ti-6Al-4V alloy, and the rigidity and fatigue resistance are insufficient.
  • Patent Document 9 as a Ti alloy with improved workability of a Ti-6Al-4V alloy, the Al equivalent is 3 to 6.5%, and at least one of the solid solution type ⁇ -stabilizing elements is Mo. It is disclosed that the eutectoid ⁇ -stabilizing element is contained in an equivalent amount of 2.0 to 4.5% and Fe equivalent in an amount of 0.3 to 2%. Since Mo, V, Ta, Nb, and the like are expensive, they have a drawback of high cost.
  • Patent Document 10 Al: 5.5 to 6.5%, Sn: 1.5 to 3.0%, Zr: 0.7 to 5.0%, Mo: 0.3 to 3.0%, A heat-resistant titanium alloy composed of components such as Si: more than 0.15 and 0.50% is disclosed.
  • the reason for adding a large amount of Si in this way is to improve creep resistance, assuming use in a temperature range of 500 to 600 ° C. or higher.
  • the titanium alloy described in Patent Document 8 has a large amount of Sn, Zr, Mo added in order to obtain high temperature strength in that temperature range, and in addition to high alloy costs, hot workability is very poor, There was a problem of high manufacturing costs.
  • Zr is an element that facilitates the formation of silicide in the form of (Ti ⁇ Zr) xSiy, and there is a problem that fatigue strength is liable to decrease. Furthermore, in Patent Document 8, sufficient study on wear resistance is not performed. For example, when a hardened layer is formed as described in Patent Document 6 with the aim of improving wear resistance, as described above. There is a concern that the fatigue characteristics may be significantly reduced by the formation of silicide.
  • Patent Document 11 discloses a valve having a hardened layer in which oxygen is dissolved in a low-strength Ti alloy.
  • Ti—Fe: 0.04 to 2.40% —O: 0.08 to 0.20% is disclosed.
  • the strength of the base material is insufficient, it has a drawback that it is difficult to use in applications that require high strength and high fatigue strength.
  • the present invention advantageously solves the above-described problems and provides a wear-resistant titanium alloy member having a fatigue strength superior to that of conventional alloys at a low cost.
  • the present inventors added Fe, which is cheaper than V and Mo, and Si, which has high strengthening ability even with a small amount of addition, as a strengthening element, thereby improving hot workability.
  • Fe which is cheaper than V and Mo
  • Si which has high strengthening ability even with a small amount of addition, as a strengthening element, thereby improving hot workability.
  • the influence and the fatigue strength of the titanium alloy having a hardened layer in which oxygen is dissolved in the surface layer in order to improve the wear resistance were intensively investigated.
  • the inventors set the index of hot workability for industrially inexpensive production to a ⁇ transformation temperature of 1000 ° C. or lower and a ⁇ phase ratio of 40% or higher at 900 ° C.
  • the reason for using these as indicators is generally that when forging from an ingot to a billet or hot working from a material to a part shape, it is heated to a ⁇ -phase region with high deformability, and ⁇ transformation occurs during machining. The temperature drops to a two-phase region below the temperature.
  • the heating temperature exceeds 1000 ° C., the surface quality deteriorates due to oxidation, the yield decreases due to scale generation, and the cutting load increases, leading to a significant increase in production cost.
  • the ⁇ phase ratio falls below 40% due to a temperature drop during processing, cracks are likely to occur during processing.
  • the hardened layer in which oxygen is dissolved is, for example, a solution of oxygen in a surface layer of a titanium alloy after being formed into a member shape by processing in hot rolling by a thermal diffusion method, or any one of nitrogen and carbon Or it can form by making 2 types and oxygen dissolve.
  • the fatigue strength of the titanium alloy the fatigue strength when forming a hardened layer in which oxygen is dissolved in the surface layer is 10% higher than the 330 MPa which is the fatigue strength of the conventional Ti-6Al-4V alloy.
  • the index was 360 MPa or more.
  • the gist of the present invention is as follows. (1) By mass%, Al: 4.5% or more and less than 5.5%, Fe: 1.3% or more and less than 2.3%, Si: 0.25% or more and less than 0.50%, O: 0.00.
  • the hardened layer has a Vickers hardness of a cross section of 450 HV or more at a depth of 10 ⁇ m from the surface, and is a wear resistant titanium alloy member having excellent fatigue strength as described in (1) or (2) above .
  • the titanium alloy member of the present invention has wear resistance, fatigue strength, hot workability higher than those of conventional titanium alloys, and is inexpensive. From this, the titanium alloy member of the present invention has an expanded industrial application as a member for sliding parts such as automotive engine valves and connecting rods, compared to conventional high-strength titanium alloys. Due to these characteristics, it is possible to obtain a wide range of effects such as improving the fuel efficiency of automobiles. Moreover, since the titanium alloy member of the present invention can be used widely including a sliding part component and can obtain a wide range of effects, industrial effects are immeasurable.
  • Abrasion resistance is obtained by applying a tensile load of 300 MPa in the axial direction of the round bar member, causing the SCM435 material to collide with the surface of the member under conditions of a load of 98 N (10 kgf) and a vibration frequency of 500 Hz, and the number of times of vibration is 1 ⁇ 10 7. Evaluation was made based on the presence or absence of cracks on the surface after rotation.
  • Fatigue strength is the Ono rotary bending fatigue test using a test piece in which a hardened layer in which oxygen is dissolved in the surface layer of the base material is formed by processing the titanium alloy into a test piece shape, followed by wear resistance treatment described later.
  • the fatigue strength is reduced by about 100 to 150 MPa when the Si content of the base material is less than 0.25% as compared to the case without the hardened layer.
  • the Si content of the material was 0.25% or more, a phenomenon in which the fatigue strength was improved was observed.
  • the microstructure of the cross-sectional surface layer portion of the test piece in which the Si content of the base material made of a titanium alloy is 0.25% or more was investigated in detail.
  • a layer having no silicide was observed in the surface layer portion of the base material in which the hardened layer was formed by solid solution of oxygen.
  • the ⁇ -stabilizing element oxygen enters from the outside by the oxidation treatment for forming the hardened layer, the ⁇ -phase ratio increases, the ⁇ -phase region decreases, and the ⁇ -stabilizing element This is probably because Si moved into the scale or inside the base material.
  • the depth of the silicide-free layer is shallower than the depth of the oxygen-enriched hardened layer, but is at least 3 ⁇ m from the surface, and is considered to be sufficient to avoid becoming a fatigue crack initiation point. It is done.
  • the silicide is usually observed as Si concentration by EPMA mapping analysis. More specifically, it is necessary to perform electron beam diffraction using a transmission electron microscope. In the case of a test piece having a hardened layer on the surface layer of a base material made of a titanium alloy having a Si content of 0.25% or more, it is confirmed that the silicide present in the base material has a size of 0.1 ⁇ m or more. It was done.
  • the element forming the hardened layer is not limited to oxygen, and the hardened layer may be one in which one or two of nitrogen and carbon and oxygen are dissolved in the surface layer of the base material.
  • Nitrogen and carbon are ⁇ -stabilizing elements that dissolve in titanium like oxygen, and it is considered that the same mechanism as oxygen acts in the titanium alloy.
  • the content ratio of the constituent elements of the base material and that a hardened layer in which oxygen is dissolved is formed on the surface layer of the base material.
  • Al is an ⁇ -stabilizing element, and by dissolving in the ⁇ phase, the strength of the titanium alloy member increases as the content increases.
  • the base material contains 5.5% or more of Al, hot workability deteriorates. Therefore, the Al content of the base material is set to 4.5% or more and less than 5.5%.
  • the upper limit of the Al content is more preferably less than 5.3%.
  • the lower limit of the Al content is more preferably 4.8% or more.
  • Fe is a eutectoid ⁇ -stabilizing element, and when dissolved in the ⁇ -phase, the room temperature strength of the titanium alloy member increases and the ⁇ transformation temperature decreases as the content increases.
  • the base material needs to contain Fe of 1.3% or more.
  • the Fe content of the base material is set to 1.3% or more and less than 2.3%.
  • the upper limit of the Fe content is more preferably less than 2.1%.
  • the lower limit of the Fe content is preferably 1.5% or more, and more preferably 1.6% or more.
  • Si is a ⁇ -stabilizing element, and the strength increases as the content increases.
  • the base material needs to contain Si of 0.25% or more.
  • the base material contains 0.50% or more of Si, the toughness decreases. Therefore, the Si content of the base material is set to 0.25% or more and less than 0.50%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably less than 0.45%.
  • the lower limit value of the Si content is more preferably 0.28% or more.
  • the O content of the base material needs to be 0.05% or more.
  • the O content of the base material is set to 0.05% or more and less than 0.25%.
  • it is 0.08% or more and less than 0.22%. More preferably, it is 0.12% or more and less than 0.20%.
  • the hardened layer is formed by dissolving one or two of nitrogen and carbon and oxygen in the surface layer of the base material.
  • Oxygen, nitrogen, and carbon are all ⁇ -stabilizing elements that dissolve in titanium.
  • the Si concentration of the surface layer is reduced, and the formation of silicide is suppressed, thereby reducing fatigue strength. It is thought to suppress.
  • the hardened layer has a cross-section Vickers hardness of 450 HV or more at a depth of 10 ⁇ m from the surface.
  • the hardness and depth of the hardened layer are obtained by measuring the Vickers hardness with a load of 10 gf by mirror polishing the cross section. Since oxygen penetrates from the surface layer, the hardness of the surface is maximized and the hardness decreases as the inside of the base material is reached.
  • the Vickers hardness at a depth of 10 ⁇ m from the surface of the hardened layer is preferably HV450 or more, and more preferably HV500 or more. When the Vickers hardness of the said hardened layer is HV450 or more, the abrasion-resistant improvement effect by providing the hardened layer in the surface layer of the base material is obtained more effectively.
  • the microstructure of the base material is preferably a needle-like structure.
  • the microstructure of the base material is a needle-like structure
  • the titanium alloy member is excellent in creep resistance.
  • the microscopic structure of the base material is a needle-like structure, creep deformation of the member during wear resistance treatment such as oxidation treatment for forming a hardened layer imparting wear resistance at a high temperature was suppressed. It will be a thing.
  • the titanium alloy member of the present invention can have excellent fatigue strength and wear resistance.
  • the titanium alloy member of the present invention can be manufactured by a commonly used titanium alloy manufacturing method and surface treatment method.
  • a typical manufacturing process of the titanium alloy member of the present invention is as follows.
  • O can be added at the time of dissolution by using, for example, titanium oxide or titanium sponge having a high oxygen concentration.
  • the ingot is heated to an ⁇ + ⁇ region or ⁇ region of 950 ° C. or higher, then forged into a billet shape, surface-cut, and hot-rolled at a heating temperature of 950 ° C. or higher.
  • a base material which is an example of the shape of the titanium alloy member of the present invention, for example, a rod of ⁇ 12 to 20 mm is obtained.
  • wear resistance treatment for dissolving oxygen in a solid solution or resistance for dissolving oxygen in one or two of nitrogen and carbon and oxygen.
  • Perform wear treatment for example, oxidation, carburization, and nitriding by a thermal diffusion method can be used in combination as necessary.
  • the thermal diffusion method is performed as the abrasion resistance treatment, specifically, for example, oxidation is in an oxygen-containing gas such as air, nitriding is in a nitrogen-containing gas mainly containing nitrogen, carburization is carbon dioxide, carbon monoxide, It is preferable to use a method in which heat treatment is performed at 700 to 900 ° C.
  • the ⁇ + ⁇ type titanium alloy member of the present invention having a hardened layer in which oxygen is dissolved in the surface layer of the base material is obtained.
  • the base material in the shape of the titanium alloy member is heated to a temperature equal to or higher than the ⁇ transformation temperature, Thereafter, it is preferable to perform cooling (solution treatment) at a rate higher than air cooling.
  • solution treatment cooling
  • the ⁇ phase is precipitated in the old ⁇ phase of the base material, and the micro structure of the base material becomes a needle-like structure. Therefore, the creep deformation of the member due to the wear resistance treatment can be suppressed by performing the solution treatment before the wear resistance treatment.
  • Example 1 Material No. shown in Table 1 Titanium alloys having 1 to 12 components were produced by the vacuum arc melting method, and each was made into an ingot of about 200 kg. These ingots were respectively forged and hot-rolled to obtain round bars having a diameter of 15 mm.
  • Material No. 1 to 15 round bars were subjected to a solution treatment that was heated for 20 minutes at the temperature of ⁇ transformation temperature + 60 ° C. shown in Table 2 and cooled by blowing nitrogen gas into the furnace, and the microscopic structure was made into a needle-like structure. It was. Thereafter, the round bar was processed to obtain a base material in the form of a fatigue test piece having a parallel part diameter of 4 mm, a gauge distance of 20 mm, and a diameter of 15 mm. Thereafter, a fatigue test piece was obtained by heat treatment in the atmosphere at 800 ° C. for 1 hour to form a hardened layer in which oxygen was dissolved in the surface layer of the base material.
  • the ratio of the ⁇ phase of the base material at 900 ° C. was measured as follows. A sample cut out from the same material was held at 900 ° C. for 1 hour and then cooled with water, and the area of the pro-eutectoid ⁇ phase and the transformed ⁇ phase of the cross-sectional microstructure was measured and determined from the ratio. The results are shown in Table 2.
  • No. 1 to 8 are examples of the present invention
  • No. 9 to 15 are components of any material (elements of base material) Is a comparative example that is out of the scope of the present invention. Numerical values that deviate from the scope of the present invention are underlined.
  • No. Examples 1 to 8 each have a ⁇ transformation temperature of 1000 ° C. or less, a ⁇ phase ratio of the base material at 900 ° C. of 40% or more, no cracking due to hot working, and fatigue strength after wear resistance treatment of 360 MPa or more. It showed good hot workability and fatigue strength.
  • No. 9 has an Al content outside the lower limit.
  • the Fe content was outside the lower limit, and in all cases, the fatigue strength after the abrasion resistance treatment was insufficient.
  • No. of the comparative example In No. 11, the Al amount deviated from the upper limit, and the Si amount deviated from the lower limit, resulting in insufficient hot workability and fatigue strength.
  • No. 12 the amount of Si was off the lower limit, and the fatigue strength after the wear resistance treatment was insufficient.
  • No. 13 the amount of Al deviated from the upper limit, and hot workability was insufficient.
  • the amount of O is outside the upper limit. 10, no. 11, no. 13, no. No.
  • Example 2 Specimen No. 16 to 19 include material Nos. In Table 1. Five round bars were used. Specimen No. For comparison, a rolled round bar of Ti-6Al-4V was used for 20. Material No. The round bar 5 was subjected to the same solution treatment as in Example 1 to obtain a base material processed into the same shape as in Example 1 with the microscopic structure as a needle-like structure. Thereafter, heat treatment was performed in a carbon-containing gas atmosphere at 770 ° C. for 5 hours to perform a wear resistance treatment for forming a hardened layer of carbon and oxygen in the surface layer of the base material. Sixteen fatigue test pieces were obtained.
  • Specimen No. 16 was subjected to an oxynitriding treatment at 770 ° C. for 5 hours in a nitrogen gas atmosphere containing a small amount of oxygen on the base material having the same shape as that of Example 1 obtained in the same manner as in Example 16, so that the surface layer of the base material had nitrogen. And a wear-resistant treatment for forming a hardened layer in which oxygen and oxygen are dissolved. Seventeen fatigue test pieces were obtained.
  • Material No. Example 1 was applied to a round bar No. 5 by a solution treatment in which a ⁇ -transformation temperature of ⁇ 30 ° C. was heated for 60 minutes and air-cooled, and the microstructure was a mixed structure composed of a pro-eutectoid ⁇ phase and a transformed ⁇ phase. A base material processed into the same shape was obtained. Thereafter, an oxidation treatment is performed in an air atmosphere at 760 ° C. for 1 hour to form a hardened layer in which oxygen is dissolved in the surface layer of the base material. 18 fatigue test pieces were obtained.
  • the base material having the same shape as in Example 1 obtained in the same manner as in Example 18 was not subjected to wear resistance treatment for forming a hardened layer, and the surface was processed into the shape of a fatigue test piece. Nineteen fatigue test pieces were obtained.
  • a Ti-6Al-4V rolled round bar was subjected to a solution treatment in which it was air-cooled by heating at a temperature of ⁇ transformation temperature + 60 ° C. for 20 minutes to obtain a base material processed into the same shape as in Example 1. Thereafter, an oxidation treatment is performed in an air atmosphere at 800 ° C. for 1 hour to perform a wear resistance treatment for forming a hardened layer in which oxygen is dissolved in the surface layer of the base material. 20 fatigue test pieces were obtained.
  • Test piece No. 1 of the present invention No cracks occurred in 16-18.
  • the fatigue test pieces of 16 to 18 were evaluated in the same manner as in Example 1 by conducting fatigue tests. The results are shown in Table 3. Specimen No. Nos. 16 to 18 all had good fatigue strength with fatigue strength after wear resistance treatment of 360 MPa or more.
  • Example 3 Specimen No. 21 to 23 show the material No. in Table 1.
  • Five round bars were used. Material No. The round bar 5 was subjected to a solution treatment similar to that in Example 1 to obtain a base material which was processed into the same shape as in Example 1 with the microscopic structure as a needle-like structure. Thereafter, a heat resistance treatment for forming a hardened layer in which oxygen was dissolved in the surface layer of the base material was performed by performing a heat treatment at the temperature and time shown below in the air.
  • Sample No. 21 was an example of heat treatment at 740 ° C. for 1 hour. As shown in Table 4, the Vickers hardness at a depth of 10 ⁇ m was 420 HV. No. The test piece 22 was an example in which heat treatment was performed at 770 ° C. for 1 hour, and the Vickers hardness at a depth of 10 ⁇ m was 470 HV. No. The test piece No. 23 was an example in which heat treatment was performed at 800 ° C. for 1 hour, and the Vickers hardness at a depth of 10 ⁇ m was 530 HV. The test piece No. The Vickers hardness of 21 to 23 was measured under the condition that the cross section of the test piece was mirror-polished and the load was 10 gf.
  • each test piece No. With respect to 21 to 23 the wear resistance was evaluated by the evaluation method described above.
  • each test piece No. With respect to 21 to 23 the wear amount before and after the evaluation of wear resistance was measured.
  • each test piece No. 21 to 23 were evaluated in the same manner as in Example 1 by conducting fatigue tests. The results are shown in Table 4.
  • the fatigue strength of all the test pieces was 360 MPa or more, and good fatigue strength was exhibited.

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Abstract

　従来のチタン合金よりも耐摩耗性および疲労強度に優れるチタン合金部材を低コストで提供するために、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母材の表層に、酸素が固溶した硬化層を有する疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材を提供する。

Description

疲労強度に優れた耐摩耗性チタン合金部材
　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１×１０７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１×１０７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１×１０７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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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、１×１０７回まで行った。１×１０７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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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。
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