WO2016084980A1 - チタン合金部材およびチタン合金部材の製造方法 - Google Patents

チタン合金部材およびチタン合金部材の製造方法 Download PDF

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heat treatment
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森　健一
藤井　秀樹
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a titanium alloy member and a method for producing the titanium alloy member.
  • Titanium alloys that are lightweight, have high specific strength and are excellent in heat resistance are used in a wide range of fields such as aircraft, automobiles, and consumer products.
  • a typical example of the titanium alloy is ⁇ + ⁇ type Ti-6Al-4V.
  • alloys containing a relatively large amount of ⁇ -stabilizing elements are called ⁇ -rich ⁇ + ⁇ -type titanium alloys or Near- ⁇ -type titanium alloys, and are widely used as high-strength titanium alloys.
  • ⁇ + ⁇ -type titanium alloy is an alloy containing a large amount of ⁇ -stabilizing elements and having a high ⁇ -phase ratio.
  • Near- ⁇ type titanium alloy Typical Near- ⁇ type titanium alloys include Ti-10V-2Fe-3Al, Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo, Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr, and the like. Titanium alloys such as Ti-5Al-2Fe-3Mo and Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe are also near- ⁇ types.
  • Mo equivalent Mo [mass%] + V [mass%] / 1.5 + 1.25 ⁇ Cr [mass%] + 2.5 ⁇ Fe [mass%]
  • Mo equivalent Mo [mass%] + V [mass%] / 1.5 + 1.25 ⁇ Cr [mass%] + 2.5 ⁇ Fe [mass%]
  • Near- ⁇ type titanium alloy can change the strength and ductility by controlling the microstructure structure by thermomechanical treatment. However, if the strength of the Near- ⁇ type titanium alloy is too high, the notch sensitivity increases and a practical problem occurs.
  • Patent Document 1 describes a method of forming an oxide scale on the surface of a product by heat treatment in an atmospheric furnace.
  • Patent Document 2 discloses a surface treatment method for a titanium-based material that forms an oxygen diffusion layer without generating an oxide layer by performing an oxygen diffusion treatment in an oxygen-diluted atmosphere.
  • Patent Document 3 proposes a method of ensuring the required fatigue strength and wear resistance by performing an oxidation treatment at an oxidation treatment temperature and time that satisfy a condition.
  • Patent Document 3 discloses that the decrease in fatigue strength due to oxidation treatment can be suppressed to 20% or less by setting the thickness of the oxide hardened layer to 14 ⁇ m or less.
  • Patent Document 4 discloses a titanium member that has been subjected to shot peening after the oxidation treatment.
  • oxidation treatment is performed to set the surface hardness Hmv to 550 or more and less than 800
  • shot peening is performed to set the surface hardness Hmv to 600 to 1000
  • the thickness of the oxygen diffusion layer is set to 10 ⁇ m to 30 ⁇ m.
  • Patent Document 5 discloses a technique in which a carburized layer is formed on a surface where wear resistance or fatigue strength is required, and then an oxide layer is formed at a portion that comes into contact with other valve operating parts.
  • Patent Document 6 describes a Near- ⁇ type titanium alloy having excellent fatigue characteristics.
  • Patent Document 7 describes a titanium alloy engine valve having an oxygen diffusion layer formed on its surface.
  • Patent Document 8 describes a high-strength titanium alloy automobile engine valve having an oxide hardened layer formed on the surface thereof.
  • Patent Document 9 describes a titanium alloy member having a hardened layer in which oxygen is dissolved in the surface layer of a titanium alloy base material.
  • the titanium alloy used in Patent Document 3 is Ti-6Al-4V, and is not a material that can stably obtain a base metal cross-sectional hardness of 330 HV. Further, the fatigue strength obtained in Patent Document 3 is at most 400 MPa, which cannot be said to be sufficiently high.
  • the fretting wear resistance Even if it is advantageous for the fretting wear resistance to have a surface hardness of 600 or more and 1000 Hv or less as in the titanium member of Patent Document 4, a significant decrease in fatigue strength is inevitable. Further, the compressive residual stress applied by shot peening is released when the use temperature of the member is about 300 ° C. or higher, and thus is not a stable treatment method.
  • Patent Document 5 an oxide layer is formed by oxidizing a surface layer with a flame of fuel gas such as oxygen and acetylene.
  • fuel gas such as oxygen and acetylene
  • Patent Document 6 does not describe the wear resistance of titanium alloy members.
  • Patent Documents 7 to 9 an oxide hardened layer is formed on the surface layer of the titanium alloy member, does not have sufficient ductility, and fatigue strength decreases.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and has a hardened surface layer, has a high cross-sectional hardness of the base material portion, and has excellent fatigue strength and wear resistance. It is an object to provide a method.
  • the present inventors have intensively investigated the relationship between the surface hardened layer and the fatigue strength in a titanium alloy member having a high base metal section hardness.
  • the degree of vacuum can be changed within the range that can be controlled by a general heat treatment furnace, the atmospheric gas type, heat treatment temperature, heat treatment time
  • the hardness distribution in the depth direction of the surface hardened layer was examined by changing the thickness of the surface layer.
  • the surface hardened layer of the prior art is formed by oxygen diffusion or further carbon diffusion.
  • the hardness of the outermost surface layer portion is reduced to reduce the hardness of the surface hardened layer.
  • the fatigue strength deteriorates. Therefore, as a result of investigating the components constituting the surface hardened layer, the present inventors have found that when a nitrogen diffusion layer having a predetermined depth is formed together with an oxygen diffusion layer having a predetermined depth, the wear resistance is further improved and high. It was found that fatigue strength can be obtained.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a titanium alloy member having a base material part and a hardened surface layer formed on a surface layer of the base material part, wherein the cross-sectional hardness of the base material part is 330 HV or more and less than 400 HV, and the surface layer hardening The cross-sectional hardness at a position of 5 ⁇ m and 15 ⁇ m from the surface of the layer is 450 HV or more and less than 600 HV, the cured surface layer includes an oxygen diffusion layer and a nitrogen diffusion layer, and the depth of the oxygen diffusion layer is the surface cured layer
  • a titanium alloy member having a depth of 40 to 80 ⁇ m from the surface and a depth of the nitrogen diffusion layer of 2 to 5 ⁇ m from the surface of the surface hardened layer.
  • the base material part is a Near- ⁇ type titanium alloy, and its chemical composition is, by mass%, Al: 3 to 6%, oxygen: 0.06% or more and less than 0.25%, (1
  • Mo equivalent (%) Mo (%) + V (%) / 1.5 + 1.25 ⁇ Cr (%) + 2.5 ⁇ Fe (%) (1)
  • the element symbol in Formula (1) represents content in the mass% of the element.
  • the microstructure of the base material portion is a needle-like structure including a needle-like ⁇ phase precipitated in a ⁇ -phase matrix and a grain boundary ⁇ -phase precipitated along the crystal grain boundary of the old ⁇ phase.
  • the raw material processed into a member shape is subjected to a pre-stage heat treatment at 650 to 850 ° C. for 5 minutes to 12 hours in an oxygen-containing atmosphere, and after the pre-stage heat treatment, 1 to 8 at 700 to 830 ° C. in a nitrogen atmosphere.
  • the fatigue strength reduction margin due to the formation of the hardened surface layer is smaller than that of the conventional, and thus high fatigue.
  • a titanium alloy member having strength can be provided.
  • the titanium alloy member of the present invention can be manufactured using a normal heat treatment furnace, and it is not necessary to use a special apparatus or gas, so that it can be manufactured industrially at a low cost.
  • the range of use of the titanium material can be expanded.
  • the present inventor has studied as follows to make the titanium alloy member have both excellent wear resistance and high fatigue strength. That is, when a titanium alloy member having a surface hardened layer is formed by oxidizing the titanium alloy, a crack is generated in the surface hardened layer and the fatigue strength is reduced.
  • a crack formation mechanism of a titanium alloy member having a hardened surface layer (1) a crack is generated in a brittle oxide scale layer formed on the outermost layer and propagates to a base material, and (2) the surface is roughened by an oxidation treatment. Therefore, it has been pointed out that cracks are generated due to local concentration of stress, and (3) brittle cracks are generated by applying tensile stress to the hardened surface layer whose ductility has been extremely reduced by oxygen solid solution. It was.
  • the cross-sectional hardness of the base material portion is about 330 HV or more. Therefore, the hardness of the surface hardened layer is further increased by oxygen solid solution, and the notch sensitivity is increased. For this reason, the effect of the initial crack is prominent and the fatigue strength tends to decrease.
  • a Ti-5Al-2Fe-3Mo-0.15 oxygen (O) alloy that is a Near- ⁇ type titanium alloy (the numerical value before the element symbol indicates the content (mass%) of the element) is predetermined.
  • the cross-sectional hardness distribution of the titanium alloy member having the surface hardened layer formed is as in the comparative example shown in FIG.
  • the cross-sectional hardness at a position of 5 ⁇ m from the surface exceeds 600 HV.
  • the fatigue strength of the titanium alloy member is reduced by about 30% compared to the case where the surface hardened layer is not formed. This is presumably because, in a surface hardened layer having a hardness of 600 HV or more, the ductility necessary to suppress the development of a microcrack generated on the surface of the titanium alloy member is insufficient, and the crack tends to progress. .
  • the cross-sectional hardness at a position of 5 ⁇ m from the surface can be made less than 600 HV, and a decrease in fatigue strength can be suppressed.
  • the measurement positions of the cross-sectional hardness were set to 5 ⁇ m and 15 ⁇ m from the surface for the following reason. That is, if the micro crack generated in the surface hardened layer is smaller than 5 ⁇ m, the crack can stay without progressing. For this reason, it is important to set the hardness at a position of 5 ⁇ m from the surface to a certain value or less. Further, when the cross-sectional hardness at a position of 15 ⁇ m from the surface is less than 450 HV, the hardened surface layer easily disappears due to wear during use of the titanium alloy member, and the wear resistance is insufficient.
  • oxygen-containing gas such as air and nitrogen gas
  • air and nitrogen gas which are easy to handle in a general heat treatment furnace
  • oxygen and / or nitrogen gas atoms are diffused from the surface to the inside of the titanium alloy, the diffusion rate inside the titanium alloy is limited, so that the concentration distribution of the diffused atoms is generally such that the outermost surface is high and decreases toward the inside. It becomes.
  • the concentration distribution of the diffusing atoms cannot be changed simply by reducing the partial pressure of the outer oxygen gas or nitrogen gas.
  • the present inventors have intensively studied, and in the range of about 650 ° C. to 850 ° C. which is the final heat treatment temperature of a practical titanium alloy, the diffusion rate of nitrogen is very small compared with the diffusion rate of oxygen.
  • the method of controlling the hardness distribution of the surface hardened layer was found using
  • a Ti-5Al-2Fe-3Mo-0.15 oxygen (O) alloy is processed into a predetermined shape, and heat treatment in the previous stage is performed at 650 to 850 ° C. for 5 minutes to 12 hours in an oxygen-containing atmosphere. Thereafter, a subsequent heat treatment is performed at 700 to 830 ° C. for 1 to 8 hours in a nitrogen atmosphere.
  • a hardness distribution in which the concentration gradient is gentle and the hardness of the outermost layer portion of the surface hardened layer is reduced as compared with the comparative example shown in FIG. .
  • a Ti-5Al-2Fe-3Mo-0.15O alloy which is a Near- ⁇ type titanium alloy, was used as a base material of a titanium alloy member.
  • the cross-sectional hardness of the base material portion made of the Ti-5Al-2Fe-3Mo-0.15O alloy varies depending on the microstructure, and is approximately in the range of 330 to 400 HV.
  • the cross-sectional hardness of the base material part is 330 HV or more and less than 400 HV, the above method is applied and surface layer hardening is applied. It was found that the hardness distribution of the layer can be controlled.
  • the titanium alloy member of the present invention has a base material portion and a surface hardened layer formed on the surface layer of the base material portion.
  • the base material portion has a cross-sectional hardness of 330 HV or more and less than 400 HV.
  • the surface hardened layer has a cross-sectional hardness of 450 HV or more and less than 600 HV at a position of 5 ⁇ m and 15 ⁇ m from the surface.
  • the cross-sectional hardness of the base material portion is less than 330 HV, the hardness of the base material portion is insufficient and the strength of the titanium alloy member becomes insufficient. Further, when the cross-sectional hardness of the base material portion is 400 HV or more, the fatigue strength of the titanium alloy member becomes insufficient.
  • the hardness of the base material portion and the surface hardened layer of the titanium alloy member in the present invention is measured by the following method.
  • the hardness of the base material portion and the surface hardened layer was measured using a micro Vickers hardness meter.
  • the micro Vickers hardness with a load of 10 gf was measured at a position of 5 ⁇ m and 15 ⁇ m from the surface of the member.
  • the micro Vickers hardness with a load of 1 kgf was measured at a location 200 ⁇ m or more away from the surface of the member not affected by the surface hardened layer.
  • the surface cured layer in the present invention includes an oxygen diffusion layer and a nitrogen diffusion layer.
  • the depth of the oxygen diffusion layer is 40 to 80 ⁇ m from the surface of the surface layer cured layer, and the depth of the nitrogen diffusion layer is It is 2 to 5 ⁇ m from the surface of the surface hardened layer.
  • the depth of the oxygen diffusion layer is less than 40 ⁇ m from the surface of the surface hardened layer, the thickness of the surface hardened layer necessary for wear resistance is insufficient. On the other hand, if the thickness exceeds 80 ⁇ m, the thickness of the surface hardened layer increases and the initial crack generation depth increases, so the fatigue strength decreases.
  • the depth of the nitrogen diffusion layer is less than 2 ⁇ m from the surface of the surface hardened layer, the effect of suppressing plane slip is insufficient, and when it exceeds 5 ⁇ m, the effect is saturated.
  • the base material part is preferably made of a Near- ⁇ type titanium alloy.
  • the Near- ⁇ type titanium alloy is an alloy having a relatively high ⁇ phase ratio among ⁇ + ⁇ type alloys composed of an ⁇ phase and a ⁇ phase.
  • the base material portion is a Near- ⁇ type titanium alloy, the effect of precipitation strengthening by precipitating the ⁇ phase in the ⁇ phase matrix can be easily obtained in addition to the solid solution strengthening by adding the ⁇ stabilizing element.
  • the chemical composition of Near- ⁇ type titanium alloy is, by mass, Al: 3 to 6%, Oxygen (O): 0.06% or more and less than 0.25%, and the Mo equivalent calculated by the following formula (1) is Preferably, 6 to 13%, the balance being Ti and impurities.
  • Mo equivalent (%) Mo (%) + V (%) / 1.5 + 1.25 ⁇ Cr (%) + 2.5 ⁇ Fe (%) (1)
  • the element symbol in Formula (1) represents content in the mass% of the element.
  • the Al content is less than 3%, the fatigue strength may be insufficient. For this reason, the Al content is preferably 3% or more, and more preferably 4% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 6%, the ratio of the ⁇ phase increases, and it may be difficult to obtain a fine ⁇ phase, and the fatigue strength may decrease. For this reason, the Al content is preferably 6% or less, and more preferably 5.5% or less.
  • oxygen content is less than 0.06%, the fatigue strength may be insufficient. For this reason, it is preferable that oxygen content is 0.06% or more, and it is more preferable that it is 0.12% or more. Further, if the oxygen content is 0.25% or more, the ductility may be reduced and sufficient toughness may not be ensured. For this reason, it is preferable that oxygen content is less than 0.25%, and more preferable oxygen content is 0.18% or less.
  • Mo equivalent is less than 6%, it becomes difficult to obtain a fine ⁇ -phase, and the fatigue strength decreases. For this reason, it is preferable that Mo equivalent is 6% or more, and it is more preferable that it is 7% or more. Moreover, when Mo equivalent exceeds 13%, hardness will become high too much and sufficient toughness may not be securable. For this reason, it is preferable that Mo equivalent is 13% or less, and it is more preferable that it is 13% or less.
  • the Near- ⁇ type titanium alloy contains one or more elements selected from Mo, V, Cr and Fe in a range of 6 to 13% of Mo equivalent calculated by the above formula (1). It is sufficient that Mo is 13% or less, V is 19.5% or less, Cr is 10.4% or less, and Fe is 5.2% or less.
  • the lower limit of the content of any element may be 0%.
  • Mo is 6.0%, V is 6.0%, Cr is 4.0%, Fe is 3.0%.
  • impurities such as Si, C, and N may be included. If Si is less than 0.5%, C is less than 0.1%, and N is less than 0.1%, the effects of the present invention are not affected.
  • the microstructure of the base material part is a needle-like structure including a needle-like ⁇ phase precipitated in the ⁇ -phase matrix and a grain boundary ⁇ -phase also precipitated like a needle along the crystal grain boundary of the old ⁇ phase. It is preferable.
  • the microscopic structure of the base material portion is a needle-like structure
  • the titanium alloy member in which the microstructure of the base material portion is a needle-like structure is superior in creep resistance as compared with the case where the microstructure of the base material portion is an equiaxed structure.
  • the width of the acicular ⁇ phase is preferably 0.1 ⁇ m to 3 ⁇ m. When the width of the acicular ⁇ phase is within the above range, better creep characteristics can be obtained.
  • the width of the acicular ⁇ phase is more preferably 1 ⁇ m or less. When the width of the acicular ⁇ phase is 1 ⁇ m or less, fatigue fracture starting from the grain boundary ⁇ phase can be suppressed, and more excellent fatigue strength can be obtained.
  • the acicular ⁇ phase precipitates so as to cross the crystal grains of the old ⁇ phase. Therefore, it is difficult to define the length of the acicular ⁇ phase, and it is difficult to limit the aspect ratio of the acicular ⁇ phase.
  • the microstructure of the base material portion is not limited to the acicular structure including the acicular ⁇ phase and the grain boundary ⁇ phase. It may be an equiaxed structure which is a structure composed of an ⁇ phase and a transformed ⁇ phase.
  • the transformed ⁇ phase is a generic name for a structure that was a ⁇ phase during a high-temperature heat treatment but in which ⁇ phase precipitated in ⁇ grains during the cooling process.
  • a titanium alloy having a predetermined alloy composition is melted using a VAR (vacuum arc melting) method or the like to obtain a predetermined member shape and microstructure, hot working, solution treatment, annealing, aging treatment, Perform cutting, etc.
  • VAR vacuum arc melting
  • the shape of the titanium alloy member manufactured in the present embodiment is not particularly limited.
  • the shape of the raw material processed into the member shape is a preferable shape with respect to the target product shape, and is not particularly limited.
  • the solution treatment in order to obtain the above-described acicular structure including the acicular ⁇ phase and the grain boundary ⁇ phase as the microscopic structure of the base material part, in the solution treatment, it is held at the ⁇ transformation temperature or higher. Is preferred. In addition, it is preferable to cool at a cooling rate of 1 ° C./s to 4 ° C./s after the solution treatment for maintaining the temperature above the ⁇ transformation temperature. When the cooling rate after the solution treatment is 1 ° C./s or more, the width of the acicular ⁇ phase in the microstructure of the base material portion is 1 ⁇ m or less. Further, if the cooling rate after the solution treatment exceeds 4 ° C./s, the member shape is likely to be deformed in the subsequent annealing, aging treatment, pre-stage heat treatment, and post-stage heat treatment. The following is preferred.
  • the temperature is maintained in the two-phase region of the ⁇ phase and the ⁇ phase in the solution treatment.
  • the microstructure of the base material portion of the titanium alloy member is formed by solution treatment and cooling after the solution treatment, and is not greatly affected by the subsequent heat treatment and subsequent heat treatment described later.
  • the solution treatment may be performed in an air atmosphere, or may be performed in a vacuum or an Ar atmosphere in order to prevent oxidation of the member.
  • the annealing or aging treatment after the solution treatment can be replaced by the heat treatment in the former stage and / or the heat treatment in the latter stage for forming the surface hardened layer described below.
  • the heat treatment in the previous stage is performed on a material processed into a predetermined microstructure and a predetermined member shape using a heat treatment furnace or the like.
  • the first heat treatment is performed at 650 to 850 ° C. for 5 minutes to 12 hours in an oxygen-containing atmosphere.
  • oxygen diffuses into the member.
  • the oxygen concentration distribution diffused in the heat treatment at the preceding stage has the highest oxygen concentration in the outermost layer of the member, and becomes lower as the distance from the member surface increases.
  • the oxide scale layer becomes a supply source of oxygen in the subsequent heat treatment.
  • the oxygen blocking mechanism by gas becomes difficult to work.
  • the heat treatment temperature and heat treatment time in the previous heat treatment are preferably 700 to 800 ° C. for 20 minutes to 3 hours, more preferably 720 to 780 ° C. for 30 to 90 minutes.
  • the heat treatment temperature in the previous stage is less than 650 ° C. and / or the heat treatment time is less than 5 minutes, the amount of oxygen diffused into the member is insufficient. If the heat treatment temperature in the former stage exceeds 850 ° C. and / or the heat treatment time exceeds 12 hours, the cross-sectional hardness at the position of 5 ⁇ m from the surface of the cured surface layer becomes 600 HV or more even if the heat treatment in the latter stage is performed, and fatigue strength is not good. It will be enough.
  • the oxygen-containing atmosphere in the preceding heat treatment can be air (air).
  • the member that has undergone the previous heat treatment may be actively cooled, or may be held in a heat treatment furnace without being actively cooled.
  • the cooling rate after the heat treatment in the previous stage does not affect the microstructure of the base material portion of the titanium alloy member and the characteristics of the titanium alloy member.
  • the evacuation in the evacuation process is preferably performed until the degree of vacuum is 1 ⁇ 10 ⁇ 2 Torr or less using an oil rotary pump or the like.
  • heat treatment is performed at 700 to 830 ° C. for 1 to 8 hours in a nitrogen atmosphere.
  • the heat treatment temperature and heat treatment time in the subsequent heat treatment are preferably 720 to 780 ° C. and 2 to 6 hours.
  • the subsequent heat treatment temperature is less than 700 ° C. and / or the heat treatment time is less than 1 hour
  • the cross-sectional hardness at a position of 5 ⁇ m from the surface of the surface cured layer becomes 600 HV or more even if the subsequent heat treatment is performed, and fatigue strength is not good. It will be enough.
  • the heat treatment temperature at the latter stage is higher than 830 ° C.
  • the microstructure becomes coarse and the fatigue strength is lowered.
  • the subsequent heat treatment time is longer than 8 hours, the cross-sectional hardness at a position of 15 ⁇ m from the surface of the surface hardened layer is less than 450 HV, resulting in insufficient wear resistance.
  • the reason for changing the atmosphere in the subsequent heat treatment to nitrogen atmosphere is that (1) the oxygen partial pressure is reduced, and (2) the use of nitrogen that occupies the same lattice position as oxygen and has a slower diffusion rate than oxygen. (3) Since the diffusion rate of nitrogen is small, the above heat treatment temperature and heat treatment time do not increase the hardness at the 5 ⁇ m and 15 ⁇ m positions from the surface to 600 HV or more. . Furthermore, (4) by forming the surface hardened layer not only with the oxygen diffusion layer but with the oxygen diffusion layer and the nitrogen diffusion layer, the occurrence of initial cracks on the surface of the member is suppressed, leading to an improvement in fatigue life. That is one of the reasons.
  • the subsequent heat treatment is performed while a high-purity nitrogen gas is passed through, or the surroundings of the member are formed in a nitrogen gas atmosphere.
  • Nitrogen gas having a purity of 99.999% or more is used. This is because if the purity of nitrogen is low, the base material easily absorbs oxygen due to oxygen contained as impurities in the nitrogen gas.
  • the heat treatment temperature is the same for the heat treatment in the former stage and the heat treatment in the latter stage
  • the heat treatment may be continuously performed in the same furnace without lowering the temperature.
  • nitrogen gas may be blown into the furnace to form a nitrogen atmosphere.
  • the titanium alloy member thus obtained is manufactured by performing the heat treatment of the former stage and the heat treatment of the latter stage, the cross-sectional hardness of the base material part and the surface layer hardened layer is within the above range, Excellent fatigue strength and wear resistance. For this reason, it can be suitably used for automobile members such as automobile drive parts.
  • the hardness distribution of the surface hardened layer can be controlled, so that the cross-sectional hardness of the base material portion is high, and the titanium alloy member having the surface hardened layer has excellent fatigue. Strength characteristics can be obtained.
  • Example 1 A titanium alloy having an alloy composition of Ti-5% Al-2% Fe-3% Mo-0.15% oxygen (O) is melted using a VAR (vacuum arc melting) method, forged, hot rolled, A bar with a diameter of 15 mm was manufactured. The obtained bar is subjected to a solution treatment in the atmosphere at 1050 ° C. for 20 minutes, and then air-cooled at a temperature of 1050 to 700 ° C. at a cooling rate of 0.1 to 4 ° C./s. Incorporated a micro structure of the base material part. The cooling rate after the solution treatment was calculated using the temperature at the center of the cross section measured with a thermocouple by making a hole with a diameter of 2 mm in the bar.
  • VAR vacuum arc melting
  • a fatigue test piece having a parallel portion ⁇ 4 mm ⁇ 8 mm length and a flat test piece of 2 mm ⁇ 10 mm ⁇ 10 mm were prepared, and the parallel portion of the fatigue test piece and the flat test piece The surface of was polished with # 1000. Thereafter, a pre-stage heat treatment and a post-stage heat treatment were performed in this order on the fatigue test piece and the flat plate test piece under the conditions shown in Table 1 to form a hardened surface layer on the entire surface layer of the fatigue test piece and the flat plate test piece.
  • the cross-sectional hardness of the base material portion and the surface hardened layer was measured using a micro Vickers hardness tester.
  • the parallel part of the fatigue test piece was cut, embedded in resin, and the cross section was mirror-polished.
  • the micro Vickers hardness was measured at a load of 10 gf at a position of 5 ⁇ m and 15 ⁇ m from the surface.
  • the micro Vickers hardness with a load of 1 kgf was measured at a place away from the surface by 200 ⁇ m or more.
  • the distribution of oxygen and nitrogen from the surface of the flat plate test piece subjected to the same treatment as the fatigue test piece to a depth of 100 ⁇ m was measured using a GDS (Glow Discharge Optical Emission Spectrometer).
  • the analytical intensity level in the vicinity of a depth of 100 ⁇ m at which the analytical intensity of oxygen and nitrogen does not change was defined as the base material level of oxygen and nitrogen.
  • the depths of the oxygen diffusion layer and the nitrogen diffusion layer were the depths when the analytical strength was reduced to the base material level.
  • fatigue strength and wear resistance of the fatigue test piece on which the surface hardened layer was formed were evaluated by the following methods.
  • Abrasion resistance is determined by applying a tensile load of 300 MPa in the axial direction of the fatigue test piece and then applying SCM435 material (JIS G4053 chromium molybdenum steel material) to the surface of the fatigue test piece under conditions of a load of 98 N (10 kgf) and a vibration frequency of 500 Hz.
  • SCM435 material JIS G4053 chromium molybdenum steel material
  • the microscopic structure was a needle-like structure including a needle-like ⁇ phase and a grain boundary ⁇ -phase was evaluated as “needle-like structure”.
  • the width of the acicular ⁇ phase was calculated by a method of dividing the total width of a plurality of parallel ⁇ phases by the number of acicular ⁇ phases. Strictly speaking, a ⁇ phase is present between the parallel ⁇ phases.
  • the case where the structure was composed of an equiaxed pro-eutectoid ⁇ phase and a transformed ⁇ phase obtained by heat treatment in the ⁇ phase and ⁇ phase regions was evaluated as “equal axis structure”.
  • the crystal grain size of the equiaxed structure was calculated by the line segment method, assuming that the pro-eutectoid ⁇ phase and the transformed ⁇ phase were each a single crystal grain.
  • Table 1 shows the temperature and time of the heat treatment in the former stage and the heat treatment in the latter stage, the cross-sectional hardness at the 5 ⁇ m position and the 15 ⁇ m position from the base metal part and the surface, fatigue strength and wear resistance, microstructure, and width of the acicular ⁇ phase. An evaluation result is shown.
  • No. 1 to 9 are examples of the present invention.
  • the cross-sectional hardness at the position of 5 ⁇ m and 15 ⁇ m from the surface is 450 to 585 HV
  • the depth of the oxygen diffusion layer is 40 to 80 ⁇ m from the surface of the surface hardened layer
  • the depth of the nitrogen diffusion layer is It is 2 to 5 ⁇ m from the surface of the surface hardened layer.
  • the fatigue strength is 450 MPa or more
  • the wear resistance is evaluated as ⁇ .
  • the microscopic tissues 1 to 9 were acicular tissues. No. The widths of the acicular ⁇ phases contained in 1 to 9 were all less than 3 ⁇ m.
  • the cooling rate after the solution treatment is 1 ° C./s or more in order to obtain a microstructure of the base material part in which the width of the acicular ⁇ phase is 1 ⁇ m or less. I understand.
  • No. Nos. 10 to 13 are comparative examples in which the solution was cooled at a cooling rate of 1 ° C./s or more after the solution treatment, the first heat treatment was performed in an air atmosphere, and the second heat treatment was performed in a nitrogen atmosphere.
  • No. No. 10 is an example in which the temperature of the heat treatment in the previous stage is as low as 620 ° C.
  • No. 11 is an example in which the temperature of the subsequent heat treatment is as low as 670 ° C.
  • No. 12 is an example in which the heat treatment time in the subsequent stage is as short as 15 minutes (0.25 h).
  • 13 is an example in which the heat treatment time in the subsequent stage is as short as 30 minutes (0.5 h).
  • No. Nos. 10, 11, and 13 have a cross-sectional hardness at a position of 15 ⁇ m from the surface outside the range of the present invention, and the wear resistance evaluation is unacceptable.
  • No. In Nos. 12 and 13, the cross-sectional hardness at a position of 5 ⁇ m from the surface is outside the range of the present invention, and the fatigue strength does not reach the target of 450 MPa.
  • No. Nos. 14 and 15 are cases where the first heat treatment is performed in an air atmosphere and the second heat treatment is performed in a nitrogen atmosphere.
  • No. 14 indicates that the depth of the nitrogen diffusion layer is No. 14.
  • No. 15 the depth of the oxygen diffusion layer is out of the range of the present invention.
  • No. No. 14 lacks fatigue strength. 15 is insufficient in wear resistance.
  • No. No. 16 performs the previous heat treatment in an air atmosphere.
  • Reference numeral 17 denotes a case where the preceding heat treatment is performed in a nitrogen atmosphere, and neither of the latter heat treatments is performed.
  • the hardness of the surface layer part is outside the range of the present invention, and the fatigue strength is insufficient.
  • the nitrogen penetration depth and the hardness of the surface layer part are out of the scope of the present invention, and the wear resistance is insufficient.
  • No. No. 18 is a case where the first heat treatment is performed in an air atmosphere and the second heat treatment is performed in a vacuum atmosphere.
  • the nitrogen diffusion layer is not formed and the fatigue strength is insufficient.
  • No. 19 is a case where the heat treatment of the former stage and the latter stage is performed in a nitrogen atmosphere.
  • the nitrogen diffusion depth is out of the scope of the present invention, and the fatigue strength is insufficient.
  • Example 2 A titanium alloy having an alloy composition shown in Table 2 was melted using a VAR (vacuum arc melting) method, forged, and hot-rolled to produce a bar having a diameter of 15 mm.
  • the obtained bar material was subjected to a solution treatment by heating at 1050 ° C. for 20 minutes in the air, and then air-cooled at a temperature of 1050 to 700 ° C. at an average cooling rate of 2 ° C./s, The micro structure of the department was built.
  • the cooling rate after the solution treatment was calculated using the temperature at the center of the cross section measured with a thermocouple by making a hole with a diameter of 2 mm in the bar.
  • a fatigue test piece having a parallel portion ⁇ 4 mm ⁇ 8 mm length and a flat test piece of 2 mm ⁇ 10 mm ⁇ 10 mm were prepared, and the parallel portion of the fatigue test piece and the flat test piece The surface of was polished with # 1000. Thereafter, the front surface heat treatment in the air atmosphere and the subsequent heat treatment in the nitrogen atmosphere are performed in this order on the fatigue test piece and the flat plate test piece under the conditions shown in Table 2, and the fatigue test piece and the flat surface test piece are applied to the entire surface of the surface layer of the flat test piece. A surface hardened layer was formed.
  • Table 2 shows the chemical composition of the alloy, the temperature and time of the first and second heat treatments, the cross-sectional hardness at the 5 ⁇ m and 15 ⁇ m positions from the base material and the surface, the depth of the oxygen diffusion layer and the nitrogen diffusion layer, and the fatigue strength.
  • 3 shows the evaluation results of the wear resistance, the microstructure, and the width of the acicular ⁇ phase.
  • No. 10 is an example containing 3.0% V, Mo equivalent is 10.0%, No. 10 is. 11 is an example containing 2.0% Cr, and the Mo equivalent is 8.0%.
  • the hardness of each part is within the range of the present invention, and both fatigue strength and wear resistance are good.
  • No. 12 is an example containing V and Cr but not Fe, and the Mo equivalent is 6.5%.
  • the hardness of each part is within the range of the present invention, and both fatigue strength and wear resistance are good.
  • No. No. 13 is an example having a high Mo equivalent of 13.5%.
  • 14 is an example in which the oxygen concentration is as high as 0.26%.
  • the hardness of each part is within the range of the present invention, and both fatigue strength and wear resistance are good.
  • No. 15 is an example of an equiaxed structure having a microscopic structure with a particle diameter of 5 ⁇ m. The fatigue strength is an acceptable range of 540 MPa, and the wear resistance is also good.

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Abstract

　母材部と、前記母材部の表層に形成された表層硬化層とを有し、母材部の断面硬さが３３０ＨＶ以上４００ＨＶ未満であり、表層硬化層の表面から５μｍ位置および１５μｍ位置の断面硬さが４５０ＨＶ以上６００ＨＶ未満であり、前記表層硬化層が、酸素拡散層および窒素拡散層を備え、前記酸素拡散層の深さが、前記表層硬化層の表面から４０～８０μｍであり、前記窒素拡散層の深さが、前記表層硬化層の表面から２～５μｍである、チタン合金部材。このチタン合金部材は、表層硬化層を有し、母材部の断面硬さが高く、疲労強度および耐摩耗性に優れる。

Description

チタン合金部材およびチタン合金部材の製造方法
　本発明は、チタン合金部材およびチタン合金部材の製造方法に関する。
　軽量、高比強度で耐熱性にも優れるチタン合金は、航空機、自動車、民生品等の広範な分野で利用されている。チタン合金の代表例は、α＋β型のＴｉ－６Ａｌ－４Ｖである。α＋β型チタン合金の中でもβ安定化元素を比較的多量に含有する合金は、βリッチα＋β型チタン合金またはＮｅａｒ－β型チタン合金と呼ばれており、高強度チタン合金として多く利用されている。
　βリッチα＋β型チタン合金またはＮｅａｒ－β型チタン合金の定義は明確ではないが、α＋β型チタン合金の中でβ安定化元素を多く含有してβ相の比率を高めた合金である。以後、Ｎｅａｒ－β型チタン合金と表記する。代表的なＮｅａｒ－β型チタン合金として、Ｔｉ－１０Ｖ－２Ｆｅ－３Ａｌ、Ｔｉ－６Ａｌ－２Ｓｎ－４Ｚｒ－６Ｍｏ、Ｔｉ－５Ａｌ－５Ｖ－５Ｍｏ－３Ｃｒなどがある。また、Ｔｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ－３ＭｏやＴｉ－４．５Ａｌ－３Ｖ－２Ｍｏ－２Ｆｅといったチタン合金もＮｅａｒ－β型である。β相安定性を示す指標として用いられるＭｏ当量（Ｍｏ当量＝Ｍｏ［ｍａｓｓ％］＋Ｖ［ｍａｓｓ％］／１．５＋１．２５×Ｃｒ［ｍａｓｓ％］＋２．５×Ｆｅ［ｍａｓｓ％］）は、上記の合金において、おおよそ６～１４の範囲である。
　Ｎｅａｒ－β型チタン合金は、加工熱処理によって微視組織形態を制御することで、強度・延性を変化させることが可能である。しかし、Ｎｅａｒ－β型チタン合金の強度を高くしすぎると、切欠き感受性が増して実用上の問題が発生する。
　一方、チタン合金を自動車用部品などで摺動部に使用する場合には、耐摩耗性が劣ることが問題となる。チタン合金部材の耐摩耗性を改善するために、さまざまなコーティングや硬化層形成などの技術が開発されてきた。コーティングは、硬質のセラミックや金属を、ＰＶＤ（物理気相成長）や溶射等の方法でチタン合金部材の表面に形成するものである。コーティングは、処理コストが高いために広く普及するには至っていない。
　安価で工業的に利用しやすい方法として、チタン合金素材の表面に硬化層を形成する方法がある。例えば、特許文献１には、大気炉中で熱処理し、製品の表面に酸化スケールを形成する方法が記載されている。また、特許文献２には、酸素希薄雰囲気中で酸素拡散処理を行うことにより、酸化物層を生成させることなく酸素拡散層を形成するチタン系材料の表面処理方法が開示されている。
　チタン合金素材の表面から内部に酸素を拡散させて酸化層や酸素拡散層を形成させる場合、最表層の酸素濃度が極めて高くなる。その結果、チタン合金部材に表面を起点とする疲労破壊が生じて、疲労強度が低下する問題がある。
　このため、酸化硬化層を形成した上で、疲労強度の低下を抑制したり高い疲労強度を得たりするための方法が種々検討されてきた。
　例えば、特許文献３には、条件を満たす酸化処理温度および時間により酸化処理を施すことで、要求される疲労強度と耐摩耗性を確保する方法が提案されている。特許文献３には、酸化硬化層の厚さを１４μｍ以下にすることで、酸化処理による疲労強度の低下を２０％以下に抑えることができることが開示されている。
　特許文献４には、酸化処理を行った後にショットピーニングを行ったチタン部材が開示されている。特許文献４では、酸化処理を行い表面硬さＨｍｖを５５０以上８００未満とした後に、ショットピーニングを行い表面硬さＨｍｖを６００以上１０００以下とし、酸素拡散層の厚さを１０μｍから３０μｍとしている。
　特許文献５には、耐摩耗性又は疲労強度の要求される表面に、浸炭層を形成したのち、他の動弁部品と接触する部分に、酸化層を形成する技術が開示されている。
　特許文献６には、疲労特性に優れたＮｅａｒ－β型チタン合金が記載されている。
　特許文献７には、表面に酸素拡散層を形成したチタン合金製エンジンバルブが記載されている。特許文献８には、表面に酸化硬化層が形成された高強度チタン合金製自動車用エンジンバルブが記載されている。特許文献９には、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チタン合金部材が記載されている。
特開昭６２－２５６９５６号公報 特開２００３－７３７９６号公報 特開２００４－１６９１２８号公報 特開２０１２－１４４７７５号公報 特開２００１－４９４２１号公報 特開２０１１－１０２４１４号公報 特開２００２－９７９１４号公報 特開２００７－１００６６６号公報 国際公開第２０１２／１０８３１９号
　特許文献３において使用したチタン合金は、Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖであり、３３０ＨＶの母材断面硬さを安定的に得られる材料ではない。また、特許文献３において得られる疲労強度はせいぜい４００ＭＰａであり、十分に高いとは言えない。
　特許文献４のチタン部材のように、表面硬さを６００以上１０００Ｈｖ以下とすることは、耐フレッティング摩耗性には有利であっても、疲労強度の大幅な低下は免れない。また、ショットピーニングで付与される圧縮残留応力は、部材の使用温度が３００℃程度以上になる場合には解放されるため、安定した処理方法とは言い難い。
　特許文献５では、酸素とアセチレン等の燃料ガスの火炎により、表層を酸化させることにより酸化層を形成している。このような方法では、酸化層を形成する適切な部位にのみ火炎を当てることが困難であることに加えて、製造方法の複雑さが増し、生産効率が低下することによるコストアップが免れない。
　特許文献６には、チタン合金部材の耐摩耗性に関する記載はない。
　特許文献７～９において、チタン合金部材の表層に形成されるのは酸化硬化層であり、十分な延性を有さず、疲労強度が低下する。
　従来、チタン合金部材の耐摩耗性を付与するために、表面から酸素や炭素を拡散させて表層硬化層を形成した場合、表層硬化層のない場合に比べて疲労強度が大幅に低下する課題があった。また、疲労強度の低下によって、チタン合金部材を、自動車のコンロッドやエンジンバルブ等の駆動部品に使用するための要求特性が未達となるなどの課題があった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、表層硬化層を有し、母材部の断面硬さが高く、疲労強度および耐摩耗性に優れたチタン合金部材およびチタン合金部材の製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を達成するために、母材部の断面硬さが高いチタン合金部材における表層硬化層と疲労強度との関係を鋭意調査した。特に、き裂発生の起点となりやすい表層硬化層の最表層部に着目し、形成条件について、一般的な熱処理炉で制御可能な範囲で真空度を変化させたり雰囲気ガス種、熱処理温度、熱処理時間を変更したりするなどして、表層硬化層の深さ方向の硬度分布を検討した。そして、最表層部の硬さを低減して表層硬化層の硬度分布を特定の範囲に制御することによって、母材部の断面硬さが高いチタン合金部材において、優れた耐摩耗性と高い疲労強度とが得られることを見出した。
　前述のように、従来技術の表層硬化層は、酸素の拡散または更に炭素の拡散によって形成されているが、このような表層硬化層では、最表層部の硬さを低減して表層硬化層の硬度分布を特定の範囲に制御しても、疲労強度が劣化する。そこで、本発明者らは、表層硬化層を構成する成分について調査を行った結果、所定深さの酸素拡散層とともに、所定深さの窒素拡散層を形成すると、さらに優れた耐摩耗性と高い疲労強度とが得られることを見出した。
　本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
　［１］母材部と、前記母材部の表層に形成された表層硬化層とを有するチタン合金部材であって、前記母材部の断面硬さが３３０ＨＶ以上４００ＨＶ未満であり、前記表層硬化層の表面から５μｍ位置および１５μｍ位置の断面硬さが４５０ＨＶ以上６００ＨＶ未満であり、前記表層硬化層が、酸素拡散層および窒素拡散層を備え、前記酸素拡散層の深さが、前記表層硬化層の表面から４０～８０μｍであり、前記窒素拡散層の深さが、前記表層硬化層の表面から２～５μｍである、チタン合金部材。
　［２］前記母材部が、Ｎｅａｒ－β型チタン合金であり、その化学組成が、質量％で、Ａｌ：３～６％、酸素：０．０６％以上０．２５％未満、下記（１）式で算出されるＭｏ当量が６～１３％、残部がＴｉおよび不純物である、［１］に記載のチタン合金部材。
　Ｍｏ当量（％）＝Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）／１．５＋１．２５×Ｃｒ（％）＋２．５×Ｆｅ（％）・・・　（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　［３］前記母材部の微視組織が、β相マトリックス中に析出した針状α相と、旧β相の結晶粒界に沿って析出した粒界α相とを含む針状組織である、［１］または［２］に記載のチタン合金部材。
　［４］自動車用部材である、［１］～［３］のいずれかに記載のチタン合金部材。
　［５］部材形状に加工した素材に、酸素含有雰囲気において６５０～８５０℃で５分～１２時間の前段の熱処理を行い、前記前段の熱処理の後に、窒素雰囲気において７００～８３０℃で１～８時間の後段の熱処理を行う、［１］～［４］のいずれかに記載のチタン合金部材の製造方法。
　本発明によれば、母材部の断面硬さが高く、表層硬化層を有する耐摩耗性に優れたチタン合金部材において、表層硬化層形成による疲労強度低下代が従来よりも小さく、したがって高い疲労強度を有するチタン合金部材を提供できる。
　本発明のチタン合金部材は、通常の熱処理炉を用いて製造でき、特殊な装置やガスを用いる必要がないことから、工業的に安価に製造することができる。
　本発明によれば、優れた耐摩耗性および疲労強度を有するチタン合金部材が得られることから、チタン材の利用範囲を拡大することができる。例えば、二輪車や四輪車などの自動車の駆動部材に、軽量で高強度のチタン材をより多く使用することが可能となり、燃費の向上や環境負荷軽減などの効果が得られ、持続的社会の実現に寄与できる。
チタン合金部材の断面硬さ分布を説明するための説明図である。
　以下、本発明について詳しく説明する。
　本発明者は、チタン合金部材において優れた耐摩耗性と高い疲労強度とを両立させるべく、以下に示すように検討した。すなわち、チタン合金に酸化処理を行うことより表層硬化層を有するチタン合金部材を形成すると、表層硬化層にき裂が発生して疲労強度が低下する。表層硬化層を有するチタン合金部材のき裂形成機構として、（１）最表層に形成される脆い酸化スケール層にき裂が発生して母材に進展する、（２）酸化処理によって表面が粗くなるため局所的に応力が集中してき裂が発生する、（３）酸素固溶により延性が極端に低下した表層硬化層に引張応力が加わることで脆性的なき裂が発生する、などが指摘されてきた。特に、引張強度が１０００ＭＰａ付近以上の高強度チタン合金では、母材部の断面硬さが３３０ＨＶ付近以上である。したがって、表層硬化層は、酸素固溶によってさらに硬度が上昇して切欠き感受性が高まる。このため、初期発生き裂の影響が顕著になって疲労強度が低下しやすい。
　例えば、Ｎｅａｒ－β型チタン合金であるＴｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ－３Ｍｏ－０．１５酸素（Ｏ）合金（元素記号の前の数値はその元素の含有量（質量％）を示す。）を所定の形状に加工して、大気中で８００℃で１時間の熱処理を行った場合、表層硬化層の形成されたチタン合金部材の断面硬さ分布は、図１に示す比較例のようになる。図１に示す比較例では、表面から５μｍ位置の断面硬さが６００ＨＶを超えている。この場合、チタン合金部材の疲労強度は、表層硬化層を形成しない場合に比べて、約３０％低下する。これは、硬さ６００ＨＶ以上の表層硬化層において、チタン合金部材の表面に発生した微小き裂の進展を抑制するために必要な延性が不足し、き裂が進展しやすくなるためと推定される。
　表層硬化層を形成するための熱処理を、より低温または短時間とすることで、表面から５μｍ位置の断面硬さを６００ＨＶ未満とすることができ、疲労強度の低下を抑制できる。しかし、その場合、表面から１５μｍ位置の断面硬さを４５０ＨＶ以上とすることは困難であり、表層硬化層を設けることによる耐摩耗性を向上させる効果を得ることができない。
　このようにＴｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ－３Ｍｏ－０．１５Ｏ合金に通常の大気中の熱処理を行っても、表面から５μｍ位置および１５μｍ位置の硬さを４５０ＨＶ以上６００ＨＶ未満の間に制御できないため、耐摩耗性と疲労強度を両立させることは困難である。
　ここで断面硬さの測定位置を表面から５μｍと１５μｍとしたのは、以下の理由による。すなわち、表層硬化層に発生する微小き裂が５μｍより小さければ、き裂が進展せずに滞留することができる。このため、表面から５μｍ位置の硬さを一定値以下とすることが重要だからである。また、表面から１５μｍ位置の断面硬さが４５０ＨＶ未満の場合、チタン合金部材の使用中の摩耗によって、表層硬化層が容易に消失し、耐摩耗性が不足するためである。
　これに対し、本発明のチタン合金部材の製造方法では、熱処理において、一般的な熱処理炉で取り扱いが容易な大気などの酸素含有ガスと窒素ガスとを利用する。チタン合金の表面から内部に酸素および／または窒素のガス原子を拡散させる場合、チタン合金内部の拡散速度が律速するため、拡散原子の濃度分布は、概ね最表面が高く内部に向かって減少する形となる。この拡散原子の濃度分布は、単に外側の酸素ガスまたは窒素ガスの分圧を低減させるだけでは変えることができない。
　そこで、本発明者らは、鋭意検討し、実用的なチタン合金の最終熱処理温度である６５０℃から８５０℃程度の範囲において、酸素の拡散速度と比較して窒素の拡散速度が非常に小さいことを利用して、表層硬化層の硬さ分布を制御する方法を見出した。
　具体的には、例えば、Ｔｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ－３Ｍｏ－０．１５酸素（Ｏ）合金を所定の形状に加工して、酸素含有雰囲気において６５０～８５０℃で５分～１２時間の前段の熱処理を行い、その後、窒素雰囲気において７００～８３０℃で１～８時間の後段の熱処理を行う。このことにより、図１に示す本発明のように、図１に示す比較例と比較して、濃度勾配が緩やかで、表層硬化層の最表層部の硬さが低減された硬度分布が得られる。
　上記の検討では、チタン合金部材の母材として、Ｎｅａｒ－β型チタン合金であるＴｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ－３Ｍｏ－０．１５Ｏ合金を用いた。Ｔｉ－５Ａｌ－２Ｆｅ－３Ｍｏ－０．１５Ｏ合金からなる母材部の断面硬さは、微視組織によって変化し、おおよそ３３０～４００ＨＶの範囲である。本発明者らが検討した結果、母材部の成分が異なっていても、母材部の断面硬さが３３０ＨＶ以上４００ＨＶ未満の高強度チタン合金部材であれば、上記方法を適用して表層硬化層の硬度分布を制御できることが分かった。
　次に、本発明のチタン合金部材とその製造方法について、詳細に述べる。
　本発明のチタン合金部材は、母材部と、母材部の表層に形成された表層硬化層とを有する。母材部は、断面硬さが３３０ＨＶ以上４００ＨＶ未満のものである。表層硬化層は、表面から５μｍ位置および１５μｍ位置の断面硬さが４５０ＨＶ以上６００ＨＶ未満であるものである。
　母材部の断面硬さが３３０ＨＶ未満であると、母材部の硬さが不足してチタン合金部材の強度が不十分となる。また、母材部の断面硬さが４００ＨＶ以上であると、チタン合金部材の疲労強度が不十分となる。
　表層硬化層の表面から５μｍ位置および１５μｍ位置の断面硬さが４５０ＨＶ未満であると、耐摩耗性が不十分となる。また、表層硬化層の表面から５μｍ位置および１５μｍ位置の断面硬さが６００ＨＶ以上であると、疲労強度が不十分となる。
　本発明におけるチタン合金部材の母材部および表層硬化層の硬さは、以下に示す方法によって測定したものである。
　部材断面を鏡面研磨した後、マイクロビッカース硬度計を用いて母材部および表層硬化層の硬さを測定した。表層硬化層の硬さとして、部材表面から５μｍ位置と１５μｍ位置で、荷重１０ｇｆのマイクロビッカース硬さを測定した。母材部の硬さとして、表層硬化層の影響がない部材表面から２００μｍ以上離れた場所で、荷重１ｋｇｆのマイクロビッカース硬さを測定した。
　本発明における表層硬化層は、酸素拡散層および窒素拡散層を備えており、酸素拡散層の深さは、前記表層硬化層の表面から４０～８０μｍであり、窒素拡散層の深さは、前記表層硬化層の表面から２～５μｍである。
　ここで、チタン合金のα相を強化する元素であるＡｌ、ＯおよびＮの含有量が増加すると、平面状のすべりが生じる、すなわち、特定のすべり面にすべりが集中しやすくなる。疲労破壊においては、平面状のすべりと部材表面が交差する場所で表面の凹凸を生じ、き裂が発生がしやすくなる。本発明者らは、表層硬化層を酸素拡散層のみで構成するよりも、酸素拡散層および窒素拡散層で構成することにより、部材表面の初期き裂発生が抑制され、疲労寿命の向上につながることを見出したものである。
　酸素拡散層の深さが、前記表層硬化層の表面から４０μ未満の場合、耐摩耗性に必要な表層硬化層の厚みが不足する。一方、８０μｍを超えると、表層硬化層の厚みが大きくなり初期き裂発生深さが大きくなるため疲労強度が低下する。窒素拡散層の深さが、前記表層硬化層の表面から２μ未満の場合、平面すべりを抑制する効果が不十分であり、５μｍを超えると、その効果が飽和する。
　母材部は、Ｎｅａｒ－β型チタン合金からなるものであることが好ましい。Ｎｅａｒ－β型チタン合金は、α相とβ相からなるα＋β型合金のなかで、β相の比率が比較的高い合金である。母材部がＮｅａｒ－β型チタン合金であると、β安定化元素の添加による固溶強化のほか、β相マトリックス中にα相を析出させる析出強化の効果が容易に得られる。
　Ｎｅａｒ－β型チタン合金の化学組成は、質量％で、Ａｌ：３～６％、酸素（Ｏ）：０．０６％以上０．２５％未満、下記（１）式で算出されるＭｏ当量が６～１３％、残部がＴｉおよび不純物であることが好ましい。
　Ｍｏ当量（％）＝Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）／１．５＋１．２５×Ｃｒ（％）＋２．５×Ｆｅ（％）・・・　（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　Ａｌ含有量が３％未満であると疲労強度が不足する場合がある。このため、Ａｌ含有量は３％以上であることが好ましく、４％以上であることがより好ましい。また、Ａｌ含有量が６％を超えると、α相の比率が高くなり、微細なα相を得ることが困難になって疲労強度が低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量は６％以下であることが好ましく、５．５％以下であることがより好ましい。
　酸素含有量が０．０６％未満であると疲労強度が不足する場合がある。このため、酸素含有量は０．０６％以上であることが好ましく、０．１２％以上であることがより好ましい。また、酸素含有量が０．２５％以上であると、延性が低下して十分な靭性が確保できない場合がある。このため、酸素含有量は、０．２５％未満であることが好ましく、より好ましい酸素含有量は、０．１８％以下である。
　Ｍｏ当量が６％未満であると、微細なα相が得られにくくなり、疲労強度が低下する。このため、Ｍｏ当量は６％以上であることが好ましく、７％以上であることがより好ましい。また、Ｍｏ当量が１３％を超えると、硬さが高くなりすぎて、十分な靭性が確保できない場合がある。このため、Ｍｏ当量は１３％以下であることが好ましく、１３％以下であることがより好ましい。
　なお、Ｎｅａｒ－β型チタン合金には、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＦｅから選択される一種以上の元素が、前記の式（１）で算出されるＭｏ当量が６～１３％の範囲で含まれておればよく、Ｍｏは１３％以下、Ｖは１９．５％以下、Ｃｒは１０．４％以下、Ｆｅは５．２％以下の範囲とすればよい。いずれの元素の含有量も、その下限は０％でもよい。また、それぞれの好ましい上限は、Ｍｏは６．０％、Ｖは６．０％、Ｃｒは４．０％、Ｆｅは３．０％である。なお、不純物としてＳｉ、Ｃ、Ｎなどが含まれることがある。Ｓｉは０．５％未満、Ｃは０．１％未満、Ｎは０．１％未満であれば、本発明の効果には影響を及ぼさない。
　次に、母材部の微視組織について述べる。
　母材部の微視組織は、β相マトリックス中に析出した針状α相と、旧β相の結晶粒界に沿ってやはり針状に析出した粒界α相とを含む針状組織であることが好ましい。
　母材部の微視組織が針状組織であると、表層硬化層を形成するために行う後述する前段の熱処理および後段の熱処理において、部材形状が変形することを抑制できる。それは、母材部の微視組織が針状組織であるチタン合金部材は、母材部の微視組織が等軸組織である場合と比べて、耐クリープ性に優れるからである。
　針状α相の幅は、０．１μｍ～３μｍであることが好ましい。針状α相の幅が上記範囲であると、より良好なクリープ特性が得られる。また、針状α相の幅は、１μｍ以下であることがより望ましい。針状α相の幅が１μｍ以下であると、粒界α相が起点となる疲労破壊を抑制でき、より優れた疲労強度が得られる。
　針状α相は、旧β相の結晶粒を横断するように析出する。そのため、針状α相の長さは、規定することが困難であり、針状α相のアスペクト比などは限定することが困難である。
　なお、本発明のチタン合金部材においては、母材部の微視組織は、針状α相と粒界α相とを含む針状組織に限定されるものではなく、例えば、等軸の初析α相と変態β相とからなる組織である等軸組織であってもよい。変態β相とは、高温の熱処理中にはβ相であったが、冷却の過程でβ粒内にα相が析出した組織の総称を意味する。
　次に、本発明のチタン合金部材の製造方法について説明する。
　まず、所定の合金組成を有するチタン合金をＶＡＲ（真空アーク溶解）法などを用いて溶解し、所定の部材形状および微視組織を得るため、熱間加工、溶体化処理、焼鈍、時効処理、切削等を行う。
　なお、本実施形態において製造するチタン合金部材の形状は、特に限定されるものではない。また、部材形状に加工する素材の形状は、目的とする製品の形状に対して好ましい形状であり、特に限定されるものではない。
　本実施形態においては、母材部の微視組織として、上述した針状α相と粒界α相とを含む針状組織を得るために、溶体化処理において、β変態温度以上に保持することが好ましい。また、β変態温度以上に保持する溶体化処理後に、１℃／ｓ～４℃／ｓの冷却速度で冷却することが好ましい。溶体化処理後の冷却速度が１℃／ｓ以上であると、母材部の微視組織における針状α相の幅が１μｍ以下となる。また、溶体化処理後の冷却速度が４℃／ｓを超えると、その後の焼鈍、時効処理、前段の熱処理、後段の熱処理において、部材形状が変形する可能性が高くなるため、４℃／ｓ以下が好ましい。
　また、本実施形態において、母材部の微視組織が等軸組織であるチタン合金部材を製造する場合には、溶体化処理において、α相およびβ相の２相域の温度に保持することが好ましい。この場合、β相中に析出するα相を微細化するため、溶体化処理後、５～５０℃／ｓの冷却速度で冷却することが好ましい。
　チタン合金部材の母材部の微視組織は、溶体化処理および溶体化処理後の冷却によって形成され、その後に行われる後述する前段の熱処理および後段の熱処理によって大きな影響を受けることはない。溶体化処理は、大気雰囲気中で行ってもよいし、部材の酸化を防止するために真空中またはＡｒ雰囲気中で行ってもよい。
　本実施形態においては、溶体化処理以降の焼鈍または時効処理は、以降に述べる表層硬化層を形成するための前段の熱処理および／または後段の熱処理で代替することができる。
　本実施形態においては、所定の微視組織および所定の部材形状に加工した素材に、熱処理炉などを用いて、前段の熱処理を行う。前段の熱処理は、酸素含有雰囲気において６５０～８５０℃で５分～１２時間の範囲で行う。前段の熱処理を行うことで、部材中に酸素が拡散する。前段の熱処理において拡散される酸素濃度分布は、部材最表層の酸素濃度が最も高く、部材表面から離れるほど低くなる。
　前段の熱処理条件範囲を超えて高温かつ長時間の熱処理を行って、部材の表面に厚い酸化スケール層が形成されると、後段の熱処理において、酸化スケール層が酸素の供給源となるため、窒素ガスによる酸素遮断機構が働きにくくなる。
　一方で、前段の熱処理において、酸素富化したチタン合金に不可避的に表れるαケース（酸素富化層）が生成されても、酸素富化層に含まれる酸素量が少ないことから、前段の熱処理における酸素遮断機構に影響を来すことはないと推定される。
　前段の熱処理時間は、熱処理温度によって変化させることが好ましい。具体的には、６５０℃では１２時間、７００℃では３時間、７５０℃では１時間、８００℃では２０分、８５０℃では８分などを目安とする。前段の熱処理における熱処理温度および熱処理時間は、好ましくは７００～８００℃で２０分～３時間であり、より好ましくは７２０～７８０℃で３０～９０分である。
　前段の熱処理温度が６５０℃未満および／または熱処理時間が５分未満であると、部材中に拡散する酸素量が不足する。前段の熱処理温度が８５０℃超および／または熱処理時間が１２時間超であると、後段の熱処理を行っても、表層硬化層の表面から５μｍ位置の断面硬さが６００ＨＶ以上となり、疲労強度が不十分となる。前段の熱処理における酸素含有雰囲気は、大気（空気）とすることができる。
　本実施形態において、前段の熱処理の終了した部材は、積極的に冷却してもよいし、積極的に冷却することなく熱処理炉内で保持してもよい。前段の熱処理後の冷却速度は、チタン合金部材の母材部の微視組織およびチタン合金部材の特性に影響を与えることはない。
　前段の熱処理の後、後段の熱処理を行う前に、熱処理を行った熱処理炉から酸素含有雰囲気ガスを排気して真空とすることが好ましい（真空排気工程）。真空排気工程における排気は、油回転ポンプ等を用いて１×１０－２Ｔｏｒｒ以下の真空度になるまで行うことが好ましい。
　次に、後段の熱処理として、窒素雰囲気において７００～８３０℃で１～８時間の熱処理を行う。後段の熱処理における熱処理温度および熱処理時間は、好ましくは７２０～７８０℃で２～６時間である。
　後段の熱処理を行うことで、酸素が部材内部方向に拡散して、最表層部の酸素濃度が低減するとともに、酸素の濃度勾配が緩やかとなる。
　後段の熱処理温度が７００℃未満および／または熱処理時間が１時間未満であると、後段の熱処理を行っても、表層硬化層の表面から５μｍ位置の断面硬さが６００ＨＶ以上となり、疲労強度が不十分となる。また、後段の熱処理温度が８３０℃超であると、微視組織が粗大になるため疲労強度が低下する。また、後段の熱処理時間が８時間超であると、表層硬化層の表面から１５μｍ位置の断面硬さが４５０ＨＶ未満となり、耐摩耗性が不十分となる。
　後段の熱処理における雰囲気を窒素雰囲気とした理由は、（１）酸素分圧を下げること、（２）酸素と同じ格子内位置を占めて拡散速度が酸素よりも遅い窒素を使うことで新規の酸素侵入を抑制すること、（３）窒素の拡散速度は小さいため、上記の熱処理温度および熱処理時間では、表面から５μｍおよび１５μｍ位置の硬さを６００ＨＶ以上にまで増加させるには至らないこと、である。さらに、（４）表層硬化層を酸素拡散層のみで構成するのではなく、酸素拡散層および窒素拡散層で構成することにより、部材表面の初期き裂発生が抑制され、疲労寿命の向上につながることも、その理由の一つである。
　後段の熱処理は、高純度の窒素ガスを通気させながら行うか、部材周囲を窒素ガス雰囲気として行う。窒素ガスは９９．９９９％以上の純度のものを用いる。窒素の純度が低いと窒素ガス中に不純物として含まれる酸素によって、母材が容易に酸素を吸収してしまうためである。
　なお、前段の熱処理と後段の熱処理とで、熱処理温度が同じである場合には、同一炉内で、温度を下げることなく連続して行っても良い。例えば、大気中で前段の熱処理を行い、部材を高温の炉内にとどめたまま、大気を排気する真空排気工程を行った後、窒素ガスを炉内に吹き込んで窒素雰囲気にしても良い。
　このようにして得られたチタン合金部材は、前段の熱処理と後段の熱処理とを行うことにより製造されたものであるので、母材部および表層硬化層の断面硬さが上記範囲内であり、疲労強度および耐摩耗性に優れている。このため、自動車の駆動部品などの自動車用部材に好適に使用できる。
　本実施形態のチタン合金部材の製造方法によれば、表層硬化層の硬度分布を制御することができるので、母材部の断面硬さが高く、表層硬化層を有するチタン合金部材において優れた疲労強度特性を得ることができる。
　以下、実施例により本発明を更に具体的に説明する。
（実験例１）
　合金組成がＴｉ－５％Ａｌ－２％Ｆｅ－３％Ｍｏ－０．１５％酸素（Ｏ）となるチタン合金をＶＡＲ（真空アーク溶解）法を用いて溶解し、鍛造、熱延して、直径φ１５ｍｍの棒材を製造した。得られた棒材に対して、大気中で、１０５０℃で２０分間加熱する溶体化処理を行なった後、１０５０～７００℃までの温度を０．１～４℃／ｓの冷却速度で空冷し、母材部の微視組織を作り込んだ。溶体化処理後の冷却速度は、棒材に直径２ｍｍの孔をあけて熱電対で測定した断面中心部の温度を用いて算出した。
　このようにして微視組織を作り込んだ棒材から、平行部φ４ｍｍ×８ｍｍ長さの疲労試験片と２ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの平板試験片を作製し、疲労試験片の平行部と平板試験片の表面を＃１０００で研磨した。その後、疲労試験片および平板試験片に表１に示す条件で、前段熱処理および後段熱処理をこの順に行って、疲労試験片および平板試験片の表層全面に表層硬化層を形成した。
　次に、表層硬化層を形成した疲労試験片の一部を用いて、マイクロビッカース硬度計を用いて母材部および表層硬化層の断面硬さ測定を行った。まず、疲労試験片の平行部を切断し、樹脂に埋込み、断面を鏡面研磨した。その後、表面から５μｍ位置と１５μｍ位置で、荷重１０ｇｆにてマイクロビッカース硬さを測定した。また、母材部の硬さとして、表面から２００μｍ以上離れた場所で、荷重１ｋｇｆのマイクロビッカース硬さを測定した。
　続いて、ＧＤＳ（グロー放電発光分光分析装置）を用いて、疲労試験片と同じ処理を施した平板試験片の表面から１００μｍ深さまでの酸素および窒素の分布を測定した。酸素および窒素の分析強度が変化しなくなる深さ１００μｍ近傍の分析強度レベルを、酸素および窒素の母材レベルとした。酸素拡散層および窒素拡散層の深さは、分析強度が母材レベルまで低下するときの深さとした。
　また、表層硬化層を形成した疲労試験片について、以下に示す方法によって、疲労強度および耐磨耗性を評価した。
「疲労強度の評価」
　室温の大気中で、３６００ｒｐｍの回転曲げ疲労試験を行い、１×１０７回で未破断となる応力を測定し、疲労強度とした。そして、疲労強度が４５０ＭＰａ以上であることを指標とし、上記の指標を満たす場合を良好であるとした。
「耐磨耗性の評価」
　耐磨耗性は、疲労試験片の軸方向に引張荷重３００ＭＰａを加えた上で、疲労試験片の表面に、荷重９８Ｎ（１０ｋｇｆ）、振動周波数５００Ｈｚの条件でＳＣＭ４３５材（ＪＩＳ　Ｇ４０５３　クロムモリブデン鋼材）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。そして、加振回数１×１０７回後の表面にき裂がないことを指標とし、上記の指標を満たす場合を合格「○」、満たさない場合を不合格「×」として評価した。
　また、表層硬化層を形成した疲労試験片について、以下に示す方法によって、微視組織を調べた。
「微視組織の評価」
　光学顕微鏡を用いて、疲労試験片の母材部断面を倍率５００倍で観察した。観察した視野の数は１０箇所とした。
　そして、微視組織が、針状α相と粒界α相とを含む針状組織である場合を「針状組織」と評価した。針状α相の幅は、並行する複数のα相の全幅を針状α相の本数で除する方法により算出した。厳密には、並行するα相の間にはβ相が存在するが、その厚みは極めて薄いため簡易的に評価した。
　また、α相およびβ相の２相域で熱処理することで得られる等軸の初析α相と変態β相とからなる組織である場合を「等軸組織」として評価した。等軸組織の結晶粒径は、初析α相と変態β相をそれぞれ単独の結晶粒とみなし、線分法により算出した。
　表１に、前段の熱処理と後段の熱処理の温度および時間、母材部と表面から５μｍ位置と１５μｍ位置の断面硬さ、疲労強度および耐摩耗性、微視組織、針状α相の幅の評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　Ｎｏ．１～９は、本発明例である。Ｎｏ．１～９は、表面から５μｍ位置および１５μｍ位置の断面硬さは４５０～５８５ＨＶであり、酸素拡散層の深さが表層硬化層の表面から４０～８０μｍであり、窒素拡散層の深さが、表層硬化層の表面から２～５μｍである。また、Ｎｏ．１～９は、疲労強度が４５０ＭＰａ以上であり、耐摩耗性の評価が○である。
　Ｎｏ．１～９の微視組織は、針状組織であった。また、Ｎｏ．１～９に含まれる針状α相の幅は、いずれも３μｍ未満であった。
　Ｎｏ．１～７は、溶体化処理後に１～４℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却した場合であり、針状α相の幅は１μｍ以下であった。Ｎｏ．１～７は、針状α相の幅が１μｍ以下であるため、疲労強度が４８０ＭＰａ以上である。Ｎｏ．８は、溶体化処理後の冷却速度が０．８℃／ｓとやや遅い場合であり、針状α相の幅は１．２μｍである。Ｎｏ．９は、溶体化処理後に０．１℃／ｓで冷却した場合であり、針状α相の幅は２．５μｍである。Ｎｏ．１～９の結果から、針状α相の幅が１μｍ以下である母材部の微視組織を得るために、溶体化処理後の冷却速度は１℃／ｓ以上であることが好ましいことが分かる。
　Ｎｏ．１０～１３は、溶体化処理後に１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、前段の熱処理を大気雰囲気で行い、後段の熱処理を窒素雰囲気で行った比較例である。Ｎｏ．１０は前段の熱処理の温度が６２０℃と低い例であり、Ｎｏ．１１は後段の熱処理の温度が６７０℃と低い例であり、Ｎｏ．１２は後段の熱処理の時間が１５分（０．２５ｈ）と短い例であり、Ｎｏ．１３は後段の熱処理の時間が３０分（０．５ｈ）と短い例である。
　Ｎｏ．１０、１１、１３は、表面から１５μｍ位置の断面硬さが本発明の範囲外であり、耐摩耗性評価が不合格である。Ｎｏ．１２と１３は、表面から５μｍ位置の断面硬さが本発明の範囲外であり、疲労強度が目標の４５０ＭＰａに未達である。
　Ｎｏ．１４，１５は、前段の熱処理を大気雰囲気で、後段の熱処理を窒素雰囲気で行う場合であるが、Ｎｏ．１４は窒素拡散層の深さが、Ｎｏ．１５は酸素拡散層の深さが、それぞれ本発明の範囲を外れる。Ｎｏ．１４は疲労強度が不足し、Ｎｏ．１５は耐摩耗性が不足する。
　Ｎｏ．１６は前段の熱処理を大気雰囲気で行い、Ｎｏ．１７は前段の熱処理を窒素雰囲気で行い、どちらも後段の熱処理を行わない場合である。Ｎｏ．１６は表層部の硬さが本発明の範囲を外れ、疲労強度が不足する。Ｎｏ．１７は窒素侵入深さと表層部の硬さが本発明の範囲を外れ、耐摩耗性が不足する。
　Ｎｏ．１８は、前段の熱処理を大気雰囲気で行い、後段の熱処理は真空雰囲気で行った場合である。窒素拡散層が形成されず、疲労強度が不足する。Ｎｏ．１９は、前段および後段の熱処理を窒素雰囲気で行う場合である。窒素拡散深さが本発明の範囲を外れ、疲労強度が不足する。
（実験例２）
　表２に示す合金組成のチタン合金をＶＡＲ（真空アーク溶解）法を用いて溶解し、鍛造、熱延して、φ１５ｍｍの棒材を製造した。得られた棒材に対して、大気中で、１０５０℃で２０分間加熱する溶体化処理を行なった後、１０５０～７００℃までの温度を平均２℃／ｓの冷却速度で空冷し、母材部の微視組織を作り込んだ。溶体化処理後の冷却速度は、棒材に直径２ｍｍの孔をあけて熱電対で測定した断面中心部の温度を用いて算出した。
　このようにして微視組織を作り込んだ棒材から、平行部φ４ｍｍ×８ｍｍ長さの疲労試験片と２ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの平板試験片を作製し、疲労試験片の平行部と平板試験片の表面を＃１０００で研磨した。その後、疲労試験片および平板試験片に表２に示す条件で、大気雰囲気での前段の熱処理と窒素雰囲気での後段の熱処理とをこの順に行って、疲労試験片と平板試験片の表層全面に表層硬化層を形成した。
　その後、実験例１と同様にして、疲労試験片の、母材部および表層硬化層の硬さ、疲労強度、耐磨耗性、微視組織、針状α相の幅を測定した。また、ＧＤＳを用いて、平板試験片の酸素拡散層および窒素拡散層の深さを求めた。
　表２に、合金の化学組成、前段の熱処理と後段の熱処理の温度および時間、母材部と表面から５μｍ位置と１５μｍ位置の断面硬さ、酸素拡散層および窒素拡散層の深さ、疲労強度、耐摩耗性、微視組織、ならびに、針状α相の幅の評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　　Ｎｏ．１０は、３．０％のＶを含有する例であり、Ｍｏ当量は１０．０％、Ｎｏ．１１は、２．０％のＣｒを含有する例であり、Ｍｏ当量は８．０％である。いずれも各部位の硬さは本発明の範囲であり、疲労強度、耐摩耗性とも良好である。Ｎｏ．１２は、ＶおよびＣｒを含有し、Ｆｅを含有しない例であり、Ｍｏ当量は６．５％である。各部位の硬さは本発明の範囲であり、疲労強度、耐摩耗性とも良好である。Ｎｏ．１３は、Ｍｏ当量が１３．５％と高い例であり、Ｎｏ．１４は、酸素濃度が０．２６％と高い例である。いずれも各部位の硬さは本発明の範囲であり、疲労強度、耐摩耗性とも良好である。Ｎｏ．１５は、微視組織が粒径５μｍの等軸組織の例である。疲労強度は５４０ＭＰａと合格範囲であり、耐摩耗性も良好である。
 

Claims (5)

  1. 　母材部と、前記母材部の表層に形成された表層硬化層とを有するチタン合金部材であって、
    　前記母材部の断面硬さが３３０ＨＶ以上４００ＨＶ未満であり、
    　前記表層硬化層の表面から５μｍ位置および１５μｍ位置の断面硬さが４５０ＨＶ以上６００ＨＶ未満であり、
    前記表層硬化層が、酸素拡散層および窒素拡散層を備え、
    前記酸素拡散層の深さが、前記表層硬化層の表面から４０～８０μｍであり、
    前記窒素拡散層の深さが、前記表層硬化層の表面から２～５μｍである、チタン合金部材。
  2. 　前記母材部が、Ｎｅａｒ－β型チタン合金であり、
    その化学組成が、質量％で、Ａｌ：３～６％、酸素：０．０６％以上０．２５％未満、下記（１）式で算出されるＭｏ当量が６～１３％、残部がＴｉおよび不純物である、請求項１に記載のチタン合金部材。
    　Ｍｏ当量（％）＝Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）／１．５＋１．２５×Ｃｒ（％）＋２．５×Ｆｅ（％）・・・　（１）
    　但し、式（１）中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
  3. 　前記母材部の微視組織が、β相マトリックス中に析出した針状α相と、旧β相の結晶粒界に沿って析出した粒界α相とを含む針状組織である、請求項１または請求項２に記載のチタン合金部材。
  4. 　自動車用部材である、請求項１～請求項３のいずれか一項に記載のチタン合金部材。
  5. 　部材形状に加工した後に、酸素含有雰囲気において６５０～８５０℃で５分～１２時間の前段の熱処理を行い、前記前段の熱処理の後に、窒素雰囲気において７００～８３０℃で１～８時間の後段の熱処理を行うことを特徴とする請求項１～請求項４のいずれか一項に記載の疲労強度および耐摩耗性に優れたチタン合金部材の製造方法。
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