特開 2024-173243 α＋β型チタン合金部材及びその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2024173243

(43)【公開日】2024-12-12

(54)【発明の名称】α＋β型チタン合金部材及びその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 14/00 20060101AFI20241205BHJP

   C22F 1/18 20060101ALI20241205BHJP

   B22F 1/00 20220101ALI20241205BHJP

   C22C 1/04 20230101ALI20241205BHJP

   B22F 3/24 20060101ALI20241205BHJP

   B22F 1/05 20220101ALI20241205BHJP

   B22F 1/14 20220101ALI20241205BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20241205BHJP

【ＦＩ】

C22C14/00 Z

C22F1/18 H

B22F1/00 R

C22C1/04 E

B22F3/24 C

B22F3/24 F

B22F1/05

B22F1/14 500

B22F1/00 Q

C22F1/00 630A

C22F1/00 630K

C22F1/00 621

C22F1/00 628

C22F1/00 604

C22F1/00 682

C22F1/00 683

C22F1/00 691B

C22F1/00 687

C22F1/00 694B

C22F1/00 694A

C22F1/00 684C

C22F1/00 691C

C22F1/00 692A

C22F1/00 612

【審査請求】未請求

【請求項の数】15

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2023091541

(22)【出願日】2023-06-02

(71)【出願人】

【識別番号】000238348

【氏名又は名称】武生特殊鋼材株式会社

(71)【出願人】

【識別番号】504100802

【氏名又は名称】近藤 勝義

(74)【代理人】

【識別番号】110001586

【氏名又は名称】弁理士法人アイミー国際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】河野 通郎

(72)【発明者】

【氏名】坪川 翼

(72)【発明者】

【氏名】堀本 里加子

(72)【発明者】

【氏名】近藤 勝義

【テーマコード（参考）】

4K018

【Ｆターム（参考）】

4K018AA06

4K018AB02

4K018AC01

4K018BA03

4K018BA04

4K018BA09

4K018BA13

4K018BA20

4K018BB04

4K018BC12

4K018CA23

4K018EA11

4K018FA01

4K018FA08

4K018KA70

(57)【要約】

【課題】良好な強度特性および良好な延性を有するα＋β型チタン合金部材を提供する。
【解決手段】α＋β型チタン合金部材は、顕微鏡で観察される断面組織において、互いに離れて位置する複数のα相領域部と、β相安定化元素を含み、隣接する上記α相領域部間に延在して各α相領域部を取り囲むネットワークを形成するα＋β二相領域部とを備える。
【選択図】図１

【特許請求の範囲】

【請求項1】

顕微鏡で観察される断面組織において、
互いに離れて位置する複数のα相領域部と、
β相安定化元素を含み、隣接する前記α相領域部間に延在して各α相領域部を取り囲むネットワークを形成するα＋β二相領域部とを備える、α＋β型チタン合金部材。

【請求項2】

前記α＋β二相領域部は、前記α相領域部の外面に沿って延びる帯状領域を含み、
前記帯状領域の平均帯幅寸法は、前記α相領域部の平均結晶粒径よりも小さい、請求項１に記載のα＋β型チタン合金部材。

【請求項3】

前記α＋β二相領域部は、帯幅が３μｍ以下の帯状領域を含み、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、前記帯状領域は７％以上の面積を占める、請求項１に記載のα＋β型チタン合金部材。

【請求項4】

前記α＋β二相領域部は、帯幅が５μｍ以下の帯状領域を含み、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、前記帯状領域は１０％以上の面積を占める、請求項１に記載のα＋β型チタン合金部材。

【請求項5】

顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、α＋β二相領域部が占める面積は１０％～２５％であり、
前記α＋β二相領域部の中で、帯幅が３μｍ以下の前記帯状領域が占める面積は３５％以上である、請求項３に記載のα＋β型チタン合金部材。

【請求項6】

顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、α＋β二相領域部が占める面積は１０％～２５％であり、
前記α＋β二相領域部の中で、帯幅が５μｍ以下の前記帯状領域が占める面積は５０％以上である、請求項４に記載のα＋β型チタン合金部材。

【請求項7】

前記β相安定化元素は、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、ＴａおよびＲｅからなる群から選ばれた元素であり、
前記β相安定化元素の含有量は、Ｍｏ当量で０．８～３．０質量％である、請求項１に記載のα＋β型チタン合金部材。

【請求項8】

引張強さが１１００ＭＰａ以上１３００ＭＰａ以下であり、破断伸びが１２％以上２５％以下である、請求項１に記載のα＋β型チタン合金部材。

【請求項9】

顕微鏡で観察される断面組織において、互いに離れて位置する複数のα相領域部と、隣接する前記α相領域部間に延在して各α相領域部を取り囲むネットワークを形成するα＋β二相領域部とを備えるα＋β型チタン合金部材の製造方法であって、
出発原料としてα相のチタン粉末と、β相安定化元素を含むα＋β二相のチタン合金粉末とを準備する工程と、
前記チタン粉末と前記チタン合金粉末とを混合して混合粉末を作製する工程と、
前記混合粉末を焼結して焼結体を作製する工程と、
前記焼結体を熱間で塑性加工してチタン合金部材を作製する工程と、
前記チタン合金部材を熱処理する工程と、
前記熱処理後のチタン合金部材を空冷で室温にまで冷却する工程とを備え、
出発原料としての前記α相チタン粉末の平均粒径は４０μｍ以下で、前記α＋β二相チタン合金粉末の平均粒径は２０μｍ以下であり、
出発原料粉末全体に対する前記β相安定化元素の含有量は、Ｍｏ当量で０．８～３．０質量％であり、
前記焼結処理の温度はβ単相温度域であり、
前記熱間塑性加工時の加熱温度はα＋β二相温度域であり、
前記熱処理時の加熱温度がα単相温度域である、α＋β型チタン合金部材の製造方法。

【請求項10】

前記熱処理時の加熱温度は、７００～７８０℃の範囲内である、請求項９に記載のα＋β型チタン合金部材の製造方法。

【請求項11】

前記α相チタン粉末は純チタンであり、
前記α＋β二相チタン合金粉末の組成は、Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖである、請求項９に記載のα＋β型チタン合金部材の製造方法。

【請求項12】

前記混合粉末中の前記α相チタン粉末の含有量をＷａとし、前記α＋β二相チタン合金粉末の含有量をＷｂとすると、Ｗｂ／Ｗａの値が０．５～１．３である、請求項９に記載のα＋β型チタン合金部材の製造方法。

【請求項13】

顕微鏡で観察される断面組織において、互いに離れて位置する複数のα相領域部と、隣接する前記α相領域部間に延在して各α相領域部を取り囲むネットワークを形成するα＋β二相領域部とを備えるα＋β型チタン合金部材の製造方法であって、
出発原料としてα相のチタン粉末と、β相安定化元素を含む金属または合金の添加粉末とを準備する工程と、
前記チタン粉末と前記添加粉末とを混合して混合粉末を作製する工程と、
前記混合粉末を焼結して焼結体を作製する工程と、
前記焼結体を熱間で塑性加工してチタン合金部材を作製する工程と、
前記チタン合金部材を熱処理する工程と、
前記熱処理後のチタン合金部材を空冷で室温にまで冷却する工程とを備え、
出発原料としての前記α相チタン粉末の平均粒径は４０μｍ以下で、前記添加粉末の平均粒径は２０μｍ以下であり、
出発原料粉末全体に対する前記β安定化元素の含有量は、Ｍｏ当量で０．８～３．０質量％であり、
前記焼結処理の温度はβ単相温度域であり、
前記熱間塑性加工時の加熱温度はα＋β二相温度域であり、
前記焼鈍時の加熱温度がα単相温度域である、α＋β型チタン合金部材の製造方法。

【請求項14】

前記α相のチタン粉末は純チタン粉末であり、
前記β相安定化元素を含む金属または合金の添加粉末は、Ｆｅ粉末である、請求項１３に記載のα＋β型チタン合金部材の製造方法。

【請求項15】

前記α相のチタン粉末は純チタン粉末であり、
前記β相安定化元素を含む金属または合金の添加粉末は、ＷＣ粉末である、請求項１３に記載のα＋β型チタン合金部材の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

この発明は、β相安定化元素を含むα＋β型チタン合金部材およびその製造方法に関するものである。

【背景技術】

【0002】

β相安定化元素を含むチタン合金部材は、α相およびβ相の二相を含む結晶組織を有する。一般的に、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｍｎ等のβ相安定化元素を合金成分として含むチタン合金部材では、強度や延性等の材料特性を安定させるために、合金元素をマトリクス中に均質に固溶させる。言い換えれば、Ｖ等のβ相安定化元素を局所的に含むようなチタン合金部材は一般には見られない。

【0003】

金属材料または合金材料の分野では、材料の強度（引張強さ等）と延性（伸び）とがトレードオフの関係にあることはよく知られている。

【0004】

特開２０１８－１４１２２３号公報（特許文献１）は、延性をある程度確保しつつ、より強度に優れた金属材料を提案している。この金属材料の金属組織は、微細結晶粒によって構成されている微細粒組織領域と、この微細粒組織領域の平均結晶粒径よりも大きい平均結晶粒径の粗大結晶粒によって構成されている複数の粗大粒組織領域とを含む。微細粒組織領域は、複数の粗大粒組織領域が当該微細粒組織領域内に分散点在することによって網目状組織とされている。微細粒組織領域は、塑性変形した組織である。

【0005】

特開２０２０－１４３３１０号公報（特許文献２）は、双晶変形を生じるチタン合金に、β相安定化元素を含有させて、双晶変形を抑制するチタン合金の製造方法を開示している。この特許文献２では、チタン合金としてβ型チタン合金が用いられており、本発明のα＋β型チタン合金部材とは前提が異なっており、後に詳述する本願発明の特徴である組織、すなわちα相を取り囲むようなα＋β二相ネットワーク組織は形成されない。特許文献２においても、特許文献１と同様に、微細結晶粒領域が立体的なネットワーク組織を構成する調和組織を呈するようにしている。

【0006】

特許文献１および特許文献２では、上記の金属組織を得るために、出発原料粉末に対してメカニカルミリング処理を行い、被処理粉末の表面全体に対して均一に強塑性加工を施す。この強塑性加工により、粉末粒子の表面に微細な結晶粒である表面部微細結晶粒からなる表面部微細粒組織領域を形成することができる。表面部微細粒組織領域は、粉末粒子の表面全体に対して均一に形成される。

【0007】

上記の表面部微細粒組織領域を有する粉末粒子の集合体を焼結すると、各粒子の表面部微細粒組織領域が互いに結合することで、網目状組織とされた微細粒組織領域が形成される。また、メカニカルミリング処理を施した各粉末粒子の内部に含まれている粗大粒組織領域は、表面部微細粒組織領域が網目状組織の微細粒組織領域となることで、微細粒組織領域の網目内部に配置され、微細粒組織領域内に分散点在する。

【0008】

特許文献１には、出発金属材料に対して、塑性加工が施され、かつ複数の粗大粒組織領域が分散点在する網目状組織の微細粒組織領域と、当該粗大粒組織領域とで構成された金属組織を有しているため、優れた強度を有しており、かつ延性を備える金属材料となる、と記載されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0009】

【特許文献1】特開２０１８－１４１２２３号公報

【特許文献2】特開２０２０－１４３３１０号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0010】

特許文献１は、出発原料粉末の表面全体に対して機械的な強加工を施して各粉末粒子の表面に微細な結晶粒である表面部微細結晶粒からなる表面部微細粒組織領域を形成し、その後の焼結によって各粒子の表面部微細粒組織領域が互いに結合し、網目状組織とされた微細粒組織領域を形成している。

【0011】

メカニカルミリング処理のような機械的強加工で出発原料粉末粒子の全体に対して等しく表面部に微細粒組織領域部を形成することは困難である。

【0012】

本発明の目的は、β相安定化元素を含むチタン合金部材を前提とし、機械的な強塑性加工により出発材料に対して表面部に微細粒組織領域を形成するのではなく、α＋β相がネットワーク構造組織を形成し、α相とβ相の結晶構造に起因するそれぞれの特性の特徴を効果的に利用して、優れた強度を有するとともに、延性にも優れたα＋β型チタン合金部材を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0013】

本発明に従ったα＋β型チタン合金部材は、顕微鏡で観察される断面組織において、互いに離れて位置する複数のα相領域部と、β相安定化元素を含み、隣接するα相領域部間に延在して各α相領域部を取り囲むネットワークを形成するα＋β二相領域部とを備える。

【0014】

α＋β二相領域部は、α相領域部の外面に沿って延びる帯状領域を含み、好ましくは、帯状領域の平均帯幅寸法は、α相領域部の平均結晶粒径よりも小さい。

【0015】

好ましくは、α＋β二相領域部は、帯幅が３μｍ以下の帯状領域を含み、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、上記の帯状領域は７％以上の面積を占める。この場合、一つの実施形態では、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、α＋β二相領域部が占める面積は１０％～２５％であり、α＋β二相領域部の中で、帯幅が３μｍ以下の帯状領域が占める面積は３５％以上である。

【0016】

一つの実施形態では、α＋β二相領域部は、帯幅が５μｍ以下の帯状領域を含み、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、上記の帯状領域は１０％以上の面積を占める。この場合、好ましくは、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、α＋β二相領域部が占める面積は１０％～２５％であり、α＋β二相領域部の中で、帯幅が５μｍ以下の帯状領域が占める面積は５０％以上である。

【0017】

β相安定化元素は、例えば、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、ＴａおよびＲｅからなる群から選ばれた元素である。α＋β型チタン合金部材は、上記に列挙したβ相安定化元素を複数種含むものであってもよいし、上記に列挙したβ相安定化元素と全率固溶型元素（例えば、Ｚｒ）との組合せを含むものであってもよい。

【0018】

前記β相安定化元素の含有量は、Ｍｏ当量で、好ましくは０．８～３．０質量％である。

【0019】

ネットワーク状のα＋β二相領域部を備えるα＋β型チタン合金部材は、好ましくは、引張強さが１１００ＭＰａ以上１３００ＭＰａ以下であり、破断伸びが１２％以上２５％以下である。

【0020】

本発明に従った製造方法は、顕微鏡で観察される断面組織において、互いに離れて位置する複数のα相領域部と、隣接するα相領域部間に延在して各α相領域部を取り囲むネットワークを形成するα＋β二相領域部とを備えるα＋β型チタン合金部材の製造方法であって、以下の工程を備える。
－出発原料としてα相のチタン粉末と、β相安定化元素を含むα＋β二相のチタン合金粉末とを準備する工程。
－チタン粉末とチタン合金粉末とを混合して混合粉末を作製する工程。
－混合粉末を焼結して焼結体を作製する工程。
－焼結体を熱間で塑性加工してチタン合金部材を作製する工程。
－チタン合金部材を熱処理する工程。
－熱処理後のチタン合金部材を空冷で室温にまで冷却する工程。

【0021】

出発原料としての上記α相チタン粉末の平均粒径は４０μｍ以下であり、上記α＋β二相チタン合金粉末の平均粒径は２０μｍ以下である。出発原料粉末全体に対するβ相安定化元素の含有量は、Ｍｏ当量で０．８～３．０質量％である。

【0022】

焼結処理の温度はβ相単相温度域であり、熱間塑性加工時の加熱温度はα＋β二相温度域であり、熱処理時の加熱温度がα単相温度域である。

【0023】

好ましくは、熱処理時の加熱温度は、７００～７８０℃の範囲内である。一つの実施形態では、上記α相チタン粉末は純チタンであり、上記α＋β二相チタン合金粉末の組成は、Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ（質量％）である。

【0024】

混合粉末中のα相チタン粉末の含有量をＷａとし、α＋β二相チタン合金粉末の含有量をＷｂとすると、例えば、Ｗｂ／Ｗａの値が０．５～１．３である。

【0025】

他の実施形態として、出発原料として、β相安定化元素を含むα＋β二相チタン合金粉末に代えて、β相安定化元素を含む金属または合金の添加粉末を用いてもよい。この他の実施形態に係る製造方法は、顕微鏡で観察される断面組織において、互いに離れて位置する複数のα相領域部と、隣接する前記α相領域部間に延在して各α相領域部を取り囲むネットワークを形成するα＋β二相領域部とを備えるα＋β型チタン合金部材の製造方法であって、以下の工程を備える。
－出発原料としてα相のチタン粉末と、β相安定化元素を含む金属または合金の添加粉末とを準備する工程。
－チタン粉末と添加粉末とを混合して混合粉末を作製する工程。
－混合粉末を焼結して焼結体を作製する工程。
－焼結体を熱間で塑性加工してチタン合金部材を作製する工程。
－チタン合金部材を熱処理する工程。
－熱処理後のチタン合金部材を空冷で室温にまで冷却する工程。

【0026】

この実施形態においても、出発原料としての上記α相チタン粉末の平均粒径は４０μｍ以下で、添加粉末の平均粒径は２０μｍ以下である。出発原料粉末全体に対する上記β相安定化元素の含有量は、Ｍｏ当量で０．８～３．０質量％である。焼結処理の温度はβ単相温度域であり、熱間塑性加工時の加熱温度はα＋β二相温度域であり、熱処理時の加熱温度がα単相温度域である。

【0027】

上記の実施形態において、例えば、α相のチタン粉末は純チタン粉末であり、β相安定化元素を含む金属または合金の添加粉末は、Ｆｅ粉末またはＷＣ粉末である。

【発明の効果】

【0028】

上記構成の本発明によれば、各α相領域部がネットワーク状のα＋β二相領域部によって取り囲まれている。α＋β二相領域部中のβ相は、結晶構造が体心立方晶（ｂｃｃ）であり、α相と比較してすべり系が多いため塑性変形し易い。したがって、チタン合金部材全体の変形能が向上する。

【図面の簡単な説明】

【0029】

【図1】本発明に係るα＋β型チタン合金部材の特徴的な断面組織を示す図解図である。

【図2】Ｔｉ３２合金溶解材の断面組織を示す顕微鏡写真および組織を図解的に示す図である。

【図3】比較例としての混合粉末１を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の断面組織を示す顕微鏡写真および組織を図解的に示す図である。

【図4】比較例としての混合粉末２を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の断面組織を示す顕微鏡写真および組織を図解的に示す図である。

【図5】本発明例としての混合粉末３を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の断面組織を示す顕微鏡写真および組織を図解的に示す図である。

【図6】比較例としての混合粉末４を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の断面組織を示す顕微鏡写真および組織を図解的に示す図である。

【図7】比較例としての混合粉末５を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の断面組織を示す顕微鏡写真および組織を図解的に示す図である。

【図8】比較例としての混合粉末６を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の断面組織を示す顕微鏡写真および組織を図解的に示す図である。

【図9】本発明例としての混合粉末３を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図10】本発明例としての混合粉末３を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図11】比較例としての混合粉末１を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図12】比較例としての混合粉末１を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図13】比較例としての混合粉末２を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図14】比較例としての混合粉末２を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図15】比較例としての混合粉末４を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図16】比較例としての混合粉末４を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図17】比較例としての混合粉末５を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図18】比較例としての混合粉末５を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図19】比較例としての混合粉末６を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図20】比較例としての混合粉末６を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図21】Ｔｉ－１質量％Ｆｅのα＋β型チタン合金部材の光学顕微鏡画像である。

【図22】本発明例としての混合粉末（純Ｔｉ粉末＋１質量％Ｆｅ粉末）を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図23】本発明例としての混合粉末（純Ｔｉ粉末＋１質量％Ｆｅ粉末）を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図24】比較例としての混合粉末（純Ｔｉ粉末＋２５質量％Ｔｉ６４合金粉末）を出発原料としたα＋β型合金部材の断面組織を示す顕微鏡写真である。

【図25】本発明例としての混合粉末（純Ｔｉ粉末＋３５質量％Ｔｉ６４粉末）を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図26】本発明例としての混合粉末（純Ｔｉ粉末＋３５質量％Ｔｉ６４粉末）を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図27】本発明例としての混合粉末（純Ｔｉ粉末＋５質量％ＷＣ粉末）を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延直交方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【図28】本発明例としての混合粉末（純Ｔｉ粉末＋５質量％ＷＣ粉末）を出発原料としたα＋β型チタン合金部材の圧延方向における断面の顕微鏡画像およびα＋β二相領域の模式図である。

【発明を実施するための形態】

【0030】

本発明に従ったα＋β型チタン合金部材の特徴的な組織を図１に示す。図１は、顕微鏡で観察される断面組織を図解的に示している。図示するように、α＋β型チタン合金部材は、顕微鏡で観察される断面組織において、互いに離れて位置する複数のα相領域部と、β相安定化元素を含み、隣接するα相領域部間に延在して各α相領域部を取り囲むネットワークを形成するα＋β二相領域部とを備える。

【0031】

好ましくは、断面組織に見られるネットワーク状のα＋β二相領域部は全体的にみると比較的細い帯幅で連続的に延びてα相領域部を取り囲んでいる。「連続的」とは、部分的に途切れがあっても全体的にみると連続性が観察される組織を言う。

【0032】

α相は結晶構造が稠密六方晶（ｈｃｐ）で変形しにくく、β相は結晶構造が体心立方晶（ｂｃｃ）であり、α相と比較してすべり系が多いため塑性変形し易い。本発明に従ったα＋β型チタン合金部材では、すべり系を多く含むα＋β二相領域部がα相を包み込んで３次元ネットワーク状に連結したヘテロ組織構造となっているので、微視的な塑性変形を許容して良好な延性を確保しつつ、マクロな局所変形を抑制して良好な強度特性を維持する。また、α相安定化元素がα-Ｔｉ結晶粒内に固溶したり、中間元素がα－Ｔｉ結晶粒やβ－Ｔｉ結晶粒内に固溶することで、それぞれの相が強化されて合金全体としての強度が増大する。

【0033】

後に顕微鏡写真等を参照して詳述するが、ネットワーク状のα＋β二相領域部は、α相領域部の外面に沿って細い幅で延びる帯状領域と、帯幅が広い島状領域とを含む。好ましくは、この帯状領域の平均帯幅寸法は、α相領域部の平均結晶粒径よりも小さい。より好ましくは、α＋β二相領域部の帯幅寸法は、α相領域部の平均結晶粒径の１／２以下にするのがよい。

【0034】

好ましい実施形態では、α＋β二相領域部は、帯幅が３μｍ以下の帯状領域を含み、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が７％以上の面積を占める。この場合、一つの実施形態では、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、α＋β二相領域が占める面積は１０～２５％であり、α＋β二相領域部の中で、帯幅が３μｍ以下の帯状領域が占める面積は３５％以上である。

【0035】

好ましい実施形態では、α＋β二相領域部は、帯幅が５μｍ以下の帯状領域を含み、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が１０％以上の面積を占める。この場合、一つの実施形態では、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、α＋β二相領域が占める面積は１０～２５％であり、α＋β二相領域部の中で、帯幅が５μｍ以下の帯状領域が占める面積は５０％以上である。

【0036】

α相は結晶構造が稠密六方晶（ｈｃｐ）で変形しにくく、β相は結晶構造が体心立方晶（ｂｃｃ）ですべり系が多く変形しやすい。本発明に係るα＋β型チタン合金部材では、α相領域部をネットワーク状にα＋β二相領域部が取り囲んでいるので、チタン合金部材に歪が導入される際にα＋β二相領域部のβ相への歪導入が支配的となり、チタン合金部材全体の変形能が向上する。

【0037】

特に、α＋β二相領域部の帯状領域は帯の長さ方向に沿って歪を導入するので、帯状領域がα相領域部の周りにネットワーク状に延在することにより、チタン合金部材の変形能を効果的に向上させる。

【0038】

なお、ネットワーク状に取り囲むとは、断面組織において観察される形態であり、立体的にみると、立体形状のα相領域部の外面全体を膜状のα＋β二相領域部が包み込んでいる形態である。また、断面組織に現れるα＋β二相の帯状領域の帯幅とは、膜状のα＋β二相領域部の膜厚である。

【0039】

前記β相安定化元素は、例えば、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、ＴａおよびＲｅからなる群から選ばれた元素である。本発明に係るα＋β型チタン合金部材は、上記に列挙したβ相安定化元素を複数種含んでもよいし、β相安定化元素と全率固溶型元素（例えば、Ｚｒ）の組合せを含んでもよい。

【0040】

好ましくは、α＋β型チタン合金部材中のβ相安定化元素の含有量は、Ｍｏ当量で０．８～３．０質量％である。

【0041】

α＋β二相ネットワーク組織を有するチタン合金部材は、高い強度特性とともに優れた伸び特性を有する。上記のようなα＋β二相ネットワーク組織を有するα＋β型チタン合金部材は、例えば、引張強さが１１００ＭＰａ以上１３００ＭＰａ以下であり、破断伸びが１２％以上２５％以下である。

【0042】

β相安定化元素由来のα＋β二相ネットワーク組織は、複数の出発原料粉末の粒度調整、チタン合金材に対する熱処理温度およびその後の冷却条件を適切に選定することによって形成することができる。

【0043】

［第１実施形態の説明］
第１実施形態では、純チタン粉末と、組成がＴｉ－６Ａｌ－４Ｖ（質量％）のＴｉ６４合金粉末とを出発原料粉末として用意し、下記に記載の工程を経て、α＋β型チタン合金部材を製造した。

【0044】

Ａ．粉末の混合
Ｂ．圧粉成形体の作製
Ｃ．圧粉成形体の焼結
Ｄ．焼結体の熱間塑性加工（例えば、圧延）
Ｅ．熱処理
Ｆ．冷却
以下に、上記に記載の各工程および最終的に得られたα＋β型チタン合金部材の組織及び特性について詳細に記載する。

【0045】

［出発原料粉末の準備および混合］
出発原料粉末の組合せとして、下記の６種類を準備した。

【0046】

（ａ）混合粉末１（比較例）
純チタン粉末（α相）：平均粒径２８．６μｍ
Ｔｉ６４合金（Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ）粉末（α＋β二相）：平均粒径３９．５μｍ
質量比 純チタン粉末：Ｔｉ６４合金粉末＝１：１
（ｂ）混合粉末２（比較例）
純チタン粉末：平均粒径８μ
Ｔｉ６４合金粉末：平均粒径３９．５μｍ
質量比 純チタン粉末：Ｔｉ６４合金粉末＝１：１
（ｃ）混合粉末３（本発明例）
純チタン粉末：平均粒径２８．６μｍ
Ｔｉ６４合金粉末：平均粒径８μｍ
質量比 純チタン粉末：Ｔｉ６４合金粉末＝１：１
（ｄ）混合粉末４（比較例）
純チタン粉末：平均粒径５３μｍ
Ｔｉ６４合金粉末：平均粒径８μｍ
質量比 純チタン粉末：Ｔｉ６４合金粉末＝１：１
（ｅ）混合粉末５（比較例）
純チタン粉末：平均粒径８０μｍ
Ｔｉ６４合金粉末：平均粒径８μｍ
質量比 純チタン粉末：Ｔｉ６４合金粉末＝１：１
（ｆ）混合粉末６（比較例）
純チタン粉末：平均粒径１６４μｍ
Ｔｉ６４合金粉末：平均粒径８μｍ
質量比 純チタン粉末：Ｔｉ６４合金粉末＝１：１
上記の混合粉末１～６を、それぞれ、ボールミルで６０分間混合した。

【0047】

上記の各混合粉末１～６においては、純チタン粉末とＴｉ６４合金粉末との質量比を１：１としたが、実用的には、純チタン粉末の含有量をＷａとし、Ｔｉ６４合金粉末の含有量をＷｂとすると、Ｗｂ／Ｗａの値を０．５～１．３の範囲で調整してもよい。

【0048】

［成形体の作製］
各混合粉末を所定の形状（例えば直方体）に圧粉成形して成形体を作製した。なお、混合粉末を圧粉成形することに代えて、混合粉末を熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）や冷間等方圧加圧法（ＣＩＰ）で固めて成形体としてもよい。

【0049】

［成形体の焼結］
成形体を１０Ｐａ以下の真空雰囲気で１０５０℃の条件で３０分間焼結処理を行い、焼結体を得た。

【0050】

５０質量％の純チタン粉末と５０質量％の６４チタン（Ｔｉ６４）合金粉末とを出発原料とした場合、α相温度域とα＋β二相温度域との境界が７９０℃であり、α＋β二相温度域とβ相温度域との境界が９２０℃である。したがって、上記の成形体の焼結は、β単相温度域での焼結である。

【0051】

［焼結体の熱間塑性加工］
焼結後のチタン合金材を幅寸法が２０ｍｍとなるように切断し、その後このチタン合金材をα＋β二相の温度域で圧延加工した。本実施形態では、α＋β二相温度域の８５０℃で圧延加工を行い、圧下率は９０％であった。なお、圧延加工に代えて、鍛造、押出等の他の熱間塑性加工を行ってもよい。

【0052】

［熱処理（焼鈍）］
熱間塑性加工後のチタン合金材を７５０℃の温度で３０分間熱処理を行った。本実施形態の組成のチタン合金材では、α＋β二相温度域は、７９０℃～９２０℃の範囲であるので、７５０℃は、α単相温度域の温度である。

【0053】

［冷却］
上記の熱処理（焼鈍）の温度から空冷で常温にまで冷却し、最終的に得られた６種類のチタン合金部材の組織および特性を比較した。

【0054】

［組織観察結果］
組織観察は、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）と後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）とを組わせたＳＥＭ－ＥＢＳＤ、および走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）とを組み合わせたＳＥＭ－ＥＤＳにより行った。

【0055】

比較材として、Ｔｉ３２（Ｔｉ－３Ａｌ－２Ｖ）（質量％）合金溶解材を準備した。図２は、比較材のＴｉ３２合金溶解材の断面組織およびその組織の図解図を示している。白く見える部分がα相であり、黒く見える部分がβ相である。α相とβ相は、ほぼ均一に分散している。

【0056】

Ｔｉ３２合金溶解材の強度特性等は、以下の通りである。
０．２％耐力：６６２ＭＰａ
引張強さ：７９３ＭＰａ
破断伸び：２３．４％
良好な延性を有しているが、強度特性が不十分と思われる。

【0057】

図３は、混合粉末１（比較例）から出発したチタン合金部材の断面組織および組織の図解図を示している。白く見える部分がα相であり、黒く見える部分がα＋β相である。観察した断面は、圧延方向に対して平行な面である。

【0058】

混合粉末１から出発したチタン合金部材の強度特性等は、以下の通りである。
０．２％耐力：７８９ＭＰａ
引張強さ：８９３ＭＰａ
破断伸び：２０．９％
良好な延性を示すが、強度特性が不十分と思われる。

【0059】

図４は、混合粉末２（比較例）から出発したチタン合金部材の断面組織および組織図図解図を示している。

【0060】

混合粉末２から出発したチタン合金部材の強度特性等は、以下の通りである。
０．２％耐力：１０９１ＭＰａ
引張強さ：１１６９ＭＰａ
破断伸び：１３．３％
良好な強度特性を示すが、延性がやや不十分と思われる。

【0061】

図５は、混合粉末３（本発明例）から出発したチタン合金部材の断面組織および組織図解図を示している。

【0062】

混合粉末３から出発したチタン合金部材の強度特性等は、以下の通りである。
０．２％耐力：１１２６ＭＰａ
引張強さ：１２０３ＭＰａ
破断伸び：２０．０％
良好な強度特性および良好な延性を示す。

【0063】

図６は、混合粉末４（比較例）から出発したチタン合金部材の断面組織および組織図解図を示している。

【0064】

混合粉末４から出発したチタン合金部材の強度特性等は、以下の通りである。
０．２％耐力：１１２１ＭＰａ
引張強さ：１１９８ＭＰａ
破断伸び：１３．４％
良好な強度特性を示すが、延性がやや不十分と思われる。

【0065】

図７は、混合粉末５（比較例）から出発したチタン合金部材の断面組織および組織図解図を示している。

【0066】

混合粉末５から出発したチタン合金部材の強度特性等は、以下の通りである。
０．２％耐力：１１４６ＭＰａ
引張強さ：１２２７ＭＰａ
破断伸び：１３．２％
良好な強度特性を示すが、延性がやや不十分と思われる。

【0067】

図８は、混合粉末６（比較例）から出発したチタン合金部材の断面組織および組織図解図を示している。

【0068】

混合粉末６ら出発したチタン合金部材の強度特性等は、以下の通りである。
０．２％耐力：１１１８ＭＰａ
引張強さ：１１９７ＭＰａ
破断伸び：７．５％
良好な強度特性を示すが、延性が不十分と思われる。

【0069】

以下の表１は、出発混合粉末と、最終的なチタン合金部材の強度特性等をまとめたものである。

【0070】

【表1】

【0071】

表１に記載の結果から、および図２～図８の断面組織観察結果から、以下のことが認められる。微細な６４チタン（Ｔｉ６４）合金粉末を使用することにより、コアとなるα相の周辺に微細なα＋β二相のネットワーク構造を形成し、機械的特性の向上につながる。また、出発原料として使用する純チタン粉末の粒度が小さいほど、最終的に得られるチタン合金部材の延性が向上する。

【0072】

図９は、混合粉末３（本発明例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に沿って異なる４つの位置で圧延方向に対して直交する断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。観察試料として採取した各板材は、焼結体を圧下率９０％で熱間圧延したものである。黒色部分がα＋β二相領域である。α相領域部間に位置するα＋β二相領域部は、断面組織観察において、帯幅が広い領域と、帯幅が３μｍ以下の帯状領域を含むが、図９に示した本発明例では、α＋β二相領域部の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は比較的大きく、３５～５５％程度である。また、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は７％以上である。

【0073】

帯幅が５μｍ以下の帯状領域に注目すると、α＋β二相領域部の中で５μｍ以下の帯状領域が占める面積は５０％～７５％程度である。また、断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は１１％以上である。

【0074】

図１０は、混合粉末３（本発明例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して平行な断面で異なる４つの位置で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図１０に示すように、α＋β二相領域部は、断面組織観察において、帯幅が広い領域と、帯幅が３μｍ以下の帯状領域を含むが、図９に示した組織観察結果と同様に、α＋β二相領域部の中で帯状領域が占める面積は比較的大きく５０～８０％程度である。また、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は８％以上である。

【0075】

帯幅が５μｍ以下の帯状領域に注目すると、α＋β二相領域部の中で５μｍ以下の帯状領域が占める面積は７０％以上である。また、断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は１０％以上である。

【0076】

なお、面積率の計測方法は、以下の通りである。光学顕微鏡にて断面組織写真を撮影（圧延方向断面および圧延直交方向断面においてランダムに４視野）し、α＋β二相領域を二値化処理により黒色に変換した後、画像解析ソフトを用いてα＋β二相領域の粒径（帯幅）および面積を計測した。

【0077】

図１１は、混合粉末１（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して直交する４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。黒色部分がα＋β二相領域である。図１１に示した比較例では、α＋β二相領域部の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は比較的少なく概ね４５％以下であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は４％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は６％以下である。

【0078】

図１２は、混合粉末１（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して平行な４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図１２に示した比較例では、α＋β二相領域部の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は５０％以下であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は３．５％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は５％以下である。

【0079】

図１３は、混合粉末２（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して直交する４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。黒色部分がα＋β二相領域である。図１３に示した比較例では、α＋β二相領域部の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は比較的少なく概ね３０％以下であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は６．５％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね９％以下である。

【0080】

図１４は、混合粉末２（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して平行な４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図１４に示した比較例では、α＋β二相領域部の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は比較的少なく３０％以下であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は６％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね１０％以下である。

【0081】

図１５は、混合粉末４（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して直交する４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図１５に示した比較例では、α＋β二相領域の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は３０～５０％程度であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は７％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね１０％以下である。

【0082】

図１６は、混合粉末４（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して平行な４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図１６に示した比較例では、α＋β二相領域部の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は２５～５５％程度であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は６％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね１０％以下である。

【0083】

図１７は、混合粉末５（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して直交する４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図１７に示した比較例では、α＋β二相領域の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は１５～３０％程度であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は６％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は１０％以下である。

【0084】

図１８は、混合粉末５（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して平行な４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図１８に示した比較例では、α＋β二相領域部の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は１５～４０％程度であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は６．５％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね１０％以下である。

【0085】

図１９は、混合粉末６（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して直交する４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図１９に示した比較例では、α＋β二相領域の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は１０～２５％程度であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は６％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は１０％以下である。

【0086】

図２０は、混合粉末６（比較例）から出発したチタン合金部材について、圧延方向に対して平行な４つの断面で見た組織におけるα＋β二相領域の分布状態を示している。図２０に示した比較例では、α＋β二相領域部の中で３μｍ以下の帯状領域が占める面積は１５～３５％程度であり、断面組織の視野全体の中で、３μｍ以下の帯状領域が占める面積は６．５％以下である。断面組織の視野全体の中で、５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね１０％以下である。

【0087】

以下の表２は、圧延方向に対して直交する断面においてネットワーク状に分布したα＋β二相領域の面積率データを示す。

【0088】

【表2】

【0089】

以下の表３は、圧延方向に対して平行な断面においてネットワーク状に分布したα＋β二相領域の面積率データを示す。

【0090】

【表3】

【0091】

混合粉末３から出発した本発明例であるα＋β型チタン合金部材では、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、α＋β二相領域部が占める面積は１０～２５％であり、α＋β二相領域部の中で、帯幅が３μｍ以下の帯状領域が占める面積は３５％以上である。また、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、帯幅が３μ以下の帯状領域が占める面積は７％以上である。また、帯幅が５μｍ以下の帯状領域に注目すると、α＋β二相領域部の中で、帯幅が５μｍ以下の帯状領域が占める面積は５０％以上であり、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、帯幅が５μｍ以下の帯状領域が占める面積は１０％以上である。このような面積率を有するα＋β二相ネットワーク領域部は、良好な強度特性および良好な延性を呈することが認められる。

【0092】

［熱間塑性加工（圧延加工）時の加熱温度］
組成がＴｉ－３Ａｌ－２Ｖ（質量％）のα＋β型チタン合金部材の場合、α相温度域とα＋β二相温度域との境界が７９０℃であり、α＋β二相温度域とβ相の温度域との境界が９２０℃である。本発明の第１実施形態では、熱間塑性加工（圧延）時の加熱温度は、α＋β二相温度域である９００℃程度にする。熱間塑性加工時に焼結体をα＋β二相温度域にまで加熱することにより、α＋β二相ネットワーク組織の形成が進行し、特性値が向上する。また、圧延加工により、圧延方向へ組織が引きちぎられることにより、等軸な粒が形成しやすくなる。

【0093】

熱間塑性加工時の温度をβ相温度域である９５０℃程度にすると、α相の集合組織が変化し、特性値の低下が確認される。その原因は、コアのα相集合組織の変化、もしくはβ相の増加が要因と思われる。

【0094】

熱間圧延時の温度と、最終的に得られたα＋β型チタン合金部材の強度特性等との関連を調べた。その結果を下記の表４に示す。

【0095】

【表4】

【0096】

熱間圧延温度がα＋β二相温度域である８００℃、８５０℃、９００℃であり、その後の熱処理（焼鈍）の温度がα相の温度域である７５０℃の場合には、良好な強度特性および良好な延性を有することが認められる。熱間圧延温度がβ相温度域である９５０℃程度であり、その後の熱処理の温度が７５０℃の場合には、伸び（延性）が低下した。

【0097】

［熱間塑性加工後の熱処理温度について］
熱間圧延加工後の熱処理の温度が９００℃で、その後の熱処理（焼鈍）の温度を異ならせた場合に、最終的に得られたα＋β型チタン合金部材の強度特性等との関連を調べた。その結果を、下記の表５に示す。

【0098】

【表5】

【0099】

表５から、熱間圧延加工後の熱処理（焼鈍）温度がα相温度域の７５０℃であれば、良好な強度特性を維持しつつ、最も良好な延性が得られることが認められた。この結果から、良好な熱処理温度は、７００～７８０℃程度であることが認められる。

【0100】

[歪導入傾向について]
熱間圧延時の温度を７５０℃にし、その後の熱処理（焼鈍）の温度を７５０℃にした場合の、最終α＋β型チタン合金部材における歪の導入傾向を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）内引張試験で確認した。全体の歪量が０～５％の時には、コアのα相への歪導入が支配的であった。全体の歪量が５～１０％の時には、徐々にコアのα相の誘起変態が起こり始め、β相の割合が増加した。全体の歪量が１０％以上の時には、コアのα相からβ相への誘起変態が急激に起こり始め、β相への歪導入が支配的となった。

【0101】

熱間圧延時の温度を９００℃にし、その後の熱処理（焼鈍）の温度を７５０℃にした場合の、最終α＋β型チタン合金部材における歪の導入傾向をＳＥＭ内引張試験で確認した。全体の歪量が０～６．５％の時には。β相への歪導入が支配的であり、歪量が８．２％以上になると、β相への歪導入が支配的で、同時にコアのα相へも歪導入が始まった。

【0102】

上記の確認結果より、適切な熱間塑性加工およびその後の熱処理を行ったＴｉ３２合金の歪導入に関しては、初期にはβ相の歪導入が支配的であり、歪量が増加するにつれてα相の歪導入も進行する。α相の歪が増大すると、β相へ誘起変態し、逐次的にα＋β相ネットワーク組織を形成することが認められる。

【0103】

［他の実施形態の説明］
第１実施形態では、β相安定化元素としてＶを含むα＋β型チタン合金部材を説明したが、他のβ相安定化元素を含むα＋β型チタン合金部材であっても、出発原料粉末において適切な粒度調整をし、焼結体に対して適切な条件で熱間塑性加工、熱処理（焼鈍）および冷却を行うことにより、良好な強度特性および良好な延性を有するα＋β型チタン合金部材を得ることができる。

【0104】

Ｖ以外のβ相安定化元素としては、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｒｅがある。これらのα＋β型チタン合金部材中のβ相安定化元素の含有量は、好ましくは、Ｍｏ当量で０．８～３．０質量％である。なお、本発明に係るα＋β型チタン合金部材は、上記に列挙したβ相安定化元素を１種含むものでもよいし、２種以上含むものであってもよい。また、上記に列挙したβ相安定化元素と全率固溶型元素（例えばＺｒ）との組合せを含むものであってもよい。

【0105】

なお、α＋β型チタン合金部材中のβ相安定化元素のＭｏ当量（質量％）は、以下の式に基づいて算出できる。

【0106】

［Ｍｏ］ｅｑ＝［Ｍｏ］＋［Ｔａ］／５＋［Ｎｂ］／３．５＋［Ｗ］／２．５＋［Ｖ］／１．５＋１．２５［Ｃｒ］＋１．２５［Ｎｉ］＋１．７［Ｍｎ］＋１．７［Ｃｏ］＋２．５［Ｆｅ］
第２実施形態として、純チタン粉末とＦｅ粉末とを出発原料粉末として用いた。これらの出発原料粉末の質量比、平均粒径は、以下の通りである。

【0107】

α相チタン粉末（純チタン粉末）：平均粒径２８．６μｍ
Ｆｅ粉末：粒径３～５μｍ
質量比 純チタン粉末：Ｆｅ粉末＝９９：１
Ｆｅ１質量％は、Ｍｏ当量に換算して２．５質量％になる。

【0108】

製造プロセスは、第１実施形態と同様であり、粉末混合、圧粉成形、焼結、熱間圧延、熱処理、冷却工程を経て最終のα＋β型チタン合金部材を得た。なお、熱間塑性加工時の加熱温度は８５０℃、その後の熱処理時の加熱温度は７５０℃であった。

【0109】

図２１は、最終的に得られた組成がＴｉ－１質量％Ｆｅのα＋β型チタン合金部材の光学顕微鏡画像である。この図から、ネットワーク状のα＋β二相領域部がα相領域部を取り囲んでいることが認められる。

【0110】

第３実施形態として、下記の混合粉末を出発原料として用い、上記と同じ製造工程及び製造条件でα＋β型チタン合金部材を得た。

【0111】

第３実施形態の混合粉末：純Ｔｉ粉末＋３５質量％Ｔｉ６４合金粉末
この混合粉末中のＶの含有量は１．４質量％であり、Ｍｏ当量に換算すると０．９質量％になる。

【0112】

第４実施形態として、下記の混合粉末を出発原料として用い、上記と同じ製造工程及び製造条件でα＋β型チタン合金部材を得た。

【0113】

第４実施形態の混合粉末：純Ｔｉ粉末＋５質量％ＷＣ粉末
純チタン粉末（α相チタン粉末）の平均粒径：２８．６μｍ
ＷＣ粉末の粒径：１．２～１．８μｍ
この混合粉末中のＷの含有量は４．７質量％であり、Ｍｏ当量に換算すると１．９質量％になる。

【0114】

比較例として、下記の混合粉末を出発原料として用い、上記と同じ製造工程及び製造条件でα＋β型チタン合金部材を得た。

【0115】

比較例の混合粉末：純Ｔｉ粉末＋２５質量％Ｔｉ６４合金粉末
この混合粉末中のＶの含有量は１．０質量％であり、Ｍｏ当量に換算すると０．７質量％になる。

【0116】

第２実施形態～第４実施形態の本発明例（β相安定化元素の含有量がＭｏ当量で０．９～２．５質量）では、いずれも最終組織においてネットワーク状のα＋β二相領域が見られたが、比較例の混合粉末（純Ｔｉ粉末＋２５質量％Ｔｉ６４合金粉末：β相安定化元素の含有量がＭｏ当量で０．７質量％）では、ネットワーク状のα＋β二相領域が見られなかった。したがって、β相安定化元素の含有量は、好ましくは、Ｍｏ当量で０．８～３．０質量％である。

【0117】

図２２および図２３は、本発明例である第２実施形態の混合粉末（純Ｔｉ粉末＋１質量％Ｆｅ粉末）を出発原料として用いて作製したα＋β型チタン合金部材の顕微鏡画像およびα＋β領域の模式図である。ネットワーク状に分布したα＋β二相領域の面積率データを表６および表７に示す。図２２および表６は、圧延方向に対して直交する断面を観察したものであり、図２３および表７は、圧延方向に対して平行な断面を観察したものである。

【0118】

【表6】

【0119】

【表7】

【0120】

図２２および図２３のα＋β領域模式図からわかるように、純Ｔｉ粉末＋１質量％Ｆｅ粉末の混合粉末から出発したα＋β型チタン合金部材では、α＋β二相領域がα相を取り囲むネットワーク組織を形成していることが認められる。表６および表７の面積率データから、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、帯幅が３μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね７％以上であり、帯幅が５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね９％以上である。

【0121】

図２４は、比較例の混合粉末（純Ｔｉ粉末＋２５質量％Ｔｉ６４合金粉末）から出発したα＋β型チタン合金部材の顕微鏡写真である。この写真から、ネットワーク状のα＋β二相領域が形成されていないことが認められる。

【0122】

図２５および図２６は、本発明例である第３実施形態の混合粉末（純Ｔｉ粉末＋３５質量％Ｔｉ６４合金粉末）を出発原料として用いて作製したα＋β型チタン合金部材の顕微鏡画像およびα＋β領域の模式図である。図２５および表６は、圧延方向に対して直交する断面を観察したものであり、図２６および表７は、圧延方向に対して平行な断面を観察したものである。

【0123】

図２５および図２６のα＋β領域模式図からわかるように、純Ｔｉ粉末＋３５質量％Ｔｉ６４合金粉末の混合粉末から出発したα＋β型チタン合金部材では、α＋β二相領域がα相を取り囲むネットワーク組織を形成していることが認められる。表６および表７の面積率データから、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、帯幅が３μｍ以下の帯状領域が占める面積は７％以上であり、帯幅が５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね８％以上である。

【0124】

図２７および図２８は、本発明例である第４実施形態の混合粉末（純Ｔｉ粉末＋５質量％ＷＣ粉末）を出発原料として用いて作製したα＋β型チタン合金部材の顕微鏡画像およびα＋β領域の模式図である。図２７および表６は、圧延方向に対して直交する断面を観察したものであり、図２８および表７は、圧延方向に対して平行な断面を観察したものである。

【0125】

図２７および図２８のα＋β領域模式図からわかるように、純Ｔｉ粉末＋５質量％ＷＣ粉末の混合粉末から出発したα＋β型チタン合金部材では、α＋β二相領域がα相を取り囲むネットワーク組織を形成していることが認められる。表６および表７の面積率データから、顕微鏡で観察される断面組織の視野全体の中で、帯幅が３μｍ以下の帯状領域が占める面積は９％以上であり、帯幅が５μｍ以下の帯状領域が占める面積は概ね１６％以上である。

【0126】

以上、図面等を参照して本発明の実施形態を記載したが、本発明はここに記載した実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載した発明と同一または均等な範囲内において種々の変更が可能である。

【産業上の利用可能性】

【0127】

本発明は、良好な強度特性および良好な延性を発揮するα＋β型チタン合金部材として、またその製造方法として、有利に利用され得る。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】

【図13】

【図14】

【図15】

【図16】

【図17】

【図18】

【図19】

【図20】

【図21】

【図22】

【図23】

【図24】

【図25】

【図26】

【図27】

【図28】